增材制造金属的断裂和疲劳(4)

3D打印科研前沿
2022
07/06
09:44
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来源:长三角G60激光联盟

导读本文对AM合金中结构-性能相关性的当前理解进行了全面回顾。本文为第四部分。
7.1. 稳态FCG特性
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。

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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。

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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。

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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。

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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。

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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。

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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。

7.2.3. 镍基高温合金

Ganesh等人研究了LB-DED Inconel 625的FCG行为,发现在较低的应力强度范围下,FCG行为明显低于其锻造的同类,而在m 为~ 3.2的稳态状态下,则没有观察到差异。近阈值FCG发生在宏观裂纹扩展方向的柱状面片上。这些合金的一个显著特征是,经过非最佳热处理后,细小的非平衡Laves颗粒可以留在枝晶间区域。这些区域会成为相对较弱的部位,在拉伸试验中引发断裂,并可能促进近阈值区域的FCG。

Konečná等人报道称,与变形合金相比,LB-PBF Inconel 718在近阈值区域的FCG电阻较低,这归因于硼含量低、微观组织较细和残余应力。先前的研究表明,硼的含量可以通过降低氧的变质效应和增加裂纹尖端位错运动的阻力来增强晶界内聚力。

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IN 718中的典型断裂面在650°C下疲劳:(a)12 ppm B,(B)29 ppm B,(C)60 ppm B和(d)100 ppm B。

7.2.4. Al合金

AM AlSi12和AlSi10Mg合金在AB状态下的实测值ΔKth在1 ~ 1.3 MPa√m之间。与LB-PBF合相比,铸态合金的m值较高,这是由于铸态合金组织中存在明显较大的Si枝晶,其在rp内的断裂和脱键增加了每加载周期的裂纹速度。虽然在LB-PBF合金中也观察到Si枝晶,但铸态合金表现为Al和Si的共晶组织以及弥散的初生α-Al相具有亚共晶成分的特征。此外,LB-PBF合金具有更精细的组织。Suryawanshi等人认为,细观结构产生的弯曲导致粗糙度导致裂纹闭合,从而降低裂纹驱动力和FCG速率。虽然LB-PBF AlSi12表现出较低的∆Kth,但其FCG速率也较慢,断裂韧性显著增加。

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(a)砷合金的典型微观结构。这些微结构中的相位对比度为硅灰色和铝白色。(b)在AS合金的BD-TD平面上获得的高倍SEM图像,显示了每个激光熔池内的胞状凝固。图案填充重叠区域用1标记,区域2显示这些重叠之外的Si相的粗化。相位对比度为硅白色和铝灰色。(c)在AS试样的BD-TD平面上获得的反极图。黑色实线表示一些熔池边界。(d) HS合金的高倍SEM图像(从BD-TD平面捕获),显示了硅颗粒的均匀分布。

8、无缺口疲劳

AM工艺相关属性对AM合金的高周疲劳(HCF)性能尤其不利。低HCF强度通常归因于高表面粗糙度;表面的微凸体作为疲劳裂纹萌生点。表面粗糙度和孔隙度在控制AM零件的整体疲劳寿命方面起着主导作用。虽然残余应力也可能影响接近阈值的FCG但其影响不太明显。材料的微观结构施加的主导和间接影响相对较小。然而,它会影响疲劳裂纹萌生的潜伏期,这对HCF寿命特别重要。

8.1. Ti6Al4V

在AB条件下,LB-PBF Ti6Al4V的HCF强度明显低于锻造合金(500–650 MPa)。改善表面光洁度可显著提高合金的HCF强度(200–350 MPa)。Gong等人报告,通过提高密度,LB-PBF和EB-PBF Ti6Al4V分别从45 MPa提高到180 MPa和50 MPa提高到270 MPa。即使零件受到SR,也未观察到HCF行为的明显改善,这表明残余应力在确定HCF强度方面不起关键作用。

热等静压和喷丸处理分别通过闭合体积和表面附近的缺陷,显著提高了HCF强度。然而,如果高表面粗糙度保持不变,则HIP的影响有限。通过喷丸处理,表面粗糙度降低,疲劳强度高达575至610 MPa,与锻造合金的HCF强度相当。喷丸处理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。

在AB状态下,在具有最高密度的机加工和抛光试样上获得的HCF强度仍然低于锻造合金,突出了微观结构的作用。AN通过修改微观结构来提高固有缺陷容限来提高疲劳性能,这与接近阈值的FCG率直接相关。

Kumar和Ramamurty对四种不同的LB-PBF Ti6Al4V不同的层厚和扫描旋转组合制备的缺陷的尺寸、形状和分布及其对HCF行为的影响进行了详细的分析,以研究缺陷特征和微观结构对HCF行为的影响。在AB、热处理和喷丸(SP)条件下进行了RBF试验。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。他们的结果显示了使用不同工艺参数组合的合金的HCF强度之间的显著差异(图15)。

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图15 (a)基于El-Haddad公式的北川高桥图,适用于在AB和热处理条件下以t-а、30µm-90°和60µm-67°生产的试样。临界缺陷尺寸ac随应力幅值σa的变化与缺陷尺寸一起绘制。(b)在t-а、30µm-90°和60µm-67°下生产的试样中缺陷尺寸的累积概率分布。

缺陷尺寸和分布的工艺相关属性以及表面粗糙度与微观结构相关的HCF强度∆Kth之间的关系对于AM零件在承载应用中的广泛采用至关重要,因为它可以用于预测疲劳寿命。

8.2. 钢

关于使用EB-PBF和DED工艺生产的钢的HCF强度的可用文献有限,迄今为止报告的大部分工作都是关于使用LB-PBF工艺制造的合金。当通过AM生产的316L和304L等奥氏体不锈钢的LOF缺陷较大时,其HCF强度可低至100 MPa。降低孔隙率和表面粗糙度将HCF强度提高到200至250 MPa之间,这与传统制造的晶粒尺寸相似的钢的HCF强度相似。Wood等人观察到SR对HCF强度几乎没有影响。然而,与Ti6Al4V一样,喷丸处理可显著提高HCF强度(20%-40%)。通常,304L的HCF强度高于316L。

Kumar等人比较了采用LB-PBF和BJP工艺制备的316L合金的疲劳抗力,发现LB-PBF合金的HCF强度仅为约100 MPa,而BJP合金的HCF强度为约250 MPa。值得注意的是,尽管与LB-PBF合金的- 2.3%孔隙率相比,BJP合金的孔隙率(介于3.7 - 5.6%之间)明显更大,但与常规制造的合金相比,其HCF强度显著更高。观察到在内应力集中点(如缺陷角)形核的疲劳裂纹在微观结构特征(如大角度晶界、退火孪晶界和δ-铁素体相)处停止(见图16)。对于LB-PBF试样,由凝固胞和柱状晶粒组成的更精细的微观结构意味着起始的疲劳裂纹(尺寸为300至400µm的LOF缺陷)不受阻碍地生长。

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图16 BJP 316L试样的显微照片显示,在270 MPa的应力幅度σa下,疲劳试样的标距长度中观察到从裂纹的所有角落开始的小疲劳裂纹,在107个循环中存活。插图中所示的EDS图表明,其中一个角裂纹被基体中的δ–铁素体阻止。

Nezhadfar等人测量了加工和抛光的17-4 PH钢试样的HCF强度∼ 400 MPa,不考虑老化条件。如果打印后表面状况保持不变(即未进行加工和抛光),则HCF强度随老化温度的升高而增加,即H900为200 MPa,H1025和H1150处理为300 MPa。这表明,当存在缺陷时,过度老化更有利。

8.3. 镍基高温合金

迄今为止,在该合金系统上发表的大多数HCF研究都集中在铬镍铁合金718上,这也是用AM探索的最流行的镍基高温合金变体。AB状态下的低HCF强度为150–200 MPa(AXF,R=0.1),与锻造对应物的450 MPa相比,通常归因于高表面粗糙度和近表面缺陷。

很少有证据表明AM-Inconel合金的微观结构属性,包括Laves和δ相的存在,以及HCF强度。由于晶体织构较弱,晶粒尺寸、孔隙度、δ沉淀含量和晶界是可能决定疲劳强度的主要微观结构特征。一方面,AM材料呈现出更细的晶粒结构,疲劳性能有望更好。然而,孔隙度和δ沉淀物的大量含量可能会克服这种积极影响。在某些情况下,疲劳失效是由于氧化物/碳化物夹杂引起的裂纹萌生。已知碳化物会在锻造和铸造合金中引发疲劳裂纹。它们的存在可能源于粉末本身,而不是LB-PBF过程。这些类型的夹杂物很脆,易于裂纹萌生,类似于孔隙。

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在从第二层到最后一层的构建平面内观察的基质和致密区的TEM显微照片。

8.4. 铝合金

在AlSi12和AlSi10Mg合金中观察到的一个有趣的现象是SR热处理的影响,它增加了整体孔隙和缺陷尺寸。在热处理过程中,AM-AlSi12和AlSi10Mg合金中Si颗粒的粗化及其数量的减少取决于热处理温度。

Todd等人报道了AB条件下,构建方向对LB-PBF AlSi10Mg的HCF强度的影响可以忽略不计,即X方向和Z方向构建的试样分别为48和52 MPa(加工和抛光导致HCF强度增加了50%)。Naor等人研究了机械抛光前后SR AlSi10Mg喷丸的效果: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表面光洁度可使HCF强度达到75 MPa。通过喷丸和抛光(电化学和机械)处理的样品的HCF强度达到了约105 MPa。尽管喷丸处理后存在残余压应力(这应该会显著降低裂纹萌生的可能性),但表面剩余的粗糙面仍然导致HCF强度的显著降低。

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SLM AlSi10Mg试样的微观结构。水平建造(a和b),垂直于建造平面剖切;垂直建造(c和d),与建造平面平行剖切。

9 结语

AM的出现有望以前所未有的方式彻底改变金属零件制造。为了实现这一潜力,使AM合金能够成功地应用于工业实践,必须深入了解加工微观结构和机械性能。AM固有的其他特征,如细观结构、孔隙度、残余应力,以及它们之间复杂的相互作用,使这一点变得非常复杂。虽然已经在AM的制造方面以及微观结构和拉伸性能的评估方面进行了大量的研究,但对断裂韧性和疲劳性能的研究相对较少。由于这些性能对于确保AM零件的结构完整性(以及认证)至关重要,因此,更多关注AM合金的疲劳和断裂对于理解这些性能是如何由上述特征控制的至关重要。

1,虽然延展性是一个重要的特性,通常决定合金在工程实践中的适用性,但在AM合金中,它可能不是一个非常重要的特性。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,合金的延展性将成为一个重要因素。由于断裂韧性(韧性在大多数传统制造的合金中作为代理的关键性能)可以通过细观结构设计来增强,因此最好直接关注断裂韧性的评估,以及如何以最佳方式进一步优化强韧性组合。

2,在某些情况下,基于激光工艺的快速凝固条件诱导了亚稳和精细微观结构特征,合金元素的固溶性增加,而构建策略赋予了细观结构特征。前者可以增强强度,后者可以增强韧性。AM为设计具有增强强度-韧性组合的合金提供的这些额外“自由度”尚未得到充分利用。

3,大多数金属AM的起始材料为粉末状。因此,竣工零件中不可避免地存在孔隙。虽然后加工处理(如热等静压)可以显著减少(甚至消除)气孔和缺乏熔合缺陷,但它们抵消了AM在一步生产最终零件的能力方面的独特优势。有鉴于此,似乎对采用AM制造的部件采用“损伤容限设计”理念是确保结构完整性和可靠性的最佳方法。在这种方法中,缺陷的存在被视为理所当然,这使得微观和细观结构对近阈值疲劳裂纹扩展和裂纹闭合行为的作用变得重要。为此,必须详细了解加工条件如何影响孔隙度。由于缺陷尺寸、形状和位置等方面在确定零件疲劳寿命方面起着关键作用,因此需要对其进行详细描述。

4,如果使用环境富氢且具有腐蚀性,则可能对AM合金的结构完整性产生重大影响,因为亚稳相、细观结构、孔隙率和其固有的残余应力可能会降低性能。因此,需要对使用AM生产的合金的应力腐蚀开裂和氢脆等方面进行研究,这些方面迄今几乎没有受到任何关注。

5,虽然在模拟AM过程本身和微观结构发展方面仍在做出相当大的努力,但基于力学的AM合金结构断裂/疲劳性能关系建模仍有待研究。通过这些努力获得的见解在裁剪加工条件以增强损伤容限方面特别有用,例如微调细观结构以增强抗裂性。

目前,阻碍金属AM零件在工业中广泛接受的一个主要障碍是微观结构的空间变化、高残余应力、表面光洁度和缺陷的存在,这些缺陷由原料、制造和机器间的可变性复合而成。透彻了解工艺结构(包括属性)-机械性能连接将有助于深入了解其中哪些是关键的(如果有的话),从而更容易在确保可靠性的情况下集成AM零件。

来源:Fracture and fatigue in additively manufactured metals, Acta Materialia, doi.org/10.1016/j.actamat.2021.117240

参考文献:D.D. Gu, W. Meiners, K. Wissenbach, R. Poprawe, Laser additive manufacturing of metallic components: materials, processes and mechanisms,Int. Mater. Rev., 57 (2012), pp. 133-164, 10.1179/1743280411Y.0000000014




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