研究了激光选区熔化GH高温合金的成形工艺及不同冷却方式和热处理制度下的显微组织和高温拉伸性能。结果表明:随着激光功率的增加，合金的孔隙率整体上呈先降低后增加的趋势;当激光功率较低时，合金的孔隙率随扫描速度增加而升高;当激光功率较高时，合金的孔隙率随扫描速度增加先降低后增加;扫描间距为0.11mm时，合金的致密度达到99.8%以上。优选成形工艺为:激光功率W，扫描速度mm/s，扫描间距0.11mm。℃保温1h后冷却速度越慢，热处理后合金的高温伸长率越高。炉冷时，晶界处析出连续的碳化物，使晶界强度增加，高温塑性提高。热等静压后进行℃高温固溶处理，合金的晶粒尺寸较为均匀，原晶界处粗大断续状的碳化物变得连续均匀，使合金的横纵向高温伸长率达到36%以上。
GH化学成分
H属于固溶强化型镍基变形高温合金，主要合金元素为镍、铬、铁。该合金具有良好的抗氧化和耐腐蚀性能，热加工成形性和焊接性能较好，且在℃工作时，可保持中等的持久强度和蠕变强度，因此非常适合制造℃以下长期工作的航空发动机燃烧室部件。燃烧室部件多为具有多种内流道的复杂结构，内流道的表面精度影响工作过程中流体通量。针对这种复杂结构，铸造、锻造或焊接等传统加工方式存在模具制作难度大、加工成形困难、制作成本高、生产周期长、原料浪费严重等局限。激光选区熔化成形技术(Selectivelasermeltingformingtechnology，SLM)是对三维实体模型切片分层后，将各层切片数据生成激光扫描填充路径，控制激光束沿扫描路径逐层进行金属粉末的选区熔化，粉末床下降一个粉末层厚度的高度，铺设新的粉末，层层加工直至整个零件完成。该工艺可实现零件的细微结构、薄壁结构、复杂内流道的成形，有利于多个部件的一体化成形，成形精度高，加工周期短，非常适用航空发动机燃烧室部件的制造。但成形过程是一个急热急冷的过程，其成形过程必然产生大的残余应力、横纵向不均匀的合金组织，因此选择合适的激光扫描工艺参数及热处理工艺，对成形部件的力学性能至关重要。
随着激光选区熔化成形技术的广泛应用，诸多研究者也对高温合金的成形进行了研究。通过研究选区激光熔化成形GH合金的显微组织和拉伸性能，得到沉积态试样的强度较传统铸造方法高，但塑性较差。研究了激光选区熔化GH合金组织对力学性能的影响，指出块状碳化物分布在晶界会降低激光选区熔化GH合金室温塑性和高温持久性能;链状碳化物能够强化晶界，使合金具有较高的室温塑性和高温持久性能。较全面的激光选区熔化成形工艺参数和热处理制度对GH高温合金力学性能的影响研究较少，本文将对比研究激光功率、速度、扫描间距对成形质量的影响及不同热处理制度对合金力学性能的影响。
GH合金成形试样孔隙率的影响，可以看出，随着激光功率由W增加到W，制备试样的孔隙率整体上呈现先降低后增加的趋势。激光功率越大，激光热影响区域面积越大，所形成的熔池面积越大，相应的会有更多的粉末进入熔池，熔池宽度增加，当熔池中液态金属表面的张力无法与其重力平衡时将沿两侧向下流，这样实际的单层熔覆厚度将会减小。在粉层厚度一定的情况下，激光功率为W时，功率值太低，粉末可能未完全熔化，试样致密度降低，XY面孔隙率达到0.%;当激光功率为W时，3种扫描速度下，试样的孔隙率最低为0.%，此时的激光功率、扫描速度、扫描间距3个参数为最优匹配;当激光功率为W时，功率值太高，粉末除被融化外，还有一部分被烧损气化，孔隙率随之也会升高。
在各激光功率下，扫描速度与试样孔隙率的关系。在～W较低的激光功率下，随着扫描速度的增加，试样的孔隙率逐渐升高。这是因为激光功率较低时，扫描速度越大，扫描单道熔覆能量越低，熔道熔覆宽度相对较小，扫描间距不变，导致熔道与熔道之间的融合效果差，搭接之间孔隙率会高，所以低激光功率时，横向试样孔隙率高于纵向试样。当激光功率为W时，横纵向试样的孔隙率均达到较低水平，此时随着扫描速度的增加，试样的孔隙率先降低再升高;当扫描速度为mm/s时，XY面孔隙率为0.%，XZ面孔隙率为0.%。激光功率和扫描速度决定单位面积单位时间内粉末接收的热量，影响熔池的宽度及凝固后的表面性能。激光功率一定时，扫描速度影响着粉末熔化过程中的加热时间。通常情况下，扫描速度越低，粉末的加热时间越长，粉末熔化的越充分。扫描速度过慢，则粉末接收的热量过高，粉末除熔化外，可能会产生烧损。扫描速度过快，粉末接收的热量降低，粉末熔化效果变差。因为扫描速度越快，熔宽越小，熔池越浅，导致融合不充分产生孔隙。当激光功率为W和W时，试样孔隙率同样是随着扫描速度的增加，出现先降低后升高的趋势，但此时的孔隙率较W时仍然较高，说明GH合金在该激光功率下出现了合金元素的烧损气化，导致孔隙率升高。
激光功率为W，扫描速度为mm/s。随着扫描间距的增加，试样孔隙率先降低后升高。当扫描间距为0.09mm时，熔道搭接率高，重熔区域变大，热积累效应产生，导致熔池不稳定，容易产生飞溅和烧损气化，使孔隙率提高;当扫描间距为0.11mm时，横纵向的孔隙率均低于0.02%，试样致密度达到99.8%以上，试样可形成较好的冶金结合;当扫描间距为0.13mm时，熔道之间的搭接率较小，其中的粉末不能进行完全的熔融填充，导致熔道之间的连接质量差，孔隙率增加。
照GH合金锻件热处理标准在℃保温1h后，分别采用炉冷、空冷、水冷3种冷却方式进行冷却的显微组织。可以很明显的看到激光扫描路径，相邻扫描路径之间有明显的分界，同一扫描路径熔化道内靠近边缘的晶粒方向与熔化道边界呈一定角度外延生长，熔化道中间区域为细小的胞状结构，激光在扫描过程中具有快速熔化凝固的特点，熔化道边缘附近散热方向垂直熔化道边界最快，因此熔化道边界附近的晶粒将与熔化道边界呈一定角度结晶，熔化道内部因为温度过高，热量由垂直熔化道面向下或向上散出，因此熔化道中心区域的晶粒为XZ(YZ)方向，当观察XY面组织时表现为等轴的胞状结构。
经℃热处理后沉积态组织消失，观察不到原有的激光扫描痕迹，合金内部发生了再结晶。不同冷却方式将会在晶界和晶内析出不同的析出物，热处理过程中，内部的碳化物溶解，同时内部合金元素均匀化，冷却速度慢，碳化物有足够的析出时间，晶界处析出连续的碳化物，空冷和水冷时冷却速度过大，碳化物难以在晶内和晶界析出，晶界较为光滑平直。
炉冷(FC)、空冷(AC)、水冷(WC)3种冷却方式下合金在℃的高温拉伸性能，可以看出合金的屈服强度及抗拉强度均相当，未发现明显区别，但是合金的高温塑性差别非常明显。当采用炉冷时，合金的横纵向伸长率均超过30%;当空冷时，合金的横向伸长率为19%，纵向伸长率为17%;当采用水冷时，合金的伸长率最低，横向伸长率仅为11.6%，纵向伸长率仅为12.7%。这是因为在高温拉伸过程中，高温合金的晶内强度和晶界强度共同决定高温拉伸过程中的强度和塑性，晶内析出相的多少和形貌决定晶内强度，晶界析出物的形貌决定晶界强度。在高温环境下，GH合金断裂位置均为沿晶断裂，晶界是薄弱区域，晶界碳化物析出相的数量、形态及位置对材料高温性能产生决定性的影响。炉冷时晶界处析出较多的连续碳化物，在高温拉伸过程中晶界碳化物起到了强化晶界的作用，因此具有较高的高温伸长率。空冷和水冷时，晶界碳化物析出减少，高温拉伸过程中晶界成为强度薄弱区，拉伸过程沿晶界发生断裂，伸长率降低。
直接打印态试样进行热等静压(℃)和热等静压(℃)+℃固溶处理后合金的显微组织。热等静压后，晶粒发生了再结晶，晶粒大小不均匀，晶界处以不连续的点状碳化物为主，晶内较少有碳化物的析出。因为热等静压温度较低，在碳化物析出温度区间内停留时间较短，析出动能较小，晶内析出物来不及完全析出，因此在晶界析出了不连续的晶界碳化物。热等静压后进行℃的高温固溶处理，晶粒大小较为均匀，晶粒较热等静压后有长大趋势，晶界处原来的粗大断续状碳化物转变成薄片连续分布的碳化物。高温下碳化物溶解到基体中，基体中碳化物溶解均匀，冷却时在碳化物析出温度区间停留时间较长，析出动能大，因此在晶界析出了较多的连续碳化物，起到了晶界强化的作用，高温伸长率得到了显著的提高。
不同热处理制度下合金的℃高温拉伸试验结果可以看出，热等静压处理后再经℃固溶处理，试样的高温抗拉强度略有提升，伸长率提升明显。热等静压后，横纵向试样的伸长率约为14%，经℃固溶处理后，横纵向试样伸长率达到36%以上可以看出，℃热处理后，晶界析出连续分布的碳化物，使晶界强度提高，高温伸长率明显升高。可以看出晶界碳化物的形态对GH合金的高温伸长率有很大的影响。
结论
1)随着激光功率的增加，激光选区熔化成形的GH合金孔隙率整体上呈先降低后增加的趋势;当激光功率较低(～W)时，随着扫描速度的增加，试样的孔隙率逐渐升高;当激光功率较高(～W)时，随着扫描速度的增加，试样的孔隙率先降低后升高;扫描间距为0.11mm时，合金的致密度达到99.8%以上。
2)冷却速度越慢，合金的高温伸长率越高，炉冷时，晶界处析出连续的碳化物，使晶界强度增加，高温塑性提高。
3)热等静压后进行℃高温固溶，合金的晶粒大小较为均匀，原晶界处粗大断续状的碳化物变得连续均匀，合金横纵向高温塑性明显提高。
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