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激光增材制造Inconel 718基复合材料及力学性能

钟巧芳 ,  李梦洁 ,  胡燕秋 ,  屈超 ,  张海军 ,  刘江昊

化学进展 ›› 2025, Vol. 37 ›› Issue (9) :1384-1396

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化学进展 ›› 2025, Vol. 37 ›› Issue (9) :1384-1396 DOI: 10.7536/PC20250101
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激光增材制造Inconel 718基复合材料及力学性能

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Laser Additive Manufacturing Inconel 718 Matrix Composites and Their Mechanical Performances

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摘要

Inconel 718 （IN718）合金具有优异的高温强度、高延展性和良好的耐蚀性，在航空航天、军工及能源等领域有广阔应用前景。然而，IN718合金较低的硬度和耐磨性严重限制了其应用领域拓展。针对此问题，可行的解决策略之一是对IN718合金进行表面或基体的组成/结构改性。激光增材制造方法可有效地调控复合材料的组成和显微结构，从而优化其综合力学性能。本文首先介绍了IN718基复合材料的性质特点和改性思路，随后明确了IN718基复合材料激光增材制造方法的优越性和局限性，并且概括了激光增材制造IN718基复合材料的显微结构及力学性能的演变规律，最后总结了IN718基复合材料的组成设计、制备方法改进、显微结构调控和力学性能优化等方面的关键科学问题，进而对本领域研究的未来发展方向作出了展望。

Abstract

Owing to its high temperature strength， high ductility and good corrosion resistance， Inconel 718 （IN718） alloy had broad application prospects in aerospace， military and energy fields. However， the low hardness and wear resistance of IN718 alloy severely limited its application. To solve these problems， one of the feasible strategies was to modify the composition/microstructure of IN718 alloy. Laser additive manufacturing methods had the capabilities of effectively regulating the composition and microstructure of composite materials， so as to enhance their mechanical performances. Herein， the intrinsic properties and compositional modification strategies of IN718-matrix composites were first introduced， and then the advantages and limitations of laser-additive-manufactured IN718-matrix composites were summarized， respectively. Subsequently， the evolution laws of microstructural morphologies and mechanical performances of IN718-matrix composites prepared by laser additive manufacturing methods were summarized. Finally， the key scientific problems in modifying the preparation method， regulating microstructure and optimizing mechanical performances of IN718-matrix composites were respectively clarified， and the future developments were prospected.

Contents

1 Introduction

2 Modification of IN718 alloy

2.1 Surface modification

2.2 Matrix modification

3 Laser additive manufacturing methods for IN718 matrix composites

3.1 Laser Powder Bed Fusion

3.2 Laser Directed Energy Deposition

3.3 Laser Cladding

4 Microstructure and mechanical performances of laser additive manufacturing IN718 matrix composites

4.1 Surface modification

4.2 Matrix modification

5 Conclusion and outlook

Graphical abstract

关键词

IN718基复合材料 / 激光增材制造 / 表面改性 / 基体改性 / 显微结构 / 力学性能

Key words

IN718-matrix composites / laser additive manufacturing / surface modification / matrix modification / microstructure / mechanical performances

引用本文

引用格式 ▾
钟巧芳, 李梦洁, 胡燕秋, 屈超, 张海军, 刘江昊. 激光增材制造Inconel 718基复合材料及力学性能[J]. 化学进展, 2025, 37(9): 1384-1396 DOI:10.7536/PC20250101
Zhong Qiaofang, Li Mengjie, Hu Yanqiu, Qu Chao, Zhang Haijun, Liu Jianghao. Laser Additive Manufacturing Inconel 718 Matrix Composites and Their Mechanical Performances[J]. Progress in Chemistry, 2025, 37(9): 1384-1396 DOI:10.7536/PC20250101

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1 引言

IN718合金作为一种代表性的镍基高温合金，具有突出的高温强度、高延展性以及良好的耐腐蚀性，被广泛应用于航空航天、能源及化工等应用领域里的结构部件[1-4]。然而IN718合金的硬度偏低，且高温耐磨性不足，故无法适应高接触应力和高温强磨损等严苛服役环境[5-6]。

为了提高IN718合金的力学性能，可采用表面改性和基体改性两种策略。（1） 表面改性是指通过在IN718合金基底表面引入涂层，一方面利用涂层特定的性能弥补基底性能的不足，另一方面促使涂层与基底形成化学或物理结合界面，从而提高界面结合强度；（2） 基体改性是指通过在IN718合金基体中引入具有特定性能的增强相，从而提高基体的对应性能。通过对IN718合金进行表面改性或基体改性，从而获得具有优异力学性能的IN718基复合材料。

IN718基复合材料传统制备方法有粉末冶金法、锻造和铸造等，其属于减材制造方法范畴，故存在工艺复杂、效率低且成本高昂等缺点。相比之下，激光增材制造（Laser additive manufacturing）方法在使用复合材料制造新型和复杂的制品方面具有显著优势[7-8]，具体表现在以下方面：（1） 能耗低；（2） 效率高；（3） 工艺简单；（4） 加工成本低；（5） 可近净成型复杂结构制品。研究人员已经报道了使用不同的激光增材制造方法制造IN718基复合材料。这些方法包括：激光粉末床熔化法、激光定向能量沉积法和激光熔覆法。

基于此，本文总结了IN718合金组成/结构改性思路以及增材制造方法，总结了其制备方法的优缺点，阐明了表面改性及基体改性对IN718基复合材料显微结构及力学性能的影响。在此基础之上，对IN718基复合材料的未来发展方向作出了展望。

2 IN718合金的改性

IN718合金是一种镍基高温合金，含有较多镍、铬和铁元素以及微量的铌、钼、钛和铝元素。IN718合金的主强化相和辅助强化相分别为γ″相（Ni3Nb）和γ'相Ni3（Al，Ti）。IN718合金的本征硬度较低，原因包括以下三方面[9-10]：（1） 主晶相γ（Ni，Fe）固溶体无法通过相变提高硬度；（2） IN718合金中的主强化相（γ″相）和辅助强化相（γ'相）的含量较低；（3） IN718合金在元素偏析的情况下易产生Laves相，其不仅提高材料脆性，而且通过消耗Nb元素进一步降低主强化相（γ″相）的含量。

针对IN718合金的上述性能缺点，可通过以下两种途径解决：其一，对IN718合金进行表面改性，使用各种方法在IN718合金表面引入涂覆层以形成叠层复合材料，从而通过改变IN718合金表面的元素组成或显微结构提高其硬度、耐磨性及其他性能（耐高温、防腐蚀、耐磨损、抗疲劳、防辐射和导电性能等）；其二，对IN718合金进行基体改性，即以IN718合金为基体，通过引入一种或多种增强相提高IN718合金基体的特定性能。

2.1 表面改性

表面改性是改善IN718合金及其他高温合金硬度和耐磨性的最有效方法之一[11]。其技术难点在于选择涂覆层材料时应综合考虑其与IN718合金的物理化学匹配度和界面结合强度。其中，基底与增强材料之间良好的界面结合是制备高密度和高强度IN718基复合材料的关键因素。

可用作IN718合金表面改性的材料有Ti6Al4V（TC4）、316L和W7Ni3Fe等金属材料，其中研究最广泛的为Ti6Al4V。Ji等[12]采用激光定向能量沉积法研究了IN718质量分数对Ti6Al4V/IN718复合材料的显微结构演变规律、力学性能及耐高温性能的影响。研究结果显示，随着IN718含量逐层增加，复合材料的硬度逐步提高至1030 HV。此外，经热处理后，Ti6Al4V与IN718之间形成冶金结合层，且其厚度随着热处理温度和保温时间的增加而增加。冶金结合层的存在有助于形成具有高致密度、高结合强度及低残余应力的叠层复合材料，从而进一步提升材料的硬度。

针对IN718合金的表面改性，可能存在的问题有：（1） 基底与涂层之间的热物性参数差异较大，使得叠层复合材料中产生较高的残余应力，从而引发裂纹，导致涂层脱落。（2） 基底与涂层之间的润湿性较差，从而阻碍基底与涂层的冶金结合，导致界面处形成缺陷。

2.2 基体改性

采用具有高硬度、耐磨、耐高温和耐腐蚀性好的材料作为增强相，是提高IN718合金力学性能的另一可行思路。已被用于IN718合金基体改性的增强材料包括碳化物（TiC、WC、B4C）、硼化物（TiB2、ZrB2）、氧化物（Al2O3和Y2O3）和其他（石墨烯纳米片（GNPs）和Al）等四大类[13-15]。

2.2.1 碳化物增强相

IN718合金的常用碳化物增强相包括TiC、WC和B4C等，其普遍具有高硬度和化学稳定性，对IN718合金的耐磨和耐腐蚀性能有显著的提升效果。

TiC具有高硬度（20.23 GPa）、高熔点（3067 ℃）、优异的室温/高温耐磨性、良好的导电和导热性能、低密度（4.95 g·cm-3）、低摩擦系数（0.125）、突出的耐热冲击性能及高温（超过1100℃）稳定性[16-19]。因此，TiC是常用的金属基复合材料的陶瓷增强相之一。Yu等[20]以Ti3AlC2为前驱体，采用反应热压烧结法制备了IN718-TiC复合材料，其抗弯强度和断裂韧性分别达到2141±46 MPa和60.44 MPa·m1/2，且硬度随着Ti3AlC2加入量增加而持续上升。

WC具有与金刚石相近的高硬度（19.6 GPa）及良好的导电和导热性能，且与金属材料的亲和性普遍较好，故有利于制备增强相分布均匀且与基体结合良好的IN718基复合材料[21]。例如，Rong等[22]制备了具有梯度功能界面的WC-IN718复合材料。结果表明，WC的加入显著提高了复合材料的硬度，WC含量为25 wt%时硬度高达393.2 HV0.1，并证实梯度功能界面可显著改善复合材料的耐磨性能。

B4C因其超高的硬度（35~45 GPa）和耐磨性而被广泛应用于耐磨部件[23]。牛薪等[24]在A3钢表面制备了原位合成B4C颗粒增强的B4C-Ni60复合涂层，其硬度高达1400 HV0.3，且耐磨性较Ni60涂层耐磨性提高一倍。

2.2.2 硼化物增强相

硼化物陶瓷具有高硬度、高强度、优异的抗氧化性和良好的化学稳定性，使其成为IN718等多种金属基复合材料的理想增强相[25-28]。可用于IN718合金的硼化物增强相包括TiB2和ZrB2等。

Zhang等[29]制备了TiB2增强的Hastelloy-X镍基复合材料，其室温和高温（850 ℃）硬度较Hastelloy-X合金分别提高了43.4%和50.8%，表明添加TiB2对镍合金高温力学性能的影响较室温的更显著。ZrB2因其相对较低的密度和良好的力学性能被有望用于提升高温合金的力学性能[30]。相较TiB2，ZrB2增强IN718基复合材料的报道数量明显较少。因此，ZrB2增强IN718基复合材料具有更大的研究和应用潜力。

2.2.3 氧化物增强相

相较于碳化物陶瓷，氧化物陶瓷的硬度普遍较低，但具有良好的耐磨性以及优异的耐蚀性和高温抗氧化性，故亦可有效地提高IN718基复合材料的综合性能[31]。已被用于IN718合金的氧化物陶瓷增强相包括Al2O3和Y2O3等。

一方面，Al2O3因其高硬度、高强度和高稳定性的优点可被用于IN718合金的陶瓷增强相[32]。Vasudev等[33]采用超音速火焰喷涂法（HVOF）制备了不同Al2O3含量的IN718基复合材料。结果表明，随着Al2O3含量由10 wt%增加至30 wt%，复合材料的硬度由229 HV0.2逐渐升高至801 HV0.2。

另一方面，稀土氧化物已被证实具有抑制微裂纹形成和提高合金硬度的作用。其中，Y2O3因具有良好化学稳定性的稀土氧化物，作为增强相引入到IN718合金基体中，可抑制材料成型过程中裂纹和气孔的形成[34]。

2.2.4 其他增强相

向IN718合金中引入GNPs或Al也有利于改善其力学性能。具体而言，一方面，GNPs具有优异的力学性能和自润滑特性，可提高金属材料的强度、耐磨性和耐腐蚀性[35-37]，故成为IN718基复合材料的理想增强相。另一方面，Al作为IN718合金中的沉淀强化相的主要组成元素之一，其含量直接影响IN718合金中γ'相和γ″相的沉淀强化强化/硬化效果[15]。因此，调控IN718合金中Al元素的含量，是改善其力学性能的可行途径之一。

综上所述，对IN718合金进行表面改性和基体改性均可有效弥补其硬度、强度和耐磨性等力学性能短板。

3 IN718基复合材料的激光增材制造方法

激光增材制造方法作为一种基于离散-堆积原理的快速制造方法，可实现复杂结构制品的材料-结构一体化净成形，从而节省材料、时间和能耗成本、简化工艺流程并且提高制品性能的稳定性。被广泛应用于聚合物、金属、陶瓷和复合材料的制造，从而为先进材料的设计与制造提供了新的工艺技术途径[38-39]。IN718基复合材料的激光增材制造方法包括激光粉末床熔化法、激光定向能量沉积法和激光熔覆法等，其原理及优缺点如下。

3.1 激光粉末床熔化法

激光粉末床熔化法（Laser powder bed fusion，LPBF）作为一种具有代表性的激光增材制造方法，通过逐层铺粉和选择性激光熔化或烧结以获得三维材料制品，其原理如图1所示[40-41]。与传统铸件和锻件相比，LPBF法可制造具有复杂结构的制品，材料利用率高达90%以上，可满足个性化和定制化的设计需求，且制品具有更为精细的结构和更优越的力学性能[42-43]。贾清波[44]采用LPBF法制备了TiC-IN718复合材料，其硬度、耐磨性以及高温抗氧化性均优于IN718合金的对应性能。但LPBF法存在以下缺点[45-47]：（1） 在液-固转变过程中易发生较大幅度的收缩或翘曲，从而降低制品的尺寸精度；（2） 制品表面黏附较多未完全熔化的粉末颗粒，导致表面区域致密度较低及粗糙度较高；（3） 过高激光能量密度条件下，制品易出现孔隙和裂纹等缺陷。

3.2 激光定向能量沉积法

激光定向能量沉积法（Laser directed energy deposition，LDED）通常使用线材或粉材作为原料，以激光和电子束作为能量源，工作时原料被输送到聚焦能量源的基板上，从而形成熔池并逐层连续沉积材料，其原理如图2所示[48-50]。LDED法具有以下优点：（1） 高沉积速率；（2） 可用于受损部件的修复；（3） 可加工多种异质相材料，如复合材料和梯度功能材料。张昊等[51]采用LDED法制备了316L/IN718叠层复合材料，研究了激光功率和扫描速度对其界面热行为、缺陷变化及界面结合强度的影响规律。但LDED法在成型过程中也存在一些问题。例如，在LDED法的逐层沉积过程中，制品被暴露于快速的加热-冷却循环环境中，导致制品易出现高密度凝固裂纹、较大残余应力、高孔隙率和分层等问题[52]。

3.3 激光熔覆法

激光熔覆法（Laser cladding，LC）的原理是利用激光作为能量源和加工媒介，使粉末原料在基材表面快速熔化和烧结（图3）。LC法具有稀释率低、制品形变量小、热影响区小以及熔覆层与基体结合良好等优点，且可通过细化晶粒和抑制偏析相产生、提高制品的硬度、耐磨和耐腐蚀性[53-55]。因此，LC法在精密零件再制造及显微结构调控和功能涂层的制备方面具有显著优势。尤其是针对金属材料硬度低、耐磨性差和高温抗氧化性差等问题，LC法为其提供了表面改性的新方法[56]。陈瑶等[57]对LC法制备TiC颗粒增强金属基复合材料的显微结构及力学性能进行了研究，发现其耐磨性能随着TiC增强相体积分数的增加而提高。但需要指出的是，激光熔覆法成型的制品易出现孔隙、裂纹及元素偏析等问题[54]。

使用激光粉末床熔化法、激光定向能量沉积法和激光熔覆法等激光增材制造方法制备IN718合金及其复合材料具有多方面显著优势。由于各种激光增材制造方法的原理也不尽相同，故必须根据原料的种类、形态以及吸收激光能力选择合适的制备方法。此外，各种增材制造方法在复合材料成型和性能优化方面仍存在一些不足，因此需积极改进工艺，进一步推进高性能IN718基复合材料的开发，逐渐降低制造成本。

4 激光增材制造IN718基复合材料的显微结构及力学性能

使用激光增材制造方法制备IN718基复合材料具有多方面显著优势，且通过优化工艺参数，也可调控复合材料的显微结构，改善其力学性能。下文介绍了采用激光增材制造方法制备IN718基复合材料的研究进展，总结了制备方法和工艺条件对IN718基复合材料的物相组成、显微结构和力学性能的影响规律。

4.1 表面改性

4.1.1 Ti6Al4V/IN718叠层复合材料

Ti6Al4V/IN718叠层复合材料体系体现了“性能定制化”和“材料-结构-功能一体化”的设计理念，是极端服役环境下结构材料的创新方向。Onuike等[58]采用LDED法制备了Ti6Al4V/IN718叠层复合材料，研究了沉积方式对复合材料显微结构及力学性能的影响。结果表明，直接沉积得到的叠层复合材料出现分层及开裂现象，是由于IN718与Ti6Al4V热物性参数差异大，且两者界面处形成了TiNi3与Ti2Ni等高脆性金属间化合物。针对此问题，作者采取引入过渡界面层（VC-Ti6Al4V-IN718）的策略。过渡界面层的引入有效提升了复合材料的界面结合强度，避免了层间开裂，且引入过渡层后复合材料硬度提高至7.99 GPa。

除了引入VC-Ti6Al4V-IN718过渡层，还有研究采取引入Ta-Cu过渡层的策略。例如，Wang等[59]以Ti6Al4V、IN718、Ta和Cu粉体为原料及Ta-Cu为过渡层，采用LDED法成功制备了无宏观裂纹或孔隙的Ti6Al4V/IN718叠层复合材料（图4）。结果表明，Ta-Cu过渡层的引入可有效地抑制Ti-Cu或Ti-Ni等金属间化合物的形成，而且促使Ti6Al4V/Ta、Ta/Cu和Cu/IN718等异质相之间形成高强度的冶金结合界面。此外，王辰阳[60]利用Ti-Ta、Ta-Cu及Cu-Ni体系不易形成高脆性金属间化合物的特点，分别制备了含有一层和两层Ta/Cu过渡层的Ti6Al4V/IN718叠层复合材料。研究结果表明，过渡层的引入抑制了脆性金属间化合物的形成，从而降低了Ti6Al4V/IN718叠层复合材料的裂纹敏感性，进而有效地克服了其层间开裂的问题。

4.1.2 316L/IN718叠层复合材料

具有优良耐蚀性和力学性能的316L不锈钢在核工业领域应用广泛，但其高温稳定性较差。因此，将IN718与316L相结合形成叠层复合材料，可满足核反应堆和发动机燃烧内壁等耐高温及抗大温差反复热冲击的严苛环境的应用要求[50]。Li等[61]采用LDED法制备了316L/IN718叠层复合材料，研究了沉积次序对叠层复合材料力学性能的影响规律（图5）。结果表明，IN718/316L叠层复合材料的拉伸强度和抗弯强度分别为813和1350 MPa，其均高于316L/IN718叠层复合材料的对应性能（611和1127 MPa）。

Mei等[62]采用LPBF法制备了316SS/IN718/316SS叠层复合材料，并对其显微结构和力学性能进行了研究。结果表明，复合材料界面处具有较高的力学性能（弹性模量（103 ± 3MPa）、延伸率（28.1% ± 2%）和极限抗拉强度（596 ± 10 MPa）），证明316SS和IN718在界面（≈100 μm）处具有良好的冶金结合。然而，在复合材料界面处观察到裂纹和孔洞缺陷，这是由于界面处能量与材料不匹配造成的。因此需要获得每种材料的最佳打印工艺参数，还需优化界面处的打印参数，如激光功率、激光扫描速度、激光扫描间距和分层厚度等，以减少复合材料界面处的缺陷。

4.1.3 W7Ni3Fe/IN718叠层复合材料

钨合金以其高热导率、硬度、强度和高温性能而闻名[63]，这使其成为改善IN718合金性能的可选材料。Groden等[64]以IN718粉体和W7Ni3Fe粉体为原料，采用LDED法制备了W7Ni3Fe/IN718叠层复合材料，研究了钨合金涂层对IN718合金热学性能和力学性能的影响。结果表明，与IN718合金相比，W7Ni3Fe/IN718叠层复合材料的热导率和屈服强度均提高了100%。

与IN718合金相比，IN718基叠层复合材料显示出诸如硬度、强度、耐磨性和导热性等性能的改善，显微结构中的孔隙和裂纹等缺陷减少。对IN718合金进行表面改性的研究主要集中在Ti6Al4V方面，IN718与Ti6Al4V的结合可充分发挥各自的优势，从而延长制品在恶劣环境下的服役寿命。

4.2 基体改性

采用增材制造方法对IN718合金进行基体改性制备复合材料时，增强颗粒与基体金属粉体在激光作用下共同熔化凝固。而增强相颗粒熔化或溶解扩散进入基体后，使基体粉末的熔化凝固特性改变，进而影响材料的成型过程、显微结构和力学性能。

4.2.1 碳化物增强相

（1） TiC增强相

借助基体和增强相的性能互补效应，TiC增强IN718基复合材料可获得较基体更高的强度和弹性模量[65]。李惠等[66]采用LPBF法制备了TiC-IN718复合材料，并研究了TiC含量对其显微结构和力学性能的影响。结果表明，IN718合金及其复合材料的结构均呈外延生长特征，其中复合材料中的TiC相被均匀分布于IN718基体之中。与IN718合金相比，1 wt% TiC-IN718复合材料的硬度从273 HV增大到302 HV，抗拉强度和屈服强度分别提高了66和45 MPa。由此可知，向IN718加入适量的TiC有利于其硬度和强度的提高。

由于TiC增强相与IN718合金的热物性参数差异较大，其熔覆过程中常产生较大热应力，当TiC含量过高时，增强相与基体结合界面处更易形成裂纹缺陷[67-68]。为研究TiC颗粒的增强作用，吴军等[69]使用LC法制备了（5 wt%~25 wt%）TiC/IN718复合涂层，研究了TiC含量对IN718基复合涂层显微结构和力学性能的影响。结果表明，通过LC法制备细晶粒尺寸的TiC增强相，可细化复合材料的显微结构，其硬度随TiC含量的增加而相应提高。在磨损试验过程中，TiC/IN718复合涂层表现出良好的耐磨性能。

为满足使用需求，除了合理选用增强相材料和制备工艺参数外，采用合适的热处理工艺也是至关重要的。Wang等[70]采用LPBF法制备了0.5 wt%纳米TiC颗粒增强的IN718基复合材料，并研究了固溶处理温度对所制备材料显微结构和拉伸性能的影响。结果表明，TiC纳米颗粒可有效地细化复合材料的显微结构，从而增强其抗拉强度。在980 ℃固溶热处理条件下，TiC-IN718复合材料的抗拉强度高达1370 MPa，其较IN718合金提高了16%。

在IN718合金中引入TiC和B4C等碳化物陶瓷增强相，可有效提高其力学性能[71-72]。Vijay等[73]以TiC、B4C以及IN718粉末为原料，采用LPBF法在不同的增强相含量（0~30 vol%）和激光扫描速度（500~800 mm/s）条件下制备了TiC和B4C分别增强的IN718基复合材料。结果表明，TiC-IN718复合材料普遍具有高致密度和结合良好的相界面，而B4C-IN718复合材料由于B4C与金属基体热膨胀系数差异大导致界面结合处出现微裂纹。当TiC含量和扫描速度分别为30 vol%和500 mm/s时，复合材料的硬度达到峰值（619 ± 32.2 HV）。而复合材料的磨损率随着TiC含量增加呈现先减少后增加的变化趋势。

（2） WC增强相

WC陶瓷除了具有优异的力学性能外，还具有良好的高温稳定性和化学稳定性，同时与Ni基材料的润湿性较好[74]。He等[75]采用LDED法在316 L不锈钢基板上制备了WC-IN718复合材料，研究了IN718基复合材料的显微结构随WC含量和尺寸的演变规律和性能强化机理。结果表明，当WC含量为60 wt%时，复合材料表面产生宏观裂纹，这是由于材料热膨胀系数的显著差异引起的内应力所致。WC尺寸为90 μm时，复合材料表现出最高的耐磨性。原位析出的WC-W2C相和均匀分布的WC颗粒分别引起固溶强化和弥散强化。

Xia等[76]为研究激光粉末床熔化法制备WC颗粒增强IN718基复合材料组成/结构与力学性能的关系，以IN718粉体和WC陶瓷粉体为原料，结合实验和微观模拟分析了激光扫描速度对复合材料显微结构和力学性能的影响。实验结果表明，随着激光扫描速率提高到700 mm/s，WC-IN718复合材料的显微硬度和抗拉强度均显著提高，但极限伸长率略微降低，这被归因于Ni2W4C枝晶和颗粒状（Nb，M）C的复合强化效应（图6）。

Wang等[77]采用LPBF法制备了WC-IN718基复合材料，再通过直接双重时效制度（720℃/8 h + 620 ℃/10 h，炉冷却）对其进行热处理，并且研究了热处理过程中复合材料的显微结构演变规律和表面氧化行为。结果表明，WC-IN718复合材料的结构均匀，表面有明显的焊道结构和尺寸细小的枝晶。双级时效热处理后，焊道结构消失。热处理后的复合材料表现出更优异的抗高温氧化性能，这被归因于形成了致密的Cr2O3、NiCr2O4和NiFe2O4氧化层。

WC颗粒的尺寸、含量及制备工艺（激光工艺参数）是调控复合材料力学性能的关键因素，而后续热处理通过优化显微结构和形成氧化层可进一步提升复合材料的高温稳定性。不同强化机制（固溶/弥散/复合强化）协同作用决定了复合材料的综合性能。

4.2.2 硼化物增强相

（1） TiB2增强相

Tang等[78]探究了激光熔覆工艺参数对TiB2-IN718复合材料显微结构和摩擦磨损性能的影响。当激光能量密度从200.0 J/mm降至80.0 J/mm时，复合材料的硬度从333.1 HV0.2升至443.3 HV0.2，摩擦系数和磨损率分别从0.49和3.3 × 10-6 g/（N·m）降至0.37和1.72 × 10-6 g/（N·m），磨损机制由严重的黏着磨损和氧化磨损转变为轻微的磨粒磨损。

此外，Tang等[79]还采用LC法在45钢表面制备了TiB2颗粒增强IN718复合材料（图7），研究了TiB2相含量对复合材料显微结构和力学性能的影响。结果表明，当TiB2相含量从10 wt%增加到30 wt%时，TiB2-IN718复合材料中枝晶尺寸逐渐减小，TiB2均匀化，其硬度和耐磨性能提高。

Zheng等[80]采用LPBF法制备了TiB2-IN718复合材料，研究了纳米TiB2相加入量对IN718合金的显微结构演变规律、相析出行为和硬度变化趋势的影响。结果表明，IN718合金的显微形貌为粗大的柱状晶。当TiB2含量为3 wt%时，柱状晶被显著细化。当TiB2含量进一步增加到5 wt%时，柱状晶被完全转化为等轴晶。TiB2-IN718复合材料的硬度从276 HV提高到578 HV。热处理促进了高密度γ′和γ″强化相的析出，使IN718合金的硬度提高了87%，达到516 HV。但TiB2-IN718复合材料的硬度变化不大，原因是热处理过程中硼化物部分溶解。

TiB2增强IN718合金通过多尺度强化机制（细晶强化、第二相强化及界面协同效应），在硬度及耐磨性方面展现出显著优势。这些特性使其在航空航天耐磨部件（如涡轮叶片及燃烧室衬套）等领域具有广阔的应用前景。

（2） ZrB2增强相

Emre等[81]以IN718粉体和ZrB2纳米陶瓷粉体为原料，采用LPBF法制备了2 vol%ZrB2-IN718复合材料。结果表明，在激光打印过程中，ZrB2发生分解，导致基体中形成了金属间化合物和硼化物纳米颗粒。ZrB2-IN718复合材料与IN718合金相比具有更低的孔隙率和更小的晶粒尺寸，其硬度提高了49% （476 HV），表明ZrB2的引入有利于提高IN718基复合材料的力学性能。该研究为通过原位反应设计高性能IN718基复合材料提供了新思路，但需系统研究ZrB2含量对分解行为及性能的调控规律。

4.2.3 氧化物增强相

（1） Al2O3增强相

常用于IN718合金基体改性的氧化物增强相有Al2O3和Y2O3等。Luna等[82]采用LC法制备了具有梯度结构的Al2O3-IN718复合材料，结果表明，部分Al2O3颗粒在复合材料表面聚集。Al2O3-IN718复合材料发生了晶粒细化现象，其硬度和耐磨性显著改善。此外，Nie等[83]采用LPBF法制备了Al2O3-IN718复合材料，复合材料的硬度、抗拉强度和屈服强度均显著提高。

（2） Y2O3增强相

目前对Al2O3增强IN718基复合材料的研究还较少，相比之下，Y2O3增强IN718基复合材料是研究的热点。Y2O3是惰性耐火氧化物，具有良好的化学稳定性。Luu等[84]将Y2O3纳米颗粒与IN718粉体以不同的重量百分比（0 wt%、0.4 wt%、1.0 wt%和1.5 wt%）混合，采用LPBF法制备了Y2O3-IN718复合材料，研究了Ti-Nb-Y-N-C-O复合沉淀相的原位合成机理。结果表明，加入1.0 wt% Y2O3纳米颗粒有助于细化IN718的晶粒及提高其极限伸长率（高达25.5%）。

Lin等[85]研究了激光熔覆不同含量（0 wt%、0.5 wt%、1.0 wt%、1.5 wt%、2.0 wt%和3.0 wt%） Y2O3-IN718复合材料的显微结构演变和耐高温腐蚀性能（图8）。结果表明，在IN718中加入1.0 wt%的Y2O3纳米颗粒，可有效降低材料的内部孔隙率和裂纹数量，且有利于提高材料的高温耐蚀性。

Y2O3可以通过在微结构中形成Y-Ti-O纳米氧化物，控制纳米尺度的显微结构和力学行为。此外，高温下相对不稳定的氧载体，如氧化铁，溶解后有利于促进Y-Ti-O的形核。而Hf的加入有利于纳米氧化物尺寸的细化和颗粒分离，从而提高复合材料的强度。因此，Yalcin等[86]采用LPBF法分别制备了成分为IN718-0.67 wt%Y2O3-0.33 wt%FeO和IN718-0.67 wt%Y2O3-0.33 wt%FeO-0.84 wt%Hf的IN718基复合材料。当激光功率和扫描速度分别为350 W和750 mm/s时，IN718基复合材料的硬度高达348 HV。

4.2.4 其他增强相

可用于IN718合金基体改性的其他增强相还有GNPs和Al等。GNPs具有强度高、密度低、电导率高等特性，使其成为金属基复合材料的理想增强材料[87-88]。Xiao等[89]以IN718粉以及GNPs为原料，通过LPBF法制备了GNPs-IN718复合材料，并对其显微结构进行了表征。结果表明，在IN718合金中加入1.0 wt%的GNPs后，复合材料的屈服强度（1175 MPa）、抗拉强度（1417 MPa）和硬度（508 HV）较改性前分别提高了42%、53%和34%，摩擦系数和磨损率则分别降低了22.4%和66.8%。上述GNPs-IN718复合材料的良好耐磨性被归因于其表面形成了石墨烯纳米片保护层。

Wang等[87]通过超声搅拌技术将GNPs与基质金属粉体混合，采用LPBF法成功制备了GNPs添加量分别为0.25 wt%和1.0 wt%的IN718基复合材料。结果表明，GNPs的加入显著提高了复合材料的极限拉伸强度和杨氏模量。GNPs添加量分别为0 wt%、0.25 wt%和1.0 wt%的复合材料的极限拉伸强度值分别为997.8、1296.3和1511.6 MPa，杨氏模量值分别为475、536和675 GPa。载荷传递、热膨胀系数失配和位错阻碍被认为是GNPs-IN718复合材料的主要强化机制。

Al元素的含量影响IN718合金中γ'相和γ″相的沉淀强化/硬化效果，从而影响合金的硬度。Zhang等[15]研究了Al粉加入量对激光增材制造IN718合金显微结构和硬度的影响（图9）。结果表明，Al的加入对晶粒形貌和取向影响不大，但Nb元素的偏析随着Al含量的增加而加剧，从而促进了枝晶间Laves相的形成。随着Al含量增加到5 wt%，样品的硬度增大到325 HV，且热处理前后样品的硬度均随Al含量的增加而增大。

为了提高IN718合金的硬度和耐磨性等力学性能，研究人员通过引入不同类型的增强材料进行改善。例如，通过引入适量的碳化物、硼化物、氧化物或其他增强相在IN718合金中，对于IN718合金的显微结构及力学性能均有所改善。然而，部分增强相和基体之间物理化学性质存在较大差异。在增材制造过程中由于高冷却速率和高温度梯度，导致复合材料界面处易形成孔洞和裂纹缺陷，极大地降低增强相/基体界面结合，从而导致在服役期间金属基复合材料的失效。因此需要研究增强相和基体之间的界面结合问题，以抑制增强相/基体界面处形成孔洞和裂纹等缺陷，从而提高增强相与基体之间的界面结合能力。

良好的界面结合可有效传递外部载荷至增强相，从而充分发挥增强相的承载、强化和增韧作用，使复合材料的力学性能显著提升。此外，良好的界面结合可有效克服基体和增强相的热膨胀系数等热物性参数失配的问题，从而减少残余应力及抑制微裂纹扩展，进而显著增强复合材料的力学性能和服役稳定性。

5 结论与展望

随着现代工业的飞速发展，对IN718合金基复合材料的结构复杂度、尺寸精度以及力学性能的进一步提升提出了更高的要求。相较传统铸造和锻造技术，激光增材制造法因其个性化设计和近净成型等独特优势，在制备IN718基复合材料方面具有广泛的应用前景。

IN718合金的改性策略包括表面改性和基体改性。通过表面改性制备的IN718基叠层复合材料可实现多种材料的优势互补。基体改性通过引入增强相颗粒，可使IN718合金的硬度、强度和耐磨性等力学性能显著提高，且其增益效果与增强相的种类、尺寸、显微结构、分布状况以及界面结合特性等因素密切相关。

常用于制备IN718基复合材料的激光增材制造方法有激光粉末床熔化法、激光定向能量沉积法和激光熔覆法。三种方法均采用高能激光束作为热源，可实现微米级精度的加工以及制备具有复杂结构的制品，突破了传统工艺的几何限制。此外，这几种激光增材制造方法在制备IN718基复合材料方面还存在一些共性问题，如元素偏析、辐照蒸发和热应力累计等。结合激光增材制造工艺参数调控和后处理技术，是实现IN718基复合材料高质量增材制造的重要途径。

采用激光增材制造方法制备IN718基复合材料是提高其力学性能的一个重要方法。增强相的引入导致复合材料中的显微结构变化，进而改善其性能。如TiC、TiB2、ZrB2、Al2O3和Y2O3等增强相的引入有助于细化IN718基复合材料的晶粒，促进强化相的析出。显微结构的细化及强化相含量的增加有利于提高材料的强度、硬度、耐磨性和化学稳定性。

基于以上对IN718基复合材料研究进展的讨论，提出激光增材制造IN718基复合材料未来可能的研究趋势。

（1） IN718基复合材料的组成/结构设计原则开发。增强材料与IN718合金相界面的物理化学性质匹配度是复合材料设计中的关键因素之一。相界面的高物理化学性质匹配度有助于形成高强度的界面结合，从而有利于提高复合材料的力学性能、耐腐蚀性和化学稳定性。匹配度与基体和增强相材料的密度、晶型、晶格常数及热膨胀系数等密切相关，但上述影响因素影响的权重尚不明确。

（2） 智能化增材制造系统的开发和应用。随着数字化制造技术的快速进步，未来可结合计算机模拟、人工智能（AI）和机器学习（ML）等技术，开发更智能化的增材制造系统。这将有助于通过智能算法优化合金成分、制备工艺参数以及材料性能，从而实现更高效且更精确地制备具有更优越性能的复合材料。数字化制造技术还可帮助研究人员更加直观且深刻地理解各种制备工艺参数对材料性能的影响，并在实际生产中实现在线监控与精准调控。

（3） 综合性能优化。激光增材制造IN718基复合材料过程中，高过冷度易导致偏析和脆性相生成。通过选用合适的增强相降低激光熔池过冷度，可抑制脆性相的生成和促进强化相含量的提高。因此，未来应根据IN718合金基体、强化相及脆性相的元素组成、相变反应的热动力学条件和显微结构演变规律，有效地优化激光增材制造工艺条件和制品综合性能。

（4） 多物理场耦合效应的模拟。当前，许多材料加工过程场模拟研究局限于单一物理场的建模与仿真，但未考虑多个物理场之间的相互耦合效应。例如，在激光增材制造过程中，热场、力场、相场以及应力场是相互影响的，其共同决定激光熔池的物理化学性质，从而显著影响制品残余应力的种类和大小。未来的研究应侧重于开发多物理场耦合的模拟方法，通过建立更精确的数学物理模型和数值模拟方法，从而更有效地预测和优化IN718基复合材料的组成/结构和性能。

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国家自然科学基金项目(52272021)

国家自然科学基金项目(52232002)

湖北省重大攻关（JD）项目(2023BAA023)

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