GH4169（美國牌號為 Inconel 718）是一種 Ni-Fe-Cr 基析出時效強化型高溫合金，由于其在 700 ℃的高溫下具有較高的強度、良好的抗蠕變性能和疲勞壽命，通常用于航空發動機[1-2]、燃氣輪機以及核電領域[3] 內高溫關鍵部件的生產與制備。目前，GH4169 合金構成的部件總質量占航空發動機總質量的一半以上[4]，是使用最廣泛且最成功的高溫合金之一。隨著航空發動機的快速發展，部件的精密程度要求越來越高。傳統的鍛造、鑄造等成形方式無法滿足復雜的 GH4169 合金精密部件需求。以激光選區熔化（selective laser melting，SLM）為代表的激光增材制造技術，由于其具有生產周期短、材料利用率高、成形精度高等優點，為高幾何復雜度GH4169 合金零部件的制造提供了一條重要途徑[5]，但是，由于 SLM 成形過程中材料經歷快速熔凝過程，沉積態樣品存在殘余應力、組織各向異性、元素微觀偏析和顯微缺陷等問題。適當的熱處理不僅可以消除 SLM 加工過程中產生的缺陷，而且可以改變材料的微觀組織和相的析出，從而改變材料的力學性能[6]。

近年來，國內外關于 SLM 成形 GH4169 合金的熱處理對組織與力學性能影響的研究報道很多。Tucho 等[7] 研究了 SLM 成形 GH4169 合金經AMS 5383 熱處理（鑄造標準熱處理制度，即 980 ℃固溶+雙重時效）后的顯微組織及性能，發現 980 ℃的溫度可以部分溶解 Laves 相，但 Nb 原子的擴散率較低，導致局部形成富 Nb 區，并最終促進 δ 相的形成，減少了 γ′和 γ″相的析出。Xu 等[8] 對激光粉床 熔 化 沉 積 Inconel 718 合 金 進 行 1080 ℃ 均 質化+標準熱處理后，發現 Nb 原子分布更均勻，避免了富 Nb 區域的形成，使得在隨后的固溶處理期間針狀 δ 相的沉淀最小化且析出了更多的強化相[9]。

Zhang 等[10] 報道了 1080 ℃ 均質化+雙重時效熱處理后，SLM GH4169 合金的強度和伸長率分別為（1529±19）MPa 和（18.6±0.9）%，優于鍛造的 GH4169合金。Chlebus 等[11] 研究了不同均質化溫度+雙時效熱處理后的樣品得出結論：高于 1100 ℃ 的均質化溫度下，碳化物抑制晶粒的生長，基本消除了力學性能的各向異性，合金具有更好的力學性能。目前，國內外對于 SLM 成形 GH4169 合金的高溫力學性能研究很少，而該合金的服役條件多為高達650 ℃ 的高溫環境，高溫下極易發生相變等微觀組織的演變從而影響部件的力學性能。因此研究該合金熱處理前后 650 ℃ 的顯微組織及力學性能研究很有意義。

本工作研究熱處理對 SLM 成形 GH4169 合金顯微組織和力學性能的影響。通過課題組自主研發的原位高溫拉伸臺，與掃描電子顯微鏡相結合，對沉積態和熱處理態 GH4169 合金開展 650 ℃ 原位拉伸實驗，研究熱處理前后 GH4169 合金微觀組織結構變化，并對比 650 ℃ 原位拉伸過程中熱處理前后合金力學性能與微觀組織結構演變行為。

1、 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

激光選區熔化 GH4169 合金由中國航發北京航空材料研究院提供。對部分沉積態合金進行熱處理，熱處理（homogenization+solid solution+aging treatment，HSA）方案為：1150 ℃ 保溫 1.5 h，空冷，980 ℃ 保溫 1h，空冷，720 ℃ 保溫 8 h，以 50 ℃/h 的冷卻速度爐冷至 620 ℃，保溫 8 h 后，空冷至室溫。

熱 處 理 后 的 試 樣 命 名 為 HSA 態 。 從 沉 積 態 和HSA 態合金上沿沉積方向（building direction，BD）切割尺寸為 15 mm×80 mm×15 mm 的長方體試塊，如圖 1（a） 所 示 。 用 電 火 花 切 割 方 式 將 沉 積 態 和HSA 態 GH4169 合金加工為原位拉伸試樣。樣品為狗骨狀，標記段（黃色區域）為原位拉伸過程中觀察區域，長 1.5 mm，寬 1.5 mm（圖 1（b））。

1.2 實驗方法

首先用 240#～3000#粒度的 SiC 砂紙對試樣進行打磨，去除表面氧化層。隨后用 0.5 μm 的水溶性金剛石拋光膏進行機械拋光，直至表面光滑無劃痕。拋光好的試樣放入金相腐蝕液中進行腐蝕，用于顯微組織分析。沉積態試樣金相腐蝕液配比為鹽酸∶丙三醇∶硝酸=3∶2∶1，HSA 態試樣金相腐蝕液配比為氯化銅∶乙醇∶鹽酸=1 g∶20 mL∶20 mL。

使用 Leica 光學顯微鏡（optical microscopy， OM）和 TESCANS8000 掃 描 電 子 顯 微 鏡 （scanning electron microscopy， SEM）對腐蝕后的試樣進行顯微組織觀察。使用 Oxford 電子背散射儀（electron back scattering diffraction，EBSD）和能譜儀（energy dispersive spectrometer，EDS）對試樣的取向與元素成分進行表征。掃描電子顯微鏡所用電壓為20 keV，電流為 3 nA，步長為 1.5 μm。數據分析采用 AztecCrystal software 軟件。

聯合使用課題組自主研發的微型拉伸測試系統與 TESCAN S8000 掃描電子顯微鏡聯用對樣品進行原位拉伸測試，拉伸系統具有自鎖功能，可隨時暫停觀察拉伸過程中樣品表面的形貌變化，原位拉伸裝置如圖 2（a）所示。Ma 等[12] 和王晉等[13] 對該裝置的工作原理進行了詳細的介紹，這里不作具體介紹。實驗所用的加熱器如圖 2（b）所示，加熱器采用的加熱方式為電加熱，最高加熱溫度為1150 ℃，測溫方法為熱電偶測溫。目前課題組已經采用該裝置對鈦合金、鎳基合金等不同合金進行了原位拉伸研究，取得了一定的研究成果[14-15]，證實該裝置可穩定實現高溫原位拉伸測試。本工作在650 ℃ 下對熱處理前后試樣進行原位拉伸，拉伸速度為 0.5 μm/s，間隔約 100 μm 進行 SEM 表征。拉伸測試結束后，通過掃描電子顯微鏡對斷口形貌進行分析。

2、 結果與討論

2.1 SLM 成形 GH4169 合金熱處理前后顯微組織

圖 3（a）和（b）分別為沉積態 SLM 成形 GH4169合 金 樣 品 側 面 （X-Z 截 面 ） 和 頂 面 （X-Y 截 面 ） 的OM 組織照片。從圖 3（a）可以看出側面呈典型的魚鱗狀的熔池結構，相鄰的熔池搭接良好，致密度好，無明顯的氣孔、裂紋等缺陷。從頂面圖 3（b）可以看到規則排列的熔池邊界，由于掃描策略的原因，道次與道次之間夾角為 67°，因此上下兩層的熔道彼此交錯。圖 3（c）為圖 3（a）中熔池結構的局部放大 SEM 圖，白色虛線為熔池邊界，從圖中可以觀測到側面縱向組織呈近似沿沉積方向外延生長的柱狀晶，局部放大如圖 3（e）。柱狀晶組織與定向凝固組織非常相似，這是由于冷卻過程中溫度梯度平行于沉積方向，且熱量近似沿熔池界面向下傳遞造成的。

粗大的柱狀晶內部的亞結構為細小的枝晶和胞狀晶組織，如圖 3（d）所示。Cao 等[16] 認為胞狀晶的存在可能是由于枝晶垂直于剖切面生長導致，Huang 等[17] 則認為由于成形過程中極高的凝固速率產生較大的溫度梯度，根據過冷理論，晶體形態由枝晶轉變為胞狀晶。圖中白色的部分為未被腐蝕 的 析 出 相 ， 主 要 成 分 為 Laves 相 和 碳 化 物 。

圖 3（f）為 HSA 態樣品側面 SEM 圖，從圖中觀察到除少量的碳化物外，無明顯的析出相，熔池和熔池內部更細小的枝晶、胞狀晶組織消失。這是由于1150 ℃ 均質化過程幾乎溶解了全部 Laves 相。圖 4為沉積態 GH4169 枝晶結構 EDS 圖，在 SLM 工藝快速凝固過程中，Nb、Mo、C 等成分按照熔點順序依次通過晶間富集和消耗的方式凝固，從而相繼形成碳化物（MC）和大量的 Laves 脆性有害相。

圖 5（a）、（b）為 HSA 態試樣的 TEM 暗場像和選區電子衍射圖譜。從圖 5 可以看出，后續的固溶+時效熱處理析出了大量的 γ′′相，長度和厚度分別約為 18 nm 和 4 nm。選區電子衍射的結果表明，γ′′相與基體 γ 相共格析出，且與基體存在特定的取向關系：｛001｝γ′′∥｛001｝γ，[100] γ′′∥〈100〉γ。

2.2 SLM 成形 GH4169 合金熱處理前后 650 ℃拉伸性能對比

圖 6 給出激光選區熔化 GH4169 合金沉積態和 HSA 態樣品 650 ℃ 原位拉伸應力-位移曲線，曲線上階段性的應力下降是由于原位拉伸過程中暫停拉伸進行 SEM 拍攝，引起材料本身的應力松弛而造成的[18]。具體的拉伸性能參數見表 1。可以看到在 650 ℃ 時，沉積態和 HSA 態樣品的屈服強度分別為 574 MPa 和 818 MPa；抗拉強度分別為740 MPa 和 892 MPa。HSA 態樣品的屈服強度與抗拉強度均優于沉積態樣品，分別增加了 42.5%和 20.1%，但塑性變差。

HSA 態屈服強度和抗拉強度高于沉積態的最主要原因是經熱處理后合金內析出強化相 γ′′（圖5（a））。γ′′與 γ 基體共格且晶格錯配度高[19]，是合金的主要強化相。當晶格受到較大的彈性變形時，共格應變能高，從而導致屈服強度增高。γ′相晶格錯配度僅為 γ′′相的一半，為輔助強化相。SLM成形過程中快速冷卻和凝固過程產生了以富 Nb、Mo 的 Laves 相形式存在的微觀偏析，見圖 4。大量 Laves 相的存在影響了 γ′′相的體積分數、分布位置以及尺寸。經過熱處理后，Laves 相溶于基體，Nb 原子分布均勻，有效析出了細小的 γ′和 γ′′強化相，導致 HSA 態樣品的屈服強度增大。

有效晶粒尺寸的差異也是影響沉積態和 HSA態試樣屈服強度的另一原因。當均勻化溫度高于1065 ℃ 時，晶粒會發生再結晶，晶粒形態會由長寬比較大的柱狀晶轉換為等軸晶，且晶粒尺寸的大小與均勻化溫度呈正比[20]。晶粒尺寸對屈服強度的影響可以用 Hall-Petch 關系來量化：

式中：σ₀ 為本征強度；K_H 為 Hall-Petch 系數；g_eff 為有效晶粒尺寸。

對 于 鎳 基 高 溫 合 金 來 說 ， KH 取 固 定 值 為710 MPa·μm1/2[21]，沉積態和熱處理態的本征強度差異 σ₀ 不大。通過劃線法統計沿拉伸方向沉積態和熱處理態的有效平均晶粒尺寸 g_eff，分別為 39.7 μm和 25.2 μm。代入式（1）得到由于有效晶粒尺寸的差異造成熱處理態試樣比沉積態試樣的屈服強度高約 30 MPa。

除強化相的析出和晶粒細化外，晶粒取向的差異也對 HSA 態合金屈服強度和抗拉強度產生了影響。施密德因子的大小反映了滑移系開啟的難度，通常把施密德因子較高的晶粒對應的取向（大于0.5）稱為軟取向，反之為硬取向。圖 7 為加載前，沉積態及 HSA 態的施密德因子圖及其分布圖。從圖 7 可以看出，由于沉積態試樣的〈001〉∥BD 織構，沉積態和熱處理態樣品的施密德因子值存在差異。EBSD 掃描區域中，沉積態與熱處理態樣品施密德因子大于 0.5 的軟取向晶粒分別占比 77% 和52%。HSA 態存在更多的硬取向晶粒導致其更高的屈服強度。

2.3 SLM 成形 GH4169 合金 650 ℃ 拉伸原位變形過程

圖 8 為沉積態和 HSA 態試樣 650 ℃ 拉伸過程中不同變形階段 SEM 表面宏觀形貌圖。圖 8（a）～ （c） 分 別 為 沉 積 態 試 樣 位 移 為 182、 600 μm和 900 μm 的 SEM 形貌，對應圖 6 中的 a1、a2 和a3 階段。由圖 8（a）可看出，此時樣品處于屈服階段，樣品的表面形貌并未發生明顯變化。當位移量為 600 μm 時（圖 8（b）），此時樣品處于塑性變形階段，可以觀察到整個標距段表面均呈波浪狀，樣品被拉長，橫截面明顯變窄，說明樣品塑性流動能力好，大部分組織均參與了變形，釋放了應力，因而對應強度值較低。隨著拉伸繼續進行，當樣品位移量為 900 μm 時（圖 8（c）），此時塑性變形階段即將結束，樣品發生明顯頸縮，縱向應變達到 21.9%，樣品表面出現極其明顯的隆起變形。這是由于塑性變形過程中晶粒通過晶格的旋轉進行協調變形，同時晶粒拉伸過程中會變細長并擠壓兩側晶粒而造成這種現象，Zhang 等[22] 對 Inconel 740H 合金在 650 ℃拉伸時也觀察到這種現象。當拉伸位移量為 1050 μm時，樣品發生斷裂，如圖 8（d）所示。從斷口可看出，頸縮較大，組織塑性流動較好，斷裂方式呈剪切斷裂。

圖 8（e）～（g）為 HSA 態試樣位移分別為 160、360 μm 和 485 μm 時的宏觀 SEM 形貌，依次對應圖 6 中的 b1、b2 和 b3 處的組織。可以觀察到，樣品達到屈服階段時，表面形貌無明顯變化。隨著拉伸的進行，樣品表面產生褶皺，并逐漸加深，與沉積態樣品所觀察到的現象類似。但不同的是，HSA 態樣品在屈服后，塑性變形集中在局部區域（圖 8（f）），直到塑性變形后期，并未發生明顯的頸縮現象。斷口形貌也顯示頸縮較小，組織塑性流動能力較差（圖 8（h））。通過與拉伸前同一區域的 EBSD 圖進行對比，判斷斷裂方式為沿晶斷裂和穿晶斷裂相結合的混合斷裂。

圖 9 給出了沉積態和 HSA 態 SLM 成形 GH4169合金表面微裂紋形成和擴展圖。圖 9（a）～（c）和（e）～（g）對應于圖 8（a）～（c）和（e）～（g）中各原位宏觀形貌對應的原位高倍 SEM 圖。由圖 9（a）可看出，當沉積態試樣屈服后，樣品表面并未發生明顯變化。直到試樣進行到塑性變形中期，位移為600 μm 時（圖 9（b）），部分晶粒內顯示具有單一滑移系的滑移跡線（白色虛線部分），說明該晶粒內部滑移系被激活。同時樣品表面出現起伏，這是由于晶粒受力拉長及晶粒轉動現象引起的。在塑性變形后期（圖 9（c）），試樣表面變形更加劇烈，并未發現新增滑移跡線。根據多次實驗發現，滑移跡線的清晰程度與樣品表面腐蝕深淺有關。沉積態試樣表面腐蝕的深淺、樣品表面析出的 Laves 相和碳化物三者均會影響滑移跡線的觀測。隨著位移進一步增大到 1000 μm 時（圖 9（d）），在晶內和晶界均觀察到裂紋萌生，并沿最大切應力的方向形成裂紋擴展，裂紋長度在 30～100 μm 之間，這是因為沿晶界分布的長條狀的 Laves 相在拉伸過程中極易發生斷裂和基體割裂從而產生微觀孔洞，Sui 等[23]也認為 Laves 相的存在是裂紋萌生的主要原因。

與 沉 積 態 試 樣 所 觀 察 到 的 現 象 不 同 的 是 ，HSA 態樣品在屈服后，大部分晶粒內都出現發現了某一滑移系的滑移跡線（圖 9（e））。當位移為 360 μm時（圖 9（f）），更大的應力導致越來越多的滑移系被激活，出現了多滑移現象。當位移量增大到 485 μm時，從圖 9（g）中未發現新的滑移系被激活，樣品表面起伏更加明顯。這是由于滑移系不能繼續激活，晶粒需要通過取向轉動來協調變形，使位錯運動到相鄰晶粒[24]。此外可以看出，HSA 態樣品在塑性變形后期，樣品表面起伏程度明顯小于沉積態試 樣，并且并未發現晶粒拉長等現象，Zhang 等[22] 也觀察到類似的現象，他們認為可能是由于試樣中的少量 δ 相釘扎在晶界上，導致晶界強度提高。隨著位移進一步增加到 550 μm（圖 9（h）），可觀察到裂紋沿晶界萌生并擴展，并且多分布在碳化物周圍，裂紋長度在 5～30 μm 范圍內，明顯小于沉積態樣品中裂紋長度。

圖 10 為沉積態和 HSA 態試樣原位拉伸后的斷口 SEM 形貌。從圖 10 可以看到，兩種樣品斷面宏觀形貌都比較粗糙，斷口都存在大量韌窩。沉積態試樣斷面韌窩分布更加均勻（圖 10（b））。沉積態試樣斷口長寬比更小，說明樣品變形更加嚴重，存在明顯的頸縮現象，與圖 6 中顯示的更好的延展性相對應。從圖 10（c）中發現斷面上存在一些沿枝晶斜向下擴展的裂紋，這與圖 9（d）中的裂紋形貌相對應。同時還發現一些高低起伏的臺階狀形貌，這是由于材料中殘余應力大，微觀成分偏析，晶界處存在較大缺陷而形成的 [17]。斷面存在一些成形工藝中形成的微米級的小孔（圖中白色虛線處），在減少應力區域的同時也會成為裂紋的發起點[25]。

圖 10（e）中 HSA 態試樣的韌窩尺寸相較于沉積態更大且更深，這表明 HSA 態樣品在拉伸過程中承受更高的載荷且在頸縮階段微觀裂紋的形核速度更快[26]，這解釋了為什么圖 6 中 HSA 態試樣具有更高的抗拉強度。HSA 態斷口附近無明顯頸縮現象，斷面纖維區整體較為平整，表明樣品斷裂過程較為迅速。如圖 10（f），韌窩在晶粒內部和晶界處分布，表現出明顯的微孔聚集型韌性斷裂的特征。

3 、結論

（1）SLM 成形 GH4169 合金沉積態熔池內部存在枝晶和胞狀晶亞結構，晶間分布著大量的 Laves相和少量碳化物，晶粒形態主要為存在〈001〉擇優取向的柱狀晶。HSA 態晶粒發生再結晶，晶粒長大且變為等軸晶。碳化物依舊存在，Laves 相溶解，析出大量 γ′和 γ′′強化相。

（2）在 650 ℃ 下，與沉積態相比，HSA 態的屈服強度、抗拉強度均顯著提高，分別增長 42.5% 和20.1%，但塑性降低明顯。γ′和 γ′′相的析出、有效晶粒尺寸和晶粒取向共同作用，影響了材料的拉伸性能。

（3）在 650 ℃ 拉伸測試中，均觀測到樣品塑性變形過程中晶粒協調變形現象。沉積態試樣的晶粒被拉長，樣品表面起伏更加明顯，協調變形能力更強。沉積態裂紋沿枝狀晶向最大切應力方向擴展，樣品頸縮后發生剪切斷裂。HSA 態裂紋在碳化物周圍萌生沿晶界擴展，斷裂方式為沿晶斷裂和穿晶斷裂相結合的混合斷裂。

參考文獻：

［1］曲選輝，張國慶，章林. 粉末冶金技術在航空發動機中的應用 [J]. 航空材料學報，2014，34（1）：1-10.

QU X H，ZHANG G Q，ZHANG L. Applications of pow-der metallurgy technologies in aero-engines[J]. Journal of Aeronautical Materials，2014，34（1）：1-10.

［2］韋康，張勇，王濤，等. GH4169 合金晶粒尺寸與持久性能的關聯性 [J]. 航空材料學報，2020，40（1）：93-99.

WEI K， ZHANG Y， WANG T， et al. Investigations on correlation between grain size and stress rupture property of GH4169 alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials，2020，40（1）：93-99.

［3］韋家虎，董建新，喻健，等. δ 相對 GH4169 合金熱變形行為的影響 [J]. 航空材料學報，2012，32（6）：72-77.

WEI J H，DONG J X，YU J，et al. Influence of δ phase on hot deformation behavior of GH4169 alloy[J]. Journal of Aeronautical Materials，2012，32（6）：72-77.

［4］PATEL S，DEBARBADILLO J，CORYELL S. Superal-loy 718：evolution of the alloy from high to low tempera-ture application[C]//Proceedings of the 9th international symposium on superalloy 718 & derivatives： energy，aerospace， and industrial applications. Cham： Springer International Publishing，2018：23-49.

［5］田宗軍，顧冬冬，沈理達，等. 激光增材制造技術在航空航天領域的應用與發展 [J]. 航空制造技術，2015，58（11）：38-42.

TIAN Z J，GU D D，SHEN L D，et al. Application and development of laser additive manufacturing technology in aeronautics and astronautics[J]. Aeronautical Manu-facturing Technology，2015，58（11）：38-42.

［6］POPOVICH V A，BORISOV E V，POPOVICH A A，et al. Impact of heat treatment on mechanical behaviour of Inconel 718 processed with tailored microstructure by selective laser melting[J]. Materials & Design， 2017，131：12-22.

［7］TUCHO W M， CUVILLIER P， SJOLYST-KVER-NELAND A，et al. Microstructure and hardness studies of Inconel 718 manufactured by selective laser melting before and after solution heat treatment[J]. Materials Sci-ence and Engineering：A，2017，689：220-232.

［8］XU Z，MURRAY J W，HYDE C J，et al. Effect of post processing on the creep performance of laser powder bed fused Inconel 718[J]. Additive  Manufacturing， 2018，24：486-497.

［9］ZHANG D， NIU W， CAO X， et al. Effect of standard heat treatment on the microstructure and mechanical properties of selective laser melting manufactured Inconel 718 superalloy[J]. Materials Science and Engineering：A，2015，644：32-40.

［10］HUANG W，WANG Z，YANG J，et al. Effects of pro-cess parameters and heat treatment on the microstructure and mechanical properties of selective laser melted Inconel 718[C]//2018 International Solid Freeform Fabri-cation Symposium. [S.l.]：[s.n.]， 2018：1268-1276.

［11］CHLEBUS E，GRUBER K，KU?NICKA B，et al. Effect of heat treatment on the microstructure and mechanical properties of Inconel 718 processed by selective laser melting[J]. Materials Science and Engineering：A，2015，639：647-655.

［12］MA J， LU J， TANG L， et al. A novel instrument for investigating the dynamic microstructure evolution of high temperature service materials up to 1150 ℃ in scan-ning electron microscope[J]. Review of Scientific Instru-ments，2020，91（4）：043704.

［13］王晉，張躍飛，馬晉遙，等. Inconel 740H 合金原位高溫拉 伸 微 裂 紋 萌 生 擴 展 研 究 [J]. 金 屬 學 報 ， 2017，53（12）：1627-1635.

WANG J， ZHANG Y F， MA J Y， et al. Microcrack nucleation and propagation investigation of Inconel 740H alloy under in situ high temperature tensile test[J]. Acta Metall Sin，2017，53（12）：1627-1635.

［14］LU J，CHANG L，WANG J，et al. In-situ investigation of the anisotropic mechanical properties of laser direct metal deposition Ti6Al4V alloy[J]. Materials Science and Engineering：A，2018，712：199-205.

［15］RIZWAN M，LU J X，ULLAH R，et al. Microstructural and texture evolution investigation of laser melting deposited TA15 alloy at 500℃ using in-situ EBSD ten-sile test[J]. Materials Science and Engineering：A，2022，857：144062

［16］CAO Y， BAI P， LIU F， et al. Grain growth in IN718 superalloy fabricated by laser additive manufacturing[J]. Materials Science and Technology， 2020， 36（6） ： 765-769.

［17］HUANG L，CAO Y，ZHANG J，et al. Effect of heat treat-ment on the microstructure evolution and mechanical behaviour of a selective laser melted Inconel 718 alloy [J]. Journal of Alloys and Compounds， 2021， 865：158613.

［18］WANG J， LU J， YOU X， et al. In-situ comparison of deformation behavior at 23℃ and 650℃ of laser direct melting deposited Ti-6Al-4V alloy[J]. Materials Science and Engineering：A，2019，749：48-55.

［19］ZHANG S，LIN X，WANG L，et al. Influence of grain inhomogeneity and precipitates on the stress rupture prop-erties of Inconel 718 superalloy fabricated by selective laser melting[J]. Materials Science and Engineering：A，2021，803：140702.

［20］王志云. 選區激光熔化成形多孔 Inconel718 合金組織性能研究 [D]. 太原：中北大學，2021.

WANG Z Y. Study on microstructure and properties of porous Inconel 718 alloy formed by selective laser melt-ing[D]. Taiyuan：North University of China，2021.

［21］KOZAR R W， SUZUKI A， MILLIGAN W W， et al.Strengthening mechanisms in polycrystalline multimodal nickel-base superalloys[J]. Metallurgical and Materials Transactions A，2009，40：1588-1603.

［22］ZHANG W，LU J，WANG J，et al. In-situ EBSD study of deformation behavior of Inconel 740H alloy at high-tem-perature tensile loading[J]. Journal of Alloys and Com-pounds，2020，820：153424.

［23］SUI S，TAN H，CHEN J，et al. The influence of Laves phases on the room temperature tensile properties of Inconel 718 fabricated by powder feeding laser additive manufacturing[J]. Acta Materialia，2019，164：413-427.

［24］GAO W， LU J， ZHOU J， et al. Effect of grain size on deformation and fracture of Inconel718：an in-situ SEM-EBSD-DIC investigation[J]. Materials Science and Engi-neering：A，2022，861：144361.

［25］NI M， CHEN C， WANG X， et al. Anisotropic tensile behavior of in situ precipitation strengthened Inconel 718 fabricated by additive manufacturing[J]. Materials Sci-ence and Engineering：A，2017，701：344-351.

［26］HE F，CHEN D，HAN B，et al. Design of D022 superlat-tice with superior strengthening effect in high entropy alloys[J]. Acta Materialia，2019，167：275-286.

收稿日期：2023-05-18；修訂日期：2023-12-14

基金項目：中國航空發動機集團產學研合作項目（HFZL2021CXY020）；北京市自然科學基金（2232042）

通訊作者：呂俊霞（1976—），女，博士，副研究員，激光增材制造顯微組織與力學性能原位表征，聯系地址：北京市朝陽區南磨房鎮平樂園 100 號北京工業大學（100124），E-mail：junxialv@bjut.edu.cn

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