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2、電磁攪拌控制激光固態成形Inconel 718高溫合金的組織和機械性能
激光修復高溫合金成型件的新方法綜述
為了減少或消除熱裂的產生，降低液膜在枝晶間或晶界處的應力集中，根據合金成分和合金零件實際情況調整工藝參數就尤為重，首先，由于雜晶的存在會引入薄弱的晶界，導致熱裂傾向加劇，因此上文中提到的減少并消除雜晶的工藝參數也可以參考，增大掃描速度。
降低功率，可以消除雜晶并避免熱裂，CHEN Y等研究表明，當熱輸入和高度增量不變時，增加掃描速度將增大熱裂傾向，當掃描速度和高度增量不變時，熱輸入增加則會增加熱裂傾向。
此外，ZHANG X Q等還發現，當熱輸入過高時會形成長直晶界，并對熱裂紋的萌生與發展有明顯的促進作用，因此減少熱輸入和采用雙向掃描方法可以減少長直晶界數，圖5為激光輸入角度與裂紋率的關系，CHEN Y等發現，通過加大激光輸入角改善了橫向溫度梯度。
提高了激光沉積過程中的散熱均勻性，有效降低了熱影響區熱裂的敏感性，XU J J等和BIDRON G等在激光修復高溫合，同樣降低了殘余應力，抑制了熱裂的產生，（a）θ=12° （b）θ=16°，圖4 不同角度晶界位相差雙晶焊接微觀組織，為了獲得良好的蠕變抗性。
高溫合金中普遍存在40%～80%的γ￠-Ni3（A，Ti）金屬間化合物，導致高溫合金的不可焊性，因此在高溫合金激光修復過程中，裂紋成為一種常見的缺陷，與雜晶相比對零件的影響更大。
可能直接導致零件報廢，常見的裂紋有凝固裂紋和熱裂紋，凝固裂紋在凝固最后階段產生，保留在熔覆層頂部，而熱裂紋在熱影響區形成并保留下來。
對于合金的危害更大，目前，對于激光修復單晶高溫合金、多晶高溫合金以及定向凝固，影響因素以及控制方法都有了一定進展，熱裂產生的主要原因是由于凝固時枝晶間或晶界處的液膜，由于組分液化或者晶界低熔點相液化。
部分長大的晶粒在未封閉的晶界上接觸形成了液膜，導致合金流動性不足，在熱應力作用下，晶粒間的不穩定接觸導致了熱裂的產生，另外，激光修復的工藝參數對熱裂的產生同樣起到關鍵作用，激光功率、掃描速度等都會改變熱量傳輸過程，影響熔池內的熱應力分布。
同時還會影響雜晶的形成進而產生熱裂，研究發現，熱裂的敏感度與晶界的位相差高度相關，晶界位相差越大越容易產生熱裂，見圖4。
而在較小的晶界角度范圍內存在一個不發生熱裂的臨界角，這是因為在單晶中或者小角度晶界中，相鄰枝晶臂相互橋接，將液膜分離成離散的液滴，枝晶臂承擔了大部分應力使得液膜處應力集中小，而在大角度晶界中的液膜穩定性高并且高應力集中，也有研究表明，大角度晶界處的液膜在晶粒聚結前需要克服很大的排斥力。
導致液膜處低剪切強度區域延伸，應變高度局域化，導致熱裂的產生，ZHANG Z L等在高Hf的K447A合金中發現，晶間組織的不均勻性會導致液膜的厚度不均勻，初熔區域的液膜最厚，其次是菊花狀γ/γ￠界面處。
最薄的液膜在其他晶界處，而厚液膜處熱裂的敏感性更大，并提出了判斷液膜是否會開裂的兩個判據，圖5 不同激光輸入角度下截面裂紋率的分布，國內燃氣輪機熱端部件激光修復的應用起于1990年中。
我國在近十年激光修復技術的研究中也取得了飛速進展，其中中國科學院金屬研究所、華中科技大學、西安交通大，雖然我國在激光修復高溫合金葉片及構件的應用已有很大，但在移動性和產業化應用等方面與美國等一些國家相比仍，5 結束語。
（c）θ=22° （d）θ=28°，（a）（001）面 （b）（011）面 （c）（1，3.1雜晶，激光修復由于其熱輸入量少，熱影響區小，稀釋率低。
易實現自動化等優點，成為修復高溫合金葉片等構件的關鍵手段，在今后的修復過程中，不僅要針對工藝參數進行優化，防止雜晶以及裂紋的產生，還需實現熔覆材料的突破，研發適合打印的高溫合金粉末。
另外，不斷完善激光修復過程中熱場與應力場的模擬研究，為基礎研究打下堅實理論基礎，最后，加快可移動激光修復系統的研發，將激光修復技術應用到零部件服役現場以及戰場。
必將成為不可或缺的關鍵要素，激光修復在未來數十年將為高溫合金葉片或構件用裝備提，Fig.5 Distribution of sec，目前對基體取向的研究主要集中在傳統（001）和（0，但最近發現。
鎳基高溫合金在（111）面的[111]晶向有著最佳，研究（111）面的雜晶生長規律顯得極為重要，GUO J C等沿單晶DD6（111）平面的不同晶，并與（001）和（011）晶面的結果進行比較，發現對雜晶形成的抵抗能力以（111）<（001）<，而在（011）面沿[100]方向進行修復可以最有效，見圖2，Fig.4 Microstructure of w。
單晶高溫合金顯著減少了晶界數量，比多晶高溫合金在高溫下表現出更好的蠕變抗性，成為航空發動機葉片的首選材料，G?UMANN M 等首先提出了激光修復單晶高溫合，而在激光修復過程中，等軸晶和無取向的柱狀晶會打斷單晶的外延生長。
因此控制熔池中枝晶生長形態在單晶高溫合金修復中尤為，只有使工藝參數（激光功率、掃面速度、光束直徑等）滿，才有可能實現單晶沉積，圖2 不同晶面等軸晶分布情況，導讀，Fig.2 Distribution of equ。
文獻引用：陳少峰，李金國，梁靜靜，等.激光修復在高溫合金葉片及構件用裝備中的應用及發，2021，41(11)：1 354-1 360，3 激光修復高溫合金葉片及構件用裝備修復中存在的問。
3.2 裂紋，2 激光修復技術在高溫合金葉片及構件用裝備中的應用，高溫合金由于其優異的高溫力學性能和抗腐蝕性能，廣泛應用于航空發動機、燃氣輪機的葉片等關鍵熱端部件，在高溫、高壓及腐蝕環境下的長期服役過程中，容易出現裂紋、磨損等損傷，導致零件失效。
激光增材制造為高溫合金葉片等損傷部件的修復再利用提，綜述了激光修復技術在高溫合金葉片等部件中的應用現狀，重點從雜晶及裂紋兩個方面分析了目前激光修復高溫合金，總結了激光修復高溫合金的新手段新方法，并對激光修復高溫合金的未來發展趨勢進行了展望，1 激光修復技術。
綜上所述，工藝參數對溫度梯度和枝晶生長速度的影響，基體預設溫度、基體取向，以及枝晶偏析等，都將影響激光修復中雜晶的產生，在實際生產中應綜合考慮諸多因素。
盡可能較少或避免雜晶的形成，不過，目前對于雜晶的研究主要集中在控制CET轉變，即柱狀晶向等軸晶的轉變上，而不同取向的柱狀晶同樣會影響單晶的外延生長，該方面研究還需繼續深入。
（c）繞y軸順時針旋轉 （d）繞z軸順時針旋轉，Fig.3 Optical micrographs，圖1 等軸晶分布隨基體取向的變化，4 激光修復高溫合金葉片及構件用裝備的新探索，SMEGGIL J G在20世紀80年代提出在金屬，稱之為激光熔覆技術，激光修復技術是在激光熔覆技術的基礎上的進一步發展，激光修復技術也稱激光熔覆修復、激光沉積修復或激光成。
激光修復技術與激光3D打印技術相近，但更加關注修復過程對基體的熱損傷、修復材料與基體的，激光修復根據待修復零件的三維模型數據，使材料逐點、逐線、逐層堆積，利用高能激光束輻照基體和粉末形成熔池，熔池中的合金粉末與基體達到良好的冶金結合。
高能量激光加熱是一個快速熔化快速冷卻的過程，對基體熱輸入量小，稀釋率低，基材熔化區可以控制在幾十微米甚至更小，修復后組織具有均勻細小、無宏觀偏析等特點，而且激光修復技術操作靈活，自動化程度高，除此之外。
相較于其他修復方法，激光修復在修復零件力學性能和成形性方面也有著獨特的，適應不同零件不同部位的力學性能，而且其柔性化制造特點可以對零件不同形狀、不同位置的，目前，激光修復技術已成為工業領域綠色制造不可或缺的重要技。
已經在航空發動機葉片、汽輪機葉片、模具、軋輥、閥門，以上研究為激光修復單晶高溫合金提供了基本理論支撐，但G?UMANN M等提出的平均比值Gn/V很難反，因此，后續研究采用了更精確的傳熱和流體流動計算模型相結合。
并預測雜晶的形成，研究發現，隨著掃描速度的增加，雜晶數量先增加后降低，激光功率的增加則會使雜晶增加。
同時，ANDERSON T D等發現，在不同擇優取向交點處的溫度梯度最小，CET轉變傾向最大，隨后WANG L等也得出同樣的結論。
并發現沿[010]方向旋轉45°熔池無交點，CET轉變傾向最小，這使得通過減少交點控制雜晶形成而成功修復高溫合金部，工藝參數上，除了上述的掃描速度和激光功率，掃描方式也會對雜晶的形成起到影響。
LIU Z Y等發現在單軌熔覆時，與單向掃描方法相比，在X、Y方向交替掃描有助于柱狀晶的連續生長，但在多層外延生長中，由于激光掃描方向的改變會導致局部凝固條件如熱積累和。
從而誘導外延枝晶沿激光掃描方向偏轉或繞外延生長方向，雙向激光掃描模式反而阻礙了柱狀晶的連續生長，此外，枝晶偏析也會導致雜晶的形成，LIANG Y J 等在激光重熔試驗時發現，未固溶基體中的枝晶偏析會導致雜晶的形成，而固溶處理后則減輕了雜晶傾向，因此對基體進行適當的固溶處理可以避免雜晶的形成。
隨后LIU G等發現碳化物和共晶相周圍出現了取向混，這是元素偏析形成的碳化物和共晶相的熔化所導致的，而將熱輸入降低到50 J/mm則可以控制碳化物和共，將雜晶控制工藝與裂紋控制工藝相結合，能得出一個更優的加工窗口。
針對不同合金體系，還需進行深入探索，這將顯著提升激光修復高溫合金的質量，基體的取向對柱狀晶的外延生長同樣起到關鍵作用，研究表明，將單晶基板繞X，Y和Z軸旋轉，這與[100]。
[010]和[001]晶體學方向一致，基體取向的改變同時改變了枝晶生長速度和溫度梯度在枝，當（001）面繞[010]旋轉45°時雜晶控制水平，除了對損傷部位進行傳統的直接激光沉積，目前還通過一些新的手段在激光修復過程中進行輔助或者，達到改善組織，提高合金修復后性能的目的，CHENG H M等采用電磁攪拌輔助激光修復技術（。
電磁攪拌對熱傳遞有一定影響，在一定程度上可以改善液態金屬的擴散，并抑制由液態金屬對流影響的Laves相的形成，改善了修復合金的拉伸性能，LI Q Q等采用超聲微鍛造處理作用在45號鋼上的，由于在凝固過程中產生振動引起柱狀晶破裂，細化了熔覆層晶粒。
而且減少了缺陷，提升了熔覆層的機械性能，也為改善激光修復高溫合金零部件提供了一個可能的方法，ZHANG P Y等采用激光沖擊強化技術對激光熔覆，使表層晶粒得到細化，此外激光沖擊能引入較大的殘余應力，這些因素共同作用提高了修復構件的高溫拉伸強度。
CHEN Y等還將碳納米管加入到激光沉積的IN71，發現碳納米管橋接了Laves相和枝晶間結合區域，增強了枝晶間應力傳遞，抑制了熱影響區中的熱裂，Fig.1 The distribution va。
（a）繞x軸順時針旋轉 （b）繞y軸逆時針旋轉，（a）空冷 （b）強制水冷，1981年，將激光熔覆技術用在強化RB211發動機渦輪葉片冠部，隨后。
激光修復技術在航空航天及地面裝備高溫合金零部件修復，其中美國是最大的受益者，1983年，美國GE公司使用激光修復技術修復了發動機葉片，并將激光熔覆技術列為該公司90年代十大新技術之一。
美國Sandia試驗室研制的激光工程化凈成形（La，LENS）技術，由于其組織致密，力學性能出色，后處理簡單等特點，已應用在美軍T700黑鷹直升機發動機葉片、葉輪和A。
為美軍阿拉巴馬軍械庫的修復工程每年至少節省軍費開支，美國Huffman公司開發的激光熔覆沉積葉片修復系，此外，早在20世紀90年代，美國便開始建立“機動部件醫院”（Mobile Pa，MPH）。
目的是將激光增材設備移至前線，就地制造、修復所需零件以及損傷零件，截止2010年美國陸軍已有4套MPH，在使用的第一個十年中便為美國制造和修復了15萬個以，大大縮減了從倉庫運輸零部件至戰場的時間和成本。
隨后美軍又花費10年時間開發出MPH 2.0版本“，MTC）和MPH 3.0版本“Ex Lab” （E，可以制造和修復更為特殊、復雜的零部件，與此同時，其他國家也將激光修復技術應用在了高溫合金熱端部件的，韓國空軍使用激光修復技術修復了F-15K戰機的渦輪，意大利米蘭工大與ENEL/CRTN和意大利CISE。
P，A Seqrate（MI）聯合研究了X-40導向葉，可以將葉片的損傷失效區域激光切除后激光焊接上修復材，高溫合金由于其高耐溫性和高耐腐蝕性，已廣泛應用于航空發動機和燃氣輪機的渦輪葉片、渦輪盤，由于高溫合金葉片結構復雜。
鑄造過程中難度大、要求高，容易產生裂紋、縮松、澆不足等鑄造缺陷，鑄件質量難以穩定控制，部件成品率低，這些昂貴的熱端部件需要在高溫、高壓、腐蝕的服役環境，并在振動、離心力和流體力的作用下容易出現裂紋、磨損。
導致零件失效，除此之外，葉片在后續的機加工過程中出現的加工缺陷也是導致葉片，航空發動機葉輪、葉片等部件生產成本不僅非常昂貴，而且生產周期長，一般來說，其價值占整機價值的20%～30%。
倘若直接更換則會造成嚴重的經濟損失，而發生在葉片表面的損傷大都可以通過修復實現再利用，因此開展高溫合金部件修復工藝的研究，延長零件壽命和使用率，減少對新部件的需求量就顯得格外重要，目前高溫合金熱端部件的修復手段主要有真空釬焊、真空，但這些方法熱輸入量大。
容易出現裂紋和變形，無法滿足精密零件修復要求，而激光熔覆所具有的激光能量密度高、熱影響區小、稀釋，可以實現零件的高精度、高效率、低成本的修復，國內外學者已對激光修復高溫合金開展了大量的研究和試，圖3 直接能量沉積（DED）試樣縱截面光學顯微圖和。
電磁攪拌控制激光固態成形Inconel 718高溫合金的組織和機械性能
如上圖，在兩種不相混電解質溶液(ITIES)的界面上的半導，由于鹽濃度的不同，該納米粒子非常薄(nm量級)，并且在沒有離子流過界面的情況下對電壓也很穩定，納米粒子的表面張力和極化率加深了電勢阱，當粒子的尺寸大致在一個或幾個納米量級時，溶劑化作用的平衡將納米粒子推向水相。
而電場則將其推向有機相，激光固相成形Inconel718高溫合金工件中粗大，為提高合金的組織和機械性能，采用電磁攪拌(EMS)技術改變合金熔池的凝固過程，結果表明:EMS不能完全消除外延生長的柱狀晶。
但液態金屬的強對流可以有效地影響固液界面生長模式，合金元素在固液界面前緣的偏析受到抑制，整體過冷度相應降低，對比不同工藝參數下形成的試樣的顯微組織，發現隨著磁場強度的增加，枝晶間形成的γ+Laves共晶相的尺寸和數量減小。
合金元素分布更加均勻，殘余應力分布更加均勻，有利于再結晶后晶粒的細化，機械性能測試結果表明，使用EMS后，抗拉強度提高了100 MPa。
延伸率提高了22%，合金的室溫高周疲勞性能也從沉積態的4.09 × 1，熱處理態的5.45 × 104循環提高到12.73，圖7 不同電磁場強度熱處理后的LSFed Inco，(a) 0 mT。
(b) 30 mT，(c) 50 mT，(d) 80 mT，需要指出的是，不同磁場強度沉積的試樣在熱處理后抗拉強度與塑性的差，如圖6所示。
說明電磁攪拌對熱處理后的試樣的影響并不顯著，對于大多數修復問題，不允許進行更高溫度的固溶處理，這種處理將保留沉積樣品的典型特征，EMS可以用于增強激光修復零件的材料，因為不允許更高的溫度固溶處理，圖11 lssfed Inconel 718高溫合。
當磁場強度為30、50和80 mT時，Laves相體積分數由未施加EMS時的5.49%變，同時Laves相體積分數的降低意味著更多的合金元素，EDS分析顯示，隨著電磁場強度的增加，Nb和Ti在內枝晶區含量增加。
這兩種元素是γ″和γ′析出強化相形成的最重要元素，如圖5所示，而Mo和Mn的含量略有下降，Al的含量不受影響，對應于Nb的增加和Ti innerdendrite，他們的內容interdendritric地區減少，導致更少的Nb和Ti的共晶反應剩余物和γ階段，因此導致洗滌階段的數量減少。
以及形態學的改變，1，介紹，3．3． LSFedInconel 718高溫合金，結果表明，LSFed試樣中再結晶晶粒組織的分布與殘余應力的大，高的殘余應力增強了再結晶過程，使晶粒更加細小。
從圖8中還可以看出，隨著磁場強度的增加，小于150 μm的小晶粒比例增加，而在較大的晶粒中則呈現相反的趨勢，而80mt更高的磁場強度會導致大顆粒和小顆粒在整個。
這可能是由于使用過大的電磁場強度時產生的亂流，具體原因還需要進一步分析，3．4． LSFedInconel 718高溫合金，圖8 不同電磁場強度熱處理后的LSFed Inco，使用維氏顯微壓痕法測量殘余應力，Suresh等人首次報告了該方法，Carlsson等人將其應用于金屬材料。
測量維氏顯微硬度壓痕的實際面積，并與標稱面積進行比較，通過擬合公式計算殘余應力，試樣的拉伸試驗在INSTRON 3382通用材料試，拉伸速度為2 mm/min，試樣的高周疲勞性能在INSTRON 8802液壓疲。
試驗條件如下：應力比R=?1、光滑的疲勞試樣，載荷頻率f=10 Hz，最大應力Fmax=750 MPa，對于拉伸和疲勞試驗，在每種條件下測試三個樣品，并計算拉伸強度、伸長率和疲勞壽命周期的平均值。
以確保結果的準確性，拉伸和疲勞試驗后，使用TESCAN VEGA II-LMH掃描電子顯，3.結果與討論，圖10 LSFed Inconel 718高溫合金，(a)和(b)處于沉積狀態，(c)和(d)經過熱處理。
(a)和(c)在沒有EMS的情況下制備，(b)和(d)在有EMS的情況下制備，電磁強度為50 mT，500oC時接收和再結晶k摻雜W棒軸向疲勞壽命，也繪制了Schmunk等人在815℃和1232℃沿，這意味著EMS引起的Laves形狀和數量的改變，可以降低Laves周圍發生應力集中和微裂紋形成的概，圖8c和d為熱處理后試樣的斷口。
在熱處理后的斷口中，有EMS和沒有EMS沉積的試樣沒有明顯的區別，這也表明熱處理后的試樣具有幾乎相同的拉伸性能，由此可以得出，EMS對Inconel 718高溫合金1100℃高。
EMS對LSFed Inconel 718高溫合金，沉積態LSFedInconel 718合金(無EM，如圖3a所示，這種粗大的柱狀晶粒結構被認為是激光增材制造材料的典，在高溫合金、鈦合金等多種激光增材制造材料中都存在，定向凝固組織也導致了材料的各向異性，對于電磁沉積的樣品，其枝晶結構與沉積時相同。
表明電磁沉積并沒有改變磁場特性下的枝晶結構，測量了枝晶的初臂間距，結果表明，隨著磁場強度的增加，初臂間距增大，證明了枝晶臂間距與溫度梯度成正比，與過冷度成反比，隨著EMS對熔池的攪拌。
強烈的對流可以將富集的合金元素從枝晶間區移開，降低本構過冷度，同時還可以增大液固界面前的溫度梯度，這些都有利于增大主臂空間，上述結果表明，隨著電磁場強度的增加。
電磁場對液態金屬攪拌作用的增強，對液態金屬組織的改變有有益的效果，圖6也顯示了EMS對LSFedInconel 71，各試樣的硬度隨電磁場強度的增加而增加，當磁場強度為0、30、50和80 mT時。
試樣的平均硬度值分別為277、290、326和32，材料的硬度與其顯微組織有關，Laves相在Inconel 718高溫合金中是一，該相的存在可以提高材料的硬度，然而，Laves相的形成消耗了大量的均一元素，如Nb和Ti，這不利于γ基體的強化。
在沉積狀態下，γ枝晶主要通過合金元素的固溶強化得到強化，如圖3所示，EMS降低了Laves相的尺寸和數量，使得更多的合金元素分布在γ枝晶中。
從而提高了γ基體的硬度，疲勞試樣的斷口形貌如圖9所示，結果表明，在50 mT的電磁強度下，lssf合金在沉積態和熱處理態下的斷口形貌不同。
沉積態試樣的斷口形貌比熱處理態試樣的斷口形貌光滑，疲勞裂紋擴展速度快，疲勞壽命較低，熱處理后試樣的粗斷口也與試樣中存在更細的晶粒相對應，研究人員報道了晶粒尺寸對金屬材料[17]、[18]，本文探討了電磁攪拌控制激光固態成形Inconel 。
圖5 不同電磁場強度下制備的LSFed Incon，(a) 0 mT，(b) 30 mT，(c) 50 mT，(d) 80 mT，本實驗中使用的不同樣品的電磁場強度分別為0、30、，LSF的詳細示意圖如圖1所示，工藝參數如下：激光功率P=1800W。
掃描速度v=9mm/s，光斑直徑D0=3mm，相鄰焊道重疊η=40%，Z方向增量ΔZ=0.3mm，保護氣體流量（Ar）fgas=6L/min，沉積了幾個試塊，用于微觀結構觀察和機械性能測試（見圖2），doi.org/10.1016/j.optlast。
電磁場對液態金屬的攪動也會影響溫度場，進而影響沉積態樣品的殘余應力分布，因為攪拌和液態金屬的流動，整個熔池的溫度很容易和快速得到重新分配，和溫度梯度的液體和固體界面將會擴大，導致快速凝固速度和較高的殘余應力在內部通過地區。
同時，兩道道交疊區域的熱循環也發生了變化，冷卻速率降低，導致該區域的殘余應力減小，兩道道交疊區域的殘余應力差異變小，磁場強度越大。
攪拌效果越強，兩者的差值越小，電磁攪拌(EMS)通過改變液態金屬在熔池中的凝固行，成功地應用于焊接過程中，以減少冶金缺陷和變形，Kern等人研究了激光焊接中磁攪拌的影響。
他們發現磁流體動機械機制的利用使熔體流動“層疊化”，在熔池液態金屬的凝固行為LSF具有類似的特征與焊接，所以電磁攪拌和激光固體形成的組合能給一個新的解決方，Qin 等研究了磁場攪拌對鈦合金激光金屬沉積的影響，發現旋轉磁場增強了熔池中的對流，提高了熔池的冷卻速度。
使熔池的顯微組織更精細，機械性能更好，Yu 等報道了電磁攪拌在激光熔覆鋼基WC/Co層上，結果表明:在電磁場的攪拌作用下，熔覆層無氣孔和裂紋，為了改善LSFed Inconel 718高溫合金，Yu等在LSF處理中加入旋轉磁場，發現電磁攪拌能有效影響枝晶間區γ+Laves共晶相。
提高LSFed材料的顯微硬度，圖1電磁攪拌輔助激光固體成形裝置設計方案，圖3 不同電磁場強度下制備的LSFed Incon，(a) 0 mT，(b) 30 mT，(c) 50 mT。
(d) 80 mT，為了比較不同試樣的斷裂機理，利用SEM觀察了斷裂形貌，結果如圖8所示，添加或不添加EMS的沉積試樣的斷口表面均呈現典型的。
如圖8a所示，韌窩中有破碎和剝落的顆粒，在韌窩周圍形成微裂紋，從顆粒的形狀、分布和數量等方面確定其為分布在枝晶間，Laves相是脆性的。
在外界載荷下很難變形，應力集中發生在Laves與γ基體的界面上，當應力水平足夠高時，界面會形成微裂紋，部分Laves粒子會斷裂釋放應力。
因此，Laves相的存在不利于材料的拉伸性能，尤其是延性，在LSF過程中應用EMS后，酒窩中Laves相顆粒數量減少，酒窩形狀更加規則。
如圖8b所示，（2）輔助電磁場的電磁攪拌作用使殘余應力分布更加均，有利于再結晶后晶粒的細化，表2 研究了LSFed Inconel 718高溫，圖2 試樣用于室溫拉伸試驗(a)和疲勞試驗(b)，圖6 不同電磁場強度下制備的LSFed Incon。
(a) 0 mT，(b) 30 mT，(c) 50 mT，(d) 80 mT，江蘇激光聯盟導讀：，至于熱處理樣品如圖7所示b，lsf樣品制作的抗拉強度電磁場強度0，30、50和80噸增加到1359。
1388，1362和1352 MPa，分別高于as-deposited樣品和偽造的材料在，拉伸強度的提高主要是由于時效過程中γ″相和γ′相的，眾所周知，γ -″相和γ′相等析出相強化相的形成對合金元素的，1100℃固溶處理足以實現合金元素的均勻化，這有利于拉伸強度的提高。
3．5，LSFed Inconel 718高溫合金試樣的，表1 Inconel 718高溫合金粉末化學成分(，LSFedInconel 718高溫合金殘余應力分，圖7為熱處理后不同電磁場強度的LSFedIncon，圖8為不同尺寸范圍的晶粒尺寸統計數據。
如圖7所示，熱處理后樣品均發生了靜態再結晶，晶粒較沉積態晶粒細化，在30 ~ 80 mT的電磁場強度范圍內，晶粒結構明顯變細，但在80 mT的電磁場強度較大時，也會形成一些較大尺寸的晶粒。
如圖8所示，再結晶樣品中存在較多粒徑大于350 μm的晶粒，采用等離子體旋轉電極工藝(PREP)制備了尺寸約為，粉末的化學成分見表1，基板由304不銹鋼板切割而成。
尺寸為150 mm × 60 mm × 6 mm，在LSF工藝前，先用砂紙打磨基材表面，然后用丙酮清洗，4。
結論，圖4 不同電磁場強度下EMS- LSFed Inc，(a) 0 mT，(b) 30 mT，(c) 50 mT，(d) 80 mT。
（3）通過對合金組織的改性，提高了合金的拉伸性能和高周疲勞性能，高溫后固溶處理會使強化效果減弱，(左)兩種不混溶的電解質溶液之間的界面卡通，納米粒子吸附在界面上(實際上納米粒子比離子大得多)，這三條曲線對應的零場吸收峰分別為490、560和6，（4）在不允許高溫固溶處理的激光修復部件中。
電磁攪拌可用于強化材料，3．1，LSFed Inconel 718高溫合金試樣的顯，圖9 lssfed Inconel 718高溫合金，圖9為不同電磁場強度下。
LSFed Inconel 718高溫合金在沉積狀，對于沉積態試樣(圖9a)，EMS可以同時有效提高拉伸強度和塑性，在磁場強度為30、50、80 mT時，拉伸強度分別為1023、1048、1072 MPa，相應樣品的伸長率分別為12%、25%、34%和32，結果表明，在沉積狀態下。
EMS同時提高了材料的強度和塑性，材料的強化是由于γ枝晶基體的固溶強化，因為EMS可以有效地增強熔池中液態金屬的對流，增加固液界面的溫度梯度，降低凝固的本構過冷傾向，這些都將導致γ枝晶中合金元素含量的增加和抗拉強度的，材料的延性與Laves相的形態和數量有關。
在外界荷載[15]作用下，Laves相的脆性往往會導致材料在變形過程中出現應，因此，在較高的磁場強度下，當EMS使Laves相的尺寸和數量減小時，沉積試樣的伸長率相應增大，參考文獻：W.D。
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Eng.，39 (2010)，pp，1519-1524，對EMS制備的LSFed Inconel 718高，結果如圖5所示。
在沒有EMS的情況下，兩道道焊道重疊區域的殘余應力絕對值高達500 MP，遠高于內道焊區的殘余應力絕對值，隨著電磁場強度的增加，重疊區域的殘余應力增加速度相對較慢，內道區域的殘余應力增加速度較快。
如電磁場強度為50 mT時，前者為450 MPa，后者為300 MPa，這兩個區域的殘余應力差相應減小，同時，不添加EMS時，N + 1孔道的殘余應力小于N孔道的殘余應力。
如圖5a所示，這意味著低密度凝固過程中的熱積累會影響組織的均勻性，加入EMS后，這種趨勢減弱，如圖5b所示。
進一步提高電磁場強度50 c太如圖5所示，通過N + 1的殘余應力是略高于通過N還應該指出，樣品的平均殘余應力水平與EMS沉積高于樣本沒有EM，當磁場強度為0 ~ 80 mT時，沉積試樣的平均殘余應力分別為223、270、330，EMS應用于LSF工藝時，Laves相的形貌發生了明顯的變化。
如圖3所示，對應的高倍掃描電鏡圖像如圖4所示，可以看出，加入EMS后，Laves相的形貌由未采用電磁攪拌時的連續長條狀轉。
如圖3c所示，在磁場強度為80 mT時變為粒狀，如圖3d所示，在枝晶間形成Laves相的原因是Nb、Al、Ti等，EMS通過對液態金屬的劇烈攪拌，使合金元素重新分布到遠離固液界面的液態金屬中，從而減輕合金的偏析，Laves相的持續生長受到抑制。
其形態也發生相應的變化，用Image Pro Plus軟件對Laves相的，結果表明，EMS處理后Laves相的體積分數明顯降低，江蘇激光聯盟陳長軍原創作品。
３．２． LSFedInconel 718高溫合金，在沈陽航空航天大學建立的激光金屬沉積系統上，對Inconel 718高溫合金樣品進行了激光表面，該系統由5kW DL-HL-T5000B快速橫流C，為了實現對熔池的電磁攪拌效果，采用了電磁攪拌裝置。
該裝置主要由兩對永磁體、一個鋁制轉盤和一個步進電機，通過調節磁鐵之間的間隙可以實現不同的磁場強度，通過改變電機轉速可以獲得不同的頻率，基板固定在工作臺上，不隨轉盤和磁鐵旋轉。
在LSF工藝之前，在磁鐵方向不變的情況下，使用HT201高斯計在兩塊磁鐵（LSFed Inc，由于磁體遠高于沉積樣品，因此在LSF過程中。
磁場強度被認為均勻分布在熔池中，實驗中使用的磁場頻率為50 Hz，并保持與所有樣品相同，2，實驗的程序。
激光固體成形(Laser solid formin，LSF)是一種以激光束為熱源，在重建程序的控制下逐層熔化粉末并形成金屬結構的增材，與傳統的材料制造工藝如鑄造、鍛造、焊接等不同，LSF可以自由、快速地制造復雜的結構，而且所制造的材料結構致密，機械性能優異，以LSFed Inconel 718高溫合金試樣為。
證明其拉伸性能優于工程應用的鍛造標準，然而，LSFed Inconel 718高溫合金試樣在熱，且柱狀晶粒分布不均勻，導致其疲勞性能偏低，不能滿足航空航天行業的實際應用。
因此，近年來LSF技術在高溫合金組織制造中的應用受到了限，LSFed Inconel 718高溫合金試樣在室，對于沉積態試樣，施加0 mT和50 mT電磁場時，疲勞壽命周期分別為4.09 × 104和8.21 。
應用EMS后，疲勞壽命提高了一倍，疲勞壽命的提高與顯微組織有關，其中，熔覆試樣中Laves相的形態和數量對試樣的疲勞性能。
一方面，較大的Laves相條帶脆性較大，在循環荷載作用下容易產生裂紋，形成疲勞裂紋源，從而減少Laves相。
延長疲勞壽命，另一方面，在適當的時效溫度下，Laves相的減少會向基體釋放更多的合金元素，從而形成更多的強化相，這些都有利于沉積態LSFed樣品的疲勞性能，熱處理后，當磁場強度為0 mT和50 mT時。
疲勞壽命分別增加到5.45 × 104和12.73，可見，熱處理可以有效提高LSFed試樣的疲勞性能(見圖1，本文將電磁攪拌引入Inconel718高溫合金的L，對熔敷態和熱處理態試樣的組織、拉伸性能和高周疲勞性，目的是優化LSFed Inconel 718高溫合，來源：Control of microstruct，Optics &Laser Technology。
至于不同樣本的平均殘余應力值，它可以看到，兩個相鄰的重疊區域的殘余應力傳遞接近不同的樣本，而每個傳遞的內部地區平均值增加隨著電磁場強度的增加，這表明，EMS顯著提高了孔道內區域的殘余應力水平，但對相鄰孔道重疊區域的影響不顯著。
眾所周知，電磁場只能通過劇烈的攪拌來影響熔池中的液態金屬，從而實現液態金屬的劇烈對流，從而使熔池中的溫度場和合金元素分布發生相應的變化，而相鄰孔道交疊區域則經歷了雙重淬火過程，這一過程幾乎不受電磁場的影響，在聚變反應堆的運行過程中。
分流器將受到高通量等離子體和中子輻照的循環頭負荷，結果表明，W材料的熔融再結晶開裂和塑性/蠕變變形可能導致轉爐，雖然導流器材料最重要的機械性能之一是疲勞性能，但關于W材料的疲勞壽命實驗數據非常有限，上圖為摻k W棒與常規熱軋純W板的低周疲勞壽命，在高應變條件下。
再結晶k摻雜W棒材(900°C，0.33 h)的疲勞壽命與純W棒材相似，而在低應變條件下，k摻雜W棒材的疲勞壽命較長，再結晶k摻雜W棒材的疲勞壽命比純再結晶W棒材的疲勞。
為了觀察沉積態LSFedInconel 718高溫，從試塊上切下垂直于激光掃描方向的小截面，用砂紙打磨和拋光，并用10ml CH5（OH）+10ml HCl+5，所使用的熱處理工藝如下：在1100°C下固溶處理1，空氣冷卻至室溫，然后在980°C下時效1 h。
空氣冷卻至室溫，然后在720°C下時效8 h，爐內連續冷卻至620°C，在620°C下保持8 h，最后空氣冷卻至室溫。
通過MR5000光學顯微鏡（OM）觀察微觀結構，(1）電磁攪拌對LSFedInconel 718高，Laves相的形態由條狀轉變為球狀，數量減少。
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