航天用材料及其制備技術(shù)的發(fā)展是新型航天器實(shí)現(xiàn)多功能性、高性能、高可靠性和成本效益的基礎(chǔ)和保證[1-4]。鎳基高溫合金具有優(yōu)異的室溫/高溫力學(xué)性能、高溫抗氧化性能與耐蝕性能，因而在航天領(lǐng)域得到重要應(yīng)用，如航天器發(fā)動機(jī)熱端部件[5]和航天器防熱系統(tǒng)[6]。

相較于航空領(lǐng)域，航天領(lǐng)域?qū)τ诟邷睾辖鸩考闹圃煲蟾涌量蹋尸F(xiàn)出更加復(fù)雜化、薄壁化、復(fù)合化、一體化等趨勢。以高性能液體火箭發(fā)動機(jī)燃燒室為例[7]，其部件往往暴露在高熱、負(fù)荷等工作環(huán)境中，因此需要進(jìn)行高效率的冷卻。傳統(tǒng)的減材或等材加工技術(shù)無法勝任此類獨(dú)特且巧妙的冷卻系統(tǒng)的制備。

20 世紀(jì) 80 年代后期發(fā)展起來的增材制造（AdditiveManufacturing，AM）技術(shù)[8]作為一種先進(jìn)的一體化制造技術(shù)，正逐漸成為鎳基高溫合金復(fù)雜構(gòu)件制備的顛覆性技術(shù)[9]。與傳統(tǒng)制造方法相比，AM 成形技術(shù)在縮減零件數(shù)、縮短生產(chǎn)周期、降低成本、實(shí)現(xiàn)復(fù)雜結(jié)構(gòu)自由設(shè)計，從而實(shí)現(xiàn)輕量化、多組件整合和性能提高方面展現(xiàn)出巨大優(yōu)勢[4,7,10-15]。

文中以航天領(lǐng)域最常用的 IN 718 和 IN 625 合金為例，詳細(xì)論述了鎳基高溫合金增材制造工藝優(yōu)化方法、微觀組織特征、增材制造后熱處理工藝的研究現(xiàn)狀，同時展示了幾個增材制造鎳基高溫合金航天構(gòu)件案例，以期為增材制造鎳基高溫合金在航天領(lǐng)域的進(jìn)一步應(yīng)用提供參考。

1、 航天領(lǐng)域常用鎳基高溫合金

鎳基高溫合金是以鎳為基體（含量一般大于 50%）的高溫合金，在 650~1 000 ℃范圍內(nèi)具有較高強(qiáng)度、良好抗氧化和抗燃?xì)飧g能力等綜合性能[16]。鎳基高溫合金牌號眾多，目前已有大量的綜述文獻(xiàn)[17-25]對其發(fā)展歷程、成分、微觀組織、力學(xué)性能、服役性能及制備技術(shù)進(jìn)行了詳細(xì)總結(jié)。原則上，航空用鎳基高溫合金都可以用于航天領(lǐng)域，但就現(xiàn)有文獻(xiàn)資料可知，航天領(lǐng)域用鎳基高溫合金[13,26-29]主要包括 IN 718、IN625、Rene′41、MAR?M 246、Incoloy 903、IN X?750、Astroloy、Alloy 713C、Rene′95、Hastelloy 系列、IN617、GH4202、GH4642 和 GH4587 等。

在航天器發(fā)動機(jī)領(lǐng)域[1]，選用高溫合金的主要依據(jù)是部件服役時的受力情況。工作葉片、輪盤、渦輪轉(zhuǎn)子和緊固件等受力復(fù)雜部件對材料力學(xué)性能要求極為嚴(yán)格，通常選用性能更好的沉淀硬化型鎳基高溫合金，如用作輪盤材料的 IN 718、Rene′41、Astroloy合金和用于制備定向結(jié)晶鑄造葉片的 Alloy713C、Mar?M246 合金[5]。對只受高溫靜負(fù)載或不大的熱應(yīng)力和振動應(yīng)力作用的部件，則更多地考慮抗高溫氧化性能，如 IN 625 合金被用于制造“超 X”計劃中超音速巡航飛行器以及飛機(jī)狀航天器的發(fā)動機(jī)出氣口和進(jìn)氣口控制板[1]。在航天器防熱系統(tǒng)方面[6,30-31]，鎳基高溫合金通常用于制備金屬熱防護(hù)結(jié)構(gòu)的蜂窩夾芯結(jié)構(gòu)或蒙皮。

圖 1 所示為第 3 代金屬防熱系統(tǒng)方案示意圖[30]，其稀疏蜂窩芯層和側(cè)壁薄板選用 IN 617 鎳基高溫合金。該合金為固溶強(qiáng)化型高溫合金，具有優(yōu)良的高溫抗氧化性和高溫強(qiáng)度，可承受 982~1 038 ℃的高溫，極限瞬時耐熱可達(dá)約 1 093 ℃，適用于>650 ℃的較高溫區(qū)[6]。

隨著增材制造技術(shù)理論研究的不斷發(fā)展，激光增材制造的一體化構(gòu)件在航天領(lǐng)域受到越來越多的關(guān)注[4,32-44]。IN 718 和 IN 625 合金是航天領(lǐng)域最常用的兩類合金，也是被報道和研究得最多的兩類鎳基高溫合金，二者總計占比達(dá)到約 83%[45]。二者的名義化學(xué)成分如表 1 所示。

盡管 IN 718 和 IN 625 合金的化學(xué)成分接近，但其強(qiáng)化機(jī)理不同：IN 718 是一種以 γ''相作為主要強(qiáng)化相，γ'相作為輔助強(qiáng)化相，晶間 δ 相作為晶界強(qiáng)化相的 沉 淀 硬 化 型 合 金 ； IN 625 是 一 種 以 難 熔 金 屬Nb/Mo 固溶強(qiáng)化為主，輔以各種碳化物（MC、M6C、M23C6）強(qiáng)化的 Ni?Cr 基固溶強(qiáng)化型合金。下文以 IN718 和 IN 625 合金為例，詳細(xì)綜述鎳基高溫合金增材制造工藝優(yōu)化、組織特點(diǎn)及增材制造后熱處理的研究現(xiàn)狀。

2 、航天領(lǐng)域用鎳基高溫合金材料的增材制造技術(shù)研究

2.1 工藝優(yōu)化方法

IN 718 和 IN 625 合金具有相似的密度和熔化區(qū)間[48]，且（Al+Ti）的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均遠(yuǎn)低于 4%，屬于易焊合金[49]。但兩者對增材制造工藝參數(shù)的敏感性存在較大差異。例如，Zhong 等[48]研究表明，在相同的增材制造工藝參數(shù)條件下，IN 625 合金的致密度（孔隙率為 0.009%）顯著高于 IN 718 合金（孔隙率為0.69%），且 IN 625 合金的凝固組織更細(xì)。這主要是由于 IN 625 合金熔池內(nèi)部的對流更強(qiáng)，提高了凝固速度，促進(jìn)了氣體排出。這一結(jié)果也表明，對于特定的鎳基高溫合金材料，須進(jìn)行更細(xì)致的增材制造工藝參數(shù)優(yōu)化研究。

增材制造工藝的綜合加工圖可以快速篩選出適合某種材料的增材制造工藝參數(shù)范圍。以激光粉末床熔融（Laser Powder Bed Fusion，LPBF）增材制造技術(shù)[50]為例，在考慮控制熔池幾何尺寸特征（圖 2a）的基礎(chǔ)上，綜合考慮影響熔池的能量密度，可以建立LPBF 綜合加工圖（圖 2b）。在加工工藝窗口內(nèi)（圖2b 中 III 區(qū)）可獲得搭接良好、缺陷較少的增材制造鎳基高溫合金材料。

另一方面，實(shí)驗設(shè)計方法可以用最少的實(shí)驗次數(shù)快速篩選出關(guān)鍵工藝參數(shù)項及其參數(shù)范圍，并據(jù)此確定最優(yōu)化的工藝參數(shù)組合，在增材制造工藝參數(shù)優(yōu)化過程中也被廣泛地應(yīng)用[51-54]。Moradi 等[51]使用全因子設(shè)計實(shí)驗方法，系統(tǒng)研究了激光掃描速度、送粉速率和掃描策略對直接激光金屬沉積（Direct LaserMetal Deposition，DLMD）增材制造 IN 718 合金的幾何尺寸、硬度標(biāo)準(zhǔn)差和增材制造壁穩(wěn)定性的影響，基于統(tǒng)計分析獲得了最佳的工藝條件：掃描速度2.5 mm/s、送粉速率 28.52 g/min、單向掃描模式。

Benoit 等[53]研究了合金成分和 LPBF 工藝參數(shù)對 IN625 合金缺陷形成的影響規(guī)律（圖 3）。結(jié)果表明，LPBF?IN 625 合金的裂紋對材料的成分十分敏感：當(dāng)合金粉中含有較高含量的 Si 和 Nb 時，無論如何優(yōu)化工藝參數(shù)，裂紋都無法消除；在低 Si 和 Nb 含量時，樣品中不存在裂紋，且可以通過優(yōu)化工藝參數(shù)獲得低孔隙率樣品。

2.2 增材制造鎳基高溫合金的微觀組織

金屬增材制造層層沉積的過程實(shí)際上是許多小尺寸熔池重復(fù)累加的過程，其宏微觀組織特點(diǎn)本質(zhì)上是由金屬熔化和凝固過程中的傳熱和傳質(zhì)過程決定的。Liu 等[50]根據(jù)增材制造過程中的熱歷史，將增材制造的微觀結(jié)構(gòu)劃分為凝固微觀結(jié)構(gòu)（包括柱晶結(jié)構(gòu)和晶間析出相）和凝固后微觀結(jié)構(gòu)（由應(yīng)力和熱循環(huán)而引起的位錯胞和納米析出相），使增材制造鎳基高溫合金的微觀組織呈現(xiàn)出跨尺度的分級結(jié)構(gòu)特點(diǎn)[55]。

一方面，對凝固組織而言，晶粒形貌和尺寸可依據(jù)經(jīng)典凝固理論進(jìn)行分析[56]。通常，增材制造的溫度梯度和凝固速率都極高，使增材制造鎳基高溫合金呈現(xiàn)出比傳統(tǒng)制備工藝更細(xì)小的枝晶/胞晶和析出相尺寸 [57] ， 且 在 較 大 的 激 光 能 量 密 度 范 圍 內(nèi) （ 4.1~300.0 J/mm2），胞晶/枝晶尺寸往往隨著激光能量密度的增加而增大，基本上呈線性關(guān)系[55]。另一方面，盡管增材制造技術(shù)在解決材料成分宏觀偏析方面具有巨大的優(yōu)勢[58]，但極快的冷卻速度往往引起材料內(nèi)部局部產(chǎn)生微觀偏析[59]。由于 Nb 和 Mo 元素極易在胞界富集，在LPBF?IN 718 合金中，大量的Laves相在胞界上析出[60]（圖 4a），且 Laves 相的數(shù)量、形貌和尺寸與增材制造工藝參數(shù)密切相關(guān)[61-63]。Zhang 等[59]也發(fā)現(xiàn)，在 LBPF?IN 625 合金中，Nb 和 Mo 元素也傾向于在枝晶間區(qū)域富集（圖 4b），在增材制造后的熱處理過程中，這些局部微觀偏析導(dǎo)致 LBPF?IN 625 合金中 δ 相的生長速度遠(yuǎn)遠(yuǎn)快于鍛造合金。

2.3 增材制造鎳基高溫合金的后續(xù)熱處理工藝

增材制造后續(xù)熱處理是調(diào)控增材制造鎳基高溫合金力學(xué)性能的重要工序，其影響如圖 5 所示[11]。通過熱處理，能夠消除材料內(nèi)部熱應(yīng)力和微觀偏析，以及調(diào)控微觀組織，從而使增材制造鎳基高溫合金部件更好地滿足服役要求。但對于不同類型的增材制造鎳基高溫合金，后續(xù)熱處理對力學(xué)性能的影響存在巨大的差異。對沉淀強(qiáng)化型 IN 718 合金而言，增材制造過程中極高的溫度梯度和極快的冷卻速度會抑制 γ''和 γ'相的析出，導(dǎo)致增材制造 IN 718 合金的硬度和強(qiáng)度較低[60,64]。合適的熱處理能促使 γ''和 γ'相重新析出，從而顯著地提高了材料的屈服強(qiáng)度，但引起塑性普遍下降；對固溶強(qiáng)化型 IN 625 合金而言，熱處理對室溫屈服強(qiáng)度的影響并不顯著。

2.3.1 增材制造 IN 718 合金的熱處理

基于 IN 718 合金的 TTT 圖[65]，增材制造 IN 718合金的后續(xù)熱處理制度通常包含以下 3 種規(guī)范[66-67]：析出時效（precipitation aging，DA）；δ 相時效+析出時效（δ aging + precipitation aging，SA）；高溫微觀組織均勻化+δ 相時效+析出時效（high-temperature mi-crostructure homogenization + δ aging + precipitationaging，HSA）。具體的熱處理工藝規(guī)范如表 2 所示。

通常來說，較低溫度下的 DA 處理不會影響增材制造合金的打印態(tài)晶粒形貌，僅會促使 γ''相和 γ'相析出，但低的熱處理溫度并不能消除打印過程中由于微觀偏析而析出的 Laves 相。Laves 相是一種有害相，會損害材料的力學(xué)性能[68]，通常在>970 ℃的高溫條件下可以將其溶解。因此，增材制造 IN 718 合金往往采用高于 970 ℃的溫度進(jìn)行均勻化熱處理。采用較低均勻化熱處理溫度的 SA 制度可以使Laves 相溶解并轉(zhuǎn)化為沿晶界析出的 δ 相。δ 相會隨固溶處理時間的延長而長大[69]，過長的熱處理時間會引起 δ 相由<1 μm 的顆粒狀轉(zhuǎn)變?yōu)殚L約 10 μm 的長條狀（圖 6）。引起這一現(xiàn)象的主要原因是：晶界處的Laves 相溶解，引起 Nb 元素在晶界附近聚集，導(dǎo)致 δ相在晶界或晶界附近析出；亞穩(wěn)態(tài) γ''相向 δ 相的轉(zhuǎn)變（650 ℃）。

隨著固溶溫度（HSA）的提高[67]，增材制造樣品的再結(jié)晶程度也逐漸提高，使微觀組織由各向異性逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)楦飨蛲浴．?dāng)固溶溫度高于 1 180 ℃時，增材制造樣品可發(fā)生完全再結(jié)晶現(xiàn)象，并且隨著均勻化溫度的提高和時間的延長，Laves 相或碳化物相完全溶解，引起 γ''相尺寸增大[69]。

由此可見，增材制造 IN 718 合金固溶熱處理制度的選擇[69-70]不僅影響 γ''相和 δ 相的析出行為，也會影響材料的再結(jié)晶程度，對調(diào)控合金的微觀組織極為重要。

Li 等[71]開發(fā)了一種增材制造后新型熱處理工藝路線（圖 7a），與傳統(tǒng)熱處理工藝相比，新型熱處理工藝采用更高的固溶處理溫度，但隨后僅進(jìn)行一次低溫時效處理。這種新的熱處理工藝一方面使合金中出現(xiàn)低層錯能的退火孿晶和無局部應(yīng)變的再結(jié)晶晶粒（圖 7b），貢獻(xiàn)了極好的塑性；另一方面使合金基體中析出彌散分布的 10~35 nm 超細(xì)近球形 γ''+γ'強(qiáng)化相，貢獻(xiàn)了極好的強(qiáng)度（圖 7c）。這種理想的微觀組織特點(diǎn)使 LPBF?IN 718 合金在基本不損失強(qiáng)度的前提下，使其斷裂伸長率由 17%大幅提高至 24%（圖7d）。這一研究成果表明，基于增材制造鎳基高溫合金特殊的微觀組織特點(diǎn)，通過開發(fā)新的熱處理工藝有可能獲得強(qiáng)塑性良好的綜合力學(xué)性能。

2.3.2 增材制造 IN 625 合金的熱處理

不同于沉淀硬化型鎳基高溫合金，對固溶強(qiáng)化型鎳基高溫合金而言，增材制造后續(xù)熱處理的主要目的是消除內(nèi)應(yīng)力和均勻化微觀組織。基于 IN 625 合金的 TTT 圖[72-73]，增材制造 IN 625 合金的后續(xù)熱處理通常包含 3 種常用工藝規(guī)范[73-74]：去應(yīng)力退火（Stress-relief Annealing ， SR ）； 中 溫 退 火 （ Intermediate-temperature Annealing, ITA）；高溫固溶處理（High-temperature Solution Treatment，ST）。通常來說，SR（650~870 ℃）可以消除材料內(nèi)部殘余內(nèi)應(yīng)力，防止試樣變形，但不會改變打印態(tài)樣品的柱晶結(jié)構(gòu)特征。然而，由于 Nb 和 Mo 元素的局部微觀偏析[59,73]，會引起 LPBF?IN 625 合金的 TTT圖顯著地向左移動[73]，即 δ 相析出的動力學(xué)顯著加快（圖 8），使 LPBF?IN625 合金中 δ 相的生長速度遠(yuǎn)快于鍛造合金[59]。ITA（930~1 040 ℃）處理可以溶解大多數(shù)的 δ 相，形成再結(jié)晶晶粒。再結(jié)晶現(xiàn)象的發(fā)生降低了材料力學(xué)性能的各向異性。ST（1 040~1 200 ℃）處理的高溫可以溶解增材制造過程中析出的 MC 碳化物和 δ 相，從而方便通過后續(xù)的時效處理控制 δ 相（760 ℃）或碳化物的再析出（980 ℃）。

Inaekyan 等[75]詳細(xì)總結(jié)了 LPBF?IN 625 合金在各種熱處理工藝條件下形成的微觀組織演化示意圖（圖 9a）。正是由于這些微觀結(jié)構(gòu)的不同，引起 ST的 LPBF?IN 625 合金在高溫下發(fā)生動態(tài)應(yīng)變時效，使其拉伸斷裂伸長率顯著下降（圖 9b、c）。

2.3.3 增材制造鎳基高溫合金的熱等靜壓處理

熱等靜壓（Hot Isostatic Pressing，HIP）技術(shù)[76]以惰性氣體為載體，在高溫和高壓的協(xié)同作用下，通過提高材料的塑性變形和原子擴(kuò)散能力，在閉合裂紋/孔隙/未熔合等缺陷的同時可以使合金成分均勻、微觀組織穩(wěn)定。HIP 被越來越多地應(yīng)用于鎳基高溫合金增材制造后處理過程[60, 77-87]研究，并取得了良好的進(jìn)展。

在提升增材制造鎳基高溫合金致密度方面，HIP處理比傳統(tǒng)熱處理呈現(xiàn)出更大的優(yōu)勢[77, 84-85]：去應(yīng)力熱處理使樣品整體孔隙體積比降低，但會導(dǎo)致樣品表面較大孔的數(shù)量增加[84],而 HIP 處理可以同時使內(nèi)部和表面缺陷顯著減少，使增材制造材料的相對密度由99.50%提高到 99.90%[78]。在改善增材制造鎳基高溫合金微觀組織方面，HIP 處理也表現(xiàn)出積極的影響。

Xu 等[60]對比研究了 HIP（1 150 ℃，4 h，1 500 bar）、HT（970 ℃，1 h，然后 718 ℃，8 h + 621 ℃，8 h）、HIP + HT 3 種后處理工藝對 LPBF?IN 718 合金微觀組織變化的影響規(guī)律，發(fā)現(xiàn) HIP 處理促進(jìn) Laves 相全部溶解的同時抑制了 γ''相的長大（圖 10a、b）。Rezaei等[78]的研究結(jié)果也表明，HIP 處理會促使一種 γ''/γ'/γ''共析出相形成（圖 10c），有利于提高增材制造鎳基高溫合金的強(qiáng)度；同時，經(jīng) HIP+HT 處理后樣品室溫條件下的各向異性程度由 11.6%降低至 3.5%。

總而言之，HIP 作為一種熱力耦合的后續(xù)熱處理技術(shù)，在消除/減少打印缺陷、調(diào)控微觀組織方面展現(xiàn)出了巨大的潛力，但 HIP 在調(diào)控微觀組織方面的機(jī)理還不是十分清晰，需要進(jìn)一步的深入研究。

3、 增材制造鎳基高溫合金在航天構(gòu)件領(lǐng)域的典型應(yīng)用

3.1 典型構(gòu)件案例

增材制造具有超出傳統(tǒng)鑄造、鍛造制備工藝的成形制造能力，非常適合制備內(nèi)含復(fù)雜內(nèi)流道、多孔點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)等極難加工的結(jié)構(gòu)構(gòu)件，如火箭推進(jìn)器耐高溫部件、助推器等，對未來空間探索至關(guān)重要，因此受到全世界的關(guān)注[4,32-43]。

火箭發(fā)動機(jī)噴嘴頭是助推器的核心構(gòu)件之一，在傳統(tǒng)設(shè)計中，該構(gòu)件由 248 個零部件裝配而成，ArianeGroup 利用增材制造技術(shù)將原來的 248 個組件合并成一個構(gòu)件（圖 11a），克服了傳統(tǒng)加工工藝（鑄造、焊接及鉆孔等眾多復(fù)雜工藝步驟）耗時和在極端負(fù)荷環(huán)境中存在風(fēng)險的缺點(diǎn)，真正實(shí)現(xiàn)了噴嘴頭一體化設(shè)計[38]。DMRL 研究人員使用增材制造技術(shù)制備了升級版燃料噴射器（圖 11b）。該構(gòu)件采用 66.4°橫截面設(shè)計，升級了零件的流道，移除了低應(yīng)力區(qū)域材料，在零件底部引入了超輕網(wǎng)格結(jié)構(gòu)增材制造構(gòu)件，其抗壓、抗拉及硬度的測試結(jié)果優(yōu)于傳統(tǒng)制造的 IN718 構(gòu)件，展示出增材制造技術(shù)在導(dǎo)彈終端的應(yīng)用潛力[39]。MSFC 利用 DLMD 技術(shù)成功制備了 IN 625 合金的整體推力室（圖 11c），該推力室內(nèi)部形成了完整的通道結(jié)構(gòu)，可用于腔室的通道冷卻噴嘴部分。在主測試階段，噴嘴的壁溫超過 732 ℃，證明 DLMD 技術(shù)制備整體推力室的可行性[40]。換熱器是航天設(shè)備長效穩(wěn)定運(yùn)行的關(guān)鍵部件，AddUp、Sogeclair 和 Temisth合作，通過增材制造技術(shù)成功制備出薄壁（<0.5 mm）沒有泄漏且存在大量薄鰭片（0.15 mm）的 IN 718 合金換熱器（圖 11d）。該換熱器可確保對熱量的要求，能獲得與增材制造鋁制外殼相似的質(zhì)量和性能，完美地體現(xiàn)了增材制造技術(shù)在制備復(fù)雜、精密部件領(lǐng)域的技術(shù)優(yōu)勢[41]。EOS 與 Hyperganic 合作，通過計算機(jī)算法和人工智能創(chuàng)建了一件結(jié)構(gòu)極其復(fù)雜的 Aerospike火箭發(fā)動機(jī)模型。EOS 采用增材制造技術(shù)將其成功制備出來，該發(fā)動機(jī)高達(dá) 80 cm（圖 11e），其長度只有常規(guī)鐘型火箭發(fā)動機(jī)的 1/4，質(zhì)量只有航天飛機(jī)主發(fā)動機(jī)的 2/3，與喇叭形噴嘴相比，這種獨(dú)特結(jié)構(gòu)使發(fā)動機(jī)效率提高了 15%。增材制造技術(shù)自由制造的特點(diǎn)為該新型火箭發(fā)動機(jī)的研制掀起了新的熱潮，是火箭推進(jìn)領(lǐng)域的巨大進(jìn)步[42]。

3.2 增材制造技術(shù)的應(yīng)用

上述案例均極好地展示了增材制造技術(shù)作為一體化成形方法的巨大優(yōu)勢。然而，在制備構(gòu)件過程中，除考慮材料可用性、制備質(zhì)量、成本外，還需考慮生產(chǎn)工藝可能構(gòu)建的構(gòu)件尺寸及特征分辨率。根據(jù)粉末輸送方式的不同，商用金屬增材制造設(shè)備可分為 2 類[13]：基于鋪粉的 LPBF 技術(shù)和基于同步送粉/絲的 DLMD技術(shù)。前者成形精度高但零件加工尺寸受限；后者則不受尺寸限制但成形精度略低，后期需要進(jìn)行加工以滿足使用需求。Kerstens 等[7]根據(jù)歐洲和美國增材制造機(jī)器供應(yīng)商的制造體積，總結(jié)了 3 種常用增材制造機(jī)器的尺寸限制及特征尺寸范圍，見圖 12。據(jù)此，可根據(jù)所生產(chǎn)構(gòu)件的尺寸和精度要求選擇合適的增材制造技術(shù)。

4、 結(jié)論

鎳基高溫合金是航天工業(yè)中不可或缺的材料，隨著金屬增材制造理論研究的深入，增材制造技術(shù)將進(jìn)一步擴(kuò)大和加快鎳基高溫合金在航天領(lǐng)域的應(yīng)用。然而，增材制造技術(shù)涉及極為復(fù)雜的冶金、物理、化學(xué)、熱耦合等過程，盡管在航天器構(gòu)件制備方面有很多成功的案例，且針對鎳基高溫合金的增材制造也進(jìn)行了大量的研究，但“材料–增材制造工藝–后續(xù)熱處理–組織–性能”之間的匹配關(guān)系仍不是十分清晰。在今后的研究中，以下幾個方面仍值得進(jìn)一步關(guān)注。

1）鎳基高溫合金成分十分復(fù)雜，且對增材制造工藝參數(shù)極為敏感，厘清關(guān)鍵合金元素與增材制造缺陷的關(guān)聯(lián)關(guān)系對制備零缺陷材料至關(guān)重要。

2）微觀偏析是增材制造鎳基高溫合金中普遍存在的現(xiàn)象，往往給材料的微觀組織和力學(xué)性能帶來不利的影響。通過優(yōu)化合金成分和增材制造工藝參數(shù)來減輕或消除微觀偏析現(xiàn)象是一個重要的關(guān)注點(diǎn)。

3）增材制造鎳基高溫合金材料獨(dú)特的微觀組織給增材制造后續(xù)熱處理工藝選擇帶來一定的挑戰(zhàn)性：用于鑄造或鍛造鎳基高溫合金的常規(guī)熱處理工藝將不再是最優(yōu)的工藝規(guī)范。開發(fā)新的熱處理工藝，通過對微觀組織的調(diào)控，獲得高強(qiáng)韌增材制造鎳基高溫合金是一個艱巨的任務(wù)。同時，具有熱–機(jī)械協(xié)同效應(yīng)的熱等靜壓技術(shù)單獨(dú)或與其他熱處理工藝相結(jié)合，在消除冶金缺陷和調(diào)控微觀組織方面均具有積極的效果，有望成為提高增材制造構(gòu)件性能的非常有前景的選擇。

4）室溫和高溫強(qiáng)度、疲勞、蠕變、腐蝕及抗氧化性能均是鎳基高溫合金服役的重要指標(biāo)。目前的研究大多集中在室溫和高溫強(qiáng)度方面，應(yīng)進(jìn)一步加強(qiáng)對增材制造鎳基高溫合金其他性能的評價。

5）鎳基高溫合金增材制造構(gòu)件的研制是一個復(fù)雜的系統(tǒng)工程，涉及材料、粉體制備、增材制造技術(shù)、構(gòu)件設(shè)計、制造標(biāo)準(zhǔn)等，需進(jìn)行全面系統(tǒng)的研究，以滿足未來航天領(lǐng)域快速發(fā)展的挑戰(zhàn)。

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