来源：长三角G60激光联盟
导读：本文旨在阐明粉末床熔融增材制造过程中常见的缺陷/异常及其形成机制。本文为第九部分。
7.缺陷和异常含量预测
由于缺陷的存在，零件质量的隐性下降为预测和缓解粉末床熔合期间的缺陷形成提供了激励。预测方法和建模方法的设计对于AM技术的长期成功至关重要。因此，在试图建立这些能力方面作出了重大努力。Teng等人总结了激光材料加工技术中的缺陷建模，包括粉末床熔合工艺。
锁孔形成示意图。
激光材料加工中的气孔，一般可分为锁孔和球孔。钥匙孔是由施加在小面积上的大量高能量引起的，这导致了形状狭窄而深的熔池。由此产生的熔池形状使得内部气泡在材料凝固之前的短时间内难以排出，从而在零件内部留下钥匙孔夹杂物。Semak和Matsunawa发现该缺陷与熔池内的流体流动高度相关，熔池内的流体流动由温度梯度，液体/固体和液体/蒸汽表面的表面张力以及这些表面上的反冲压力控制。与激光材料加工中的其他类型的孔相比，锁孔孔通常小且对称。当它们的数量小于Ti-6Al-4V几何形状总体积的1%时，它们对零件的机械性能的危害较小，但是，当数量增加到5%时，零件的拉伸强度，疲劳寿命和硬度将受到显着影响。
7.1.缺乏熔合孔隙度
如前所述，由于缺陷的不规则形态和尖锐特征，未熔合（LOF）孔隙率有可能降低零件质量。当所选择的激光扫描策略未能足够重叠以完全熔化熔融区域中的所有粉末时，LOF孔隙率会出现。
3DSIM FLEX工具用于计算输入工艺参数的热场。值得注意的是，Teng等人使用3DSIM FLEX模拟工具以类似的方式预测LOF孔隙度，重点关注后续熔池轨迹的重叠。然后，通过模拟全成型并跟踪粉末是否在整个成型过程中的任何点熔化，使用热溶液来预测LOF孔隙率。模型结果与实验结果显示出良好的一致性，但过度的成球被认为增加了实验观察到的孔隙率。
Ti–6Al–4V 的熔池剖面，锁孔为 195 W，速度为 400 mm/s。
Bruna Rosso等将用于预测L-PBF过程中的热场的FEM模型与高速成像相结合，以研究打印品单层中的LOF孔隙率。模拟表明，随着每次后续激光扫描的进行，层间LOF孔隙率降低。这归因于第一轨道周围的功率密度增加。
不同复杂度的建模方法有助于捕捉驱动AM零件中LOF孔隙度形成的关键几何特征。LOF孔隙度的分析预测由建模方法发展而来。为解决LOF孔隙度而制定的标准提供了可靠的预测，可用于设计建造参数，从而轻松避免LOF孔隙率的产生。
7.2.锁孔孔隙度
小孔孔隙率的预防和缓解推动了对L-PBF中小孔孔隙度进行预测和建模的需要，这始于对焊接中类似现象的研究。
SLM物理模型示意图(a);建立的随机充填粉床模型(b);SLM过程中应用的扫描策略和监测点(c)。
在SLM过程中，当金属粉末通过高斯激光能量分布的移动热通量照射时，同时发生一系列复杂的非平衡物理和化学冶金作用，涉及多种热，质量和动量传递模式以及流体流动。上图描绘了SLM物理模型的示意图，涉及重要的物理方面，包括熔化和凝固，相变，蒸发，热导率和激光束与粉末之间的辐射。
此外，Bayat等人使用高保真度数值模型研究L-PBF AM过程中键孔的孔隙度形成。模拟结果与实验孔隙度测量结果吻合良好。Bayat等人的模拟结果如图82所示。最后，Martin等人通过将x射线实验与多物理模拟相结合，研究了转向/轨道末端情况下的小孔孔隙度形成。使用ALE3D多物理软件工具，实验观察到L-PBF过程转折点处的小孔坍塌，并在模型结果中捕捉到。
图82 Bayat发布的模拟结果显示的熔体演化。
7.3.残余应力、变形和开裂
正如第4.7节所强调的，AM零件制造过程中的一个主要问题是可能导致翘曲和开裂的大残余应力的产生。了解整个制造过程中残余应力的发展，以及如何减轻应力的增长以确保可制造性，是生产高质量零件的关键。努力集中在热机械有限元建模方法上，同时研究加工参数的影响并提高模拟效率。
大多数AM模型的结果及其实验验证表明，AM零件中存在高度各向异性的残余应力分布。通常，扫描方向上的残余应力高于垂直方向上的残留应力，零件表面附近的残余应应力高于零件中心或底部，如图83所示。所有的建模和实验工作表明，温度梯度的关键影响因素对AM零件中残余应力的大小有很大的影响。基于此，工艺变量（包括支撑结构放置、功率输入、扫描速度、扫描模式、预热温度、图案填充间距和层厚度）都可能在AM残余应力演化中发挥重要作用，因为它们能够改变零件中的温度梯度。孔隙率的存在大大降低了局部材料的强度。因此，应注意的是，AM零件中的孔隙率可能会大大降低残余应力诱发开裂的阈值。
图83 通过激光直接金属沉积增材制造使用Waspaloy制造的零件的计算残余应力分布。
由于需要进行大体积模拟，数值模型的计算效率至关重要。Williams等人提出了一种实用的方法来对AM期间产生的残余应力和变形进行有限元建模。这项工作表明，并非每个激光道次都需要建模，以准确捕捉AM零件中的残余应力发展。最近，Gouge等人使用自适应体素网格来提高热机械有限元模型的计算效率，以模拟整个零件中的残余应力积累。如图84所示，全部分模拟与测量的实验失真非常一致，同时保持了可接受的计算效率，这说明了Gouge等人的模拟结果。Chen等人开发了一种基于固有应变的模型，用于在选择性激光熔化AM过程中预测残余应力的发展。能够理解通过粉末床AM（通过L-PBF或E-PBF）生产的零件中引起变形和残余应力的关键特征，可以进行设计，使零件的变形最小化。目前使用的建模方法在预测残余应力的发展以及在试图减轻变形时为决策提供信息方面表现出了出色的能力。
图84 整个零件的实验变形与模拟变形的比较。
Tran等人研究了在使用EOS机器制造的零件中，混合L-PBF合金718零件在基底和晶格支撑之间的界面处裂纹形成的预测。Tran等人采用的方法结合了实验和残余应力模拟来预测开裂，如图85所示。通过打印大量不同高度的混合结构，首次通过实验确定了混合AM部件界面处开裂敏感性的临界几何形状。然后采用改进的固有应变法来模拟混合零件中的残余应力发展。
图85 （A）Tran等人采用的实验和模拟方法的组合。（B）针对多个样本高度，进行实验构建，以确定混合（晶格和固体结构）界面处裂纹敏感性的临界几何形状；（C）进行模拟，以确定导致打印零件开裂的临界点。使用（D）新零件设计的模拟和（E）通过在打印零件中观察到的建模方法预测的裂纹的验证来预测裂纹敏感性。
7.4.其他缺陷和异常
与孔隙率和残余应力类似，其他工艺缺陷也可能成为金属AM零件过早失效的潜在来源。粉末散布、飞溅和起球都有可能导致构建失败或产生低质量的零件。因此，了解这些缺陷的来源并预测其形成，可以最大限度地减少AM零件中的缺陷数量，提高整体零件质量。
最近，Wu等人提出了一种新的半弧叶片设计，以最大限度地提高粉末堆积密度，最大限度地降低每层粉末的表面粗糙度（见图86）。DEM模拟表明，将半弧底部（叶片正面）引入垂直叶片边缘后，颗粒沉积过程得到改善。结果表明，当面对逐渐减小的叶片底部高度时，分配的粉末颗粒可以被压缩，从而导致沉积层的填充分数增加。作者还证明，半弧叶片直底部分提供的壁效应将保持颗粒的压实状态，并逐渐消除接触力，而不是将其释放到颗粒运动中。
图86 建议的机制比较（a1）和（b1）垂直叶片和半弧形叶片前面的力拱强度；以及（a2）、（b2）分别由牵引叶片前面的力拱破坏引起的颗粒运动。使用垂直和半弧形叶片的（c）填充形态、（d）填充分数和（e）分配/压实粉末的表面粗糙度的演变。
通过数值模拟，各种研究人员报告说，粉末床的填充密度随着颗粒尺寸的减小而增大，直到颗粒尺寸达到临界值，之后密度随着颗粒大小的减小而减小。图87显示了粉末床中随粉末粒度变化而引入的缺陷。粉末床中的缺陷数量往往首先随着粉末粒度的减小而减少，然后在某一临界粒度以下增加。
图87 不同粉末尺寸的沉积粉末层。
Parteli和Pöschel使用DEM方法模拟粉末床铺展，但包括模拟辊，并研究了非球形粉末，如图88所示。作者发现，铺展粉末层的表面粗糙度随辊速的增加而增加。此外，观察到，当使用较大的粉末粒度分布时，粉末床的表面粗糙度也会增加，因为较小的颗粒会聚集到较大的粉末颗粒上。
图88 使用DEM粉末模拟方法和Parteli和Pöschel进行的模拟辊进行粉末散布模拟。
粉末原料的重要性得到了增材制造技术领域的领导者的强调。粉末原料的特点是单个粉末颗粒表面的机械、热、光学和化学特性;通过形态学、粒度测定和由此产生的散装粉末的流动性;以及由此产生的堆积密度、表面均匀性以及沉积粉末层的有效热性能和机械性能。Herbert（2016）概述了SLM过程中粉末处理和处理不同阶段的重要冶金方面，即从粉末储存到机器中的铺展，再到熔化，凝固和后处理的顺序。Tan等人（2017）将此概述扩展到更一般的方面，特别关注粉末形态和颗粒测量的影响。在粉末原料建模的背景下，Gusarov（2008）基于辐射传递问题的（均质化）连续介质模型研究了粉末床中的激光能量吸收问题，而Boley等人（2015）基于光线追踪方案和（离散）粉末床模型解决了相同的问题解决单个颗粒。
采用等离子体雾化Ti-6Al-4V粉末作为金属增材制造工艺的典型图像的SEM图像。
通过计算模型有效复制L-PBF中真实物理的关键是将低速、冷凝、不可压缩相（液态和固态金属）与高速、气态、可压缩相之间的物理耦合（金属蒸气和环境气体）。图89（a）中的模拟结果表明，在高环境压力下，金属蒸汽速度和环境气体流速可以显著降低。因此，在高环境压力下的单脉冲激光照射过程中，由于减弱气流的阻力减小（图89（b）），粉末飞溅得到有效抑制（见图89（c））。
图89 显示环境压力对粉末飞溅行为影响的多物理模拟。
图90显示了Rausch等人用于模拟粉末床AM过程的扩展2D晶格Boltzmann方法。Lu等人使用相场模型模拟L-PBF过程的多个特征，包括熔体池、粉末床填充效应和颗粒结构。他们观察到，在多层模拟过程中，由于存在不规则的大粉末颗粒，形成了球状空隙。并且，Liu等人在CFD介观模拟中指出，当使用射线追踪热源而不是高斯热源时，会出现球状缺陷。这突出了如何使用更复杂的输入和建模方法来更真实地捕捉球化现象。
图90 2D多层晶格Boltzmann模拟中的温度场，显示了30层的孔隙度演变。每一层都是随机放置的，在b和e中看到的模拟激光熔化粉末。
使用DEM对竣工金属AM表面进行高保真建模，例如Michopoulos等人和Meier等人使用DEM进行的建模，显示了在无需昂贵的试验和误差分析的情况下将工艺变量和表面纹理关联起来的巨大前景（图91）。这样，可以针对不同的几何形状、起始材料和加工条件，捕捉关键加工变量（如激光功率、激光速度和舱口间距）以及非稳态熔化效应的影响。这样，可以为金属粉末床AM中的特定结构和材料确定优化的工艺参数集。
图91 采用加工变量和光栅+轮廓扫描路径的建模技术在验证竣工金属AM表面的XCT结果方面具有巨大潜力。（左图）第50、100、170和178层的离散元素方法（DEM）模拟输出以及最终输出粒子系统。（右图）DEM输入模型和输出模型的比较（带粗糙度）。真实的表面建模技术可以通过各种材料的加工变量实现表面粗糙度之间的相关性，并进行加工以取代目前采用的试错型分析。
8.缺陷零件的特性
8.1.机械性能
AM零件的机械性能由其缺陷和微观结构决定，与前几节讨论的锻造零件相比，这些缺陷和显微结构可能有很大的不同。AM零件中的这种微观结构/缺陷变化不仅通过使用各种AM系统而存在，而且在使用相同的AM工艺/系统时，加工条件或甚至零件几何形状/尺寸只有轻微变化。这种广泛的微观结构特性可能会导致AM零件的机械性能报告出现明显的分散。在本节中，我们将讨论四种常见AM金属材料的最广泛报道的力学性能，这些材料可在公开文献中获得。讨论的力学性能包括屈服/极限抗拉强度、延性、高周疲劳强度、断裂韧性和疲劳裂纹扩展速率。首先简要回顾了通常支配机械性能的机制和因素，然后回顾了现有数据，这些数据提供了对AM合金微观特征（包括微观结构和缺陷）的机械性能依赖性的见解。请注意，其他机械性能，如在高应变率状态下进行的机械性能，在文献中不太常见，因此不是本综述的重点。
8.1.1.拉伸
总的来说，AM制造的所有材料的强度和延展性表现出广泛的分散性。回顾的AM技术包括激光束和电子束粉末床聚变技术（分别为L-PBF和E-PBF）以及直接能量沉积方法（如激光束直接能量沉积（L-DED））。在Ti-6Al-4V的情况下，如图92所示，屈服强度（YS）、极限抗拉强度（UTS）和延性（通过断裂伸长率（EL）测量）存在显著的数据变化。
图92 Ti-6Al-4V的屈服强度（YS，固体标记）和极限抗拉强度（UTS，箭头）在（a）不同构建方向，（b）有/没有构建后处理，以及（c）各种AM技术下制成，并与伸长率绘制。由L-DED、L-PBF和E-PBF生产的典型预制微结构如（d）所示。
针对HCF性能获得的结果表明，缺陷处的应力集中显着降低了疲劳强度，因为HIPed样品比在1050°C热处理的SLM处理样品表现出更好的疲劳性能。HIP化样品不仅显示出最小的孔隙率，此外，由于HIP工艺的温度-时间-剖面，与竣工材料相比，残余应力显着降低，β-Ti的量略有增加。在HIP之后对Ti-6-4进行阶梯法的结果表明，SLM组件可以达到传统加工的Ti合金的疲劳强度，通常报告在392 MPa和620 MPa之间。
竣工 Ti-6-4 标本（a）和 HIP 处理后的计算机断层扫描图像（b）。在HIP工艺之后，任何残余孔隙率都低于22 μm的分离极限。
这清楚地表明，疲劳强度应通过两种不同方法的组合来优化。首先，裂纹萌生阶段必须尽可能延长。这可以通过减小孔径在SLM加工材料中实现，从而通过减少这些缺陷处的应力集中来实现。从CT数据中可以明显看出使用HIP的孔径和孔隙率的减小。就尺寸而言，孔减小到22μm的检测限以下，而在竣工的Ti-6-4样品中，检测到直径高达50μm的孔（未显示）。从断裂表面可以清楚地看出孔隙率与裂纹萌生阶段的相关性：即使样品中的所有孔都可以通过HIP工艺减小尺寸，剩余的缺陷（例如微孔）仍然对HCF状态下的疲劳行为产生强烈影响。对于相对较早失效的样品，已检测到孔隙作为疲劳裂纹的起点。这些缺陷通常非常接近样品表面。除了避免应力升高因素（如孔隙）外，有利的微观结构还会导致更长的裂纹萌生时间。
金属屈服的特征通常是整个晶粒中位错的长距离运动（滑移），这相当于不可逆变形的开始。根据材料的微观结构，位错运动的障碍可能是溶质原子、晶界、相界或硬/软（不可渗透/可穿透）颗粒。在Ti-6Al-4V合金中，由于α和β相共存，相关界面为α-β界面。滑移导致位错在相界面处堆积，在施加足够远的应力时，位错会通过β相和α集落的其余部分传递滑移。如Xu等人使用文献中现有数据提出的，伴随的YS很好地遵循了Hall-Petch关系（图93），即其中是α板条的厚度，σ0是具有无限厚α板条Ti-6Al-4V合金的强度，k是Hall-Pech系数。
图93层状(α + β) Ti-6Al-4V的YS与α板厚度的关系。
AM合金718的室温强度与延性曲线如图94（a，b）所示。在这方面收集的工作涉及激光束和电子束处理材料，包括L-DED、L-PBF和E-PBF。由于激光AM工艺中的快速凝固速度，L-PBF合金718中通常观察到树枝状，而不是多相（图94（c））。由于缺乏强化阶段，竣工材料的强度通常较低（图94（a））。由于E-PBF的加工温度明显较高，制造过程中的热条件可能与固溶+时效处理过程中的类似。固溶退火和双重时效产生的微观结构如图94（e）所示，显示了γ’/γ”沉淀。图94（a）显示屈服强度从～600兆帕至～1200 MPa，通过双重时效处理提高了2倍。非HTed条件（包括未老化的HTed）的数据点在强度和延展性方面仍然表现出极大的分散性，这可能是由于AM工艺施加的定向凝固引起的强烈织构，再加上明显的LOF缺陷，这些缺陷通常垂直于构建方向。
图94 （a）-（b）室温YS和UTS与AM合金718的断裂伸长率图。(c)、(d)和(e)分别显示了L-PBF和e-PBF合金718的典型制造态微观结构以及e-PBF金属718的HTed微观结构。
AM制造的这种材料的强度与延性曲线如图95所示。在这方面收集的数据仅涉及基于激光的AM，包括L-DED和L-PBF。从图94（A）中可以看出，这些材料的延展性受到了强烈的定向效应，尽管其对强度的影响不明显。然而，应该注意的是，数据的来源可能影响了这一观察。
图95 （a）-（b）YS和UTS与AM 17–4 PH SS的断裂伸长率图。(c)制备时的典型组织，(d)直接时效(H900)和(e)条件A +时效(CA-H900) L-PBF 17-4 PH SS.
构建方向和热处理对AlSixMg｛x＝7–12｝拉伸性能的影响如图96所示。从图96（a）可以看出，两个构建方向的非HTed试样的YS、UTS和EL范围完全重叠。然而，可以看出，水平建造试样的YS和EL值平均略高。
图96 （a）-（b）AM AlSixMg｛x=7–12｝的YS和UTS与断裂伸长率图。（c）垂直于断裂表面的横截面上的显微照片显示了熔池边界引起的断裂。（d）微结构作为加工条件的函数。
尽管AM缺陷（包括孔隙率、小孔和LOF等体积缺陷以及表面粗糙度）由于相关的应力集中而倾向于诱导局部塑性，但它们通常不会影响AM材料的整体屈服强度。事实上，在AM材料的典型容许孔隙率范围内（<1%），应力集中的材料体积分数非常小，不足以诱发宏观塑性的早期发生。事实上，图97（a）中的数据在相对较宽的孔隙度范围内表现出明显的YS不变性(～0.0003%–3%)。如图97（b）所示，随着孔隙率的增加，所有三种材料的EL都显著降低。
图97 AM Ti-6Al-4V、合金718和AlSixMg（x=10和12）的归一化。
显示裂纹增长的示意图（a）平行和（b）垂直于沿建筑方向的细长晶粒（双箭头显示施加的载荷方向）。
晶粒尺寸和形貌也会影响晶间疲劳裂纹的生长，导致AM材料的疲劳性能各向异性。通常，较粗的晶粒由于其较大的晶界而可以提供更好的抗裂纹扩展性，从而导致较大的裂纹。此外，各向异性的晶粒生长导致晶粒形态细长，可能会影响不同载荷方向的裂纹生长。细长的颗粒（即柱状）通常在AM过程中沿凝固方向形成，其往往与建筑方向接近平行。在载荷垂直于建筑方向（即晶粒的细长方向）的情况下，裂纹通常平行于建筑方向生长，如上图所示，因此，它们在路径中的挠度较小，导致抗裂纹性降低。另一方面，当裂纹增长垂直于建筑方向时，可以预期更高的抗裂纹扩展性，这样的裂缝经历了更曲折和偏转的裂缝路径。
来源：Defects and anomalies in powder bed fusion metal additive manufacturing, Current Opinion in Solid State and Materials Science, doi.org/10.1016/j.cossms.2021.100974
参考文献：Influence of post-heat-treatment on the microstructure and fracture toughness properties of Inconel 718 fabricated with laser directed energy deposition additive manufacturing, Mater. Sci. Eng. A., 798 (2020), Article 140092.
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