7.1.稳态FCG特性
大多数金属和合金的疲劳裂纹扩展行为是用广泛使用的Paris关系描述的，da/dN=C∆Km，其中da/dN是每个载荷循环的裂纹长度增量，∆k是循环应力强度因子范围，m(FCG速率指数)和C(FCG速率系数)是材料特性常数。可以理解的是，经过热处理的AM合金的稳态FCG行为通常与其锻造或铸造对应的合金相似。这是预期的，因为稳态FCG速率对微观结构不那么敏感；m是一个全局指标，不一定反映有关局部效应(如微观结构特征)的信息。然而，处于AB状态的合金通常表现出更高的FCG速率，例如在LB-PBF、EB-PBF和LB-DED Ti6Al4V中，这主要是由于C向更高的值移动。这在一定程度上是由于存在高且不均匀的残余应力；拉伸残余应力提供了额外的裂纹驱动力，导致向更高的R移动，即，当循环施加的应力保持不变时，平均施加的应力发生移动。Becker等人的这项研究。[197]在LB-PBF Ti6Al4V上的研究表明，在低R(<0.3)时，高残余应力导致高度可变的裂纹扩展行为，而在高R时这一点并不明显。这意味着在低R时，残余应力的影响足以影响裂纹驱动力，从而影响FCG行为。类似的，凯恩等人。报告说，FGC率与残余应力水平相关；在较高的应力水平下观察到较快的FCG。这可能导致各向异性行为(第4.3节)。由于已知残余应力与印刷机、扫描策略、零件尺寸和取向有关，因此AM合金在AB状态下的FCG行为在不同的机器和设置上可能会有很大不同。
图12. (a) 在17-4PH 钢在经受析出硬化热处理后的裂纹路径；Locations 1 and 2 show图 (b)中位置1和2的显微组织1的显微组织 , (c)位置2的显微组织 。Arrows indicate 其中箭头显示的为剪切带（ shear bands），主要是 δ-ferrite（铁素体）, 会由于在δ-铁素体和马氏体之间的弱界面以及δ-铁素体低的塑性和脆性二加速裂纹的扩展
对AM Ti6Al4V的FCG行为进行了最广泛的研究。HIP、AN和DA状态下的FCG行为相似。在大多数情况下，热处理后的m值为～3.5，与锻造材料的m值相似。在AB态下，相对较低的m～为2.7，这归因于其中存在细小的α‘(与热处理条件下的α+β结构相反)。在相对脆性的α‘相中，裂纹主要在平行的α板条之间跨粒度扩展，有可能在初级α板条边界处发生偏转，导致疲劳裂纹扩展速率降低[270]。Leuders等人的研究成果。结果表明，缺陷对孔隙率相对较低的LB-PBF Ti6Al4V的裂纹扩展行为影响不大，因为与缺陷相关的局部应力集中不会提供任何显著的附加裂纹驱动力。这与Poulin等人的观察结果是一致的。他研究了Inconel 625在不同孔隙率水平(0.1、0.3和2.1%)下的FCG行为。如前所述，虽然FCG行为仅受孔隙度水平的轻微影响，但它对断裂韧性的影响很大。
图12-1 Optical micrograph of 17-4 PH 不锈钢在不同热处理状态下的金相组织 ： (a) L-PBF H1025, (b) L-PBF CA-H900, 和 (c)变形 CA-H900.
类似地，柱状蜂窝结构会导致界面变弱，例如LB-PBF 17-4PH中强调的沉淀硬化状态。当缺口沿建立方向(图12)呈针状时，裂纹最初以I型扩展，然后转变为II型。这一行为表明裂纹有沿柱状晶界扩展的趋势。δ-铁素体沿细长晶界-ARIES的存在，形成了弱化的界面，被认为是观察到的裂纹路径偏离的主要原因。
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小的胞状-树枝状微结构特征转变为粗大的胞状-树枝状微结构。此外，每个熔池内的定向凝固导致胞状凝固组织，其织构；立方体材料中最有利的生长方向。这些介观结构的边界上装饰着致密的易碎的Si颗粒的Ar射线，导致沿激光轨迹的裂纹的形成。因此，裂纹扩展相对于激光轨迹的相对方向是决定FCG速率的一个重要因素，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。在AB状态下，PBG提供了不同程度的裂纹曲折，这影响了裂纹的闭合，我们稍后将讨论这一点。
图13 在 LB-PBF AlSi12时沿着扫描道德断裂表面德SEM图： (a) Z-X和 (b) X-Z 方向
7.2.接近临界值FCG特性
接近临界值FCG对合金的微观组织高度敏感，它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)和环境诱导效应有关的裂纹闭合机制所产生的载荷条件。在每个加载循环中，裂纹闭合和FCG之间的相互作用以接触的裂纹面为枢轴，吸收一部分载荷；因此，局部降低了驱动力。
AM合金的阈值行为在几个参数中被报道，许多AM工艺(特别是AB状态)所具有的细小组织导致FCG门槛值相对较低，而锻造或铸造对应工艺的FCG门槛值相对较粗。值得注意的是，粗糙度诱导闭合效应与AM生产的金属中常见的介观结构有关，例如在Ti6Al4V中，由于柱状PBG结构或AlSi10 Mg和Al12Si合金中的熔池结构。底层微结构的强烈影响意味着通过热处理和随后的晶粒长大，可以改善其门槛行为和各向异性。这一点特别重要，因为FCG的大部分时间和部分寿命都是在区域I中度过的。近阈行为的改善直接提高了材料对缺陷和表面粗糙度的敏感性，从而提高了疲劳寿命。
AM合金固有的介观结构的特定取向性质意味着在区域I中也存在显著的各向异性，无论是在测量的K_(Th)和闭合行为方面都是如此。因此，与拉伸性能不同的是，AM合金的近门槛FCG行为通常与取向有关。虽然通常只报道Z和X或Y方向，但材料的细观结构理想上需要研究两个裂纹面，即垂直于XY和XZ或YZ面，以及两个裂纹扩展方向，即Z和X或Y方向，导致三个独特的取向，即Z-X，X-Y和X-Z，其中第一个字母表示垂直于裂纹平面的方向，第二个字母表示裂纹扩展方向。虽然有八种不同的变化是可能的，就像挤压或轧制的材料一样，通常使用的逐行旋转的层-线构建策略在X和Y上创建相似，导致只有三个独特的裂纹面和生长方向组合。
7.2.1.钛合金
在AB条件下，LB-PBF Ti6Al4V的K_(Th)值较低(R>0.5时为1.5~1.8 MPa√m)，与焊接材料相似，这归因于细小的针状α的微结构[267]。相比之下，在EB-PBF上测得的K_(Th)值明显较高，当R>0.5时，K_(Th)值在2.7~3.4 MPa√m之间，这是因为EB-PbF合金在AB态本身具有较大板条尺寸的α+β组织，这是因为这一过程固有的冷却速度明显较慢。热处理后，EB-PbF和LB-PbF合金的K_(Th)值在R>0.5时均大幅度提高到3.1MPaPbF~4.6MPaPbF·m~(-1)√m。Zhai等人[266]报道了与锻造材料相似(3-4 MPa√m)的热处理EB-PBF和LB-DED材料。
图14 LB-PBF Ti6Al4V在 Z-X (边缘)的裂纹轮廓, X-Z (垂直) 和 X-Y (平面)等方向的裂纹轮廓
图14-1 L-PBF Ti-6Al-4V钛合金时接近门槛值时的疲劳裂纹生长速率
接近阈值的FCG的各向异性在AB态合金中最为明显。为了理解这一点，需要同时考虑K次效应和闭合效应。Becker等人[267]认为各向异性是由形态结构引起的。取向为45°的初级α板条是裂纹扩展的障碍，导致裂纹在边界处偏转和分叉，这导致了Z-X方向上穿晶与穿晶断裂小面的比例与X-Z和X-Y平面上的不同。因此，所需的裂纹驱动力在不同的裂纹面之间会有所不同。这与徐和Kumar等人的观察结果是一致的。结果表明，PBG结构对LB-PBF Ti6Al4V合金在近门槛值区的疲劳裂纹扩展行为有直接影响，裂纹偏转沿板条晶界和β相沿晶界α(热处理后)出现。这种偏转显著地降低了I型裂纹的驱动力，从而可能导致裂纹完全停止扩展。当与柱状PBG结构相比较时，这一点尤其明显，如图14所示。在某些情况下，沿PBG边界的优先裂纹路径是可见的，即垂直于裂纹面，导致断裂模式的混合性，从而发生剪切型裂纹(II/III型)而不是开口型裂纹(I型)。
裂纹偏转的程度也是特定于取向的，主要是由于初级板条形态的影响，这取决于PBG结构。在Z-X和X-Z方向扩展的裂纹在其前方遇到等轴PBG结构，而X-Y方向的裂纹则经历拉长的PBG结构。净效应将是裂纹尾迹中不同程度的粗糙，导致粗糙度引起的闭合效果不同。Macallister等人[270]的实验结果表明，产生双峰组织的DA热处理消除了这种介观结构效应，证实裂纹闭合是由PBG结构驱动的。因此，柱状PBG结构被认为是一个主要的回撤，因为它导致了裂纹扩展动力学方面的各向异性。
7.2.2钢材
Riemer等人4100研究了316L钢、17-4PH钢和18Ni300钢的FCG行为，报道了LB-PBF316L在AB和SR条件下与取向相关的K_(Th)，并报道了X-Z方向的阈值(9.1mPa√m)略低于Z-X方向的阈值(9.9mPa√m)。这种差异是由于裂纹的弯曲性造成的，沿柱状晶粒(X-Z)的裂纹扩展使裂纹路径平坦而不那么曲折，而沿Z-X方向的裂纹扩展则使裂纹路径更加曲折，从而导致断裂模式的混合性，从而降低了K_(Th)。热等静压获得的等轴晶组织使各向同性裂纹扩展性能与锻造316L相当。与LB-PBF 316L不同，18Ni300似乎没有表现出任何明显的各向异性。报道了R=0.1时～5.7M Pa√m的2.5和？K th，与相应的形变试样(分别为2.5和5.6~5.8M Pa√m)相近。Suryawanshi等人。将他们在LB-PBF 18Ni300中观察到的没有各向异性归因于没有明显的结晶学织构，以及细观结构对强度的影响可以忽略不计。值得注意的是，裂纹弯曲的尺度相当小，裂纹偏转在长度尺度上与X-Z方向约0.5μm的凝固晶胞尺寸相似。由于这种偏转不会阻碍裂纹的扩展，因此粗糙度引起的裂纹闭合在确定K_(Th)时不会起到任何重要作用。然而，在AM马氏体时效钢中，R>0.5的近阈值行为尚未得到深入研究。优先倾向蜂窝结构和介观结构可能导致闭合效应的不同。
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工艺产生的显微组织特征中含有丰富的FCG的有效势垒，如60°方向错误的退火孪晶界、δ-铁素体相和大角度晶界。相反，在LB-PBF材料中，由于存在细小的凝固蜂窝结构，位错交叉滑移很容易帮助塑性变形。此外，由于50%的柱状晶界的取向偏差小于5°，LB-PBF微结构很难阻止疲劳裂纹的扩展。这与相对较小的缺陷尺寸几何形状相结合，显著提高了BJP 316L的无缺口疲劳性能，我们稍后将讨论这一点。
7.2.3 镍基高温合金
Ganesh等人重点研究了LB-DED Inconel625的疲劳裂纹扩展行为，发现在14和24 MPa√m的较低应力强度范围∆K下，疲劳裂纹扩展行为明显逊于其锻造对应材料，而在m约为3.2时的稳态区域则没有发现差别。近阈值疲劳裂纹扩展沿宏观裂纹扩展方向的柱状面发生。这些合金的一个明显特点是，经过非最佳热处理(见第3.2节，通常与过时效有关)后，细小的非平衡Laves颗粒可以保留在枝晶间区域。
这些区域可能成为相对较弱的部位，在拉伸试验中开始断裂，并可能在接近阈值的区域促进FCG。Poulin等人报道了构造方向和热处理工艺在LB-PBF Inconel625的FCG行为中的作用。在R=0.1时，K_(Th)值与孔隙度无关，当R=0.1时，K_(Th)值与孔隙度无关，这是可以预期的。虽然AB态的FCG电阻高度依赖于取向，但SR和HIP等热处理不仅改善了FCG的性能，而且降低了其各向异性。KONEˇCNáet al[280,281]报道了LB-PBF 718在近阈值区的FCG抗力比变形合金差，这归因于低硼含量、更细小的显微组织和残余应力。先前的研究表明，提高硼含量、缩小化氧的恶化效应和增加裂纹尖端的位错运动阻力可以增强晶界粘聚力[282]。据报道，HSAT后K TH值增加了三倍，因为前述的一些原因通过热处理得到了缓解。
7.2.4 铝合金
在AB状态下，AMAlSi12和AlSi10 Mg合金的K_(Th)测量值均在1~1.3兆帕·√m之间。虽然时效后它们有了很大的改善，达到2~3 MPa√m，但仍低于铸造合金的3~3.4Mpa√m。这可能是由于铸造合金的YS较低，从而导致相对较大的Rp，从而导致塑性诱发裂纹闭合，提高了K_(Th)。～5铸造合金的m值高于～3.4的LB-PBF合金，这是由于铸造合金组织中存在明显较大的Si树枝晶，其在rp范围内的断裂和脱粘增加了每个载荷循环的裂纹速度。虽然在LB-PbF合金中也观察到了Si枝晶，但铸态合金具有Al和Si的共晶组织以及弥散的初生α-Al相，这是亚共晶成分的特征。这在LB-PBF合金中是不存在的。此外，LB-PBF合金具有更细小的显微组织。Suryawan-Shih等人[80]认为细观结构产生的曲折会导致粗糙度诱导的裂纹闭合，从而降低裂纹驱动力和FCG速率。LB-PBF AlSi_(12)虽然具有较低的K_(Th)，但也表现出较慢的FCG速率和较大的断裂韧性。
8.无缺口疲劳
第4节中讨论的AM的工艺相关属性对AM合金的高周疲劳(HCF)性能尤其不利。低HCF强度通常归因于较高的表面粗糙度[283-285]；表面的粗糙度起到疲劳裂纹萌生的作用。此外，内部缺陷(在大小或数量上)，特别是具有低长宽比的LOF缺陷，充当疲劳裂纹的起始点。因此，表面粗糙度和孔隙率在控制AM零件的总体疲劳寿命方面起着主导作用。虽然残余应力也可能影响临界值附近的FCG，如第7节所讨论的，但它们的影响不太明显。材料的显微组织表现出相对较小的主导性和间接性影响。然而，它影响疲劳裂纹萌生的潜伏期，这对HCF的寿命特别重要，我们将在下面讨论。
可以通过热等静压处理来改变显微结构并减少孔隙率，以及通过机械加工来改善表面光洁度，从而提高HCF强度。考虑到HCF性能在结构部件设计中材料选择和制造方法选择中的关键作用，AM材料的疲劳性能必须得到彻底的表征，并确定和实施缓解低HCF强度的策略。下面，我们将讨论AM合金的HCF行为，重点是结构与性能之间的关系。除非另有说明，HCF强度是由即使在107周后也没有发生疲劳破坏的应力幅值来定义的。在大多数情况下，它是使用旋转弯曲变形(RBF)测试方法来评估的，其中循环应力是完全可逆的，即R=-1。在某些情况下，如图所示，在拉伸(通常为R=0.1)下进行轴向疲劳(AXF)试验。
8.1. Ti6Al4V
在可能的钛合金中，文献仅报道了AM Ti6Al4V的HCF强度。在AB条件下，LB-PBF Ti6Al4V的HCF强度(75~200 MPa)明显低于变形合金(500~650 MPa)。改善表面光洁度可显著提高合金的HCF强度(200-350 MPa)。建造部分的整体密度也有类似的作用；龚某等人。[182]报道了通过提高密度，LB-PBF和EB-PBF Ti6Al4V的压力分别从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，也没有观察到显著的HCF行为改善，这表明残余应力在决定HCF强度方面不起关键作用。
喷丸和hip通过封闭表面附近的缺陷，显著提高了HCF强度。然而，如果高表面粗糙度保持不变，HIP的效果是有限的。通过喷丸处理，降低了表面粗糙度，使疲劳强度高达575-610 MPa，这与锻造铝合金的HCF强度相当。喷丸的优点是在表面附近引入残余压应力，降低表面粗糙度敏感性。最近，Lan等人提出了激光冲击喷丸的使用方法。这导致了相当大的壳层深度～450μm，其压应力为～350 MPa。同时，在喷丸区域观察到α相的晶粒细化和球化。然而，他们并没有检测到HCF强度的潜在改善。
在AB状态下，密度最高的加工和抛光试样的HCF强度仍低于变形合金，突出了显微组织的作用。AN通过修改微观结构来提高固有缺陷容限来增强疲劳性能，该容限与接近阈值的FCG率直接相关，如第7节中详细描述的那样。Kumar和Ramamurty[168]对四种不同层厚和扫描旋转组合的LB-PBF Ti6Al4V的缺陷大小、形状、分布及其对HCF行为的影响进行了详细的分析，以考察缺陷特征和微观结构对HCF行为的影响。RBF试验是在AB、热处理和喷丸(SP)条件下进行的。X射线断层扫描被用来表征合金中缺陷的大小、形状和分布。他们的结果表明，使用不同工艺参数组合生产的合金的HCF强度有显著差异(图15)。层厚(T)为30μm，扫描旋转角度(φ)为90°的合金的高强疲劳强度(340 MPa)明显低于60μm和67°的合金(475 MPa)，尽管它们的相对密度几乎相似(分别为99.63%和99.83%)。层析结果表明，缺陷的大小和分布对所采用的工艺参数很敏感。通过重新使用预测失效包络的Kitagawa-Takahashi的(KT)图，Kumar和Ramamurty对φ=90°的样品中相对较低的HCF强度进行了合理化，使发现尺寸大于临界尺寸ai的缺陷的可能性更高。ai的值与断裂力学框架内材料的外加应力和K次方直接相关。如图15a和b所示，在μ=90°的情况下，d>36.5HCF m(ai对应于φ强度)的累积缺陷概率为18%，而在φ=67°的情况下，仅为2%。换句话说，后一种情况下的大多数缺陷都是良性的，从而导致更高的HCF强度。
图15 (a) 在AB热处理状态t-ϕ, 30 μm-90° 和 60 μm- 67°以及热处理条件下，基于El-Haddad公式得到的 Kitagawa-Takahashi图；(b) 在前提条件为 t-ϕ, 30 μm-90° 和 60 μm- 67°时样品可能的缺陷尺寸的分布
此外，基于Macallister等人的研究，在DA之后可能会有更高的损害容忍度。在相同的条件下，当√m(Z-X方向，R=0.1)为5.6M Pa时，临界缺陷尺寸～增加50%。在Kumar和Ramamurty的研究[168]中，DA后HCF性能的提高分别是由于K TH的增加和缺陷直径大于临界尺寸的累积概率。
与工艺有关的缺陷大小、分布、表面粗糙度等属性与显微组织相关的K_(Th)与HCF强度之间的这种关系对于AM零件在承载应用中的广泛采用至关重要，因为它可以用来预测疲劳寿命。此外，这种关系将适用于其他AM金属。例如，Beretta和Romano检查了LB-PBF AlSi10 Mg疲劳强度的缺陷敏感性，而Romano等人则检测了疲劳强度的缺陷敏感性。在LB-PBF 17-4PH方面，Zerbst等人的研究成果概述了基于上述工艺相关属性的AM金属的损伤容限设计方法。
8.2.钢材
关于EB-PBF和DED工艺生产的钢的HCF强度的现有文献有限，迄今报道的大部分工作都是关于使用LB-PBF工艺生产的合金。采用AM工艺生产的316L和304L等奥氏体不锈钢，当LOF缺陷较大时，其HCF强度可低至100 MPa[295,296]。降低孔隙率和表面粗糙度可使HCF强度提高到200~250 MPa，与传统制造的晶粒尺寸相近的钢的HCF强度相似。Wood et al.观察到SR对HCF强度影响不大。然而，与Ti6Al4V一样，喷丸强化可显著改善HCF(20%至40%)的强度。通常，304L具有比316L更高的HCF强度。
图 16. Micrographs of BJP 316L不锈钢样品的显微组织，显示在不同角落下的小的疲劳裂纹的起源，循环107次之后，应力幅度为 σa, 应力为270 MPa；EDS图像显示的是 基材中δ–ferrite（铁素体）的角落裂纹的情形
图16-1 在制造面和横向平面的典型的显微组织：(a, b) 3090, (c, d) 3067, (e, f) 6090, (g, h) 6067 ，均为沉积态，点线是为了方面观察
Todd等人报道了垂直(Z)和水平(X)构建的LB-PBF 316L试样的HCF强度分别为100 MPa和270 MPa。这种各向异性即使在热等静压后仍然存在，这意味着它与表面粗糙度的差异有关，这些差异是由构建方向的不同引起的。相反，Moham-Mad等人报道，加工和抛光后Z和X方向的HCF强度分别为～250和～360 MPa。当规格轴与构建方向成45°时，记录到的高强抗折强度为～70 MPa。基于这些结果，Mohammad et al.[302]表明HCF强度的各向异性与层与层之间固有的弱界面强度有关。
Kumar等人比较了LB-PBF和BJP两种工艺生产的316L合金的疲劳抗力，发现LB-PBF合金的高强抗力仅为～10 0 MPa，而BJP合金的高强抗力为～2 5 0 MPa。值得注意的是，尽管与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%之间)，但bjp合金的hcf强度要比常规制造的合金高得多。BJP试样中的缺陷相对较小且分布均匀，这可能是其具有较好的HCF性能的原因之一。然而，关键原因在于微观结构。疲劳裂纹在缺陷角等内应力集中处成核，在高角度晶界、退火孪晶界和δ-铁素体相等微观结构特征处得到强化(见图16)。
Kumar等人认为，BJP产生的微观结构在阻止在循环加载条件下形核的裂纹方面更加有效。这是因为短裂纹主要是由于平面滑移(与AB条件下的微观结构有关)而保持其晶体性质，从而得到偏转。然而，对于LB-PBF试样，其组织由凝固细胞和柱状晶粒组成，这意味着从300 ~ 400 μm的LOF裂纹开始的疲劳裂纹扩展不受它们的阻碍。
Nezhadfar等人测量了经过加工和抛光的17-4 PH钢试样的HCF强度为~ 400 MPa。如果印刷后表面状况没有改变(即没有进行加工和抛光)，HCF强度随时效温度的增加而增加，即H900处理为200 MPa, H1025和H1 150处理为300 MPa。这表明，当缺陷存在时，过度老化更有益。
在加工和抛光条件下，AM 18Ni300试样的HCF强度在Z和X方向分别为~ 350和~ 450 MPa[128]。在疲劳加载过程中，[Ti/Al]-O夹杂也会随着靠近表面的裂纹而萌生疲劳裂纹。在400°C的温度下，观察到反向行为;在Z向和X向测得的HCF强度分别为~ 440和~ 310 MPa，裂缝主要由LOF裂缝引发。在490℃下进行6小时的时效处理几乎使室温HCF强度增加了一倍[304]，这表明原位硬化可能是提高高温疲劳抗力的原因，从而转化为更高的HCF强度。
8.3.镍基高温合金
到目前为止，大多数关于该合金系统的HCF研究都集中在Inconel718上，Inconel718也是AM研究的镍基高温合金中最流行的变体。AB态的HCF强度较低，为150-200 MPa(AXF，R=0.1)，而形变状态的HCF强度为450 MPa，这通常是由于表面粗糙度高和表面缺陷[305,306]所致。
Yoichi等人报道了用两台不同的LB-PBF机器生产的按AMS 5663处理的Inconel718试样获得了两种不同的HCF强度(Z方向在325~350 MPa之间，X方向在200~300 MPa之间)。第二组试样相对较低的强度和较明显的各向异性归因于较明显的各向异性缺陷尺寸分布(Z方向为10-160μm，X方向为10-119μm)，而第一组试样的缺陷尺寸分布较小且相似(两个方向的缺陷尺寸分布均为10-80μm)。
Witkin等人评价了R、表面状况和LB-PBF Inconel 718的构建方向的影响。它们在Z方向和X方向都获得了相似的300Mpa的高强抗压强度。在与Z成30°倾角的情况下制作的试件获得了～350兆帕的高强抗压强度。加工后，高强钢的抗压强度提高到～450 MPa。此外，R对加工试样的影响导致当R=0.1和0.5时，AXF分别降至280 MPa和240 MPa。这是意料之中的，因为HCF也受最大施加应力的控制。
几乎没有证据表明AM Inconel合金的显微组织特征(包括Laves和δ相的存在)对合金的高强疲劳性能有影响。由于晶体织构较弱，晶粒尺寸、孔隙率、δ析出物含量和晶界是决定疲劳强度的主要显微组织特征。一方面，AM材料呈现出更细小的晶粒组织，疲劳性能有望更好。然而，多孔性和大量的δ沉淀可能会克服这一积极影响。在某些情况下，疲劳失效是由于氧化物/碳化物夹杂物的裂纹萌生造成的。已知碳化物会在变形和铸造合金中引发疲劳裂纹。他们的存在被认为来自粉末本身，而不是LB-PBF过程。这些类型的夹杂物很脆，易于裂纹萌生，类似于气孔。虽然与毛孔相比，这些夹杂物一般较小，但它们的影响很难克服；例如，使用髋关节治疗无法去除它们。
Sang et al.对LB-DED Inconel 718进行了直接老化，测得650°C下的HCF强度为500 MPa(AXF，R=0.1)，高于室温HCF强度。作者观察到，在高温下，疲劳裂纹是从Laves相开始的，而不是从缺陷开始的。此外，观察到裂纹在Laves相周围扩展，这表明γ基体中的裂纹更容易发展。作者认为，Laves相的存在可能起到了阻碍裂纹扩展的作用，从而导致了较高的高温HCF强度。Kirka等人在EB-PBF Inconel 718中和在HIP、SA在1066°C下以及在低周疲劳状态下老化之后观察到类似的现象。Griben et al.认为δ相的存在会对裂纹扩展产生随温度变化的滞后效应。而缺少γ’’降低了室温的影响，在500℃以上的温度下，裂纹延迟性更为显著。现在还需要更多的工作来确定AM的微观结构助剂对材料HCF强度的影响。
图17-1 高周疲劳循环样品的尺寸
图17-2 IN718高温合金的断裂表面的SEM SE照片以及相应的放大
8.4.铝合金
Siddique等人的报告称，在不加热构建平台的情况下，al - Si部件的HCF强度为~ 65 MPa，而当构建平台加热到200°C时，HCF强度为~ 10 0 MPa。在这两种情况下，均采用240℃SR热处理2 h。疲劳强度提高50%归因于后者较低的孔隙率(0.12%)，而前者为0.25%。然而，由于冷却速率的降低，建筑平台加热也增加了cel- lular结构的尺寸，这也可能有助于提高54%的HCF强度。
在AlSi12和AlSi10Mg合金中都观察到一个有趣的现象，即SR热处理的影响，它增加了整体孔隙率和缺陷尺寸。Naor等人报道了加工和抛光AB试样的HCF强度约为120 MPa。然而，在300°C SR 2 h和HIP(250°C, 180 MPa 2 h)处理后，分别降至~ 70和~ 75 MPa。SR标本密度最低，HIP和AB标本次之。由SR和HIP引起的密度降低是由于热诱导缺陷的形成，这是与预测的结果是相反的。然而，在500°C的SR和HIP之后，产生了接近全密度的部件。AB试样的HCF强度除了低孔隙率外，还归因于在细胞边界上分离的Si粒子网络。在SR和HIP过程中，长时间暴露在高温下会破坏Si网络(如图6所示)，破坏拉伸强度和HCF强度。粗化Si颗粒可作为疲劳裂纹萌生的位点。Changchum等人报道了经过SR、固溶和时效热处理后HCF强度的显著下降。然而，这些发现与Suryawanshi等人[80]的报告相矛盾，Suryawanshi等人报告了AlSi12在400°C条件下经过6小时an处理后，其HCF强度从60 MPa提高到110 MPa。
AM AlSi12和AlSi10Mg合金在热处理过程中Si颗粒的粗化和数量的减少取决于热处理温度。第3.2节中讨论的微观结构变化可能会影响疲劳强度，这可以解释(结合缺陷尺寸变化)HCF强度数据的变化。例如，Uzan等人报道T6热处理后K值提高了80%。Simi- larly, Aboulkhair等人[34]报告了在520°C下1小时和160°C下6小时的双热处理后，HCF强度从28 MPa提高到57 MPa。
Todd 等人报道了在AB条件下，建筑方向对LB-PBF AlSi10Mg HCF强度的影响可以忽略不计。Naor等人研究了SR AlSi10Mg在机械抛光前后的喷丸效果:抛光试样的HCF强度约为110 MPa，略高于喷丸试样的HCF强度约为100 MPa。AB表面处理的HCF强度为~ 75 MPa，喷丸和抛光(电化学和机械)的样品的HCF强度为~ 105 MPa。虽然喷丸处理后残余压力仍然存在(这将显著降低裂纹萌生的可能性)，但表面剩余的非晶态仍然导致HCF强度的显著降低。
图18 在不同应力水平下得到的断裂表面 (75 MPa, 95 MPa, 145 MPa和 195 MPa) ，样品的热处理条件为 SR+HIP at 250 °C，同时展示了最终的断裂区域和最大的裂纹长度
图18-1 AlSi10Mg 铝合金的显微组织： (a) 沉积态, (b) 热处理之后, (c) 沉积态条件下在 XZ平面上被拉长的α-Al , (d) equiaxed α-Al grains as seen on the 沉积态条件下XY平面上等轴的 α-Al； (e) Si spheroids in the α-Al matrix after T6热处理之后 α-Al 基材中的Si 球形体。所有的图均为沉积态和热处理状态下的横截面
9.总结
AM的出现将以前所未有的方式革新金属零件的制造。为了实现这一潜力，使AM合金成功地应用于工业实践，对加工-组织-机械性能的深入理解是必须的。AM的附加特征，如介观结构、孔隙度、残余应力，以及它们之间复杂的相互作用，使这一过程变得更加复杂。虽然在AM的制造方面以及组织和拉伸性能的评估方面已经进行了大量的研究，但对断裂韧性和疲劳性能的研究相对较少。由于这些性能是确保AM部件结构完整性的关键(因此认证)，更多的努力集中在疲劳和断裂的AM合金是必要的，以理解这些性能是如何控制上述特征。反过来，这些知识可以用来设计耐损伤的结构部件。在这种情况下，AM合金的以下独特方面需要铭记在心。
虽然延展性是决定合金在工程实践中适用性的一个重要属性，但对于AM合金来说，它可能不是最重要的一个属性。这是因为净形状的部件是直接制造的，不需要进一步的“二次机械加工”，否则会使合金的延展性成为一个重要因素。由于断裂韧性--在大多数常规制造的合金中作为延性指标的一项关键性能--可以通过细观结构设计得到提高，因此最好直接关注断裂韧性的评估，以及如何进一步优化强度和韧性。
激光加工的快速凝固条件导致合金元素在某些情况下具有亚稳和细小的组织特征，固溶度增加，而构建策略则提供了介观组织特征。前者增强强度，后者增强韧性。AM为设计具有增强强度-韧性组合的合金提供的这些额外的“自由度”还没有被充分利用。
大多数金属AM的起始材料都是粉末状。因此，在竣工零件中，气孔是不可避免的。虽然热等静压等制造后处理可以显著减少(甚至消除)孔隙率和未熔合缺陷，但它们抵消了AM在一步生产最终零件方面的独特优势。(此外，拥有复杂和错综复杂设计特征的零件的臀部-AM的另一个关键特征-可能并不那么简单。)。由此可见，对用AM制造的构件采用“损伤容限设计”理念是保证结构完整性和可靠性的最佳途径。在这种方法中，缺陷的存在被认为是理所当然的，这使得微观和细观结构对近门槛疲劳裂纹扩展和裂纹闭合行为的作用变得重要。通过允许更大的临界缺陷尺寸来大大提高了HCF的性能。然后，采用基于断裂力学的方法来保证在循环加载条件下裂纹的大小或长度不超过临界裂纹尺寸。为此，必须详细了解加工条件如何影响孔隙度。由于缺陷大小、形状和位置等方面在决定零件疲劳寿命方面起着至关重要的作用，因此需要对它们进行详细的表征。
如果使用环境是富氢和腐蚀性的，则会对AM合金的结构完整性产生重大影响，因为其固有的亚稳相、细观组织、孔隙率和残余应力会降低性能。因此，利用AM生产的合金的应力腐蚀开裂和氢脆等方面的研究一直没有引起足够的重视。
虽然人们在模拟AM过程本身和微观组织发展方面做了很大的努力，但基于力学的AM合金结构-断裂/疲劳性能关系的模拟还有待研究。通过这些努力获得的洞察力在调整工艺条件以增强损伤抗力方面特别有用，例如在微调细观结构以增强抗裂性方面。
目前，金属AM零件在工业上被广泛接受的一个主要障碍是显微组织、高残余应力、表面光洁度和缺陷的存在的空间差异，而这些缺陷是由原料、可建造的和机器对机器的变化性造成的，这些缺陷的存在使金属AM零件在工业上被广泛接受的一个主要障碍是微观组织的空间变化、高残余应力、表面光洁度和缺陷的存在。对工艺-结构(包括属性)-机械支柱连接的透彻理解将使我们能够深入了解其中哪些是关键的(如果有的话)，从而更容易地将AM部件与确保的可靠性集成在一起。
文章来源：
Fracture and fatigue in additively manufactured metals,
ActaMaterialia,Volume 219, 15October2021,117240,https://doi.org/10.1016/j.actamat.2021.117240
参考资料：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
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