增材制造技术应用师(涡轮发动机中的247合金的增材制造，是如何走向工业化进程？)
前言：
247合金是一种高温高强度的镍基合金，常用于航空航天和能源行业。增材制造是一种通过逐层堆叠材料来制造复杂零件的制造技术。在增材制造过程中，使用电子束作为热源，可以实现对247合金的增材制造。
合金247材料的由来
ni基超合金在涡轮发动机的高压涡轮（HPT）和低压涡轮（LPT）部分有着悠久的历史，因为它们在800度以上具有优越的高温性能。在过去的50年里，通过开发新的合金和先进的铸造技术，其高温能力得以扩大。
然而，对于材料鉴定工作的高要求，导致了将新合金投入使用产生了漫长开发时间。直到现在，镍基合金仍然被用于最新版本的涡轮发动机。比如在GE9X引擎中除了铝化钛（TiAl）等新材料外，几乎一半的使用组件都是由不同微观结构配置的镍基超合金制成的。
在涡轮中心框架的流路硬件中合金247，适用于几个传统的部件。这种传统的铸型高温合金是由马丁金属公司在70年代早期开发的，由于>60%的高碳体积分数和高含量的耐火元素，从而显示出良好的蠕变和氧化性能。
由于247添加了Hf，合金具有良好的可铸性，这也因此成为了最常见的静态和旋转部件的CC材料之一，比如叶片、护罩、喷嘴和涡轮叶片，合金247也可以铸造为定向固化（DS）或单晶（SX）材料。
然而，该合金最初并没有针对各向异性构型进行优化。通过降低C、Zr、Ti、Si和S的含量。在DS铸造过程中可以处理晶界开裂，并改善了碳化物的微观组织。在一些镍基高级合金中，比如IN718、IN625或HastalloyX，这些都是各种机器制造商的AM材料组合中建立起来。
由于金属粉末床熔合，增材制造（AM）在过去的15年里不断发展。这些合金已经成功地集成到当今最先进的AM系列生产中，电子束熔化（EBM）和激光粉末床熔变（L-PBF）是迄今为止最成熟的两种粉末床聚变技术。
由于EBM和LPBF都利用带电束进行材料加固，它们与焊接物理密切相关，在合金247等高伽马质含量的超级合金加工过程中，存在着高裂纹磁化率。该合金最初设计主要用于慢固化速度和低梯度的铸造应用，而不是快速固化和高梯度。
这些凝固条件导致组件内产生残余应力，而分层制造则使已经固化的材料保持一致的部分重熔。这或许是在不同的加工步骤和凝固过程中，导致了几种类型的开裂。247合金在焊接中的裂纹敏感性问题是众所周知的，因此该合金被称为“不可焊接”或“焊接不良”材料。
镍基高温合金与铝（Al）和钛（Ti）含量产生了可缝性，Al和Ti作为伽马质数形成元素，控制着合金中c￠的数量，并作为其可焊性的指标，通常合金在3吨铝和6吨钛显示出良好的可焊性。
然而，除了合金中c￠的量外，可焊性还取决于基材、晶粒微观结构和晶粒尺寸分布广泛。合金247位于可焊性的不可焊接场的深处。在固结材料中也能观察到严重的裂纹形成，通过随后的HIP治疗作为一种缓解方法被证明是重要的。
为了成功地缓解部件的裂纹，需要一个无裂纹和致密的外壳。此外，L-PBF中快速凝固可以抑制加工过程中的主要沉淀物，热处理可以在加热阶段通过材料的再沉淀引发应变开裂。为了减少和控制Si等次要元素的含量，使L-PBF的化学性质的方法可以降低材料中剩余的裂纹密度。
然而，通过减少少量元素含量来提高AM的加工性可能会产生负面影响，并损害材料的机械高温性能。一般来说，同样的开裂机制也适用于高伽马本质高温合金的EBM和L-PBF制造。
然而，由于其固有的高工艺温度和梁偏转高灵活性，EBM工艺已被证明对裂纹形成的敏感性较低。其中就用几种比较容易产生裂纹的合金，如茚三醇738、Rene142和CMSX-4的成功进行EBM加工。
为了获得了低剩余裂纹密度或无缺陷的样品，因此在EBM加工过程中，通过每层内的预热和加热序列，从而控制热流来实现一个较低的材料残余应力水平。此外，电子束运动的灵活性允许先进的熔化策略，并能够控制熔体池的形状、凝固行为和熔体池内相应的温度梯度。
因此，可以减轻开裂问题，剩余的在MARM247的EBM加工方面，这与其他化学材料相比，该合金的裂纹敏感性似乎得到提高了，加工难度也更大。其中一个原因可能是由于合金元素（次要元素）的偏析效应。
在晶界处形成了液体膜微观结构可以通过这种方式进行控制，从而产生“微铸造”CC、DS甚至SX晶粒微观结构。
EBM材料性能
使用EBM加工条件，能够形成一个完全发展的微观结构。在EBM加工过程中对固结材料的原位热处理。高凝固速度导致非常精细和均匀的建筑微观组织，比在投资铸造中达到的要小一个数量级。
EBM材料在竣工条件下几乎被均质化，导致了在竣工EBM条件下的高温力学性能，至少与铸件和热处理材料相似。此外与铸型材料相比，LCF和HCF材料的性能可以受益于更小的EBM孔隙（缺陷）尺寸。
如果采用随后的HIP热处理，就可以减轻潜在的剩余缺陷，或者其尺寸和数量可以进一步减少，从而获得优越的EBM材料性能。在溶液热处理的研究中，能够确定了EBM处理的合金247合适的热处理温度范围。
热处理和臀部热处理
HIP处理是涡轮发动机中，指定安全相关的MAR-M24要求。在进行溶液热处理和臀部热处理的过程中。需要进行MAR-M247两步老化，以实现所需碳化物微观结构。
EBM处理的合金247在合适的热处理温度范围，从中选择多晶（PX）材料。而互补的HIP热处理，是涡轮发动机指定的MAR-M247要求。一直以来HIP循环在使用工业规模的设备进行，然后进行溶液热处理和随后的两步老化。
为了对竣工和热处理样品进行微观结构评价，特意制定了金相截面。为了揭示微观结构特征，使用V2A蚀刻剂加热到70C进行样品对比。
维氏HV1硬度测量是在杜氏40硬度仪上进行的，在高温下（ZINENISO6892-2）可采用激光伸长器和圆形M10螺纹d0=6mm样品几何形状。生产的试样没有检测到临界裂纹。我们通过调整熔融参数来确定熔池形状、凝固速度和温度梯度，可以控制从等轴到柱状晶粒。
多晶材料呈等轴状和各向同性晶粒，柱状材料具有高度的各向异性。控制晶粒各向异性程度的能力，从而有机会根据需要现场定制涡轮叶片等组件内的微观结构。
为了研究加工过程中的晶粒微观结构的演变，因此所得到的熔体池的形状特别重要，利用蚀刻纵向截面确定了最后一层熔化层的工艺参数。并将结果进行了比较。如果使用工艺参数导致一个明显的尖锐和深的熔体池，就可以实现多晶微观结构。
多晶材料的平均粒径为~35lm，含粒径为3~700lm。与此相反，如果生成一个普通宽的熔体池，就可以获得一个高度各向异性和完全柱状的微观结构，以及另外一种含有柱状和等轴晶粒的杂化微观结构。
这些观察结果和EBM加工过程中的微观结构演化，所产生的研究结果保持一致。其中凝固速度和温度梯度垂直于该界面。因此一个尖锐而深的熔体池在界面上提供了一个高角度，外延生长被新晶粒形成抑制，导致一个等轴的微观结构。
为此特意降低了凝固性和固化性，从而导致了明显柱状或杂化的微观结构。目前对AM加工镍基超合金微观结构和力学性能的了解。EBM合金247的微观结构，蚀刻截面的光学显微镜显示了完全发育和均质的微观结构，由c/c￠、颗粒、基质内精细而均匀分布的初级碳化物和晶界处的次生碳化物组成。
在SEM图像中，￠基质中的立方体c￠沉淀被突出显示，总体c￠体积含量约为~61pct。c￠沉淀物的大小取决于生产试样的高度和EBM处理时间。这种效应可以用EBM处理过程中的原位热处理来解释，对应的是竣工样品的硬度开始下降。
合金247样品在竣工条件下，是无法观察到类似的微树突分离行为。在EBM工艺温度>1000℃下的原位热处理足以使已经在竣工条件下的材料均质化。为了在涡轮发动机中应用合金247，需要一定的碳￠尺寸和碳化物形态，并通过随后的热处理进行控制。
因此，热处理对于满足在蠕变方面的一个部件的结构要求至关重要。对于铸造MAR-M247材料，标准热处理通常包括超溶剂液溶液热处理，然后在1080C和900C下进行两步老化过程。
由于当前EBM材料显示几乎没有分离，SH保持时间可以减少到最低，而获得溶液中的c￠，以实现均匀分布，以及试样内二次碳化物的部分溶液和再沉淀。基于EBM处理后的SH结果，为了在涡轮发动机中应用合金247，需要一定的碳￠尺寸和碳化物形态，并通过随后的热处理进行控制。
因此，热处理对于满足在蠕变方面的一个部件的结构要求至关重要，传统加工材料的晶粒尺寸控制的蠕变特性是可以很好地理解的。这一发现加强了理论，他们可以表明不仅颗粒大小定义了蠕变破裂特性。而晶粒长宽比对蠕变破裂寿命的影响更为显著。
基于晶粒长宽比增加时裂纹扩展机制，从晶间模式向跨晶模式的变化。他们在调查中确定的过渡点的比例约为20。在这个比率以上，蠕变-破裂寿命主要保持不变，独立于长径比。通过测量DSEBM标本中，随机选择的颗粒来确定约40-100的比例。
这可以解释为EBM合金247材料优异的抗蠕变断裂性能，当引入异性晶粒会导致与相关的蠕变、破裂特性。考虑到这一点，并基于文献中对传统加工材料所做的工作，DS微观结构的横向蠕变特性有望与多晶材料相媲美。
结论
目前电子束的247合金增材制造，仍处于研究和开发阶段。虽然已经取得了一些重要的进展，但在实现工业化应用方面仍面临一些挑战。
整体而言，电子束的247合金增材工业化需要继续深入的研究和技术改进，包括工艺优化、制造成本降低、功能性能验证和标准规范制定等方面。随着相关技术的进一步发展，相信在未来可以实现基于电子束的247合金增材制造的工业化应用。