《Acta Materialia》綜述：增材制造金屬的斷裂與疲勞(二)

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

本文為大家分享材料學頂刊《Acta Materialia》上的綜述，增材制造金屬的斷裂與疲勞(2)。

3.2.合金系統(tǒng)特定屬性

3.2.1.鈦合金

激光快速凝固導致了PBG中由亞穩(wěn)馬氏體α‘相組成的精細組織，導致了大多數(shù)鈦合金的層狀組織。初生顆粒傾向于在整個PBG上延伸，在初級顆粒網(wǎng)之間形成更細小的二次、三次和四次晶粒(由于凝固合金層經(jīng)歷了反復的加熱循環(huán))，從而形成籃形編織結(jié)構(gòu)[102,103]。柱狀PBGs，沿著構(gòu)建方向(Z)定向，在LB-PBF Ti6Al4V形狀，由于外延生長沿< 001 >β。它們的出現(xiàn)是由于熔體池內(nèi)沒有非均勻的晶核點，以及凝固過程中在熔體池底部的晶粒占主導地位。通過采用合適的掃描策略或添加使晶粒更容易成核的孕育劑，可以實現(xiàn)從柱狀到等軸PBG結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變。然而，顯著的各向異性的微觀結(jié)構(gòu)和性能仍然存在。



圖4  316L不銹鋼的多層次組織結(jié)構(gòu)4； (a) IPF圖像顯示晶粒的方位 , (b) SEM顯微圖像顯示橫穿熔池時的高角度晶界； (c) TEM 顯微組織顯示胞狀結(jié)構(gòu), (d) 在胞狀結(jié)構(gòu)的邊界所存在的氧化物雜質(zhì)；316L的 IPF圖像顯示熔池對織構(gòu)的作用 ；(e) 熔池寬度為175 μm, 深度為 75 μm的結(jié)果； (f) 熔池寬度為 175 μm, 深度為 125 μm的結(jié)果,  (g) 熔池寬度為 250 μm, 深度為 125 μm的結(jié)果；


圖4-1 a)樣品B: 1,4*1,4*1,4 mm3 的3D視角分析結(jié)果，熔池是基于樣品B的平均測量結(jié)果；   b) IPF結(jié)果，基于TD-BD 平面； c) SD-TD 平面； d) SD-BD平面.

然而，原生顆粒網(wǎng)傾向于沿近似{334}β和{344}β的習性面形成，從而形成明顯的結(jié)構(gòu)形態(tài)，與建造方向（Z）成45°。有人認為，細長/柱狀晶粒和初級板條形態(tài)對各向異性的影響大于晶體織構(gòu)。因此，潛在性質(zhì)受PBG介觀結(jié)構(gòu)和隨后的α板條形成的影響。為了說明這一點，Stephenson等人采用了不同的掃描策略來促進β-內(nèi)切變過程中的變異選擇→α變換。α板條的紋理取決于PBG的紋理和變異選擇的程度。
轉(zhuǎn)變Ti6Al4V AB態(tài)中普遍存在的亞穩(wěn)態(tài)微觀結(jié)構(gòu)的標準方法是通過使用后處理熱處理，在冷卻速率足夠低時，V擴散出飽和α′，以促進β沿α網(wǎng)邊界的形成。AM Ti6Al4V的熱處理一般分為三個不同的組：（a）在480至650°C之間進行的應力消除（SR）處理，（b）在705至650°C之間進行的再加工～975攝氏度，剛好低于β-轉(zhuǎn)運溫度（Tβ），（c）β-退火蛋白g（β-AN）在975°c以上形成。表1總結(jié)了熱處理的微觀結(jié)構(gòu)響應。在SR中，α'可以開始向α轉(zhuǎn)變。在較高的SR溫度下，β沉淀開始沿網(wǎng)狀邊界形成，層次結(jié)構(gòu)開始分解。退火導致α網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)的粗化（因此，hi-erarchical結(jié)構(gòu)的溶解）和沿板條結(jié)合區(qū)域形成大量β。β-AN導致菌落型結(jié)構(gòu)，這在傳統(tǒng)生產(chǎn)的Ti6Al4V中常見。雖然在Tβ以下進行的熱處理不會改變PBG的介觀結(jié)構(gòu)，但上述熱處理會導致再結(jié)晶、球狀化和顯著的PBG生長。
二次熱處理（在910°C下退火，然后進行水淬（WQ），然后在750°C下進行另一次退火，然后進行空氣冷卻（AC））已被用于獲得雙峰微觀結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)由LB-PBF Ti-6Al-4V中層狀二次αβ的ma-trix中的碎片等軸一次α晶粒組成。正如我們將在后面討論的，雙峰微觀結(jié)構(gòu)在延性和強度之間提供了良好的組合，并提高了近門檻疲勞裂紋擴展抗力。

3.2.2.鋼

圖4說明了PBF 316L中微觀結(jié)構(gòu)的層次性，其包括熔體池中的細等軸晶粒及其邊界處的柱狀晶粒。PBF和DED加工鋼的特征顯微組織特征的尺寸范圍很寬。在一端，其尺寸可以與熔池尺寸相同（圖4A）。在更細的那一端，它們可以是幾十納米（對應于凝固單元的尺寸）（圖4 b和c）。細胞結(jié)構(gòu)的大小隨著掃描速度的降低而增加，這是由于降低了掃描速度。由于相對較大的熔池尺寸和較慢的掃描速度，DED工藝通常會形成較大的晶粒。

AM鋼中的晶體織構(gòu)可以通過改變工藝參數(shù)來改變。例如，單熔體或交叉圖案填充熔體策略導致具有強紋理的柱狀微結(jié)構(gòu)。相反，提高掃描速度可能導致柱狀晶粒變短，橫向紋理變?nèi)�。各向異性微觀結(jié)構(gòu)與奧氏體相在<001>方向的外延生長有關。Olivier等人[92]證明，可以通過改變?nèi)鄢氐男螤詈痛笮�來減少外延生長，如圖4 e-g所示。通過將工藝參數(shù)更改為某種程度，也可以改變晶體結(jié)構(gòu)。例如，Zhongji et al通過采用多掃描策略來產(chǎn)生寬高比為2:1的穩(wěn)定深熔池，從而設計了一種<011>晶體織構(gòu)來代替首選的<001>織構(gòu)。表2總結(jié)了AM鋼中常見的顯微組織相。制造后，合金304L和316L通常呈現(xiàn)完全奧氏體微觀結(jié)構(gòu)，特別是使用LB-PBF制造時。Abd Elghany等人未在LB-PBF 304L的晶界處觀察到任何碳化鉻沉淀。然而，當使用LB-DED時，保留的δ-鐵素體（～在AB 316L樣本中觀察到沿細胞結(jié)合區(qū)形成的體積百分比為11%。隨后在115 0°C下進行2 h熱處理，然后進行空氣冷卻，解決了細胞偏析問題，并導致等軸奧氏體晶粒的再結(jié)晶。后處理熱處理通常會改善這些合金的晶界特性，從而提高拉伸和疲勞性能。對于等軸晶粒的形成，再結(jié)晶溫度高于～要求溫度為1050℃。

LB-PBF 18Ni300馬氏體時效鋼也表現(xiàn)出分層微觀結(jié)構(gòu)，在馬氏體微觀結(jié)構(gòu)內(nèi)有凝固胞。在AB條件下，微觀結(jié)構(gòu)由馬氏體和奧氏體組成，未觀察到沉淀或小原子團，表明冷卻速度足以抑制沉淀。這導致AB狀態(tài)下的合金具有相當?shù)娜彳浶院脱诱剐浴Ｈ欢�，在DED材料中有早期沉淀的跡象，伴隨著硬度的增加。固溶和時效硬化熱處理（815–840°C，1h，AC，490–530°C，8h，AC）與常規(guī)生產(chǎn)的馬氏體時效鋼所用的熱處理類似，是獲得高強度所必需的。這些熱處理導致形成帶有金屬間析出物的馬氏體，隨著時效溫度和時間的增加，殘余奧氏體的體積分數(shù)隨著奧氏體回復過程而增加。

在17-4 PH鋼中，馬氏體板條的大小取決于凝固速度[134]。AB零件中缺乏連貫的銅沉淀，因此有必要進行時效處理以改善鋼材的性能。隨后進行的固溶和時效處理導致鍛造鋼和AM 17–4 PH鋼的微觀結(jié)構(gòu)相似。僅在AB狀態(tài)下時效17–4 PH鋼也會降低殘余奧氏體分數(shù)，但不會超過20%。此外，馬氏體和奧氏體相分數(shù)的范圍高度依賴于時效時間和持續(xù)時間。1040°C的熱處理4小時，然后在482°C下進行WQ和時效處理1小時，會產(chǎn)生含有Cu納米沉淀的馬氏體微觀結(jié)構(gòu)。

3.2.3.鎳基高溫合金

鎳基高溫合金零件已使用所有主要AM工藝成功生產(chǎn)，其中Inconel 718和625是研究最廣泛的合金。其中的微觀結(jié)構(gòu)從等軸到柱狀不等，這取決于所采用的熔池幾何形狀和工藝參數(shù)，如表3所示。在AM過程中，晶粒形貌可以得到一定程度的控制。使用conel 718中的EB-PBF，Körner及其同事表明，掃描策略中的變化可以產(chǎn)生高度紋理的柱狀晶粒結(jié)構(gòu)或紋理不太明顯的等軸細粒結(jié)構(gòu)。此外，Gotterbarm等人證明了通過沿μ螺旋線精心設計和控制的溫度梯度生長單晶的能力。
在AB狀態(tài)下不會發(fā)生沉淀強化，因為通過沉淀溫度的快速冷卻不會形成γ’和γ’’相位�？焖倌�固還會導致Nb、Ti和Mo沿細胞邊界的微偏析，如圖5 a–c所示,這可能導致沿晶胞邊界形成Laves相，或在晶胞和晶界形成δ相[149，150]；其中一些相對合金的機械性能有害。此外，Laves相還夾帶了一些可用的Nb、Mo和Ti，它們對γ老化過程中沉淀的形成很重要。

由于Laves相的溶解是實現(xiàn)峰值強化所必需的，因此有必要進行后處理熱處理。然而，推薦用于鍛造Inconel的標準熱處理并不直接適用于AM Inconel。例如，在Inconel 718中，微結(jié)構(gòu)保持其柱狀性質(zhì)和介觀結(jié)構(gòu)的痕跡，即材料的分層構(gòu)造。不規(guī)則沉淀對γ’的影響還有γ’’在制備金相樣品的過程中，各相對柱狀晶粒的枝晶間區(qū)域和邊界進行了密集的蝕刻，枝晶間有少量針狀δ-Ni3Nb析出。雙重時效和固溶(980°C)熱處理都不能有效地消除沿晶胞邊界的Nb偏析。Nb在1050℃以上固溶1h，空冷后，Nb才能均勻分布。如此高的固溶溫度可以在溶解Laves相的同時導致晶粒長大，隨后沉淀在老化的過程中形成，如圖5d-g所示。



圖5  (a) HAADF-STEM顯微組織和  STEM-EDX圖像，高倍組織顯示出(b) Nb 元素的分離和偏析； (c) Ti 沿著胞狀邊界時的結(jié)果；EPMA元素分布圖顯示出Nb元素的分離偏析；  (d)Nb 在AB樣品中的偏析； (e) 時效處理后的結(jié)果 (AG, 720 °C for 8 h, 620 °C@ 8 h), (f) 固溶處理和時效處理（ solutionising and ageing，(STA, 980 °C for 1 h, AG)）, (g) a均質(zhì)化和固溶處理（homogenisation and solutionising (HSTA, 1150 °C for 1 h, STA)）


圖5-0 SLM（L-PBF）增材制造In718合金時工藝-顯微組織-性能的關系

（處理流程：超溶劑固溶退火處理（ 1020 °C @ 15 min），super-solvus solution anneal at 1020 °C for 15 min,緊隨其后時效處理，處理條件為 720 °C @ 24 h，  aging at 720 °C for 24 h heat treatmen，消除了Laves和δ相；AM-IN718 that eliminates Laves and δ phases）



圖5-1 OM（金相組織）: (a) 3D 組織顯示沉積態(tài)的結(jié)果, (b) 沉積態(tài)（As-fabricated）, (c) DA, (d) STA, (e) HSTA.


圖5-2  IN718合金RT斷裂強度和屈服強度之間的關系

3.2.4鋁合金

在高強鋁合金中，AlSi12和AlSi10 Mg與AA2024和AA7050并列，是最適合AM工藝的鋁合金。常規(guī)生產(chǎn)的Al-Si合金在其微觀結(jié)構(gòu)中含有明顯粗大的Si顆粒(與AM合金中的相比)。由于PBF和DED過程中的高冷卻速度，Al通過Si的偏析凝固，進而導致Si在初生鋁相周圍富集，從而形成蜂窩狀結(jié)構(gòu)，如表4所示。晶胞的形狀沿著熔池邊界呈柱狀，并在掃描軌跡內(nèi)等軸。細小的Si顆粒主要位于晶胞邊界，如圖3a和b[10，80]所示。工藝參數(shù)影響顯微組織和熔池形態(tài)。對于LB-PBF AlSi10 Mg，Paul et al.稱增加孵化間距和層厚度導致具有更寬的胞狀亞結(jié)構(gòu)的更大的柱狀晶，而掃描策略控制熔池排列和熔池幾何主導的介觀結(jié)構(gòu)的形成。
Si顆粒的大小隨已經(jīng)打印好的成品的尺寸的變化而變化；在高溫下延長持續(xù)時間允許Si在柱狀Al晶粒中析出。固溶體中Si含量為～7wt%(常規(guī)合金為1.6wt%)，固溶體強化使AM Al-Si合金的強度顯著提高。硅顆粒在AB部件中的不均勻分布對其機械性能既有利又有害。因此，我們采用了各種熱處理來改善力學性能，在后面會討論這一點。圖6a顯示了沿晶胞邊界聚集的共晶硅顆粒網(wǎng)絡，即使在熱處理后仍保持不變(圖6b)。然而，在320℃，2h的SR熱處理下Si網(wǎng)絡被部分破壞，使析出物變粗(圖6c)。雖然標準的T6熱處理已被證明消除了Si網(wǎng)絡，但在>500℃的溫度下固溶，會從固溶體中釋放出大量的Si，導致在晶界形成粗大的Si顆粒(圖6d)。




圖6 SEM 照片顯示Si顆粒的分布：(a) AB 狀態(tài), (b) AN (160 °C@ 5 h), (c)  SR (320 °C@ 2 h),  (d)  T6 treatment, (510 °C@ 6 h), 緊接著 AG處理 (170 °C@ 4 h).

4.工藝相關的貢獻（ Process-related attributes）

AM合金中與工藝相關的屬性由廣泛的工藝參數(shù)和物理現(xiàn)象控制，包括激光曝光策略、粉末質(zhì)量和進料系統(tǒng)、BJP情況下的粘結(jié)劑特性以及構(gòu)建平臺溫度。此外，零件的設計、取向和支撐結(jié)構(gòu)會影響最終產(chǎn)品的質(zhì)量，如缺陷(例如，鎖孔和未熔合)、殘余應力和表面光潔度。除了顯微組織之外，這些屬性還可以顯著影響材料的機械性能，特別是在部件的使用疲勞性能方面。在本節(jié)中，我們將總結(jié)幾個AM系統(tǒng)中與流程相關的常見屬性。

4.1.瑕疵

ASTM E3166[159]將缺陷定性為孔隙率(可能是孤立的或成簇的，靠近表面或深埋)，未熔合(LOF)不連續(xù)(可能在層間或?qū)娱g)，夾雜物，層移位，熔化不足/過熔化。這些缺陷通常會導致密度的損失，然而，它們也可能以裂縫的形式出現(xiàn)。當使用最佳工藝參數(shù)組合時，當前的AM技術可以很容易地實現(xiàn)高達99.9%的密度。例如，在Inconel 625中，LB-PBF161、DED162163和BJP164的報告孔隙率水平分別小于0.12%、0.01%和1%。在DED過程中獲得的密度普遍較高，這歸因于較大的徑跡寬度、較大的層厚度和較小的熱源速度。在BJP中，零件的最終密度直接取決于坯料階段的堆積密度，而氣孔的產(chǎn)生是由于粉末質(zhì)量和燒結(jié)過程。值得注意的是，密度和收縮之間存在折衷。當需要高密度零件時，可采用較高的溫度和較長的燒結(jié)時間，這對于接近完全致密的零件是允許的，但尺寸收縮期較高。
許多研究旨在優(yōu)化工藝參數(shù)，如熱源特性、曝光策略、層厚和零件取向，以獲得盡可能高的密度和最小的缺陷尺寸。粉末材料的能量輸入和熔化之間存在著復雜的平衡；能量不足會導致粉末的部分熔化，從而形成“未熔化(LOF)”和“未熔化的粉末顆粒”型缺陷。相反，過多的能量輸入會導致不穩(wěn)定的熔池，這可能導致飛濺和蒸發(fā)，從而形成氣體夾帶和小孔類型的缺陷。非最佳參數(shù)還可能導致不連續(xù)軌道的形成、弱線間冶金結(jié)合和分層。

在循環(huán)載荷條件下，缺陷起到裂紋萌生的作用，因此對疲勞壽命有不利影響。裂紋的直徑(大小)、形狀(包括尖角半徑和裂紋狀特征)和位置(包括最近鄰缺陷和到自由面的距離)起著關鍵作用，僅用密度作為單一材料參數(shù)不足以全面評估缺陷對AM合金疲勞壽命的影響。認識到這一點，詳細了解缺陷的形態(tài)特征一直是最近幾項研究的重點。圖7總結(jié)了LB-PBF 316L中觀察到的缺陷形態(tài)。描述缺陷屬性的三個關鍵特征是球度(或圓度)、縱橫比和尺寸(直徑)。球度是對缺陷的不規(guī)則性或偏離完美球形形狀的度量，是指球體的表面面積與缺陷(具有相同體積)的表面面積之比。圓度是球體的二維對應，是缺陷的橫截面積與其周長的平方之比�？v橫比是缺陷的最小維度與最大維度的比率，它是使用包圍缺陷的邊界框來計算的，以說明高度不規(guī)則形狀的缺陷�？讖绞撬�的最大尺寸，描述了它的物理尺寸。大多數(shù)氣體缺陷是近球形的，因此具有較高的球形度和較高的長寬比。

另一方面，lof缺陷形狀不規(guī)則，邊緣鋒利，它們可能含有未熔融的粉末顆粒，通常具有較低的球形度和縱橫比。氣體缺陷的大小通常與熔池大小相關。與EB-PBF和LB-DED相比，LB-PBF通常產(chǎn)生更小的缺陷。LOF缺陷的大小通常與填充間距的順序相同。然而，它們可以達到毫米大小的數(shù)量級，球度和長寬比非常低。因此，LOF缺陷被認為是導致PBF和DED工藝疲勞性能差的主要原因。在BJP中，缺陷尺寸要小得多，并且具有高縱橫比。



圖 7 縱橫比（ Aspect ratio (AR)） vs LB-PBF Ti6Al4V鈦合金時的顯微CT（ micro-CT）所得到的球形的缺陷度（sphericity of defects）

Kumar和Ramamurty研究了工藝參數(shù)組合對LB-PBF Ti6Al4V孔隙率分布的影響。重建的顯微CT圖像表明，缺陷的大小和分布對所采用的工藝參數(shù)很敏感。雖然在使用90°掃描旋轉(zhuǎn)時觀察到缺陷在構(gòu)建方向上對齊，但在掃描旋轉(zhuǎn)67°時，它們是隨機分布的，如圖8a和b所示，即使在這兩種情況下體積能量密度相似。Kumar和Ramamurty借助Marangoni對流和Rayleigh不穩(wěn)定性的綜合效應使這一觀察結(jié)果合理化。如圖8c所示，通過采用67°的掃描旋轉(zhuǎn)或減小陰影間距以確保相鄰熔池之間有更大的重疊，可以顯著降低相對較大缺陷的出現(xiàn)頻率。




圖7-1 材料、加工工藝和后處理狀態(tài)、厚度以及Ti-6Al-4V 和 17-4 PH樣品的數(shù)量同缺陷特征的關系


圖7-2 對4種殼體具有相同厚度時內(nèi)部缺陷體積的對比：(a) Ti-6AL-4V M290 垂直退火加工后的表面, (b) Ti-6AL-4V M290 垂直l HIPed加工后的表面, (c) Ti-6AL-4V M290 對角退火加工表面, (d) 17-4 PH M290 在沉積態(tài)進行垂直退火后的表面, (e) Ti-6AL-4V AM250 垂直退火后的表面, (f) Ti-6AL-4V AM250 在沉積態(tài)退火后的表面


圖8  在不同層厚進行增材制造f LB-PBF Ti6Al4V時，進行重構(gòu)得到的顯微CT結(jié)果 (t) =  30 μm, 掃描間距 (h) = 140 μm ，(a) 掃描旋轉(zhuǎn)角度（scan rotation (ϕ) = 90°）， (b) ϕ = 67°, (c) 柱狀圖（Histogram）顯示在四種不同參數(shù)組合的條件下得到的缺陷尺寸分布

4.2.表面粗糙度

如圖9所示，層層制造工藝與附著在表面的半熔融顆粒以及亞表面和表面連接缺陷的存在相結(jié)合，導致AM合金零件的表面高度粗糙。表面粗糙度受工藝類型和所用參數(shù)、粉末尺寸、層厚、零件幾何形狀以及表面相對于構(gòu)建方向的方向影響。例如，以傾斜角度分層會產(chǎn)生一個具有“階梯”形態(tài)的表面，其坡度或曲線由每一層的位置近似。此外，向上和向下方向會導致不同的表面形貌，這是由于重新定位到施工平臺的熱源；與向上方向相比，朝下方向的表面粗糙度要高得多。例如，在PBF工藝中，朝下的側(cè)面要么建立在松散的粉末上，要么建立在支撐結(jié)構(gòu)上，因此將產(chǎn)生明顯的粗糙度特征。
一般來說，DED工藝的表面光潔度最好，EB-PBF的表面光潔度最差。例如，報道的Ti6Al4V的平均表面粗糙度(Ra)值：LB-DED[38,180]為18.5±6.5μm，LB-PBF為35±12.3μm，EB-PBF為131±45.5μm。(為了進一步比較，BJP 316L中的Ra為3.73μm。)�；�于激光和電子束的工藝使用更細的粉末和層厚，由于粉末在零件邊緣的燒結(jié)，這些粉末和層容易形成“衛(wèi)星”。然而，由于線寬和層高明顯較大，DED技術在近凈形狀(即，在接近所需零件幾何形狀后進行加工以交付最終幾何形狀)的使用受到限制。

雖然高表面粗糙度在某些情況下可能是有益的，例如通過粗糙表面促進骨整合的生物醫(yī)學應用，它的影響已被證明對AM部件的疲勞性能產(chǎn)生不利影響。與孔隙率一樣，表面的畸變導致應力集中，導致局部塑性變形，從而促進疲勞裂紋的早期萌生。Kantzos等人。結(jié)果表明，在LB-PBF Ti6Al4V中，表面粗糙度引起的應力集中會導致等效的von Mises應力放大15倍。有趣的是，這項研究還指出，最有害的表面特征是近表面缺陷和表面缺口，這表明附著的粉末與機械響應無關。法特米等人的一項研究證實了這一點。在軸向、扭轉(zhuǎn)和軸向-扭轉(zhuǎn)聯(lián)合載荷下。類似地，Beretta et al.]研究了LB-PBF AlSi10 Mg中零件取向的影響，發(fā)現(xiàn)表面朝上的試件比表面朝下的試件表現(xiàn)出明顯更好的疲勞性能，這些試件具有缺口狀特征。愛德華茲等人。結(jié)果表明，在AB試樣中，粗糙表面在裂紋萌生中起主導作用，而在機械加工試樣中，內(nèi)部裂紋起著重要作用。



圖 9. (a) SEM圖像顯示 LB-PBF Ti6Al4V的結(jié)果.；(b)EB-PBF Ti6Al4V的 SEM圖像；  (c)  (a)中的顯微CT分析結(jié)果； (d) Synchrotron radiation micro-tomography with a resolution of 1.5 μm of LB-PBF Ti6Al4V在分辨率為 1.5 μm的時候得到的同步輻射顯微層析成像（Synchrotron radiation micro-tomography）.

4.3.殘余應力

與BJP不同的是，在BJP中，建造部件中的殘余應力可以忽略不計，PBF和DED工藝受到高殘余應力的困擾，這一點由于它們在建造部件的一個位置與另一個位置之間可能有很大的差異而加劇。這些應力可能導致原位開裂、分層、部分翹曲和潛在的構(gòu)建失敗。如此高的殘余應力是這些過程固有的局部熱輸入和快速冷卻的結(jié)果。當被高能光束快速加熱時，局域區(qū)的擴展會被鄰近的材料抑制，這通常會導致壓縮塑性應變。熔融合金隨后的快速冷卻和相應的收縮導致高拉應力。加熱和冷卻循環(huán)的局部化性質(zhì)還導致通過建造部件的體積產(chǎn)生高度不規(guī)則的殘余應力場。

用DED 316L中子衍射進行的測量表明，殘余應力可以達到合金屈服強度的50-80%。LB-PBF Ti6Al4V和Inconel 718中也報告了類似的值。這些應力沿構(gòu)建方向(Z最大，在零件中心壓縮，在外部自由表面拉伸，在構(gòu)建平臺界面附近更為集中。然而，如果建筑平臺被加熱，應力可以減少一個數(shù)量級。
殘余應力的大小隨著掃描線長度的增加而增加�？紤]到這一點，減少制造過程中的應力積累的最常見方法是實施掃描策略，使得層被分成較小的“島”或“條”，從而減少最長的不間斷行進路線。PBF系統(tǒng)主要通過在每層之后旋轉(zhuǎn)熱源的掃描方向來處理應力積累。層的高度也被證明直接影響應力分布；與較厚的層相比，較細的層會產(chǎn)生更高的應力梯度。由于殘余應力的累積取決于每一層，因此總體應力水平取決于零件尺寸。例如，Edwards和Ramulu已經(jīng)證明，較高和較窄的LB-PBF Ti6Al4V試件的拉伸殘余應力較高，且從表面滲透得更深(深達250μm)，而較大部分的拉伸殘余應力較小且較淺(50μm)。高殘余應力的影響在制造和使用過程中都是一個問題。在鎳基高溫合金和鎢等硬質(zhì)合金中經(jīng)常觀察到沿熔池路徑形成的小裂紋，見圖10。還報道了更多來自層界面之間或應力集中附近的亞分層類型缺陷，如支撐結(jié)構(gòu)。據(jù)報道，在制造過程中，較大部件中顯著的拉應力積累會導致支撐結(jié)構(gòu)或建造平臺的分層。由于零件變形，尺寸公差也會受到很大影響。在疲勞過程中，殘余應力可以作為附加的裂紋驅(qū)動力，從而促進裂紋的萌生和擴展。



圖 10. Crack network in LB-PBF W（ Tungsten）時的裂紋的網(wǎng)絡結(jié)果. 顯示的是兩種不同激光作用下熔池尺寸的結(jié)果： shallow in (a)淺的但 (b)深的熔池。黑色的箭頭顯示的為橫向裂紋



圖10-1 激光增材制造W時誘導的裂紋：模擬與實驗結(jié)果的對比


4.4.用于改進過程相關屬性的后處理處理

制造后，需要幾個步驟才能將AM零件轉(zhuǎn)變?yōu)樽罱K交付用戶的零件。通常情況下，多余的粉末被去除，部件從建造平臺上被切割，支撐結(jié)構(gòu)被機切掉�？梢圆捎酶郊拥暮筇幚硖幚韥砀纳婆c工藝相關的屬性，包括用于改善微結(jié)構(gòu)和/或減輕殘余應力的熱處理、用于減少孔隙率的熱等靜壓(HIP)、以及用于實現(xiàn)期望的表面光潔度和幾何公差的某種形式的表面精加工工藝。

熱處理通常用于AM Ti6Al4V、SS、Ni基高溫合金和鋁合金。SR熱處理涉及回復。LB-PBF和DED部件通常在從施工平臺切割之前消除應力，以限制與幾何公差要求的偏差。SR熱處理是在足夠高的溫度下進行的，以允許原子的遷移率，但在足夠短的時間內(nèi)抑制再結(jié)晶和晶粒生長。較高的溫度退火通常會導致晶粒長大，改變晶粒取向，并能促進更多等軸組織的形成。這通常伴隨著強度的降低、延展性的提高和各向異性的降低(這可能是可取的，因為AM金屬通常包含柱狀取向的微結(jié)構(gòu)，特別是那些使用PBF工藝制造的微結(jié)構(gòu))。然而，較高溫度的熱處理并不能提高密度和表面光潔度。

熱等靜壓工藝通常被用于減少使用AM制造的零件的孔隙率。例如，它可以封閉LB-PBF鎳基高溫合金和Ti6Al4V的內(nèi)部缺陷和裂紋。此外，它還可以消除殘余應力。如果含有缺陷的氣體沒有完全封閉，隨后的熱處理可以重新打開它們。對LB-PBF Ti6Al4V的研究表明，雖然內(nèi)部缺陷在熱等靜壓過程中被封閉，但表面和近表面缺陷不受影響。在某些情況下，熱等靜壓可能通過顯著的晶粒生長顯著改變AM部件的晶粒結(jié)構(gòu)。

改善AM零件表面光潔度的最常用方法是使用標準工藝(如銑削和車削)進行加工。由于AM允許的幾何復雜性，數(shù)控加工可能經(jīng)常成為必要的，主要與DED等近凈成形加工結(jié)合使用。然而，AM提供的幾何自由度需要未定義的幾何過程。已報道的有助于改善表面光潔度的技術包括振動研磨、化學拋光、電拋光、表面機械研磨處理(SMAT)和超聲納米晶體表面改性(UNSF），以及簡單的旋轉(zhuǎn)工具拋光或用砂帶磨床研磨(用于平坦表面)。Bezuidenhout等人結(jié)果表明，HF-HNO3可使LB-PBF Ti6Al4V的表面粗糙度降低90%，如圖11所示。然而，這些工藝很難控制，而且并不總是滿足高質(zhì)量零件所需的標準。噴丸也被推薦為一種表面拋光技術。雖然它不一定能顯著改善表面光潔度，但材料表面的機械加工會產(chǎn)生殘余壓應力，從而顯著提高疲勞壽命，如Kumar等人所證明的那樣。



圖 11.  LB-PBF Ti6Al4V樣品在化學腐蝕后的表面粗糙度： (a) AB 表面 (AB), and  (b–d) 在不同的摩爾溶液濃度（ molar (M) solution concentrations）條件下經(jīng)過化學腐蝕后的表面



圖11-0 SLM（L-PBF ）Ti6Al4V鈦合金在使用HF-HNO3 進行化學腐蝕后的表面粗糙度以及疲勞壽命


文章來源：Fracture and fatigue in additively manufactured metals,Acta Materialia,Volume 219, 15 October 2021, 117240,https://doi.org/10.1016/j.actamat.2021.117240

參考資料：Analysis of laser-induced microcracking in tungsten under additive manufacturing conditions: Experiment and simulation,Acta Materialia,Volume 194, 1 August 2020, Pages 464-472,https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.04.060

https://doi.org/10.1016/j.matdes.2019.108091

https://doi.org/10.1016/j.msea.2020.140092