沖擊載荷下增材制造金屬材料的動態響應及微觀結構演化研究進展

劉 洋，徐懷忠，汪小鋒，李治國，胡建波，王永剛

（1. 寧波大學沖擊與安全工程教育部重點實驗室，浙江 寧波 315211；2. 寧波大學機械工程與力學學院，浙江 寧波 315211；3. 中國工程物理研究院流體物理研究所沖擊波物理與爆轟物理重點實驗室，四川 綿陽 621999）

增材制造（Additive manufacturing，AM）方法是基于零件的三維設計數據，采用材料逐層累加、“自下而上”的新型制造方法。相對于傳統的材料去除（切削加工）技術，增材制造技術不需要復雜的刀具、夾具及多道加工工序，實現了“自由制造”，解決了許多過去難以制造的復雜結構零件的成形問題，大大減少了加工工序，縮短了加工周期，而且結構越復雜的產品，其制造速度的優勢越顯著[1–3]。增材制造技術自20 世紀80 年代問世以來，也被稱為“快速原型”（Rapid prototyping）、“分層制造”（Layered manufacturing）、“實體自由制造”（Solid free-form fabrication）、“3D 打印技術”（3D printing）等，各異的名稱從不同側面表達了該制造技術的特點。近20 年來，隨著新材料、新工藝的不斷涌現，增材制造原理與不同材料和工藝相結合形成了多達20 多種增材制造技術[4–5]。按照材料種類，可將其劃分為金屬材料[6]、非金屬材料[7]、生物材料[8]等3D 打印技術。2013 年，科學家們在3D 打印的基礎上引入時空維度，發展了“4D 打印技術”，4D 打印主要通過材料或結構的主動設計，使構件的形狀、性能和功能在時間和空間維度上實現可控變化，滿足變形、變性和變功能的應用需求[9–10]。

當前，金屬材料增材制造技術是業內的研究熱點，已形成了兩類穩定的成型工藝：一類是基于噴嘴自動送粉的激光近凈成型技術（Laser engineering net shape，LENS），此外還包括以電弧為熱源的電弧增材制造技術[11–13]；另一類是基于粉床自動鋪粉的激光選區熔化技術（Selective laser melting，SLM），此類技術還包括以電子束為熱源的電子束選區熔化（Electronic beam melting，EBM）[14–16]。LENS 和SLM/EBM實則代表了金屬零件增材制造的兩個不同發展方向：前者的成型效率高，可用于直接制造大型金屬構件，但是其成型精度較低，屬于“近凈成形”；SLM/EBM 的制造精度高，但是效率低，可用于中小型精密金屬構件制造，實現其直接“凈成形”。

增材制造金屬零件在航空航天、國防軍事等關鍵裝備上得到越來越多的應用。尤其當增材制造技術與某些具有特殊性能的材料相結合，能夠發揮傳統制造技術不具備的優勢。但是由于服役環境苛刻，這些增材制造的構件經常會承受沖擊載荷作用，如武器裝備的毀傷和外太空中碎片對飛行器的撞擊威脅（高應變率條件）、外空間探測器著陸和飛鳥撞機（中低應變率條件）等，因此要求其在規定的沖擊載荷下能夠保證結構的完整性和連續性，即具有足夠高的動態承載能力[17]。

隨著我國航空航天、國防軍事等事業發展越來越快，對增材制造技術及產品的需求越來越大，越來越多的增材零件被應用在航天器、武器裝備的關鍵部位，對增材制造零部件的動態承載性能提出了越來越高的要求。因此有必要研究增材制造金屬材料的動態力學性能及其在高壓載荷作用下的宏觀力學響應和微觀組織響應特性，為擴大激光增材制造技術的應用范圍提供理論指導。本文主要介紹近年來在高速沖擊等極端情況下增材制造金屬零部件的宏/微觀力學響應特征，探討該制造方法帶來的金屬材料在動態性能方面的新變化，并展望增材制造技術及產品在國防軍事和武器裝備領域的發展方向。

1 沖擊加載測試技術

對于材料的抗壓性能，按照施加載荷的速度，可分為靜態、準靜態和動態加載：靜態加載的應變率小于10–5s?1，此時可不考慮應變率的影響；準靜態壓縮的應變率范圍為10–5～10?1s?1，應變率的影響可忽略不計；應變率大于10?1s?1時為動態加載，應變率的影響不可忽略；應變率大于104s?1時為高應變加載，一般用于國防、軍事裝備的防護與毀傷性能研究[18]。實踐表明，靜態或準靜態壓縮時，金屬的力學性能沒有明顯變化，可以按照傳統的靜載荷處理，但是當應變速率大于10?1s?1時，尤其是在更高速的沖擊載荷作用下，多數工程材料表現的力學性能和損傷特征與準靜態加載條件下表現的相應特征完全不同。

由于與國防軍事和武器裝備等領域關系密切，沖擊加載技術于20 世紀中葉興起并迅速發展成熟，推動了金屬材料沖擊響應特性研究的快速發展[19]。在沖擊加載實驗中，載荷以波的形式在樣品中傳播，對于大多數材料而言，在壓縮應力作用下其內部會形成沖擊波[20–21]。因此，沖擊加載條件的實質就是通過一定方法產生大量能量（化學能、機械能、內能等）并轉化為沖擊波。按照沖擊波速度和強度的不同，廣義的沖擊加載技術可分為中/低應變率加載技術和高應變率加載技術[22]。前者的典型代表是分離式霍普金森壓桿（Split Hopkinson pressure bar，SHPB）或Taylor 壓桿，適用的應變率范圍為102～104s?1，主要用于研究物體在中低速度碰撞下的動態響應[23]。當加載應變率接近或達到105s?1時，因慣性約束效應，一維應變狀態難以維持，采用傳統的動態力學加載手段（如SHPB 或Taylor 桿等）無法獲得105s?1以上的加載應變率[24]。若進一步提升應變率，則需要采用高能炸藥爆轟加載[25]或輕氣炮加載[26]，此外高功率脈沖激光及粒子束也可以用于沖擊波加載源，但是該方法的使用范圍極其有限[27]。高能炸藥爆轟是通過引爆平面波發生器中的高能炸藥，對樣品進行加載，是研究材料在高壓下動力學響應的最早的加載手段，可用于模擬軍事目標的爆炸防護與毀傷、武器終端爆炸效應、工程爆破與安全、爆炸加工等[28]。根據需求改變炸藥的用量，從而產生3～80 GPa 的沖擊波壓力，相應的應變率可達107s?1，然而該加載方式需要專用的爆炸場地，不利于大范圍推廣[29]。為此，研究者們開始使用高壓氣體炮作為沖擊波發生裝置，其原理是使用壓縮高壓氣體加速彈丸，彈丸受力產生加速度，在光滑炮管內加速運動并達到設定速度，最后以高速射出的方式與事先精確放置的靶樣品高速碰撞[30]，加載速度范圍為30～6000 m/s，沖擊波壓力可達數百吉帕，應變率可達106s?1，以此來模擬樣品的高壓高應變率環境，如軍事裝備防護等[31]。氣體炮加載方式具有加載手段簡單多樣、加載壓力范圍大、加載壓力穩定且精確度高等優點，已被廣泛應用。

2 沖擊載荷下增材制造合金材料的動態響應特性

2.1 增材制造鈦合金的抗沖擊性能

鈦及鈦合金以其密度小、比強度高、耐腐蝕、耐熱性能優異、生物相容性好、低溫變形性能良好等優點，廣泛應用于航空航天、軍工兵器和現代工業等領域[32–33]。激光增材制造鈦合金部件越來越多地應用在飛機的關鍵部位上，如北京航空航天大學王華明團隊[34]和西北工業大學黃衛東團隊[35]采用激光增材制造技術制造了多種牌號的鈦合金零部件，并初步應用在國產大飛機的關鍵承力部件上，如中央翼緣條、主起落架支柱、主襟翼滑輪架、翼/身對接框等大型復雜關鍵構件。為此，本節將針對增材制造鈦合金在動態加載條件下的動態力學性能予以敘述。

Biswas 等[36]研究了采用LENS 技術制造的Ti-6Al-4V 合金的抗沖擊性能，并通過調整成型工藝參數獲得了近似0%、10%和20%孔隙率的試樣，研究發現，在應變率為8000 s?1的沖擊載荷下，其抗壓強度呈逐漸降低趨勢，這是由于存在的孔洞在沖擊載荷作用下首先發生應力集中，從而成為斷裂源。但是隨著孔隙率的增大，抗壓強度的下降幅度相對于拉伸強度的下降幅度并不明顯，這是由于金屬材料的抗沖擊性能對孔洞、裂紋的敏感性比拉伸性能小[37]，在沖擊載荷作用下，一些挨得較近的孔洞甚至可能發生塌縮、合并、閉合等，反而會提高材料的斷裂韌性。

Liu 等[38]研究了SLM 成型Ti-6Al-4V 合金的抗沖擊性能，發現與準靜態下的性能相比，動態力學性能有明顯的提高，表現出明顯的應變率強化效應。對回收試樣進行金相觀察，發現斷裂面附近出現明顯的塑性變形層。這是由于鈦合金的導熱系數低，高速沖擊下產生的熱量來不及散失，導致熱軟化效應強于應變硬化，材料因此發生熱塑性變形。此外，動態損傷數值模擬（見圖1）發現，應力集中帶由中心以雙錐型向兩端面發展，形成較復雜的雙錐形變形區域。在高速沖擊下，在極短的時間內（沖擊波作用時間小于70 μs），零件內部經歷了應力集中、應力塌陷、裂紋萌生、擴展和斷裂等演化過程。

圖1 沖擊載荷（應變率2 400 s?1）下SLM 成型Ti-6Al-4V 合金的內應力演化過程[38]Fig. 1 Evolution of stress in the selective laser melted Ti-6Al-4V alloy tested at strain rate of 2 400 s?1[38]

Mohammadhosseini 等[39]研究了EBM 成型Ti-6Al-4V 合金的抗沖擊性能，發現在高應變率沖擊下材料內部產生絕熱剪切帶，導致動態加載條件下的壓縮斷裂應變比準靜態條件下的還要小。Alaghmandfard等[40–41]研究了不同成型方向上EBM 成型Ti-6Al-4V 合金的抗壓強度，對比發現兩個方向的抗壓強度差值不超過100 MPa，表明EBM 成型Ti-6Al-4V 合金在中低應變率（約2000 s?1）載荷作用下的各向異性并不明顯。此外，他們還進行了多種應變率條件下的加載試驗，基于獲得的數據和Chang-Asaro 硬化方程，建立了EBM 成型Ti-6Al-4V 合金的動態本構方程。此模型同樣適用于其他增材制造Ti-6Al-4V 合金的動態力學性能。

圖2 顯示了沖擊后EBM 成型Ti-6Al-4V 合金的微觀組織，可以看到材料內部產生了絕熱剪切帶，帶內晶粒發生嚴重細化。增材制造鈦合金的原始組織主要為細小的針狀馬氏體，在沖擊載荷作用下，剪切帶附近產生剪切變形，針狀馬氏體受剪切力作用發生扭曲變形。由于傳統加工方法獲得的鈦合金主要是等軸組織，在沖擊載荷下一般只發生晶粒細化和滑移，所以相較而言，圖2(c)所示的扭曲組織特征顯得與眾不同，在Li 等[42]、Biswas 等[36]的報道中也發現了同樣的現象。

圖2 增材制造Ti-6Al-4V 合金在沖擊載荷作用下的微觀組織形貌[36,40–42]Fig. 2 Microstructure of additive manufactured Ti-6Al-4V under impacting load[36,40–42]

相較于中、低應變率（小于104s?1）的載荷，高應變率（大于105s?1）加載條件下增材制造鈦合金的動態力學性能研究很少被報道。這是因為增材制造的發展歷史較短，學者們主要關注其在常規載荷下的力學性能，加之高速沖擊等極端情況下的案例主要發生在軍事及武器裝備上，一般的實驗室或研究者較少涉及。Brown 等[43]比較了EBM 和SLM 成型Ti-6Al-4V 合金的層裂性能，結果表明，在較低速度（290 m/s）下兩者均沒有出現層裂破壞，當速度提高到350 m/s 時均出現裂紋，表明Ti-6Al-4V 合金存在顯著的應變率敏感性。美國洛斯阿拉莫斯國家實驗室的Jones 等[44]采用輕氣炮研究了SLM 成型Ti-6Al-4V 鈦合金的層裂性能（見圖3），結果表明：當拉伸載荷方向垂直于成型方向時，層裂強度只有相同條件下鑄件的60%；當加載方向平行于成型方向時，層裂強度達到了鑄件的95%，表明在極高應變率（大于105s?1）載荷下，增材制造鈦合金具有明顯的各向異性。該結果與Alaghmandfard 等[40]的結果截然不同。其原因是增材制造逐層堆積的層間冶金結合強度相對熔池內部較低，在沖擊波作用下此區域容易發生孔洞形核，從而發生破壞。

圖3 (a)加載方向與晶粒方位示意圖[40]，(b)不同成型方向的SLM 成型Ti-6Al-4V 合金沖擊后的形貌[44]Fig. 3 (a) Schematic of the relationship between loading direction and grain orientation[40], (b) the macro morphology of selective laser melted Ti-6Al-4V alloy impacted in different directions[44]

當然，并不是說軍事、武器裝備領域就不存在中、低應變率加載情況。美國國家航空航天局（NASA）馬歇爾太空飛行中心的Rodriguez 等[45]研究了增材制造鈦合金對應變速率的依賴性，應變率約為1500 s?1。結果表明：增材制造鈦合金的變形模式與變形速率密切相關，在高應變率載荷作用下以位錯滑移和孿生為主。眾所周知，孿生變形在準靜態加載條件下不容易產生，但是在高應變率加載條件下，孿生變形確實是一個比較重要的變形機制[46–47]。

此外，為了研究高溫加載下增材制造鈦合金的動態力學性能，一些學者在SHPB 上加裝加熱爐，模擬了鈦合金在高溫條件下的抗壓能力。西北工業大學的Li 等[42]研究了LENS 成型Ti-6Al-4V 鈦合金在1000 ℃高溫下的抗沖擊性能，在高應變率（5000 s?1）加載下LENS 鈦合金的抗壓強度從常溫下的1.6 GPa降低到1000 ℃時的約0.4 GPa。此外，高溫條件也改變了材料的動態斷裂特性，常溫下LENS 鈦合金具有典型的復合斷裂特征，而高溫下則表現出韌性斷裂行為特征。上海交通大學的Ming 等[48]研究了SLM 成型Ti-6Al-4V 鈦合金在高溫下的動態力學性能，結果表明，當應變率為104s?1時，抗壓強度從常溫時的1.5 GPa 下降到700 ℃時的0.75 GPa。說明與大部分金屬材料一樣，增材制造鈦合金也具有很強的熱軟化效應，其原因在于溫度升高會降低材料內的位錯密度，導致對塑性流動的抵抗力下降。

寧波大學3D 打印團隊近期開展了SLM 成型Ti-6Al-4V 鈦合金在高溫下的抗沖擊性能研究，發現在高溫沖擊下針狀的馬氏體發生斷裂而形成細小的等軸晶，如圖4(a)、圖4(b)、圖4(d)和圖4(e)所示。其原因是在高速沖擊下，剪切區的塑性變形由位錯滑移與孿生切變共同完成，形成了大量孿晶；在變形過程中，由于孿晶的形成，調整了局部晶體的位向，原來不動的位錯被啟動，形成長條狀的亞晶結構；在外加動態載荷下，運動位錯與孿晶作用，使孿晶片發生斷裂，形成細小等軸晶粒；同時，剪切帶中心區域局部形成了等軸、畸變小、位錯少的細小動態再結晶晶粒，圖4(c)和圖4(f)捕捉到了長條狀馬氏體受沖擊后破碎的形貌。由于鈦合金具有優異的高溫性能（目前鈦合金的最高工作溫度約700 ℃），因此可以應用在航空航天中一級葉片或者工作環境溫度不是特別高的部位。以上研究可為擴大增材制造鈦合金的應用范圍提供理論支持。

圖4 SLM 成型Ti-6Al-4V 鈦合金的反極圖及晶粒尺寸統計：(a)和(d)為原始材料，(b)和(e)為沖擊加載后的樣品，(c)和(f)為沖擊加載后樣品的放大圖Fig. 4 Inverse pole figures and grain size of SLM Ti-6Al-4V alloy ((a) and (d): original,(b) and (e): after impacting, (c) and (f): amplified Fig.4(b))

2.2 增材制造鋁合金的抗沖擊性能

基于前沿科學探索與發展的角度，《Science》曾刊文指出：現代工業要求結構材料具有較高的強度、斷裂韌性及剛度，同時要盡可能減重。在這種情況下，以鈦、鋁為代表的輕質高強合金成為各國新材料研發計劃中的重點發展材料之一，也是激光增材制造的重要應用材料[49]。近年來，增材制造鋁合金的動態力學性能逐漸得到國內外研究者的關注，相關文獻報道自2018 年開始增多。

Zaretsky 等[50]研究了SLM 成型和砂型鑄造AlSi10Mg 合金的一維平面層裂強度。結果表明，SLM 成型材料的動態屈服強度和拉伸（剝落）強度比鑄態合金高2 倍和4 倍。此外，隨著拉伸應變率的增加，SLM 成型材料的斷裂模式發生了明顯的變化。當應變率低于5 × 103s?1時，主要斷裂模式為塑性斷裂，一旦超過該值，則變成脆性斷裂。同時，在極高應變率載荷作用下，其抗壓強化機制轉變為聲子黏性阻力（Phonon viscous drag）控制的位錯越障滑移（Dislocation over-barrier glide）。Hadadzadeh 等[51]發現，雖然激光增材制造的AlSi10Mg 合金在垂直和水平方向分別為柱狀和等軸狀晶粒，但是兩個方向上的動態壓縮行為區別并不大。TEM 圖像顯示，變形后兩個方向的位錯密度顯著增大，由小尺寸的位錯線逐步演化成致密的位錯網格，如圖5 所示。同時，部分位錯通過動態再結晶和動態回復轉變為小角晶界，這是增材制造鋁合金強化的關鍵。Nurel 等[52]研究了SLM 成型AlSi10Mg 合金的動態壓縮性能，最高應變率達到7900 s?1，研究發現在1000～8000 s?1的應變率范圍內，材料具有較強的各向異性，若應變率超過此范圍，則各向異性變弱。其原因可能是在極高速度沖擊下材料內部產生較高的絕熱溫升，甚至超過材料的熔點（斷面的熔化形貌可以證明絕熱溫升超過熔點），進而發生劇烈的動態再結晶和相變，材料的塑性流動能力提高，從而克服了不同方向上微觀形貌帶來的差異。

圖5 水平和成型方向的增材制造AlSi10Mg 合金的微觀組織：(a)和(b)為原始鋁合金，(c)和(d)為沖擊加載后的鋁合金[51]Fig. 5 Microstructure of additive manufactured AlSi10Mg at horizon and vertical directions((a) and (b): original, (c) and (d): after impacting)[51]

分析以上文獻可知，在沖擊載荷作用下，鋁合金的強化機制主要有位錯越障滑移、Orowan、Hall-Petch 和位錯硬化等，在鋁合金塑性變形階段，這些機制相互競爭，共同決定了材料的硬化行為，相對而言，材料織構所起的作用就不那么顯著。此外，目前的增材制造金屬材料的工藝參數中，采用的掃描策略是層間正交層錯方法，材料微觀織構的各向異性明顯減弱，這是增材制造鋁合金的動態力學響應的各向異性不顯著的重要原因。

Ponnusam 等[53–54]研究了SLM 成型AlSi12 合金在不同溫度下的動態壓縮性能，結果表明：在室溫條件下，準靜態和動態加載下的流變應力幾乎相同，說明鋁合金的率敏感性不強；但是在高溫（200 和400 ℃）條件下，雖然兩種情況的屈服強度和極限抗壓強度均降低了約50%，但是動態加載的流變應力明顯比準靜態強，說明鋁合金同樣也存在較強的溫度軟化效應。分析認為，在動態加載條件下，材料發生了顯著的動態再結晶和動態回復，從而在一定程度上彌補了熱軟化對強度的削弱效果。Asgari 等[55]研究了SLM 成型AlSi10Mg_200C 在動態沖擊載荷作用下的微觀組織和織構的演變規律，取向分布函數（Orientation distribution function, ODF）數據表明，高應變率變形對垂直方向上的合金織構成分沒有影響，但是水平方向上產生了大量Goss 和Cube 組分。Baxter 等[56]研究了SLM 成型AlSi10Mg_200C 合金的抗沖擊性能，結果表明，在較低的應變率下，實驗數據與準靜態加載結果相似，而在較高的應變率下應力-應變曲線有多個峰值。藉此建立了耦合Chang-Asaro 硬化函數的動態本構關系（應變率范圍為180～3200 s?1）。由于該函數具有相同的雙曲正切和指數衰減功能，所以能夠準確預測塑性變形階段的衰減特性。Lauren?on 等[57–58]研究了SLM 成型AlSi10Mg 合金在激光沖擊載荷下的動態力學響應特性。結果顯示，在極高應變率載荷作用下，SLM 成型件主要沿著lack-melted 熔道邊界開裂剝落，形成了“池間”和“池內”兩種斷裂模式。進一步分析發現，在微觀尺度上，因為兩者的開裂面都包括形核、生長和聚結等特征的凹窩，所以這兩種模式都屬于韌性斷裂行為（見圖6）。

圖6 激光沖擊下SLM 成型AlSi10Mg 合金斷面形貌[57]Fig. 6 Morphology of the SLMed AlSi10Mg alloy after impacting load[57]

長期以來，人們認為鋁及其合金等高層錯能金屬在熱塑性變形過程中主要發生動態回復，極少發生動態再結晶，也難以通過金相顯微鏡觀察到細小的亞晶結構。但是，對比鈦合金的應力-應變曲線發現，在沖擊載荷作用下，增材制造鋁合金的塑性段容易產生雙峰現象，說明在塑性變形階段應變硬化和動態軟化存在激烈的競爭[55,59]。其深層原因是增材制造鋁合金的晶粒主要是等軸晶，由于大變形，晶粒剪切滑移產生塑性變形，等軸晶粒在剪切應力下沿剪切方向拉長變形并產生大量小角晶界（即亞晶，如圖7 所示），隨著塑性變形進一步發展而發展成大角晶界，并形成再結晶晶粒。此外，增材制造鋁合金的晶界會形成析出物，這些析出相成為動態再結晶的核心，促進了動態再結晶的發生。

2.3 增材制造不銹鋼合金的抗沖擊性能

不銹鋼具有良好的耐腐蝕以及抗輻射性能，在海洋工程、核工業、化工等領域得到了廣泛應用。根據組織狀態，不銹鋼可分為馬氏體鋼、鐵素體鋼、奧氏體鋼、奧氏體-鐵素體（雙相）不銹鋼、沉淀硬化不銹鋼等[60–61]。不銹鋼具有良好的可焊性，是最早被用于增材制造的金屬材料之一，也是目前用量最大的增材制造金屬材料。

圖7 沖擊載荷作用下增材制造AA 2624-T351 合金的反極圖（IPF）：(a) 沖擊前試樣，(b) 沖擊后試樣（注意沖擊后的試樣中產生了大量小角晶界）[59]Fig. 7 Inverse pole figures of AA 2624-T351 aluminum alloy: (a) original, (b) after impacting,noting that large amount of LAGBs formed after impacting[59]

Wise 等[62]研究了SLM 和鑄造304L 不銹鋼的層裂性能，得到前者沿掃描方向和成型方向的屈服強度分別為0.43～0.45 GPa 和0.40～0.46 GPa，而鑄態304L 不銹鋼則只有0.30～0.36 GPa，說明增材制造不銹鋼的強度明顯高于鑄態。這主要歸功于顯微組織（晶粒尺寸和形貌）、殘余應力以及在奧氏體中存在的細小鐵素體顆粒。一般而言，奧氏體不銹鋼中主要為奧氏體，夾雜少量的鐵素體，而少量的鐵素體對不銹鋼的宏觀性能將產生極大的影響。美國洛斯阿拉莫斯國家實驗室的研究團隊[63]采用原位中子衍射法定量分析了增材制造304L 不銹鋼（奧氏體占主體）中鐵素體含量對抗沖擊性能的影響規律。如圖8 所示，在沖擊載荷作用下，奧氏體和鐵素體中的應力和應變分布各不相同。分析認為，沖擊載荷作用下鐵素體相通過塑性變形調節材料內部的誘導應力，這是調節鐵素體相殘余應力的主要機制。Song 等[64]測試了增材制造304L 不銹鋼的動態壓縮性能，結果表明：在動態加載條件下增材制造304L 不銹鋼的屈服應力和流變應力均比準靜態加載條件下高30%以上；并且相較于鑄態，增材制造304L 不銹鋼具有很高的應變強化效應，說明增材制造304L 不銹鋼具有優異的動態承載能力。

圖8 沖擊載荷下增材制造304L 不銹鋼中奧氏體和鐵素體中的應力(a)和應變(b)分布以及鐵素體含量（體積分數）對應力的影響(c)[63]Fig. 8 Distribution of stress (a) and strain (b) in austenite and ferrite phases in additive manufactured 304L stainless steel under impact loading, and the effect of ferrite content (volume fraction) on stress (c)[63]

Wang 等[65–66]、史同亞等[67]研究了SLM 成型GP1 不銹鋼的層裂性能，發現GP1 不銹鋼的層裂強度隨著飛片撞擊速度的增大而略微減小。通過計算得到了GP1 不銹鋼與熱處理GP1 不銹鋼的層裂強度，對比發現熱處理GP1 不銹鋼的層裂強度略微大些，說明熱處理使GP1 不銹鋼抵抗層裂損傷的能力增強。分析斷面金相與斷口顯微形貌得出，GP1 不銹鋼的層裂損傷成核于激光熔池邊界線的交匯處，斷口韌窩形貌明顯區別于單向拉伸斷口，而熱處理后試件的斷裂模式以及損傷演化與傳統加工試件的損傷模式相似。圖9顯示了SLM 成型GP1 不銹鋼在不同沖擊速度下的微觀組織。可以發現，沖擊后合金的晶粒組織主要為拉長晶粒和少量的等軸晶。沖擊速度為250 和270 m/s 時，對應的平均晶粒尺寸分別為13 和11 μm，大角度晶界分數分別為23%和32%，因此沖擊速度有利于細化晶粒組織和增加大角度晶界分數。另外，隨著沖擊速度的增大，馬氏體含量有所增加。Clausen 等[68]發現，經過輕氣炮加載后，增材制造GP1 不銹鋼發生了“奧氏體-馬氏體”相變，且相變發生在變形早期。熱處理后樣品的相變程度較原始樣品的相變程度高，這是因為熱處理將奧氏體中原子間隙的氮和氧排除，從而有利于相變發生，這也是極少的關于增材制造合金材料的沖擊相變的報道。

圖9 不同撞擊速度下SLM 成型GP1 不銹鋼的反極圖及相組織（紅色代表馬氏體，黃色代表奧氏體）[65]Fig. 9 Inverse pole figures and phase images of SLM GP1 stainless steel after impacting at different velocities(The red area refers to martensite phase, and yellow represents austenite phase.)[65]

Gray 等[69]采用再結晶退火對增材制造316L 不銹鋼進行處理，結果表明，原始態增材制造不銹鋼的層裂強度較鑄態高10%，再結晶處理的不銹鋼的層裂性能變化不大，但是其破壞失效方式有明顯變化。原始態不銹鋼主要沿著熔池邊界開裂，而再結晶態試樣則穿晶開裂。增材制造材料的孔隙是影響其動態力學性能的重要因素。Carlton 等[70]采用同步輻射顯微斷層攝影術觀察了在動態載荷下增材制造316L 不銹鋼中的孔隙對斷裂行為的影響。Riza 等[71]設計并采用LENS 制備了多組含孔隙試樣，結果表明，其動態抗壓強度較致密材料有所削弱（下降幅度不大），但是斷裂韌性增強，并且在沖擊過程中孔隙通過潰縮的方式將機械能量吸收，吸能能力得到極大加強。Yang 等[72]采用SLM 制備了316L不銹鋼薄壁圓管，并在管內設置了環向矩形溝槽缺陷，研究了缺陷對結構抗沖擊性能的影響，結果表明：鋼管的破碎過程分為屈曲階段和劈裂階段，內槽對初始屈曲位置和斷裂位置的控制起到重要作用。

2.4 增材制造鎳基合金的抗沖擊性能

鎳基合金具有較高的室溫及高溫強度，良好的抗氧化性、蠕變和抗疲勞性，以及較好的組織穩定性，是航空和航天發動機高溫部件的關鍵材料，已成為一個國家材料科學發展水平的重要標志[73–74]。隨著增材制造技術在航空航天領域的應用越來越廣泛，鎳基合金的動態力學行為得到了越來越多的關注。

Yuan 等[75–77]研究了LMD 成型鎳基高溫合金GH4169 的動態抗壓強度，結果表明：LMD 試樣的抗壓強度和抗剪強度均表現出顯著的應變率敏感性；不同的加載方向下，微結構的各向異性導致抗壓強度有所不同；LMD 試樣的抗壓強度低于鍛造試樣。此外他們發現在LMD 過程中，較高的激光能量輸入密度會在合金中產生更大的初生枝晶間距，而合金的塑性流變應力隨初生枝晶間距的增大而近似線性地減小，且裂紋的擴展路徑也與晶枝尺寸有關。在高應變沖擊載荷下，合金發生應變時效效應，使得動態應力-應變曲線上產生額外的波動。此外，研究表明，采用熱處理來調控晶枝尺寸可以優化LMD 成型GH4169 合金的抗沖擊性能。大多數金屬材料都具有應變率強化效應，但是在較低的應變率下，材料強度的增長幅度較小，當應變率達到一定程度時（如超過1000 s?1），材料強度隨著應變率的增大而急劇增大。圖10 顯示了鎳基合金在不同應變率下的抗壓強度，證實了強度與應變率之間的關系，相似的變化趨勢也出現在增材制造鈦合金材料中[38,42]。

Babamiri 等[78]對激光增材制造的Inconel 718 合金進行去應力、熱等靜壓和固溶時效等熱處理時發現，3 種熱處理均能減小孔隙率，但卻改變了析出相的形態和分布。SHPB 測試結果表明，微觀組織對增材制造Inconel 718 合金抗沖擊性能的影響比孔隙率的影響更顯著。其原因也是金屬材料的抗壓性能對孔隙沒有那么敏感，而由熱處理導致的析出強化卻極大地增強了合金強度，同時微觀組織的變化也改變了材料在沖擊載荷下的變形失效行為。

圖10 增材制造鎳基合金在不同應變率下的抗壓強度[77]Fig. 10 Dynamic compressive strength of additive manufactured nickel-based alloy at different strain rates[77]

3 沖擊載荷作用下增材制造合金的損傷失效及組織演變機理

絕熱剪切和層裂是金屬材料在沖擊加載下的兩種典型破壞形式[79]。一般認為絕熱剪切現象在宏觀上表現為材料的動態本構失穩，即熱軟化大于應變硬化，絕熱剪切帶的出現是斷裂的先兆，一旦發生，將出現低韌性和低延性斷裂，甚至發生突發性斷裂事故[80–81]。根據絕熱剪切帶內的微觀組織特征，可將剪切帶分為形變帶和相變帶。形變帶中只存在變形的晶粒，相變帶中的晶粒具有與基體材料不同的相結構。在目前調研的文獻中，中、低應變率加載條件下的增材制造合金材料主要產生形變帶，在高應變率加載條件下的相變則只有極少的報道[68]。瑞士日內瓦大學聯合美國洛斯阿拉莫斯國家實驗室的團隊[82]采用中子衍射暗成像（DFI）法測量了增材制造304L 不銹鋼在動態加載下的相變程度。圖11(a)和圖11(b)顯示了通過改變衍射波長和樣品到探測器的距離獲得的不同加載方向的暗場響應DFI 強度，根據加載前、后的DFI 強度，可以計算出相變程度。圖11(c)為加載后通過EBSD 技術測量的相分布，可以發現動態加載后部分奧氏體轉化為馬氏體。文獻[67–68]中得出了相似的結論。需要注意的是，沖擊相變是材料在應力作用下的瞬態塑性流動現象，是由于相變時比容或形狀變化引起相間強烈的內應力場，并使較弱相或雙方產生塑性變形而造成的[83]。其對材料的影響有二：一是對已有的塑性流動起增強作用，二是可能觸發材料內部的塑性機制。不論是哪種，要想啟動相變，都需要有足夠大的塑性變形，因而一般只有在超高應變率加載條件下才能觀察到相變。

延性金屬材料在高應變率載荷作用下發生塑性變形，隨著塑性變形的增大，材料內部溫度逐步上升，當溫升等軟化效果超過應變和應變率等硬化效果時，材料屈服強度開始下降，變形失穩，形成絕熱剪切帶。因此從本質上看，絕熱剪切帶的形成是一個失穩問題，擾動在其中起到關鍵的作用[84]。韌性金屬中存在大量的缺陷，如位錯、晶界、微孔洞（前兩者難以避免，后者可以通過一定的方法避免）等，這些缺陷導致材料內部的屈服應力呈非均勻分布，這些非均勻性正是絕熱剪切帶形成的天然擾動源[85–86]。在沖擊載荷作用下，孔洞的成核、長大和聚合是延性材料斷裂的3 個主要過程。一般認為，孔洞的成核主要是由第二相粒子斷裂或粒子與基體界面脫膠形成的。孔洞一旦成核，它們將通過塑性變形長大，接著孔洞靠近、連接和聚合，從而導致材料斷裂。唐長國等[87]認為高應變率下發生層裂的主要原因是晶界微孔洞形核，產生應力集中，隨后微孔洞進一步擴展并聚集，致使晶界的結合能力下降，最終導致材料層裂。桂毓林等[88]認為金屬材料在較高應變率下是以微孔匯聚的韌性斷裂為主導機制，而在中低應變率下則是以絕熱剪切帶變形與破壞為主導機制。祁美蘭等[89]則認為，層裂現象主要是少量穿晶斷裂和沿晶界產生微孔洞及微裂紋并最終匯合形成大裂紋的混合斷裂機制。由此可以發現，晶界處的微孔洞和微裂紋是導致金屬材料發生絕熱剪切的重要因素。

圖11 通過不同的波長組合和樣品到探測器的距離獲得原始樣品(a)和變形樣品(b)的暗場響應，以及加載后的相分布(c)（綠色代表馬氏體，紅色代表奧氏體）[82]Fig. 11 Measured data (points) and theoretical models (lines) assuming a random two phase medium model for the as-built (a) and deformed (b) samples, (c) phase image after impacting (Red represents austenitic phase, and green represents martensitic phase.)[82]

激光增材制造過程中需要采用惰性氣體（高純氮氣或氬氣等）防止金屬材料在高溫下氧化，致使保護氣體容易混入材料中，另外粉末間隙中也含有一定的氣體。這些氣體在熔化過程中來不及逸出，當金屬粉末熔化并凝固后，就殘留在熔池內而形成氣孔。也就是說，增材制造金屬材料中不可避免地存在著微孔洞（一般激光增材制造金屬材料的致密度最高只有99%左右，難以達到100%）。如圖12 所示，Alaghmandfard 等[41]發現，高速沖擊下EBM 成型Ti-6Al-4V 合金的剪切帶主要沿原有孔洞擴展，說明孔洞對增材制造材料的破壞失效行為產生重要影響。Fadida 等[90]采用SLM 成型工藝在SHPB 沖擊試樣中預置多個孔洞，研究了孔洞對SLM 成型鈦合金抗沖擊性能的影響，發現小尺寸的預置孔洞對抗沖擊強度的影響并不大，但是斷面的SEM 表明，試樣主要沿著孔洞位置開裂，這些微孔洞實際上承擔著開裂微孔洞的角色。

另一方面，增材制造是基于添加材料的方式加工，通過“逐點-逐層堆積”的方式形成實體。一方面，快熱、快冷的加工過程導致極度細小的晶粒，可以在一定程度上提高材料的強度；另一方面，細小的晶粒意味著更多的晶界，密集的晶界往往又是微孔洞、微裂紋等缺陷產生的理想場所。此外，熔道搭接和層間搭接部分也是微孔洞、裂紋、元素偏析等產生的主要區域[91]。在準靜態加載條件下，晶界和熔道搭接區域的影響并不明顯，然而一旦經受沖擊載荷作用，這些區域往往成為微裂紋形成和擴展的場所，從而決定了整個零件的抗壓強度。如Jones 等[44]發現輕氣炮加載下SLM 成型Ti-6Al-4V 鈦合金的層裂主要沿著層間冶金結合界面擴展，Lauren?on 等[57–58]發現SLM 成型AlSi10Mg 合金在極高應變率載荷作用下形成“池間”和“池內”兩種斷裂模式。如圖13 所示，Yuan 等[77]在研究LENS 成型Inconel 718合金的抗沖擊性能時發現：當沖擊方向垂直成型方向時，開裂裂紋主要沿著晶界方向擴展，導致材料的抗沖擊強度偏低；當沖擊方向沿著成型方向時，裂紋的擴展路徑無規律，這些現象均說明了增材制造金屬材料在沖擊載荷作用下的獨特動態響應。

圖12 沖擊載荷下EBM 成型Ti-6Al-4V 合金中的微孔洞形貌：(a) 剪切帶中的微孔洞，(b) 斷面中的微孔洞，(c) 微孔洞形成機理[41]Fig. 12 Morphology of micropore in EBM Ti-6Al-4V alloy under impact loading: (a) micropore ASB,(b) micropore in fracture surface, (c) formation mechanism of micropore[41]

圖13 以不同方向沖擊加載時增材制造鎳基合金中的裂紋擴展路徑[77]Fig. 13 Profile diagrams and fracture behaviors of the additive manufactured nickel-based alloy after impacting in different directions[77]

4 總結和展望

作為近20 年來快速發展的先進制造技術，增材制造材料的疲勞、蠕變、耐腐耐蝕以及承載性能等問題受到國內外研究者的廣泛關注。特別是近年來各國對武器裝備防護性、太空飛行器安全性（探測器著陸、太空垃圾對飛行器的安全威脅）等問題的重視程度越來越高，增材制造材料和產品的動態承載能力顯得越來越重要，相關問題如高速沖擊等極端情況下的材料動態響應、微觀組織響應、破壞失效機理等也不斷被深入研究，其中包括增材制造各種工程材料，如鈦合金、鋁合金等輕質高強材料，以及承載耐熱材料鎳基高溫合金等。與此同時，這些問題的研究反過來也促進了增材制造技術及其產品在這些領域的應用。

雖然近年來增材制造材料的動態力學性能研究取得了較大進展，但是仍然存在很多難題和挑戰亟待解決，可歸納為以下3 個方面。

(1) 增材制造材料的微觀組織與傳統方法制備的微觀組織有很大差異，在沖擊載荷下的動態力學響應也明顯不同，基于傳統材料的物理型和唯象型模型的動態變形機制和失效破壞準則不適用于增材制造材料，因此需要建立針對增材制造材料的動態變形機制和失效破壞準則。

(2) 揭示材料的動態變形機制是實現增材制造材料抗沖擊性能調控的基礎，但是受觀測技術的制約，難以實時觀察微觀特征的變化，如組織變形、相變、晶粒細化、剪切帶萌生和擴展等。眾所周知，在沖擊載荷作用下，材料的宏觀力學性能與其微觀組織的變化密切相關，因此憑借試驗方法難以揭示材料的宏/微觀響應。用數值模擬方法（如晶體塑性有限元法、相場法等）揭示增材制造材料的動態宏/微觀變形機制是解決這一難題的重要手段，但是目前缺乏增材制造材料的宏/微觀動態本構模型，無法準確建立材料在沖擊載荷條件下的數值模型。

(3) 傳統材料的性能單一，強韌性矛盾、輕質高強矛盾、加工性和使用性矛盾等難以調和，有必要基于增材制造技術的柔性加工特點，開展動態承載性能驅動的“材料-工藝-性能”一體化材料主動設計，在現有材料體系上開發出新的功能材料，滿足航空航天、武器裝備等領域苛刻的性能需求。