《Acta Materialia》綜述：增材制造金屬的斷裂與疲勞(四)

7.1.穩(wěn)態(tài)FCG特性

大多數金屬和合金的疲勞裂紋擴展行為是用廣泛使用的Paris關系描述的,，da/dN=C∆Km,，其中da/dN是每個載荷循環(huán)的裂紋長度增量,，∆k是循環(huán)應力強度因子范圍，m(FCG速率指數)和C(FCG速率系數)是材料特性常數,�,？梢岳斫獾氖牵�經過熱處理的AM合金的穩(wěn)態(tài)FCG行為通常與其鍛造或鑄造對應的合金相似,。這是預期的,，因為穩(wěn)態(tài)FCG速率對微觀結構不那么敏感,；m是一個全局指標，不一定反映有關局部效應(如微觀結構特征)的信息,。然而,，處于AB狀態(tài)的合金通常表現(xiàn)出更高的FCG速率，例如在LB-PBF,、EB-PBF和LB-DED Ti6Al4V中,，這主要是由于C向更高的值移動。這在一定程度上是由于存在高且不均勻的殘余應力,；拉伸殘余應力提供了額外的裂紋驅動力,，導致向更高的R移動，即,，當循環(huán)施加的應力保持不變時,，平均施加的應力發(fā)生移動。Becker等人的這項研究,。[197]在LB-PBF Ti6Al4V上的研究表明,，在低R(<0.3)時，高殘余應力導致高度可變的裂紋擴展行為,，而在高R時這一點并不明顯,。這意味著在低R時，殘余應力的影響足以影響裂紋驅動力,，從而影響FCG行為,。類似的，凱恩等人,。報告說,，F(xiàn)GC率與殘余應力水平相關；在較高的應力水平下觀察到較快的FCG,。這可能導致各向異性行為(第4.3節(jié)),。由于已知殘余應力與印刷機、掃描策略,、零件尺寸和取向有關,，因此AM合金在AB狀態(tài)下的FCG行為在不同的機器和設置上可能會有很大不同。


圖12. (a)  在17-4PH 鋼在經受析出硬化熱處理后的裂紋路徑,；Locations 1 and 2 show圖 (b)中位置1和2的顯微組織1的顯微組織 ,  (c)位置2的顯微組織 ,。Arrows indicate 其中箭頭顯示的為剪切帶（ shear bands），主要是  δ-ferrite（鐵素體）, 會由于在δ-鐵素體和馬氏體之間的弱界面以及δ-鐵素體低的塑性和脆性二加速裂紋的擴展

對AM Ti6Al4V的FCG行為進行了最廣泛的研究,。HIP,、AN和DA狀態(tài)下的FCG行為相似,。在大多數情況下,，熱處理后的m值為～3.5,，與鍛造材料的m值相似。在AB態(tài)下,，相對較低的m～為2.7,，這歸因于其中存在細小的α‘(與熱處理條件下的α+β結構相反)。在相對脆性的α‘相中,，裂紋主要在平行的α板條之間跨粒度擴展,，有可能在初級α板條邊界處發(fā)生偏轉，導致疲勞裂紋擴展速率降低[270],。Leuders等人的研究成果,。結果表明，缺陷對孔隙率相對較低的LB-PBF Ti6Al4V的裂紋擴展行為影響不大,，因為與缺陷相關的局部應力集中不會提供任何顯著的附加裂紋驅動力,。這與Poulin等人的觀察結果是一致的。他研究了Inconel 625在不同孔隙率水平(0.1,、0.3和2.1%)下的FCG行為,。如前所述，雖然FCG行為僅受孔隙度水平的輕微影響,，但它對斷裂韌性的影響很大,。


圖12-1 Optical micrograph of 17-4 PH 不銹鋼在不同熱處理狀態(tài)下的金相組織 ： (a) L-PBF H1025, (b) L-PBF CA-H900, 和 (c)變形 CA-H900.

類似地，柱狀蜂窩結構會導致界面變弱,，例如LB-PBF 17-4PH中強調的沉淀硬化狀態(tài),。當缺口沿建立方向(圖12)呈針狀時，裂紋最初以I型擴展,，然后轉變?yōu)镮I型,。這一行為表明裂紋有沿柱狀晶界擴展的趨勢。δ-鐵素體沿細長晶界-ARIES的存在,，形成了弱化的界面,，被認為是觀察到的裂紋路徑偏離的主要原因。

細觀結構對AM合金FCG行為的重要作用在Al-Si合金中最為明顯,，其熔池邊界的特征是從細小的胞狀-樹枝狀微結構特征轉變?yōu)榇执蟮陌麪?樹枝狀微結構,。此外，每個熔池內的定向凝固導致胞狀凝固組織,，其織構,；立方體材料中最有利的生長方向。這些介觀結構的邊界上裝飾著致密的易碎的Si顆粒的Ar射線,，導致沿激光軌跡的裂紋的形成,。因此，裂紋擴展相對于激光軌跡的相對方向是決定FCG速率的一個重要因素,，導致特定方向的裂紋路徑輪廓,，如圖13所示,。同樣，LB-PBF Ti6Al4V中的柱狀PBG結構與取向相關的FCG行為有關,。在AB狀態(tài)下,，PBG提供了不同程度的裂紋曲折，這影響了裂紋的閉合,，我們稍后將討論這一點,。


圖13  在 LB-PBF AlSi12時沿著掃描道德斷裂表面德SEM圖： (a) Z-X和 (b) X-Z 方向

7.2.接近臨界值FCG特性

接近臨界值FCG對合金的微觀組織高度敏感，它取決于與裂紋幾何形狀(裂紋偏轉或分支),、裂紋尖端屏蔽(相變,、塑性或殘余應力)和環(huán)境誘導效應有關的裂紋閉合機制所產生的載荷條件。在每個加載循環(huán)中,，裂紋閉合和FCG之間的相互作用以接觸的裂紋面為樞軸,，吸收一部分載荷；因此,，局部降低了驅動力,。

AM合金的閾值行為在幾個參數中被報道，許多AM工藝(特別是AB狀態(tài))所具有的細小組織導致FCG門檻值相對較低,，而鍛造或鑄造對應工藝的FCG門檻值相對較粗,。值得注意的是，粗糙度誘導閉合效應與AM生產的金屬中常見的介觀結構有關,，例如在Ti6Al4V中,，由于柱狀PBG結構或AlSi10 Mg和Al12Si合金中的熔池結構。底層微結構的強烈影響意味著通過熱處理和隨后的晶粒長大,，可以改善其門檻行為和各向異性,。這一點特別重要，因為FCG的大部分時間和部分壽命都是在區(qū)域I中度過的,。近閾行為的改善直接提高了材料對缺陷和表面粗糙度的敏感性,，從而提高了疲勞壽命。

AM合金固有的介觀結構的特定取向性質意味著在區(qū)域I中也存在顯著的各向異性,，無論是在測量的K_(Th)和閉合行為方面都是如此,。因此，與拉伸性能不同的是,，AM合金的近門檻FCG行為通常與取向有關,。雖然通常只報道Z和X或Y方向，但材料的細觀結構理想上需要研究兩個裂紋面,，即垂直于XY和XZ或YZ面,，以及兩個裂紋擴展方向，即Z和X或Y方向，導致三個獨特的取向,，即Z-X,，X-Y和X-Z，其中第一個字母表示垂直于裂紋平面的方向,，第二個字母表示裂紋擴展方向。雖然有八種不同的變化是可能的,，就像擠壓或軋制的材料一樣,，通常使用的逐行旋轉的層-線構建策略在X和Y上創(chuàng)建相似，導致只有三個獨特的裂紋面和生長方向組合,。

7.2.1.鈦合金

在AB條件下,，LB-PBF Ti6Al4V的K_(Th)值較低(R>0.5時為1.5~1.8 MPa√m)，與焊接材料相似,，這歸因于細小的針狀α的微結構[267],。相比之下，在EB-PBF上測得的K_(Th)值明顯較高,，當R>0.5時,，K_(Th)值在2.7~3.4 MPa√m之間，這是因為EB-PbF合金在AB態(tài)本身具有較大板條尺寸的α+β組織,，這是因為這一過程固有的冷卻速度明顯較慢,。熱處理后，EB-PbF和LB-PbF合金的K_(Th)值在R>0.5時均大幅度提高到3.1MPaPbF~4.6MPaPbF·m~(-1)√m,。Zhai等人[266]報道了與鍛造材料相似(3-4 MPa√m)的熱處理EB-PBF和LB-DED材料,。


圖14 LB-PBF Ti6Al4V在 Z-X (邊緣)的裂紋輪廓, X-Z (垂直) 和 X-Y (平面)等方向的裂紋輪廓


圖14-1    L-PBF Ti-6Al-4V鈦合金時接近門檻值時的疲勞裂紋生長速率

接近閾值的FCG的各向異性在AB態(tài)合金中最為明顯。為了理解這一點,，需要同時考慮K次效應和閉合效應,。Becker等人[267]認為各向異性是由形態(tài)結構引起的。取向為45°的初級α板條是裂紋擴展的障礙,，導致裂紋在邊界處偏轉和分叉,，這導致了Z-X方向上穿晶與穿晶斷裂小面的比例與X-Z和X-Y平面上的不同。因此,，所需的裂紋驅動力在不同的裂紋面之間會有所不同,。這與徐和Kumar等人的觀察結果是一致的。結果表明,，PBG結構對LB-PBF Ti6Al4V合金在近門檻值區(qū)的疲勞裂紋擴展行為有直接影響,，裂紋偏轉沿板條晶界和β相沿晶界α(熱處理后)出現(xiàn)。這種偏轉顯著地降低了I型裂紋的驅動力,，從而可能導致裂紋完全停止擴展,。當與柱狀PBG結構相比較時，這一點尤其明顯，如圖14所示,。在某些情況下,，沿PBG邊界的優(yōu)先裂紋路徑是可見的，即垂直于裂紋面,，導致斷裂模式的混合性,，從而發(fā)生剪切型裂紋(II/III型)而不是開口型裂紋(I型)。

裂紋偏轉的程度也是特定于取向的,，主要是由于初級板條形態(tài)的影響,，這取決于PBG結構。在Z-X和X-Z方向擴展的裂紋在其前方遇到等軸PBG結構,，而X-Y方向的裂紋則經歷拉長的PBG結構,。凈效應將是裂紋尾跡中不同程度的粗糙，導致粗糙度引起的閉合效果不同,。Macallister等人[270]的實驗結果表明,，產生雙峰組織的DA熱處理消除了這種介觀結構效應，證實裂紋閉合是由PBG結構驅動的,。因此,，柱狀PBG結構被認為是一個主要的回撤，因為它導致了裂紋擴展動力學方面的各向異性,。


7.2.2鋼材

Riemer等人4100研究了316L鋼,、17-4PH鋼和18Ni300鋼的FCG行為，報道了LB-PBF316L在AB和SR條件下與取向相關的K_(Th),，并報道了X-Z方向的閾值(9.1mPa√m)略低于Z-X方向的閾值(9.9mPa√m),。這種差異是由于裂紋的彎曲性造成的，沿柱狀晶粒(X-Z)的裂紋擴展使裂紋路徑平坦而不那么曲折,，而沿Z-X方向的裂紋擴展則使裂紋路徑更加曲折,，從而導致斷裂模式的混合性，從而降低了K_(Th),。熱等靜壓獲得的等軸晶組織使各向同性裂紋擴展性能與鍛造316L相當,。與LB-PBF 316L不同，18Ni300似乎沒有表現(xiàn)出任何明顯的各向異性,。報道了R=0.1時～5.7M Pa√m的2.5和,？K th，與相應的形變試樣(分別為2.5和5.6~5.8M Pa√m)相近,。Suryawanshi等人,。將他們在LB-PBF 18Ni300中觀察到的沒有各向異性歸因于沒有明顯的結晶學織構，以及細觀結構對強度的影響可以忽略不計,。值得注意的是,，裂紋彎曲的尺度相當小,，裂紋偏轉在長度尺度上與X-Z方向約0.5μm的凝固晶胞尺寸相似。由于這種偏轉不會阻礙裂紋的擴展,，因此粗糙度引起的裂紋閉合在確定K_(Th)時不會起到任何重要作用,。然而，在AM馬氏體時效鋼中,，R>0.5的近閾值行為尚未得到深入研究,。優(yōu)先傾向蜂窩結構和介觀結構可能導致閉合效應的不同。

與LB-PBF材料相比,，BJP 316L具有更好的近閾值FCG性能,。這是因為BJP工藝產生的顯微組織特征中含有豐富的FCG的有效勢壘，如60°方向錯誤的退火孿晶界,、δ-鐵素體相和大角度晶界。相反,，在LB-PBF材料中,，由于存在細小的凝固蜂窩結構，位錯交叉滑移很容易幫助塑性變形,。此外,，由于50%的柱狀晶界的取向偏差小于5°，LB-PBF微結構很難阻止疲勞裂紋的擴展,。這與相對較小的缺陷尺寸幾何形狀相結合,，顯著提高了BJP 316L的無缺口疲勞性能，我們稍后將討論這一點,。

7.2.3 鎳基高溫合金

Ganesh等人重點研究了LB-DED Inconel625的疲勞裂紋擴展行為,，發(fā)現(xiàn)在14和24 MPa√m的較低應力強度范圍∆K下，疲勞裂紋擴展行為明顯遜于其鍛造對應材料,，而在m約為3.2時的穩(wěn)態(tài)區(qū)域則沒有發(fā)現(xiàn)差別,。近閾值疲勞裂紋擴展沿宏觀裂紋擴展方向的柱狀面發(fā)生。這些合金的一個明顯特點是,，經過非最佳熱處理(見第3.2節(jié),，通常與過時效有關)后，細小的非平衡Laves顆�,？梢员Ａ粼谥�晶間區(qū)域,。

這些區(qū)域可能成為相對較弱的部位，在拉伸試驗中開始斷裂,，并可能在接近閾值的區(qū)域促進FCG,。Poulin等人報道了構造方向和熱處理工藝在LB-PBF Inconel625的FCG行為中的作用。在R=0.1時,，K_(Th)值與孔隙度無關,，當R=0.1時,，K_(Th)值與孔隙度無關，這是可以預期的,。雖然AB態(tài)的FCG電阻高度依賴于取向,，但SR和HIP等熱處理不僅改善了FCG的性能，而且降低了其各向異性,。KONEˇCNáet al[280,281]報道了LB-PBF 718在近閾值區(qū)的FCG抗力比變形合金差,，這歸因于低硼含量、更細小的顯微組織和殘余應力,。先前的研究表明,，提高硼含量、縮小化氧的惡化效應和增加裂紋尖端的位錯運動阻力可以增強晶界粘聚力[282],。據報道,，HSAT后K TH值增加了三倍，因為前述的一些原因通過熱處理得到了緩解,。

7.2.4 鋁合金

在AB狀態(tài)下,，AMAlSi12和AlSi10 Mg合金的K_(Th)測量值均在1~1.3兆帕·√m之間。雖然時效后它們有了很大的改善,，達到2~3 MPa√m,，但仍低于鑄造合金的3~3.4Mpa√m。這可能是由于鑄造合金的YS較低,，從而導致相對較大的Rp,，從而導致塑性誘發(fā)裂紋閉合，提高了K_(Th),�,！�5鑄造合金的m值高于～3.4的LB-PBF合金，這是由于鑄造合金組織中存在明顯較大的Si樹枝晶,，其在rp范圍內的斷裂和脫粘增加了每個載荷循環(huán)的裂紋速度,。雖然在LB-PbF合金中也觀察到了Si枝晶，但鑄態(tài)合金具有Al和Si的共晶組織以及彌散的初生α-Al相,，這是亞共晶成分的特征,。這在LB-PBF合金中是不存在的。此外,，LB-PBF合金具有更細小的顯微組織,。Suryawan-Shih等人[80]認為細觀結構產生的曲折會導致粗糙度誘導的裂紋閉合，從而降低裂紋驅動力和FCG速率,。LB-PBF AlSi_(12)雖然具有較低的K_(Th),，但也表現(xiàn)出較慢的FCG速率和較大的斷裂韌性。

8.無缺口疲勞

第4節(jié)中討論的AM的工藝相關屬性對AM合金的高周疲勞(HCF)性能尤其不利,。低HCF強度通常歸因于較高的表面粗糙度[283-285],；表面的粗糙度起到疲勞裂紋萌生的作用,。此外，內部缺陷(在大小或數量上),，特別是具有低長寬比的LOF缺陷,，充當疲勞裂紋的起始點。因此,，表面粗糙度和孔隙率在控制AM零件的總體疲勞壽命方面起著主導作用,。雖然殘余應力也可能影響臨界值附近的FCG，如第7節(jié)所討論的,，但它們的影響不太明顯,。材料的顯微組織表現(xiàn)出相對較小的主導性和間接性影響。然而,，它影響疲勞裂紋萌生的潛伏期,，這對HCF的壽命特別重要，我們將在下面討論,。

可以通過熱等靜壓處理來改變顯微結構并減少孔隙率,，以及通過機械加工來改善表面光潔度，從而提高HCF強度,�,？紤]到HCF性能在結構部件設計中材料選擇和制造方法選擇中的關鍵作用,，AM材料的疲勞性能必須得到徹底的表征,，并確定和實施緩解低HCF強度的策略。下面,，我們將討論AM合金的HCF行為,，重點是結構與性能之間的關系。除非另有說明,，HCF強度是由即使在107周后也沒有發(fā)生疲勞破壞的應力幅值來定義的,。在大多數情況下，它是使用旋轉彎曲變形(RBF)測試方法來評估的,，其中循環(huán)應力是完全可逆的,，即R=-1。在某些情況下,，如圖所示,，在拉伸(通常為R=0.1)下進行軸向疲勞(AXF)試驗。



8.1. Ti6Al4V

在可能的鈦合金中,，文獻僅報道了AM Ti6Al4V的HCF強度,。在AB條件下，LB-PBF Ti6Al4V的HCF強度(75~200 MPa)明顯低于變形合金(500~650 MPa),。改善表面光潔度可顯著提高合金的HCF強度(200-350 MPa),。建造部分的整體密度也有類似的作用,；龔某等人。[182]報道了通過提高密度,，LB-PBF和EB-PBF Ti6Al4V的壓力分別從45 MPa提高到180 MPa和50 MPa提高到270 MPa(AXF,，R=0.1)。即使零件承受SR,，也沒有觀察到顯著的HCF行為改善,，這表明殘余應力在決定HCF強度方面不起關鍵作用。

噴丸和hip通過封閉表面附近的缺陷,，顯著提高了HCF強度,。然而，如果高表面粗糙度保持不變,，HIP的效果是有限的,。通過噴丸處理，降低了表面粗糙度,，使疲勞強度高達575-610 MPa,，這與鍛造鋁合金的HCF強度相當。噴丸的優(yōu)點是在表面附近引入殘余壓應力,，降低表面粗糙度敏感性,。最近，Lan等人提出了激光沖擊噴丸的使用方法,。這導致了相當大的殼層深度～450μm,，其壓應力為～350 MPa。同時,，在噴丸區(qū)域觀察到α相的晶粒細化和球化,。然而，他們并沒有檢測到HCF強度的潛在改善,。

在AB狀態(tài)下,，密度最高的加工和拋光試樣的HCF強度仍低于變形合金，突出了顯微組織的作用,。AN通過修改微觀結構來提高固有缺陷容限來增強疲勞性能,，該容限與接近閾值的FCG率直接相關，如第7節(jié)中詳細描述的那樣,。Kumar和Ramamurty[168]對四種不同層厚和掃描旋轉組合的LB-PBF Ti6Al4V的缺陷大小,、形狀、分布及其對HCF行為的影響進行了詳細的分析,，以考察缺陷特征和微觀結構對HCF行為的影響,。RBF試驗是在AB、熱處理和噴丸(SP)條件下進行的,。X射線斷層掃描被用來表征合金中缺陷的大小,、形狀和分布,。他們的結果表明，使用不同工藝參數組合生產的合金的HCF強度有顯著差異(圖15),。層厚(T)為30μm,，掃描旋轉角度(φ)為90°的合金的高強疲勞強度(340 MPa)明顯低于60μm和67°的合金(475 MPa)，盡管它們的相對密度幾乎相似(分別為99.63%和99.83%),。層析結果表明,，缺陷的大小和分布對所采用的工藝參數很敏感。通過重新使用預測失效包絡的Kitagawa-Takahashi的(KT)圖,，Kumar和Ramamurty對φ=90°的樣品中相對較低的HCF強度進行了合理化,，使發(fā)現(xiàn)尺寸大于臨界尺寸ai的缺陷的可能性更高。ai的值與斷裂力學框架內材料的外加應力和K次方直接相關,。如圖15a和b所示,，在μ=90°的情況下，d>36.5HCF m(ai對應于φ強度)的累積缺陷概率為18%,，而在φ=67°的情況下,，僅為2%。換句話說,，后一種情況下的大多數缺陷都是良性的,，從而導致更高的HCF強度。


圖15 (a)  在AB熱處理狀態(tài)t-ϕ, 30 μm-90° 和 60 μm- 67°以及熱處理條件下,，基于El-Haddad公式得到的 Kitagawa-Takahashi圖,；(b)  在前提條件為 t-ϕ, 30 μm-90° 和 60 μm- 67°時樣品可能的缺陷尺寸的分布

此外，基于Macallister等人的研究,，在DA之后可能會有更高的損害容忍度,。在相同的條件下,，當√m(Z-X方向,，R=0.1)為5.6M Pa時，臨界缺陷尺寸～增加50%,。在Kumar和Ramamurty的研究[168]中,，DA后HCF性能的提高分別是由于K TH的增加和缺陷直徑大于臨界尺寸的累積概率。

與工藝有關的缺陷大小,、分布,、表面粗糙度等屬性與顯微組織相關的K_(Th)與HCF強度之間的這種關系對于AM零件在承載應用中的廣泛采用至關重要，因為它可以用來預測疲勞壽命,。此外,，這種關系將適用于其他AM金屬。例如,，Beretta和Romano檢查了LB-PBF AlSi10 Mg疲勞強度的缺陷敏感性,，而Romano等人則檢測了疲勞強度的缺陷敏感性,。在LB-PBF 17-4PH方面，Zerbst等人的研究成果概述了基于上述工藝相關屬性的AM金屬的損傷容限設計方法,。

8.2.鋼材

關于EB-PBF和DED工藝生產的鋼的HCF強度的現(xiàn)有文獻有限,，迄今報道的大部分工作都是關于使用LB-PBF工藝生產的合金。采用AM工藝生產的316L和304L等奧氏體不銹鋼,，當LOF缺陷較大時,，其HCF強度可低至100 MPa[295,296]。降低孔隙率和表面粗糙度可使HCF強度提高到200~250 MPa,，與傳統(tǒng)制造的晶粒尺寸相近的鋼的HCF強度相似,。Wood et al.觀察到SR對HCF強度影響不大。然而,，與Ti6Al4V一樣,，噴丸強化可顯著改善HCF(20%至40%)的強度。通常,，304L具有比316L更高的HCF強度,。


圖 16. Micrographs of BJP 316L不銹鋼樣品的顯微組織，顯示在不同角落下的小的疲勞裂紋的起源,，循環(huán)107次之后,，應力幅度為  σa, 應力為270 MPa；EDS圖像顯示的是 基材中δ–ferrite（鐵素體）的角落裂紋的情形


圖16-1 在制造面和橫向平面的典型的顯微組織：(a, b) 3090, (c, d) 3067, (e, f) 6090, (g, h) 6067 ,，均為沉積態(tài),，點線是為了方面觀察

Todd等人報道了垂直(Z)和水平(X)構建的LB-PBF 316L試樣的HCF強度分別為100 MPa和270 MPa。這種各向異性即使在熱等靜壓后仍然存在,，這意味著它與表面粗糙度的差異有關,，這些差異是由構建方向的不同引起的。相反,，Moham-Mad等人報道,，加工和拋光后Z和X方向的HCF強度分別為～250和～360 MPa。當規(guī)格軸與構建方向成45°時,，記錄到的高強抗折強度為～70 MPa,。基于這些結果,，Mohammad et al.[302]表明HCF強度的各向異性與層與層之間固有的弱界面強度有關,。

Kumar等人比較了LB-PBF和BJP兩種工藝生產的316L合金的疲勞抗力，發(fā)現(xiàn)LB-PBF合金的高強抗力僅為～10 0 MPa,，而BJP合金的高強抗力為～2 5 0 MPa,。值得注意的是，盡管與LB-PBF合金的～2.3%的孔隙率相比，BJP合金的孔隙率要大得多(在3.7%到5.6%之間),，但bjp合金的hcf強度要比常規(guī)制造的合金高得多,。BJP試樣中的缺陷相對較小且分布均勻，這可能是其具有較好的HCF性能的原因之一,。然而,，關鍵原因在于微觀結構。疲勞裂紋在缺陷角等內應力集中處成核,，在高角度晶界,、退火孿晶界和δ-鐵素體相等微觀結構特征處得到強化(見圖16)。

Kumar等人認為,，BJP產生的微觀結構在阻止在循環(huán)加載條件下形核的裂紋方面更加有效,。這是因為短裂紋主要是由于平面滑移(與AB條件下的微觀結構有關)而保持其晶體性質，從而得到偏轉,。然而,，對于LB-PBF試樣，其組織由凝固細胞和柱狀晶粒組成,，這意味著從300 ~ 400 μm的LOF裂紋開始的疲勞裂紋擴展不受它們的阻礙,。

Nezhadfar等人測量了經過加工和拋光的17-4 PH鋼試樣的HCF強度為~ 400 MPa。如果印刷后表面狀況沒有改變(即沒有進行加工和拋光),，HCF強度隨時效溫度的增加而增加,，即H900處理為200 MPa, H1025和H1 150處理為300 MPa。這表明,，當缺陷存在時,，過度老化更有益。

在加工和拋光條件下,，AM 18Ni300試樣的HCF強度在Z和X方向分別為~ 350和~ 450 MPa[128],。在疲勞加載過程中，[Ti/Al]-O夾雜也會隨著靠近表面的裂紋而萌生疲勞裂紋,。在400°C的溫度下,，觀察到反向行為;在Z向和X向測得的HCF強度分別為~ 440和~ 310 MPa，裂縫主要由LOF裂縫引發(fā),。在490℃下進行6小時的時效處理幾乎使室溫HCF強度增加了一倍[304],，這表明原位硬化可能是提高高溫疲勞抗力的原因,，從而轉化為更高的HCF強度,。

8.3.鎳基高溫合金

到目前為止，大多數關于該合金系統(tǒng)的HCF研究都集中在Inconel718上,，Inconel718也是AM研究的鎳基高溫合金中最流行的變體,。AB態(tài)的HCF強度較低，為150-200 MPa(AXF,，R=0.1),，而形變狀態(tài)的HCF強度為450 MPa,，這通常是由于表面粗糙度高和表面缺陷[305,306]所致。

Yoichi等人報道了用兩臺不同的LB-PBF機器生產的按AMS 5663處理的Inconel718試樣獲得了兩種不同的HCF強度(Z方向在325~350 MPa之間,，X方向在200~300 MPa之間),。第二組試樣相對較低的強度和較明顯的各向異性歸因于較明顯的各向異性缺陷尺寸分布(Z方向為10-160μm，X方向為10-119μm),，而第一組試樣的缺陷尺寸分布較小且相似(兩個方向的缺陷尺寸分布均為10-80μm),。

Witkin等人評價了R、表面狀況和LB-PBF Inconel 718的構建方向的影響,。它們在Z方向和X方向都獲得了相似的300Mpa的高強抗壓強度,。在與Z成30°傾角的情況下制作的試件獲得了～350兆帕的高強抗壓強度。加工后,，高強鋼的抗壓強度提高到～450 MPa,。此外，R對加工試樣的影響導致當R=0.1和0.5時,，AXF分別降至280 MPa和240 MPa,。這是意料之中的，因為HCF也受最大施加應力的控制,。

幾乎沒有證據表明AM Inconel合金的顯微組織特征(包括Laves和δ相的存在)對合金的高強疲勞性能有影響,。由于晶體織構較弱，晶粒尺寸,、孔隙率,、δ析出物含量和晶界是決定疲勞強度的主要顯微組織特征。一方面,，AM材料呈現(xiàn)出更細小的晶粒組織,，疲勞性能有望更好。然而,，多孔性和大量的δ沉淀可能會克服這一積極影響,。在某些情況下，疲勞失效是由于氧化物/碳化物夾雜物的裂紋萌生造成的,。已知碳化物會在變形和鑄造合金中引發(fā)疲勞裂紋,。他們的存在被認為來自粉末本身，而不是LB-PBF過程,。這些類型的夾雜物很脆,，易于裂紋萌生，類似于氣孔,。雖然與毛孔相比,，這些夾雜物一般較小，但它們的影響很難克服；例如,，使用髖關節(jié)治療無法去除它們,。

Sang et al.對LB-DED Inconel 718進行了直接老化，測得650°C下的HCF強度為500 MPa(AXF,，R=0.1),，高于室溫HCF強度。作者觀察到,，在高溫下,，疲勞裂紋是從Laves相開始的，而不是從缺陷開始的,。此外,，觀察到裂紋在Laves相周圍擴展，這表明γ基體中的裂紋更容易發(fā)展,。作者認為,，Laves相的存在可能起到了阻礙裂紋擴展的作用，從而導致了較高的高溫HCF強度,。Kirka等人在EB-PBF Inconel 718中和在HIP,、SA在1066°C下以及在低周疲勞狀態(tài)下老化之后觀察到類似的現(xiàn)象。Griben et al.認為δ相的存在會對裂紋擴展產生隨溫度變化的滯后效應,。而缺少γ’’降低了室溫的影響,，在500℃以上的溫度下，裂紋延遲性更為顯著�,，F(xiàn)在還需要更多的工作來確定AM的微觀結構助劑對材料HCF強度的影響,。


圖17-1 高周疲勞循環(huán)樣品的尺寸


圖17-2  IN718高溫合金的斷裂表面的SEM SE照片以及相應的放大

8.4.鋁合金

Siddique等人的報告稱，在不加熱構建平臺的情況下,，al - Si部件的HCF強度為~ 65 MPa,，而當構建平臺加熱到200°C時，HCF強度為~ 10 0 MPa,。在這兩種情況下,，均采用240℃SR熱處理2 h。疲勞強度提高50%歸因于后者較低的孔隙率(0.12%),，而前者為0.25%,。然而，由于冷卻速率的降低,，建筑平臺加熱也增加了cel- lular結構的尺寸,，這也可能有助于提高54%的HCF強度。

在AlSi12和AlSi10Mg合金中都觀察到一個有趣的現(xiàn)象,，即SR熱處理的影響,，它增加了整體孔隙率和缺陷尺寸,。Naor等人報道了加工和拋光AB試樣的HCF強度約為120 MPa,。然而,，在300°C SR 2 h和HIP(250°C, 180 MPa 2 h)處理后，分別降至~ 70和~ 75 MPa,。SR標本密度最低,，HIP和AB標本次之。由SR和HIP引起的密度降低是由于熱誘導缺陷的形成,，這是與預測的結果是相反的,。然而，在500°C的SR和HIP之后,，產生了接近全密度的部件,。AB試樣的HCF強度除了低孔隙率外，還歸因于在細胞邊界上分離的Si粒子網絡,。在SR和HIP過程中,，長時間暴露在高溫下會破壞Si網絡(如圖6所示)，破壞拉伸強度和HCF強度,。粗化Si顆�,？勺鳛槠�勞裂紋萌生的位點。Changchum等人報道了經過SR,、固溶和時效熱處理后HCF強度的顯著下降,。然而，這些發(fā)現(xiàn)與Suryawanshi等人[80]的報告相矛盾,，Suryawanshi等人報告了AlSi12在400°C條件下經過6小時an處理后,，其HCF強度從60 MPa提高到110 MPa。

AM AlSi12和AlSi10Mg合金在熱處理過程中Si顆粒的粗化和數量的減少取決于熱處理溫度,。第3.2節(jié)中討論的微觀結構變化可能會影響疲勞強度,，這可以解釋(結合缺陷尺寸變化)HCF強度數據的變化。例如,，Uzan等人報道T6熱處理后K值提高了80%,。Simi- larly, Aboulkhair等人[34]報告了在520°C下1小時和160°C下6小時的雙熱處理后，HCF強度從28 MPa提高到57 MPa,。

Todd 等人報道了在AB條件下,，建筑方向對LB-PBF AlSi10Mg HCF強度的影響可以忽略不計。Naor等人研究了SR AlSi10Mg在機械拋光前后的噴丸效果:拋光試樣的HCF強度約為110 MPa,，略高于噴丸試樣的HCF強度約為100 MPa,。AB表面處理的HCF強度為~ 75 MPa，噴丸和拋光(電化學和機械)的樣品的HCF強度為~ 105 MPa,。雖然噴丸處理后殘余壓力仍然存在(這將顯著降低裂紋萌生的可能性),，但表面剩余的非晶態(tài)仍然導致HCF強度的顯著降低,。


圖18 在不同應力水平下得到的斷裂表面 (75 MPa, 95 MPa, 145 MPa和 195 MPa) ，樣品的熱處理條件為 SR+HIP at 250 °C,，同時展示了最終的斷裂區(qū)域和最大的裂紋長度


圖18-1 AlSi10Mg 鋁合金的顯微組織：  (a) 沉積態(tài), (b) 熱處理之后, (c)  沉積態(tài)條件下在 XZ平面上被拉長的α-Al , (d) equiaxed α-Al grains as seen on the 沉積態(tài)條件下XY平面上等軸的  α-Al,； (e) Si spheroids in the α-Al matrix after T6熱處理之后 α-Al 基材中的Si 球形體。所有的圖均為沉積態(tài)和熱處理狀態(tài)下的橫截面

9.總結

AM的出現(xiàn)將以前所未有的方式革新金屬零件的制造,。為了實現(xiàn)這一潛力,，使AM合金成功地應用于工業(yè)實踐，對加工-組織-機械性能的深入理解是必須的,。AM的附加特征,，如介觀結構、孔隙度,、殘余應力,，以及它們之間復雜的相互作用，使這一過程變得更加復雜,。雖然在AM的制造方面以及組織和拉伸性能的評估方面已經進行了大量的研究,，但對斷裂韌性和疲勞性能的研究相對較少。由于這些性能是確保AM部件結構完整性的關鍵(因此認證),，更多的努力集中在疲勞和斷裂的AM合金是必要的,，以理解這些性能是如何控制上述特征。反過來,，這些知識可以用來設計耐損傷的結構部件,。在這種情況下，AM合金的以下獨特方面需要銘記在心,。

雖然延展性是決定合金在工程實踐中適用性的一個重要屬性,，但對于AM合金來說，它可能不是最重要的一個屬性,。這是因為凈形狀的部件是直接制造的,，不需要進一步的“二次機械加工”，否則會使合金的延展性成為一個重要因素,。由于斷裂韌性--在大多數常規(guī)制造的合金中作為延性指標的一項關鍵性能--可以通過細觀結構設計得到提高,，因此最好直接關注斷裂韌性的評估，以及如何進一步優(yōu)化強度和韌性,。

激光加工的快速凝固條件導致合金元素在某些情況下具有亞穩(wěn)和細小的組織特征,，固溶度增加，而構建策略則提供了介觀組織特征,。前者增強強度,，后者增強韌性。AM為設計具有增強強度-韌性組合的合金提供的這些額外的“自由度”還沒有被充分利用,。

大多數金屬AM的起始材料都是粉末狀,。因此,，在竣工零件中，氣孔是不可避免的,。雖然熱等靜壓等制造后處理可以顯著減少(甚至消除)孔隙率和未熔合缺陷,，但它們抵消了AM在一步生產最終零件方面的獨特優(yōu)勢。(此外,，擁有復雜和錯綜復雜設計特征的零件的臀部-AM的另一個關鍵特征-可能并不那么簡單,。),。由此可見,，對用AM制造的構件采用“損傷容限設計”理念是保證結構完整性和可靠性的最佳途徑。在這種方法中,，缺陷的存在被認為是理所當然的,，這使得微觀和細觀結構對近門檻疲勞裂紋擴展和裂紋閉合行為的作用變得重要。通過允許更大的臨界缺陷尺寸來大大提高了HCF的性能,。然后,，采用基于斷裂力學的方法來保證在循環(huán)加載條件下裂紋的大小或長度不超過臨界裂紋尺寸。為此,，必須詳細了解加工條件如何影響孔隙度,。由于缺陷大小、形狀和位置等方面在決定零件疲勞壽命方面起著至關重要的作用,，因此需要對它們進行詳細的表征,。

如果使用環(huán)境是富氫和腐蝕性的，則會對AM合金的結構完整性產生重大影響,，因為其固有的亞穩(wěn)相,、細觀組織、孔隙率和殘余應力會降低性能,。因此,，利用AM生產的合金的應力腐蝕開裂和氫脆等方面的研究一直沒有引起足夠的重視。

雖然人們在模擬AM過程本身和微觀組織發(fā)展方面做了很大的努力,，但基于力學的AM合金結構-斷裂/疲勞性能關系的模擬還有待研究,。通過這些努力獲得的洞察力在調整工藝條件以增強損傷抗力方面特別有用，例如在微調細觀結構以增強抗裂性方面,。

目前,，金屬AM零件在工業(yè)上被廣泛接受的一個主要障礙是顯微組織、高殘余應力,、表面光潔度和缺陷的存在的空間差異,，而這些缺陷是由原料、可建造的和機器對機器的變化性造成的,，這些缺陷的存在使金屬AM零件在工業(yè)上被廣泛接受的一個主要障礙是微觀組織的空間變化,、高殘余應力,、表面光潔度和缺陷的存在。對工藝-結構(包括屬性)-機械支柱連接的透徹理解將使我們能夠深入了解其中哪些是關鍵的(如果有的話),，從而更容易地將AM部件與確保的可靠性集成在一起,。



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：https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.07.049

https://doi.org/10.1016/j.matchar.2019.01.028

https://doi.org/10.1016/j.matdes.2016.05.041