《Acta Materialia》综述：增材制造金属的断裂与疲劳(二)

来源： 江苏激光产业技术创新战略联盟

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3.2.合金系统特定属性

3.2.1.钛合金

激光快速凝固导致了PBG中由亚稳马氏体α‘相组成的精细组织，导致了大多数钛合金的层状组织。初生颗粒倾向于在整个PBG上延伸，在初级颗粒网之间形成更细小的二次、三次和四次晶粒(由于凝固合金层经历了反复的加热循环)，从而形成篮形编织结构[102,103]。柱状PBGs，沿着构建方向(Z)定向，在LB-PBF Ti6Al4V形状，由于外延生长沿< 001 >β。它们的出现是由于熔体池内没有非均匀的晶核点，以及凝固过程中在熔体池底部的晶粒占主导地位。通过采用合适的扫描策略或添加使晶粒更容易成核的孕育剂，可以实现从柱状到等轴PBG结构的转变。然而，显著的各向异性的微观结构和性能仍然存在。



图4  316L不锈钢的多层次组织结构4； (a) IPF图像显示晶粒的方位 , (b) SEM显微图像显示横穿熔池时的高角度晶界； (c) TEM 显微组织显示胞状结构, (d) 在胞状结构的边界所存在的氧化物杂质；316L的 IPF图像显示熔池对织构的作用 ；(e) 熔池宽度为175 μm, 深度为 75 μm的结果； (f) 熔池宽度为 175 μm, 深度为 125 μm的结果,  (g) 熔池宽度为 250 μm, 深度为 125 μm的结果；


图4-1 a)样品B: 1,4*1,4*1,4 mm3 的3D视角分析结果，熔池是基于样品B的平均测量结果；   b) IPF结果，基于TD-BD 平面； c) SD-TD 平面； d) SD-BD平面.

然而，原生颗粒网倾向于沿近似{334}β和{344}β的习性面形成，从而形成明显的结构形态，与建造方向（Z）成45°。有人认为，细长/柱状晶粒和初级板条形态对各向异性的影响大于晶体织构。因此，潜在性质受PBG介观结构和随后的α板条形成的影响。为了说明这一点，Stephenson等人采用了不同的扫描策略来促进β-内切变过程中的变异选择→α变换。α板条的纹理取决于PBG的纹理和变异选择的程度。
转变Ti6Al4V AB态中普遍存在的亚稳态微观结构的标准方法是通过使用后处理热处理，在冷却速率足够低时，V扩散出饱和α′，以促进β沿α网边界的形成。AM Ti6Al4V的热处理一般分为三个不同的组：（a）在480至650°C之间进行的应力消除（SR）处理，（b）在705至650°C之间进行的再加工～975摄氏度，刚好低于β-转运温度（Tβ），（c）β-退火蛋白g（β-AN）在975°c以上形成。表1总结了热处理的微观结构响应。在SR中，α'可以开始向α转变。在较高的SR温度下，β沉淀开始沿网状边界形成，层次结构开始分解。退火导致α网状结构的粗化（因此，hi-erarchical结构的溶解）和沿板条结合区域形成大量β。β-AN导致菌落型结构，这在传统生产的Ti6Al4V中常见。虽然在Tβ以下进行的热处理不会改变PBG的介观结构，但上述热处理会导致再结晶、球状化和显著的PBG生长。
二次热处理（在910°C下退火，然后进行水淬（WQ），然后在750°C下进行另一次退火，然后进行空气冷却（AC））已被用于获得双峰微观结构，该结构由LB-PBF Ti-6Al-4V中层状二次αβ的ma-trix中的碎片等轴一次α晶粒组成。正如我们将在后面讨论的，双峰微观结构在延性和强度之间提供了良好的组合，并提高了近门槛疲劳裂纹扩展抗力。

3.2.2.钢

图4说明了PBF 316L中微观结构的层次性，其包括熔体池中的细等轴晶粒及其边界处的柱状晶粒。PBF和DED加工钢的特征显微组织特征的尺寸范围很宽。在一端，其尺寸可以与熔池尺寸相同（图4A）。在更细的那一端，它们可以是几十纳米（对应于凝固单元的尺寸）（图4 b和c）。细胞结构的大小随着扫描速度的降低而增加，这是由于降低了扫描速度。由于相对较大的熔池尺寸和较慢的扫描速度，DED工艺通常会形成较大的晶粒。

AM钢中的晶体织构可以通过改变工艺参数来改变。例如，单熔体或交叉图案填充熔体策略导致具有强纹理的柱状微结构。相反，提高扫描速度可能导致柱状晶粒变短，横向纹理变弱。各向异性微观结构与奥氏体相在<001>方向的外延生长有关。Olivier等人[92]证明，可以通过改变熔池的形状和大小来减少外延生长，如图4 e-g所示。通过将工艺参数更改为某种程度，也可以改变晶体结构。例如，Zhongji et al通过采用多扫描策略来产生宽高比为2:1的稳定深熔池，从而设计了一种<011>晶体织构来代替首选的<001>织构。表2总结了AM钢中常见的显微组织相。制造后，合金304L和316L通常呈现完全奥氏体微观结构，特别是使用LB-PBF制造时。Abd Elghany等人未在LB-PBF 304L的晶界处观察到任何碳化铬沉淀。然而，当使用LB-DED时，保留的δ-铁素体（～在AB 316L样本中观察到沿细胞结合区形成的体积百分比为11%。随后在115 0°C下进行2 h热处理，然后进行空气冷却，解决了细胞偏析问题，并导致等轴奥氏体晶粒的再结晶。后处理热处理通常会改善这些合金的晶界特性，从而提高拉伸和疲劳性能。对于等轴晶粒的形成，再结晶温度高于～要求温度为1050℃。

LB-PBF 18Ni300马氏体时效钢也表现出分层微观结构，在马氏体微观结构内有凝固胞。在AB条件下，微观结构由马氏体和奥氏体组成，未观察到沉淀或小原子团，表明冷却速度足以抑制沉淀。这导致AB状态下的合金具有相当的柔软性和延展性。然而，在DED材料中有早期沉淀的迹象，伴随着硬度的增加。固溶和时效硬化热处理（815–840°C，1h，AC，490–530°C，8h，AC）与常规生产的马氏体时效钢所用的热处理类似，是获得高强度所必需的。这些热处理导致形成带有金属间析出物的马氏体，随着时效温度和时间的增加，残余奥氏体的体积分数随着奥氏体回复过程而增加。

在17-4 PH钢中，马氏体板条的大小取决于凝固速度[134]。AB零件中缺乏连贯的铜沉淀，因此有必要进行时效处理以改善钢材的性能。随后进行的固溶和时效处理导致锻造钢和AM 17–4 PH钢的微观结构相似。仅在AB状态下时效17–4 PH钢也会降低残余奥氏体分数，但不会超过20%。此外，马氏体和奥氏体相分数的范围高度依赖于时效时间和持续时间。1040°C的热处理4小时，然后在482°C下进行WQ和时效处理1小时，会产生含有Cu纳米沉淀的马氏体微观结构。

3.2.3.镍基高温合金

镍基高温合金零件已使用所有主要AM工艺成功生产，其中Inconel 718和625是研究最广泛的合金。其中的微观结构从等轴到柱状不等，这取决于所采用的熔池几何形状和工艺参数，如表3所示。在AM过程中，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，扫描策略中的变化可以产生高度纹理的柱状晶粒结构或纹理不太明显的等轴细粒结构。此外，Gotterbarm等人证明了通过沿μ螺旋线精心设计和控制的温度梯度生长单晶的能力。
在AB状态下不会发生沉淀强化，因为通过沉淀温度的快速冷却不会形成γ’和γ’’相位。快速凝固还会导致Nb、Ti和Mo沿细胞边界的微偏析，如图5 a–c所示,这可能导致沿晶胞边界形成Laves相，或在晶胞和晶界形成δ相[149，150]；其中一些相对合金的机械性能有害。此外，Laves相还夹带了一些可用的Nb、Mo和Ti，它们对γ老化过程中沉淀的形成很重要。

由于Laves相的溶解是实现峰值强化所必需的，因此有必要进行后处理热处理。然而，推荐用于锻造Inconel的标准热处理并不直接适用于AM Inconel。例如，在Inconel 718中，微结构保持其柱状性质和介观结构的痕迹，即材料的分层构造。不规则沉淀对γ’的影响还有γ’’在制备金相样品的过程中，各相对柱状晶粒的枝晶间区域和边界进行了密集的蚀刻，枝晶间有少量针状δ-Ni3Nb析出。双重时效和固溶(980°C)热处理都不能有效地消除沿晶胞边界的Nb偏析。Nb在1050℃以上固溶1h，空冷后，Nb才能均匀分布。如此高的固溶温度可以在溶解Laves相的同时导致晶粒长大，随后沉淀在老化的过程中形成，如图5d-g所示。



图5  (a) HAADF-STEM显微组织和  STEM-EDX图像，高倍组织显示出(b) Nb 元素的分离和偏析； (c) Ti 沿着胞状边界时的结果；EPMA元素分布图显示出Nb元素的分离偏析；  (d)Nb 在AB样品中的偏析； (e) 时效处理后的结果 (AG, 720 °C for 8 h, 620 °C@ 8 h), (f) 固溶处理和时效处理（ solutionising and ageing，(STA, 980 °C for 1 h, AG)）, (g) a均质化和固溶处理（homogenisation and solutionising (HSTA, 1150 °C for 1 h, STA)）


图5-0 SLM（L-PBF）增材制造In718合金时工艺-显微组织-性能的关系

（处理流程：超溶剂固溶退火处理（ 1020 °C @ 15 min），super-solvus solution anneal at 1020 °C for 15 min,紧随其后时效处理，处理条件为 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）



图5-1 OM（金相组织）: (a) 3D 组织显示沉积态的结果, (b) 沉积态（As-fabricated）, (c) DA, (d) STA, (e) HSTA.


图5-2  IN718合金RT断裂强度和屈服强度之间的关系

3.2.4铝合金

在高强铝合金中，AlSi12和AlSi10 Mg与AA2024和AA7050并列，是最适合AM工艺的铝合金。常规生产的Al-Si合金在其微观结构中含有明显粗大的Si颗粒(与AM合金中的相比)。由于PBF和DED过程中的高冷却速度，Al通过Si的偏析凝固，进而导致Si在初生铝相周围富集，从而形成蜂窝状结构，如表4所示。晶胞的形状沿着熔池边界呈柱状，并在扫描轨迹内等轴。细小的Si颗粒主要位于晶胞边界，如图3a和b[10，80]所示。工艺参数影响显微组织和熔池形态。对于LB-PBF AlSi10 Mg，Paul et al.称增加孵化间距和层厚度导致具有更宽的胞状亚结构的更大的柱状晶，而扫描策略控制熔池排列和熔池几何主导的介观结构的形成。
Si颗粒的大小随已经打印好的成品的尺寸的变化而变化；在高温下延长持续时间允许Si在柱状Al晶粒中析出。固溶体中Si含量为～7wt%(常规合金为1.6wt%)，固溶体强化使AM Al-Si合金的强度显著提高。硅颗粒在AB部件中的不均匀分布对其机械性能既有利又有害。因此，我们采用了各种热处理来改善力学性能，在后面会讨论这一点。图6a显示了沿晶胞边界聚集的共晶硅颗粒网络，即使在热处理后仍保持不变(图6b)。然而，在320℃，2h的SR热处理下Si网络被部分破坏，使析出物变粗(图6c)。虽然标准的T6热处理已被证明消除了Si网络，但在>500℃的温度下固溶，会从固溶体中释放出大量的Si，导致在晶界形成粗大的Si颗粒(图6d)。




图6 SEM 照片显示Si颗粒的分布：(a) AB 状态, (b) AN (160 °C@ 5 h), (c)  SR (320 °C@ 2 h),  (d)  T6 treatment, (510 °C@ 6 h), 紧接着 AG处理 (170 °C@ 4 h).

4.工艺相关的贡献（ Process-related attributes）

AM合金中与工艺相关的属性由广泛的工艺参数和物理现象控制，包括激光曝光策略、粉末质量和进料系统、BJP情况下的粘结剂特性以及构建平台温度。此外，零件的设计、取向和支撑结构会影响最终产品的质量，如缺陷(例如，锁孔和未熔合)、残余应力和表面光洁度。除了显微组织之外，这些属性还可以显著影响材料的机械性能，特别是在部件的使用疲劳性能方面。在本节中，我们将总结几个AM系统中与流程相关的常见属性。

4.1.瑕疵

ASTM E3166[159]将缺陷定性为孔隙率(可能是孤立的或成簇的，靠近表面或深埋)，未熔合(LOF)不连续(可能在层间或层间)，夹杂物，层移位，熔化不足/过熔化。这些缺陷通常会导致密度的损失，然而，它们也可能以裂缝的形式出现。当使用最佳工艺参数组合时，当前的AM技术可以很容易地实现高达99.9%的密度。例如，在Inconel 625中，LB-PBF161、DED162163和BJP164的报告孔隙率水平分别小于0.12%、0.01%和1%。在DED过程中获得的密度普遍较高，这归因于较大的径迹宽度、较大的层厚度和较小的热源速度。在BJP中，零件的最终密度直接取决于坯料阶段的堆积密度，而气孔的产生是由于粉末质量和烧结过程。值得注意的是，密度和收缩之间存在折衷。当需要高密度零件时，可采用较高的温度和较长的烧结时间，这对于接近完全致密的零件是允许的，但尺寸收缩期较高。
许多研究旨在优化工艺参数，如热源特性、曝光策略、层厚和零件取向，以获得尽可能高的密度和最小的缺陷尺寸。粉末材料的能量输入和熔化之间存在着复杂的平衡；能量不足会导致粉末的部分熔化，从而形成“未熔化(LOF)”和“未熔化的粉末颗粒”型缺陷。相反，过多的能量输入会导致不稳定的熔池，这可能导致飞溅和蒸发，从而形成气体夹带和小孔类型的缺陷。非最佳参数还可能导致不连续轨道的形成、弱线间冶金结合和分层。

在循环载荷条件下，缺陷起到裂纹萌生的作用，因此对疲劳寿命有不利影响。裂纹的直径(大小)、形状(包括尖角半径和裂纹状特征)和位置(包括最近邻缺陷和到自由面的距离)起着关键作用，仅用密度作为单一材料参数不足以全面评估缺陷对AM合金疲劳寿命的影响。认识到这一点，详细了解缺陷的形态特征一直是最近几项研究的重点。图7总结了LB-PBF 316L中观察到的缺陷形态。描述缺陷属性的三个关键特征是球度(或圆度)、纵横比和尺寸(直径)。球度是对缺陷的不规则性或偏离完美球形形状的度量，是指球体的表面面积与缺陷(具有相同体积)的表面面积之比。圆度是球体的二维对应，是缺陷的横截面积与其周长的平方之比。纵横比是缺陷的最小维度与最大维度的比率，它是使用包围缺陷的边界框来计算的，以说明高度不规则形状的缺陷。孔径是它的最大尺寸，描述了它的物理尺寸。大多数气体缺陷是近球形的，因此具有较高的球形度和较高的长宽比。

另一方面，lof缺陷形状不规则，边缘锋利，它们可能含有未熔融的粉末颗粒，通常具有较低的球形度和纵横比。气体缺陷的大小通常与熔池大小相关。与EB-PBF和LB-DED相比，LB-PBF通常产生更小的缺陷。LOF缺陷的大小通常与填充间距的顺序相同。然而，它们可以达到毫米大小的数量级，球度和长宽比非常低。因此，LOF缺陷被认为是导致PBF和DED工艺疲劳性能差的主要原因。在BJP中，缺陷尺寸要小得多，并且具有高纵横比。



图 7 纵横比（ Aspect ratio (AR)） vs LB-PBF Ti6Al4V钛合金时的显微CT（ micro-CT）所得到的球形的缺陷度（sphericity of defects）

Kumar和Ramamurty研究了工艺参数组合对LB-PBF Ti6Al4V孔隙率分布的影响。重建的显微CT图像表明，缺陷的大小和分布对所采用的工艺参数很敏感。虽然在使用90°扫描旋转时观察到缺陷在构建方向上对齐，但在扫描旋转67°时，它们是随机分布的，如图8a和b所示，即使在这两种情况下体积能量密度相似。Kumar和Ramamurty借助Marangoni对流和Rayleigh不稳定性的综合效应使这一观察结果合理化。如图8c所示，通过采用67°的扫描旋转或减小阴影间距以确保相邻熔池之间有更大的重叠，可以显著降低相对较大缺陷的出现频率。




图7-1 材料、加工工艺和后处理状态、厚度以及Ti-6Al-4V 和 17-4 PH样品的数量同缺陷特征的关系


图7-2 对4种壳体具有相同厚度时内部缺陷体积的对比：(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 对角退火加工表面, (d) 17-4 PH M290 在沉积态进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 在沉积态退火后的表面


图8  在不同层厚进行增材制造f LB-PBF Ti6Al4V时，进行重构得到的显微CT结果 (t) =  30 μm, 扫描间距 (h) = 140 μm ，(a) 扫描旋转角度（scan rotation (ϕ) = 90°）， (b) ϕ = 67°, (c) 柱状图（Histogram）显示在四种不同参数组合的条件下得到的缺陷尺寸分布

4.2.表面粗糙度

如图9所示，层层制造工艺与附着在表面的半熔融颗粒以及亚表面和表面连接缺陷的存在相结合，导致AM合金零件的表面高度粗糙。表面粗糙度受工艺类型和所用参数、粉末尺寸、层厚、零件几何形状以及表面相对于构建方向的方向影响。例如，以倾斜角度分层会产生一个具有“阶梯”形态的表面，其坡度或曲线由每一层的位置近似。此外，向上和向下方向会导致不同的表面形貌，这是由于重新定位到施工平台的热源；与向上方向相比，朝下方向的表面粗糙度要高得多。例如，在PBF工艺中，朝下的侧面要么建立在松散的粉末上，要么建立在支撑结构上，因此将产生明显的粗糙度特征。
一般来说，DED工艺的表面光洁度最好，EB-PBF的表面光洁度最差。例如，报道的Ti6Al4V的平均表面粗糙度(Ra)值：LB-DED[38,180]为18.5±6.5μm，LB-PBF为35±12.3μm，EB-PBF为131±45.5μm。(为了进一步比较，BJP 316L中的Ra为3.73μm。)。基于激光和电子束的工艺使用更细的粉末和层厚，由于粉末在零件边缘的烧结，这些粉末和层容易形成“卫星”。然而，由于线宽和层高明显较大，DED技术在近净形状(即，在接近所需零件几何形状后进行加工以交付最终几何形状)的使用受到限制。

虽然高表面粗糙度在某些情况下可能是有益的，例如通过粗糙表面促进骨整合的生物医学应用，它的影响已被证明对AM部件的疲劳性能产生不利影响。与孔隙率一样，表面的畸变导致应力集中，导致局部塑性变形，从而促进疲劳裂纹的早期萌生。Kantzos等人。结果表明，在LB-PBF Ti6Al4V中，表面粗糙度引起的应力集中会导致等效的von Mises应力放大15倍。有趣的是，这项研究还指出，最有害的表面特征是近表面缺陷和表面缺口，这表明附着的粉末与机械响应无关。法特米等人的一项研究证实了这一点。在轴向、扭转和轴向-扭转联合载荷下。类似地，Beretta et al.]研究了LB-PBF AlSi10 Mg中零件取向的影响，发现表面朝上的试件比表面朝下的试件表现出明显更好的疲劳性能，这些试件具有缺口状特征。爱德华兹等人。结果表明，在AB试样中，粗糙表面在裂纹萌生中起主导作用，而在机械加工试样中，内部裂纹起着重要作用。



图 9. (a) SEM图像显示 LB-PBF Ti6Al4V的结果.；(b)EB-PBF Ti6Al4V的 SEM图像；  (c)  (a)中的显微CT分析结果； (d) Synchrotron radiation micro-tomography with a resolution of 1.5 μm of LB-PBF Ti6Al4V在分辨率为 1.5 μm的时候得到的同步辐射显微层析成像（Synchrotron radiation micro-tomography）.

4.3.残余应力

与BJP不同的是，在BJP中，建造部件中的残余应力可以忽略不计，PBF和DED工艺受到高残余应力的困扰，这一点由于它们在建造部件的一个位置与另一个位置之间可能有很大的差异而加剧。这些应力可能导致原位开裂、分层、部分翘曲和潜在的构建失败。如此高的残余应力是这些过程固有的局部热输入和快速冷却的结果。当被高能光束快速加热时，局域区的扩展会被邻近的材料抑制，这通常会导致压缩塑性应变。熔融合金随后的快速冷却和相应的收缩导致高拉应力。加热和冷却循环的局部化性质还导致通过建造部件的体积产生高度不规则的残余应力场。

用DED 316L中子衍射进行的测量表明，残余应力可以达到合金屈服强度的50-80%。LB-PBF Ti6Al4V和Inconel 718中也报告了类似的值。这些应力沿构建方向(Z最大，在零件中心压缩，在外部自由表面拉伸，在构建平台界面附近更为集中。然而，如果建筑平台被加热，应力可以减少一个数量级。
残余应力的大小随着扫描线长度的增加而增加。考虑到这一点，减少制造过程中的应力积累的最常见方法是实施扫描策略，使得层被分成较小的“岛”或“条”，从而减少最长的不间断行进路线。PBF系统主要通过在每层之后旋转热源的扫描方向来处理应力积累。层的高度也被证明直接影响应力分布；与较厚的层相比，较细的层会产生更高的应力梯度。由于残余应力的累积取决于每一层，因此总体应力水平取决于零件尺寸。例如，Edwards和Ramulu已经证明，较高和较窄的LB-PBF Ti6Al4V试件的拉伸残余应力较高，且从表面渗透得更深(深达250μm)，而较大部分的拉伸残余应力较小且较浅(50μm)。高残余应力的影响在制造和使用过程中都是一个问题。在镍基高温合金和钨等硬质合金中经常观察到沿熔池路径形成的小裂纹，见图10。还报道了更多来自层界面之间或应力集中附近的亚分层类型缺陷，如支撑结构。据报道，在制造过程中，较大部件中显著的拉应力积累会导致支撑结构或建造平台的分层。由于零件变形，尺寸公差也会受到很大影响。在疲劳过程中，残余应力可以作为附加的裂纹驱动力，从而促进裂纹的萌生和扩展。



图 10. Crack network in LB-PBF W（ Tungsten）时的裂纹的网络结果. 显示的是两种不同激光作用下熔池尺寸的结果： shallow in (a)浅的但 (b)深的熔池。黑色的箭头显示的为横向裂纹



图10-1 激光增材制造W时诱导的裂纹：模拟与实验结果的对比


4.4.用于改进过程相关属性的后处理处理

制造后，需要几个步骤才能将AM零件转变为最终交付用户的零件。通常情况下，多余的粉末被去除，部件从建造平台上被切割，支撑结构被机切掉。可以采用附加的后处理处理来改善与工艺相关的属性，包括用于改善微结构和/或减轻残余应力的热处理、用于减少孔隙率的热等静压(HIP)、以及用于实现期望的表面光洁度和几何公差的某种形式的表面精加工工艺。

热处理通常用于AM Ti6Al4V、SS、Ni基高温合金和铝合金。SR热处理涉及回复。LB-PBF和DED部件通常在从施工平台切割之前消除应力，以限制与几何公差要求的偏差。SR热处理是在足够高的温度下进行的，以允许原子的迁移率，但在足够短的时间内抑制再结晶和晶粒生长。较高的温度退火通常会导致晶粒长大，改变晶粒取向，并能促进更多等轴组织的形成。这通常伴随着强度的降低、延展性的提高和各向异性的降低(这可能是可取的，因为AM金属通常包含柱状取向的微结构，特别是那些使用PBF工艺制造的微结构)。然而，较高温度的热处理并不能提高密度和表面光洁度。

热等静压工艺通常被用于减少使用AM制造的零件的孔隙率。例如，它可以封闭LB-PBF镍基高温合金和Ti6Al4V的内部缺陷和裂纹。此外，它还可以消除残余应力。如果含有缺陷的气体没有完全封闭，随后的热处理可以重新打开它们。对LB-PBF Ti6Al4V的研究表明，虽然内部缺陷在热等静压过程中被封闭，但表面和近表面缺陷不受影响。在某些情况下，热等静压可能通过显著的晶粒生长显著改变AM部件的晶粒结构。

改善AM零件表面光洁度的最常用方法是使用标准工艺(如铣削和车削)进行加工。由于AM允许的几何复杂性，数控加工可能经常成为必要的，主要与DED等近净成形加工结合使用。然而，AM提供的几何自由度需要未定义的几何过程。已报道的有助于改善表面光洁度的技术包括振动研磨、化学抛光、电抛光、表面机械研磨处理(SMAT)和超声纳米晶体表面改性(UNSF），以及简单的旋转工具抛光或用砂带磨床研磨(用于平坦表面)。Bezuidenhout等人结果表明，HF-HNO3可使LB-PBF Ti6Al4V的表面粗糙度降低90%，如图11所示。然而，这些工艺很难控制，而且并不总是满足高质量零件所需的标准。喷丸也被推荐为一种表面抛光技术。虽然它不一定能显著改善表面光洁度，但材料表面的机械加工会产生残余压应力，从而显著提高疲劳寿命，如Kumar等人所证明的那样。



图 11.  LB-PBF Ti6Al4V样品在化学腐蚀后的表面粗糙度： (a) AB 表面 (AB), and  (b–d) 在不同的摩尔溶液浓度（ molar (M) solution concentrations）条件下经过化学腐蚀后的表面



图11-0 SLM（L-PBF ）Ti6Al4V钛合金在使用HF-HNO3 进行化学腐蚀后的表面粗糙度以及疲劳寿命


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

参考资料：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