增材制造金属的断裂和疲劳(6)
7.1. 稳态FCG特性 (责任编辑：admin)
大多数金属和合金中疲劳裂纹扩展行为的状态II使用广泛使用的Paris关系描述。据了解，经热处理的AM合金的稳态FCG行为通常与其锻造或铸造对应物相似。Becker等人对LB-PBF
Ti6Al4V的研究表明，在低R（<0.3）下，高残余应力导致高度可变的裂纹扩展行为，而在高R下则不明显。这意味着在低R下，残余应力的影响足以影响裂纹驱动力，从而影响FCG行为。由于已知残余应力与打印机器、扫描策略、零件尺寸和方向有关，AB状态下AM合金的FCG行为在不同的机器和设置上可能会有所不同。
已建成AM 17-4 PH SS样品在（a）矢状面、（b）纵向和（c）横向的EBSD晶粒结构和相分布图。
虽然AM钢（包括316L和18Ni300级）的整体FCG行为与锻造钢相似，但正如Riemer等人所报道的，在AB和SR条件下，LB-PBF
316L可能与方向有关。这种行为归因于微观结构中存在柱状细胞，当裂纹前缘平行于柱状结构时，会增强裂纹路径的弯曲度，进而降低疲劳裂纹扩展速率。热等静压后，这种各向异性不太明显，导致更等轴的微观结构。这表明，如Olivier等人所述，更优化的工艺参数可以减少FCG行为中的各向异性。
类似地，柱状细胞结构可导致界面减弱，例如，在沉淀硬化状态下的LB-PBF 17-4
PH中突出显示。当缺口垂直于构建方向时（图12），裂纹最初以模式I扩展，然后转变为模式II。这种行为表明裂纹倾向于沿柱状晶界扩展。沿细长晶界存在δ铁素体，形成弱化界面，被认为是裂纹路径中观察到偏差的主要原因。
图12 （a）经过沉淀硬化热处理的17-4PH钢的裂纹路径。位置1和2显示（b）1处的微观结构，以及（c）2处的微观结构。箭头表示归因于δ铁素体的剪切带，由于δ铁素体和马氏体的弱界面以及δ铁素体的低塑性和脆性行为，该剪切带加速裂纹扩展。
细观结构对AM合金FCG行为的重要作用在Al-Si合金中最为明显，其熔池边界的特征是从细胞树枝状微观结构特征过渡到粗胞树枝状微观结构特征。此外，每个熔池内的定向凝固导致具有〈100〉织构的胞状凝固结构；立方材料中最有利的生长方向。裂纹扩展相对于激光轨迹的相对方向是决定FCG速率的重要因素，导致特定方向的裂纹路径轮廓，如图13所示。同样，LB-PBF
Ti6Al4V中的柱状PBG结构与取向相关的FCG行为有关。
图13 扫描电子显微图显示了LB-PBF AlSi12在（a）Z-X和（b）X-Z方向上沿激光轨迹的断裂面。
7.2. 近阈值FCG特性
对合金微观结构高度敏感的近阈值FCG行为取决于与裂纹几何形状（裂纹偏转或分支）、裂纹尖端屏蔽（相变、塑性或残余应力）和环境诱导效应相关的裂纹闭合机制引起的加载条件。裂纹闭合和FCG之间的相互作用以接触裂纹面为支点，在每个加载循环中吸收一部分载荷。因此，局部降低驱动力。
与微观结构相对较粗的锻造或铸造工艺相比，许多AM工艺（尤其是AB状态）固有的精细微观结构导致FCG阈值相对较低。值得注意的是，粗糙度诱导的闭合效应与AM生产金属中常见的细观结构有关，例如Ti6Al4V中由于AlSi10Mg和Al12Si合金中的柱状PBG结构或熔池结构。近阈值行为的改善直接影响材料对缺陷和表面粗糙度的敏感性，从而影响疲劳寿命。
7.2.1. 钛合金
在AB条件下，LB-PBF
Ti6Al4V具有相对较低的∆Kth，类似于焊接材料。在AB态合金中，近阈值FCG行为的各向异性最为明显。Becker等人认为各向异性是由形态结构引起的。这导致与在X-Z和X-Y平面上获得的断裂面相比，在Z-X方向上的穿晶断裂面与沿晶断裂面的比率不同。因此，所需的裂纹驱动力在裂纹面之间会有所不同。这与Xu等人的观察结果一致，他们比较了X-Z和Z-X方向的断裂形态。类似地，Kumar等人表明，在LB-PBF
Ti6Al4V中，PBG结构对近阈值区的FCG行为产生直接影响；沿板条边界和沿晶界α（热处理后）的β相观察到裂纹偏转。这种偏转显著降低了I型裂纹驱动力，这可能导致阻止裂纹完全扩展。当比较相对于柱状PBG结构的开裂方向时，这一点尤其明显，如图14所示。
图14 LB-PBF Ti6Al4V的Z-X（边缘）、X-Z（垂直）和X-Y（平面）方向的裂纹轮廓。所有显微照片均处于AB状态，并在接近阈值区域的位置拍摄。
裂纹偏转水平也具有方向特异性，主要是由于主要板条形态的影响，其取决于PBG结构。沿Z-X和X-Z方向扩展的裂纹在其前方遇到等轴光子晶体结构，而具有X-Y方向的裂纹则经历拉长。净效应将是裂纹尾迹中不同程度的微凸体，导致粗糙度引起的闭合效应的差异。
7.2.2. 钢材
研究了316L、17-4 PH和18Ni300钢等AM钢的疲劳裂纹扩展行为。Riemer等人报告了方向依赖性∆LB-PBF
316L在AB和SR条件下的Kth，并报告了略低的阈值（9.1 MPa√m）在X-Z方向与在Z-X方向相比（9.9
MPa√m）。这种差异归因于裂纹经历的曲折性；沿柱状晶粒（X-Z）的裂纹扩展导致光滑、不太曲折的裂纹路径，而沿Z-X方向的裂纹扩展导致更曲折的裂纹路径，从而导致断裂模式混合性，并因此降低∆Kth。通过热等静压获得的等轴晶粒结构导致各向同性裂纹扩展特性，与锻造316L相当。
BJP（顶行）和SLM（底行）样品的波长色散光谱（WDS）分析显示（a，d）Cr（b，e）Ni和（c，f）Mo在铁基体中的分布。注意，在BJP试样中，Cr和Mo在晶界处偏析，Ni耗尽。
与LB-PBF 316L不同，18Ni300似乎没有表现出任何明显的各向异性。Suryawanshi等人将他们在LB-PBF
18Ni300中观察到的各向异性的缺乏归因于缺乏明显的晶体织构，并且介观结构对强度的作用可以忽略不计。值得注意的是，裂缝弯曲的规模相当小；裂纹偏转在长度尺度上与X-Z方向约0.5µm的凝固胞尺寸相似。优先定向的细胞结构和介观结构可能会导致闭合效应的差异。
与LB-PBF材料相比，BJP
316L具有更好的近阈值FCG性能。这是因为BJP工艺产生的微观结构特征在区域I中包含丰富的FCG有效势垒，例如退火孪晶界，错取向为60°，δ-铁素体相，以及大角度晶界。相反，在LB-PBF材料中，由于存在精细的凝固胞状结构，塑性变形很容易通过位错交叉滑移来辅助。此外，由于50%的柱状晶界中的取向错误小于5°，LB-PBF微观结构在阻止疲劳裂纹扩展方面效果较差。这与相对较小的缺陷尺寸几何结构一起显著改善了BJP
316L的无缺口疲劳性能。
使用EBSD获得的代表性图像；（a）从BJP试样获得的IPF图，该图显示了晶粒的取向分布；（b）相图，该图显示了γ–奥氏体基体（绿色）中δ–铁素体（红色）相的均匀分布。（b）中的蓝线表明存在<111>60°退火孪晶界。（c）
CM样本的IPF图。（d） IPF地图的图例。
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