长三角G60激光联盟导读

本文为大家分享材料学顶刊《 Acta Materialia 》上的综述，增材制造金属的断裂与疲劳(3)。

5.抗拉性能

AM合金的准静态拉伸性能主要由其内部的微观组织控制，而孔隙率、表面粗糙度和残余应力的影响较小(除非它们的水平太大，或者拉伸塑性较低)。如第3节所述，直接制造方法的显微组织在存在凝固胞状组织的情况下是很好的；这种细化的(有时是亚稳定的)显微组织与常规制造的组织相比具有高的静态强度和低的延展性。在一些AM合金中，屈服强度(YS)符合Hall-Petch关系，这意味着较细小的显微组织特征是观察到高YS的原因。另一方面，使用BJP制造的合金的性能与传统生产的合金相似[40]。AM合金的拉伸性能，如YS、极限拉伸强度(UTS)和断裂伸长率(EF)通常是各向异性的，YS和UTS在构建方向(Z)上更优越。EF的各向异性通常是最明显的，在垂直于构建方向(X和Y)的方向上具有较高的值。这种行为归因于明显的介观结构和某些情况下的晶体织构。在某些情况下，优化的工艺参数可以通过赋予所造部件更多的等轴微结构来降低各向异性，如稍后所讨论的。然而，在大多数情况下，需要进行后处理来改善准静态拉伸性能。这样的处理通常会降低强度但增加塑性；结果强度-塑性组合在大多数情况下仍然满足标准要求，例如在Ti6Al4V[15]中。热处理通常会降低各向异性，然而，由于AM合金固有的细观结构，通常会保留一定程度的各向异性。在下文中，总结了使用AM技术生产的特定合金系统的拉伸性能的显著特征。

图0 增材制造时，不同方位进行力学性能测试和沉积方向的位置图

图0-1 典型的结构材料的机械性能的范围，是否感兴趣主要取决于所要应用的场合，其中简写分别代表的意思: LEFM, （线性弹性断裂力学）linear elastic fracture mechanics; SHPB, （分离式霍普金森压杆）split-Hopkinson pressure bar.

图0-2 用于结构应用场合的增材制造合金的集成多尺度途径

5.1.钛合金

为便于比较，文中还列出了锻造Ti6Al4V的性能。由此可以看出，虽然AM可达到甚至超过ASTM规范的YS和UTS(例如，由CAST[227]和WORD[228]路线生产的外科植入物)，但EF通常较低。

LB-PBF常产生YS和UTS分别为∼1030和∼1200 MPa的AB合金，较低的EF在7-10%之间，这是由于形成了马氏体α’。Xu等人报道称，通过仔细调整LB-PBF的层厚和体积能等参数，可以控制堆积过程中的温度循环，使α’就地分解，从而获得更有利的高强度-高延性组合。LB-DED合金具有较低的YS和UT(分别为∼880和∼960 MPa)，但由于在这一过程中使用了加热构建平台，EF提高了9%到16%。(Murr等人已经报道了高达25%的远高于EF值。与LB-PBF相比，LB-DED和EB-PBF工艺生产的AB零件的延展性更好，这是由于EB-PBF中构建平台的加热和LB-DED中相对较慢的冷却速度导致的原位回火的结果。然而，Choi等人报道了低至2.7%的延展性。[230]这可能是由于LB-DED中的氧污染造成的，因为在该过程中难以控制环境条件。众所周知，钛的增氧是提高其强度和降低延展性的一个重要因素。因此，化学成分的这种变化，即使它们很小，也可以使所观察到的报告性质的变化合理化。这在使用建筑平台加热的LB-PBF工艺中很明显。例如，Vrancken等人。在使用高达400°C的构建平台加热时，注意到EF较低(3.9%)，并将延展性的大幅降低归因于加工过程中的吸氧。

拉伸性能的各向异性(在不同程度上)存在于使用本综述中考虑的AM技术加工的所有合金中。各向异性在EF中最为显著，例如，通常在水平方向(即X或Y方向加载的试件)上观察到较低的EF。这归因于Ti6Al4V中的柱状PBG结构或细长的晶粒形态。适当的粉末层厚度和孵化策略的组合可以得到更等轴的PBG结构，这反过来又降低了各向异性并提高了延展性。AB Ti6Al4V的断裂模式主要是沿晶断裂，Kumar等人报道了脆性小面断裂和延性撕裂断裂(由于其柱状性，取决于PBG取向)。最近，Ter Haar和Becker在[113]中提出LB-PbF合金的各向异性是由随机的α微观织构引起的。他们使用EBSD和断口分析的研究表明，α板条优先沿最大剪应力轨迹剪切，塑性流动位于PBG内部。因此，柱状PBG结构中占主导地位的∼45°惯性面控制了各向异性，从而使ZX面上PBG具有更大的促进滑移的微织构区域，因此具有较大的磁阻。热处理导致细小的α‘或α转变为粗化和片状的α，形成与EB-β工艺或传统制造工艺相似的α+β结构。这些显微结构变化导致YS(和UTS)减少，EF改善。然而，在高温下显著的晶粒长大可使YS降至715 MPa，远低于变形合金。在适当的热处理后，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变形合金和铸造合金。LB-PbF Ti6Al4V合金经双重热处理后，可获得由等轴初生相α相和片层状二次α+β组织组成的双峰组织，合金的EF显著提高到16~20%。

图1-0 不同制造工艺和不同热处理状态下Ti6Al4V合金的力学性能汇总结果

图1-1 沉积态的PBF (EBM) Ti-6Al-4V位置相关的强度；显微组织的变化，显微组织的变化 (先生 β 晶粒和 α + β 显微组织) 以及缺陷密度均沿着同一沉积样品来探测。

图1-2 Summary of stress (S) versus cycles to failure (N) (S-N) data for PBF (laser), PBF (EBM), and 线材 (DED) 在 R=0.1的时候汇总的应力和时效的循环（N）(S-N). 其中铸造、变形的数据也用来进行对比

5.2.钢材

在大多数情况下，这些特性通常达到或超过AB状态本身的工业应用所需的指定值。例如，LB-PBF316L的YS和UTS分别达到∼440和∼660 MPa，而锻造316L的YS和UTS分别为170和485 MPa。同样，LB-PBF304L的YS和UTS分别为∼450和∼670 MPa。大多数AM钢的YS和UTS都有相当大的提高，这是由于它们具有细小的凝固晶胞尺寸。重要的是，这些强度增强不会被EF的显著降低所抵消，LB-PBF 316L和304L的报告值在35%到60%之间。然而，高孔隙率水平可能导致EF显著降低(例如在BJP钢中)，从而使失效从延性失效模式转变为脆性失效模式。Kumar等人报道说，在BJP 316L中，塑性变形早期阶段普遍存在的平面滑移和其他微观组织因素的独特组合导致在缺陷拐角处形核的小裂纹被阻止，因此钢的延性是缺陷不敏感的。然而，如果缺陷尺寸足够明显，则注意到EF的数量级减小，例如在LB-DED 316L中。与钛合金一样，报告的强度取决于所采用的加工方法和获得的微观结构。由于搭建平台加热，EB-PBF的冷却速度较慢，导致YS和UTS值较低，分别为∼360兆帕和570兆帕。而用BJP生产的钢经致密化和时效处理后，加工硬化明显，YS和UTS分别为∼180和∼550 MPa，EF为∼70%。

沉淀硬化钢17-4PH和18Ni300在AB状态下相对较软，因为在大多数AM工艺中普遍存在的快速凝固速度不允许有足够的时间进行沉淀。LB-PBF制备的18Ni300虽然组织细小，但在非时效条件下(∼950和∼115 0 MPa)表现出较低的YS和UTS。观察到残余奥氏体和奥氏体反转导致相变诱发塑性，从而产生特殊的加工硬化。在AG(包括有无ST)之后，正如预期的那样，UTS显著增加(至∼2020 MPa)，同时延性降低。

图2-0 在增材制造不锈钢的时候，制造方位不同的示意图

图2-1 本研究中拉伸样品的不同类型

图2-2 在不同制造方向的条件下进行增材制造时得到的显微组织： (a)和 (b) 制造方位为 0°, (c) 和 (d)制造方向为 90°, (e) 图 (b)中的显微组织放大的结果

AM钢的拉伸性能也普遍存在各向异性，这归因于上述具有强烈织构的柱状组织。然而，这可以通过适当的热处理来克服。例如，LB-PBF 316L需要1050°C的固溶温度才能发生再结晶。

5.3.镍基高温合金

表3总结的AM镍基高温合金的拉伸性能对合金在制造过程中和制造后经历的热历史高度敏感。因此，已报道的使用不同AM系统和热处理溶液生产的合金的性能差异很大。这是由于它们中的一些沿晶界析出了γ‘和γ’以及针状δ。在适当的ST+AG处理后，获得了更一致的性能。如前所述，In-CONEL 718需要在高于1050°C的温度下缓慢加热和浸泡，以便能够溶解在AM期间形成的亚稳态Laves相。这通过从溶质富集区向γ基体的反向扩散降低了Nb的微观偏析程度。时效后，AM合金的强度水平与锻造Inconel718[148,240,241]相似。在Inconel718和6 2 5中，UTS分别为∼115 0和∼10 0 0 MPa，EF分别为∼18和∼35%。典型的镍基高温合金时效时间与强度之间存在很强的相关性。

由于冷却速度快，用直接AM工艺生产的合金在AB状态下倾向于具有细小的枝晶组织，因此表现出强烈的织构，从而导致显著的机械各向异性。然而，尽管定向凝固，适当的工艺参数组合可以降低各向异性。例如，采用点热源填充策略(在线性热源上)获得了Inconel718合金的近各向同性拉伸强度的显微组织。然而，EF中的各向异性仍然存在。

5.4.铝合金

由于AM能显著提高铝合金的强度，常有报道。例如，在LB-PBF AlSi10 Mg上测量了∼260和∼340 MPa的YS和UTS。这样的强度增强往往是以EF为代价的，EF在1-8%之间。强度的提高被认为是由于阻碍了位错运动的亚晶界和枝晶间Si。

LB-PBF AlSi10 Mg中出现的各向异性组织和晶体织构导致了力学行为的各向异性。例如，AlSi12在建材方向的延性仅为横向的一半，尽管强度差异不大。由于工艺参数的变化，晶粒尺寸、晶粒取向、胞状形貌和熔池排列的变化会导致UTS和EF的强烈各向异性。Paul等人。报告说，与沿构建方向永久加载的破坏应变为5%-7%的破坏应变相比，沿构建方向的加载显示出更明显的应变硬化，从而在仅为∼3.5%的拉伸应变下导致沿熔池边界的过早破坏。当沿构建方向(Z)加载时，沿着熔池边界发生破坏，这表明熔池中观结构处的界面变弱，其中晶胞结构更粗糙且大多拉长。

结果表明，这种各向异性可以通过后续热处理来降低。然而，这通常伴随着强度的显著损失；例如，LB-PBF AlSi12的YS在退火后降低到95 MPa。已证明一种标准的T6热处理可以消除Si网络。在随后的时效过程中，原始细晶组织粗化，同时形成析出物。前者的效应抵消了后者的预期强化，因此产生了与AB态相同的YS。

6.断裂韧性

材料的断裂韧性(KIC)定义了它所提供的抗裂性，是确保结构完整性和可靠性的重要性能。在AM中，亚稳组织、细观组织、孔隙率和高残余应力的组合会对合金的抗断裂能力产生不利影响。因此，AB零件的热处理通常被要求提供与常规生产的合金相似的断裂韧性。这使得它们能够满足特定的标准；例如，用于生物医学应用的Ti6Al4V[227,228]。

广义地讲，KIC取决于以下因素：裂纹尖端前方塑性区的大小(Rp)，裂纹尖端钝化，以及裂纹在裂纹模式下的弯曲度或混合度。例如，较大的塑性区尺寸通常伴随着裂纹尖端的钝化，从而导致显著的增韧。类似地，由于剪切型(或III型/III型)断裂促进了裂纹偏转(从I型)，裂纹模式混合性可以导致韧性的显著增强。虽然塑性区的形成和裂纹钝化是内在机制(这可能导致强度和韧性之间的冲突；延性的提高导致KIC的改善，但可能以YS和UTS为代价)，而裂纹弯曲是一种可以在不影响强度的情况下增加韧性的外部机制。这种外部增韧机制已经在AM合金中观察到，其中裂纹曲折是由3.1节所述的细观结构引起的。这可以导致某些AM合金的KIc和抗裂性(“R曲线行为”)比传统生产的同类合金有很大提高；例如Suryawanshi等人报道的LB-PBF AlSi12和AlSi10 Mg[252]。因此，胞状组织和细观组织都会影响AM合金的断裂韧性，这两个因素都需要考虑。延性可以提高断裂韧性，这种独特的细观结构可以通过仔细选择参数来提高强度和韧性。

在测定AM合金的断裂韧性时，除了合金的微观组织外，还需要仔细考虑残馀应力的作用以及缺陷的大小和分布。例如，凯恩等人已经报道了LB-PBF Ti6Al4V[253]K_(IC)的残余应力与各向异性之间的反相关关系。同样，Seifi等人也报告了EB-PBF Ti6Al4V的孔隙率与KIc之间的关系，我们将在下面讨论。由于这些因素，AM合金的K_(IC)具有明显的各向异性(在某些情况下还具有异质性)。虽然残余应力和缺陷分布的工艺属性可能对KIC不利，但细观结构可以显著改善它们。在下文中，我们总结了每一类合金特有的AM合金的断裂性能和特点。

6.1.钛合金

典型的变形Ti6Al4V的KIC范围为30~100 MPa√m，这取决于材料的微观结构。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残余应力。在达到99.5%以上的密度和热处理后，KIC提高了48到67 MPa√m[97,189]。这些都可以进一步改进；例如，Kumar等人和Dhansay报告了双相热处理后的KIC值在75至106兆帕√m之间。

观察到的热处理后断裂韧性的提高是由于片状α-β组织的形成，该组织具有相当大的延展性。K_(IC)在具有片层组织的α+β钛合金中最高[8]。与轧制Ti6Al4V的晶体织构可以引起各向异性不同，AM合金中没有强烈的晶体织构，这表明柱状PBG结构是引起各向异性的原因。介观柱状PBG结构有助于裂纹的弯曲，其中PBG边界起着弱化界面的作用。Ku-mar等人[98]对LB-PBF Ti6Al4V的微观结构与KIC的关系进行了详细的研究。他们的结果表明，各向异性与rp有关，在AB条件下，rp仅为∼0.2 mm，热处理后rp增加了一个数量级，达到2-3 mm。由于AB条件下的rp与PBG之间的间距(∼0.14 mm)相似，只有当裂纹尖端接近PBG边界时，才有可能沿边界优先扩展。如图3c和d所示，通过将扫描旋转从90°改变到67°，可以诱导柱状PBG向近等轴PBG的转变。具有等轴PBG的试样在AB条件下(∼48-54 MPa√m)以及经过AN处理(∼96-93 MPa√m)[97，98]后都获得了接近各向同性的KIC。

在AB态，EB-PBF制备的Ti_6Al_4V比LB-PBF制备的Ti_6Al_4V具有更高的K_(IC)，这主要是由于其中的α+β片层结构所致。Seifi等人报道了AB EB-PbF Ti6Al4V的KIC范围很宽(在43~95 MPa√m之间)，髋关节后KIC明显收窄(至61~3 MPa√m)。在此基础上，认为AB态K_(IC)变化范围较大是由于HIP降低了孔隙率和残余应力的共同作用。热等静压后平均K_(IC)值的降低是由于α板条的两倍粗化，这降低了合金的强度。Seifi等人还对EB-PBF Ti6Al4V中的缺陷进行了表征，观察到缺陷大小与测量韧性之间的关系，缺陷大小的变化归因于材料的异质性，这种异质性依赖于建筑物的高度。与Kumar等人的[98]发现类似，由于柱状PBG结构提供了容易的骨折路径，所以存在各向异性(即使在髋关节之后)。

6.2.钢材

与常规生产的316L相比，其K_(IC)值在112~278 MPa√m之间，而AM合金的K_(IC)值较低。例如，对于LB-PBF 316L[256]，K IC的范围在63至87 MPa√m之间。这可能是由于缺陷、延展性降低以及缺少相变诱导塑性(TRIP)造成的。后者由Kumar等人举例说明。在LB-PBF304L中，当试验温度仅升高50°C(从TRIP被激活的室温到75°C，TRIP不再激活，变形机制以位错滑移和孪晶为主)时，他们观察到断裂韧性显著降低(∼40%)，各向异性也随之增强(~16%)。

虽然在大多数采用不同AM工艺生产的钢中都能观察到熔池边界形式的细观组织，但没有看到元素偏析到这些边界，也看不到元素在这些边界上的偏向。熔池内或熔池两端的晶粒生长是由其几何形状和传热方式(小孔和传导方式)决定的，如图4e-g所示。由于熔池和晶粒结构的内在交织结构，熔池结构引起的裂纹弯曲是可能的，并可能导致韧性各向异性。

时效LB-PbF18Ni300(70-75 MPa√m)的K_(IC)与常规合金相似。Ydorlahi等人根据疲劳疲劳试验数据)估计LB-PbF 17-4PH时效(H900状态)后的K IC为∼70 MPa√m，据称高于CM PH-17-4钢在H900状态下的K IC 50 MPa√m，这可能是因为AM合金具有较高的延展性。研究AM钢断裂韧性的研究较少。关于AM的特殊特征，如凝固细胞、局部晶体织构和细观结构对断裂行为的影响还有待详细的研究。

6.3.镍基高温合金

与钢一样，AM镍基高温合金的断裂韧性数据也不多。少数研究结果表明，与拉伸性能一样，AM-Inconel合金的断裂韧性强烈依赖于微观结构以及由此经历的热历史。Puppala等人报告，使用裂纹尖端张开位移（CTOD）技术估算的LB-DED铬镍铁合金625的断裂韧性接近其焊接对应件，但低于锻造对应件的断裂韧性。他们认为，孔隙率显著影响断裂韧性，因为孔隙率的增加（从0.1%增加到2.7%）导致K Ic的显著降低（从95 MPa减少到65 MPa）√m），同时伴随着韧性断裂模式向脆性断裂模式的转变[261]。Michael等人报告说，在AB LB-PBF铬镍铁合金718中，K Ic依赖于位置和方向，这归因于传播过程中遇到的有效孔隙度；垂直试样（Z）中较低的孔隙度导致K Ic为110 MPa√m、而它是116兆帕√m水平试样中的（X或Y方向）。HIP（在980°C下）随后进行SA和AG处理，将K Ic降低至82 MPa√M这可能是由于合金的强化，因此延展性降低。相反，AB LB-DED Inconel 718中的K Ic为86 MPa√m，几乎翻了一番，达到164兆帕√ m均化（110 0°C）后的，然后是ST和AG。（相比之下，锻造合金的K Ic为103 MPa√m）。在这里，AB条件下的低K Ic归因于缺乏γ’’’/γ’ 在γ基体中预硫化，而时效后的高韧性是通过γ的沉淀强化实现的γ。然而，由于存在粗Laves相和不均匀γ’’’，直接时效处理并不能改善K IC的γ’ 沉淀。因此，高ST和AG处理都需要达到与CM对应物相当的K Ic[153]。如前所述，Laves相的溶解和Nb的均匀分布只能通过1050°C以上的溶化来实现，这也会导致等轴晶粒结构和晶粒生长。

图3-0 Inconel 625高温合金的拉伸曲线，该图中同时显示了传统制造的结果同增材制造的材料的对比

图3-1 LMD制造的Inconel 625 （蓝色的线）在热处理之后的拉伸性能; SLM奥德样品 (用红色的线表示).

图3-2 LMD In625样品在后热处理后的显微组织和机械性能的对比.

6.4.铝合金

AB状态下LB-PBF Al-Si合金的熔池边界处存在连续的枝晶间Si相网络，这为裂纹扩展提供了一条简单的路径，从而促进了广泛的裂纹偏转。因此，由于细观结构引起的裂纹弯曲，这些合金中的细观结构对断裂韧性产生了显著且通常是积极的影响。在LB-PBF AlSi12中，Suryawanshi等人报告K Ic值比铸造合金高2-4倍。尽管YS也在使用，但这种韧性增强仍在增加∼高出2倍，即EAM同时增强了强度和韧性，这与大多数传统合金不同，传统合金的强度增强往往以牺牲韧性为代价，反之亦然。Suryawanshi等人将强度的显著提高归因于微观细化和固溶体中相对较高的Si。韧性的提高完全是由于细观结构，细观结构通过熔体池边界处的裂纹偏转增强了裂纹的弯曲度。自然，细观结构赋予韧性各向异性，构建方向（Z）上的断裂韧性更高，因为裂纹面法线平行于构建层，并且裂纹扩展基本上发生在各个层之间。退火降低了这些合金的K Ic，尽管以强度为代价提高了韧性。熔池边界结构（包括硅析出物）的分解被认为是裂纹扩展阻力较低的原因，即E低K Ic。然而，热处理材料的韧性仍然是铸造合金的两倍。

图4-0 沉积态制造的样品在垂直方向的显微组织，齐显微组织显示出熔池的特征： (a)横截面, (b)长度方向, (c) SEM显微组织 (XZ平面) 和 the 相应的 EDX对枝晶胞网状的 点分析以及 (d) POM显微组织在长度方向的分析结果，表明柱状晶沿着制造方向在熔池的边界进行

Leonhard等人报告了LB-PBF 的AlSi10Mg的KIc值在40至60 MPa√m之间，尽管明显高于铸造铝硅合金的KIc值，AlSi10Mg的KIc值为11至20 MPa√m由于试样尺寸效应和试验前缺乏疲劳预裂纹，可能有所升高。

图4-1 SLMed AlSi10Mg 合金的三维组织图： (a) 氩气保护气氛下的垂直制造；(b) 雅琪保护气氛下的水平方向制造；(c) N2气氛下的垂直制造和(d)N2气氛条件下的水平制造

图4-2 各种不同制造状态下的机械性能；点线显示的是铸造T6 AlSi10Mg的标准数值

在最近的一篇论文中，Paul等人报道了LB-PBF AlSi10 Mg在AB状态下的等效断裂韧性值在23-30 MPa√m之间，类似于刘等人报道的27-31 MPa√m的KIc。他们指出，孵化间距或层厚度的增加会导致更大的柱状晶粒结构和更宽的蜂窝状亚结构。相反，扫描策略控制熔池排列，形成以熔池为主的细观结构。KIC对扫描策略更敏感，而剖面线间距和层厚度对拉伸性能的影响更大(如第5.4节所讨论的)。与采用67°扫描策略的材料(25-31 MPa√m)相比，采用90°扫描策略的合金试件的断裂韧性(19-27 MPa√m)有所降低，这归因于裂纹的曲折。与67°材料中随机的熔池排列相比，用90°扫描策略建立的试样中观察到的裂纹路径不那么曲折，导致形成两种截然不同的熔池取向[155]。裂纹跨越熔池边界的扩展是通过沿晶和穿晶破坏发生的；沿晶破坏更有可能发生在裂纹垂直穿过熔池的细长晶界上；当裂纹以一个角度越过熔池边界时，更有可能发生穿晶破坏。此外，在裂纹偏转比穿过熔池更为有利的区域，观察到单个熔池界面处的裂纹偏转。Paul等人证明裂纹在熔池和熔池边界上的扩展阻力不同。

7.疲劳裂纹扩展特性

了解疲劳裂纹扩展(FCG)特性在安全关键应用中尤为重要。这允许在载荷波动是不可避免的情况下，在结构完整性和可靠性评估中使用损伤容限设计方法。由于AM固有的几种不同类型的缺陷，特别是疏松和表面粗糙，这两种缺陷对结构部件的疲劳行为都是非常有害的，因此这种理解对于AM金属的寿命预测、部分认证和广泛应用是至关重要的。

将金属的FCG行为分为三个区域：启动或接近阈值的区域I，稳态生长或巴黎区域I，以及快速断裂区域III。区域III导致不稳定的、快速的裂纹扩展，它对微观结构和应力状态的变化非常敏感，并与合金的断裂韧性直接相关。值得注意的是，正如前面讨论的那样，细观结构的存在可能会使AM合金的延性和K_(IC)失去关联。这意味着结构完整性评估需要深入了解与底层微观和细观结构相关的断裂韧性特性，即需要特定的工艺、取向和热处理断裂韧性特性。相反，残余应力和孔隙率都不会对快速断裂区域产生显著的负面影响(除非它们的数量太大，这将使打印部件的适用性变得毫无意义)。

图5-0 强度和韧性是一个矛盾体

区域II裂纹的增量循环推进，通过裂纹尖端的局部塑性变形可见，并且对微观结构、载荷比(R)和零件几何形状的变化不太敏感。这是因为rp的大小是特征微结构长度尺度的几倍。在区域I，裂纹的扩展或开始或减小，主要受微观组织(rp尺寸和微观组织尺度相似)、R和环境影响的剪切机制所支配。

图5-1 LPBF制造的 AlSi10Mg 合金的显微组织， 扫描道德方位和熔池形貌的细节(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 显示熔池的形貌沿着 0°向激光扫描的方向,洽谈平面显示的是 45° 相对的方向 ； (e-f)熔池的扫描电镜照片; (g-h) 自扫描道得到的SEM照片; (i) HAZ的放大

大体上，AM合金的FCG性能与相应铸态或锻造合金的FCG性能相当。然而，许多AM合金固有的细小AB组织与较低的FCG阈值有关。反之，粗糙度诱导的闭合效应与LB-PBF Ti6Al4V中的柱状PBG结构或Al-Al合金中的熔池结构等介观结构有关。这表明，在R较低时，裂纹表面的粗糙度与其它裂纹屏蔽机制之间的相互作用等外在因素降低了有效裂纹驱动力，从而改善了近门槛FCG行为。一般地，当R0.5时，这些影响不太普遍，并且测量了一个固有阈值。在近临界区，底层显微组织的强烈影响意味着，通过热处理和随后的晶粒长大，可以提高阈值，降低各向异性。

图5-2 (a) 不同的LPBF材料在两个不同的方向得到的拉伸应力-应变曲线; (b) 细胞形态指数（Cell morphology indices ）

图5-3 显微组织的表征： (a) 使用 EBSD分析时纵横比小于0.3时的晶粒; (b) 柱状晶晶粒的尺寸分布 (主要轴的尺寸); (c) 胞晶和晶粒方位分析； (d)自XZ平面，在熔池边界附近进行纳米压痕的分析

有鉴于此，我们首先总结了稳态FCG特性(区域II)和近阈FCG特性(区域I)的FCG行为的共同特征。然后，我们重点介绍了每个合金系统在临界值附近行为的具体特征。断裂韧性(状态III)已经在第6章中讨论过了。

图5-4 在C(T) XZ 方向上测试得到的断裂结果. (a)断裂图像显示断裂机理是从疲劳预裂纹区域向过载断裂过渡; (b)疲劳预裂纹前端的微小空穴； (c) 相应的断裂表面的两个断裂面的3D-轮廓图 ; (d) 展示实验进行的 CTOD分析的结果; (e,f) 使用EBSD进行分析时得到的裂纹扩展路径; (g) 裂纹扩展路径的示意图；

文章来源：

Fracture and fatigue in additively manufactured metals,

ActaMaterialia,Volume 219, 15October2021,117240,

参考资料：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).

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长三角G60激光联盟陈长军