激光立体成形是一种基于同步材料送进的金属增材制造技术,能够实现高性能复杂结构件的近净成形,但其在高温合金领域的应用仍面临诸多挑战。以γ′相沉淀强化型镍基合金为例,其拥有出色的高温性能,工业应用非常广泛,但是,由于γ′相形成元素往往也是低熔共晶的形成元素,当相关元素含量较高时,其焊接性比较差,在激光立体成形过程中的高应力作用下极易开裂,这限制了成形件优异性能的发挥。IN-738LC合金是一种是典型的高Al、Ti含量γ′相沉淀强化型镍基高温合金,具有优异的耐高温腐蚀性能与蠕变性能,在航空发动机和燃气轮机领域应用较为广泛,且其析出相种类基本涵盖了γ′相沉淀强化型镍基高温合金中的主要析出相（如碳化物、γ-γ′共晶、硼化物、γ′相等）,具有一定的代表性,对这一合金进行深入研究,将有助于理解这一类合金的开裂行为及组织演化机制,并为实现其最终组织性能调控和优化奠定重要的科学基础。因此,本文以IN-738LC合金为研究对象,从其增材制造的组织和相形成行为研究出发,分析了其在激光立体成形过程中的冶金开裂行为,在此基础上,进一步考察了同步感应预热对冶金开裂的作用机制,及其相应的组织形成及演化机制,并揭示其力学性能与组织特征的关系。本文主要研究结果如下:（1）激光立体成形IN-738LC合金的冶金开裂行为基于局域成分测试,并结合GK模型与Scheil模型计算,发现熔池近快速凝固所导致的溶质偏析是激光立体成形IN-738LC合金晶界处形成连续γ-γ′共晶的主要因素;而后一层的激光扫描往往会使前一层热影响区内的晶界γ-γ′共晶发生熔化形成连续的液膜,进而对后续开裂行为产生重要影响。热力学计算表明,微量B元素（0.001-0.003%）的存在会使晶界液化温度发生明显降低（约20℃）,另外,晶界处γ-γ′共晶形成元素的富集也会降低晶界液化温度。但是,有意思的是,由于沉积态试样中的γ′沉淀相与γ基体完全共格,这在一定程度上又会抑制快速加热时晶界γ′相的组分液化。裂纹传播研究表明:（i）成形试样中同时存在液化裂纹与凝固裂纹,且熔覆层熔池凝固裂纹会直接由前一层中热影响区的液化裂纹外延扩展形成。（ii）大角度晶界比小角度晶界的最终凝固温度更低且润湿性更好,有利于液相的铺展,因此裂纹易在大角度晶界处形成,并沿其传播。搭接区内左右两侧熔覆道熔池的热流方向偏差最大,凝固时容易形成大角度晶界,使得搭接区更容易开裂。此外,搭接区残余应力比熔覆道内区域的应力值高出约300MPa,即搭接区的开裂驱动力更高。（2）感应预热对激光立体成形IN-738LC合金开裂与组织的影响无预热熔覆沉积试样主要以外延生长的柱状晶粒为主,由底部至顶部γ′沉淀相的尺寸逐渐增大,但有预热时该变化规律相反。随预热温度的升高,熔覆层熔池凝固时柱状晶向等轴晶转变（CET）倾向增大,沉积试样各区域γ′相尺寸均增加;同时,枝晶间距、偏析程度、碳化物与γ-γ′共晶尺寸也随预热温度升高而增加,碳化物的形态由短棒状转变为小块状;试样中上部显微硬度随预热温度的升高先增加后降低,底部硬度逐渐降低,这是γ′相沉淀强化与基材对沉积体底部稀释共同作用的结果。建立了感应热源冷速与γ′相形貌的关系图谱,随热源冷速降低,γ′相形貌逐渐变化:球形→立方形→蝶形→八重小立方形排列→固态枝晶形貌。700℃感应预热可将多层双道沉积试样中的残余应力相比无预热下降低约300MPa,并可获得无裂纹搭接试样;但成形多道多层块体试样时,预热温度需上升到1050℃才可获得无裂纹试样。得到有效成形无裂纹块体试样的预热参数:温度1050℃、感应热源冷却速率40℃/min。（3）高温预热激光立体成形IN-738LC合金的组织特征与强化机理在预热温度达到1050℃时,沉积态与热处理态大块体试样组织均主要由外延生长的柱状晶组成。沉积态试样中存在尺寸大小不一的γ′沉淀相,但半径之差小于40nm。不完全固溶处理时试样中出现半径之差大于130nm的双尺度γ′相（大尺寸近立方形与细小球形）,这归因于较大尺寸γ′相的进一步粗化,其在1120℃下的粗化速率约为0.17 nm~3/s,1070℃下约为0.068 nm~3/s,后者可获得比例均匀的双尺度γ′相。1160℃完全固溶处理后试样呈现单尺寸小球形γ′相,过程中较小γ′相（半径约46 nm）的固溶速率是较大γ′相（半径约83 nm）的1.6倍。标准热处理态试样的屈服强度、抗拉强度与柱状晶宽度满足Hall-Petch关系。建立了IN-738LC合金γ′相强化效果与γ′相尺寸的关系图谱,发现室温下成形试样中的γ′相与位错相互作用主要为位错切过机制。1070℃,2h/空冷+845℃,24h/空冷可获得较优的室温强度与塑性匹配。热等静压（HIP）后,试样的抗拉强度、延伸率进一步增加,原因是变形能力强的近立方形γ′相数量增加和部分细小球形γ′相开始会发生变形。成形件室温拉伸性能存在各向异性,沉积态试样水平方向的屈服强度、抗拉强度高于竖直方向,此时柱状晶的各向异性作用占主导;标准热处理后竖直方向的抗拉强度略高于水平方向,此时近立方形γ′相的变形强化起主导作用。在850℃+365MPa下持久变形时,位错切割γ′相、Orowan绕过γ′相、位错攀移γ′相同时存在,但以前两者为主。热处理后晶界处会析出连续富Ni-Cr-Al-Ti脆性相,其主要来源于晶界γ-γ′共晶固溶后发生的时效再析出,会显著降低试样塑性。高温变形时晶界脆性相极易成为裂纹源,这是持久寿命偏低的最主要原因。