西北工业大学：‌Laves 相形貌对增材制造 IN718 合金强度塑性协同的调控

定向能量沉积系统激光扫描速度设定为 5、10、15、20、30 和 40 mm·s⁻¹，光斑直径为 2 mm。所用 IN718 粉末粒径范围为 50-150 μm，送粉速率为 15 g·min⁻¹。试样制备过程中采用双向扫描策略。

随着激光扫描速度的增加，Laves 相的形貌发生逐步演变：低激光扫描速度下呈大尺寸长链状，中等激光扫描速度下呈长链状与近球形的混合形态，高激光扫描速度下则呈细小的近球形。

在激光扫描速度为 5、15 和 30 mm·s⁻¹ 下制备的所有试样均呈现柱状晶结构，并伴随强烈的 (100) 晶体学织构。尽管激光扫描速度的增加细化了柱状晶结构，但其对整体织构强度、LAGB 面积分数及局部应变分布的影响可以忽略不计。

激光扫描速度提高所引起的冷却速率升高，不仅制约了 Laves 相的析出，还显著改变了 Ni 基体与 Laves 相之间的元素分布。随着激光扫描速度的增加，Laves 相中 Nb、Mo 和 Ti 的浓度呈现显著下降。在冷却速率加快的条件下，可供溶质分配的凝固时间大幅缩短，这限制了 Nb 的偏析并降低了其在 Laves 相中的浓度。因此，在较高激光扫描速度下，由于 Laves 相析出受到抑制，更多溶质保留在 Ni 基体中，使得 Ni 基体内 Nb、Mo 和 Ti 的浓度显著升高。

Ni 基体的硬度随激光扫描速度的增加而升高，这与基体中固溶元素保留量的增加相一致。相比之下，Laves 相的实测硬度在较高激光扫描速度下降低，这可能归因于 Laves 相中 Nb、Mo 和 Ti 富集程度的减弱。不过，这些纳米压痕硬度值应被理解为表观的局部力学响应，而非相的固有属性。这是因为压痕尺寸效应以及压痕应力场与周围基体的相互作用会影响所测响应，对于嵌入 Ni 基体中的微米/亚微米级 Laves 相尤为如此。这一局限性对弹性模量尤为重要；因此，所测模量值被视为表观纳米压痕模量，并不作为裂纹萌生机制的主要判据。主要结论并非仅基于绝对的纳米压痕硬度或模量数值。相反，纳米压痕硬度结果被用作力学失配的佐证，而裂纹萌生与裂纹扩展机制则主要依据原位 SEM 拉伸观察来确定。在含 Laves 相的多组元合金中，相级异质性与力学响应及失效行为密切相关。因此，在本研究的增材制造 IN718 合金中，裂纹萌生被解释为硬度反差、弹性/塑性失配、界面应力集中、Laves 相形貌以及 Laves/Ni 界面结合强度共同作用的结果。

扫描速度 5 mm·s⁻¹ 下制备试样的极限抗拉强度为 609 MPa，断裂延伸率为 19.1 %。图中详细展示了五个关键阶段（a1–a5）的形貌演变。在未加载状态（a1），显微组织以显著的长链状 Laves 相为特征，并用椭圆标注以便追踪。在初始加载（a2）时，在垂直于拉伸轴取向的 Ni 基体与长链状 Laves 相之间起始了界面脱粘（橙色与绿色椭圆）。进一步变形（a3）在这些垂直于拉伸轴的长链状 Laves 相内部诱发了开裂，而一条沿拉伸方向排列的长链状 Laves 相（黄色椭圆）则发生碎裂，分裂为离散颗粒。当应变约为 16 % 时（a4），一条自试样顶部扩展而来的主裂纹向前推进，并与已断裂的垂直长链状 Laves 相汇聚，形成主裂纹。最终，主裂纹逐步吞并 Laves 相内部的裂纹（黄色椭圆）（a5），直至试样完全断裂。这一断裂序列揭示了一种由长链状 Laves 相主导的失效模式。界面脱粘首先发生于 Laves/Ni 基体界面，随后在长链状 Laves 相内部发生开裂。这些界面裂纹与 Laves 相内部裂纹随后沿富 Laves 相区域快速连接，形成优先的弱连接路径。该过程进行时，Ni 基体中的裂纹形成可忽略不计。

因此，失效集中在这些由 Laves 相主导的弱化区域，实质上绕过了 Ni 基体的固有强度与塑性，这也解释了所观察到的相对较低的拉伸性能。

扫描速度 15 mm·s⁻¹ 下制备试样的极限抗拉强度为 839 MPa，断裂延伸率为 25.5 %。在未加载状态（b1），试样由长链状与近球形 Laves 相的混合组织构成，并伴有一些不规则孔隙。在初始加载（b2）时，观察到轮廓清晰的滑移带，它们切过多个细小 Laves 相。在较高应变下（b3），Laves 相内部萌生了大范围开裂，同时在试样表面附近一处已损伤的 Laves 相处萌生了初始裂纹（绿色椭圆）。当应变约为 21 % 时（b4），这些 Laves 相内部裂纹发生扩展（绿色椭圆）。初始裂纹向内延伸，与已断裂的 Laves 相（橙色椭圆）相连接，形成主裂纹，随后向下方其他已损伤的 Laves 相（红色椭圆）推进。随后（b5），主裂纹向红色椭圆所标注的已预断裂 Laves 相区域扩展并最终与其汇聚，导致试样最终失效。该试样的裂纹扩展模式仍由 Laves 相开裂与裂纹连接所驱动。

然而，出现了两点关键差异：（1）滑移带能够穿过更细小的 Laves 相；（2）Laves 相表现出更强的抗断裂能力。这些因素共同延缓了裂纹扩展。因此，与以长链状 Laves 相为主的对照试样相比，该试样表现出更优的拉伸强度与塑性。

扫描速度 30 mm·s⁻¹ 下制备试样的极限抗拉强度为 1024 MPa，延伸率为 28 %，在三组试样中强度与塑性均为最高。在未加载状态（c1），细小近球形 Laves 相均匀分布于试样中，试样还含有一些球形气孔。随着应变增加（c2），Laves 相中未观察到明显开裂。应变进一步增加时（c3），Laves 相开始断裂（橙色与绿色椭圆），笔直的滑移带穿过这些细小 Laves 相，与此同时，在试样边缘的 Ni 基体中萌生了一条初始裂纹。当应变达到 23 % 时（c4），Laves 相内部裂纹进一步扩大（橙色与绿色椭圆），初始裂纹延伸进入 Ni 基体形成主裂纹，同时 Ni 基体内部也开始形成微裂纹。最终（c5），主裂纹向 Ni 基体中的微裂纹扩展并与之汇聚，导致试样断裂。值得注意的是，试样中的球形气孔在拉伸变形过程中保持稳定，几乎没有长大或萌生裂纹，因而对整体拉伸性能影响甚微。

此前研究已表明，孔隙率对金属材料拉伸性能的影响强烈依赖于孔隙的球形度。与不规则孔隙相比，球形孔隙对拉伸性能的不利影响显著更小。在本研究试样所追踪的原位 SEM 区域中，观察到的孔隙主要为孤立且近球形的，且在拉伸变形过程中未观察到明显的孔隙长大、孔隙致开裂或孔隙—Laves 协同导致的裂纹萌生。相比之下，裂纹萌生与扩展对 Laves 相形貌表现出更明显的相关性。