背景简介

718是一种典型的镍基高温合金，广泛用于航空、船舶和核工业650°C左右的高温环境。激光粉末床熔融（Laser Powder Bed Fusion, LPBF）作为一种典型增材制造方式，能够快速制造具有复杂结构的718零部件，但LPBF 718在高温下的拉伸延性不足仍然限制了该方式所制备零部件的工程应用。已有研究表明，718合金在650°C左右在高角度晶界附近易出现应变局部化与沿晶开裂。对于LPBF 718来说，由柱状晶、高角度晶界分布以及晶界碳化物共同造成的组织非均匀性，可能进一步加剧高温塑性损失。因此，该研究聚焦于Horizontal方式打印成型的LPBF 718，比较其在室温和650°C下的拉伸行为、断裂模式和微观损伤机制。该研究通过扫描电镜下二次电子（Secondary Electron, SE）成像，背散射电子(Backscattered Electron, BSE)成像和电子背散射衍射（Electron Backscatter Diffraction, EBSD）成像等手段表征热处理后组织、断口形貌和裂纹附近的局部变形特征，并在晶体塑性有限元框架中综合考虑几何必要位错（Geometrically Necessary Dislocation, GND）和统计存储位错（Statistically Stored Dislocation, SSD）的损伤模型，以解释室温穿晶断裂与650°C沿晶断裂之间的转变机制。

成果介绍

（1）该研究的组织表征结果显示，经过1093°C/1.5 h均质化与后续时效处理后，LPBF 718中原始的元素偏析基本被消除，但由增材制造形成的柱状晶和高角度晶界结构仍然保留了下来。该研究采用水平取样方式，即试样轴向垂直于成形方向，并对试样进行了如下热处理：1093°C保温1.5 h后空冷，随后718°C保温8 h，再以55°C/h炉冷至621°C保温8 h，最后空冷。图1给出了上述热处理后LPBF 718合金的EBSD表征结果。结果表明，热处理后低角度胞状结构中的元素偏析明显减弱，但仍可观察到柱状晶组织和大量低晶界特征；同时，EBSD结果显示，富Nb、Ti、C的MC型碳化物主要析出于高角度晶界处，少量分布于晶内。

图1 热处理后LPBF 718的EBSD结果：从（a）Z-X 平面和（b）X-Y 平面观察得到的IPF-BD图；（c）Z-X平面上不同取向差角度的晶界分布；（d）位于高角度晶界处的MC型碳化物

（2）图2为室温和650°C下的拉伸曲线，可以发现相较于室温条件，LPBF 718在650°C下发生了显著的强度和塑性下降，其中塑性损失最为突出。室温下，材料表现出较高的屈服强度、抗拉强度和断裂延伸率：屈服强度约为1344MPa，抗拉强度约为1507MPa，断裂延伸率约为14.6%。而在650°C下，屈服强度和抗拉强度分别下降到室温值的84.4%和77.6%，断裂延伸率则急剧下降到室温值的21.4%，实际值仅约3.1%。这一结果说明，650°C高温条件对LPBF 718延性的损害远大于对强度的削弱。图3给出了两个温度下的拉伸断口形貌，可发现室温样品断口上可观察到更密集的韧窝，说明其主要经历较充分的塑性变形；而650°C样品断口中柱状晶轮廓更清晰，并出现较多局部解理面和沿晶轮廓线，表明高温下材料断裂机制由室温的延性穿晶断裂转向以沿晶开裂为主的脆性断裂模式。

图2 LPBF 718合金室温和650°C下的拉伸曲线

图3 LPBF 718在室温和650°C下拉伸断口的SEM断口形貌：（a, b）显示不同程度的变形；（c, d）显示柱状晶清晰程度的差异；（e, f）分别显示以韧窝和解理面为特征的不同断裂形貌

（3）进一步的室温（图4）和650℃（图5）下的纵截面组织观察证明，650°C下的延性损失主要源于高角度晶界处的沿晶开裂，而不是晶内塑性耗竭。室温拉伸断裂后的样品虽然经历了约14.6%的塑性应变，但纵截面中并未观察到明显二次裂纹，仅有少量局部孔洞，并且晶内存在大量滑移带，说明室温下材料主要通过晶内塑性变形和穿晶断裂耗散能量。相反，650°C拉伸样品虽然断裂延伸率只有约3.1%，但纵截面中已经出现大量长裂纹，部分裂纹长度可达约100μm，且这些裂纹多沿高角度晶界扩展。

图4 LPBF 71室温下拉伸断裂后纵截面的BSE图像：（a）代表性图像；（b）局部放大图像。图中竖直方向为加载方向

图5 650°C下LPBF 718拉伸断裂后纵截面的BSE图像：（a）代表性图像，显示出大量大尺寸裂纹；（b）高倍图像显示晶粒内部的滑移带；（c）裂纹附近微观组织的高倍图像。图中竖直方向为加载方向

（4）该研究还指出，晶界处MC型碳化物会进一步促进650°C下的沿晶开裂。局部EBSD分析（图6）表明，在某些高角度晶界裂纹尖端附近，碳化物所在位置对应更高的局部取向差和更强的应变集中。由于 MC碳化物具有较高刚度，并且与基体之间并非完全协调变形，其存在会在晶界附近引入额外的局部应变集中，从而促进裂纹萌生和扩展。该研究因此认为，650°C下LPBF 718的低塑性结果并不是仅由测试温度升高造成的，而是其高角度晶界、柱状晶取向分布以及晶界碳化物共同作用的结果。

图6 LPBF 718 试样650°C下拉伸断裂后，其纵截面短裂纹附近的EBSD结果：（a）IPF-BD 取向图和 SE图像；（b）IPF-LD图；（c）按加载方向计算得到的{111}⟨110⟩滑移系理论最大Schmid因子图；（d）显示变形分布的核平均取向差图，其值以局部区域内的取向差计算，反映了某一个区域内的变形程度。图中竖直方向为加载方向

（5）在计算方面，该研究建立了一个基于EBSD真实组织的晶粒几何模型，并提出了综合考虑GND与SSD的损伤演化模型。传统晶体塑性损伤模型通常基于等效塑性应变或应变率，难以同时描述晶内损伤和晶界损伤。该研究将总位错密度分解为GND和SSD两部分：GND主要反映晶界附近由滑移梯度造成的非均匀变形，SSD则主要反映晶内累积滑移和塑性变形。通过将二者纳入统一损伤演化公式，模型能够在不显式引入独立晶界损伤参数的情况下，同时模拟室温下的穿晶断裂和650°C下的沿晶断裂。该研究提出的损伤模型如下所示：

该模型以总位错密度ρtot作为损伤演化的控制变量，当总位错密度超过由屈服强度σy和抗拉强度σu确定的临界阈值ρth后，损伤开始增长，并随位错密度增加而进一步发展。值得注意的是，温度对该损伤门槛具有显著影响，例如该研究中718合金室温与650℃下的损伤门槛值差别较大。该研究提出的损伤门槛值计算模型如式3所示，其值主要取决于σu与σy的差值。这一差值代表了材料在进入塑性阶段后的均匀延伸极限，即材料的加工硬化能力。由于该研究中718合金在650℃下的加工硬化能力远弱于室温，因此其对应的损伤门槛值也相应变得更小，因此对应了该材料650℃下的拉伸延性更小，损伤更早开始演化并发展的试验结果。

为了进一步分析裂纹附近的损伤演化机制，该研究基于650°C拉伸样品中微裂纹附近的EBSD数据构建了三个裂纹填充模型。具体流程为将已经形成的微裂纹区域进行填充，并通过去除小晶粒、合并相近取向以及基于15°取向差阈值清理晶界，重构出近似裂纹形成前的局部完整晶粒几何。随后，将该重构模型转化为有限元网格，并在室温和650°C条件下分别进行晶体塑性损伤模拟，以比较相同局部组织在不同温度下的损伤萌生和裂纹扩展倾向。图7给出了常温和650℃下的开裂模拟结果。基于上述损伤模型，能够在统一框架下同时模拟室温下以SSD积累为主导的穿晶断裂，以及650°C下由晶界附近GND集中所主导的沿晶断裂，从而解释了LPBF 718从室温韧性穿晶断裂向650°C沿晶脆化断裂的转变，具体过程可见裂纹填充模型1中两种位错密度的演化（图8）。

图7 基于拉伸试验后不同尺寸裂纹附近 EBSD 数据建立的裂纹填充模型的晶体塑性模拟结果：模型 1–3 分别在（a、c、e）室温和（b、d、f）650°C下的模拟结果。图中竖直方向为加载方向

图8 裂纹填充模型1中GND和SSD的演化过程，起始于孔洞出现前的一个迭代步：（a, b）室温下的结果；（c, d）650°C 下的结果。图中竖直方向为加载方向。

致谢

作者们衷心感谢国家自然科学基金（52475156和52130511）以及上海高校高峰学科建设资助。董乃健感谢华东理工大学分析测试中心提供的扫描电子显微镜（Hitachi S-3400）表征支持。作者们还感谢华东理工大学的胡华彦在论文讨论和撰写过程中提供的重要见解。本文第一作者：董乃健 (华东理工大学)，本文通讯作者：温建锋（华东理工大学）。

本期小编：董乃健 （整理）

温建锋 （审核）

董乃健 （发布）