顶刊《Acta Materialia》：合金设计用于增材制造的新型高温合金

本文为大家分享顶刊《Acta Materialia》：合金设计:用于增材制造的新型高温合金的第一部分。

摘要：用于增材制造加工的新等级的γ/γ’的镍基超级合金用计算方法设计出来了。考虑到要通过凝固和固相开裂来避免缺陷形成。使用粉末基选择性激光融化进行加工试验，对比了传统合金合金IN939和CM247LC。用微观特征描述，热量测定和热拉伸测试来评估采用的方法。论证了新的超级合金的出色的加工能力和机械性。对建模方法的改进给出了建议。

论文的Graphical abstract

1.引言

目前，镍基合金是通过熔模铸造或者用机器加工原材料成最终的形状来制作元器件的[1]。增材制造提供了彻底代替这个情况的可能性，允许利用这个新工艺承诺的更高的精确性，更少的报废和增加的设计自由[2-4]。实际上，根据在这次全球科技展现出的巨大利益判断，我们有理由相信这次的数字革命正在发生[5]。例如，随着成功制造不锈钢[6,7]、不同等级的钛[8,9]和铝合金[10]，增材制造正被使用着。

然而，对于镍基超合金来说，增材制造的应用是有挑战性的[11，12]。影响因素是（1）由于高分数金属相导致的显著的高温强度（2）由需要赋予性能的合金化程度引起的广泛的冻结范围。会危害机械性能的加工相关的缺陷，尤其是微裂纹，已经被提升了[13-15]。尽管全世界一致的努力，但是对于裂纹的主要形式还没有达成共识[16-18]。需要更多的研究来更好理解缺陷的形成的机理和避免缺陷形成的加工条件[2,19-21]。此外，尚不清楚是否现存的用于熔模铸造的合金是否最适合这种新工艺[22]。或许，用一种优于现在可行的方法来设计可以被加工的新等级超级合金会被证实是有可能的。毕竟，现有的传统合金在设计时并没有考虑到增材制造工艺。这里报道的研究就是在这个前提下进行的。

图0 高温合金钟在打印时极易形成裂纹

在本文中，利用设计驱动的方法论，用计算模型来分离专门用于增材制造的镍基高温合金的新等级。采用了所谓的合金设计方法来提出预测展示合适强度水平和抗蠕变、拥有足够加工性能的合成物。通过基于粉末的选择性激光融化的实验性试验来测试我们的方法尤其是为了提出第一代设计的合金ABD-850AM。为了验证设计合金方法的应用性，两种传统合金IN393和CM247LC，跨越合金设计空间，从中到高的γ’分数和显著冻结范围，测试了相同的加工参数。对各种开裂机制做了表征和分析。这些发现合理性提出了使得第二代合金ABD-900AM的合成物被提出，该合金包含了中等γ’分数和无可否认的优秀的机械性能和可打印性。

图0-1 增材制造高温合金时的裂纹形成

2.计算合金设计方法

计算密集的物理模型已经被用来设计适合增材制造新等级的超级合金。

已经估计了大量（超过107）分辨率为0.1的试验合金化合物的相关性能。使用了有关化合物和性能的模型。分析了建立的大数据集来证实使用的主要合金，使用了帕雷托前沿方法和基于设计目标的性能估计[23]。这些用于屈服强度，抗蠕动性和相稳定性的模型是来自于熔模铸造[23,24]的单晶体超级合金[25,26]和粉末加工的超级合金的证实的成果。

图0-2 增材制造的时候合金成分变化的时候裂纹的演变

对于增材制造来说，最重要的设想就是对加工相关产生的裂纹的抗性，因为加工过程的热转移性能导致了非常短的热材料/粉末的相互作用时间以及热应变率高[27]。这是数字技术已经证实的瓶颈[28]。因此，对于在数据集的每个试验的成分构成来说（首先受到实用主义的启发）我们做了估计（1）基于非平衡凝固Scheil分析的冻结范围（2）热循环和后过程中对抗应变时效开裂的估计。此外，为了确保一个合金的表现和稳定性，（3）分别按照[25]和[23]的方法，估计了屈服应力和抗蠕变性能。这个方法需要依次估计反边界能量、γ’系数和相互扩散系数。最后，（4）拓扑紧密堆积相形成的微观结构的敏感性由d模块元素的能量水平来评估，如[23]。在当下的工作中，大多取决于不同合金的凝结范围的精确测定，这当然或多或少的实验无法做到。我们发现在我们计算出的值中不确定性主要取决于三个重要的因素（1）在计算过程中使用热力学数据库的选择（2）一个给定的合金在热力学计算中列出的相（3）合金技术规范中规定的具体成分。这些文献似乎完全没有解决这些在附录中会被进一步讨论的重要的点。

图1说明了我们计算的结果，并且报告了在这项工作中合金成分选择的基本原理（在所有子图上标记为ABD-850AM和ABD-900AM）。图1（a）说明了在我们分析中采用的可焊性表格，它在焊接界有它的起源。在它上面由各种现有的合金；难加工的合金在表格的右上方，可以加工的在左下方。画出的线对应的是对应变时效的风险的设定约束的限制，但是这样的表格不考虑热撕裂应力，因为凝结范围是很重要的。不意外的是，应变时效开裂价值指数与γ’含量和抗蠕变性能有很大的联系（图1（b,c））,并且暗示了需要通过Ti、Nb和Ta合金化γ’来增加硬化需要降低铝含量;这暗示了在可制造性和材料性能之间的经典权衡。为了对热撕裂敏感性做出解释，图1（d和e）说明了在Scheil凝结范围，相构造和期望强度之间的预测平衡。值得注意的是，强度等高线从左下跑到了右上，暗示了高强度合金拥有大的γ’系数和凝结范围。发现了凝结范围和γ’系数由弱的联系，但是注意在任何给定的γ’含量中，对于宽的或窄的凝结范围有一个相当大的范围；这是由于凝固路径和它的最后阶段。见5.1部分。在本工作中，冻结范围的上限280K被选为第一近似值，这个值在IN738LC的285K和IN718的265K之间。这个前面的合金被报道经常遭受热开裂[29-31]，但是后者被发现可以便利的打印[32-34]。同样地，基于在IN939中报道的微开裂应变时效指数4.3wt%[35],最大应变时效开裂指数被选为4wt%。图1（e）确定了新的合金ABD-850AM和ABD-900AM接近没有过多的γ’系数的最大预测蠕变性能的帕雷图前部，在限制应变时效开裂的尝试中。图一（f）更一般地表明我们的设计内容—在最大预期容许冻结范围和应变时效开裂敏感性下所需的最小蠕变强度。

总之，我们应该注意我们的设计分析证实化学合成物用复杂非线性的方法影响了预测的机械性能和加工性能。如果不使用在这介绍的详细的模型，可能就没法预测到。同时要注意我们没有利用基于神经网络或者机器学习的盲目经验主义方法，因为关于合金增材制造的信息少。在这个阶段，我们还没有看见这些是如何成功的。

图1用于新等级高温合金的计算合金设计空间;还绘制了传统合金的位置以作比较。(a)确定了最大应变时效开裂指数的修正焊接性图。(b和c)显示应变时效开裂价值指数及其与γ’分数和蠕变价值指数的关系。(d和e)表示冻结范围的大小与γ’分数和蠕变价值指数的关系，其中表示应变时效开裂和蠕变价值曲线。(f)给出了基于冻结范围、应变时效开裂指数和最低要求的强度和蠕变，用于分离新合金等级的最终设计空间。

3.实验方法论

3.1增材制造的合金

本文报道的大部分工作都是使用ABD-850AM、CM247LC[11]和IN939[35]进行的。他们是历史悠久的高温合金，跨越合金设计领域，广泛用于传统工艺(如熔模铸造)制造的结构件。在文章的后面部分，呈现了关于合金ABD-900AM的结果。每个合金都是通过氩气雾化得到的，产生了D50粒径为大约为30μm的球形颗粒分布。通过电感耦合等离子体发射光谱和电感耦合等离子光学燃烧分析确定的粉末成分如表1所示。

3.2选择性激光融化的加工参数

为了分离合金成分对缺陷形成的影响，所有的合金都使用相同的建造策略和一套激光参数加工。本研究使用的加工参数是由Renishaw plc为CM247LC[36]确定的优化参数，并为IN939和ABD-850AM提供合适的(但不是必须优化的)加工参数。通过背景信息的方式，我们已经确定，我们在这里提出的研究的广泛发现没有被使用的激光参数的修改所改变[37]。

我们采用了Renishaw AM-400机器，它使用了调制的200W的镱光纤激光器，在125×125×125mm3的建造体积内加工粉末原料。调制后的激光进行点对点扫描；采用的工艺参数为:激光功率200W，层厚30μm，孵化间距50μm，点距90μm，每个点曝光时间50μs。它具有相当小的孵化距离，这促进重熔，可以愈合一些裂缝[38]。曲流扫描策略每层有67°旋转的光栅扫描被使用了。对于加工试验，为每种合金制作了尺寸为10×10×10mm3的立方体。选择性激光融化的每层扫描从边缘10mm×10mm建造横截面的边缘最初偏离100μm。采用曲流扫描策略对偏移区内的区域进行扫描。为了提高零件的表面光洁度，用相同的功率但较低的速度(0.5m/s)分两次扫描偏移边界区域，与工业实践一致。这个立方结构是建在16个倒立金字塔英尺的顶端。

3.3开裂程度的量化

使用数字化光学显微照片的体视学评估量化开裂性能。横向（X-Y）平面，即垂直于建筑方向（Z），在半高处进行分割（图2a），并使用标准金相程序进行制备，包括40nm的胶体二氧化硅悬浮液进行抛光和精加工。

由于发现的开裂频率差异较大，每种材料的开裂程度首先在两个位置（即边缘和主体）获得。边界区域由从表面延伸300μm的区域指定，剩下的在这里称为主体。采集并汇总了几个随机位置（面积约5mm2）进行分析。然后采用ImageJ软件通过对直方图应用阈值得到图像二值化。根据[11]中使用的方法，测量区域的总裂纹长度给出了裂纹密度的度量，单位为mm/mm2。

3.4电子显微镜：微观结构和微观力学分析

用Zeiss Merlin场发射枪扫描电子显微镜对选择性激光融化规格的横向（XY-）和纵向（XZ-）截面上的微观结构进行了检查，这些截面分别垂直于和平行于构建方向（Z）。因为使用了弯曲扫描策略,XZ和YZ平面相同。由于缺陷分布一直是这里关注的问题，因此在15kV的电压下获得了XY平面表面的多个背散射电子图像并缝合在一起。这会腐蚀掉γ基体，露出γ’和碳化物/硼化物颗粒。

一个布鲁克电子背散射衍射系统用来研究晶体取向和质地和预制微观结构中的几何必要位错分布。为了获得反极图和边缘和主体区域的极坐标图，对垂直于和平行于构建方向的样本进行大面积电子背散射衍射扫描，步长为1.12μm。使用ESPRIT2.1软件测量粒径，并引用等效粒径[40]。

极图轮廓由HKL Channel 5 Mambo软件生成[41]。

为了得到几何必须错位分布的信息，在垂直于建筑方向的表面进行了高分辨率的电子背散射衍射，同时在边界旁边，在主体材料内。这个图案以400×300的分辨率存储，步长为445nm。使用基于互相关的方法处理存储的电子背散射衍射图案[42]。

3.5机械性能评估

首先，每种合金的维氏显微硬度都是在制造状态下测量的，也遵循热处理计划，详见表2。试验是在施加0.3kg力荷载10秒钟后进行的。在XY-和和XZ-平面上对主体区域的每种材料进行了五次测试。此外，使用电热-机械测试系统测量了室温和800、900和1000◦C时预制合金的机械性能、样品是使用与立方体样品相同的条件制造的，但是高度是52mm。对于通过电火花加工的抛光样品，沿着构建方向施加单轴载荷。样本几何形状具有长度/宽度为1mm的正方形横截面，平行轨距为16mm。为了最小化加热到试验温度期间固态转化动力学的影响，特别是动态应变时效，采用了100K/s的加热速率，并以10−2s−1的应变速率进行试验。在论文的最后一部分，所有合金都是在完全热处理条件下使用电热-机械测试系统进行测试的，从环境温度到1000◦C，应变率为10−3s−1.在温度分布均匀的3mm标距长度上，使用iMetrum非接触视频伸长测量法测量应变。参考文献[43]详细描述了实验装置的全部细节。

3.6差示扫描量热法

差示扫描量热法已被证明对优化我们的发现是有用的，尽管它不可能复制增材制造过程的加热和冷却速率。使用Netzsch DSC 404 F1对增材制造处理的微结构的熔化和凝固性能(相变温度)进行了研究。样品用电火花切割成直径为3毫米和大约1毫米厚度。测量是在流动氩气(20毫升/分钟)中进行的。差热通量是以加热速率为10K/分钟至1450◦C，保持15分钟，然后以相同的速率冷却。使用空坩埚进行基线校准运行，并在使用标准参考材料的单独实验中校准温度。

图2ABD-850AM,CM247LC和IN939在制作时的微观组织概况，垂直于建筑方向。(a)显示了每个立方体的XY平面和XZ平面。(b-d)说明了使用数字化扫描电镜图像拼接的XY平面截面积，(e-g)是这些图像的放大角。(h-j)表现出典型的粉末未熔合、开裂和与气体有关的孔隙。(k)为(l-n)中的粉末粒度分布。

4.结果

4.1缺陷信息的综述：开裂，性能和融合缺失

图2（b-d）说明了在构建状态的X-Y平面（垂直于构建方向）每个合金的整个横截面。每一张都是由24张双侧扫描电镜图像拼接而成的拼图集，来更好地揭示缺陷的形状和位置。裂纹在传统合金CM247LC和IN939中，裂纹都非常明显;有些裂纹可以延伸到300μm以上，肉眼可见，如图2(e)，(f)和(h)所示。此外，边界扫描区域出现裂纹的频率明显高于本体扫描区域。然而，在所采用的成像条件的分辨率下，新设计的ABD-850AM合金没有观察到裂纹。

在边缘和主体位置，估计了在传统合金中裂纹密度：在CM247LC和IN939中分别为6.7和0.8mm/mm2和5.0和1.6mm/mm2。检查了不能被热等静压愈合的表面连接裂纹，并且在CM247LC中比IN939中频繁35倍。其他缺陷如球形气体孔隙率和缺失粉末熔合等也被注意到，这些缺陷发生的频率较低，见图2(i)和(j)。前者在所有的合金中都能观察到，有时也与裂纹有关。气孔多出现在靠近边界的区域，而不是在主体区域。缺乏粉末熔合缺陷在所有合金中很少发生。由于这两种类型的缺陷发生率低和/或尺寸小，在本工作中还没有进一步检查。

为避免疑义，对起始粉的尺寸和形态进行了一致性检查。通过激光衍射测定，粉末大小分布非常相似，如图2(k)所示。D10、D50(中位数)和D90值见表3。所有三种粉末都发现表现出接近球形的外部形态，只有少数卫星粒子，见图2(l-n)。不可避免的结论是，合金成分是影响加工性能的因素。

4.2开裂模式的详细描述

接下来，详细描述了开裂行为。尽管这并不理想，但我们利用了焊接文献[44-46]中广泛描述的现象逻辑分类。接下来，详细描述了开裂行为。尽管这并不理想，但我们利用了焊接文献[44-46]中广泛描述的现象逻辑分类。根据详细的金相特殊描述，我们将观察到的大块裂纹分为三种类型:(1)凝固裂纹(与热撕裂现象有关)，(2)液化裂纹，和（3)固态裂纹。边界开裂和大块开裂的对比将在第4.5节详细讨论。以下部分强调CM247LC和IN939，它们显示了广泛的开裂。

图3，从XZ平面截取，显示了CM247LC和IN939中表明凝固开裂已发生的位置。细胞和枝晶臂的圆形特征是明显的，这证实分离发生时，仍然存在残余液体，并没有足够的剩余液体供料来适应在该区域的凝固收缩应变。此外，纳米级的MC型碳化物在细胞间区也可见，这可能是在凝固过程中形成的，也会抑制供料。这种类型的裂纹通常会在两个不规则形状的表面之间留下一个很大的间隙，这两个表面不一定会以相同的形态出现，从而可以合在一起。由于这一特点，凝固裂纹是最容易识别的。

图3CM247LC和IN939在制作过程中微组织的XZ面均观察到凝固型裂纹。初生枝晶臂明显在凝固的最后阶段分离。建筑方向沿z轴。

也观察到液化开裂的证据，见图4，但仅在CM247LC中。在IN939和ABD-850AM中都没有明确观察到这一特征。

图4(a-c)，来自xy平面，使用二次电子和后向散射电子图像证实了沿晶界的裂纹。后向散射电子图像(图4(b))显示了分布在枝晶间区域的细球形MC型碳化物。高倍扫描电镜图像，见图4(c)，显示γ/γ’共晶相也存在，与液化区域一致，文献[14]报道了它们的观测。图4(d)和(e)显示刻蚀后的裂纹及其相邻相。靠近碳化物的晶界相呈交替片层状，证实了γ/γ’共晶区域。此外，在图4(f)中共晶附近的基体中也观察到细小粒子，这很可能是γ’。图4(g-i)说明了从xz面液化的另一个例子。熔化池在(g)中有概述，并清楚地表明起始点位于熔化池热影响区附近。此外，在(h)的裂纹尖端再次显示重元素(即高原子数)的偏析，在那里观察到液膜(i)。

在CM247LC中，沉淀只在建筑底部附近观察到，在其他位置发现它们越来越困难。其尺寸(见图4(f))估计约为20nm，与文献[12]的透射电子显微镜结果一致。沉淀的形成被认为是选择性激光熔化过程中固有的热处理引发的，凭此增材制造构建中的每个点在激光经过该区域附近时被重新加热多次。

图4CM247LC中的液化裂纹在制备微观结构中没有蚀刻(a-c)和蚀刻(d和e)。红色框内的区域显示的更详细。裂纹尖端特征为MC型碳化物和γ/γ’共晶相沿裂纹出现。纳米尺寸γ’颗粒也可见的蚀刻(f)。进一步液化裂解地点显示分离和液膜(g-i)。建筑方向沿z轴。

与上述明显涉及固相和液相的开裂模式相比，另一类开裂完全与固相有关;这里我们称之为固态分裂。这种类型的裂纹可以通过仔细的金相分析清楚地区分出来，因为它不具有上述提到的特征，即暴露的枝晶和/或液体膜的痕迹。每一面的表面在形状上几乎完全相同，通常在显微镜下“干净”，笔直，经常伴有尖锐的扭结。它通常也被称为延性倾斜开裂和/或应变时效开裂[46-48]。CM247LC和IN939的这种类型裂纹的证据如图5所示。在xz平面，固相裂纹遵循晶界，同时显示出与90◦一样尖锐的扭结，在某些情况下与凝固裂纹相互作用。典型裂纹长度超过100μm;有时可延伸超过300μm，明显大于熔化池尺寸(约60μm)。为避免疑义，长裂纹不一定是在固态状态下产生的，可能是由热撕裂形成的裂纹的支撑作用造成的。

对IN939进行电解刻蚀来更好地说明熔化池和裂纹路径之间的关系(图5(d-f))，可以清楚地看到，裂纹穿过了熔池的几层，而没有存在暴露的枝晶，进一步表明它的裂纹与热撕裂的区别。基于这些观察—在晶界处没有液化相的证据和它们笔直的干净特性—固态机制是负责任的。通过高温拉伸试验进一步验证这一机理将在第5.2节中讨论。

图5在制备态微观组织中，观察到CM247LC(a-c)和IN939(d-f)在XZ平面上的固态裂纹。裂纹没有凝固枝晶和液化区。裂纹长度通常超过100μm，并在熔池中传播数层。红色框内的区域显示的更详细。建筑方向沿z轴。

4.3位置依赖于微观结构和纹理的发展

图6(a-c)显示了平行和垂直于建筑方向(Z)的反极图。这些图来自在每个合金体中形成的大面积电子背散射衍射扫描(覆盖面积为0.98mm2)。对于所有三种合金，反极图显示了沿建筑方向以柱状晶粒优先排列为主的强织构。而ABD-850AM和IN939中的晶粒伸长较短。

蚀刻显示的制备合金的显微组织如图6(d-f)所示。证据是部分重熔的前一层的外延生长，允许强织构发展。垂直于构建方向的显微组织证实了生长前沿主要是细胞-每个合金的细胞尺寸在300nm到1.5μm之间变化，取决于位置。原代细胞之间的间距表明凝固速率极高。在CM247LC中，细胞边界也表现出从差示扫描量热法结果中预期的γ/γ’共晶混合物，稍后提出并先前观察到的一样[14]。

等高线极图图量化了三个平面族{1 0 0}{1 1 0}和{1 1 1}相对于样本的xy平面的纹理强度。他们确认了{1 0 0}纹理组件是三者中最强的，并且与建筑方向平行。值得注意的是，由于其固有的热物理性质，织构强度也依赖于合金-CM247LC和IN939具有相似的织构强度，而ABD-850AM{1 0 0}织构强度被发现相当弱。

图6扫描电子显微镜(蚀刻)，反极图和极点图的三种合金代表的优选织构在主体(制备过程)。(a-f)XZ平面两倍放大后的显微组织和(g-l)XY平面两倍放大后的显微组织。(m-o)表示两个平面沿建筑方向的反极图，(p-r)表示{1 0 0}、{1 1 0}和{1 1 1}极点的主体结构强度。

由于不同部位的裂纹敏感性有重大的差异，因此研究了从表面到本体的织构发展。图7显示了在制备条件下，从所有三种合金的XY平面和XZ平面从边界到本体的大面积电子背散射衍射扫描获得的反极图。晶粒结构发育差异明显。用虚线可以清楚地区分出三个区域:(1)边界处的小颗粒;(2)边界处的柱状晶粒，以及(3)大块处的拉长织构晶粒。为了探测微观结构随位置的变化，每个电子背散射衍射图被分割成十个等宽的矩形区域，以估计纹理和晶粒尺寸-它们随边界距离的变化如图7(g-i)所示。不同合金的晶粒尺寸和织构变化大致相似。在边界处，小晶粒在20μm左右，柱状晶粒在80μm左右达到局部最大值。在大块区域，晶粒尺寸和织构保持相对均匀。纹理成分遵循与晶粒尺寸相似的趋势。

用电子背散射衍射法研究了裂纹附近的晶粒取向问题。根据200次观察，无论其位置-边界和体，裂纹发生在高角度晶界。此外，所有的高角度晶界开裂都与固态和/或凝固反应有关。

图7电子背散射衍射扫描边界附近的方向平行(XZ-)和垂直(XY-)于预制微结构的建筑方向。用虚线表示了三个不同晶体取向的区域，其中晶粒尺寸和{1 0 0}结构成分剖面随距离的变化而变化。

4.4几何必需位错分布的空间异质性

如图2和图7所示，边界区和主体区域表现出明显不同的微观结构，这可能影响开裂现象。这是能忽略的，因为在边界的近表面裂纹不能被热等静压愈合，因此它决定了净形光洁度的质量和制造精度。在目前的研究中，与没有[49]的组件相比，光滑的表面使用2.2节中描述的边界参数实现。然而，边界扫描也促进了局部晶粒的生长和开裂。

通过高分辨率对ABD-850AM进行了详细的研究，来确定它的微观力学反应，因为没有观察到裂纹，因此不会由裂纹产生引起的应力/应变松弛。几何必需位错密度和反极图如图8所示。在增材制造过程中观察到的几何必需位错密度具有独特的双峰分布，这与通常的单轴模式的单峰分布[50]有很大的不同。这表明，由于选择性激光熔化的晶化，一些晶粒比其他晶粒具有更高的地密度。高和低几何必需位错区域甚至可以出现在同一晶粒中，如标记的那样。一个可能的原因可能是建筑方向[0 0 1]的优先纤维织构。晶粒可以沿[0 0 1]，建立方向进行大的热膨胀，由于各向异性发育，但在平面上横向受约束。

图8(c)和(f)所示的双峰几何必需位错分布证实了两个不同位置之间的明显差异。每个直方图都包含两个峰值，其中log10(ρ)等于14.1和14.9。在边界的微观组织中，与后一个峰相关的几何必需位错的数量比主体的更多，这意味着更多的塑性。这是从边界处预期的宏观应力状态中预期的，因为拉伸力将在那里被诱导。此外，由于更大的晶粒尺寸，应变调节更难，这种效应也可能被放大。不可否认，边界上较高的几何必需位错分布提供了更多的机械驱动力，使其更容易开裂，使其比大块更脆弱。因此，在发生裂纹的传统合金中，在边界附近经常观察到较高的裂纹密度。

图8ABD-850AM在制备态微观组织中，边界和主体部分呈现出几何必需位错密度、反极点(Y轴)和几何必需位错密度直方图。观察到局部地的异质性，直方图显示双峰分布。

未完待续，

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文章来源：

Alloys-by-design: Application to new superalloys for additive manufacturing,Acta Materialia,Volume 202,1 January 2021, Pages 417-436,https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.09.023

参考文献:Atomic-scale grain boundary engineering to overcome hot-cracking in additively-manufactured superalloys,Acta Materialia,Volume 177,15 September 2019, Pages 209-221,,https://doi.org/10.1016/j.actamat.2019.07.041

Panwisawas, C., Tang, Y.T. & Reed, R.C. Metal 3D printing as a disruptive technology for superalloys.Nat Commun11, 2327 (2020). https://doi.org/10.1038/s41467-020-16188-7