增材制造技術(shù)(additive manufacturing,AM)作為一種新型的凈成形工藝，能夠?qū)崿F(xiàn)材料的結(jié)構(gòu)-功能一 體化成形，相比于傳統(tǒng)制造工藝，可以高效且低成本的制備出具有復雜幾何形狀(如懸垂結(jié)構(gòu)、薄壁結(jié)構(gòu)、 復雜曲面、空間點陣)的構(gòu)件[-2]。鎳基高溫合金具有優(yōu)良的高溫綜合性能，在燃氣輪機的燃燒室、核工程 的反應(yīng)堆等極端高溫服役環(huán)境下被廣泛應(yīng) 用。經(jīng)過多年的優(yōu)化和發(fā)展，鎳基高溫合金牌號已相當成熟，它們適合于一般的傳統(tǒng)成形工藝，但將其 應(yīng)用到增材制造工藝時卻表現(xiàn)出較大的裂紋敏感性[3]。在成形過程中形成的裂紋主要為凝固裂紋、液化裂 紋和固態(tài)裂紋3類[4]。如果合金的凝固特性較差，在凝固末期B、M oN b等元素偏析形成了低熔點的液膜,或 者合金內(nèi)形成大量的碳化物阻礙了熔體 補縮,那么在熱應(yīng)力下就極易形成凝固裂紋[5-8]。在增材制造過程中，激光束等能量源會反復掃描粉層并 向沉積層傳導熱量，疊加的熱循環(huán)效應(yīng)極易使由于成分偏析形成的低熔點相重熔，從而形成液化裂紋[5]。 此外，熱循環(huán)還可能導致固態(tài)相變,誘發(fā)相提前析出，使材料的強度升高。Young等[9]和Arkoosh等[10]研究 表明,鎳基高溫合金的延展性會在某個中溫區(qū)間突然下降，那么在上述兩個誘因的共同作用下就可能形成固 態(tài)裂紋。

在增材制造成形過程中，傳統(tǒng)鎳基高溫合金的開裂敏感性隨γ'相含量增加而增大，而低γ'相鎳基高溫合金雖 然能實現(xiàn)無裂紋制備，但這些合金的強度和耐高溫性能卻無法滿足高強度高溫合金的需求。為降低高γ'相含量 鎳基高溫合金的裂紋形成傾向，部分研究者嘗試了合金成分改性[1-13]、添加第二相[14或者工藝參數(shù)優(yōu)化 [13,15-17]的方法，而另一部分研究者則嘗試開發(fā)適用于增材制造的新高溫合金成分。Tang等[4]通過降低 凝固區(qū)間以及約束開裂指數(shù)(SCI、SA C 指標)，設(shè)計出了γ'相體積分數(shù)為20%~30%、伸長率高且抗裂性能良好 的ABD-900AM合金。Murray等[18]通過密度泛函、相場位錯以及熱力學和動力學計算，分別對合金的強度， 位錯剪切機制，相熱穩(wěn)定性以及元素偏析進行了約束設(shè)計，最后利用等離子體沉積構(gòu)建了成分數(shù)據(jù)庫，快速 篩選出偏析小且抗裂能力好的SB-CoNi-10合金。Sreera-magiri等[19]通過激光金屬沉積(lasermetal deposi-tion,LMD)制備了梯度材料,基于CALPHAD的凝固建模設(shè)計了WSU150合金。目前，適用于增材制造技術(shù) 的鎳基高溫合金仍然缺乏，進一步探索新材料設(shè)計方法以及開發(fā)高強度的鎳基高溫合金將具有重要的工程應(yīng) 用價值。與傳統(tǒng)的試錯法相比，高通量設(shè)計、CALPHAD計算或機器學習（machine learn-ing，M L）等方法 更適合增材制造技術(shù)的材料開發(fā)，因其可以從龐大的材料空間中高效、準確地搜尋到目標成分。

本文在Thermo-Calc熱力學計算的基礎(chǔ)上，采用機器學習和抗裂因子篩選相結(jié)合的綜合設(shè)計策略,開發(fā)了 一種適用于增材制造工藝的新型鎳基高溫合金。為驗證新型合金的抗裂性能，通過熱力學計算比較了傳統(tǒng) CM247LC合金與新型合金的凝固特性，同時對選區(qū)激光熔化技術(shù)(SLM)制備的新型合金進行了實驗驗證。此外 ，探究了熱處理工藝對成形態(tài)試樣的微觀組織和力學性能的影響。

1、實驗材料與方法

1.1設(shè)計策略

針對鎳基高溫合金的機械性能、組織穩(wěn)定性、熱處理溫度窗口和抗裂性能進行了成分優(yōu)化設(shè)計。總結(jié)了 影響合金機械性能、組織穩(wěn)定性以及熱處理溫度窗口的4個關(guān)鍵熱力學參數(shù)，分別為γ'相分數(shù)V_γ',TCP相分數(shù)V_tcp，γ'相固溶溫度Tγ'和固相線溫度T_s。將Ni作為基體（質(zhì)量分數(shù)大于50% )，選擇Co、M o、C r、W 、V 為固溶強 化元素來提高合金的高溫強度,選擇Al、Ti、Ta、Nb為γ'相(Ni₃(Al, Ti)或者γ"相(Ni₃Nb)的形成元素,C 和B元素作為晶界強化元素來提高合金的高溫蠕變性能。根據(jù)鑄造合金的成分特點，適當擴大相應(yīng)元素的成 分范圍，并利用Python隨機采樣形成了57560組成分空間。由于C、B、M o和Nb容易偏析于晶界并有助于凝固 裂紋和液化裂紋的形成，因此限制了這些元素的成分上限。利用Thermo-Calc的TCNI9數(shù)據(jù)庫批量計算了成分 空間內(nèi)每組合金的4個相關(guān)熱力學參數(shù)，然后以成分為輸人，熱力學參數(shù)為輸出建立了BP神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)模型，其 中訓練集數(shù)據(jù)占70% ，測試集數(shù)據(jù)占30%。以R²為標準(式1),調(diào)控神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)中隱含層和神經(jīng)元的數(shù)目，直到4 個熱力學參數(shù)的R?都穩(wěn)定在0.9以上時,結(jié)束訓練。通過熱力學參數(shù)約束(即0.4≤V(900℃)≤0.55,V rcp(900 ℃)≤0.01,T≥1 120 ℃,Ts-T≥50℃),機器學習模型給出了第1批候選合金。

式中,Y_i為第i個成分的真實值;Y為第i個成分的預(yù)測值；Y_i代表平均值。R²在0~1間波動,越接近1，表示模型的預(yù)測精度越高。

在增材制造成形過程中，合金的裂紋抗性與合金成分、凝固特性以及強度相關(guān)。在成分空間設(shè)計時，分 析了各類合金元素對裂紋的潛在影響，通過元素替換以及閾值限制以完成初步的成分優(yōu)化。合金凝固特性的 優(yōu)化涉及4個抗裂因子，分別為合金的凝固溫度區(qū)間T_sI,反應(yīng)合金在臨界溫度區(qū)間凝固速度的SCI[4.20],衡 量凝固末期合金凝固收縮總應(yīng)變的ε^[21]以及最大應(yīng)變速率ε_max^[21]。此外,Harrison等[12]的研究表明，適當提 高合金強度會更有利于提高合金的裂紋抗性。因此，將考慮合金強度以及熱膨脹系數(shù)的PI[2-26]因子也納入 到合金優(yōu)化中,期望設(shè)計合金擁有更高的強度,更小的熱膨脹系數(shù)，即PI取最大值。

利用Thermo-Calc再次計算了第1批候選合金的非平衡凝固，通過數(shù)據(jù)提取得到每組候選合金的5個抗裂 因子。選取T_sI、SCI、ε和ε_max處于低水平且PI處于高水平的候選合金作為最終目標合金，并且將其命名為 SCU-800AM。

1.2材料制備與表征

采用純度為99.95% 以上的純金屬(Ni、Al、Ti、Ta、Nb、Cr、W 、Mo、Co、V 和B)，通過真空感 應(yīng)熔煉工藝制備出了高純度的母合金，其雜質(zhì)含量如表1所示。

隨后利用氣霧化制備了滿足打印條件的合金球形粉末。使用選區(qū)激光熔化技術(shù)(SLM)進行SCU-800AM合金 的樣品制備，設(shè)備型號為HBD-80,用于組織觀 察的樣品為10mmx10mmx10mm的立方體，室溫拉伸樣品尺寸按照GB/T228.1-2010進行制備。SLM制備的樣品通 過線切割加工（WEDM）從基板上剝離，使用配備數(shù)字成像設(shè)備的金相顯微鏡(AxioOb-server3)對立方體樣品 的縱截面(平行于打印方向)和橫截面(垂直于打印方向)進行金相觀察，,SLM態(tài)合金的熱處理實驗在馬弗爐中 完成，首先在1120℃ 去應(yīng)力退火2h并爐冷，然后將樣品分別在800、850、900和950℃下時效20h并空冷。SLM態(tài)及其熱處理試樣都 經(jīng)過標準研磨和拋光，隨后采用4gCuSO₄+15mlHCl+100mlH₂O溶液進行化學腐蝕，通過掃描電子顯微鏡 (SEM,JEOL,JSM-7900F，日本）對腐蝕后的樣品進行組織表征。利用Im-age-Pro plus6.0軟件統(tǒng)計時效后γ'相 的體積分數(shù)和尺寸。

2、結(jié)果與分析

2.1凝固特性分析

CM247LC是一種典型的鎳基沉淀強化型合金，γ'相含量約60% ，具備高強度、抗蠕變和抗疲勞性能，被廣 泛用于渦輪轉(zhuǎn)子葉片或?qū)�向葉片等高溫零件。然而,該合金在增材制造工藝中抗裂性能較差，在成形態(tài)試樣 的邊緣及內(nèi)部都會出現(xiàn)大量的裂紋27。為進一步了解設(shè)計合金的抗裂性能，利用Themo-Calc熱力學軟件計算 了CM247LC合金[28]與SCU-800AM 合金的非平衡凝固曲線，比較了這兩種合金的凝固特性。上述合金的名義成分見表2,凝固特性計算結(jié)果見圖 1。圖1(a)為兩合金從液相逐漸凝固的凝固路徑,圖1(b)為凝固過程中合金液相體積的變化量。

從圖1(a)中可看出CM247LC合金比SCU-800AM合金的凝固溫度區(qū)間大1倍，在低于1000℃時才完全凝固。 然而合金凝固溫度區(qū)間跨度越大，凝固后期的液相補縮能力越差，這容易導致液相無法填充的枝晶封閉區(qū)形 成微孔。在受到熱應(yīng)力時,這些微孔極易演變?yōu)槟�固裂紋。此外，如果合金在較低溫度下才完全凝固，那么 熔體的流動性會隨著溫度降低而 變差,補縮作用也會變得更差。在凝固末期，合金的固相分數(shù)很高，熱裂紋一旦形成就很難通過液相進行修 復，如果合金在臨界溫度區(qū)間[29](△TcrR，文中f=0.90~0.99)停留時間過長，熱裂紋出現(xiàn)的概率會更大， 且形成的早期熱裂紋也會更容易擴展成長裂紋。圖1(b)中顯示CM247LC合金的△TcTR達到240℃，而SCU- 800AM合金的△TcTR僅為100℃， 說明CM247LC合金在這個區(qū)間達到完全凝固需要更長時間，導致該合金更容易形成熱裂紋。表3分別統(tǒng)計了 SCU-800AM與CM247LC合金的4個抗裂因子，可看到SCU-800AM合金具有更小的凝固區(qū)間，能夠更快的通過 △TcTR這個危險區(qū)，同時在危險區(qū)內(nèi)還具有較低的收縮應(yīng)變和最大應(yīng)變速率。相比于傳統(tǒng)CM247LC合金， SCU-800AM合金表現(xiàn)出更優(yōu)的凝固特性，其抗裂紋能力更強。

2.2抗裂性能及力學性能分析

本文開發(fā)的SCU-800AM合金通過氣霧化技術(shù)制備了球形粉末，粉末形態(tài)和粒徑分布如圖2所示。

整體上粉末球形度較好，含有少量的衛(wèi)星粉，其中值粒徑(Ds)為17.7 μm,Dio和Do分別為8.4 μm和36 μm，粉末質(zhì)量滿足SLM制備要求。

圖3為SLM態(tài)樣品的縱截面和橫截面金相照片。在圖3(a)中可觀察到相互搭接呈“魚鱗”狀的熔池結(jié)構(gòu)， 熔池尺寸呈現(xiàn)出淺且寬的特征，整體上沒有明顯的裂紋。在圖3(b)中可觀察到相互平行或交叉的熔道，相鄰 熔道間寬度一致且緊密搭接，顯示出良好的冶金結(jié)合，視野內(nèi)僅觀察到極個別孔洞，也未發(fā)現(xiàn)明顯的裂紋。 以上結(jié)果表明，SCU-800AM合金在選區(qū)激光熔化工藝中裂紋抗性較好，內(nèi)部僅存在少量的孔洞缺陷，整體上 表現(xiàn)出優(yōu)異的抗裂性能。圖4為SLM態(tài)樣品的室溫拉伸曲線，曲線數(shù)據(jù)如表4所示。從拉伸曲線可以看出，SLM 態(tài)合金沒有屈服平臺，直接由彈性變形過渡到塑性變形階段。合金室溫抗拉強度為971MPa，屈服強度為 670MPa,而伸長率偏低，僅為6.8% 。SLM態(tài)合金組織為完全過飽和固溶體，內(nèi)部不存在相，隨著后期熱處理 組織的調(diào)控，合金的強度和伸長率會進一步提高。

2.3熱處理工藝探究

相比于鑄態(tài)合金，SLM態(tài)合金凝固速度更快，合金內(nèi)僅存在輕微的微觀偏析。圖5(a)顯示了SLM態(tài)合金的 縱截面組織，其中存在跨越多個熔池外延生長的柱狀晶,呈現(xiàn)出一定的織構(gòu)。此外,圖5(b)中顯示組織內(nèi)沒有 提前析出相或低熔點相,SCU-800AM合金的液化裂紋和固態(tài)裂紋抗性顯著提升。根據(jù)SLM組織，SCU-800AM合金 無需進行高溫固溶(a) Aug.2023處理，僅需在較低溫度下進行去應(yīng)力退火即可。圖6為SCU-800AM合金熱力學平衡圖，經(jīng)計算該合金 的固溶溫度為1136℃，本文選擇略低于固溶溫度的1120℃作為去應(yīng)力退火溫度，保溫時間為2h并隨后爐冷, 其組織如圖5(c~d)所示。在OM圖中仍可觀察到外延生長的柱晶，組織沒有明顯再結(jié)晶和晶粒粗化現(xiàn)象，在 SEM圖中可觀察到近圓形的一次相以及基體中未完全析出的細小二次相。

對于沉淀強化型高溫合金，時效工藝是調(diào)控相形態(tài)、尺寸和數(shù)量的關(guān)鍵步驟，而相的分布對合金的高溫 性能會產(chǎn)生顯著影響。SLM合金經(jīng)去應(yīng)力退火處理后，大部分相尺寸偏小，部分相還未完全析出。為調(diào)控相 分布，在800、850、900和950℃分別進行了時效工藝探究，具體結(jié)果見圖7。

與去應(yīng)力退火態(tài)組織相比，在800℃/20hAC工藝下，一次相的形態(tài)仍然保持為圓形，平均尺寸為371nm, 基體中析出了更多納米級二次相。隨著時效溫度升至850℃，一次相的平均尺寸增大到425.5nm,形態(tài)變?yōu)椴? 規(guī)則圓形,基體中二次相的數(shù)量減少。當時效溫度升到900℃，一次相平均尺寸增加到478nm，形態(tài)由不規(guī)則 圓形向立方狀轉(zhuǎn)變,此時基體中二次相的數(shù)量進一步降低。當時效溫度進一步升高到950℃，一次相尺寸再次 增加到519nm，其形態(tài)仍然為不規(guī)則圓形，部分相鄰相出現(xiàn)合并筏筱排化，尺寸達到2μm左右,此時基體中只 存在極少的二次相。

上述時效處理結(jié)果表明，隨著時效溫度升高，相形貌逐漸有由圓形轉(zhuǎn)變?yōu)榱⒎綘畹内厔荩�相平均尺寸�? 漸增大，基體中二次相的數(shù)量逐漸減少。相尺寸與元素擴散相關(guān)，溫度越高，各元素的擴散系數(shù)越大,Al、 Ti、Ta等元素更容易擴散到基體外形成相，使得殘留于基體通道中的二次相的數(shù)量減少，一次相尺寸增大。 相形貌受到應(yīng)變能和表面能的影響,在去應(yīng)力退火時,最先析出的一次相因保溫時間較短而尺寸較小，此時/ 基體間錯配度和彈性應(yīng)變能都很低，相形貌主要受到表面能的控制。在所有形態(tài)中球形的表面能最低，為使 系統(tǒng)的能量最小，相的形貌只能為球形。隨著時效溫度增加，基體中的元素逐漸向外部擴散，/基體間錯配 度隨之增大，此時彈性應(yīng)變能成為控制相形貌的主要驅(qū)動力。立方狀比球形具有更小的應(yīng)變能,因此相有由 球狀向立方狀轉(zhuǎn)變的趨勢[30] 。

圖8為不同時效工藝下材料的硬度與相分數(shù)變化圖。隨著時效溫度升高，材料的硬度呈現(xiàn)下降趨勢，其 中800℃/20h工藝下的硬度最高，達到442.7HV,而950℃/20h工藝下的硬度最低，僅為383.6HV,二者間相差 60HV。相分數(shù)呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢，在900℃/20h工藝下達到最大值44.6%。在整個時效過程中，相尺寸 是影響硬度變化的關(guān)鍵因素，隨著時效溫度升高，相的尺寸變化最明顯，由371nm增加到了519nm，而相分數(shù) 相差不大，形態(tài)也都接近于圓形，完全沒有發(fā)生立方化轉(zhuǎn)變。根據(jù)彌散強化機理，強化相在數(shù)量和形態(tài)上相 差不大時，強化相尺寸越小，材料的強度越高。對于金屬材料而言，硬度與強度間存在對應(yīng)關(guān)系，可推測隨 著時效溫度升高，相尺寸逐漸變大，材料的強度逐漸降低,硬度也逐漸降低。根據(jù)時效過程中相的組織分布 以及硬度變化趨勢,SCU-800AM合金最佳的時效工藝為800℃/20hAC。

3、結(jié)論

(1)相較于傳統(tǒng)的CM247LC合金，新設(shè)計合金擁有更窄的凝固區(qū)間，且在臨界溫度區(qū)間內(nèi)還具有更快的凝 固速度，更小的收縮總應(yīng)變及最大應(yīng)變速率。通過SLM制備的合金在縱截面和橫截面內(nèi)均未發(fā)現(xiàn)任何裂紋， 合金組織內(nèi)也未析出可誘發(fā)固態(tài)裂紋的相和誘發(fā)液化裂紋的低熔點相。新設(shè)計合金具有優(yōu)異的抗裂性能。

(2)在去應(yīng)力退火過程中，合金織構(gòu)沒被破壞，內(nèi)部析出了近圓形的一次相和納米級二次相。隨著時效 溫度增加，相形態(tài)有由圓形向立方狀轉(zhuǎn)變的趨勢，其平均尺寸由371nm增加到519nm，而相含量先增加后減小 ，在900℃/20h時效處理下達到最高值44.6% 。

(3)新設(shè)計合金成形態(tài)的室溫抗拉強度為971MPa，伸長率為6.8% 。在800℃/20h的時效處理下，合金硬 度達到最大值442.7HV。

參考文獻：

[1]顧冬冬，張紅梅，陳洪宇，等.航空航天高性能金屬材料構(gòu)件激光增材制造[J].中國激光,2020,47 (5):32-55.

GU D D, ZHANG H M, CHEN H Y, et al. Laser additive manufac-turing of high-performance metallic aerospace components [J].Chinese Journal of Laser, 2020, 47(5): 32-55.

[2] 張紅梅，顧冬冬.激光增材制造鎳基高溫合金構(gòu)件形性調(diào)控及在航空航天中的應(yīng)用[J].電加工與模 具，2020(6)：1-10,24.

ZHANG H M, GU D D. Laser additive manufacturing of nick-el-based superalloys and its structure-performance control andaerospace applications[J. Electromachining & Mould, 2020 (6): 1-10,24.

[3] 孫曉峰，宋巍，梁靜靜，等.激光增材制造高溫合金材料與工藝研究進展[J].金屬學報,2021,57(11) ：1471-1483.

SUN X F, SONG W, LIANG J J, et al. Research and development in materials and processes of superalloy fabricated by laser addi-tive manufacturing [J]. Acta Metallurgica Sinica, 2021, 57 (11):1471-1483.

[4] TANG Y B T, PANWISAWAS C, GHOUSSOUB J N, et al. Al-loys-by-design: Application to new superalloys for additive manu-facturing[J]. Acta Materialia, 2021, 202: 417-436.

[5] KONTIS P, CHAUVET E, PENG Z R, et al. Atomic-scale grain boundary engineering to overcome hot-cracking in additively-man-ufactured superalloys[J]. Acta Materialia, 2019, 177: 209-221.

[6] GUO B J, ZHANG Y S, YANG Z S, et al. Cracking mechanism of hastelloy X superalloy during directed energy deposition additive manufacturing[J. Additive Manufacturing, 2022, 55: 102792.

[7]CHAUVET E, KONTIS P, JAGLE E A, et al. Hot cracking mecha-nism affecting a non-weldable Ni-based superalloy produced by selective electron beam melting [J]. Acta Materialia, 2018, 142:82-94.

[8] 許建軍.激光立體成形IN-738LC合金冶金開裂行為和強化機理[D].西安：西北工業(yè)大學2019.

XU J U. Metallurgical cracking behavior and strengthening mecha-nism of IN-738LC alloy prepared by laser solid forming[DJ. Xi'an:Northwestern Polytechnical University, 2019.

[9] YOUNG G A, CAPOBIANCO T E, PENIK M A, et al. The mecha-nism of ductility dip cracking in nickel-chromium alloys[J]j. Weld-ing Journal, 2008, 87(2): 31S-43S.

[10] ARKOOSH M A, FIORE N F. Elevated-temperature ductility min-imum in hastelloy alloy X [9]J. Metallurgical Transactions, 1972, 3(8): 2235-2240.

[11] ZHOU W Z, TIAN Y S, TAN Q B, et al. Effect of carbon content on the microstructure, tensile properties and cracking susceptibility of IN738 superalloy processed by laser powder bed fusion [J]. Ad-ditive Manufacturing, 2022, 58: 103016.

[12] HARRISON N J, TODD I, MUMTAZ K. Reduction of mi-cro-cracking in nickel superalloys processed by Selective LaserMelting: A fundamental alloy design approach[J]J. Acta Materialia,2015,94: 59-68.

[13] ZHANG L, LI Y T, ZHANG S, et al. Selective laser melting of IN738 superalloy with a low Mn+Si content: Effect of energy input on characteristics of molten pool, metallurgical defects, mi-Aug. 2023

crostructures and mechanical properties[J]j. Materials Science and Engineering: A, 2021, 826: 141985.

[14] ZHOU W Z, ZHU G L, WANG R, et al. Inhibition of cracking by grain boundary modification in a non-weldable nickel-based super-alloy processed by laser powder bed fusion [J]. Materials Scienceand Engineering: A, 2020, 791: 139745.

[15] KANAGARAJAH P, BRENNE F, NIENDORF T, et al. Inconel939 processed by selective laser melting: Effect of microstructureand temperature on the mechanical properties under static and cyclicloading[J. Materials Science and Engineering: A, 2013, 588: 188-195.

[16] CARTER L N, ATTALLAH M M, REED R C. Laser powder bedfabrication of Nickel-base superalloys: Influence of parameters;characterisation, quantification and mitigation of cracking: Pro-ceedings of the 12th international symposium on superalloys[C].Chichester: John Wiley & Sons, 2012. 577-586.

[17] PEREVOSHCHIKOVA N, RIGAUD J, SHA Y, et al. Optimisation of selective laser melting parameters for the Ni-based superalloy IN-738 LC using doehlert's design [J. Rapid Prototyping Journal,2017,23(5): 881-892.

[18] MURRAY S P, PUSCH K M, POLONSKY A T, et al. A defect-re-sistant Co-Ni superalloy for 3D printing [J]. Nature Communica-tions, 2020, 11(1): 4975.

[19] SREERAMAGIRI P, BHAGAVATAM A, RAMAKRISHNAN A,et al. Design and development of a high-performance Ni-based su-peralloy WSU 150 for additive manufacturing[J]J. Journal MaterialsScience & Technology, 2020, 47: 20-28.

[20] KOU S. A criterion for cracking during solidification [J]. Acta Materialia, 2015, 88: 366-374.

[21] SHUKLA A, SARKAR S, DURGA A, et al. Computational design of additively printable nickel superalloys: Proceedings of the 14th international symposium on superalloys[CJ. Cham: Springer Inter-national Publishing, 2020.1066-1074.

[22] PARK J U, JUN S Y, LEE B H, et al. Alloy design of Ni-based su-peralloy with high ' volume fraction suitable for additive manu-facturing and its deformation behavior[J]. Additive Manufacturing,2022,52: 102680.

[23] SABZI H E, MAENG S, LIANG X Z, et al. Controlling crack for-mation and porosity in laser powder bed fusion: Alloy design and process optimisation[J.Additive Manufacturing,2020, 34: 101360.

[24] SABZI H E, RIVERA-DIAZ-DEL-CASTILLO P E J. Defect pre-vention in selective laser melting components: Compositional and process effects[J]. Materials, 2019, 12(22): 3791.

[25] ROTH H A, DAVIS C L, THOMSON R C. Modeling solid solu-tion strengthening in nickel alloys[J]j. Metallurgical and Materials Transactions A, 1997, 28(6): 1329-1335.

[26] GYPEN L A, DERUYTTERE A. Multi-component solid solution hardening: Part 1 Proposed model[JJ. Journal of Materials Science,1977, 12(5): 1028-1033.

[27] DIVYA V D, MUNOZ-MORENO R, MESSE O M D M, et al. Mi-crostructure of selective laser melted CM247LC nickel-based su-peralloy and its evolution through heat treatment [J]. MaterialsCharacterization, 2016, 114: 62-74.

28] ATTALLAH M M, JENNINGS R, WANG X Q, et al. Additive manufacturing of Ni-based superalloys: The outstanding issues[J].MRS Bulletin, 2016, 41(10): 758-764.

[29] ZHANG J, SINGER R F. Hot tearing of nickel-based superalloysduring directional solidification[J]. Acta Materialia, 2002, 50(7):1869-1879.

[30]夏鵬成，禹文芳，于金江，等.長期時效對DZ951合金相的影響[J].材料工程,2007(12):8-11.

XIA P C, YU W F, YU J J, et al. Influence of long-term thermal exposure on ' phase of DZ951 alloy[J. Materials Engineering,2007(12): 8-11.

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