空工大李应红院士丨涡轮叶片高能束增材再制造修复技术：理论、工艺、熔池、组织、缺陷及性能

图 1 航空发动机涡轮叶片凝固组织[2]

Fig. 1 Solidification structures of aero-engine turbine blades[2]

单晶涡轮叶片的铸造工序复杂、成品率低、含有大量贵重元素，因此价值较高。叶片在服役过程中会不可避免承受高周疲劳、蠕变伸长、环境与热应力复合等因素影响，出现磨损、裂纹、表面烧蚀和腐蚀等问题[5]。如果采用新叶片替换仅存在微小铸造缺陷、叶尖部分磨损/裂纹的叶片，将造成材料的极大浪费，经济上也难以承受。发展高效率、高精度和高质量的修复与再制造技术，恢复损伤叶片的气动外形、微观组织与力学性能，使其具备继续服役的能力，对于实现发动机性能指标、降低使用和维护成本、提高装备可靠性具有重要意义。

20世纪80年代以来，随着三代战机服役、民航业发展和中大型燃气轮机的大量运用，美、欧、日等国开始研究采用激光、电弧和电子束等高能束进行叶片损伤修复。近年来，随着金属增材制造技术的发展，基于增材原理的高能束再制造技术成为修复磨损、烧蚀和裂纹等损伤叶片的主要方式[6-10]。然而，受限于单晶叶片复杂型面结构、特殊微观组织、苛刻使用载荷条件等因素，实施高能束修复不仅要考虑恢复叶片几何形状、减少修复区冶金缺陷等问题，更大的挑战在于保持单晶的完整性，从而满足再次服役要求。如图 2所示，单晶叶片高能束修复作为航空发动机热端部件特种加工领域的代表性技术，其中所蕴含的科学问题和关键工艺尚未完全突破。研究单晶叶片高能束修复技术，不仅能促进理解熔焊凝固组织的深层次演化规律，还能对其他关键热端部件的制造和再制造应用起到示范引领作用。

图 2 单晶涡轮叶片高能束修复示意图

Fig. 2 Schematic of single-crystal repair by high-energy beam

本文对单晶涡轮叶片高能束修复研究现状进行综述。首先，从基础凝固原理着手，总结了熔池内单晶组织形成的理论发展历程；其次，详细讨论了修复工艺和熔池特性对单晶生长的影响机理和研究现状，系统分析了“工艺-熔池-组织”之间的内在关联；再次，对单晶高能束修复微观组织、冶金缺陷和力学性能进行归纳总结，并介绍了国外航空发动机部件再制造相关的几个重大研究计划；最后，基于国内外研究现状，对今后的研究方向和发展趋势进行展望。

1 理论发展历程

在单晶合金高能束表面修复过程中，激光、电子束等移动热源作用于基材表面形成微小熔池，熔池四周温度较低的基材充当“散热器”，能快速吸收热量，促使熔体定向凝固(至少在熔池局部区域是定向的)。如果单晶基材与供给粉末的成分相近并且满足一定的初熔，那么最先凝固熔体便会呈现外延生长趋势[11]，即：外延组织的取向与单晶基材保持接续。尽管外延生长及其所获得的定向柱晶是金属增材制造(焊接)熔池凝固的典型特征之一[12-15]，但在某些非稳定状态下，外延组织会发生柱状晶-等轴晶转变(Columnar to Equiaxed Transition, CET[16])和有序-无序转变(Oriented to Misoriented Transition, OMT[17])等形态变化[18](见图 3)，限制了单晶组织的外延连续生长。针对这些凝固现象，自20世纪80年代起，国内外学者开展了一系列理论研究，为实现单晶高能束修复奠定了坚实的基础。

图 3 单晶修复凝固现象[18]

Fig. 3 Solidification phenomena in single-crystal repair[18]

1.1 柱状晶-等轴晶转变

柱状晶-等轴晶转变(CET)是由异质形核引起的枝晶形貌的改变。根据经典的“成分过冷”(Constitutional Supercooling, CS[19])理论，CET受控于凝固前沿的成分过冷程度，而成分过冷取决于凝固前沿温度梯度G和凝固速率V的比值。通常，较低的G/V值产生更多的CS。当液相过冷度超过形核所需过冷度时，等轴晶就能先于柱状晶形核。这些等轴晶的取向各异且偏离基材晶向，通常被称作“杂晶”。值得注意的是，成分过冷原理只能用于定性预测CET，即：较高的G或较小的V有利于形成柱状晶。

1984年，Hunt[20]首次建立数学模型，定量分析发生CET所需的成分过冷度。Hunt认为，只有当枝晶尖端液相中的成分过冷度(等轴晶核体积分数)ϕ < 0.66%时，才能保证柱状晶的稳定形核与生长。结合该临界条件，Hunt推导出稳态铸造过程中发生CET的临界温度梯度。Hunt同时还指出，在高温度梯度条件下，液相形核密度N0越大，越容易形成等轴晶。

1986年，Kurz等[21]在综合考虑温度扩散、速度分配和相变等效应后，建立枝晶快速定向凝固理论(KTG模型)，提出了基于凝固速度的界面稳定性判据。该理论认为，随着凝固速度增大，凝固界面经历“平界面→胞状界面→枝晶界面→等轴晶界面”的形态变化，一旦速度接近或超过界面极限时，枝晶尖端半径将急剧增大并发生CET。

1997—2001年，Gäumann等[22-24]结合KGT理论，将Hunt模型的使用条件从稳态凝固(铸造)推广至快速凝固(焊接、增材制造等)，并建立了一个基于Gn/V值判断单晶、多晶和杂晶等凝固模式的准则，即

GnV=a[−4πN03ln(1−ϕ)−−−−−−√3⋅1n+1]n（1）

式中：a和n为材料相关的常数；N0为液相形核密度，N0主要取决于合金成分，熔池的流动也可能影响其大小，但一般可看作是材料相关的常数。因此，对于给定成分的单晶合金，CET的发生取决于Gn/V的大小。如果将ϕ < 0.66%代入式(1)，则可得到临界值KCET。当Gn/V < KCET时，单晶保持定向生长；反之，则会产生杂晶[22](见图 4)。Gäumann等提出的CET模型，由于其简洁性和普适性，成为指导单晶表面高能束修复最重要的理论之一。

图 4 凝固组织形貌与温度梯度、凝固速率关系图[22]

Fig. 4 Solidification morphology as a function of temperature gradient and solidification velocity[22]

1.2 有序-无序转变

有序-无序转变(OMT)是由异向生长引起的主枝晶方向的改变。1989年，Rappaz等[25]在开展Fe-15Ni-15Cr单晶合金电子束焊接修复时，建立几何模型阐释OMT的形成机制。通常认为，枝晶沿择优取向上的某个择优方向生长。对于立方系镍基单晶合金，<100>取向是其择优取向，包含[100]、[010]、[001]、[100]、[010]和[001]这6个择优方向。枝晶择优方向的选择遵循最小速度准则，即

|Vhkl|=min(|V<100>|)（2）

式中：V< 100>为枝晶沿择优取向的生长速率；Vhkl为枝晶生长速率；[hkl]为枝晶生长方向。如果熔池凝固前沿存在多个选择方向，就会发生OMT。

OMT限制了择优方向上枝晶生长速率Vhkl和温度梯度分量Ghkl的分布。根据图 5(a)所示的几何关系，可得

|Vn|=|Vb|cosθ（3）

|Vhkl|=|Vn|cosψhkl（4）

|Ghkl|=|Gn|cosψhkl（5）

图 5 枝晶生长几何模型

Fig. 5 Geometric model for dendritic growth

式中：Vb为热源移动速度；Vn为凝固界面推进速度；Gn为凝固界面温度梯度；2个关键角θ和Ψhkl分别为凝固界面法向(热流方向)与热源移动方向(x轴正向)、枝晶生长方向(hkl)之间的夹角(见图 5(b))。θ角的大小可由熔池形状确定，凝固前沿单位法向n可表示为

n=[|Gx|/|Gn|,|Gy|/|Gn|,|Gz|/|Gn|]（6）

式中：Gx、Gy和Gz分别为Gn在熔池移动方向x、宽度方向y和垂直方向z的分量。由于热源移动方向单位向量x=[1,0,0]，则有：

cosθ=n⋅x=|Gx|/|Gn|（7）

另一个角ψhkl的大小取决于熔池形状和基材晶向，根据最小速度准则可知：ψhkl=min(ψ< 100>)，即：枝晶生长方向是与热流最接近的择优方向。如果将枝晶生长方向的单位向量记作uhkl，那么有：

cosψhkl=n⋅uhkl（8）

OMT的发生取决于2个关键因素：熔池几何形状和基材晶体方向。2004—2005年，Liu和DuPont[26-27]建立熔池三维数学模型，细致分析了这2个因素对枝晶生长的影响，包括择优方向、生长面积和速度分布等。理论上，通过精准控制熔池形状和基材晶向，能够有效抑制甚至消除OMT。例如，对于(001)/[100]晶向，如果控制熔池的熔化角小于45°，则可以实现单一[001]枝晶的定向生长。此外，Liu和DuPont[26]研究表明，熔池凝固前沿OMT交汇点处，枝晶相对生长速率Vhkl/Vb最大(见图 6)。2010年，Anderson等[28]进一步研究发现，在OMT交汇点位置，温度梯度沿枝晶生长方向的分量Ghkl最小。这就意味着OMT交汇点的G/V比最小，是熔池固液前沿界面上最容易出现CET的位置。这条性质对于单晶高能束修复有重要的指导意义：减少或者消除熔池凝固前沿的OMT交汇点，有利于抑制CET、促进单晶定向生长。

图 6 OMT对枝晶生长速率和方向的影响[26]

Fig. 6 Effects of OMT on dendritic growth velocity and direction[26]

1.3 基础原理框架

基于已有的枝晶异质形核和异向生长理论，本课题组构建了图 7所示的单晶高能束修复基础原理框架，指导单晶涡轮叶片再制造工程应用。受异质形核和异向生长等凝固行为的影响，修复区枝晶形貌(CET)和生长方向(OMT)均可能发生转变。CET取决于熔池固液界面温度梯度Ghkl、枝晶生长速率Vhkl等凝固参数，保持单晶完整性的关键在于控制Ghkln/Vhkl < KCET；OMT取决于熔池形状和基材晶向，由于立方系晶体结构的对称性，OMT效应并不会破坏单晶的<100>取向，但却改变了择优方向上Ghkl和Vhkl分布，进而影响CET趋势。因此，如何避免CET是单晶高能束表面修复需要解决的首要问题。

图 7 单晶高能束修复基础原理框架

Fig. 7 Fundamental framework of single-crystal repair by high energy beam

从构建的基础原理框架可以看出，熔池温度场对CET有着极为重要的影响，它同时决定熔池几何形状和凝固前沿温度梯度，进而影响Ghkl和Vhkl这2个关键凝固参数的大小和分布。在外部热源和供给材料(基材、粉材)相互作用下，熔池内部传热、传质和熔体流动等行为最终决定了熔池的温度分布，而这些熔池行为则与热源和材料等修复工艺参数密切相关。为此，需要厘清“修复工艺-熔池特性-凝固组织”之间的内在关联。通过“修复工艺-凝固组织”关联，调控熔池温度场分布，寻找适合单晶定向外延生长的工艺窗口；通过“熔池特性-凝固组织”关联，发展修复过程监测和闭环调控系统，保证单晶连续稳定生长。

2 修复工艺-凝固组织关联

美国橡树岭国家实验室自1989年起开展了一系列单晶材料焊接修复研究[29-37]，初步证明在合适的焊接参数下熔池内凝固组织可以实现单晶定向生长，为后续发展单晶高能束增材修复提供大量借鉴和指导。

2.1 高能束增材修复技术发展现状

高能束增材修复技术是20世纪80年代中期发展起来的基于数字化离散堆积思想的新型材料成形技术，与焊接修复相比，增材修复具有热影响区小、精度高、不受零件结构和材料限制等一系列优点，特别适合于复杂型面部件的快速修复。按照送粉和铺粉2种粉末供给方式，高能束增材修复可分为2大类[12]：定向能量沉积(Directed Energy Deposition, DED)，利用激光(Laser, L)或等离子弧(Plasma Arc, PA)等热源将同步送给的金属粉末熔化，经快速凝固和逐层沉积，实现金属零件的制造和修复；粉末床熔融(Powder Bed Fusion, PBF)，利用激光、电子束(Electron Beam, EB)等热源辐照预先铺覆好的金属薄粉，将其局部熔化再经冷却凝固后成形。按照激光、电子束和等离子弧等高能束类型，这2大类增材技术又可细分为DED-L、DED-PA、FPB-L和FPB-EB等。

进入21世纪以来，单晶高能束修复技术的发展大致经历了激光定向能量沉积(DED-L)、激光外延扫描(Scanning Laser Epitaxy, SLE)和电子束粉末床熔融(FPB-EB)等3个阶段(见图 8)。2001年，瑞士洛桑联邦理工学院运用DED-L技术对一代单晶涡轮叶片进行修复，是单晶高能束增材修复的首次尝试[22]。2016年，美国乔治亚理工学院在PBF-L的基础上发展了SLE技术，专门用于航空发动机热端部件增材修复，修复质量接近工程应用水平[11]。近年来，以德国纽伦堡大学为代表的一些单位大力发展FPB-EB单晶成形技术，试图实现单晶涡轮叶片直接增材制造[12]。

图 8 单晶高能束修复技术发展脉络

Fig. 8 Development of single-crystal repair by high energy beam

2.2 定向能量沉积单晶修复工艺

以激光为热源的定向能量沉积(DED-L)又称激光熔覆，是单晶高能束修复最主要的方式。2001年，洛桑联邦理工学院以第二代单晶高温合金CMSX-4为对象，系统研究了DED-L工艺参数与CET的内在关联，分析了激光功率(P)、扫描速度(Vb)、预热温度(T0)和光斑直径(Db)等对凝固组织的影响规律，首次建立图 9所示的“工艺-组织关系图”指导单晶修复[22]。在此基础上，国内外学者进一步探索了包括热源和材料等众多工艺参数对凝固组织的影响规律，补充完善“工艺-组织关系图”。

图 9 单晶修复工艺-组织关系图[22]

Fig. 9 Processing map for single-crystal repair[22]

2.2.1 热源参数对凝固组织的影响

热源参数包括热源功率、扫描速度和热源特性等，其中功率和速度是控制CET最常用热源参数。增大功率会减小整个熔池凝固前沿的温度梯度，从而促进等轴晶的形核。因此，为减少修复区杂晶，应当降低热源的输入功率。相比热源功率，扫描速度对凝固组织的影响较为复杂。当热源功率较大时，增大扫描速度有利于减少杂晶。而当热源功率较小时，起初增大速度对温度梯度的影响很小，但却导致凝固速率增大。因此，Ghkln/Vhkl减小，容易出现杂晶。当扫描速度继续增加时，温度梯度随之增大，此时温度梯度对Ghkln/Vhkl比的影响超过了凝固速率，从而抑制杂晶产生。总的来说[22, 28, 38-39]，在保证基材部分重熔和增材成形的基础上，较小的热源热输入(较小的热源功率或较大的扫描速度)有利于减少杂晶、保持单晶的完整性。

热源特性取决于热源类型(激光、等离子弧等)和工作模式(连续、脉冲等)，从本质上影响熔池的温度分布规律，对凝固组织影响显著。通常，DED-L采用连续激光作为热源，使用连续激光能提高沉积效率和组织一致性，但连续能量输入容易造成热积累，增大热裂纹趋势。此外，热积累效应间接提高了基材的温度(等效于施加预热)，促进杂晶产生。采用准连续激光则能很好地解决上述问题[40-42]，但由于熔池的脉冲震荡，修复组织通常呈现不均的“锯齿状”，合理选择脉冲频率至关重要(见图 10(a)[40])。研究表明，适当提高脉冲频率有利于缓解“锯齿状”组织分布、增加柱状晶的生长高度。除激光外，高能束等离子弧也可用作定向能量沉积的热源。相比DED-L，DED-PA熔池较浅，更容易形成柱状晶，但热影响区相对较大[43-44]。

图 10 修复工艺对凝固组织的影响

Fig. 10 Effects of processing parameters on solidification structure

2.2.2 沉积策略对凝固组织的影响

对于DED-L单晶修复，还可以通过合理设计沉积策略(沉积路径、搭接率、熔覆头倾角和复合修复等)调控凝固组织。研究表明[45-46]，在多层多道搭接修复过程中，采用熔化道间隔往复沉积的策略有利于抑制气孔和裂纹等缺陷，同时还能最大程度地保持热流方向的一致性，减少层间组织差异(见图 10(b)[45])。搭接率的选取也十分关键，过大或过小的搭接率均容易导致杂晶增多[47-48]。对于叶尖接长修复，采用激光单向扫描策略能降低热积累，单晶成形效果优于往复扫描策略[49](见图 10(c))。此外，通过调整熔覆头倾角(例如，将熔覆头朝激光移动方向倾斜一定的角度)改变熔池形状和凝固前沿温度梯度分布，也可以促进单晶外延接续生长[50]。还有学者提出DED-L+激光表面重熔的复合修复方法[51]，激光重熔用以去除部分顶部杂晶、平整熔化道表面，进而提高修复质量。但为避免2次激光扫描造成的过量热输入，重熔工艺一般采用比熔覆更小的，且随时间线性减少的激光功率。

2.2.3 材料参数对凝固组织的影响

材料参数包括预热温度、送粉速率、基材晶向和合金成分。通常，单晶增材修复应当避免预热，因为较低的基板温度能提高熔池凝固前沿的温度梯度，从而增大Ghkln/Vhkl比。对于叶尖接长修复，通过施加主动冷却降低成形过程热积累[52-54]，能使每层熔覆完全重熔前一层残留的顶部杂晶，促进修复区单晶的外延接续生长(见图 10(d)[52])。但在叶片缺口修复过程中，受凹形缺口散热效应的影响，熔池凝固前沿难以保持定向热流。如果不进行预热处理，极易出现杂晶和裂纹。鉴于此，Rottwinkel等[55]利用预热和水冷相结合的方式强制性改变熔池热流方向，在修复缺口四周施加850 ℃的预热，抑制横向热流；同时在缺口底部合适位置施加水冷，加强纵向热流，从而保持了修复区组织的单晶完整性。

送粉速率对CET的影响主要体现在3个方面[38, 56-57]。首先，增大送粉量会减少熔池吸收的热量，致使熔池内未完全熔化的粉末颗粒增多。这些未熔颗粒充当异相核子，增加了凝固前沿附近的等轴晶形核密度，促进产生杂晶；其次，随着送粉量的增大，每层熔高增加，但熔深减小，导致后续熔覆难以完全重熔前一层的顶部杂晶；最后，在高功率条件下，供给粉末能够充分熔化，增大送粉量有反而利于降低热输入，提高单晶外延生长的能力(见图 10(e)[56])。

合理选择基材晶向(包括基材晶面和扫描晶向)是调控凝固组织的关键一环。通常，单晶高能束修复选择(001)/[100]晶体方向[17, 58-59]，即热源沿(001)晶面的[100]晶向移动。这种晶向条件下，熔池坐标系(x-y-z)与晶向坐标系重合。如果将基材绕x/[100]、y/[010]或z/[001]轴旋转某个角度ξi(i=x, y, z)，则可获得其他晶向条件(见图 11(a)[60])。Wang等研究表明[60-61]：x或z轴旋转虽然可以改变Ghkl和Vhkl的大小，但熔池凝固前沿总会存在至少一个OMT交汇点，因而对CET的整体趋势影响不大；而y轴旋转则可以将OMT交汇点移至凝固前沿上具有高Ghkl和低Vhkl的位置，当ξy=±45°时甚至可以完全消除OMT交汇点，从而有效抑制CET(见图 11(b)[61])。Liu和Qi[62]在研究DED-L单晶增材修复时得到相似的结论：y轴旋转能显著改变CET发生位置(单晶高度比)，而x轴旋转主要影响OMT模式(单晶生长方向)。近年来，Guo等[63-64]进一步研究(001)、(011)和(111)3种典型晶面上的晶向选择对CET的影响，结果表明：相比最常用的(001)晶面，在(011)和(111)晶面上改变扫描晶向对CET的影响显著；3种晶面抑制CET的能力由大到小依次为(111) < (001) < (011)；(011)/[01-1]晶向条件最有利于保持修复区的单晶特性(见图 11(c)和图 11(d)[64])。尽管这些结论是基于激光重熔条件，但对DED工艺同样有着重要的指导意义。

图 11 基材晶向对凝固组织的影响

Fig. 11 Effects of substrate orientation on solidification structure

合金成分对凝固组织的影响主要体现在2个方面[65-68]：①决定合金的固液相温度差(过冷度)，影响形核密度；②决定合金的热震抗力，影响裂纹敏感性。目前，单晶高温合金已经发展和应用了三代[69]，基于外延生长原理，单晶修复往往采用与基材牌号相同或成分相近合金粉末。但现有的单晶合金凝固温度范围较大、合金元素含量多，因此具有较高的裂纹敏感性，不能完全满足修复要求。此外，二代及以后的镍基单晶合金通常添加铼(Re)、铪(Hf)等难熔贵金属元素，这就要求使用具有更大热输入的工艺参数，致使修复工艺窗口变窄。理论上，通过调控合金成分降低柱状晶形核所需的过冷度，能够在较小的温度梯度下实现外延生长并有效抑制裂纹，从而放宽单晶修复工艺窗口。但相关研究只停留于仿真阶段，缺乏对增材修复专用材料的实质性研究。

2.2.4 DED工艺调控准则

总的来说，DED单晶修复技术的发展日趋完善，保持单晶外延接续生长的工艺调控准则总结如下：

1) 采用较低的热源功率、较高的扫描速度和较低的预热温度等工艺参数，避免过量的热输入。

2) 通过优化沉积策略、设计主动冷却和动态调节参数等方式，降低增材过程热积累。

3) 合理选择基材晶面和扫描晶向，减少由OMT效应引起的杂晶。

2.3 粉末床熔融单晶成形工艺

自2016年以来，国内外一些单位陆续开展了基于粉末床成形技术的单晶高温合金修复和直接制造研究。相比DED，PBF熔池固液界面的温度梯度更大、冷却速率更快[70]，具备直接成形单晶的能力。

2.3.1 粉末床电子束单晶增材制造

德国埃朗根-纽伦堡大学在单晶高温合金直接制造方面开展了卓有成效的研究[71-76]，采用PBF-EB技术成功制备了直径约8.5 mm、高度约60 mm的CMSX-4单晶柱体，其高温力学性能甚至超过CMSX-4铸件。2018年，法国格勒诺布尔大学采用极高的预热温度(约1 020 ℃)成功在多晶基板上成形无裂纹单晶块体[77](见图 12)。这些研究表明，通过精准调控PBF-EB的输入功率、扫描速度、扫描路径、预热温度和扫描间距等工艺参数，底层取向各异的晶粒能够在竞争生长逐渐趋于定向，并最终形成单晶。然而，这种类似“选晶”的晶粒竞争生长机理尚不清晰。有学者认为[78]，晶粒的竞争生长行为与熔池形状(热流方向)密切相关，凝固前沿热流与增材方向之间的夹角越大，“选晶”效率越高。

图 12 电子束粉末床单晶增材成形[77]

Fig. 12 Single-crystal sample fabricated by FPB-EB[77]

相比PBF-EB，PBF-L制备单晶的案例较少。Yang等[79]采用PBF-L技术在SRR99单晶基板上形成高度约2 mm的单晶外延生长区，但随着成形高度的增加，外延生长区晶向偏离角度逐渐增大并产生裂纹。德国SLM Solutions公司以In718镍基合金为粉料，通过改变激光热源的能量密度分布，实现大面积单晶组织的PBF-L成形。尽管Solutions公司并未公开报道更多的工艺细节，改变激光的轮廓形状及其能量密度分布确实能起到调控单晶组织的作用。Roehling[80]和Shi[81]等对比研究了圆形、横向椭圆形和纵向椭圆形3种不同形状的激光对PBF-L凝固组织形貌的影响，结果表明：纵向椭圆形激光有利于柱状晶外延生长，而横向椭圆形激光则容易形成等轴晶。

2.3.2 激光外延扫描单晶增材修复

美国乔治亚理工学院发展的激光扫描外延生长技术，能够在CMSX-4[18, 82-84]、René N5[85-86]和René 142[87]等多种牌号的单晶基体上形成高度1.5 mm、宽度6 mm、长度35 mm的单晶外延生长区(见图 13(a))。不同于传统的PBF-L技术，SLE的单层铺粉厚度超过10 mm，需要足够的预热才能保证熔池完全润湿基板，从而满足外延生长条件。

图 13 激光外延扫描单晶增材修复

Fig. 13 Single-crystal repair using SLE

SLE工作过程如图 13(b)所示[82]，单晶基材上预先铺置一层金属粉末，激光沿y方向快速重复扫描完成预热，待稳定的线状熔池形成后，激光按光栅扫描模式以一定的扫描间距向x方向推进。其中，激光功率(P)、扫描速度(Vs)、扫描间距(SS)、铺粉厚度(tp)和初始重复扫描次数(N)是SLE的主要工艺参数，这些参数决定了激光扫描能量密度E=P/(VsSStp)和预热能量Q=PN/Vs。

增大E有利于提高成形高度和表面平整度，但却削弱了熔池垂直方向的温度梯度，导致单晶生长比例(柱状晶高度与成形高度之比)下降。增大Q能够减少因融合不良引起的孔隙缺陷，但同样也会削弱竖向温度梯度，限制单晶外延生长的高度。因此，确定SLE单晶修复工艺窗口需要综合考虑E和Q这2个关键量。

2.4 高能束单晶增材修复技术对比

近20年来，国内外先后开展DED-L、SLE、PBF-EB和PBF-L等单晶增材成形工艺研究，探索“工艺参数-凝固组织”之间的内在关联。其中，DED-L和SLE主要用于单晶修复，PBF-EB和PBF-L不仅具备修复能力，更有望实现单晶直接制造。这些技术的工艺特点和主要挑战总结如表 1所示。

表 1 单晶高能束修复技术对比

对于单晶修复，SLE相比DED-L的优势在于：①打破同轴送粉对运动速度的限制，从而能够以数百mm/s的扫描速度实施增材修复；②避免由送粉冲击引起的形核核子增加和熔池紊流，抑制杂晶的产生。但SLE设备相对复杂、成形表面平整度调控难度较大，不适合用于缺口、裂纹等微小损伤修复。对于单晶直接增材制造，PBF-EB的发展前景更好。相比PBF-L，其优势在于：①采用无机械惯性磁场实现电子束高速扫描(最大扫描速度可达8 000 m/s)，通过电子束快速预热粉末床可实现极高的预热温度(1 000 ℃以上)，能够形成近似“平面状”的熔池。熔池主热流方向与增材方向基本保持一致，有利于促进柱状晶外延接续生长；②电子束的束斑面积大、能量密度低，能够有效避免孔匙(keyhole)效应，在逐层成形过程中维持较为稳定的凝固条件。但PBF-EB的工艺调控较为复杂，涉及前预热、成形熔化和后保温等3个阶段的工艺策略。此外，PBF-EB通常采用较大尺寸的束斑，导致成形精度较低。

3 熔池特性-凝固组织关联研究

根据图 8所示的单晶高能束修复基础理论框架，建立“熔池特性-凝固组织”之间的关联，不仅能加深理解单晶修复组织演化机制，还能指导发展熔池监控系统、提高外延接续组织的稳定性。

3.1 温度场

熔池温度场决定熔池的几何形状和凝固前沿温度梯度，对凝固组织有着极为重要的影响。通常，可采用Rosenthal[88]解析法或有限元仿真[28, 66, 89-90]获得熔池的三维温度场分布。Rosenthal解析法基于许多简单的假设(如：稳态热传导、忽略熔化热和热损失、熔池没有对流等)，使用方便快捷，但计算精度较低；有限元仿真能综合考虑传热、传质和熔体流动的耦合作用对温度场的影响，仿真结果与实验吻合度高，但计算时间较长。如图 14所示，一旦获得熔池的温度场及其三维形状，就可以根据凝固前沿的温度梯度Ghkl和凝固速率Vhkl确定CET。

图 14 熔池固液界面凝固参数三维分布[28]

Fig. 14 Distribution of solidification parameters within melt-pool interface[28]

不同于铸造凝固平面界上均匀恒定的Gn、Vn值，焊接/增材制造凝固前沿界面上Gn、Vn的分布与熔池形状及其所处的位置密切相关。本课题组研究表明，熔池尾部温度梯度Gl，移动速度Vb和凝固前沿宽长比w/l是控制CET的关键熔池特征量。其中：Gl、Vb决定Gn、Vn的分布大小，w/l影响Gn、Vn的分布趋势。如图 15所示，较小的熔池宽长比(w/l)和较高的尾部温度梯度-凝固速度比(Gl3.4/Vb)有助于促进柱状晶生长，减少等轴晶。

图 15 熔池特性-凝固组织关系图

Fig. 15 Relationship between melt pool characteristics and solidification structures

对于低扫描速度DED，熔池形状参量w/l对CET的影响不大，必须保证足够大的尾部温度梯度Gl才能避免形成杂晶；而对于高扫描速度PBF，熔池尾部参量Gl3.4/Vb对CET的影响相对较小，控制形状参量w/l十分关键。减小w/l(浅而长的熔池)虽然能够提高成形单晶的体积分数，但却导致顶部杂晶趋势增大，如果熔池熔深不足以重熔顶部杂晶，就会破坏单晶外延接续生长。课题组还基于熔池温度场分布规律，提出了调控熔池特性的工艺策略：增大热源功率和预热温度能够同时减小w/l和Gl，而增大扫描速度可以减小w/l却不影响Gl的大小。

3.2 流场

在增材修复和制造等快速凝固过程中，熔池内剧烈的温度变化致使熔体密度和表面张力存在区域性差异，引发多种类型的流动[91-93]。其中，由浮力/重力驱动的对流称为自然对流，而由表面张力梯度驱动的对流称为马兰戈尼对流(又称热毛细对流)。在极高的表面温度梯度条件下，马兰戈尼流是主要的对流模式，驱动流体由熔池温度最高的中心位置向四周流动。

熔池流场有利于促进传热传质，进而改变熔池形状以及凝固前沿界面的温度梯度。根据经典的Rosenthal传热模型，快速移动熔池的温度场呈“泪滴”状分布，熔池底部区域等温线密集，温度梯度最大。但在马兰戈尼效应作用下，熔池表面的大量热量将随对流传至底部，显著降低熔池底部的温度梯度[28]。此外，课题组在研究DED-L单晶搭接修复时发现，搭接效应导致熔池倾斜，熔体在重力作用下的流动削弱了竖向温度梯度，促进杂晶形成[94]。

另一方面，熔体流动可能会造成枝晶破碎和元素偏析，增加枝晶尖端附近液相的形核密度。Acharya等[82]针对SLE单晶增材修复开展“温度场-流场-凝固组织”关联研究，结果表明：熔池内部“涡结构”(见图 16(a))对流能打破枝晶生长，破碎的枝晶充当形核核子，促进杂晶形成。此外，在具有超高温度梯度、超快冷却速率和超小尺寸等特性的PBF熔池内部，剧烈的热毛细对流导致凝固生长界面震荡失稳，形成独特的亚晶粒胞状/带状结构。相比PBF熔池，DED熔池的表面温度梯度较低，熔体对流现象相对缓和。这种流场条件虽然不太可能造成枝晶破碎，但却致使枝晶生长偏离初始方向[53]，形成小角度晶界(见图 16(b))。有研究表明[95-96]，给熔池施加适当方向的外部电磁场，可以削弱熔体流动、提高外延生长趋势。

图 16 熔池流场

Fig. 16 Fluid field inside melt pool

3.3 熔池监控

在单晶高能束修复过程中，由于持续热输入引起的熔池温度变化不可避免。此外，热源功率衰减、送粉/铺粉不均匀和熔化道扰动等异常情况也会造成熔池扰动。即便设置恒定的修复工艺参数，也很难保证熔池的稳定性以及凝固组织的一致性。因此，需要发展熔池在线监控技术，提高修复质量。

目前，常用的熔池监控手段包括CCD/CMOS相机、红外热像仪/高温计和光电二极管/光谱仪等[97-100]，分别用以实时采集熔池的形貌尺寸、温度信息和辐射强度。其中，对熔池温度和形貌的监测是控制单晶定向生长的关键。Rottwinkel等[101]采用高温计对DED-L单晶修复实施在线监控，通过监控熔池温度并反馈调控激光功率，维持熔池温度稳定在1 400 ℃左右，保证成形过程具有较低的热输入。Huarte-Mendicoa等[102]使用CMOS相机实时采集熔池的几何形貌，认为维持稳定的熔池短轴长度有利于单晶生长。Bansal[103]发展了基于红外热成像仪的SLE单晶增材修复熔池监控系统，通过机器视觉算法提取熔池尺寸、形状和平均温度等关键特征，并建立闭环反馈控制模型，提高单晶成形的稳定性。

上述研究表明，发展过程监测和反馈调节系统的关键在于建立监测特征量与粉末冶金参数、修复工艺参数和微观组织结构之间的直接联系。但这种联系往往是高度非线性的，很难用一个基础的数学模型来描述。近年来，基于神经网络算法的机器学习技术迅猛发展，特别适用于处理高维度大数据[70, 104]。因此，借助机器学习算法，厘清“工艺-熔池(监控信号)-组织”之间的复杂关联，发展数据驱动的加工过程监测和质量闭环调控，是实现高质量单晶修复的发展方向。

4 组织、缺陷和性能

成形部件具备优异的使用性能是单晶涡轮叶片高能束修复的最终目标，保持单晶组织的完整性(无杂晶)是实现该目标的必要前提。除此之外，其他凝固组织形貌(一次枝晶间距和析出强化γ′相等)以及裂纹、气孔等成形缺同样影响部件的性能。

4.1 组织形貌

修复过程快速移动熔池在复杂温度场和热循环条件下，快速凝固形成非平衡相与组织，与基体铸态近平衡组织有显著不同。其中，一次枝晶间距(Primary Dendrite Arm Spacing, PDAS)用于表征枝晶尺寸，是单晶/定向凝固合金重要的凝固组织特征之一。PDAS与温度梯度G和凝固速度V的乘积GV密切相关，GV值越大，PDAS越小[105-107]。较小的PDAS(微细柱晶)不仅能够减少元素偏析和二次相析出，还有助于抑制形成孔隙裂纹，从而提高部件的力学性能。如图 17(a)所示[79]，由于增材修复/制造的高G、高V特性，修复区单晶PDAS相比铸态基材显著减小。

图 17 不同区域微观组织形貌

Fig. 17 Microstructures in different regions

γ′-Ni3(Al, Ti)相是镍基单晶高温合金的主要强化相，在凝固组织中通常以γ′相和γ基体共格形态存在。γ′相的形貌、尺寸和数量(体积分数)很大程度上决定合金的蠕变、疲劳等力学性能。增材热影响区经历反复热循环，虽未经历熔化过程，但其内应力水平显著增加。反复热循环作用下的局部内应力将在γ相通道内产生大量位错，致使基材和沉积区γ′相的形貌尺寸存在较大差异。如图 17(b)所示[108]，铸态单晶基材γ′相尺寸较大、呈立方状均匀分布，而沉积区γ′相尺寸较小、呈球状不均匀分布。此外，γ′相的形貌尺寸还随增材高度的变化而变化。在高温服役环境下，这种细小且不均匀γ′相的稳定性差，可借助热处理恢复为均匀立方状粒子[109-110]。

除了γ′强化相，镍基单晶合金常见的微观组织还包括γ-γ′共晶、碳化物和密排拓扑相(TCP)等析出相[18, 87, 111-112]。相比铸态组织，增材微观组织中γ-γ′共晶和碳化物的尺寸均有所减小，γ-γ′共晶通常呈网状或岛状分布，而碳化物以块状或链状分布为主。TCP脆性相通常富含Re和W等难熔元素，危害合金的抗蠕变性能，通过调控增材工艺或实施热处理可以消除TCP相。

4.2 成形缺陷

4.2.1 热裂纹

高Al+Ti含量(＞5%)镍基单晶高温合金的焊接性差，增材成形存在热裂纹难题，主要包括凝固裂纹和液化裂纹2个方面[113]。凝固裂纹产生于熔池固液两相糊状区(脆性温度区间)，与凝固过程后期形成的网状缩孔结构有关[108](见图 18)。即，固态枝晶既被连续的液膜分隔，又存在相互之间的接触，在收缩应力作用下网状结构被撕裂[114-115]。液化裂纹是熔化道临近的热影响区，由于增材热循环作用，晶界上γ-γ′共晶、粗大γ′相、碳化物和Laves相等低熔点相被重新熔化成液膜，在收缩力作用下沿晶开裂[116]。

图 18 凝固缩孔结构示意图[108]

Fig. 18 Schematic of solidification shrinkage cavity[108]

热裂纹的形成取决于2个条件：①形成液膜；②足够的热应力。在单晶增材成形过程中，CET、OMT和枝晶偏斜等凝固行为将破坏单晶特性并形成晶界，由晶界两侧晶体取向差引入的热裂纹是近年来的研究热点。研究表明[117-119]：晶界角大小影响部件的局部裂纹敏感性。单晶和低晶界角区域的界面能低、稳定性好，因此裂纹敏感性低；而高晶界角处枝晶间残留的脆性液膜增多，界面能显著提高，容易产生应力集中和开裂[120]。如图 19所示，DED-L单晶增材样品不同区域(R20、R30和R40)均观察到明显的高角度晶界裂纹。也有学者研究晶界类型对抗裂纹性能的影响，结果表明[121]：相比发散型晶界(沿增材方向)，收敛型晶界能够促进枝晶联结，有利于抑制裂纹的萌生和扩展。此外，在成分偏析作用下，Al、Ti、Ta和Re等元素迁移至晶界，一方面阻碍液相填充枝晶间空隙，另一方面削弱周围晶体的强度，进而增大热裂纹趋势[108, 121]。成分偏析还可能导致低熔点B元素在晶界富集，增大凝固温度区间和液膜存活时间，促进形成热裂纹[122-123]。

图 19 高角度晶界裂纹[120]

Fig. 19 Hot cracks caused by high grain boundary[120]

综上所述，通过缓解热应力、消除高角度晶界和降低成分偏析能有效抑制增材热裂纹，常用的手段主要包括：优化工艺参数、调控合金成分和热等静压处理等。对于DED-L单晶增材修复，过小或过大的搭接率、扫描速度和热源功率均不利于抑制热裂纹[120]；通过基材预热、降低热输入以及增大熔覆头倾角等方式缓解应力集中，能够实现单晶无裂纹增材修复[108, 124]；对于PBF-EB单晶增材修复，采用较小的功率和速度参数获得细小的枝晶结构，能够增加晶界面积、降低元素偏析，提高部件的抗裂纹性能[123]。然而，对于某些焊接性极差的镍基高温合金，调控增材工艺始终无法避免热裂纹，优化合金粉末的元素配比是唯一选择。Harrison等[125]在不影响粉末总体成分配比的前提下，适当增加固溶强化元素、减少夹杂元素，能有效减少微裂纹。

4.2.2 孔隙

孔隙缺陷按形成机制可分为3类[12, 126]：① keyhole气孔，高功率热源容易形成“匙孔”状熔池，孔隙的形成与熔池底部失稳塌陷、金属蒸汽滞留有关，通常呈圆形；②滞留气孔，熔池内滞留的气体在凝固过程中来不及逸出形成微小的圆形孔洞，滞留气体可能来自粉末夹杂气、保护气和金属蒸汽等；③融合不良气孔，热输入不足导致粉末未完全熔化、基材(先前熔化层)熔深不够，形成不规则长条状的孔洞缺陷。

由于孔隙缺陷是金属增材制造存在的普遍性问题，专门针对单晶合金的相关研究较少。课题组[94]在开展DED-L单晶高能束修复时发现，当采用有利于单晶生长的低激光功率时，熔化道表面两侧极易形成尺寸较大的气孔缺陷(见图 20(a))，并伴随裂纹的产生(见图 20(b))。借助先进的原位高速摄像技术，课题组清晰观察到熔池表面流动和气泡运动等复杂行为(见图 20(c))，认为表面气孔缺陷是由于未爆炸气泡滞留熔体造成的，气泡滞留位置取决于熔池表面流动和熔池边界运动的共同作用。

图 20 单晶修复表面气孔缺陷[94]

Fig. 20 Surface pore defects in single-crystal repair[94]

调控增材工艺是减少孔隙缺陷、提高成形致密度的主要途径[127]。可以通过减小热源功率、增大扫描速度和重熔等方式减少keyhole气孔。对于融合不良引起的气孔缺陷，减小搭接率(扫描间距)和送粉量(铺粉厚度)是主要调控方式，也可以通过增大热源功率、减少小扫描速度和重熔等方式降低孔隙率。而对于滞留气体形成的微小气孔，可以借助热等静压等后处理方式加以消除。

4.3 力学性能

镍基高温合金增材成形部件的性能与增材技术类型、工艺参数、热处理条件、几何型面和测试状态等密切相关。一般而言，其力学性能介于同种材料铸件和锻件之间。由于单晶涡轮叶片增材修复/制造的难度极大，国内外关于单晶成形部件性能的报道并不多，且基本以试验件的性能评估为主。

美国乔治亚理工学院的研究表明，SLE单晶增材修复区的显微硬度相比基材提高约10%[18, 112]。中国科学院金属研究所采用DED-L修复DD32单晶合金，经标准热处理后，修复试样在1 000 ℃/280 MPa条件下拉伸性能优于铸件[128]。德国弗劳恩霍夫激光技术研究院采用改进的PBF-L设备在极高的预热温度下(＞1 000 ℃)实现了René N5单晶材料的René 142定向凝固组织修复，孔隙率小于0.2%，凝固组织<001>方向外延生长晶向偏离度 < 7°，修复后在980 ℃下蠕变强度大于MAR-M-247LC定向凝固材料。德国纽伦堡大学采用PBF-EB制备CMSX-4单晶棒，热处理后的低周疲劳和蠕变等力学性能接近甚至优于同等条件的CMSX-4铸件，当然这与增材成形单晶棒的截取测试位置有关[74, 75]。

上述结果表明，单晶增材成形试样的部分力学性能优异，但缺乏大量全面的力学性能考核数据，距离实现单晶涡轮叶片高能束修复工程化应用的目标仍有不少挑战。

4.4 高性能单晶增材成形的主要挑战

高性能单晶增材修复的主要挑战之一在于确定合适的工艺窗口，兼顾柱晶定向生长(无杂晶)、无裂纹和致密成形(孔隙率低)3个条件，从而确保获得优异的使用性能(见图 21)。

图 21 单晶修复工艺窗口

Fig. 21 Processing window for single-crystal repair

然而，这3个条件对应的工艺调控方法往往相互矛盾，致使增材工艺窗口较窄。以DED-L单晶增材修复为例，一般认为较小的激光功率、较大的扫描速度和较低的预热温度有利于促进单晶定向生长。但如果激光功率太小、扫描速度太快则难以成形，而基板过冷则会增大热裂纹趋势。因此，需要综合考虑增材工艺与杂晶/裂纹/孔隙的耦合关系，在保持单晶定向生长和抑制成形缺陷之间寻找平衡点。

高性能单晶增材修复的另一大挑战在于设计热处理制度，调控析出相形貌和尺寸，恢复力学性能。主要包含2个阶段：一是在修复前对长期服役组织退化的叶片开展热处理，二是在修复后对增材成形区域开展热处理。

修复前热处理的难点在于：涡轮叶片具有复杂的气膜冷却结构，叶片不同区域的服役环境(热应力、旋转离心力等)相差较大，致使退化组织存在区域性差异。课题组[129]在研究叶片长期服役微观组织退化机制后，通过调整标准热处理制度，实现对球化、筏化γ′相的部分恢复，但距离完全恢复退化组织至新叶片水平仍有不小差距(见图 22)。

图 22 服役涡轮叶片性恢复热处理[129]

Fig. 22 Rejuvenation heat treatment of gas turbine blades[129]

修复后热处理的难点在于：由于增材制造过程引入较高的残余应力和大量位错缺陷，如果直接进行标准固溶热处理工艺，γ′相完全溶解使得高密度位错几乎可以不受阻碍地运动，很容易产生再结晶形核和晶粒长大，破坏单晶的完整性[130]。因此，有必要研究单晶增材成形再结晶的内在机制和沉积区微观组织结构在热处理过程中演化的规律，进而提出抑制再结晶的热处理工艺，避免再结晶的同时降低沉积层的位错密度、调节微观组织，提高修复后材料性能。

5 国外单晶涡轮叶片再制造重大研究计划

根据国内外统计，航空发动机的维修费用可占到飞机总使用费用的8%，其中50%的发动机维修费用为叶片维修费用，尤其是核心机(高压压气机、高压涡轮)的叶片更换和再制造费用。欧美发达国家早已认识到航空发动机再制造修复技术的重要意义和巨大的技术经济效益，美、德等国在军用和民用喷气发动机叶片部件修复技术的研究中投入巨额资金，突破新材料、新结构的修复关键技术。其中，多个航空发动机再制造重大研究计划涉及单晶涡轮叶片，可为国内相关研究工作的开展提供借鉴和指导。

2003年，欧盟开展了为期3年的AROSTAEC研究项目，采用先进的叶片再制造技术，替代以手工打磨为主的修复技术，并致力于实现维修企业跨空间、跨区域的合作；德国MTU等已经掌握叶片部件修复的相关技术，认为叶片顶端磨损量在1~5 mm内具有修复利用价值，采用激光熔覆结合自适应磨削加工的修复方法，叶片修复后的精度和性能非常好；德国ALSTOM电力科技中心建立了定向凝固叶片修复的工艺生产线，修复ALSTOM GT26发动机叶片尖端，熔覆层高度接近2 mm，修复出来的零件接近最终要求的形状，修复的叶片已通过发动机测试，工作时间超过2 800 h。

欧盟于2006—2010年启动了FANTASIA计划，全称为“航空发动机复杂结构部件的柔性、近净成形加工制造和维修技术计划”。研究对象是基于DED-L和PBF-L的风扇/压气机/涡轮转子部件先进制造与修复技术，目标是服务于罗·罗、透博梅卡、AVIO等企业，形成高质量的先进制造与修理工艺和装备，减少至少40%的航空发动机零件维修费用和周转周期。在该计划中，成功采用DED-L修复航空发动机ReneN5单晶材料导向叶片外环磨损问题，通过控制热输入和过程主动冷却而实现单晶组织连续外延生长，并抑制变形和微裂纹产生；该项目同时运用PBF-L技术修复Mar-M-247合金导向叶片，采用高达1 150 ℃的预热和热等静压工艺可以有效避免表面和内部裂纹。

德国于2010年在弗朗霍夫创新中心框架下启动了TurPro计划[131](见图 23)，全称为“高能效燃气涡轮发动机综合制造技术”，针对航空发动机/燃机的压气机和涡轮叶片修复开展研究，成员包括罗·罗、MTU、西门子等单位。其研究目标为：减少发动机维修、修理和大修费用，发展激光增材制造高性能零部件，提高润滑系统和被动减震系统性能；利用激光增材制造技术实施涡轮叶片叶边和叶尖局部维修；结合初始设计和生产，研究利用激光增材制造技术直接替换损伤叶片；研究利用激光增材制造技术直接制造叶片，尤其是在单晶叶片基体上制备复杂精细结构。

图 23 TurPro研究计划[131]

Fig. 23 TurPro research project[131]

德国科学基金会从2010年开始资助汉诺威莱布尼茨大学开展合作研究中心项目“复杂高价值部件维修技术”(CRC 871)研究，重点对航空发动机涡轮叶片(2010—2014年)维修技术基础和适应性工艺开展探索性研究，发展了包括“检查与状态评估-修复过程模拟-修复后功能及寿命模拟-不同修理工艺评价”在内的全套修理流程[132](见图 24)。CRC 871项目共包含4个专题，旨在形成涡轮叶片修复示范生产线。专题1：叶片检查和状态评估，主要包括涡轮叶片无损检测、多尺度形貌测量、排气温度场分析、燃烧室故障分析和故障件可靠拆卸等内容；专题2：修复工艺与修复后叶片性能关联研究，主要包括灵巧修复单元、复杂表面结构损伤特性、近净成形涡轮叶片修复工艺、随机结构分析、单晶叶片激光焊接、钛合金整体叶盘弧焊等内容；专题3：材料特性和修复后自适应加工研究，主要包括修复后自适应加工流程设计、复杂曲面结构的快速测量、修复引起的失调、叶片的气动弹性、裂纹扩展特性等；专题4：修复过程的综合控制研究，主要包括修复全流程系统建模、修复后验收标准、叶片形态差异耦合分析、修理示范生产线验证等。

图 24 “复杂高价值部件维修技术”研究计划[132]

Fig. 24 CRC-871 research project[132]

此外，德国科学基金会还资助鲁尔大学、纽伦堡大学和德国航空航天中心等多家单位开展“从原子到涡轮叶片：新一代单晶高温合金科学基础研究”(SFB/TR 103)，重点探索镍基单晶合金“成分-工艺-组织-性能”各要素之间的关联，涵盖从原子层面的基础材料理论到宏观层面的涡轮叶片制造等一系列科学和工程问题。目前，项目已进行至第三研究周期(2020—2023年)，预期将在镍基单晶合金设计、创新工艺技术、高通量微观结构表征和多尺度材料建模等4个专业领域取得重大研究进展。在单晶制造工艺方面，该计划特别发展了基于PBF-EB的快速成形技术，验证了单晶涡轮叶片增材制造的可行性。下一步将继续完善基础凝固理论并优化增材工艺策略，旨在实现定向性好、无裂纹、形状复杂涡轮叶片的高性能增材制造。

目前，国外罗·罗、GE等企业已建立单晶涡轮叶片高能束增材修复生产线，主要对叶尖损伤部位进行接长修复。但由于技术封锁，相关修复工艺以及修复叶片质量未见公开报道。中国近年来也发布了一批航空发动机热端部件再制造领域的重大研究计划，但迄今为止并未完全掌握以单晶涡轮叶片为代表的热端部件修理能力。基于国外公开报道的重大研究计划，国内发展单晶涡轮叶片修复有如下建议：

1) 加强基础研究，突破杂晶控制、修复区组织演化和元素偏析等关键科学问题。

2) 完善加工体系，建立涵盖修复前、中、后各阶段的标准化的修复加工体系。

3) 紧跟发展前沿，探索镍基单晶乃至新一代钛铝单晶叶片增材制造工艺。

6 展望

6.1 建立智能化单晶叶片修复加工体系

航空发动机单晶涡轮叶片服役损伤修复是一项复杂的系统性工程，包括损伤分析、可修复性评价、剩余寿命评估、绿色前处理、修复工艺实施、性能恢复热处理、外形修整加工、质量检验和性能考核等多个环节。目前对涡轮叶片的修复大量依赖一线工人经验，通常是“一件一策”，没有明确的技术体系和标准，缺乏修复过程质量监控手段，造成修复合格率相对较低，修复叶片大批量装机使用存在困难。为了提高修复工艺稳定性和修复质量，需要研究建立全流程、分层级、标准化的修复加工体系，对各个修复环节的工艺策略和经验数据进行有效采集和积累；建立大数据支撑的工艺标准，对叶片修理的各个环节提供可参考的数据支持，将人工经验变为数据而提高修复工艺可靠性和产品合格率；全过程监控修复流程将产生海量数据，划分边缘端(终端)与云端的处理存储结构，进行边缘端计算和云端计算的结合数据处理模式，建立快速决断、快速信息处理的反馈机制，实现修复质量可追溯可反查，形成叶片智能修复示范生产能力。

6.2 发展粉末床电子束单晶叶片直接制造技术

单晶叶片的制备主要采用籽晶法或选晶法，铸造工序复杂、成品率相对不高。PBF-EB技术具有真空环境、预热温度高和扫描速度快等优势，在不需要籽晶的条件下，仅凭借晶粒竞争生长就能制备尺寸较大的单晶块体，是实现单晶叶片直接制造最具潜力的方式。但目前PBF-EB热稳定控制难度很大，需要精准调控包括前预热、成形熔化和后保温等3个阶段的工艺策略，才能避免热裂纹、保持单晶的完整性。因此，需要探索快速非平衡凝固晶粒竞争生长和裂纹形成机制，指导工艺实践；开展增材专用合金粉末研究，提高材料的热震抗力、减少形核，放大单晶成形工艺窗口；发展复杂型面单晶叶片增材制造工艺，提出稳定熔池热流、维持单晶取向的调控方法；改进现有PBF-EB设备，开发粉床温度监控系统，提高成形过程的热稳定性。

6.3 探索钛铝单晶叶片增材成形工艺

镍基单晶涡轮叶片经过三代发展，其承温能力和力学性能几乎被开发到极致。钛铝(Ti-Al)合金作为耐高温合金具有许多优良的性能，强度高、稳定性好，密度却只有传统镍基合金的一半，能提高20%的燃油效率。但该合金有两大不足：一是室温拉伸塑性低，部件加工、装配都非常困难；二是高温强度不足，限制了其不能在更高的温度范围替代镍基高温合金。开发Ti-Al单晶合金能有效克服这两大难题，而且其独特的片层状晶体结构非常适合用于以承受单向应力为主的发动机涡轮叶片。基于镍基单晶合金增材成形的经验，理论上可以通过增材制造实现Ti-Al合金定向凝固片层取向控制。但同时也存在较大的技术挑战，因为片层组织取向不仅取决于凝固初始相的生长取向，还与后续包晶转变和固态相变有关。因此，探索Ti-Al单晶叶片增材制造工艺，突破初始凝固和固态相变2个阶段的组织调控，是未来航空发动机热端部件特种加工的重点发展方向。                      

来源：增材制造硕博联盟