《Acta Materialia》綜述：增材制造金屬的斷裂與疲勞(三)

來源： 江蘇激光產(chǎn)業(yè)技術(shù)創(chuàng)新戰(zhàn)略聯(lián)盟

5.抗拉性能

AM合金的準(zhǔn)靜態(tài)拉伸性能主要由其內(nèi)部的微觀組織控制,，而孔隙率,、表面粗糙度和殘余應(yīng)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(xì)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(qiáng)度和低的延展性。在一些AM合金中,，屈服強(qiáng)度(YS)符合Hall-Petch關(guān)系,，這意味著較細(xì)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(chǎn)的合金相似[40],。AM合金的拉伸性能，如YS,、極限拉伸強(qiáng)度(UTS)和斷裂伸長率(EF)通常是各向異性的,，YS和UTS在構(gòu)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(gòu)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(jié)構(gòu)和某些情況下的晶體織構(gòu)。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(jié)構(gòu)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(jìn)行后處理來改善準(zhǔn)靜態(tài)拉伸性能。這樣的處理通常會降低強(qiáng)度但增加塑性,；結(jié)果強(qiáng)度-塑性組合在大多數(shù)情況下仍然滿足標(biāo)準(zhǔn)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(xì)觀結(jié)構(gòu)，通常會保留一定程度的各向異性。在下文中,，總結(jié)了使用AM技術(shù)生產(chǎn)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(jìn)行力學(xué)性能測試和沉積方向的位置圖


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


圖0-2 用于結(jié)構(gòu)應(yīng)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(dá)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(chǎn)的外科植入物),，但EF通常較低,。

LB-PBF常產(chǎn)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(xì)調(diào)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(qiáng)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(gòu)建平臺，EF提高了9%到16%,。(Murr等人已經(jīng)報道了高達(dá)25%的遠(yuǎn)高于EF值,。與LB-PBF相比，LB-DED和EB-PBF工藝生產(chǎn)的AB零件的延展性更好,，這是由于EB-PBF中構(gòu)建平臺的加熱和LB-DED中相對較慢的冷卻速度導(dǎo)致的原位回火的結(jié)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?yàn)樵谠撨^程中難以控制環(huán)境條件。眾所周知,，鈦的增氧是提高其強(qiáng)度和降低延展性的一個重要因素,。因此，化學(xué)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(zhì)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(dá)400°C的構(gòu)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(shù)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(jié)構(gòu)或細(xì)長的晶粒形態(tài),。適當(dāng)?shù)姆勰�層厚度和孵化策略的組合可以得到更等軸的PBG結(jié)構(gòu),，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(jī)的α微觀織構(gòu)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(yīng)力軌跡剪切,，塑性流動位于PBG內(nèi)部。因此,，柱狀PBG結(jié)構(gòu)中占主導(dǎo)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(jìn)滑移的微織構(gòu)區(qū)域，因此具有較大的磁阻,。熱處理導(dǎo)致細(xì)小的α‘或α轉(zhuǎn)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(jié)構(gòu)。這些顯微結(jié)構(gòu)變化導(dǎo)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(yuǎn)低于變形合金,。在適當(dāng)?shù)臒崽幚砗螅琇B-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(jīng)雙重?zé)崽幚砗�,，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(xué)性能匯總結(jié)果


圖1-1 沉積態(tài)的PBF (EBM) Ti-6Al-4V位置相關(guān)的強(qiáng)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(yīng)力和時效的循環(huán)（N）(S-N). 其中鑄造、變形的數(shù)據(jù)也用來進(jìn)行對比

5.2.鋼材

在大多數(shù)情況下,，這些特性通常達(dá)到或超過AB狀態(tài)本身的工業(yè)應(yīng)用所需的指定值,。例如，LB-PBF316L的YS和UTS分別達(dá)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(dāng)大的提高,，這是由于它們具有細(xì)小的凝固晶胞尺寸。重要的是,，這些強(qiáng)度增強(qiáng)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(dǎo)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(zhuǎn)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(dú)特組合導(dǎo)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(qiáng)度取決于所采用的加工方法和獲得的微觀結(jié)構(gòu),。由于搭建平臺加熱,，EB-PBF的冷卻速度較慢，導(dǎo)致YS和UTS值較低,，分別為～360兆帕和570兆帕,。而用BJP生產(chǎn)的鋼經(jīng)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?yàn)樵诖蠖鄶?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(jìn)行沉淀,。LB-PBF制備的18Ni300雖然組織細(xì)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(zhuǎn)導(dǎo)致相變誘發(fā)塑性,，從而產(chǎn)生特殊的加工硬化,。在AG(包括有無ST)之后，正如預(yù)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(jìn)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?yàn)?90°, (e) 圖 (b)中的顯微組織放大的結(jié)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(qiáng)烈織構(gòu)的柱狀組織。然而,，這可以通過適當(dāng)?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(jié)晶,。

5.3.鎳基高溫合金
表3總結(jié)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(jīng)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(chǎn)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(dāng)?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(zhì)富集區(qū)向γ基體的反向擴(kuò)散降低了Nb的微觀偏析程度,。時效后，AM合金的強(qiáng)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(qiáng)度之間存在很強(qiáng)的相關(guān)性。
由于冷卻速度快,，用直接AM工藝生產(chǎn)的合金在AB狀態(tài)下傾向于具有細(xì)小的枝晶組織,，因此表現(xiàn)出強(qiáng)烈的織構(gòu)，從而導(dǎo)致顯著的機(jī)械各向異性,。然而,，盡管定向凝固，適當(dāng)?shù)墓に噮��?shù)組合可以降低各向異性,。例如,，采用點(diǎn)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(qiáng)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(qiáng)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(qiáng)度增強(qiáng)往往是以EF為代價的，EF在1-8%之間,。強(qiáng)度的提高被認(rèn)為是由于阻礙了位錯運(yùn)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(gòu)導(dǎo)致了力學(xué)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(qiáng)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(dǎo)致UTS和EF的強(qiáng)烈各向異性,。Paul等人,。報告說，與沿構(gòu)建方向永久加載的破壞應(yīng)變?yōu)?%-7%的破壞應(yīng)變相比,，沿構(gòu)建方向的加載顯示出更明顯的應(yīng)變硬化,，從而在僅為～3.5%的拉伸應(yīng)變下導(dǎo)致沿熔池邊界的過早破壞。當(dāng)沿構(gòu)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(jié)構(gòu)處的界面變?nèi)酰�其中晶胞結(jié)構(gòu)更粗糙且大多拉長,。
結(jié)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(qiáng)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(biāo)準(zhǔn)的T6熱處理可以消除Si網(wǎng)絡(luò),。在隨后的時效過程中，原始細(xì)晶組織粗化,，同時形成析出物,。前者的效應(yīng)抵消了后者的預(yù)期強(qiáng)化，因此產(chǎn)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(jié)構(gòu)完整性和可靠性的重要性能。在AM中,，亞穩(wěn)組織,、細(xì)觀組織,、孔隙率和高殘余應(yīng)力的組合會對合金的抗斷裂能力產(chǎn)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(chǎn)的合金相似的斷裂韌性,。這使得它們能夠滿足特定的標(biāo)準(zhǔn)；例如,，用于生物醫(yī)學(xué)應(yīng)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(dǎo)致顯著的增韌。類似地,，由于剪切型(或III型/III型)斷裂促進(jìn)了裂紋偏轉(zhuǎn)(從I型),，裂紋模式混合性可以導(dǎo)致韌性的顯著增強(qiáng)。雖然塑性區(qū)的形成和裂紋鈍化是內(nèi)在機(jī)制(這可能導(dǎo)致強(qiáng)度和韌性之間的沖突,；延性的提高導(dǎo)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(qiáng)度的情況下增加韌性的外部機(jī)制,。這種外部增韌機(jī)制已經(jīng)在AM合金中觀察到,，其中裂紋曲折是由3.1節(jié)所述的細(xì)觀結(jié)構(gòu)引起的。這可以導(dǎo)致某些AM合金的KIc和抗裂性(“R曲線行為”)比傳統(tǒng)生產(chǎn)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(xì)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(dú)特的細(xì)觀結(jié)構(gòu)可以通過仔細(xì)選擇參數(shù)來提高強(qiáng)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(xì)考慮殘馀應(yīng)力的作用以及缺陷的大小和分布,。例如，凱恩等人已經(jīng)報道了LB-PBF Ti6Al4V[253]K_(IC)的殘余應(yīng)力與各向異性之間的反相關(guān)關(guān)系,。同樣,，Seifi等人也報告了EB-PBF Ti6Al4V的孔隙率與KIc之間的關(guān)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(zhì)性),。雖然殘余應(yīng)力和缺陷分布的工藝屬性可能對KIC不利，但細(xì)觀結(jié)構(gòu)可以顯著改善它們,。在下文中,，我們總結(jié)了每一類合金特有的AM合金的斷裂性能和特點(diǎn)。

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(jié)構(gòu),。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(yīng)力,。在達(dá)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(jìn)一步改進(jìn),；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(dāng)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(gòu)可以引起各向異性不同,，AM合金中沒有強(qiáng)烈的晶體織構(gòu)，這表明柱狀PBG結(jié)構(gòu)是引起各向異性的原因,。介觀柱狀PBG結(jié)構(gòu)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(jié)構(gòu)與KIC的關(guān)系進(jìn)行了詳細(xì)的研究,。他們的結(jié)果表明,，各向異性與rp有關(guān)，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(dá)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(dāng)裂紋尖端接近PBG邊界時，才有可能沿邊界優(yōu)先擴(kuò)展,。如圖3c和d所示,，通過將掃描旋轉(zhuǎn)從90°改變到67°，可以誘導(dǎo)柱狀PBG向近等軸PBG的轉(zhuǎn)變,。具有等軸PBG的試樣在AB條件下(～48-54 MPa√m)以及經(jīng)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(jié)構(gòu)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(guān)節(jié)后KIC明顯收窄(至61~3 MPa√m),。在此基礎(chǔ)上,，認(rèn)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(yīng)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(qiáng)度,。Seifi等人還對EB-PBF Ti6Al4V中的缺陷進(jìn)行了表征，觀察到缺陷大小與測量韌性之間的關(guān)系,，缺陷大小的變化歸因于材料的異質(zhì)性,，這種異質(zhì)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(jié)構(gòu)提供了容易的骨折路徑,，所以存在各向異性(即使在髖關(guān)節(jié)之后)。

6.2.鋼材
與常規(guī)生產(chǎn)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(dǎo)塑性(TRIP)造成的,。后者由Kumar等人舉例說明。在LB-PBF304L中,，當(dāng)試驗(yàn)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(jī)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(qiáng)(~16%)。
雖然在大多數(shù)采用不同AM工藝生產(chǎn)的鋼中都能觀察到熔池邊界形式的細(xì)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(nèi)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(dǎo)方式)決定的,，如圖4e-g所示,。由于熔池和晶粒結(jié)構(gòu)的內(nèi)在交織結(jié)構(gòu)，熔池結(jié)構(gòu)引起的裂紋彎曲是可能的,，并可能導(dǎo)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(jù)疲勞疲勞試驗(yàn)數(shù)據(jù))估計LB-PbF 17-4PH時效(H900狀態(tài))后的K IC為～70 MPa√m,，據(jù)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?yàn)锳M合金具有較高的延展性。研究AM鋼斷裂韌性的研究較少,。關(guān)于AM的特殊特征,，如凝固細(xì)胞、局部晶體織構(gòu)和細(xì)觀結(jié)構(gòu)對斷裂行為的影響還有待詳細(xì)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(jù)也不多。少數(shù)研究結(jié)果表明,，與拉伸性能一樣,，AM-Inconel合金的斷裂韌性強(qiáng)烈依賴于微觀結(jié)構(gòu)以及由此經(jīng)歷的熱歷史。Puppala等人報告,，使用裂紋尖端張開位移（CTOD）技術(shù)估算的LB-DED鉻鎳鐵合金625的斷裂韌性接近其焊接對應(yīng)件,，但低于鍛造對應(yīng)件的斷裂韌性。他們認(rèn)為,，孔隙率顯著影響斷裂韌性,，因?yàn)榭紫堵实脑黾樱◤?.1%增加到2.7%）導(dǎo)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(zhuǎn)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(dǎo)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(jìn)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(qiáng)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(dá)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(yù)硫化,，而時效后的高韌性是通過γ的沉淀強(qiáng)化實(shí)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(dá)到與CM對應(yīng)物相當(dāng)?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(shí)現(xiàn),，這也會導(dǎo)致等軸晶粒結(jié)構(gòu)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(jié)果同增材制造的材料的對比



圖3-1  LMD制造的Inconel 625 （藍(lán)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(jī)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(wǎng)絡(luò),，這為裂紋擴(kuò)展提供了一條簡單的路徑，從而促進(jìn)了廣泛的裂紋偏轉(zhuǎn),。因此,，由于細(xì)觀結(jié)構(gòu)引起的裂紋彎曲，這些合金中的細(xì)觀結(jié)構(gòu)對斷裂韌性產(chǎn)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(qiáng)仍在增加～高出2倍,，即EAM同時增強(qiáng)了強(qiáng)度和韌性，這與大多數(shù)傳統(tǒng)合金不同,，傳統(tǒng)合金的強(qiáng)度增強(qiáng)往往以犧牲韌性為代價,，反之亦然。Suryawanshi等人將強(qiáng)度的顯著提高歸因于微觀細(xì)化和固溶體中相對較高的Si,。韌性的提高完全是由于細(xì)觀結(jié)構(gòu),，細(xì)觀結(jié)構(gòu)通過熔體池邊界處的裂紋偏轉(zhuǎn)增強(qiáng)了裂紋的彎曲度。自然,，細(xì)觀結(jié)構(gòu)賦予韌性各向異性,，構(gòu)建方向（Z）上的斷裂韌性更高，因?yàn)榱鸭y面法線平行于構(gòu)建層,，并且裂紋擴(kuò)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(qiáng)度為代價提高了韌性,。熔池邊界結(jié)構(gòu)（包括硅析出物）的分解被認(rèn)為是裂紋擴(kuò)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(yīng)的 EDX對枝晶胞網(wǎng)狀的 點(diǎn)分析以及 (d) POM顯微組織在長度方向的分析結(jié)果,，表明柱狀晶沿著制造方向在熔池的邊界進(jìn)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(yīng)和試驗(yàn)前缺乏疲勞預(yù)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(hù)氣氛下的垂直制造,；(b) 雅琪保護(hù)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(jī)械性能,；點(diǎn)線顯示的是鑄造T6 AlSi10Mg的標(biāo)準(zhǔn)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?qū)雍穸鹊脑黾訒��?dǎo)致更大的柱狀晶粒結(jié)構(gòu)和更寬的蜂窩狀亞結(jié)構(gòu),。相反,，掃描策略控制熔池排列，形成以熔池為主的細(xì)觀結(jié)構(gòu),。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(jī)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(dǎo)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(kuò)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(xì)長晶界上；當(dāng)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(zhuǎn)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(zhuǎn),。Paul等人證明裂紋在熔池和熔池邊界上的擴(kuò)展阻力不同。

7.疲勞裂紋擴(kuò)展特性

了解疲勞裂紋擴(kuò)展(FCG)特性在安全關(guān)鍵應(yīng)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(jié)構(gòu)完整性和可靠性評估中使用損傷容限設(shè)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(jié)構(gòu)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(yù)測,、部分認(rèn)證和廣泛應(yīng)用是至關(guān)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(dǎo)致不穩(wěn)定的,、快速的裂紋擴(kuò)展，它對微觀結(jié)構(gòu)和應(yīng)力狀態(tài)的變化非常敏感,，并與合金的斷裂韌性直接相關(guān),。值得注意的是，正如前面討論的那樣,，細(xì)觀結(jié)構(gòu)的存在可能會使AM合金的延性和K_(IC)失去關(guān)聯(lián),。這意味著結(jié)構(gòu)完整性評估需要深入了解與底層微觀和細(xì)觀結(jié)構(gòu)相關(guān)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(yīng)力和孔隙率都不會對快速斷裂區(qū)域產(chǎn)生顯著的負(fù)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(qiáng)度和韌性是一個矛盾體

區(qū)域II裂紋的增量循環(huán)推進(jìn),，通過裂紋尖端的局部塑性變形可見,，并且對微觀結(jié)構(gòu)、載荷比(R)和零件幾何形狀的變化不太敏感,。這是因?yàn)閞p的大小是特征微結(jié)構(gòu)長度尺度的幾倍,。在區(qū)域I，裂紋的擴(kuò)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(jī)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(xì)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(yīng)鑄態(tài)或鍛造合金的FCG性能相當(dāng),。然而,，許多AM合金固有的細(xì)小AB組織與較低的FCG閾值有關(guān)。反之,，粗糙度誘導(dǎo)的閉合效應(yīng)與LB-PBF Ti6Al4V中的柱狀PBG結(jié)構(gòu)或Al-Al合金中的熔池結(jié)構(gòu)等介觀結(jié)構(gòu)有關(guān),。這表明,，在R較低時,，裂紋表面的粗糙度與其它裂紋屏蔽機(jī)制之間的相互作用等外在因素降低了有效裂紋驅(qū)動力,，從而改善了近門檻FCG行為。一般地,，當(dāng)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(qiáng)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(yīng)力-應(yīng)變曲線; (b) 細(xì)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(jìn)行納米壓痕的分析

有鑒于此,，我們首先總結(jié)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(diǎn)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(jīng)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(jié)果. (a)斷裂圖像顯示斷裂機(jī)理是從疲勞預(yù)裂紋區(qū)域向過載斷裂過渡; (b)疲勞預(yù)裂紋前端的微小空穴；  (c) 相應(yīng)的斷裂表面的兩個斷裂面的3D-輪廓圖 ; (d) 展示實(shí)驗(yàn)進(jìn)行的 CTOD分析的結(jié)果; (e,f) 使用EBSD進(jìn)行分析時得到的裂紋擴(kuò)展路徑; (g) 裂紋擴(kuò)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