鄒田春，陳敏英，祝 賀

(中國民航大學安全科學與工程學院，天津 300300)

0 引 言

與傳統(tǒng)的加工制造技術(shù)相比，增材制造具有可設(shè)計性強、材料利用率高、不受結(jié)構(gòu)和材料限制等優(yōu)點，在航空航天、生物醫(yī)學、汽車等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1-4]。增材制造成形過程中存在非平衡溫度場、速度場、應(yīng)力場等，導(dǎo)致該技術(shù)的工藝設(shè)計與性能調(diào)控復(fù)雜，但因其成形件的力學性能優(yōu)于鑄件，甚至超過鍛件，從而被國家自然科學基金委員會認為是20世紀制造業(yè)的重大創(chuàng)新技術(shù)之一，并成為我國制造強國戰(zhàn)略行動綱領(lǐng)中的關(guān)鍵技術(shù)[5-7]。

近年來，激光選區(qū)熔化技術(shù)(Selective Laser Melting，SLM)是增材制造技術(shù)中發(fā)展最快、關(guān)注度最高的技術(shù)之一，已實現(xiàn)鋁合金、鈦合金、高強度鋼以及高溫合金等金屬零部件的制造[8-10]。鋁合金具有比強度高、耐腐蝕性好等優(yōu)點，其中Al-Si合金是常用的鑄造鋁合金，可滿足現(xiàn)代高新技術(shù)發(fā)展的需求，是航空航天領(lǐng)域的熱門材料之一[11]。但因鋁合金粉末具有較高的激光反射率，成形后產(chǎn)生的粗糙表面和缺陷易導(dǎo)致裂紋形成和應(yīng)力集中，從而影響成形件的疲勞性能[12-15]。基于上述現(xiàn)狀，國內(nèi)外研究學者從顯微組織、缺陷等方面研究了SLM成形Al-Si合金的疲勞性能，發(fā)現(xiàn)其獨特的顯微組織和隨機分散的缺陷導(dǎo)致其疲勞性能與傳統(tǒng)加工工藝不同，且疲勞壽命的離散性更大[16-20]。因此，研究SLM成形Al-Si合金顯微組織和表面狀態(tài)與疲勞性能之間的內(nèi)在聯(lián)系以及高周疲勞斷裂機理對SLM成形Al-Si合金零部件實現(xiàn)完全的工程應(yīng)用十分重要。作者綜述了國內(nèi)外有關(guān)SLM成形Al-Si合金高周疲勞性能的研究現(xiàn)狀，分析了SLM成形方向、成形參數(shù)、熱處理、表面處理等對SLM成形Al-Si合金高周疲勞性能的影響規(guī)律及機制，總結(jié)了其高周疲勞斷裂機理及其斷裂特點，并展望了未來SLM成形Al-Si合金疲勞性能的重點研究方向和內(nèi)容。

1 SLM基本原理及特點

SLM成形過程在成形腔內(nèi)進行，惰性保護氣體由進氣口充入成形腔，以降低腔內(nèi)氧含量來提高成形質(zhì)量。按照零件的三維實體模型提前設(shè)計好切片模型，將各截面的輪廓數(shù)據(jù)輸入計算機規(guī)劃成形路徑，以光纖激光器為能量源，通過掃描振鏡控制激光的掃描路徑，每完成一層掃描，進行一次粉末鋪層，掃描后的粉末經(jīng)熔化、凝固的過程逐漸堆疊，最終成形三維實體零件[21-22]，成形原理如圖1所示。

SLM成形技術(shù)的特點在于可制造出結(jié)構(gòu)復(fù)雜、致密度高、表面質(zhì)量較好的零件，具有生產(chǎn)工序少、制造成本低的特點，但是SLM技術(shù)受尺寸限制，暫時無法成形大型零件，并且由于層厚和激光光斑直徑的限制導(dǎo)致成形效率較低[23-25]。SLM成形過程可通過成形參數(shù)(激光功率、掃描速度、掃描間距和層厚等)進行控制，成形參數(shù)對成形零件的質(zhì)量有很大影響，進而影響零件的疲勞性能[26-27]。但對于實際應(yīng)用的零件，通常需對SLM成形件進行后處理，其中熱處理可改善顯微組織和內(nèi)部缺陷，表面處理可提高零件的表面質(zhì)量，從而提高零件的疲勞性能。

2 高周疲勞性能的影響因素

SLM成形Al-Si合金的高周疲勞性能影響因素可分為內(nèi)部因素和外部因素，內(nèi)部因素指成形件顯微組織、內(nèi)部缺陷、表面狀態(tài)等因素，外部因素是指疲勞試驗的循環(huán)應(yīng)力比、載荷和環(huán)境等因素。作者從內(nèi)部因素方面分別分析和總結(jié)了成形方向、成形參數(shù)、熱處理和表面處理對疲勞性能的影響規(guī)律及機制。

2.1 成形方向

SLM成形鋁合金組織受成形方向的影響具有明顯的各向異性，因此其性能必然存在各向異性。成形方向?qū)Τ练e態(tài)和熱處理態(tài)SLM成形Al-Si合金疲勞性能的影響不同。

對于SLM成形AlSi10Mg合金沉積態(tài)試樣，平行于基板方向成形試樣的疲勞強度高于z方向(垂直于基板方向)，即使在改變掃描間距的條件下，試樣的疲勞性能仍滿足此規(guī)律[28-31]。ZHAO等[32]研究發(fā)現(xiàn)，平行于和垂直于基板方向SLM成形AlSi12Mg合金的疲勞強度無明顯差異，但在最大應(yīng)力140 MPa下，平行于基板方向成形試樣的疲勞壽命略大于z方向成形試樣，且疲勞壽命達106周次。這是因為孔隙或未熔化粉末等缺陷主要在SLM成形件層間形成，這些缺陷減少了z方向的有效承載面積，并導(dǎo)致應(yīng)力集中，疲勞裂紋平行于基板方向萌生與擴展，從而導(dǎo)致z方向成形試樣的疲勞壽命較短。TANG等[28]研究發(fā)現(xiàn)，平行于基板方向SLM成形AlSi10Mg合金經(jīng)300 ℃×2 h的消除應(yīng)力熱處理后，其疲勞強度仍大于沿z方向成形的，這是因為平行于基板方向成形試樣具有更小的缺陷面積。NGNEKOU等[29]研究發(fā)現(xiàn)，平行于和垂直于基板方向SLM成形AlSi10Mg合金沉積態(tài)試樣的疲勞強度相當，這是因為此時疲勞極限主要受缺陷尺寸控制，經(jīng)T6熱處理(540 ℃×8 h固溶，水淬，自然時效)后，峰值硬化處理導(dǎo)致成形件平行于和垂直于基板方向之間的各向異性效應(yīng)顯著，因此z方向成形試樣疲勞強度大于平行于基板方向成形試樣。BRANDL等[30]研究發(fā)現(xiàn)，沿不同方向SLM成形AlSi10Mg合金經(jīng)T6熱處理(525 ℃×6 h固溶，水淬，165 ℃×7 h時效)后，疲勞強度相當，且均大于沉積態(tài)試樣的，這是因為熱處理后成形件的顯微組織均勻分布，顯微組織中的網(wǎng)狀硅結(jié)構(gòu)消失，硅顆粒粗化成球狀，不同成形方向之間的組織差異不明顯，導(dǎo)致疲勞性能趨于一致。

BEEVERS等[31]研究發(fā)現(xiàn)，在應(yīng)力比為-1，平均應(yīng)力為120 MPa條件下，平行于和垂直于基板方向SLM成形AlSi10Mg合金沉積態(tài)試樣的疲勞壽命分別為16.977×106，5.981×106周次，熱處理態(tài)試樣的疲勞壽命分別為0.054 4×106，0.034 1×106周次，與沉積態(tài)試樣相比，成形方向?qū)崽幚響B(tài)試樣的疲勞性能影響很小，但此時熱處理態(tài)試樣的疲勞強度均低于沉積態(tài)的，與文獻[30]中的結(jié)果不同，這可能是與熱處理條件和疲勞試驗條件的不同有關(guān)。在基板溫度較低時，成形方向?qū)LM成形Al-Si合金沉積態(tài)試樣疲勞性能的影響較大，但在基板達到一定溫度(如300 ℃)時，成形方向?qū)ζ谛阅軒缀鯖]有影響[30]。

2.2 成形參數(shù)

SLM成形參數(shù)主要包括激光功率、掃描速度、掃描間距和層厚，成形參數(shù)不匹配會導(dǎo)致熔池溫度場不均衡，溫度梯度較大，使得成形件中產(chǎn)生較高的熱應(yīng)力或內(nèi)應(yīng)力，并在冷卻凝固后形成殘余應(yīng)力，從而影響成形件內(nèi)部缺陷數(shù)量、尺寸以及位置分布，進而影響成形件的疲勞性能[33]。研究[13,34-35]發(fā)現(xiàn)，導(dǎo)致SLM成形Al-Si合金疲勞失效的缺陷主要為表面或次表面的孔隙和氧化夾雜物，且次表面的大尺寸氣孔對疲勞性能尤其不利。隨著組織中孔隙率的增加，SLM成形Al-Si合金的疲勞壽命顯著下降[3]。AWD等[36]研究發(fā)現(xiàn)，在應(yīng)力幅較低(90 MPa)的條件下，SLM成形AlSi12合金組織中孔隙直徑對疲勞壽命的影響較明顯，且孔隙越靠近表面，其失效概率越大。適中的掃描速度、相對較小的掃描間距和層厚可以成形致密度接近100%的SLM成形Al-Si合金，降低成形件的缺陷數(shù)量可提高其疲勞性能。

WANG等[3]研究發(fā)現(xiàn)：當激光掃描速度從700 mm·s-1增加到1 000 mm·s-1時，SLM成形AlSi10Mg合金中的孔隙率和孔徑顯著降低，應(yīng)力比0.2，平均應(yīng)力160 MPa條件下的疲勞壽命由0.017 8×106周次增加至0.061 5×106周次；當掃描速度從1 000 mm·s-1提高到1 300 mm·s-1時，輸入的激光能量降低，層間或掃描軌跡間的部分金屬粉末無法完全熔合而形成不規(guī)則孔隙，孔隙率增加，疲勞壽命由0.061 5×106周次降至0.050 8×106周次。研究[28]發(fā)現(xiàn)，平行于和垂直于基板方向SLM成形Al-Si合金的疲勞壽命與掃描間距(0.160.22 mm)均成反比關(guān)系，且平行于基板方向成形試樣的疲勞壽命大于z方向成形試樣，這是因為掃描間距決定了相鄰熔池間的搭接率，掃描間距越小，搭接率越高，多次熔化可減少組織中孔隙和氧化物數(shù)量，降低裂紋擴展速度，從而提高成形件的疲勞壽命。BEEVERS等[31]研究發(fā)現(xiàn)，在應(yīng)力比為-1，最大應(yīng)力為120 MPa條件下，當層厚為30 μm時，SLM成形AlSi10Mg合金的疲勞壽命均超過20×106周次(未拉斷)，當層厚增加至90 μm時，成形件內(nèi)部缺陷數(shù)量明顯增多，疲勞壽命下降到5.98×106周次。

2.3 熱處理

經(jīng)過T6熱處理后，SLM成形Al-Si合金的組織變粗大，硅從基體中析出形成顆粒狀硅，且熱處理時間越長，析出的顆粒越粗大，掃描軌跡逐漸消除，顯微組織逐漸均勻化[30,37-39]。與沉積態(tài)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)相比，熱處理態(tài)SLM成形Al-Si合金的組織會影響內(nèi)部裂紋擴展的路徑和速率。近年來，大量學者研究了應(yīng)力釋放處理、固溶處理、T6熱處理和熱等靜壓處理等不同熱處理對SLM成形Al-Si合金疲勞性能的影響。

研究[30,37]發(fā)現(xiàn)，T6熱處理后SLM成形AlSi10Mg合金中硅析出形成顆粒狀硅相，熱影響區(qū)和激光掃描軌跡消失，組織均勻，合金的疲勞強度提高。T6熱處理可將平行于基板方向成形合金的疲勞強度提高20%左右，z方向成形合金的疲勞強度提高45%以上[29]。相比于沉積態(tài)Al-Si合金，T6熱處理態(tài)Al-Si合金的孔隙率略高，但延展性的提高、殘余應(yīng)力的消除和顯微組織中硅顆粒的析出等抵消了孔隙率的不利影響，并延長了裂紋擴展階段的壽命，進而提高了合金整體的疲勞壽命[38,40]。ZHANG等[41]研究發(fā)現(xiàn)，在沉積態(tài)與不同熱處理(應(yīng)力釋放處理、固溶處理、T6熱處理)態(tài)SLM成形AlSi10Mg合金中，沉積態(tài)合金的疲勞強度最高，這是由沉積態(tài)合金具有連續(xù)的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，可增強合金抵抗裂紋擴展的能力所致，固溶處理態(tài)合金的疲勞強度最低，這是因為固溶處理使合金組織中枝晶硅斷裂成顆粒硅，斷裂和粗化的硅顆粒導(dǎo)致疲勞性能下降。UZAN等[42]研究發(fā)現(xiàn)，隨著熱等靜壓處理溫度的提高，SLM成形AlSi10Mg合金的疲勞極限降低，這是因為熱等靜壓處理破壞了組織中的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，導(dǎo)致疲勞性能下降。通過改變加熱溫度和加熱時間，優(yōu)化熱處理條件，可避免微觀結(jié)構(gòu)的變化，減少對SLM成形Al-Si合金疲勞性能的負面影響[43]。

2.4 表面處理

沉積態(tài)SLM成形AlSi10Mg合金較大的表面粗糙度會影響合金的疲勞性能[38,40]，常用機械拋光、噴丸、噴砂和攪拌摩擦加工等方法均可降低表面粗糙度。ABOULKHAIR等[40]研究發(fā)現(xiàn)，拋光后的SLM成形AlSi10Mg合金在低應(yīng)力水平(最大應(yīng)力小于150 MPa)下的疲勞壽命提高，在高應(yīng)力水平(最大應(yīng)力大于157 MPa)下的疲勞壽命無明顯變化，這可能是因為在低應(yīng)力水平下裂紋萌生起主導(dǎo)作用，在高應(yīng)力下裂紋擴展起主導(dǎo)作用，而拋光產(chǎn)生的粗糙度變化對疲勞裂紋萌生的影響更大。拋光可提高SLM成形AlSi10Mg合金的抗腐蝕疲勞性能，拋光處理通過降低表面粗糙度，減少由點蝕引起的局部腐蝕和裂紋的方式來提高合金的腐蝕疲勞強度[44]。UZAN等[45]研究發(fā)現(xiàn)：經(jīng)過鑄鋼丸和陶瓷丸兩種噴丸處理后，SLM成形AlSi10Mg合金的疲勞強度均大于沉積態(tài)合金，且兩種噴丸處理對合金疲勞性能的影響程度相當；噴丸處理后的合金再經(jīng)適當?shù)臋C械拋光和電化學拋光處理，可去除厚度為25～30 μm的表面材料，顯著降低表面粗糙度，提高合金的疲勞強度。BAGHERIFARD等[37]研究發(fā)現(xiàn)，噴丸處理和噴砂處理均可降低SLM成形AlSi10Mg合金的表面粗糙度，提高疲勞強度，但噴砂處理后的合金表面具有明顯較寬的表面凹痕，而噴丸處理后合金具有更規(guī)則的表面狀態(tài)，且噴砂處理后合金的疲勞強度比沉積態(tài)試樣提高了246%，而噴丸處理試樣提高了270%，因此噴丸處理的效果更佳。BEEVERS等[31]研究了振動拋光和噴砂對SLM成形AlSi10Mg合金疲勞性能的影響，發(fā)現(xiàn)：振動拋光后30 μm層厚制備得到的合金在最大應(yīng)力為120 MPa下的疲勞壽命大于噴砂后的疲勞壽命；噴砂處理后90 μm層厚制備得到合金的疲勞壽命明顯大于沉積態(tài)合金的疲勞壽命。 研究[46-48]發(fā)現(xiàn)：經(jīng)攪拌摩擦加工后SLM成形Al-Si合金表面組織均勻化，且在最大應(yīng)力為250 MPa下，攪拌摩擦加工合金的疲勞壽命約為沉積態(tài)合金的2個數(shù)量級以上；攪拌摩擦加工處理不僅可以降低合金的孔隙率，消除疲勞裂紋萌生部位的缺陷，還可消除熱影響區(qū)，減輕組織不均勻性導(dǎo)致的熔池邊界處的應(yīng)變局部化程度，從而提高合金的疲勞性能。

3 高周疲勞斷裂機理

在SLM成形Al-Si合金表面或次表面處的氣孔、氧化物和夾雜物等缺陷會使合金出現(xiàn)不連續(xù)表面而產(chǎn)生應(yīng)力集中，引起部分區(qū)域發(fā)生塑性變形，從而導(dǎo)致初始疲勞裂紋萌生[15,41]。TANG等[28]研究發(fā)現(xiàn)，SLM成形AlSi10Mg合金的疲勞裂紋主要在表面或次表面的孔隙和夾雜物處萌生并擴展，其中夾雜物主要為硅顆粒和未熔化鋁粉。疲勞裂紋擴展階段是占整個疲勞壽命最長的階段，該階段主要受試樣組織的影響[15]。隨著疲勞循環(huán)次數(shù)的增加，裂紋沿垂直于單軸加載方向的主方向快速擴展，在加載初期其擴展速率十分緩慢，而在即將斷裂的裂紋擴展后期其擴展速率越來越快，最終導(dǎo)致試樣斷裂[3]。疲勞壽命與疲勞裂紋長度呈正相關(guān)，說明疲勞壽命主要由疲勞裂紋擴展的時間決定；除主裂紋外，試樣內(nèi)部還存在于其他缺陷處萌生的微裂紋，從而加速了裂紋擴展，并降低了疲勞壽命[3]。SLM成形AlSi7Mg合金疲勞斷口中的瞬斷區(qū)由疲勞條紋、大量解理面和部分韌窩組成，表明該合金具有脆性斷裂和韌性斷裂的特點[49]。經(jīng)固溶處理和T6熱處理后，AlSi10Mg合金疲勞斷口的韌性斷裂特征更加明顯，而沉積態(tài)合金和應(yīng)力釋放處理態(tài)合金疲勞斷口中則無明顯韌窩存在，為脆性斷裂特征[41]。對比沉積態(tài)和T6熱處理態(tài)AlSi10Mg合金疲勞斷口發(fā)現(xiàn)，熱處理態(tài)合金疲勞斷口中出現(xiàn)了多個裂紋擴展路徑，且韌性特征更加明顯[38]。由上可知，沉積態(tài)SLM成形Al-Si合金的疲勞斷口基本光滑，存在少量的韌窩，同時具有脆性斷裂與韌性斷裂特征，表現(xiàn)為混合斷裂，但熱處理態(tài)合金疲勞斷口中存在較多韌窩，斷裂形式為韌性斷裂。

4 結(jié)束語

隨著SLM成形技術(shù)的不斷發(fā)展，研究人員對SLM成形Al-Si合金的疲勞性能開展了大量的研究工作，并在成形方向、成形參數(shù)、熱處理、表面處理對SLM成形Al-Si合金高周疲勞性能的影響等方面獲得了一定的研究成果。在成形過程中，通過選取較小的掃描間距和層厚、適中的掃描速度，以及沿z方向成形，可明顯改善SLM成形Al-Si合金的顯微組織和缺陷的數(shù)量及其分布，從而提高合金的高周疲勞性能。表面處理可在一定程度上降低合金表面粗糙度，提高合金的疲勞性能，但大部分熱處理方法會破壞組織中可抵抗裂紋擴展的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，從而降低其疲勞性能。

目前，有關(guān)SLM成形Al-Si合金高周疲勞性能的研究主要集中在工藝參數(shù)方面，但工藝參數(shù)對調(diào)控不同材料的疲勞性能研究還不夠系統(tǒng)，對其顯微組織和疲勞性能之間的具體影響機制研究不夠深入。有關(guān)熱處理方面的研究相對較少，未來需要對合適的熱處理條件進行更全面探索，研究不同熱處理方式及其相關(guān)條件對SLM成形Al-Si合金組織和高周疲勞性能的影響規(guī)律。目前對SLM成形Al-Si合金的疲勞斷裂機理仍處于定性描述階段，缺乏能夠用于預(yù)測疲勞壽命的相關(guān)數(shù)據(jù)及模型，因此未來需要對合金內(nèi)部具體缺陷形成的微觀機理、組織結(jié)構(gòu)受力演化的機理和疲勞斷裂機理等進行更具體的研究，從而探索出提高SLM成形Al-Si合金高周疲勞性能的具體方法。