《Acta Materialia》綜述：增材制造金屬的斷裂與疲勞(三)

來源： 江蘇激光產業(yè)技術創(chuàng)新戰(zhàn)略聯(lián)盟

5.抗拉性能

AM合金的準靜態(tài)拉伸性能主要由其內部的微觀組織控制,，而孔隙率,、表面粗糙度和殘余應力的影響較小(除非它們的水平太大,，或者拉伸塑性較低),。如第3節(jié)所述，直接制造方法的顯微組織在存在凝固胞狀組織的情況下是很好的,；這種細化的(有時是亞穩(wěn)定的)顯微組織與常規(guī)制造的組織相比具有高的靜態(tài)強度和低的延展性,。在一些AM合金中，屈服強度(YS)符合Hall-Petch關系,，這意味著較細小的顯微組織特征是觀察到高YS的原因,。另一方面，使用BJP制造的合金的性能與傳統(tǒng)生產的合金相似[40],。AM合金的拉伸性能，如YS,、極限拉伸強度(UTS)和斷裂伸長率(EF)通常是各向異性的,，YS和UTS在構建方向(Z)上更優(yōu)越。EF的各向異性通常是最明顯的,，在垂直于構建方向(X和Y)的方向上具有較高的值,。這種行為歸因于明顯的介觀結構和某些情況下的晶體織構。在某些情況下，優(yōu)化的工藝參數(shù)可以通過賦予所造部件更多的等軸微結構來降低各向異性,，如稍后所討論的,。然而，在大多數(shù)情況下,，需要進行后處理來改善準靜態(tài)拉伸性能,。這樣的處理通常會降低強度但增加塑性；結果強度-塑性組合在大多數(shù)情況下仍然滿足標準要求,，例如在Ti6Al4V[15]中,。熱處理通常會降低各向異性，然而,，由于AM合金固有的細觀結構,，通常會保留一定程度的各向異性。在下文中,，總結了使用AM技術生產的特定合金系統(tǒng)的拉伸性能的顯著特征,。





圖0 增材制造時，不同方位進行力學性能測試和沉積方向的位置圖


圖0-1 典型的結構材料的機械性能的范圍,，是否感興趣主要取決于所要應用的場合,，其中簡寫分別代表的意思: LEFM, （線性彈性斷裂力學）linear elastic fracture mechanics; SHPB, （分離式霍普金森壓桿）split-Hopkinson pressure bar.


圖0-2 用于結構應用場合的增材制造合金的集成多尺度途徑

5.1.鈦合金

為便于比較，文中還列出了鍛造Ti6Al4V的性能,。由此可以看出,，雖然AM可達到甚至超過ASTM規(guī)范的YS和UTS(例如，由CAST[227]和WORD[228]路線生產的外科植入物),，但EF通常較低,。

LB-PBF常產生YS和UTS分別為～1030和～1200 MPa的AB合金，較低的EF在7-10%之間,，這是由于形成了馬氏體α’,。Xu等人報道稱，通過仔細調整LB-PBF的層厚和體積能等參數(shù),，可以控制堆積過程中的溫度循環(huán),，使α’就地分解，從而獲得更有利的高強度-高延性組合,。LB-DED合金具有較低的YS和UT(分別為～880和～960 MPa),，但由于在這一過程中使用了加熱構建平臺，EF提高了9%到16%,。(Murr等人已經報道了高達25%的遠高于EF值,。與LB-PBF相比，LB-DED和EB-PBF工藝生產的AB零件的延展性更好,，這是由于EB-PBF中構建平臺的加熱和LB-DED中相對較慢的冷卻速度導致的原位回火的結果,。然而,，Choi等人報道了低至2.7%的延展性。[230]這可能是由于LB-DED中的氧污染造成的,，因為在該過程中難以控制環(huán)境條件,。眾所周知，鈦的增氧是提高其強度和降低延展性的一個重要因素,。因此,，化學成分的這種變化，即使它們很小,，也可以使所觀察到的報告性質的變化合理化,。這在使用建筑平臺加熱的LB-PBF工藝中很明顯。例如,，Vrancken等人,。在使用高達400°C的構建平臺加熱時，注意到EF較低(<3.9%),，并將延展性的大幅降低歸因于加工過程中的吸氧,。

拉伸性能的各向異性(在不同程度上)存在于使用本綜述中考慮的AM技術加工的所有合金中。各向異性在EF中最為顯著,，例如,，通常在水平方向(即X或Y方向加載的試件)上觀察到較低的EF。這歸因于Ti6Al4V中的柱狀PBG結構或細長的晶粒形態(tài),。適當?shù)姆勰�層厚度和孵化策略的組合可以得到更等軸的PBG結構,，這反過來又降低了各向異性并提高了延展性。AB Ti6Al4V的斷裂模式主要是沿晶斷裂,，Kumar等人報道了脆性小面斷裂和延性撕裂斷裂(由于其柱狀性,，取決于PBG取向)。最近,，Ter Haar和Becker在[113]中提出LB-PbF合金的各向異性是由隨機的α微觀織構引起的,。他們使用EBSD和斷口分析的研究表明，α板條優(yōu)先沿最大剪應力軌跡剪切,，塑性流動位于PBG內部,。因此，柱狀PBG結構中占主導地位的～45°慣性面控制了各向異性,，從而使ZX面上PBG具有更大的促進滑移的微織構區(qū)域,，因此具有較大的磁阻。熱處理導致細小的α‘或α轉變?yōu)榇只�和片狀的��,，形成與EB-β工藝或傳統(tǒng)制造工藝相似的α+β結構,。這些顯微結構變化導致YS(和UTS)減少，EF改善,。然而,，在高溫下顯著的晶粒長大可使YS降至715 MPa，遠低于變形合金,。在適當?shù)臒崽幚砗�,，LB-PBF和EB-PBF的YS和UTS值相近。然而,，LB-PBF Ti6Al4V合金的塑性往往低于變形合金和鑄造合金,。LB-PbF Ti6Al4V合金經雙重熱處理后，可獲得由等軸初生相α相和片層狀二次α+β組織組成的雙峰組織,，合金的EF顯著提高到16~20%,。



圖1-0 不同制造工藝和不同熱處理狀態(tài)下Ti6Al4V合金的力學性能匯總結果


圖1-1 沉積態(tài)的PBF (EBM) Ti-6Al-4V位置相關的強度；顯微組織的變化,，顯微組織的變化 (先生 β 晶粒和  α + β 顯微組織) 以及缺陷密度均沿著同一沉積樣品來探測,。


圖1-2   Summary of stress (S) versus cycles to failure (N) (S-N) data for PBF (laser), PBF (EBM), and 線材 (DED) 在 R=0.1的時候匯總的應力和時效的循環(huán)（N）(S-N). 其中鑄造、變形的數(shù)據也用來進行對比

5.2.鋼材

在大多數(shù)情況下,，這些特性通常達到或超過AB狀態(tài)本身的工業(yè)應用所需的指定值,。例如，LB-PBF316L的YS和UTS分別達到～440和～660 MPa,，而鍛造316L的YS和UTS分別為170和485 MPa,。同樣，LB-PBF304L的YS和UTS分別為～450和～670 MPa,。大多數(shù)AM鋼的YS和UTS都有相當大的提高,，這是由于它們具有細小的凝固晶胞尺寸。重要的是,，這些強度增強不會被EF的顯著降低所抵消,，LB-PBF 316L和304L的報告值在35%到60%之間。然而,，高孔隙率水平可能導致EF顯著降低(例如在BJP鋼中),，從而使失效從延性失效模式轉變?yōu)榇嘈允�效模式。Kumar等人報道說,，在BJP 316L中,，塑性變形早期階段普遍存在的平面滑移和其他微觀組織因素的獨特組合導致在缺陷拐角處形核的小裂紋被阻止，因此鋼的延性是缺陷不敏感的,。然而,，如果缺陷尺寸足夠明顯，則注意到EF的數(shù)量級減小,，例如在LB-DED 316L中,。與鈦合金一樣，報告的強度取決于所采用的加工方法和獲得的微觀結構,。由于搭建平臺加熱,，EB-PBF的冷卻速度較慢,，導致YS和UTS值較低，分別為～360兆帕和570兆帕,。而用BJP生產的鋼經致密化和時效處理后,，加工硬化明顯，YS和UTS分別為～180和～550 MPa,，EF為～70%,。
沉淀硬化鋼17-4PH和18Ni300在AB狀態(tài)下相對較軟，因為在大多數(shù)AM工藝中普遍存在的快速凝固速度不允許有足夠的時間進行沉淀,。LB-PBF制備的18Ni300雖然組織細小,，但在非時效條件下(～950和～115 0 MPa)表現(xiàn)出較低的YS和UTS。觀察到殘余奧氏體和奧氏體反轉導致相變誘發(fā)塑性,，從而產生特殊的加工硬化,。在AG(包括有無ST)之后，正如預期的那樣,，UTS顯著增加(至～2020 MPa),，同時延性降低。



圖2-0 在增材制造不銹鋼的時候,，制造方位不同的示意圖


圖2-1 本研究中拉伸樣品的不同類型



圖2-2 在不同制造方向的條件下進行增材制造時得到的顯微組織： (a)和 (b) 制造方位為 0°, (c) 和 (d)制造方向為 90°, (e) 圖 (b)中的顯微組織放大的結果

AM鋼的拉伸性能也普遍存在各向異性,，這歸因于上述具有強烈織構的柱狀組織。然而,，這可以通過適當?shù)臒崽幚韥砜朔�,。例如，LB-PBF 316L需要>1050°C的固溶溫度才能發(fā)生再結晶,。

5.3.鎳基高溫合金
表3總結的AM鎳基高溫合金的拉伸性能對合金在制造過程中和制造后經歷的熱歷史高度敏感,。因此，已報道的使用不同AM系統(tǒng)和熱處理溶液生產的合金的性能差異很大,。這是由于它們中的一些沿晶界析出了γ‘和γ’以及針狀δ,。在適當?shù)腟T+AG處理后，獲得了更一致的性能,。如前所述,，In-CONEL 718需要在高于1050°C的溫度下緩慢加熱和浸泡，以便能夠溶解在AM期間形成的亞穩(wěn)態(tài)Laves相,。這通過從溶質富集區(qū)向γ基體的反向擴散降低了Nb的微觀偏析程度,。時效后，AM合金的強度水平與鍛造Inconel718[148,240,241]相似,。在Inconel718和6 2 5中,，UTS分別為～115 0和～10 0 0 MPa，EF分別為～18和～35%,。典型的鎳基高溫合金時效時間與強度之間存在很強的相關性,。
由于冷卻速度快,，用直接AM工藝生產的合金在AB狀態(tài)下傾向于具有細小的枝晶組織，因此表現(xiàn)出強烈的織構,，從而導致顯著的機械各向異性,。然而，盡管定向凝固,，適當?shù)墓に噮��?shù)組合可以降低各向異性。例如,，采用點熱源填充策略(在線性熱源上)獲得了Inconel718合金的近各向同性拉伸強度的顯微組織,。然而，EF中的各向異性仍然存在,。

5.4.鋁合金
由于AM能顯著提高鋁合金的強度,，常有報道。例如,，在LB-PBF AlSi10 Mg上測量了～260和～340 MPa的YS和UTS,。這樣的強度增強往往是以EF為代價的，EF在1-8%之間,。強度的提高被認為是由于阻礙了位錯運動的亞晶界和枝晶間Si,。

LB-PBF AlSi10 Mg中出現(xiàn)的各向異性組織和晶體織構導致了力學行為的各向異性。例如,，AlSi12在建材方向的延性僅為橫向的一半,，盡管強度差異不大。由于工藝參數(shù)的變化,，晶粒尺寸,、晶粒取向、胞狀形貌和熔池排列的變化會導致UTS和EF的強烈各向異性,。Paul等人,。報告說，與沿構建方向永久加載的破壞應變?yōu)?%-7%的破壞應變相比,，沿構建方向的加載顯示出更明顯的應變硬化,，從而在僅為～3.5%的拉伸應變下導致沿熔池邊界的過早破壞。當沿構建方向(Z)加載時,，沿著熔池邊界發(fā)生破壞,，這表明熔池中觀結構處的界面變弱，其中晶胞結構更粗糙且大多拉長,。
結果表明,，這種各向異性可以通過后續(xù)熱處理來降低。然而,，這通常伴隨著強度的顯著損失,；例如,，LB-PBF AlSi12的YS在退火后降低到95 MPa。已證明一種標準的T6熱處理可以消除Si網絡,。在隨后的時效過程中,，原始細晶組織粗化，同時形成析出物,。前者的效應抵消了后者的預期強化,，因此產生了與AB態(tài)相同的YS。

6.斷裂韌性

材料的斷裂韌性(KIC)定義了它所提供的抗裂性,，是確保結構完整性和可靠性的重要性能,。在AM中，亞穩(wěn)組織,、細觀組織,、孔隙率和高殘余應力的組合會對合金的抗斷裂能力產生不利影響。因此,，AB零件的熱處理通常被要求提供與常規(guī)生產的合金相似的斷裂韌性,。這使得它們能夠滿足特定的標準；例如,，用于生物醫(yī)學應用的Ti6Al4V[227,228],。

廣義地講，KIC取決于以下因素：裂紋尖端前方塑性區(qū)的大小(Rp),，裂紋尖端鈍化,，以及裂紋在裂紋模式下的彎曲度或混合度。例如,，較大的塑性區(qū)尺寸通常伴隨著裂紋尖端的鈍化,，從而導致顯著的增韌。類似地,，由于剪切型(或III型/III型)斷裂促進了裂紋偏轉(從I型),，裂紋模式混合性可以導致韌性的顯著增強。雖然塑性區(qū)的形成和裂紋鈍化是內在機制(這可能導致強度和韌性之間的沖突,；延性的提高導致KIC的改善,，但可能以YS和UTS為代價)，而裂紋彎曲是一種可以在不影響強度的情況下增加韌性的外部機制,。這種外部增韌機制已經在AM合金中觀察到,，其中裂紋曲折是由3.1節(jié)所述的細觀結構引起的。這可以導致某些AM合金的KIc和抗裂性(“R曲線行為”)比傳統(tǒng)生產的同類合金有很大提高,；例如Suryawanshi等人報道的LB-PBF AlSi12和AlSi10 Mg[252],。因此，胞狀組織和細觀組織都會影響AM合金的斷裂韌性，這兩個因素都需要考慮,。延性可以提高斷裂韌性,，這種獨特的細觀結構可以通過仔細選擇參數(shù)來提高強度和韌性。
在測定AM合金的斷裂韌性時,，除了合金的微觀組織外,，還需要仔細考慮殘馀應力的作用以及缺陷的大小和分布。例如,，凱恩等人已經報道了LB-PBF Ti6Al4V[253]K_(IC)的殘余應力與各向異性之間的反相關關系,。同樣，Seifi等人也報告了EB-PBF Ti6Al4V的孔隙率與KIc之間的關系,，我們將在下面討論,。由于這些因素，AM合金的K_(IC)具有明顯的各向異性(在某些情況下還具有異質性),。雖然殘余應力和缺陷分布的工藝屬性可能對KIC不利，但細觀結構可以顯著改善它們,。在下文中,，我們總結了每一類合金特有的AM合金的斷裂性能和特點。

6.1.鈦合金
典型的變形Ti6Al4V的KIC范圍為30~100 MPa√m,，這取決于材料的微觀結構,。相比之下，AB LB-PbF Ti6Al4V的KIC可低至16~31 MPa√m,，主要原因是存在缺陷和殘余應力,。在達到99.5%以上的密度和熱處理后，KIC提高了48到67 MPa√m[97,189],。這些都可以進一步改進,；例如，Kumar等人和Dhansay報告了雙相熱處理后的KIC值在75至106兆帕√m之間,。

觀察到的熱處理后斷裂韌性的提高是由于片狀α-β組織的形成,，該組織具有相當大的延展性。K_(IC)在具有片層組織的α+β鈦合金中最高[8],。與軋制Ti6Al4V的晶體織構可以引起各向異性不同,，AM合金中沒有強烈的晶體織構，這表明柱狀PBG結構是引起各向異性的原因,。介觀柱狀PBG結構有助于裂紋的彎曲,，其中PBG邊界起著弱化界面的作用。Ku-mar等人[98]對LB-PBF Ti6Al4V的微觀結構與KIC的關系進行了詳細的研究,。他們的結果表明,，各向異性與rp有關，在AB條件下，rp僅為～0.2 mm,，熱處理后rp增加了一個數(shù)量級,，達到2-3 mm。由于AB條件下的rp與PBG之間的間距(～0.14 mm)相似,，只有當裂紋尖端接近PBG邊界時,，才有可能沿邊界優(yōu)先擴展。如圖3c和d所示,，通過將掃描旋轉從90°改變到67°,，可以誘導柱狀PBG向近等軸PBG的轉變。具有等軸PBG的試樣在AB條件下(～48-54 MPa√m)以及經過AN處理(～96-93 MPa√m)[97,，98]后都獲得了接近各向同性的KIC,。

在AB態(tài)，EB-PBF制備的Ti_6Al_4V比LB-PBF制備的Ti_6Al_4V具有更高的K_(IC),，這主要是由于其中的α+β片層結構所致,。Seifi等人報道了AB EB-PbF Ti6Al4V的KIC范圍很寬(在43~95 MPa√m之間)，髖關節(jié)后KIC明顯收窄(至61~3 MPa√m),。在此基礎上,，認為AB態(tài)K_(IC)變化范圍較大是由于HIP降低了孔隙率和殘余應力的共同作用。熱等靜壓后平均K_(IC)值的降低是由于α板條的兩倍粗化,，這降低了合金的強度,。Seifi等人還對EB-PBF Ti6Al4V中的缺陷進行了表征，觀察到缺陷大小與測量韌性之間的關系,，缺陷大小的變化歸因于材料的異質性,，這種異質性依賴于建筑物的高度。與Kumar等人的[98]發(fā)現(xiàn)類似,，由于柱狀PBG結構提供了容易的骨折路徑,，所以存在各向異性(即使在髖關節(jié)之后)。

6.2.鋼材
與常規(guī)生產的316L相比,，其K_(IC)值在112~278 MPa√m之間,，而AM合金的K_(IC)值較低。例如,，對于LB-PBF 316L[256],，K IC的范圍在63至87 MPa√m之間。這可能是由于缺陷,、延展性降低以及缺少相變誘導塑性(TRIP)造成的,。后者由Kumar等人舉例說明。在LB-PBF304L中,，當試驗溫度僅升高50°C(從TRIP被激活的室溫到75°C,，TRIP不再激活,，變形機制以位錯滑移和孿晶為主)時，他們觀察到斷裂韌性顯著降低(～40%),，各向異性也隨之增強(~16%),。
雖然在大多數(shù)采用不同AM工藝生產的鋼中都能觀察到熔池邊界形式的細觀組織，但沒有看到元素偏析到這些邊界,，也看不到元素在這些邊界上的偏向,。熔池內或熔池兩端的晶粒生長是由其幾何形狀和傳熱方式(小孔和傳導方式)決定的，如圖4e-g所示,。由于熔池和晶粒結構的內在交織結構,，熔池結構引起的裂紋彎曲是可能的，并可能導致韌性各向異性,。

時效LB-PbF18Ni300(70-75 MPa√m)的K_(IC)與常規(guī)合金相似,。Ydorlahi等人根據疲勞疲勞試驗數(shù)據)估計LB-PbF 17-4PH時效(H900狀態(tài))后的K IC為～70 MPa√m，據稱高于CM PH-17-4鋼在H900狀態(tài)下的K IC 50 MPa√m,，這可能是因為AM合金具有較高的延展性,。研究AM鋼斷裂韌性的研究較少。關于AM的特殊特征,，如凝固細胞,、局部晶體織構和細觀結構對斷裂行為的影響還有待詳細的研究。

6.3.鎳基高溫合金
與鋼一樣,，AM鎳基高溫合金的斷裂韌性數(shù)據也不多。少數(shù)研究結果表明,，與拉伸性能一樣,，AM-Inconel合金的斷裂韌性強烈依賴于微觀結構以及由此經歷的熱歷史。Puppala等人報告,，使用裂紋尖端張開位移（CTOD）技術估算的LB-DED鉻鎳鐵合金625的斷裂韌性接近其焊接對應件,，但低于鍛造對應件的斷裂韌性。他們認為,，孔隙率顯著影響斷裂韌性,，因為孔隙率的增加（從0.1%增加到2.7%）導致K Ic的顯著降低（從95 MPa減少到65 MPa）√m），同時伴隨著韌性斷裂模式向脆性斷裂模式的轉變[261],。Michael等人報告說,，在AB LB-PBF鉻鎳鐵合金718中，K Ic依賴于位置和方向,，這歸因于傳播過程中遇到的有效孔隙度,；垂直試樣（Z）中較低的孔隙度導致K Ic為110 MPa√m、而它是116兆帕√m水平試樣中的（X或Y方向）,。HIP（在980°C下）隨后進行SA和AG處理,，將K Ic降低至82 MPa√M這可能是由于合金的強化，因此延展性降低。相反,，AB LB-DED Inconel 718中的K Ic為86 MPa√m,，幾乎翻了一番，達到164兆帕√ m均化（110 0°C）后的,，然后是ST和AG,。（相比之下，鍛造合金的K Ic為103 MPa√m）,。在這里,，AB條件下的低K Ic歸因于缺乏γ’’’/γ’ 在γ基體中預硫化，而時效后的高韌性是通過γ的沉淀強化實現(xiàn)的γ,。然而,，由于存在粗Laves相和不均勻γ’’’，直接時效處理并不能改善K IC的γ’ 沉淀,。因此,，高ST和AG處理都需要達到與CM對應物相當?shù)腒 Ic[153]。如前所述,，Laves相的溶解和Nb的均勻分布只能通過1050°C以上的溶化來實現(xiàn),，這也會導致等軸晶粒結構和晶粒生長。



圖3-0  Inconel 625高溫合金的拉伸曲線,，該圖中同時顯示了傳統(tǒng)制造的結果同增材制造的材料的對比



圖3-1  LMD制造的Inconel 625 （藍色的線）在熱處理之后的拉伸性能;  SLM奧德樣品 (用紅色的線表示).



圖3-2  LMD In625樣品在后熱處理后的顯微組織和機械性能的對比.

6.4.鋁合金
AB狀態(tài)下LB-PBF Al-Si合金的熔池邊界處存在連續(xù)的枝晶間Si相網絡,，這為裂紋擴展提供了一條簡單的路徑，從而促進了廣泛的裂紋偏轉,。因此,，由于細觀結構引起的裂紋彎曲，這些合金中的細觀結構對斷裂韌性產生了顯著且通常是積極的影響,。在LB-PBF AlSi12中,，Suryawanshi等人報告K Ic值比鑄造合金高2-4倍。盡管YS也在使用,，但這種韌性增強仍在增加～高出2倍,，即EAM同時增強了強度和韌性，這與大多數(shù)傳統(tǒng)合金不同,，傳統(tǒng)合金的強度增強往往以犧牲韌性為代價,，反之亦然。Suryawanshi等人將強度的顯著提高歸因于微觀細化和固溶體中相對較高的Si,。韌性的提高完全是由于細觀結構,，細觀結構通過熔體池邊界處的裂紋偏轉增強了裂紋的彎曲度。自然,，細觀結構賦予韌性各向異性,，構建方向（Z）上的斷裂韌性更高,，因為裂紋面法線平行于構建層，并且裂紋擴展基本上發(fā)生在各個層之間,。退火降低了這些合金的K Ic,，盡管以強度為代價提高了韌性。熔池邊界結構（包括硅析出物）的分解被認為是裂紋擴展阻力較低的原因,，即E低K Ic,。然而，熱處理材料的韌性仍然是鑄造合金的兩倍,。



圖4-0 沉積態(tài)制造的樣品在垂直方向的顯微組織,，齊顯微組織顯示出熔池的特征： (a)橫截面, (b)長度方向, (c) SEM顯微組織 (XZ平面) 和 the 相應的 EDX對枝晶胞網狀的 點分析以及 (d) POM顯微組織在長度方向的分析結果，表明柱狀晶沿著制造方向在熔池的邊界進行  

Leonhard等人報告了LB-PBF 的AlSi10Mg的KIc值在40至60 MPa√m之間,，盡管明顯高于鑄造鋁硅合金的KIc值,，AlSi10Mg的KIc值為11至20 MPa√m由于試樣尺寸效應和試驗前缺乏疲勞預裂紋，可能有所升高,。



圖4-1  SLMed AlSi10Mg 合金的三維組織圖： (a) 氬氣保護氣氛下的垂直制造,；(b) 雅琪保護氣氛下的水平方向制造；(c) N2氣氛下的垂直制造和(d)N2氣氛條件下的水平制造


圖4-2 各種不同制造狀態(tài)下的機械性能,；點線顯示的是鑄造T6 AlSi10Mg的標準數(shù)值  

在最近的一篇論文中,，Paul等人報道了LB-PBF AlSi10 Mg在AB狀態(tài)下的等效斷裂韌性值在23-30 MPa√m之間，類似于劉等人報道的27-31 MPa√m的KIc,。他們指出,，孵化間距或層厚度的增加會導致更大的柱狀晶粒結構和更寬的蜂窩狀亞結構。相反,，掃描策略控制熔池排列,，形成以熔池為主的細觀結構。KIC對掃描策略更敏感,，而剖面線間距和層厚度對拉伸性能的影響更大(如第5.4節(jié)所討論的),。與采用67°掃描策略的材料(25-31 MPa√m)相比,，采用90°掃描策略的合金試件的斷裂韌性(19-27 MPa√m)有所降低,，這歸因于裂紋的曲折。與67°材料中隨機的熔池排列相比,，用90°掃描策略建立的試樣中觀察到的裂紋路徑不那么曲折,，導致形成兩種截然不同的熔池取向[155]。裂紋跨越熔池邊界的擴展是通過沿晶和穿晶破壞發(fā)生的,；沿晶破壞更有可能發(fā)生在裂紋垂直穿過熔池的細長晶界上,；當裂紋以一個角度越過熔池邊界時，更有可能發(fā)生穿晶破壞,。此外,，在裂紋偏轉比穿過熔池更為有利的區(qū)域,，觀察到單個熔池界面處的裂紋偏轉。Paul等人證明裂紋在熔池和熔池邊界上的擴展阻力不同,。

7.疲勞裂紋擴展特性

了解疲勞裂紋擴展(FCG)特性在安全關鍵應用中尤為重要,。這允許在載荷波動是不可避免的情況下，在結構完整性和可靠性評估中使用損傷容限設計方法,。由于AM固有的幾種不同類型的缺陷,，特別是疏松和表面粗糙，這兩種缺陷對結構部件的疲勞行為都是非常有害的,，因此這種理解對于AM金屬的壽命預測,、部分認證和廣泛應用是至關重要的。

將金屬的FCG行為分為三個區(qū)域：啟動或接近閾值的區(qū)域I,，穩(wěn)態(tài)生長或巴黎區(qū)域I,，以及快速斷裂區(qū)域III。區(qū)域III導致不穩(wěn)定的,、快速的裂紋擴展,，它對微觀結構和應力狀態(tài)的變化非常敏感，并與合金的斷裂韌性直接相關,。值得注意的是,，正如前面討論的那樣，細觀結構的存在可能會使AM合金的延性和K_(IC)失去關聯(lián),。這意味著結構完整性評估需要深入了解與底層微觀和細觀結構相關的斷裂韌性特性,，即需要特定的工藝、取向和熱處理斷裂韌性特性,。相反,，殘余應力和孔隙率都不會對快速斷裂區(qū)域產生顯著的負面影響(除非它們的數(shù)量太大，這將使打印部件的適用性變得毫無意義),。



圖5-0 強度和韌性是一個矛盾體

區(qū)域II裂紋的增量循環(huán)推進,，通過裂紋尖端的局部塑性變形可見，并且對微觀結構,、載荷比(R)和零件幾何形狀的變化不太敏感,。這是因為rp的大小是特征微結構長度尺度的幾倍。在區(qū)域I,，裂紋的擴展或開始或減小,，主要受微觀組織(rp尺寸和微觀組織尺度相似)、R和環(huán)境影響的剪切機制所支配,。



圖5-1  LPBF制造的 AlSi10Mg 合金的顯微組織,，  掃描道德方位和熔池形貌的細節(jié)(a)  30LT/190HS/67SS制造; (b)  60LT/190HS/67SS制造; (c) 30LT/100HS/67SS 制造;(d)  30LT/100HS/90SS制造. (注意:  YZ平面 顯示熔池的形貌沿著 0°向激光掃描的方向,洽談平面顯示的是 45° 相對的方向 ； (e-f)熔池的掃描電鏡照片; (g-h) 自掃描道得到的SEM照片; (i)   HAZ的放大

大體上,，AM合金的FCG性能與相應鑄態(tài)或鍛造合金的FCG性能相當,。然而,，許多AM合金固有的細小AB組織與較低的FCG閾值有關。反之,，粗糙度誘導的閉合效應與LB-PBF Ti6Al4V中的柱狀PBG結構或Al-Al合金中的熔池結構等介觀結構有關,。這表明，在R較低時,，裂紋表面的粗糙度與其它裂紋屏蔽機制之間的相互作用等外在因素降低了有效裂紋驅動力,，從而改善了近門檻FCG行為。一般地,，當R>0.5時,，這些影響不太普遍，并且測量了一個固有閾值,。在近臨界區(qū),，底層顯微組織的強烈影響意味著，通過熱處理和隨后的晶粒長大,，可以提高閾值,，降低各向異性。



圖5-2 (a) 不同的LPBF材料在兩個不同的方向得到的拉伸應力-應變曲線; (b) 細胞形態(tài)指數(shù)（Cell morphology indices ）


圖5-3  顯微組織的表征： (a) 使用 EBSD分析時縱橫比小于0.3時的晶粒; (b) 柱狀晶晶粒的尺寸分布 (主要軸的尺寸); (c) 胞晶和晶粒方位分析,； (d)自XZ平面,，在熔池邊界附近進行納米壓痕的分析

有鑒于此，我們首先總結了穩(wěn)態(tài)FCG特性(區(qū)域II)和近閾FCG特性(區(qū)域I)的FCG行為的共同特征,。然后,，我們重點介紹了每個合金系統(tǒng)在臨界值附近行為的具體特征。斷裂韌性(狀態(tài)III)已經在第6章中討論過了,。



圖5-4  在C(T) XZ 方向上測試得到的斷裂結果. (a)斷裂圖像顯示斷裂機理是從疲勞預裂紋區(qū)域向過載斷裂過渡; (b)疲勞預裂紋前端的微小空穴,；  (c) 相應的斷裂表面的兩個斷裂面的3D-輪廓圖 ; (d) 展示實驗進行的 CTOD分析的結果; (e,f) 使用EBSD進行分析時得到的裂紋擴展路徑; (g) 裂紋擴展路徑的示意圖；


文章來源：

Fracture and fatigue in additively manufactured metals,

ActaMaterialia,Volume 219, 15October2021,117240,https://doi.org/10.1016/j.actamat.2021.117240


參考資料：J.J. Lewandowski, M. Seifi,Metal additive manufacturing: a review of mechanical properties,Annu. Rev. Mater. Res., 46 (2016), pp. 151-186, 10.1146/annurev-matsci-070115-032024

Ritchie, R. The conflicts between strength and toughness. Nature Mater 10, 817–822 (2011). https://doi.org/10.1038/nmat3115

https://doi.org/10.1016/j.jmatprotec.2016.09.005

https://doi.org/10.1016/j.msea.2019.138214

https://doi.org/10.1016/j.matdes.2016.05.066

https://doi.org/10.1016/j.actamat.2021.116869