背景简介

Inconel 718合金因其极高的强度、耐腐蚀性、高温下的结构稳定性，被广泛的应用于航空发动机、燃气轮机和高温能源装备等关键领域，其常规服役温度上限约为650～700 ℃。随着紧凑式高温换热器和下一代热能系统向更高的服役温度区间发展，材料内部析出相演化、晶界滑移和环境辅助损伤等失效机制显著加剧。因此，仅依赖室温或传统服役温度范围内的力学性能数据，已难以准确评估 Inconel 718 在更高温服役条件下的长期结构可靠性。

此外，Inconel 718 合金传统上主要采用锻造、铸造及粉末冶金等工艺制备，但这些方法在复杂几何结构的成形方面存在一定局限。激光粉末床熔融（Laser Powder Bed Fusion, LPBF）凭借较高的设计自由度，能够直接制造复杂流道和孔槽等结构，但其逐层熔化也容易形成沿成形方向延伸的柱状晶和显著织构，并伴随气孔、未熔合及局部元素偏析等缺陷。其成形方向也会改变晶界和缺陷相对载荷的取向，而孔洞等几何不连续特征则会进一步引起局部应力集中。这些因素又与高温下 δ 相、γ″相及碳化物的演化相互耦合，共同影响材料的蠕变变形与损伤行为。然而，现有研究主要集中于750 ℃以下，对于900～1200 ℃高温、中等应力及几何不连续条件下 LPBF Inconel 718 的蠕变行为与损伤机制仍缺乏系统认识。

为弥补上述的研究空白，本研究采用商业 EOS M290 设备制备竖直（Z）和水平（XY）成形方向的 LPBF IN718 平滑试样及带贯穿圆孔试样，在900 ℃和1200 ℃开展高温拉伸试验与蠕变试验。结合高分辨率X射线计算机断层扫描（X-ray Computed Tomography, XCT）、扫描电子显微镜（Scanning Electron Microscopy, SEM）、能谱分析（Energy-Dispersive X-ray Spectroscopy, EDS）及断口形貌表征，系统分析内部缺陷、微观组织演化与蠕变损伤行为之间的关系，并进一步揭示成形方向与几何不连续特征对高温蠕变寿命的影响。

成果介绍

（1）试验试样设置了两种成形方向：即垂直取向（Z）与水平取向（XY）。为模拟热交换器中的微通道结构特征，部分试样在标距段加工轴向贯穿孔。平滑与带孔试样具有相同的标距段尺寸，其中带孔试样通孔位于承载区中央（如图 1）。高温拉伸与蠕变试验分别在 900 ℃和 1200 ℃下进行，其中蠕变试验的施加应力范围为 10~200 MPa。高分辨率 XCT 结果表明，两种成形方向试样在缺陷数量、尺寸及空间分布方面存在明显差异（如图 2 所示）。对比可见，XY-H 试样中的缺陷数量及总体积均明显高于 Z-H 试样。由于贯穿孔的存在会扰动熔池的连续性及局部热流分布，从而导致孔边区域熔化不充分、层间结合质量下降并增加气体截留。而水平成形过程本身更易形成空洞及未熔合（lack-of-fusion，LOF）缺陷。

图1 LPBF IN718 试样的成形方向及平滑/贯穿孔试样尺寸图：Z为竖直成形，XY为水平成形

图2 带孔试样标距段的XCT内部缺陷重构示例（Z-H与XY-H），其中颜色表示缺陷体积

（2）析出相稳定性决定了900 ℃与1200 ℃下不同的失效机制。如图3所示，900 ℃时，试样中仍可观察到具有 δ 相特征的残留析出物。沿晶界分布的 δ 相能够有效钉扎晶界，抑制晶界滑移，提高晶界稳定性，从而延缓损伤累积并增强材料的抗蠕变性能，此时的失效机制主要以沿晶孔洞聚合为主。相比之下，当温度升高至 1200 ℃时，由于δ相和γ″相沉淀物的溶解以及富含 Nb 的碳化物颗粒的粗化，晶界失去有效钉扎和析出强化后，更容易发生滑移、氧化和界面脱粘，材料的主导失效机制也随之转变为晶界脱粘和氧化辅助断裂。

图3 用于EDS分析的SEM图，展示了经历不同蠕变工况后析出相的分布情况：（a–b）在900 ℃下试验的Z-2和XY-9试样；（c–d）在1200 ℃下试验的Z-4和XY-11试样；（e）在900 ℃下试验的Z-H-6试样；（f）在1200 ℃下试验的Z-H-7试样。LD表示加载方向（Loading Direction）

（3）温度和成形方向共同共同影响 LPBF IN718 的宏观蠕变寿命。如图 4所示，在900 ℃较低应力条件下，试样断裂寿命最高可达1747.9h；而在1200 ℃下，各试样则均在数小时内发生断裂，表明析出相稳定性丧失和晶界环境损伤带来显著差异。在可比较工况下，XY取向曲线稳态蠕变阶段更短、更早进入第三阶段。而Z向试样蠕变速率更低，其断裂寿命最高可达到XY向试样的约5倍。主要原因在于沿载荷方向延伸的柱状晶、较少的横向晶界以及更低的LOF缺陷，有利于延缓蠕变损伤积累。相反，XY向试样的层间缺陷和晶界更容易横贯承载面，孔洞长大和裂纹连接所需的路径更短，因此更早进入三级蠕变。此外，当统一按名义净截面应力比较时，带孔与无孔试样落在相近的应力-寿命曲线上（如图 5），说明在蠕变应力再分布的作用下，通孔的存在并未系统性地改变蠕变断裂寿命。

图4 试样在不同应力水平和成形取向下的蠕变应变-时间曲线：900 ℃ 下 (a) 无孔、(c) 带孔；1200 ℃ 下 (b) 无孔、(d) 带孔

图5 平滑与带孔试样的名义应力-断裂寿命比较

（4）采用扫描电镜对蠕变断裂后的试样进行断口形貌与截面组织表征，揭示温度、成形方向与几何不连续性共同调控的断裂模式与损伤演化规律。900 ℃下所有试样均以沿晶蠕变断裂为主要失效模式，断口以微孔洞聚合为核心特征，整体颈缩程度较低（如图 6）。1200 ℃下所有试样均发生快速的沿晶蠕变断裂，失效由晶界脱粘与空洞聚合主导。此时γ''相与δ相已完全溶解，断裂萌生于富 Nb 碳化物颗粒与γ基体的界面处，叠加晶界氧化作用，最终形成多孔退化的断裂表面（如图 7）。此外，1200℃下的 Z-H-7 试样截面组织（如图 8b）显示，晶界发生了广泛的空化，析出相显著粗化，同时出现明显的晶界分离与孔洞聚合现象，进一步证实了晶界脱粘与孔洞聚合主导的失效形式。

图6 不同成形取向试样在 900 ℃、相同应力水平下蠕变断口对比：(a) Z-2、(b) XY-9、(c) Z-H-5、(d) XY-H-14

图7 不同成形取向试样在 1200 ℃、相同应力水平下蠕变断口对比：(a) Z-4、(b) XY-12

图8 断裂发生孔区切取的 LPBF 带孔试样横截面显微照片：（a） Z-H-6试样在900 °C测试，（b）Z-H-7试样在1200 °C测试，显示δ相和Laves相分布、晶界空化以及近断口组织的温度依赖性退化

致谢

本文第一作者：Zarin Tahsin（Purdue University Northwest），本文通讯作者：Aref Yadollahi（Purdue University Northwest）。

本期小编：周子尧 （整理）

董乃健 （校对）

程 航 （审核）

董乃健 （发布）