粉末床熔融金屬增材制造中的缺陷和異常（9）

來(lái)源：長(zhǎng)三角G60激光聯(lián)盟

導(dǎo)讀：本文旨在闡明粉末床熔融增材制造過(guò)程中常見(jiàn)的缺陷/異常及其形成機(jī)制,。本文為第九部分,。

7.缺陷和異常含量預(yù)測(cè)
由于缺陷的存在,，零件質(zhì)量的隱性下降為預(yù)測(cè)和緩解粉末床熔合期間的缺陷形成提供了激勵(lì),。預(yù)測(cè)方法和建模方法的設(shè)計(jì)對(duì)于AM技術(shù)的長(zhǎng)期成功至關(guān)重要,。因此,，在試圖建立這些能力方面作出了重大努力,。Teng等人總結(jié)了激光材料加工技術(shù)中的缺陷建模，包括粉末床熔合工藝,。

鎖孔形成示意圖,。

激光材料加工中的氣孔，一般可分為鎖孔和球孔,。鑰匙孔是由施加在小面積上的大量高能量引起的,，這導(dǎo)致了形狀狹窄而深的熔池。由此產(chǎn)生的熔池形狀使得內(nèi)部氣泡在材料凝固之前的短時(shí)間內(nèi)難以排出,，從而在零件內(nèi)部留下鑰匙孔夾雜物,。Semak和Matsunawa發(fā)現(xiàn)該缺陷與熔池內(nèi)的流體流動(dòng)高度相關(guān)，熔池內(nèi)的流體流動(dòng)由溫度梯度,，液體/固體和液體/蒸汽表面的表面張力以及這些表面上的反沖壓力控制,。與激光材料加工中的其他類(lèi)型的孔相比，鎖孔孔通常小且對(duì)稱(chēng),。當(dāng)它們的數(shù)量小于Ti-6Al-4V幾何形狀總體積的1%時(shí),，它們對(duì)零件的機(jī)械性能的危害較小，但是，當(dāng)數(shù)量增加到5%時(shí),，零件的拉伸強(qiáng)度,，疲勞壽命和硬度將受到顯著影響。

7.1.缺乏熔合孔隙度

如前所述,，由于缺陷的不規(guī)則形態(tài)和尖銳特征,，未熔合（LOF）孔隙率有可能降低零件質(zhì)量。當(dāng)所選擇的激光掃描策略未能足夠重疊以完全熔化熔融區(qū)域中的所有粉末時(shí),，LOF孔隙率會(huì)出現(xiàn),。

3DSIM FLEX工具用于計(jì)算輸入工藝參數(shù)的熱場(chǎng)。值得注意的是,，Teng等人使用3DSIM FLEX模擬工具以類(lèi)似的方式預(yù)測(cè)LOF孔隙度,，重點(diǎn)關(guān)注后續(xù)熔池軌跡的重疊。然后,，通過(guò)模擬全成型并跟蹤粉末是否在整個(gè)成型過(guò)程中的任何點(diǎn)熔化,，使用熱溶液來(lái)預(yù)測(cè)LOF孔隙率。模型結(jié)果與實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示出良好的一致性,，但過(guò)度的成球被認(rèn)為增加了實(shí)驗(yàn)觀察到的孔隙率,。

Ti–6Al–4V 的熔池剖面，鎖孔為 195 W,，速度為 400 mm/s,。

Bruna Rosso等將用于預(yù)測(cè)L-PBF過(guò)程中的熱場(chǎng)的FEM模型與高速成像相結(jié)合，以研究打印品單層中的LOF孔隙率,。模擬表明,，隨著每次后續(xù)激光掃描的進(jìn)行，層間LOF孔隙率降低,。這歸因于第一軌道周?chē)�的功率密度增加�?br />
不同復(fù)雜度的建模方法有助于捕捉驅(qū)動(dòng)AM零件中LOF孔隙度形成的關(guān)鍵幾何特征,。LOF孔隙度的分析預(yù)測(cè)由建模方法發(fā)展而來(lái)。為解決LOF孔隙度而制定的標(biāo)準(zhǔn)提供了可靠的預(yù)測(cè),，可用于設(shè)計(jì)建造參數(shù),，從而輕松避免LOF孔隙率的產(chǎn)生。

7.2.鎖孔孔隙度

小孔孔隙率的預(yù)防和緩解推動(dòng)了對(duì)L-PBF中小孔孔隙度進(jìn)行預(yù)測(cè)和建模的需要,，這始于對(duì)焊接中類(lèi)似現(xiàn)象的研究,。

SLM物理模型示意圖(a);建立的隨機(jī)充填粉床模型(b);SLM過(guò)程中應(yīng)用的掃描策略和監(jiān)測(cè)點(diǎn)(c)。

在SLM過(guò)程中,，當(dāng)金屬粉末通過(guò)高斯激光能量分布的移動(dòng)熱通量照射時(shí),，同時(shí)發(fā)生一系列復(fù)雜的非平衡物理和化學(xué)冶金作用，涉及多種熱,，質(zhì)量和動(dòng)量傳遞模式以及流體流動(dòng),。上圖描繪了SLM物理模型的示意圖,，涉及重要的物理方面，包括熔化和凝固,，相變,，蒸發(fā)，熱導(dǎo)率和激光束與粉末之間的輻射,。

此外,，Bayat等人使用高保真度數(shù)值模型研究L-PBF AM過(guò)程中鍵孔的孔隙度形成。模擬結(jié)果與實(shí)驗(yàn)孔隙度測(cè)量結(jié)果吻合良好,。Bayat等人的模擬結(jié)果如圖82所示,。最后，Martin等人通過(guò)將x射線(xiàn)實(shí)驗(yàn)與多物理模擬相結(jié)合,，研究了轉(zhuǎn)向/軌道末端情況下的小孔孔隙度形成,。使用ALE3D多物理軟件工具，實(shí)驗(yàn)觀察到L-PBF過(guò)程轉(zhuǎn)折點(diǎn)處的小孔坍塌,，并在模型結(jié)果中捕捉到,。

圖82 Bayat發(fā)布的模擬結(jié)果顯示的熔體演化。

7.3.殘余應(yīng)力,、變形和開(kāi)裂

正如第4.7節(jié)所強(qiáng)調(diào)的，AM零件制造過(guò)程中的一個(gè)主要問(wèn)題是可能導(dǎo)致翹曲和開(kāi)裂的大殘余應(yīng)力的產(chǎn)生,。了解整個(gè)制造過(guò)程中殘余應(yīng)力的發(fā)展,，以及如何減輕應(yīng)力的增長(zhǎng)以確保可制造性,，是生產(chǎn)高質(zhì)量零件的關(guān)鍵,。努力集中在熱機(jī)械有限元建模方法上，同時(shí)研究加工參數(shù)的影響并提高模擬效率,。

大多數(shù)AM模型的結(jié)果及其實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證表明,，AM零件中存在高度各向異性的殘余應(yīng)力分布。通常,，掃描方向上的殘余應(yīng)力高于垂直方向上的殘留應(yīng)力,，零件表面附近的殘余應(yīng)應(yīng)力高于零件中心或底部，如圖83所示,。所有的建模和實(shí)驗(yàn)工作表明,，溫度梯度的關(guān)鍵影響因素對(duì)AM零件中殘余應(yīng)力的大小有很大的影響�,；�于��,，工藝變量（包括支撐結(jié)構(gòu)放置、功率輸入,、掃描速度,、掃描模式,、預(yù)熱溫度、圖案填充間距和層厚度）都可能在AM殘余應(yīng)力演化中發(fā)揮重要作用,，因?yàn)樗鼈兡軌蚋淖兞慵�中的溫度梯��,。孔隙率的存在大大降低了局部材料的�?qiáng)度,。因此,，應(yīng)注意的是，AM零件中的孔隙率可能會(huì)大大降低殘余應(yīng)力誘發(fā)開(kāi)裂的閾值,。

圖83 通過(guò)激光直接金屬沉積增材制造使用Waspaloy制造的零件的計(jì)算殘余應(yīng)力分布,。

由于需要進(jìn)行大體積模擬，數(shù)值模型的計(jì)算效率至關(guān)重要,。Williams等人提出了一種實(shí)用的方法來(lái)對(duì)AM期間產(chǎn)生的殘余應(yīng)力和變形進(jìn)行有限元建模,。這項(xiàng)工作表明，并非每個(gè)激光道次都需要建模,，以準(zhǔn)確捕捉AM零件中的殘余應(yīng)力發(fā)展,。最近，Gouge等人使用自適應(yīng)體素網(wǎng)格來(lái)提高熱機(jī)械有限元模型的計(jì)算效率,，以模擬整個(gè)零件中的殘余應(yīng)力積累,。如圖84所示，全部分模擬與測(cè)量的實(shí)驗(yàn)失真非常一致,，同時(shí)保持了可接受的計(jì)算效率,，這說(shuō)明了Gouge等人的模擬結(jié)果。Chen等人開(kāi)發(fā)了一種基于固有應(yīng)變的模型,，用于在選擇性激光熔化AM過(guò)程中預(yù)測(cè)殘余應(yīng)力的發(fā)展,。能夠理解通過(guò)粉末床AM（通過(guò)L-PBF或E-PBF）生產(chǎn)的零件中引起變形和殘余應(yīng)力的關(guān)鍵特征，可以進(jìn)行設(shè)計(jì),，使零件的變形最小化,。目前使用的建模方法在預(yù)測(cè)殘余應(yīng)力的發(fā)展以及在試圖減輕變形時(shí)為決策提供信息方面表現(xiàn)出了出色的能力。

圖84 整個(gè)零件的實(shí)驗(yàn)變形與模擬變形的比較,。

Tran等人研究了在使用EOS機(jī)器制造的零件中,，混合L-PBF合金718零件在基底和晶格支撐之間的界面處裂紋形成的預(yù)測(cè)。Tran等人采用的方法結(jié)合了實(shí)驗(yàn)和殘余應(yīng)力模擬來(lái)預(yù)測(cè)開(kāi)裂,，如圖85所示,。通過(guò)打印大量不同高度的混合結(jié)構(gòu)，首次通過(guò)實(shí)驗(yàn)確定了混合AM部件界面處開(kāi)裂敏感性的臨界幾何形狀,。然后采用改進(jìn)的固有應(yīng)變法來(lái)模擬混合零件中的殘余應(yīng)力發(fā)展,。

圖85 （A）Tran等人采用的實(shí)驗(yàn)和模擬方法的組合。（B）針對(duì)多個(gè)樣本高度,，進(jìn)行實(shí)驗(yàn)構(gòu)建,，以確定混合（晶格和固體結(jié)構(gòu)）界面處裂紋敏感性的臨界幾何形狀,；（C）進(jìn)行模擬，以確定導(dǎo)致打印零件開(kāi)裂的臨界點(diǎn),。使用（D）新零件設(shè)計(jì)的模擬和（E）通過(guò)在打印零件中觀察到的建模方法預(yù)測(cè)的裂紋的驗(yàn)證來(lái)預(yù)測(cè)裂紋敏感性,。

7.4.其他缺陷和異常

與孔隙率和殘余應(yīng)力類(lèi)似，其他工藝缺陷也可能成為金屬AM零件過(guò)早失效的潛在來(lái)源,。粉末散布,、飛濺和起球都有可能導(dǎo)致構(gòu)建失敗或產(chǎn)生低質(zhì)量的零件。因此,，了解這些缺陷的來(lái)源并預(yù)測(cè)其形成,，可以最大限度地減少AM零件中的缺陷數(shù)量，提高整體零件質(zhì)量,。

最近,，Wu等人提出了一種新的半弧葉片設(shè)計(jì)，以最大限度地提高粉末堆積密度,，最大限度地降低每層粉末的表面粗糙度（見(jiàn)圖86）,。DEM模擬表明，將半弧底部（葉片正面）引入垂直葉片邊緣后,，顆粒沉積過(guò)程得到改善,。結(jié)果表明，當(dāng)面對(duì)逐漸減小的葉片底部高度時(shí),，分配的粉末顆�,？梢员粔嚎s，從而導(dǎo)致沉積層的填充分?jǐn)?shù)增加,。作者還證明，半弧葉片直底部分提供的壁效應(yīng)將保持顆粒的壓實(shí)狀態(tài),，并逐漸消除接觸力,，而不是將其釋放到顆粒運(yùn)動(dòng)中。

圖86 建議的機(jī)制比較（a1）和（b1）垂直葉片和半弧形葉片前面的力拱強(qiáng)度,；以及（a2）,、（b2）分別由牽引葉片前面的力拱破壞引起的顆粒運(yùn)動(dòng)。使用垂直和半弧形葉片的（c）填充形態(tài),、（d）填充分?jǐn)?shù)和（e）分配/壓實(shí)粉末的表面粗糙度的演變,。

通過(guò)數(shù)值模擬，各種研究人員報(bào)告說(shuō),，粉末床的填充密度隨著顆粒尺寸的減小而增大,，直到顆粒尺寸達(dá)到臨界值，之后密度隨著顆粒大小的減小而減小,。圖87顯示了粉末床中隨粉末粒度變化而引入的缺陷,。粉末床中的缺陷數(shù)量往往首先隨著粉末粒度的減小而減少,，然后在某一臨界粒度以下增加。

圖87 不同粉末尺寸的沉積粉末層,。

Parteli和Pöschel使用DEM方法模擬粉末床鋪展,，但包括模擬輥，并研究了非球形粉末,，如圖88所示,。作者發(fā)現(xiàn)，鋪展粉末層的表面粗糙度隨輥速的增加而增加,。此外,，觀察到，當(dāng)使用較大的粉末粒度分布時(shí),，粉末床的表面粗糙度也會(huì)增加,，因?yàn)檩^小的顆粒會(huì)聚集到較大的粉末顆粒上。

圖88 使用DEM粉末模擬方法和Parteli和Pöschel進(jìn)行的模擬輥進(jìn)行粉末散布模擬,。

粉末原料的重要性得到了增材制造技術(shù)領(lǐng)域的領(lǐng)導(dǎo)者的強(qiáng)調(diào),。粉末原料的特點(diǎn)是單個(gè)粉末顆粒表面的機(jī)械、熱,、光學(xué)和化學(xué)特性;通過(guò)形態(tài)學(xué),、粒度測(cè)定和由此產(chǎn)生的散裝粉末的流動(dòng)性;以及由此產(chǎn)生的堆積密度、表面均勻性以及沉積粉末層的有效熱性能和機(jī)械性能,。Herbert（2016）概述了SLM過(guò)程中粉末處理和處理不同階段的重要冶金方面,，即從粉末儲(chǔ)存到機(jī)器中的鋪展，再到熔化,，凝固和后處理的順序,。Tan等人（2017）將此概述擴(kuò)展到更一般的方面，特別關(guān)注粉末形態(tài)和顆粒測(cè)量的影響,。在粉末原料建模的背景下,，Gusarov（2008）基于輻射傳遞問(wèn)題的（均質(zhì)化）連續(xù)介質(zhì)模型研究了粉末床中的激光能量吸收問(wèn)題，而B(niǎo)oley等人（2015）基于光線(xiàn)追蹤方案和（離散）粉末床模型解決了相同的問(wèn)題解決單個(gè)顆粒,。

采用等離子體霧化Ti-6Al-4V粉末作為金屬增材制造工藝的典型圖像的SEM圖像,。

通過(guò)計(jì)算模型有效復(fù)制L-PBF中真實(shí)物理的關(guān)鍵是將低速、冷凝,、不可壓縮相（液態(tài)和固態(tài)金屬）與高速,、氣態(tài)、可壓縮相之間的物理耦合（金屬蒸氣和環(huán)境氣體）,。圖89（a）中的模擬結(jié)果表明,，在高環(huán)境壓力下，金屬蒸汽速度和環(huán)境氣體流速可以顯著降低,。因此,，在高環(huán)境壓力下的單脈沖激光照射過(guò)程中,，由于減弱氣流的阻力減小（圖89（b））,，粉末飛濺得到有效抑制（見(jiàn)圖89（c））,。

圖89 顯示環(huán)境壓力對(duì)粉末飛濺行為影響的多物理模擬。

圖90顯示了Rausch等人用于模擬粉末床AM過(guò)程的擴(kuò)展2D晶格Boltzmann方法,。Lu等人使用相場(chǎng)模型模擬L-PBF過(guò)程的多個(gè)特征,，包括熔體池、粉末床填充效應(yīng)和顆粒結(jié)構(gòu),。他們觀察到,，在多層模擬過(guò)程中，由于存在不規(guī)則的大粉末顆粒,，形成了球狀空隙,。并且，Liu等人在CFD介觀模擬中指出,，當(dāng)使用射線(xiàn)追蹤熱源而不是高斯熱源時(shí),，會(huì)出現(xiàn)球狀缺陷。這突出了如何使用更復(fù)雜的輸入和建模方法來(lái)更真實(shí)地捕捉球化現(xiàn)象,。

圖90 2D多層晶格Boltzmann模擬中的溫度場(chǎng),，顯示了30層的孔隙度演變。每一層都是隨機(jī)放置的,，在b和e中看到的模擬激光熔化粉末,。

使用DEM對(duì)竣工金屬AM表面進(jìn)行高保真建模，例如Michopoulos等人和Meier等人使用DEM進(jìn)行的建模,，顯示了在無(wú)需昂貴的試驗(yàn)和誤差分析的情況下將工藝變量和表面紋理關(guān)聯(lián)起來(lái)的巨大前景（圖91）,。這樣，可以針對(duì)不同的幾何形狀,、起始材料和加工條件,，捕捉關(guān)鍵加工變量（如激光功率、激光速度和艙口間距）以及非穩(wěn)態(tài)熔化效應(yīng)的影響,。這樣，可以為金屬粉末床AM中的特定結(jié)構(gòu)和材料確定優(yōu)化的工藝參數(shù)集,。

圖91 采用加工變量和光柵+輪廓掃描路徑的建模技術(shù)在驗(yàn)證竣工金屬AM表面的XCT結(jié)果方面具有巨大潛力,。（左圖）第50、100,、170和178層的離散元素方法（DEM）模擬輸出以及最終輸出粒子系統(tǒng),。（右圖）DEM輸入模型和輸出模型的比較（帶粗糙度）。真實(shí)的表面建模技術(shù)可以通過(guò)各種材料的加工變量實(shí)現(xiàn)表面粗糙度之間的相關(guān)性,，并進(jìn)行加工以取代目前采用的試錯(cuò)型分析,。

8.缺陷零件的特性

8.1.機(jī)械性能

AM零件的機(jī)械性能由其缺陷和微觀結(jié)構(gòu)決定,，與前幾節(jié)討論的鍛造零件相比，這些缺陷和顯微結(jié)構(gòu)可能有很大的不同,。AM零件中的這種微觀結(jié)構(gòu)/缺陷變化不僅通過(guò)使用各種AM系統(tǒng)而存在,，而且在使用相同的AM工藝/系統(tǒng)時(shí)，加工條件或甚至零件幾何形狀/尺寸只有輕微變化,。這種廣泛的微觀結(jié)構(gòu)特性可能會(huì)導(dǎo)致AM零件的機(jī)械性能報(bào)告出現(xiàn)明顯的分散,。在本節(jié)中，我們將討論四種常見(jiàn)AM金屬材料的最廣泛報(bào)道的力學(xué)性能,，這些材料可在公開(kāi)文獻(xiàn)中獲得,。討論的力學(xué)性能包括屈服/極限抗拉強(qiáng)度、延性,、高周疲勞強(qiáng)度,、斷裂韌性和疲勞裂紋擴(kuò)展速率。首先簡(jiǎn)要回顧了通常支配機(jī)械性能的機(jī)制和因素,，然后回顧了現(xiàn)有數(shù)據(jù),，這些數(shù)據(jù)提供了對(duì)AM合金微觀特征（包括微觀結(jié)構(gòu)和缺陷）的機(jī)械性能依賴(lài)性的見(jiàn)解。請(qǐng)注意,，其他機(jī)械性能,，如在高應(yīng)變率狀態(tài)下進(jìn)行的機(jī)械性能，在文獻(xiàn)中不太常見(jiàn),，因此不是本綜述的重點(diǎn),。

8.1.1.拉伸

總的來(lái)說(shuō)，AM制造的所有材料的強(qiáng)度和延展性表現(xiàn)出廣泛的分散性,�,；仡櫟腁M技術(shù)包括激光束和電子束粉末床聚變技術(shù)（分別為L(zhǎng)-PBF和E-PBF）以及直接能量沉積方法（如激光束直接能量沉積（L-DED））。在Ti-6Al-4V的情況下,，如圖92所示,，屈服強(qiáng)度（YS）、極限抗拉強(qiáng)度（UTS）和延性（通過(guò)斷裂伸長(zhǎng)率（EL）測(cè)量）存在顯著的數(shù)據(jù)變化,。

圖92 Ti-6Al-4V的屈服強(qiáng)度（YS,，固體標(biāo)記）和極限抗拉強(qiáng)度（UTS，箭頭）在（a）不同構(gòu)建方向,，（b）有/沒(méi)有構(gòu)建后處理,，以及（c）各種AM技術(shù)下制成，并與伸長(zhǎng)率繪制,。由L-DED,、L-PBF和E-PBF生產(chǎn)的典型預(yù)制微結(jié)構(gòu)如（d）所示。

針對(duì)HCF性能獲得的結(jié)果表明，缺陷處的應(yīng)力集中顯著降低了疲勞強(qiáng)度,，因?yàn)镠IPed樣品比在1050°C熱處理的SLM處理樣品表現(xiàn)出更好的疲勞性能,。HIP化樣品不僅顯示出最小的孔隙率，此外,，由于HIP工藝的溫度-時(shí)間-剖面,，與竣工材料相比，殘余應(yīng)力顯著降低,，β-Ti的量略有增加,。在HIP之后對(duì)Ti-6-4進(jìn)行階梯法的結(jié)果表明，SLM組件可以達(dá)到傳統(tǒng)加工的Ti合金的疲勞強(qiáng)度,，通常報(bào)告在392 MPa和620 MPa之間,。

竣工 Ti-6-4 標(biāo)本（a）和 HIP 處理后的計(jì)算機(jī)斷層掃描圖像（b）。在HIP工藝之后,，任何殘余孔隙率都低于22 μm的分離極限,。

這清楚地表明，疲勞強(qiáng)度應(yīng)通過(guò)兩種不同方法的組合來(lái)優(yōu)化,。首先,，裂紋萌生階段必須盡可能延長(zhǎng)。這可以通過(guò)減小孔徑在SLM加工材料中實(shí)現(xiàn),，從而通過(guò)減少這些缺陷處的應(yīng)力集中來(lái)實(shí)現(xiàn),。從CT數(shù)據(jù)中可以明顯看出使用HIP的孔徑和孔隙率的減小。就尺寸而言,，孔減小到22μm的檢測(cè)限以下,，而在竣工的Ti-6-4樣品中，檢測(cè)到直徑高達(dá)50μm的孔（未顯示）,。從斷裂表面可以清楚地看出孔隙率與裂紋萌生階段的相關(guān)性：即使樣品中的所有孔都可以通過(guò)HIP工藝減小尺寸,，剩余的缺陷（例如微孔）仍然對(duì)HCF狀態(tài)下的疲勞行為產(chǎn)生強(qiáng)烈影響。對(duì)于相對(duì)較早失效的樣品,，已檢測(cè)到孔隙作為疲勞裂紋的起點(diǎn),。這些缺陷通常非常接近樣品表面。除了避免應(yīng)力升高因素（如孔隙）外,，有利的微觀結(jié)構(gòu)還會(huì)導(dǎo)致更長(zhǎng)的裂紋萌生時(shí)間,。

金屬屈服的特征通常是整個(gè)晶粒中位錯(cuò)的長(zhǎng)距離運(yùn)動(dòng)（滑移），這相當(dāng)于不可逆變形的開(kāi)始,。根據(jù)材料的微觀結(jié)構(gòu),，位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙可能是溶質(zhì)原子、晶界,、相界或硬/軟（不可滲透/可穿透）顆粒,。在Ti-6Al-4V合金中，由于α和β相共存,，相關(guān)界面為α-β界面,。滑移導(dǎo)致位錯(cuò)在相界面處堆積,，在施加足夠遠(yuǎn)的應(yīng)力時(shí),，位錯(cuò)會(huì)通過(guò)β相和α集落的其余部分傳遞滑移。如Xu等人使用文獻(xiàn)中現(xiàn)有數(shù)據(jù)提出的,，伴隨的YS很好地遵循了Hall-Petch關(guān)系（圖93）,，即其中是α板條的厚度，σ0是具有無(wú)限厚α板條Ti-6Al-4V合金的強(qiáng)度,，k是Hall-Pech系數(shù),。

圖93層狀(α + β) Ti-6Al-4V的YS與α板厚度的關(guān)系。

AM合金718的室溫強(qiáng)度與延性曲線(xiàn)如圖94（a,，b）所示,。在這方面收集的工作涉及激光束和電子束處理材料，包括L-DED,、L-PBF和E-PBF,。由于激光AM工藝中的快速凝固速度，L-PBF合金718中通常觀察到樹(shù)枝狀,，而不是多相（圖94（c））,。由于缺乏強(qiáng)化階段，竣工材料的強(qiáng)度通常較低（圖94（a））,。由于E-PBF的加工溫度明顯較高,，制造過(guò)程中的熱條件可能與固溶+時(shí)效處理過(guò)程中的類(lèi)似。固溶退火和雙重時(shí)效產(chǎn)生的微觀結(jié)構(gòu)如圖94（e）所示,，顯示了γ’/γ”沉淀,。圖94（a）顯示屈服強(qiáng)度從～600兆帕至～1200 MPa，通過(guò)雙重時(shí)效處理提高了2倍,。非HTed條件（包括未老化的HTed）的數(shù)據(jù)點(diǎn)在強(qiáng)度和延展性方面仍然表現(xiàn)出極大的分散性,，這可能是由于AM工藝施加的定向凝固引起的強(qiáng)烈織構(gòu)，再加上明顯的LOF缺陷,，這些缺陷通常垂直于構(gòu)建方向,。

圖94 （a）-（b）室溫YS和UTS與AM合金718的斷裂伸長(zhǎng)率圖。(c),、(d)和(e)分別顯示了L-PBF和e-PBF合金718的典型制造態(tài)微觀結(jié)構(gòu)以及e-PBF金屬718的HTed微觀結(jié)構(gòu),。

AM制造的這種材料的強(qiáng)度與延性曲線(xiàn)如圖95所示。在這方面收集的數(shù)據(jù)僅涉及基于激光的AM,，包括L-DED和L-PBF,。從圖94（A）中可以看出,，這些材料的延展性受到了強(qiáng)烈的定向效應(yīng)，盡管其對(duì)強(qiáng)度的影響不明顯,。然而,，應(yīng)該注意的是，數(shù)據(jù)的來(lái)源可能影響了這一觀察,。

圖95 （a）-（b）YS和UTS與AM 17–4 PH SS的斷裂伸長(zhǎng)率圖,。(c)制備時(shí)的典型組織，(d)直接時(shí)效(H900)和(e)條件A +時(shí)效(CA-H900) L-PBF 17-4 PH SS.

構(gòu)建方向和熱處理對(duì)AlSixMg｛x＝7–12｝拉伸性能的影響如圖96所示,。從圖96（a）可以看出,，兩個(gè)構(gòu)建方向的非HTed試樣的YS、UTS和EL范圍完全重疊,。然而,，可以看出，水平建造試樣的YS和EL值平均略高,。

圖96 （a）-（b）AM AlSixMg｛x=7–12｝的YS和UTS與斷裂伸長(zhǎng)率圖,。（c）垂直于斷裂表面的橫截面上的顯微照片顯示了熔池邊界引起的斷裂。（d）微結(jié)構(gòu)作為加工條件的函數(shù),。

盡管AM缺陷（包括孔隙率,、小孔和LOF等體積缺陷以及表面粗糙度）由于相關(guān)的應(yīng)力集中而傾向于誘導(dǎo)局部塑性，但它們通常不會(huì)影響AM材料的整體屈服強(qiáng)度,。事實(shí)上,，在AM材料的典型容許孔隙率范圍內(nèi)（<1%），應(yīng)力集中的材料體積分?jǐn)?shù)非常小,，不足以誘發(fā)宏觀塑性的早期發(fā)生,。事實(shí)上，圖97（a）中的數(shù)據(jù)在相對(duì)較寬的孔隙度范圍內(nèi)表現(xiàn)出明顯的YS不變性(～0.0003%–3%),。如圖97（b）所示,，隨著孔隙率的增加，所有三種材料的EL都顯著降低,。

圖97 AM Ti-6Al-4V,、合金718和AlSixMg（x=10和12）的歸一化。

顯示裂紋增長(zhǎng)的示意圖（a）平行和（b）垂直于沿建筑方向的細(xì)長(zhǎng)晶粒（雙箭頭顯示施加的載荷方向）,。

晶粒尺寸和形貌也會(huì)影響晶間疲勞裂紋的生長(zhǎng),，導(dǎo)致AM材料的疲勞性能各向異性。通常,，較粗的晶粒由于其較大的晶界而可以提供更好的抗裂紋擴(kuò)展性,，從而導(dǎo)致較大的裂紋。此外,，各向異性的晶粒生長(zhǎng)導(dǎo)致晶粒形態(tài)細(xì)長(zhǎng),，可能會(huì)影響不同載荷方向的裂紋生長(zhǎng),。細(xì)長(zhǎng)的顆粒（即柱狀）通常在AM過(guò)程中沿凝固方向形成，其往往與建筑方向接近平行,。在載荷垂直于建筑方向（即晶粒的細(xì)長(zhǎng)方向）的情況下,，裂紋通常平行于建筑方向生長(zhǎng)，如上圖所示,，因此，它們?cè)诼窂街械膿隙容^小,，導(dǎo)致抗裂紋性降低,。另一方面，當(dāng)裂紋增長(zhǎng)垂直于建筑方向時(shí),，可以預(yù)期更高的抗裂紋擴(kuò)展性,，這樣的裂縫經(jīng)歷了更曲折和偏轉(zhuǎn)的裂縫路徑。

來(lái)源：Defects and anomalies in powder bed fusion metal additive manufacturing, Current Opinion in Solid State and Materials Science, doi.org/10.1016/j.cossms.2021.100974

參考文獻(xiàn)：Influence of post-heat-treatment on the microstructure and fracture toughness properties of Inconel 718 fabricated with laser directed energy deposition additive manufacturing, Mater. Sci. Eng. A., 798 (2020), Article 140092.