增材制造 W-Ni-Fe 系高比重合金的研究進(jìn)展
發(fā)布時(shí)間:
2024-12-27
高比重鎢合金是一種以鎢為主體，加入少量Ni、Fe、Cu、Co、Mn等元素組成的合金，其鎢質(zhì)量分?jǐn)?shù)一般為85%~98%，密度可達(dá)16.5~19.0g/cm3，因此又常常被稱(chēng)為高比重合金、重合金或高密度鎢合金[1]。高比重鎢合金主要分為W-Ni-Fe和W-Ni-Cu兩大體系，其組織主要由W相和Ni-Fe/Cu粘接相兩相組成。相較于W-Ni-Cu系合金，W-Ni-Fe系合金有著更為優(yōu)異的物理力學(xué)性能，主要表現(xiàn)在抗拉強(qiáng)度高、延性好、具有良好的機(jī)加工特性等[2]，因此在國(guó)防工業(yè)和國(guó)民經(jīng)濟(jì)各領(lǐng)域發(fā)揮著巨大的作用，如穿甲彈彈芯材料、煙霧彈、脫殼彈等武器材料[3]；陀螺儀外緣轉(zhuǎn)子[4]、直升機(jī)轉(zhuǎn)子葉片等航空航天材料[5]；放射性屏蔽材料、砧塊材料等核工業(yè)材料[6]。
W-Ni-Fe系合金零部件的制造通常采用粉末冶金液相燒結(jié)（liquidphasesintering，LPS）的方式。一般是將各元素粉末機(jī)械混合，經(jīng)過(guò)模壓或冷等靜壓成形，然后采用LPS達(dá)到全致密形成毛坯件，最終采用機(jī)械加工的手段去除余量，得到最終零部件。在粉末冶金過(guò)程中，模壓和冷等靜壓需首先根據(jù)最終零部件的形狀與尺寸設(shè)計(jì)與制備相應(yīng)的模具，而模具制作周期長(zhǎng)，費(fèi)用昂貴；且考慮到LPS易變形坍塌的特點(diǎn)，粉末冶金的方式一般只適用于具有簡(jiǎn)單形狀或留有較大機(jī)加余量毛坯體的制備。同時(shí)，采用粉末冶金的方式制備鎢合金零件一般需要模具，而模具的生產(chǎn)周期較長(zhǎng)，不適用于定制化、小批量產(chǎn)品的制備[7]。
增材制造技術(shù)由于具有近凈成形，加工數(shù)字化、智能化、自動(dòng)化，原材料利用率高，無(wú)需模具，組織細(xì)小均勻等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于小批量、定制化、高復(fù)雜度金屬零部件的制造[8]。常見(jiàn)的金屬增材制造技術(shù)主要包括選區(qū)激光熔化技術(shù)（selectivelasermelting，SLM）、激光熔化沉積技術(shù)（lasermeltingdeposition，LMD）和選區(qū)電子束熔化技術(shù)（selectiveelectronbeammelting，SEBM）。
近年來(lái)，國(guó)內(nèi)外學(xué)者針對(duì)高比重W-Ni-Fe系合金、高比重W-Ni-Cu系合金[9-15]以及純W[16-18]的SLM、LMD和SEBM增材制造進(jìn)行了廣泛研究。除SLM、LMD和SEBM技術(shù)外，粘接劑噴射打印技術(shù)（binderjetprinting，BJP）也被應(yīng)用于高比重W-Ni-Fe系合金制備。
本文將對(duì)國(guó)內(nèi)外利用SLM、LMD、SEBM、BJP4項(xiàng)技術(shù)進(jìn)行的高比重W-Ni-Fe系合金增材制造的研究進(jìn)展進(jìn)行綜述，并對(duì)研究面臨的主要問(wèn)題、研究趨勢(shì)進(jìn)行分析和展望。
1 選區(qū)激光熔化W-Ni-Fe系合金
SLM技術(shù)（技術(shù)原理如圖1所示）采用分層制造的思想，以激光束作為熱源，成形時(shí)先在基板上鋪平一定厚度的粉末，然后激光按規(guī)劃軌跡輻射粉末，使輻射范圍內(nèi)粉末經(jīng)歷熔化和凝固的過(guò)程，單層掃描完成后，再在該層之上鋪平一層粉末，重復(fù)上述熔化、凝固、鋪粉步驟直至成型完成。SLM技術(shù)采用微熔池逐層堆積方法，具有近凈成形、無(wú)需模具等特點(diǎn)，十分適用于小尺寸、復(fù)雜形狀、力學(xué)性能優(yōu)異的零件成形。目前報(bào)道的增材制造W-Ni-Fe合金多用SLM技術(shù)制備。
Zhang和李瑞迪等人[19-22]采用不同的激光功率和掃描速度進(jìn)行了90W-7Ni-3Fe的SLM研究，建立了90W-7Ni-3Fe合金的加工圖，將成形工藝分為了4個(gè)加工窗口（見(jiàn)圖2）：（i）適度熔化區(qū)域，（ii）球化區(qū)域，（iii）微熔化區(qū)域和（iv）不熔化區(qū)域。在適度熔化區(qū)域（高激光功率和低掃描速度），由于輸入的激光能量較高，可以生成相對(duì)致密、表面無(wú)明顯裂紋的試件，是目前SLM技術(shù)優(yōu)選的工藝參數(shù)區(qū)域；在球化區(qū)域（高的激光功率和高掃描速度），輸入的激光能量不足以完全熔化W粉，產(chǎn)生球化現(xiàn)象，導(dǎo)致試樣致密度不良；在微熔化區(qū)域（中等激光功率和低掃描速度），輸入的激光能量不足以完全熔化Ni、Fe粉，導(dǎo)致部分Ni、Fe粉殘留，試樣缺陷增多；在不熔化區(qū)域（低激光功率和低掃描速度），Ni、Fe粉末能熔化，無(wú)法與W粉結(jié)合。D.Q.Zhang等人[19]認(rèn)為隨著輸入的激光能量的增加，W-Ni-Fe的SLM成形機(jī)制會(huì)從LPS機(jī)制（完全熔化的Ni-Fe粉末與未完全熔化W粉）向粉末熔化—凝固機(jī)制（W粉完全熔化）轉(zhuǎn)變，W顆粒組織形貌經(jīng)歷了顆粒狀向枝晶狀轉(zhuǎn)變的過(guò)程（見(jiàn)圖3）?；趦?yōu)化的工藝，R.D.Li等人采用SLM技術(shù)實(shí)現(xiàn)了90W-7Ni-3Fe合金的葉片構(gòu)件成形[22]。
Wang[23]等人研究了激光掃描跡線(xiàn)寬度、激光功率和掃描速度等激光參數(shù)對(duì)SLM制備的90W-7Ni-3Fe合金的致密度影響。研究表明，90W-7Ni-3Fe合金的致密度同時(shí)主要受W顆粒的重排以及W的溶解-析出過(guò)程控制，同時(shí)激光功率和掃描速度對(duì)其致密度影響顯著，通過(guò)工藝參數(shù)優(yōu)化，其制備的90W-7Ni-3Fe合金最大致密度可達(dá)94.5%。
Alja?Ivekovi?[24]等人研究了激光能量密度、預(yù)先加熱、后熱處理對(duì)SLM制備90W-7Ni-3Fe合金組織與性能的影響，也發(fā)現(xiàn)隨著激光能量密度的增加，90W-7Ni-3Fe合金的成形機(jī)制從LPS向部分熔化到完全熔化轉(zhuǎn)變，其加工窗口如圖4所示，成形鎢合金的組織分別如圖5所示。當(dāng)能量密度過(guò)低時(shí)，成形鎢合金的密度較低，且Ni-Fe粘結(jié)相含量比初始粉末組成更高。在較高的能量密度下，特別是在400℃預(yù)熱下，F(xiàn)e和Ni的氣化使成形合金富W且極易開(kāi)裂。在中等能量密度下，即W顆粒部分熔化時(shí)，成形的W-Ni-Fe合金具有高強(qiáng)度（抗拉強(qiáng)度為871±30MPa）低塑性（延伸率<1%）的性能。對(duì)該成形樣品進(jìn)行了類(lèi)似重新LPS的高溫退火處理（1500℃,保溫30~60min），合金的顯微組織和性能（抗拉強(qiáng)度為850±21MPa，延伸率為(10.2±1.0)%）可與傳統(tǒng)LPS方法制備的零件相當(dāng)。
Li等人[25]研究了激光能量密度在185到778J/mm3范圍內(nèi)90W-7Ni-3Fe合金的SLM成形。發(fā)現(xiàn)在該能量范圍內(nèi)，90W-7Ni-3Fe合金的成形組織類(lèi)似于LPS，呈現(xiàn)W顆粒或W枝晶鑲嵌于粘接相的組織；通過(guò)工藝參數(shù)優(yōu)化，實(shí)現(xiàn)了高致密度(≥99%）、高強(qiáng)度（抗拉強(qiáng)度1121MPa）和低塑性（延伸率＜1%）90W-7Ni-3Fe合金的成形。
Chen等人[26]在W-Ni-Fe合金中添加Co，研究了70W、80W和90W合金的SLM成形，發(fā)現(xiàn)隨著激光功率的增大，材料的密度增加，實(shí)現(xiàn)了致密度達(dá)96%的70W制備。當(dāng)W含量較低時(shí)，成形合金中存在Fe7W6金屬間化合物，當(dāng)W質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加到90%時(shí)，成形合金中出現(xiàn)裂紋。成形合金中W顆粒形態(tài)為多角形和枝晶形，隨著W含量的減小，W枝晶所占比例增加。在激光功率為350W，掃描速度為400mm/s時(shí)，制備的70W-18Ni-6Fe-6Co最大抗拉強(qiáng)度為1198MPa，延伸率在7%~9.5%之間。
整體來(lái)說(shuō)，采用SLM技術(shù)，已實(shí)現(xiàn)了含W質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)90%、致密度大于99%的W-Ni-Fe系合金的制備。在中等能量密度下制備W-Ni-Fe系合金時(shí)具有LPS的特點(diǎn)，其組織也與常規(guī)LPS方式制備的W-Ni-Fe系合金類(lèi)似，合金表現(xiàn)為成形性好，不開(kāi)裂，且SLM制備的90W合金可具有比常規(guī)LPS樣品更高的抗拉強(qiáng)度，但其塑性一般較差（<1%）。通過(guò)后高溫?zé)崽幚?，或是降低合金中的W含量，可以獲得較好的強(qiáng)塑性綜合性能。現(xiàn)有SLM技術(shù)制備W-Ni-Fe合金多采用元素混合粉，而在鋪粉過(guò)程中難以保證各元素粉能均勻鋪展于成形平臺(tái)上，有可能導(dǎo)致成形區(qū)和未熔化區(qū)粉末的成分不均勻，使得未熔化粉體與原始粉末相比成分發(fā)生變化，給粉末的回收再利用帶來(lái)了一定的挑戰(zhàn)[27]。
2 激光熔化沉積W-Ni-Fe系合金
LMD技術(shù)（技術(shù)原理如圖6所示）起源于激光表面熔覆技術(shù)[28]，同時(shí)結(jié)合快速原型制造技術(shù)，利用高能量密度激光將同步送達(dá)的金屬粉按規(guī)劃路徑進(jìn)行熔覆，單層熔覆完成之后，將激光頭和送粉頭抬升一定高度，重復(fù)層內(nèi)熔覆過(guò)程，最終實(shí)現(xiàn)工件逐層熔化、快速凝固堆積成型。由于在該技術(shù)發(fā)展初期，各國(guó)研究機(jī)構(gòu)獨(dú)立開(kāi)展了相關(guān)研究，導(dǎo)致這項(xiàng)技術(shù)擁有眾多別稱(chēng)，如：激光近凈成形（laserengineerednetshaping，LENS）、激光金屬沉積（lasermetaldeposition，LMD）、激光立體成形（lasersolidforming，LSF）、受控激光制造（directedlaserfabrication，DLF）、金屬直接沉積（directmetaldeposition，DMD）、激光固化（laserconsolidation，LC）、激光金屬成型（lasermetalforming，LMF）、光控制造（directlightfabrication，DLF）、激光直接制造（laserdirectmanufacturing，LDM）、激光自由成型制造（laserfree-formfabrication，LFFF）[29]等。相較于SLM技術(shù)，LMD技術(shù)的成形效率較高，更適用于大尺寸零部件的制備。
鐘敏霖等人[30,31]率先研究了45W-55Ni、60W-40Ni、和90W-10Ni3種鎢合金體系的LMD成形，發(fā)現(xiàn)前兩者均有良好的成形性，而90W-10Ni體系成形性較差，表現(xiàn)為隨著沉積高度的增加，薄壁成形件的厚度不斷減小，導(dǎo)致僅能成形截面為三角形的薄壁。
90W合金的成形性較差可能是因?yàn)椴捎肅O2激光器，而金屬對(duì)該波段激光吸收率較低導(dǎo)致。通過(guò)工藝優(yōu)化，鐘敏霖等人成功實(shí)現(xiàn)了直徑30mm，高度307mm，壁厚3mm的60W-40Ni太空望遠(yuǎn)鏡準(zhǔn)直器縮小比例樣件的制備。
王攀等人[32,33]在大氣環(huán)境下采用W原子分?jǐn)?shù)為60%~90%的W-Ni-Fe混合粉末進(jìn)行了LMD成形研究，并進(jìn)行了組織觀(guān)察與拉伸力學(xué)性能測(cè)試，發(fā)現(xiàn)成形鎢合金具有與常規(guī)粉末冶金樣件類(lèi)似的W顆粒鑲嵌于粘接相基底中的組織，當(dāng)W原子分?jǐn)?shù)為60%時(shí)，制備的合金具有最佳的力學(xué)性能，其抗拉強(qiáng)度可達(dá)718MPa。隨著W含量的增加，制備合金的力學(xué)強(qiáng)度反而不斷降低，推測(cè)是由于成形是在大氣環(huán)境中，導(dǎo)致合金氧化嚴(yán)重出現(xiàn)了明顯的孔洞、裂紋等缺陷。
Wang等人[34,35]研究了W質(zhì)量分?jǐn)?shù)為80%~85%的W-Ni、W-Ni-Fe、W-Ni-Co合金的LMD成形，發(fā)現(xiàn)成形合金中W顆粒具有不規(guī)則形狀和枝晶形狀2種形態(tài)，而枝晶W主要存在于層間（如圖7a所示），且隨著激光功率的增加，枝晶狀W顆粒所占比例增加；同時(shí)發(fā)現(xiàn)在粘接相中存在著細(xì)小的柱狀晶，且柱狀晶的生長(zhǎng)方向在熔池底部時(shí)平行于沉積方向，在熔池頂部時(shí)平行于掃描方向（如圖7b所示）；隨著Fe、Co含量的增加，試樣的強(qiáng)塑性增加，且Co比Fe有著更好的提升力學(xué)性能的效果，如圖8所示。
Li等人[36,37]研究了80W-20Fe合金的LMD成形，發(fā)現(xiàn)成形組織主要由不規(guī)則W顆粒、W枝晶、Fe7W6殼體/顆粒、Fe基粘接相組成，其中不規(guī)則W顆粒主要為未溶W粉，而W枝晶為凝固過(guò)程中從液相中析出長(zhǎng)大的W晶體，W枝晶的含量隨著輸入能量密度的增加而增加，而Fe7W6相形成于非平衡冷卻過(guò)程中的包晶反應(yīng)；細(xì)小的W枝晶以及Fe7W6相使得合金硬度增加，整體呈現(xiàn)脆性。在后續(xù)研究中，Li等人[38]研究了90W-7Ni-3Fe合金的LMD成形，發(fā)現(xiàn)成形組織中未生成金屬間化合物，同時(shí)隨著輸入能量密度的增加，合金中的大尺寸未熔合孔洞缺陷減少，樣件致密度增加，然而在高輸入能量密度下樣件中依然存在著微米級(jí)的氣孔，當(dāng)輸入激光能量密度達(dá)到74J/mm3時(shí)，可實(shí)現(xiàn)致密度>99%的90W-7Ni-3Fe合金的成形；同時(shí)發(fā)現(xiàn)由于W顆粒在微溶池中由于重力影響發(fā)生沉降，使得W顆粒沿著沉積方向呈現(xiàn)周期性疏密分布，如圖9所示；參照傳統(tǒng)粉末冶金LPS過(guò)程，提出了W-Ni-Fe合金在LMD過(guò)程中的類(lèi)似LPS機(jī)制的組織演變過(guò)程，如圖10所示。在LMD過(guò)程中，由于原始W粉部分溶解，使得成形組織中的W顆粒比原始W粉末要更圓潤(rùn)且尺寸更小。Y.P.Wang等人[39]對(duì)LMD和LPS制備的90W-7Ni-3Fe合金的組織與性能進(jìn)行了對(duì)比研究，發(fā)現(xiàn)LMD合金的W-W顆粒連接度更小，粘接相中具有更高的W含量，且在W顆粒和粘接相內(nèi)部具有更高的位錯(cuò)密度，這些特征使得LMD合金具有更高的強(qiáng)度（抗拉強(qiáng)度可達(dá)到1037MPa），如圖11所示。
Zhou等人[40]采用LMD技術(shù)避免了傳統(tǒng)粉末冶金制備低W含量合金時(shí)的變形與坍塌問(wèn)題，實(shí)現(xiàn)了低W含量的75W-17.5Ni-7.5Fe合金和50W-35Ni-15Fe合金的成形，同時(shí)發(fā)現(xiàn)LMD方法制備的75W-17.5Ni-7.5Fe和50W-35Ni-15Fe合金具有細(xì)小均勻分布的W顆粒組織，且抗拉強(qiáng)度可分別達(dá)到1120和1316MPa，該強(qiáng)度已超過(guò)傳統(tǒng)粉末冶金95W合金的抗拉強(qiáng)度，如圖12所示。
目前，采用LMD技術(shù)已實(shí)現(xiàn)了W質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)90%，致密度大于99%的W-Ni-Fe系合金的制備，制備的合金具有與常規(guī)粉末冶金LPS方式制備的W-Ni-Fe系合金類(lèi)似的組織，即由W相鑲嵌于粘接相中。LMD制備的W-Ni-Fe合金的抗拉強(qiáng)度可遠(yuǎn)超過(guò)傳統(tǒng)粉末冶金W-Ni-Fe合金，達(dá)到1300MPa水平，但塑性一般在6%以下。在工藝層面上，如何調(diào)配更為合適的工藝參數(shù)以解決成型件內(nèi)部的孔洞冶金缺陷也將是LMD技術(shù)發(fā)展的重要方向。
3 選區(qū)電子束熔化高比重鎢合金
與SLM相類(lèi)似，EBSM（技術(shù)原理如圖13所示）的制造過(guò)程也是先在基板上平鋪一層粉末，然后電子束按照預(yù)設(shè)軌跡熔化粉末，待粉末凝固后重復(fù)鋪粉、熔化、凝固步驟直至零件成型。該方法也適用于小尺寸、復(fù)雜形狀零件的成形，但目前關(guān)于W-Ni-Fe合金的研究報(bào)道還較為少見(jiàn)。
楊廣宇等人[42]研究了線(xiàn)能量密度對(duì)EBSM制備的90W-7Ni-3Fe合金致密化的影響，發(fā)現(xiàn)在低的線(xiàn)能量密度下合金的致密化過(guò)程主要為W相粘結(jié)，隨著線(xiàn)能量密度的增加，W顆粒重排能力提升，且在粘接相中發(fā)生溶解和析出，而能量密度進(jìn)一步增加則會(huì)造成W顆粒的熔化以及Ni、Fe元素的揮發(fā)。線(xiàn)能量密度的增加使得W在粘接相中含量增加，由此產(chǎn)生固溶強(qiáng)化，使得粘接相顯微硬度提升，如圖14所示。
相比于激光成形技術(shù)，EBSM技術(shù)由于采用磁偏轉(zhuǎn)線(xiàn)圈進(jìn)行電子束的移動(dòng)控制，其移動(dòng)無(wú)機(jī)械慣性，可以在成形的過(guò)程中快速掃描粉末層實(shí)現(xiàn)粉床預(yù)熱，從而減小成形過(guò)程中的溫度梯度，減小熱應(yīng)力集中，降低變形開(kāi)裂的風(fēng)險(xiǎn)[43]。同時(shí)相比于激光，金屬材料對(duì)電子束的吸收率更高，在成形過(guò)程中不會(huì)像激光成形一樣，形成熔池后溫度急劇升高從而導(dǎo)致材料氣化[44]，可更有效地避免低熔點(diǎn)Ni、Fe元素的氣化，因此在W-Ni-Fe合金的增材制造上可具有獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)。但其和SLM技術(shù)一樣存在粉末回收利用的難題。
4 粘接劑噴射打印
BJP技術(shù)（技術(shù)原理如圖15所示）的工作原理是將粉末鋪散于成形平臺(tái)上，通過(guò)噴射聚合物粘合劑將粉末按設(shè)定形狀選擇性粘合在一起，如此多層重復(fù)鋪粉與噴粘合劑形成零件毛壞，再將毛坯加熱以固化膠粘劑，固化后將多余的散粉去除，再進(jìn)行脫蠟和燒結(jié)后處理形成最終零件[45,46]。
Stawovya等人[47]采用特有專(zhuān)有技術(shù)制備的預(yù)合金粉（如圖16所示），利用BJP技術(shù)制備了成形件毛坯，再將毛坯在870℃脫蠟后在1365~1385℃下燒結(jié)2h，最終成功實(shí)現(xiàn)了密度為17.24g/cm3，抗拉強(qiáng)度為770MPa，延伸率為8.6%的91W-Ni-Fe合金制備。
與基于激光和電子束的增材制造技術(shù)相比，BJP技術(shù)不需要由激光和電子束作用產(chǎn)生高溫熔池，因此，其制造成本較低，且可避免低熔點(diǎn)Ni、Fe元素的氣化問(wèn)題，但其最終零部件的制備還需要結(jié)合傳統(tǒng)的脫脂和燒結(jié)過(guò)程，流程較長(zhǎng)，且粘接劑的殘留有可能對(duì)最終零部件的性能產(chǎn)生不利影響。
5 W-Ni-Fe系合金增材制造技術(shù)對(duì)比分析
對(duì)4種W-Ni-Fe系合金增材制造技術(shù)從W含量、組織特征、力學(xué)性能、優(yōu)缺點(diǎn)進(jìn)行對(duì)比分析，結(jié)果如表1所示。
經(jīng)過(guò)10來(lái)年的發(fā)展，增材制造W-Ni-Fe系合金的研發(fā)取得了較大的進(jìn)展。通過(guò)工藝優(yōu)化，采用SLM、LMD、EBSM和BJP技術(shù)都已實(shí)現(xiàn)W質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)90%樣品的致密成形，但還未進(jìn)行更高W質(zhì)量分?jǐn)?shù)（91%以上）合金的增材制造研發(fā)。采用SLM和LMD技術(shù)制備的合金力學(xué)強(qiáng)度可遠(yuǎn)高于傳統(tǒng)LPS制備的樣品，但在塑性方面離傳統(tǒng)LPS制備的樣品還有較大差距。
原材料粉末是制約W-Ni-Fe系合金增材制造的關(guān)鍵因素之一。由于W-Ni-Fe系合金是由W相和Ni-Fe-W粘接相兩相組成，W相以顆粒形態(tài)均勻分散于粘接相中，其組織類(lèi)似于一種復(fù)合材料。而W熔點(diǎn)高、體積占比高（通常大于80%[48]，且W相和粘接相的熔點(diǎn)差異巨大（純W的熔點(diǎn)甚至超過(guò)了粘接相的沸點(diǎn)[49]），使得采用霧化方法（包括氣霧化和等離子體旋轉(zhuǎn)電極離心霧化）制備預(yù)合金粉末的難度較大。在氣霧化的加熱保溫過(guò)程中由于高熔點(diǎn)W的體積占比高，難以完全溶解于液態(tài)粘接相中而以固相存在，使得熔體無(wú)法穩(wěn)定均勻流出坩堝或保溫包，因此難以氣霧化制備W-Ni-Fe系預(yù)合金粉。而采用等離子體旋轉(zhuǎn)電極離心霧化方式制備W-Ni-Fe預(yù)合金粉時(shí)，由于W相和粘接相的熔點(diǎn)差異巨大，W-Ni-Fe合金棒中的粘接相在高溫作用下會(huì)先軟化或熔化，從而易導(dǎo)致大塊的合金塊在離心力的作用下脫離合金棒，形成大塊爐渣，使得球形預(yù)合金粉末的收得率低下?，F(xiàn)有W-Ni-Fe系合金的增材制造多采用元素混合粉，而給W-Ni-Fe系合金的增材制造帶來(lái)了較多如粉末回收、組織均勻性控制等挑戰(zhàn)。僅文獻(xiàn)[38]報(bào)道在W-Ni-Fe系合金的BJP成形中采用了預(yù)合金粉，但并未透露該預(yù)合金粉的制備方法，以及收得率、球形度、成分均勻化控制的相關(guān)信息。
雜質(zhì)含量（尤其是氧含量）也是影響W-Ni-Fe系合金性能的關(guān)鍵因素之一[50]。傳統(tǒng)LPS過(guò)程一般采用氫氣燒結(jié)工藝，可以有效地降低合金樣品中的氧含量，因此可不嚴(yán)格控制原材料粉末的氧含量。但在增材制造工藝過(guò)程中，還難以采用氫氣氣氛，因此對(duì)原材料粉末中的氧含量要求更高，對(duì)原材料粉末的制備提出了更高的純凈度要求。
6 總結(jié)與展望
采用LMD、SLM、EBSM和BJP技術(shù)，均已實(shí)現(xiàn)了W質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)90%的W-Ni-Fe系合金的成形，其中，采用SLM和LMD技術(shù)制備的90W合金致密度可大于99%。當(dāng)采用合適的能量密度、增材制造成形件的組織與傳統(tǒng)LPS組織類(lèi)似時(shí)，SLM和LMD制備的W-Ni-Fe合金的抗拉強(qiáng)度均可遠(yuǎn)超過(guò)傳統(tǒng)LPSW-Ni-Fe合金，其中LMD制備的W-Ni-Fe合金抗拉強(qiáng)度已可達(dá)到1300MPa水平，但SLM和LMD制備的W-Ni-Fe合金塑性都較差，一般在9.5%以下。
整體來(lái)說(shuō)，國(guó)內(nèi)外對(duì)于W-Ni-Fe系合金的增材制造研究仍處于發(fā)展階段，當(dāng)前的研究主要是基于激光或電子束增材制造技術(shù)開(kāi)展。當(dāng)采用激光或電子束作為熱源時(shí)，由于其快速凝固的特點(diǎn)，增材制造的W-Ni-Fe合金可具有特殊的組織，如枝晶形W晶粒、粘接相中固溶W含量更高、W-W顆粒連接度更低、晶粒內(nèi)部位錯(cuò)密度更高等，這些特征使得增材制造的W-Ni-Fe合金較傳統(tǒng)LPS技術(shù)制備的W-Ni-Fe合金可具有更高的力學(xué)強(qiáng)度。但增材制造制備的W-Ni-Fe合金易產(chǎn)生內(nèi)部微觀(guān)組織分布不均勻，存在孔洞、裂紋等缺陷而導(dǎo)致其延性較差，制約了產(chǎn)品的應(yīng)用。
W-Ni-Fe系合金的增材制造研究目前還主要是處于科研探索角度，重點(diǎn)針對(duì)90W-7Ni-3Fe這個(gè)合金進(jìn)行了詳細(xì)的工藝窗口開(kāi)發(fā)、組織與性能研究，但還未能解決其塑性差的問(wèn)題。未來(lái)還需要對(duì)成形工藝、組織與性能關(guān)系進(jìn)行深入探討，從原材料粉末、合金成分、成形工藝、后熱處理等方面進(jìn)行組織性能調(diào)控研究，明晰其強(qiáng)韌化機(jī)制，以提升增材制造W-Ni-Fe合金的性能。同時(shí)需對(duì)其他W含量，尤其是更高W含量的合金的增材制造進(jìn)行探索研究。原材料粉末也是制約其發(fā)展的一個(gè)重要因素，如何制備高純凈度的預(yù)合金粉也將是未來(lái)需要重點(diǎn)關(guān)注的問(wèn)題之一。
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