Усталость и разрушение сплава AlSi10Mg, полученного методом селективного лазерного плавления

УДК 539.3

Усталость и разрушение сплава AlSi10Mg, полученного методом селективного лазерного плавления

Z. Jiang1, J. Sun2, F. Berto3,4, X. Wang1, G. Qian2

1 Пекинский университет Цзяотун, Пекин, 100044, Китай 2 Институт механики Китайской академии наук, Пекин, 100190, Китай 3 Норвежский университет естественных и технических наук, Тронхейм, 7491, Норвегия 4 Римский университет Ла Сапиенца, Рим, 00184, Италия

Селективное лазерное плавление является одной из наиболее перспективных технологий аддитивного производства металлических изделий. Сплавы на основе Al-Si, полученные методом селективного лазерного плавления, широко используются в железнодорожной, аэрокосмической и автомобильной промышленности. В последнее время большое внимание уделяется изучению усталостного разрушения данных сплавов в связи с возможностью их применения в критически важных несущих конструкциях. В настоящей статье представлен обзор исследований усталостного разрушения сплавов на основе Al-Si, в частности AlSi10Mg, с учетом влияния дефектов, неоднородности микроструктуры, остаточных напряжений и режимов постобработки. Обсуждаются методы моделирования, а также актуальные проблемы и перспективы исследований в этой области.

Ключевые слова: селективное лазерное плавление, AlSi10Mg, зарождение трещин, постобработка, прогноз усталостной долговечности

DOI 10.55652/1683-805X_2023_26_2_5

Fatigue and fracture behavior of AlSi10Mg manufactured by selective laser melting: A review

Z. Jiang1, J. Sun2, F. Berto3,4, X. Wang1, and G. Qian2

1 School of Mechanical, Electronic and Control Engineering, Beijing Jiaotong University, Beijing, 100044, China 2 State Key Laboratory of Nonlinear Mechanics, Institute of Mechanics, Chinese Academy of Sciences, Beijing, 100190, China 3 Department of Mechanical and Industrial Engineering, Norwegian University of Science and Technology, Trondheim, 7491, Norway

4 Department of Chemical Engineering Materials Environment, Sapienza University of Rome, Rome, 00184, Italy

Selective laser melting (SLM) is one of the most promising metal additive manufacturing technologies. SLMed Al-Si alloys have been widely used in the rail transport, aerospace, and automotive industries. Recently, the fatigue and fracture properties of SLMed Al-Si alloys have attracted considerable attention due to their application in critical load-bearing structures. This review aims to better understand the recent progress on the fatigue and fracture investigations of SLMed Al-Si alloys, especially AlSi10Mg, with emphasis on the effect of defects, heterogeneous microstructure, residual stress, and post-treatment methods. In addition, fatigue and fracture modeling methods are discussed. Finally, the challenges and future research opportunities are prospected.

Keywords: selective laser melting, AlSi10Mg, crack initiation, post-treatment, fatigue life prediction

1. Введение

Аддитивные технологии являются одним из ключевых элементов четвертой промышленной революции. К настоящему времени достигнут значительный прогресс в изготовлении металли-

ческих изделий методами аддитивного производства, среди которых большое распространение получила технология селективного лазерного плавления (SLM) [1]. Формирование металлических изделий в SLM-технологии осуществляется с

© Jiang Z., Sun J., Berto F., Wang X., Qian G., 2023

помощью лазерного луча путем послойного на-плавления металлического порошка в соответствии c компьютерной ЭБ-моделью. Данная технология позволяет изготавливать нестандартные конструкции сложной геометрии с высокими механическими свойствами, получение которых традиционными способами, такими как литье и ковка, крайне затруднительно [2-6]. Таким образом, SLM-технология является эффективным инструментом для изготовления легких конструкций для автомобильной, аэрокосмической и железнодорожной промышленности.

Алюминиевые сплавы широко применяются в аддитивном производстве благодаря оптимальному сочетанию прочности и плотности [7, 8]. Однако использование алюминиевых сплавов в SLM-технологии ограничено из-за их высокой отражательной способности, высокой теплопроводности и низкой поглощающей способности лазерного излучения [9]. Наибольший интерес в качестве материалов для SLM-печати представляют сплавы на основе Al-Si. Особое внимание уделяется сплаву AlSilOMg, который имеет более низкую температуру плавления, более узкий интервал температур кристаллизации и меньше подвержен образованию горячих трещин. Большинство деформируемых алюминиевых сплавов не пригодны для SLM-печати из-за сильного растрескивания в процессе лазерного плавления. Опреде-

ленные успехи в решении этой проблемы были достигнуты для сплавов А1 7075 + 2г [10, 11], А1-Мп-Бс [12, 13] и А18П0М^ с наночастицами дибо-рида титана Т1Б2 [14, 15]. На сегодняшний день наилучшими характеристиками для БЬМ-печати обладает сплав A1Si10Mg, который достаточно хорошо изучен. В настоящем обзоре в основном представлены результаты исследований для данного сплава.

Усталостное разрушение является наиболее частой причиной выхода из строя несущих конструкций. Несмотря на ряд преимуществ метода БЬМ для изготовления несущих элементов, данная технология должна быть сертифицирована для обеспечения прочности и целостности конструкций [16]. На рис. 1 перечислены факторы, влияющие на усталостную прочность и разрушение сплава A1Si10Mg, полученного методом селективного лазерного плавления (БЬМ-сплав), среди которых определяющими являются наличие дефектов, неоднородность микроструктуры и высокие остаточные напряжения [17, 18]. В процессе послойного выращивания изделий неизбежно образуются поры, несплавления и выраженная шероховатость поверхности. При усталостном на-гружении такие дефекты становятся очагами зарождения усталостных трещин и тем самым снижают долговечность конструкций [19, 20]. Низкие механические свойства литых сплавов на ос-

Рис. 1. Факторы, влияющие на усталостное разрушение SLM-сплава AlSilOMg

Рис. 2. Объемное изображение структуры БЬМ-сплава Л18И0М§

нове алюминия обусловлены наличием крупнозернистой микроструктуры, формируемой в процессе медленного охлаждения. БЬМ-технология позволяет получить мелкозернистую микроструктуру и соответственно более высокие механические свойства сплава A1Si10Mg благодаря высокой скорости охлаждения [21, 22]. Другим преимуществом метода SLM, по аналогии со сваркой, является образование ванны расплава при формировании изделия. Однако возникновение сложного остаточного напряженного состояния в процессе печати негативно сказывается на поведении материала при усталостном разрушении [23]. Указанные факторы зависят от технологических параметров, геометрии конструкции и методов постобработки. Изменение технологических параметров (мощность излучения, скорость сканирования, толщина слоя, расстояние между дорожками и т. д.) или геометрических параметров (направление выращивания, зона сканирования, размеры изделия и т.д.) существенно влияет на тепловой режим и приводит к появлению особенностей микроструктуры материала [24]. Для улучшения характеристик усталостной прочности SLM-изде-лий применяются различные виды постобработки, включая обработку поверхности [25-28], тер-

мообработку [29-32] и горячее изостатическое прессование [33-37]. Как правило, такая обработка является обязательной перед введением изделий в эксплуатацию.

В последние годы изучение SLM-сплавов на основе алюминия вызывает большой интерес, в частности исследованы вопросы оптимизации процесса лазерного плавления, характеристики микроструктуры и механические свойства сплавов при растяжении [7-9, 38, 39]. Однако усталостное разрушение данных сплавов изучено недостаточно. В настоящем обзоре обобщены результаты исследований по усталостному разрушению SLM-сплава AlSilOMg и обсуждается его применение в несущих конструкциях.

2. Характеристики SLM-сплава AlSilOMg

2.1. Микроструктура

На данный момент установлено, что SLM-сплавы на основе Al-Si обладают многомасштабной микроструктурой [21, 22, 40-45]. Микроструктура SLM-сплава AlSilOMg показана на рис. 2, где стрелками обозначено направление выращивания (НВ) образцов. На рис. 2, а приведено объемное изображение сплава, полученное с по-

мощью оптической микроскопии. На плоскостях xOz и yOz отчетливо виден характерный рисунок в виде рыбьей чешуи, образованный участками застывшего расплавленного металла [44]. На плоскости xOy виден мраморный узор, образованный в результате движения лазерного луча согласно схеме сканирования [45]. На рис. 2, б показана микрофотография структуры металла вблизи границы ванны расплава, полученная с помощью сканирующей электронной микроскопии. Видно, что SLM-сплав AlSilOMg состоит из фазы a-Al и эвтектической фазы, обогащенной кремнием, при этом матрица a-Al пронизана сеткой выделений Si. Микроструктура вблизи границы ванны расплава неоднородна. В соответствии с морфологией выделений Si можно выделить три зоны: с мелкозернистой структурой (МЗ), крупнозернистой структурой (КЗ) и зону термического влияния (ЗТВ). Сетка выделений Si непрерывна в зонах с мелко- и крупнозернистой структурой и имеет разрывы в ЗТВ [43]. Морфология зерна a-Al представлена на изображениях, полученных в режиме обратно рассеянных электронов (рис. 2, в, г). Микроструктура фазы a-Al образована преимущественно столбчатыми зернами, а вблизи границы ванны расплава — равноосными [45].

2.2. Металлургические дефекты

В результате многочисленных исследований по оптимизации параметров SLM-технологии, направленных на уменьшение металлургических дефектов, удалось значительно улучшить качество SLM-сплава AlSilOMg. Однако нерешенной задачей остается образование внутренних дефектов в материале [46, 47]. Типичными дефектами SLM-сплава AlSilOMg являются несплавления и поры (рис. 3) [48]. В некоторых случаях обнаруживают-

ся включения [49]. Образование пор в процессе БЬМ происходит из-за избытка подводимой энергии или нестабильности газовой среды. Как правило, поры имеют малые размеры и правильную сферическую форму. Дефекты в виде несплавлений образуются в основном из-за недостаточного количества подводимой энергии и неполного расплавления металлического порошка. Несплавления характеризуются неправильной формой и большими размерами. Данный тип дефектов оказывает наиболее неблагоприятное влияние на механические свойства материала по сравнению с порами и включениями [48].

Уменьшение количества дефектов в БЬМ-сплавах должно происходить, с одной стороны, за счет оптимизации технологических параметров или проведения постобработки, например, методом горячего изостатического прессования. С другой стороны, необходимо тщательно изучить их влияние на усталостное поведение материала, включая размер, расположение и форму внутренних дефектов [50-52]. Для контроля качества БЬМ-изделий широко используются такие методы обнаружения дефектов, как метод Архимеда, сканирующая электронная и оптическая микроскопия, а также рентгеновская компьютерная томография [53]. Каждый из них имеет свои преимущества и недостатки. Метод Архимеда позволяет проводить качественный анализ пористости материала, но не дает детального описания дефектов. Электронная и оптическая микроскопия относятся к методам разрушающего контроля и не позволяют получать трехмерное изображение дефектов. Наиболее перспективным методом не-разрушающего контроля считается компьютерная томография, с помощью которой можно определить размер, расположение и распределение де-

Рис. Э. Типичные дефекты SLM-сплава AlSilOMg: несплавления (а) и поры (б) [48]

Рис. 4. Трехмерное представление дефектов в виде пор и несплавлений в образцах с различным углом выращивания [52]. НВ — направление выращивания

фектов в материале [51-55]. На рис. 4 показана визуализация трехмерных микродефектов в виде пор и несплавлений в образцах БЬМ-сплава А18П0М; с различными углами выращивания. Приведенные значения эквивалентного диаметра Ф и сферичности ¥ дефектов могут быть использованы для прогноза усталостной долговечности, а в сочетании с методом конечных элементов — для определения распределения действующих напряжений вблизи дефектов при механическом на-гружении [54]. Кроме того, компьютерная томография может проводиться непосредственно в ходе испытаний на усталость, позволяя исследовать взаимодействие между трещинами, дефектами и микроструктурой [51, 55]. Недостатками данного метода являются высокая стоимость и низкое разрешение изображений при сканировании больших образцов.

2.3. Остаточные напряжения

При изучении характеристик усталостного разрушения БЬМ-сплава А1Б110М; необходимо учитывать остаточные напряжения, возникающие в изделиях в процессе печати [23, 56-61]. Остаточные напряжения действуют в твердом теле в состоянии равновесия при отсутствии внешних сил. Существует три основных типа остаточных напряжений. Макроскопические остаточные на-

пряжения первого типа распределены в макрообласти, включающей несколько зерен. Напряжения второго типа возникают между зернами или субзернами. Напряжения третьего типа действуют внутри зерен. В инженерных приложениях в основном рассматривают остаточные напряжения первого типа.

Сложная термическая история напечатанных изделий приводит к возникновению высоких самоуравновешенных остаточных напряжений [57]. При достижении остаточными напряжениями предела прочности материала они релаксируют за счет образования и распространения трещин. Также остаточные сжимающие напряжения могут возникать в результате поверхностной обработки. Ввиду сильного влияния остаточных напряжений на усталостные характеристики конструкций, необходима их тщательная оценка в БЬМ-сплавах.

Исследования остаточных напряжений в БЬМ-сплаве А1Б110М; проводились рядом авторов с использованием экспериментальных и численных методов. В работе [62] остаточные напряжения в образцах БЬМ-сплава А1Б110М;, выращиваемых с поддержкой и без поддержки, измеряли методом сверления отверстий. Согласно результатам в образце с поддержками наблюдались более высокие значения остаточных напряжений по сравнению с образцом без поддержки. Показано, что

5.445»+007 ^^^ 1 М7<НХ» ^ ^^^^

3.740Л+007 ^^^ • 7 Е6в**007 ^^^^^^^

2.035**007 ^^^^^ ^^^^^^^  4161»«007 ^^^^^^ ^^^^^^^

з.гэбв'оое ^^^^^^^^^^^^^ 7S70e«ooe

-137в*+оо7

6 3S2c*Ofl? ^^^^^^^

L U -1 гвбв«оое

-в ^^^^^^^^^^ J 6je*-ooe ^^^^^^ "

(Pel ^

^^^ 1

[а]_ Ь. _Z [б]_ i- _Z

6.4S7e-OC7 8 928е-007 ^^^^^^^

Ы15в+<Ю7  201<Н)07 ^^^^^^^^^^^^^^

4 526.ЧЖ7

-ft 72S*i007 ^^^^^^^^ -|125в»0(И ^^^^^^^

У -1 М7е+008 ^^^^^^^^^^^ У-гл71^)0в ^^^^^^^^^^^

Рис. 5. Распределение главных напряжений при различной мощности лазерного излучения 50

отжиг позволяет снять напряжения, но не устраняет их полностью. В [63] измерение остаточных напряжений в образцах БЬМ-сплава А1Б110М; с разным направлением выращивания проводили с помощью рентгеновской дифракции. Установлено, что распределение остаточных напряжений изменяется в зависимости от направления выращивания образцов. На основе термомеханической модели [64] изучено влияние мощности лазерного излучения и скорости сканирования на распределение остаточных напряжений в заготовках из БЬМ-сплава А1Б110М;. Обнаружено, что остаточные напряжения растут с увеличением мощности лазера и уменьшаются с увеличением скорости сканирования (рис. 5). Авторами [65] проведено численное моделирование влияния перекрытия пятен лазерного пучка на остаточные напряжения в образцах БЬМ-сплава А1Б110М;. Выявлено увеличение остаточных напряжений при перекрытии пятен лазерного воздействия. Результаты экспериментальных и численных исследований являются основой для оптимизации технологических

параметров и могут рассматриваться в качестве начальных условий для прогнозирования усталостного разрушения БЬМ-изделий.

3. Усталостное разрушение 8ЬМ-сплава А18П0М£

3.1. Влияние дефектов на зарождение усталостных трещин

В отличие от разрушения, вызванного статической нагрузкой, зарождение усталостных трещин обычно связано с локальной концентрацией напряжений. Неоднократно показано, что дефекты, образующиеся в процессе печати, значительно влияют на возникновение усталостного разрушения в БЬМ-сплаве А1Б110М; [29, 48, 66-68]. Зарождение трещин в изучаемом сплаве может происходить в различных областях образца (рис. 6). В области малоцикловой усталости наблюдаются несколько очагов зарождения трещины в поверхностном и приповерхностном слоях (рис. 6, а). В областях многоцикловой и особенно

Рис. 6. Примеры очагов зарождения трещины в SLM-сплаве A1Si10Mg: точечные дефекты в области малоцикловой усталости [44]

сверхмногоцикловой усталости трещины, как правило, образуются от внутренних дефектов (рис. 6, б). Согласно исследованиям наиболее часто развитие трещин начинается от дефектов в виде несплавлений (рис. 6, б, в). Очаги зарождения трещин могут присутствовать вблизи границы ванны расплава (рис. 6, г) [20], а также в области скопления пор и дефектов (рис. 6, д, е) [29].

Дефекты в виде несплавлений в SLM-сплавах, как правило, имеют разную направленность в результате послойного выращивания образцов, что приводит к анизотропии усталостной прочности

[44, 52, 67]. Исследования показали, что усталостная прочность образцов SLM-сплава A1Si10Mg с углом выращивания 0° значительно выше, чем выращенных под углом 90° (рис. 7, а) [52]. Испытания на изгиб с вращением выявили, что образцы, выращенные под углами 0° и 15°, имеют более высокую усталостную прочность по сравнению с образцами, выращенными под углами 45° и 90° [44]. Как правило, усталостная прочность образцов SLM-сплавов, выращенных под углом 0°, выше, чем образцов, выращенных под другими углами. Это связано с тем, что площадь проекции

Рис. 7. Вероятностные кривые образцов SLM-сплава A1Si10Mg с углом выращивания 0° и 90° при многоцикловой усталости

несплавлений вдоль оси нагружения в образцах с углом выращивания 0° меньше по сравнению с другими направлениями выращивания (рис. 7, б).

Помимо анизотропии усталостных свойств образование дефектов приводит к изменению объема материала, в котором действующие напряжения превышают 90 % максимальной амплитуды приложенного напряжения [69]. Чем больше объем образца, тем больше вероятность возникновения критических дефектов, приводящих к зарождению трещин. Соответственно большеразмер-ные образцы имеют меньшую усталостную прочность по сравнению с малоразмерными. В [67] было исследовано влияние геометрических размеров и направления выращивания образцов SLM-сплава A1Si10Mg на их поведение в условиях сверхмногоцикловой усталости. Испытания

проводили для двух типов образцов, представленных на рис. 8, а, б. Обнаружено, что выносливость образцов второго типа при сверхмногоцикловой усталости значительно ниже по сравнению с образцами первого типа, независимо от направления выращивания (рис. 8, в, г). Влияние размеров имеет большее значение для SLM-образцов, чем для стандартно изготовленных образцов, что необходимо учитывать при изучении целостности структуры SLM-изделий. Для более консервативной оценки усталостных свойств целесообразно использовать образцы большого размера [69, 70].

3.2. Влияние поверхностной обработки

Напечатанные заготовки обычно имеют сильно шероховатую поверхность в исходном состоянии вследствие послойного выращивания и не-

Рис. 8. Геометрические параметры образцов типа 1

300 250 200 150 100 50 0

- — ^ • « Без ДО < ДО, стальная дробь ДО, керамическая дробь Д Полировка перед ДО, стальная др V Полировка перед ДО, керамическ о Литой сплав А18П0М£, полировкЕ 4 »"О ч обь ая дробь

ООО СП иа 4« <ам

о о О о о йод., О о ~ --- со о - о

' ....... . . ...... . . ....» . . ...... [а

220

10^

10

10э

Число циклов

106

10

140

120

100

80

.... ........ О Без ДО о ДО д ДО, 40 с, 30 мкм, ЭП после ДО V ДО, 25 мкм, МП после ДО

л  1. \

\\\

по оой? ¿V

О о л »V о о ¡V А V

——.—....... а а а ———....... ———....... ж

Число циклов

Рис. 9. Кривые усталости образцов БЬМ и литого сплава Л18И0М§

полного прилипания частиц расплавленного порошка [63, 71, 72]. Как и в традиционных сплавах, поверхностные дефекты приводят к концентрации напряжений и зарождению трещин при циклическом нагружении, значительно снижая усталостную прочность БЬМ-сплавов [18, 25, 30, 73-76]. Поэтому перед введением полученных деталей в эксплуатацию проводят обработку поверхности с помощью различных методов, таких как электролитическая полировка [25, 77], пескоструйная обработка [27, 78, 79], дробеструйная обработка [25, 27, 80], а также лазерная ударная обработка [81, 82]. При использовании указанных методов поверхностный слой подвергается пластической деформации. Это приводит к возникновению сжимающих остаточных напряжений, измельчению зерна и упрочнению поверхностного слоя, что благоприятно сказывается на усталостных свойствах. Согласно работе [25], дробеструйная обработка положительно влияет на усталостные свойства БЬМ-сплава A1Si10Mg независимо от использования стальной или керамической дроби, при этом усталостные характеристики SLM-сплава A1Si10Mg выше, чем у литого аналога (рис. 9, а). Последующая механическая или электролитическая полировка обработанной поверхности оказывает незначительное влияние на сопротивление усталости SLM-сплава A1Si10Mg (рис. 9, б). В [27] изучено раздельное и совместное влияние разных видов постобработки, включая дробеструйную, пескоструйную и термическую, на усталостные свойства SLM-сплава

A1Si10Mg. Результаты указывают на значительное улучшение усталостных свойств в результате дробеструйной обработки. Однако усталостная прочность термообработанных образцов увеличилась незначительно по сравнению с исходными образцами.

3.3. Влияние неоднородной микроструктуры

Структура ванны расплава в SLM-сплаве A1Si10Mg, как правило, неоднородна. Механические свойства материала в центре и на границе ванны расплава различаются. В центральной части наблюдаются более высокие значения твердости, предела текучести и напряжения течения [41], что приводит к образованию неоднородной пластической зоны вблизи вершины трещины при циклическом нагружении. В работе [44] было исследовано влияние направления выращивания образцов на развитие усталостных трещин в SLM-сплаве A1Si10Mg. На рис. 10 показаны распределение деформаций, полученное на основе численного моделирования методом конечных элементов, а также морфология трещин в образцах SLM-сплава A1Si10Mg, выращенных под углами 0°, 15°, 45° и 90°. Видно, что траектория роста усталостных трещин в большей степени проходит по границам ванн расплава. Это указывает на значительную роль границ в распространении трещин. Вертикально выращенные образцы наиболее подвержены растрескиванию из-за распространения трещин вдоль границ ванн расплава. В [66] для вертикально выращенных образцов показано, что

Рис. 10. Морфология трещин и распределение деформаций в образцах БЬМ-сплава А1Б110М§, выращенных под углами 0°, 15°, 45° и 90° [44]

при амплитуде напряжений 120 МПа трещина распространяется вдоль границ ванн расплава, но при амплитуде напряжений 100 МПа данная тенденция не сохраняется. Это связано с тем, что упругие свойства проявляются в большей степени при малой внешней нагрузке. Поэтому влияние границ ванн расплава на усталостные свойства более выражено при больших нагрузках. При изучении продольного сечения поверхности излома в области сверхмногоцикловой усталости методом дифракции обратно рассеянных электронов наблюдаются вторичные трещины и измельчение зерен вблизи коротких трещин [83]. Это связано с многократным сжатием стенок трещины под воздействием циклической нагрузки. Неравномерное распределение мелких зерен обусловлено траекторией трещины, отклонение которой во время распространения приводит к измельчению зерен (рис. 11). Подобным образом происходит измельчение зеренной структуры в БЬМ-сплаве И6А14У [84, 85]. Объяснение данного явления предложено в работе [86].

3.4. Влияние остаточных напряжений

Режимы усталостного разрушения в инженерных приложениях связывают с напряженным состоянием структуры и определяются сочетанием действующей нагрузки и остаточных напряжений. Наличие остаточных напряжений в сочетании с действием внешних нагрузок ведет к нарушению целостности конструкции и вызывает различные виды разрушения [63, 87]. В связи с этим необходимо проведение тщательной оценки остаточных напряжений, возникающих в процессе изготовления и постобработки изделий. Выявление влияния остаточных напряжений на усталостные свойства является непростой задачей ввиду изменения микроструктуры и пористости материала в ходе термообработки. Установлено, что остаточные напряжения существенно влияют на сверх-многоцикловую усталость БЬМ-сплава A1Si10Mg [88]. В условиях сверхмногоцикловых испытаний скорость разрушения образцов, прошедших отжиг при 224 °С в течение 2 ч, была выше, чем в образцах в исходном состоянии. Влияние дефек-

Рис. 11. СЭМ-изображение трещины, зародившейся от дефекта в SLM-сплаве AlSi10Mg

тов в отожженных образцах более выражено по сравнению с исходными образцами, а твердость по Виккерсу обоих типов образцов практически одинакова. Следовательно, разницу в усталостной прочности можно объяснить наличием остаточных напряжений, вызванных технологическим процессом. Для уменьшения остаточных напряжений в SLM-изделиях рекомендуется проводить термообработку или предварительный нагрев наплавляемого порошкового слоя [89, 90]. Следует отметить, что термообработка не устраняет полностью остаточные напряжения и их воздействие сказывается на усталостных характеристиках в процессе эксплуатации изделий. Механизмы влияния остаточных напряжений на усталостное поведение SLM-сплава AlSi10Mg до сих пор недостаточно изучены и требуют дальнейших исследований.

3.5. Влияние термической обработки и горячего изостатического прессования

Для гомогенизации микроструктуры и снятия остаточных напряжений в SLM-заготовках рекомендуется проводить термическую обработку.

Влияние различных режимов термообработки, в основном режима Т6 и отжига при различных температурах, достаточно хорошо изучено [2932]. Термообработка T6 обычно используется для традиционных сплавов Al-Si и позволяет достигать максимального уровня дисперсного упрочнения. Однако в ряде работ сообщалось о значительном снижении прочности на растяжение и усталостной прочности после термообработки Т6 вследствие изменения микроструктуры [31, 32]. Укрупнение частиц Si приводит к снижению усталостных свойств SLM-сплава AlSi10Mg. Это указывает на непригодность режима Т6 для данного сплава. Поиск подходящих режимов термообработки ведется многими исследователями. Так, изучено влияние отжига на сверхмногоцик-ловую усталость SLM-сплава AlSi10Mg в течение 2 ч при 320 °C и 2 ч при 224 °C [29]. Показано, что отжиг в течение 2 ч при 320 °C приводит к сферо-идизации частиц Si и тем самым снижает усталостные свойства SLM-сплава AlSi10Mg. При этом в результате отжига при 224 °С в течение 2 ч наблюдается некоторое улучшение усталостных свойств (рис. 12, а). Влияние прямого старения на

Рис. 12. Кривые усталости образцов в исходном состоянии, после отжига в течение 2 ч при 320 °С и 2 ч при 224°С [25]

усталостное поведение SLM-сплава AlSi10Mg рассмотрено в [31]. Проведено сравнение полученных результатов с данными для сплава в исходном состоянии и подвергнутого обработке в режиме T6. Из рис. 12, б следует, что усталостная прочность состаренных образцов гораздо выше по сравнению с исходными и термообработанны-ми образцами. Это указывает на эффективность термической обработки старением для SLM-сплава AlSi10Mg. На рис. 12, в-д показана типичная микроструктура образцов в исходном состоянии и после термообработки в режиме T6 и старением. Возможной причиной улучшения усталостных характеристик в результате старения может быть ячеистая морфология структуры с большим количеством мелких выделений Si (рис. 12, д). Следует отметить, что термическая обработка не способствует полному исчезновению дефектов в SLM-сплавах Al-Si. Таким образом, улучшение усталостных свойств за счет термической обработки всегда ограничено, несмотря на снижение

чувствительности дефектов к циклическим нагрузкам.

Горячее изостатическое прессование (ГИП) является эффективным методом уменьшения количества дефектов в некоторых SLM-сплавах, например Ti6Al4V [33, 35] и Inconel 718 [91, 92]. Однако для SLM-сплава AlSi10Mg влияние ГИП изучено недостаточно [36, 37, 93]. Для литого сплава Al-Si ГИП применяется с целью уменьшения пористости. В литом состоянии даже незначительное изменение микроструктуры приводит к заметному увеличению усталостной прочности. Однако в процессе ГИП SLM-сплава AlSi10Mg при повышенной температуре, как и в ходе термообработки, сетка Si распадается на отдельные частицы. Следовательно, усталостная прочность значительно снижается, несмотря на уменьшение пористости [75]. Согласно результатам недавнего исследования [37], ГИП-обработка выше температуры растворимости с последующим низкотемпературным отжигом благотворно влияет на со-

Рис. 13. Кривые усталости образцов в исходном состоянии и после горячего изостатического прессования

противление усталости БЬМ-сплава А18П0М; (рис. 13, а). При этом изменяется режим зарождения усталостных трещин, которые возникают уже не в зонах несплавления, а от дефектов микроструктуры, образованных в результате ГИП (рис. 13, б) [37].

3.6. Механизм разрушения

Методы механики разрушения, как правило, применяются для оценки конструкций с уже имеющимися трещинами. Вязкость разрушения является важным параметром при оценке состояния типовых инженерных конструкций, особенно трубопроводов, наземной и воздушной техники. По данным исследований [45], диапазон вязкости разрушения БЬМ-сплава А1Б110М;, полученного при разных технологических режимах, составляет 19-30 МПа • м1/2, что выше по сравнению со значением средней вязкости разрушения литого А1Б110М; 18.6 МПа • м1/2. Технологические параметры сильно влияют на вязкость разрушения, причем влияние схемы сканирования более выражено, чем влияние толщины слоя или расстояния между дорожками. Кроме того, распространение трещин сильно зависит от характеристик ванн расплава ввиду относительно низких механических свойств их границ. На рис. 14, а показана траектория распространения трещины в образцах, выращенных в различных направлениях. Видно, что в горизонтальном образце трещина в основном проходит поперек границ ванн расплава, изредка отклоняясь при прохождении вдоль границы (рис. 14, б , в). В вертикальном образце трещи-

на распространяется в основном вдоль границ ванн расплава (рис. 14, г, д). Это приводит к значительной анизотропии вязкости разрушения БЬМ-сплава А18П0М; (рис. 14, е). В [94] изучено влияние направления выращивания и различных режимов термообработки на поведение БЬМ-сплава А1Б110М; при растягивающей нагрузке. Установлено, что наибольшей вязкостью разрушения обладают образцы со снятыми напряжениями, отожженные при 300 °С в течение 2 ч. Вертикально выращенные образцы имеют самые низкие средние значения вязкости разрушения в зависимости от условий термообработки (рис. 15).

Существенное влияние на вязкость разрушения также оказывают дефекты и неоднородная микроструктура. С помощью численного моделирования на основе модели Гурсона-Твергарда-Нидлмана было изучено влияние двойной пористости на рост трещин в аддитивном сплаве И6А14У [95]. Моделирование позволило визуализировать процессы роста, взаимодействия и слияния пор в сплаве. Обнаружено, что случайные дефекты могут приводить к временному увеличению или уменьшению вязкости в локальных областях в зависимости от расположения пор относительно вершины трещины. Соответственно, путем намеренного создания структурных дефектов в процессе печати возможно повышение прочностных свойств БЬМ-сплавов. В рамках исследования неоднородной микроструктуры БЬМ-сплавов А1Б1 с использованием когезионной модели изучено влияние характеристик ванны расплава на механизмы разрушения БЬМ-сплава А1-12Б1 [96].

Рис. 14. Ориентация трещин в образцах

Рис. 15. Направление выращивания образцов

Показано, что геометрия ванны расплава играет большую роль в формировании вязкости разрушения и возникновении значительной анизотропии. Путем изменения геометрии ванны расплава в ходе численного моделирования можно достигать увеличения вязкости разрушения.

3.7. Методы моделирования усталости

Прогнозирование усталостной прочности и долговечности БЬМ-изделий имеет большое значение для оценки состояния ответственных конструкций. Существует ряд моделей для прогнозирования усталостных свойств БЬМ-сплава А1Б110М;.

Поскольку дефекты в БЬМ-сплавах можно рассматривать как трещины малой длины, методы механики разрушения применимы для изучения усталости данных сплавов. Для оценки размера дефектов широко используется параметр, представляющий собой квадратный корень из

площади критического дефекта Varea [97]. Принято считать, что усталостная долговечность определяется дефектом максимального размера в контрольном объеме. Поэтому методы статистики экстремальных значений широко используются для нахождения максимального размера дефектов деталей разного объема [98, 99]. После этого можно использовать эмпирические формулы и модели механики разрушения для оценки усталостной прочности и долговечности при различных условиях нагружения.

Расчет предела усталостной прочности SLM-сплавов может проводиться с использованием полуэмпирической формулы (1) для сталей [48, 99, 100]:

C

=

16 '

где aw — предел выносливости; HV — твердость по Виккерсу; C — постоянная величина. Сущест-

вует три типа дефектов в зависимости от места расположения в образце: поверхностные, подповерхностные и внутренние, для которых значения С составляют 1.43, 1.41 и 1.56 соответственно. Однако применение этого метода к цветным металлам, таким как алюминиевые сплавы, нецелесообразно. Для алюминиевых сплавов слагаемое 120 в (1) необходимо корректировать с учетом модулей упругости двух материалов:

^ = С

Qw (Vareay/6

где Ем — модуль упругости алюминиевых сплавов; Е& — модуль упругости нержавеющей стали.

Применимость данного метода для прогнозирования усталостной прочности SLM-сплава AlSilOMg доказана в работе [48]. Следует отметить, что уравнения (1) и (2) не пригодны для расчета усталостной долговечности. Поэтому было предложено модифицированное уравнение [101]:

а w =

(Varea)7

где Аг — усталостная долговечность; а и ß — подгоночные константы, полученные на основе кривых усталости материала. Данное уравнение использовали для прогнозирования циклической долговечности образцов SLM-сплава A1Si10Mg,

Рис. 16. Вероятностная диаграмма Китагавы-Такахаши, аппроксимированная в формулировке Эль-Хаддада с учетом распределения дефектов [52]

выращенных под разными углами [102]. Полученные результаты показали хорошее соответствие с экспериментальными данными. Диаграмма Китагавы-Такахаши [103] позволяет получить полуэмпирическое описание зависимости предела выносливости от размера дефектов. Распространение дефекта не происходит, если его размер не превышает размер безопасного дефекта. С ростом дефекта при достижении размера безопасного дефекта усталостная прочность снижается [50, 52]. Кроме того, диаграмма Китагавы-Такахаши позволяет определить область безопасного срока службы, что может найти применение при оценке инженерных конструкций с трещинами. Для учета влияния трещин малого размера была предложена модификация диаграммы Китагавы-Такаха-ши на основе модели Эль-Хаддада, которую можно описать выражениями (4) и (5) [52, 104]:

Да w = Да

area

wü,i

ДК1Ъ = ДКth,lc

Varea + ^/area

J

area

y Varea + ^area

area0 = — n

ДК

th,lc

V 7Да w0 J

где Даш — предел выносливости при наличии дефектов; Да№0 — предел выносливости бездефектного материала; КЛ,1с — пороговое значение длины трещины в материале. Величина ^ агеа0 рассчитывается по уравнению (6), где У = 0.5 для внутренних дефектов и У = 0.65 для поверхностных дефектов.

В работе [105] на основе обобщенных данных по усталости аддитивных сплавов А18П0М; и Т16А14У была получена диаграмма Китагавы-Такахаши с использованием параметра модели Эль-Хаддада. В [52] диаграмма Китагавы-Такахаши построена на основе распределения размеров дефектов по данным компьютерной томографии. Получено распределение предела выносливости для образцов с углом выращивания (рис. 16, а). В рамках исследования остаточных напряжений изучено влияние направления выращивания на усталостные свойства образцов БЬМ-сплава А18П0М; в исходном состоянии [63]. Остаточное напряжение рассматривалось авторами как коэффициент асимметрии цикла на диаграмме Китага-вы-Такахаши (рис. 16, б). Его можно использовать для оценки предела выносливости БЬМ-из-

делий в исходном состоянии. Модифицированная диаграмма Китагавы-Такахаши [99] для прогнозирования усталостной долговечности с учетом уравнения КАБОЯО позволяет оценивать остаточный срок службы сплавов.

Еще один метод прогнозирования усталостной долговечности БЬМ-сплавов основан на использовании модели роста усталостной трещины. На рис. 17 представлены результаты усталостных испытаний трех партий образцов БЬМ-сплава А18П0М; [50]. Расчет зависимости усталостной долговечности от размера дефектов производили с использованием пакета программ КАБОЯО согласно формуле

da = сf1

dN "

f ДК R j

\n

(1 - ДКth/ ДК у

(1 - КmaX/Кc)<

где da/d.N — скорость роста усталостной трещины; / — функция раскрытия трещины; Я — коэффициент напряжения; С, п, р, д — подгоночные параметры; Ктах и Кс — максимальный и критический коэффициенты интенсивности напряжений. Установлено, что результаты прогнозирования на основе линейной механики упругого разрушения согласуются с данными испытаний на выносливость при многоцикловой усталости. Однако для малоцикловой усталости необходима поправка на пластичность.

Аналогичные исследования проводились и на других сплавах. Для БЬМ-сплава Т1-6А1-4У изучено влияние шероховатости поверхности на усталостные свойства [106]. С помощью метода для определения эквивалентного начального размера дефекта выявлена взаимосвязь между эквивалент-

Рис. 17. Оценка усталостной долговечности для трех партий образцов БЬМ-сплава А1Б110М; с использованием программного обеспечения КАБОЯО [50]

1

ным размером дефектов и усталостной долговечностью. В [107] методом механики разрушения исследовано влияние шероховатости поверхности, размера и формы дефектов на усталостную прочность аддитивных сплавов Ni-718. Показано, что максимальная глубина впадины профиля поверхности может использоваться в качестве начального размера дефекта для прогнозирования усталостной долговечности SLM-сплавов с необработанной поверхностью. Усталостное поведение дисперсно-упрочненной нержавеющей стали марки 17-4 в зависимости от термической обработки и направления выращивания образцов изучено в [108]. С помощью программы FASTRAN на основе определения эквивалентного и реального начальных размеров дефекта установлена взаимосвязь между размером дефектов и усталостной долговечностью материала. Расчеты на основе реальных начальных размеров дефектов привели к завышенным значениям усталостной прочности. Следует отметить, что при наличии многочисленных пор большого размера необходимо учитывать их взаимодействие, а также слияние трещин.

Зарождение трещин оказывает наибольшее влияние на усталостную прочность SLM-сплава AlSi10Mg в области много- и сверхмногоцикло-вой усталости. В свою очередь на зарождение трещин сильно влияет необратимое скольжение дислокаций в зонах пластичности вблизи дефек-

тов. Для прогнозирования времени зарождения трещины была предложена теория накопления дислокационных диполей [109]. В рамках данной теории разработана модель прогнозирования усталостной долговечности с учетом влияния концентрации напряжений в области дефекта, для которой показано хорошее соответствие с экспериментальными данными [102]. Авторы [110] разработали методику прогнозирования усталостной долговечности на основе моделей градиента напряжений в зоне дефекта с учетом типа, размера, расположения, морфологии дефекта, а также влияния нагрузки. Этапы реализации методики представлены в виде схемы на рис. 18: 1) получение трехмерного изображения материала с помощью рентгеновской микрокомпьютерной томографии; 2) вычисление эквивалентного эллипсоида инерции для каждой отдельной поры; 3) моделирование влияния дефекта на предел усталости на основе подхода градиента напряжений в зоне дефекта и теории Эшелби; 4) построение трехмерной карты распределения дефектов с учетом их критичности.

Описание механического отклика на уровне зеренной структуры может осуществляться в рамках физической теории пластичности на основе конечно-элементного моделирования. С использованием модели физической теории пластичности, метода конечных элементов и диаграмм Воро-

Рис. 18. Процесс моделирования для оценки влияния морфологии дефектов на предел выносливости [110]

Рис. 19. Блок-схема реализации машинного обучения для прогнозирования усталостной долговечности аддитивных сплавов[117]

ного изучена много- и сверхмногоцикловая усталость БЬМ-сплава А1Б110М; [111]. Согласно результатам моделирования вблизи поры происходит более интенсивное накопление циклических пластических деформаций, чем вблизи включения. Действие остаточных напряжений привело к усилению локализации пластической деформации в области включения, что отрицательно сказалось на усталостных характеристиках. Для прогнозирования усталостной долговечности применяли модели Морроу и Смита-Ватсона-Топпера. Результаты, полученные с помощью второй модели, показали хорошее соответствие с экспериментальными значениями долговечности материала в диапазоне 105-109. В работе [112] методом численного моделирования изучено зарождение трещин в БЬМ-сплаве А1Б110М;. Результаты выявили, что при циклическом нагружении накопление пластических деформаций происходит вблизи дефектов, а остаточных напряжений -- в области включения. Принято считать, что пластические деформации и локальные напряжения играют определяющую роль в образовании трещин. Авто-

рами цитируемой работы была предложена модель для оценки усталостной долговечности SLM-сплава AlSi10Mg, где в качестве параметра введен показатель усталости, отражающий приращение накопленной пластической деформации Pac в стационарных циклах нагружения. Значение Pac рассчитывается с помощью интеграла от двойного скалярного произведения градиента пластической скорости Lp:

Pac = í^fv LPdt,

FIP = ДРдс = pac|n+1 - Pac|n .

Формула для определения усталостной долговечности записывается в виде

а p

Np =-»—г,

Р ¿gr(FIP)2

где dgr — начальная константа порядка размера зерна для описания микроструктуры; ap — подгоночная постоянная.

Как упоминалось ранее, усталостные свойства SLM-сплавов зависят от многих параметров тех-

нологии выращивания образцов и методов постобработки. Перспективными для оценки усталостной долговечности являются методы машинного обучения, которые позволяют устанавливать взаимосвязь между различными факторами [113— 116]. Однако ключевой проблемой в применении машинного обучения для изучения усталости является недостаточный набор экспериментальных данных. Как правило, задача расширения наборов данных по усталости решается на основе компьютерного моделирования методом конечных элементов [112, 117] или методом Монте-Карло [114]. На рис. 19 представлена схема реализации машинного обучения на основе теории механики рассеянных повреждений для расширения набора данных, используемых для оценки усталостной прочности SLM-сплавов [113, 117]. Данный алгоритм позволяет проследить влияние различных технологических параметров и усталостных нагрузок на выносливость материала. В [115] с помощью искусственных нейронных сетей изучено усталостное поведение образцов AlSi10Mg с V-образным надрезом, подвергнутых постобработке. Исследовано раздельное и совместное влияние различных методов постобработки на микроструктуру, состояние поверхности, микротвердость, пористость, остаточные напряжения и усталостное поведение образцов.

4. Заключение

В обзоре обобщены современные данные об усталостном разрушении SLM-сплава AlSi10Mg, на основе которых можно сделать следующие выводы.

Поведение SLM-сплава AlSi10Mg при усталостном разрушении определяется сочетанием характеристик дефектов, особенностей микроструктуры и остаточных напряжений. Очагами зарождения трещин при усталостном нагружении, как правило, являются дефекты в виде несплавлений.

Традиционный режим термообработки T6 не подходит для SLM-сплавов Al-Si. Высокотемпературная обработка и горячее изостатическое прессование приводят к разрушению сетки кремния и тем самым снижают механические свойства SLM-сплава AlSi10Mg. Наиболее подходящими методами постобработки для данного сплава являются прямое старение и низкотемпературный отжиг. Несмотря на достигнутые результаты, вопросы термообработки SLM-сплавов требуют дальнейшего изучения. Остаточные напряжения,

возникающие в процессе выращивания образцов, отрицательно сказываются на усталостных характеристиках. Их влияние может быть уменьшено путем предварительного нагрева подложки или отжига.

Разница механических свойств на границе и в объеме ванны расплава приводит к разупрочнению материала в приграничных областях и обуславливает преимущественное распространение трещин вдоль границ ванн расплава. Во время прохождения усталостной трещины пластические деформации в основном накапливаются на границе ванны расплава.

SLM-сплав AlSi1GMg обладает специфической трещиностойкостью. Наличие дефектов и особенности структуры ванны расплава вблизи вершины трещины приводят к увеличению либо уменьшению вязкости разрушения SLМ-сплавов. Ввиду того, что SLM-технология позволяет создавать изделия с заданной формой, необходимо изучить возможность повышения сопротивления разрушению за счет конструкционных особенностей.

SLM-технология основана на концепции получения изделий с заданной формой. Постобработка, в частности термообработка и горячее изоста-тическое прессование, приводит к нарушению геометрической точности получаемых деталей, а также значительно увеличивает время и стоимость изготовления. В связи с этим необходима дальнейшая оптимизация технологических параметров с целью получения в будущем изделий, не требующих применения постобработки.

Работа выполнена при финансовой поддержке Национального фонда естественных наук Китая (проекты №№ 11932й2й, 12Ü72345, 11872364).

Литература

1. Herzog D., Seyda V., Wycisk E., Emmelmann C. Additive manufacturing of metals // Acta Mater. - 2G16. - V. 117. -P. 371-392. - https://doi.org/1G.1G16/j.actamat.2G16.G7.G19

2. Gu D., Shi X., Poprawe R., Bourell D.L., Setchi R., Zhu J. Material-structure-performance integrated laser-metal additive manufacturing // Science. - 2G21. - V. 372. - https:// doi.org/1G.1126/science.abg14S7

3. Prathyusha A.L.R., Raghu Babu G. A review on additive manufacturing and topology optimization process for weight reduction studies in various industrial applications // Mater. Today Proc. - 2G22. - V. 62. - P. 1G9-117. - https:// doi.org/1G.1G16/j.matpr.2G22.G2.6G4

4. Matsko A., França R. Design, manufacturing and clinical outcomes for additively manufactured titanium dental implants: A systematic review // Dent. Rev. - 2G22. - V. 2. -P. 1GGG41. - https://doi.org/1G.1G16/j.dentre.2G22.1GGG41

5. Kumar R., Kumar M., Chohan J.S. The role of additive manufacturing for biomedical applications: A critical review // J. Manuf. Process. - 2021. - V. 64. - P. 828-850. - https:// doi.org/10.1016/j.jmapro.2021.02.022

6. Kareem F.A., Michael P.A. An investigation on applications of additive manufacturing of electrical machines // Mater. Today Proc. - 2022. - V. 58. - P. 86-90. - https://doi.org/ 10.1016/j.matpr.2021.12.590

7. Olakanmi E.O., Cochrane R.F., Dalgarno K.W. A review on selective laser sintering/melting (SLS/SLM) of aluminium alloy powders: Processing, microstructure, and properties // Progr. Mater. Sci. - 2015. - V. 74. - P. 401-477. -https://doi.org/10.1016Zj.pmatsci.2015.03.002

8. Aboulkhair N.T., Simonelli M., Parry L., Ashcroft I., Tuck C., Hague R. 3D printing of aluminium alloys: Additive manufacturing of aluminium alloys using selective laser melting // Progr. Mater. Sci. - 2019. - V. 106. -P. 100578. - https://doi.org/10.1016/j.pmatsci.2019.100578

9. Ding Y., Muniz-Lerma J.A., Trask M., Chou S., Walker A., Brochu M. Microstructure and mechanical property considerations in additive manufacturing of aluminum alloys // MRS Bull. - 2016. - V. 41. - P. 745-751. - https://doi.org/ 10.1557/mrs.2016.214

10. Martin J.H., Yahata B.D., Hundley J.M., Mayer J.A., Schaedler T.A., Pollock T.M. 3D printing of high-strength aluminium alloys // Nature. - 2017. - V. 549. - P. 365369. - https://doi.org/10.1038/nature23894

11. Bi J., Lei Z., Chen Y., Chen X., Tian Z., Liang J., Zhang X., Qin X. Microstructure and mechanical properties of a novel Sc and Zr modified 7075 aluminum alloy prepared by selective laser melting // Mater. Sci. Eng. A. - 2019. - V. 768. -P. 138478. - https://doi.org/10.1016/j.msea.2019.138478

12. Bayoumy D., Boll T., Schliephake D., Wu X., Zhu Y., Huang A. On the complex intermetallics in an Al-Mn-Sc based alloy produced by laser powder bed fusion // J. Alloys Compd. - 2022. - V. 901. - P. 163571. - https://doi.org/10. 1016/j.jallcom.2021.163571

13. Jia Q., Zhang F., Rometsch P., Li J., Mata J., Weyland M., Bourgeois L., Sui M., Wu X. Precipitation kinetics, microstructure evolution and mechanical behavior of a developed Al-Mn-Sc alloy fabricated by selective laser melting // Acta Mater. - 2022. - V. 193. - P. 239-251. - https://doi. org/10.1016/j.actamat.2020.04.015

14. Feng Z., Tan H., Fang Y., Lin X., Huang W. Selective laser melting of TiB2/AlSi10Mg composite: Processability, microstructure and fracture behavior // J. Mater. Process. Tech-nol. - 2022. - V. 299. - P. 117386. - https://doi.org/10. 1016/j.jmatprotec.2021.117386

15. LiX.P., Ji G., Chen Z., AddadA., Wu Y, WangH.W., Vleu-gels J., Van Humbeeck J., Kruth J.P. Selective laser melting of nano-TiB2 decorated AlSi10Mg alloy with high fracture strength and ductility // Acta Mater. - 2017. - V. 129. -P. 183-193. - https://doi.org/10.1016/jj.actamat.2017.02.062

16. Sanaei N., Fatemi A. Defects in additive manufactured metals and their effect on fatigue performance: A state-of-the-art review // Progr. Mater. Sci. - 2021. - V. 117. -P. 100724. - https://doi.org/10.1016/j.pmatsci.2020.100724

17. Becker T.H., Kumar P., Ramamurty U. Fracture and fatigue in additively manufactured metals // Acta Mater. - 2021. -V. 219. - P. 117240. - https://doi.org/10.1016/j.actamat. 2021.117240

18. Fatemi A., Molaei R., Simsiriwong J., Sanaei N., Pegues J., Torries B., Phan N., Shamsaei N. Fatigue behaviour of additive manufactured materials: An overview of some recent

experimental studies on Ti-6Al-4V considering various processing and loading direction effects // Fatigue Fract. Eng. Mater. Struct. - 2019. - V. 42. - P. 991-1009. - https:// doi.org/10.1111/ffe.13000

19. Qian G., Li Y., Paolino D.S., Tridello A., Berto F., Hong Y. Very-high-cycle fatigue behavior of Ti-6Al-4V manufactured by selective laser melting: Effect of build orientation // Int. J. Fatigue. - 2020. - V. 136. - P. 105628. - https://doi. org/10.1016/j.ijfatigue.2020.105628

20. Qian G., Jian Z., Qian Y., Pan X., Ma X., Hong Y. Very-high-cycle fatigue behavior of AlSi10Mg manufactured by selective laser melting: Effect of build orientation and mean stress // Int. J. Fatigue. - 2020. - V. 138. - P. 105696. -https://doi.org/10.1016/jijfatigue.2020.105696

21. Thijs L., Kempen K., Kruth J.P., Van Humbeeck J. Fine-structured aluminium products with controllable texture by selective laser melting of pre-alloyed AlSi10Mg powder // Acta Mater. - 2013. - V. 61. - P. 1809-1819. - https://doi. org/10.1016/j.actamat.2012.11.052

22. Delahaye J., Tchuindjang J.T., Lecomte-Beckers J., Ri-go O., Habraken A.M., Mertens A. Influence of Si precipitates on fracture mechanisms of AlSi10Mg parts processed by selective laser melting // Acta Mater. - 2019. - V. 175. -P. 160-170. - https://doi.org/10.1016/j.actamat.2019.06.013

23. Fang Z.C., Wu Z.L., Huang C.G., Wu C.W. Review on residual stress in selective laser melting additive manufacturing of alloy parts // Opt. Laser Technol. - 2020. - V. 129. -P. 106283. - https://doi.org/10.1016/j.optlastec.2020.106283

24. Yadollahi A., Shamsaei N. Additive manufacturing of fatigue resistant materials: Challenges and opportunities // Int. J. Fatigue. - 2017. - V. 98. - P. 14-31. - https://doi.org/ 10.1016/j.ijfatigue.2017.01.001

25. Uzan N.E., Ramati S., Shneck R., Frage N., Yeheskel O. On the effect of shot-peening on fatigue resistance of AlSi10Mg specimens fabricated by additive manufacturing using selective laser melting (AM-SLM) // Addit. Manuf. -

2018. - V. 21. - P. 458-464. - https://doi.org/10.1016/). addma.2018.03.030

26. Yu W., Sing S.L., Chua C.K., TianX. Influence of re-melting on surface roughness and porosity of AlSi10Mg parts fabricated by selective laser melting // J. Alloys Compd. -

2019. - V. 792. - P. 574-581. - https://doi.org/10.1016/]. jallcom.2019.04.017

27. Bagherifard S., Beretta N., Monti S., Riccio M., Bandini M., Guagliano M. On the fatigue strength enhancement of additive manufactured AlSi10Mg parts by mechanical and thermal post-processing // Mater. Des. - 2018. - V. 145. -P. 28-41. - https://doi.org/10.1016/j.matdes.2018.02.055

28. Romano S., Nezhadfar P.D., Shamsaei N., Seifi M., Beret-ta S. High cycle fatigue behavior and life prediction for additively manufactured 17-4 PH stainless steel: Effect of subsurface porosity and surface roughness // Theor. Appl. Fract. Mech. - 2020. - V. 106. - https://doi.org/10.1016/j. tafmec.2020.102477

29. Tridello A., Fiocchi J., Biffi C.A., Chiandussi G., Rosset-to M., Tuissi A., Paolino D.S. Influence of the annealing and defects on the VHCF behavior of an SLM AlSi10Mg alloy // Fatigue Fract. Eng. Mater. Struct. - 2019. - V. 42. -P. 2794-2807. - https://doi.org/10.1111/ffe.13123

30. Aboulkhair N.T., Maskery I., Tuck C., Ashcroft I., Eve-ritt N.M. Improving the fatigue behaviour of a selectively laser melted aluminium alloy: Influence of heat treatment and surface quality // Mater. Des. - 2016. - V. 104. -P. 174-182. - https://doi.org/10.1016/j.matdes.2016.05.041

31. Baek M.S., Kreethi R., Park T.H., Sohn Y., Lee K.A. Influence of heat treatment on the high-cycle fatigue properties and fatigue damage mechanism of selective laser melted AlSilOMg alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2021. - V. 819. -P. 141486. - https://doi.org/10.1016/j.msea.2021.141486

32. Zhang C., Zhu H., Liao H., Cheng Y., Hu Z., Zeng X. Effect of heat treatments on fatigue property of selective laser melting AlSi10Mg // Int. J. Fatigue. - 2018. - V. 116. -P. 513-522. - https://doi.org/10.1016/jijfatigue.2018.07.016

33. Yu H., Li F., Wang Z., ZengX. Fatigue performances of selective laser melted Ti-6Al-4V alloy: Influence of surface finishing, hot isostatic pressing and heat treatments // Int. J. Fatigue. - 2019. - V. 120. - P. 175-183. - https://doi.org/ 10.1016/j.ijfatigue.2018.11.019

34. Li P., Warner D.H., Pegues J.W., Roach M.D., Shamsaei N., Phan N. Investigation of the mechanisms by which hot isostatic pressing improves the fatigue performance of powder bed fused Ti-6Al-4V // Int. J. Fatigue. - 2019. - V. 120. -P. 342-352. - https://doi.org/10.1016/jijfatigue.2018.10.015

35. Molaei R., Fatemi A., Phan N. Significance of hot isostatic pressing (HIP) on multiaxial deformation and fatigue behaviors of additive manufactured Ti-6Al-4V including build orientation and surface roughness effects // Int. J. Fatigue. -2018. - V. 117. - P. 352-370. - https://doi.org/10.1016/). ijfatigue.2018.07.035

36. Ertugrul O., Öter Z.Q., Yilmaz M.S., §ahin E., Co^kun M., Tarakfi G., Kog E. Effect of HIP process and subsequent heat treatment on microstructure and mechanical properties of direct metal laser sintered AlSi10Mg alloy // Rapid Prototyp. J. - 2020. - V. 26. - P. 1421-1434. - https://doi.org/ 10.1108/RPJ-07-2019-0180

37. Schneller W., Leitner M., Springer S., Grün F., Taschauer M. Effect of hip treatment on microstructure and fatigue strength of selectively laser melted AlSi10Mg // J. Manuf. Mater. Process. - 2019. - V. 3. - https://doi.org/10.3390/ jmmp3010016

38. Michi R.A., Plotkowski A., Shyam A., Dehoff R.R., Babu S.S. Towards high-temperature applications of aluminium alloys enabled by additive manufacturing // Int. Mater. Rev. -2022. - V. 67. - P. 298-345. - https://doi.org/10.1080/ 09506608.2021.1951580

39. Zinovieva O., Romanova V., Balokhonov R., Emelyanova T. A review of microstructure and mechanical properties of ad-ditively manufactured aluminum alloys // AIP Conf. Proc. -2020. - V. 2310. - https://doi.org/10.1063Z5.0035085

40. Prashanth K.G., Scudino S., Eckert J. Defining the tensile properties of Al-12Si parts produced by selective laser melting // Acta Mater. - 2017. - V. 126. - P. 25-35. - https:// doi.org/10.1016/j.actamat.2016.12.044

41. Li P., Kim Y., Bobel A.C., Hector L.G., Sachdev A.K., Kumar S., Bower A.F. Microstructural origin of the anisotropic flow stress of laser powder bed fused AlSi10Mg // Acta Mater. - 2021. - V. 220. - https://doi.org/10.1016/j.actamat. 2021.117346

42. Santos Macias J.G., Douillard T., Zhao L., Maire E., Py-ka G., Simar A. Influence on microstructure, strength and ductility of build platform temperature during laser powder bed fusion of AlSi10Mg // Acta Mater. - 2020. - V. 201. -P. 231-243. - https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.10.001

43. Liu Q., Wu H., Paul M.J., He P., Peng Z., Gludovatz B., Kruzic J.J., Wang C.H., Li X. Machine-learning assisted laser powder bed fusion process optimization for AlSi10Mg: New microstructure description indices and fracture mecha-

nisms // Acta Mater. - 2020. - V. 201. - P. 316-328. -https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.10.010

44. Xu Z., Liu A., WangX. Fatigue performance and crack propagation behavior of selective laser melted AlSi10Mg in 0°, 15°, 45° and 90° building directions // Mater. Sci. Eng. A. -2021. - V. 812. - P. 141141. - https://doi.org/10.1016/ j.msea.2021.141141

45. Paul M.J., Liu Q., Best J.P., Li X., Kruzic J.J., Ramamur-ty U., Gludovatz B. Fracture resistance of AlSi10Mg fabricated by laser powder bed fusion // Acta Mater. - 2021. -V. 211. - P. 116869. - https://doi.org/10.1016/j.actamat. 2021.116869

46. Giovagnoli M., Silvi G., Merlin M., Di Giovanni M.T. Optimisation of process parameters for an additively manufactured AlSi10Mg alloy: Limitations of the energy density-based approach on porosity and mechanical properties estimation // Mater. Sci. Eng. A. - 2021. - V. 802. -P. 140613. - https://doi.org/10.1016Zj.msea.2020.140613

47. Aboulkhair N.T., Everitt N.M., Ashcroft I., Tuck C. Reducing porosity in AlSi10Mg parts processed by selective laser melting // Addit. Manuf. - 2014. - V. 1. - P. 77-86. -https://doi.org/10.1016/j.addma.2014.08.001

48. Xu Z.W., Wang Q., Wang X.S., Tan C.H., Guo M.H., Gao P.B. High cycle fatigue performance of AlSi10Mg alloy produced by selective laser melting // Mech. Mater. -2020. - V. 148. - https://doi.org/10.1016/j.mechmat.2020. 103499

49. TangM., PistoriusP.C. Oxides, porosity and fatigue performance of AlSi10Mg parts produced by selective laser melting // Int. J. Fatigue. - 2017. - V. 94. - P. 192-201. -https://doi.org/10.1016/jijfatigue .2016.06.002

50. Romano S., BrUckner-Foit A., Brandao A., Gumpinger J., Ghidini T., Beretta S. Fatigue properties of AlSi10Mg obtained by additive manufacturing: Defect-based modelling and prediction of fatigue strength // Eng. Fract. Mech. -

2018. - V. 187. - P. 165-189. - https://doi.org/10.1016/ j.engfracmech.2017.11.002

51. Bao J., Wu S., Withers P.J., Wu Z., Li F., Fu Y, Sun W. Defect evolution during high temperature tension-tension fatigue of SLM AISi10Mg alloy by synchrotron tomography // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 792. - P. 139809. - https:// doi.org/10.1016/j.msea.2020.139809

52. Wu Z., Wu S., Bao J., Qian W., Karabal S., Sun W., Withers P.J. The effect of defect population on the anisotropic fatigue resistance of AlSi10Mg alloy fabricated by laser powder bed fusion // Int. J. Fatigue. - 2021. - V. 151. -P. 106317. - https://doi.org/10.1016/jijfatigue.2021.106317

53. Romano S., Abel A., Gumpinger J., Brandao A.D., Beretta S. Quality control of AlSi10Mg produced by SLM: Metallography versus CT scans for critical defect size assessment // Addit. Manuf. - 2019. - V. 28. - P. 394-405. -https://doi.org/10.1016/j.addma.2019.05.017

54. Biswal R., Zhang X., Shamir M., Al Mamun A., Awd M., Walther F., Khadar Syed A. Interrupted fatigue testing with periodic tomography to monitor porosity defects in wire + arc additive manufactured Ti-6Al-4V // Addit. Manuf. -

2019. - V. 28. - P. 517-527. - https://doi.org/10.1016/). addma.2019.04.026

55. Qian W., Wu S., Wu Z., Ahmed S., Zhang W., Qian G., Withers P.J. In situ X-ray imaging of fatigue crack growth from multiple defects in additively manufactured AlSi10Mg alloy // Int. J. Fatigue. - 2022. - V. 155. - P. 106616. -https://doi.org/10.1016/jijfatigue.2021.106616

56. Piscopo G., Atzeni E., Calignano F., Galati M., Iuliano L., Minetola P., Salmi A. Machining induced residual stresses in AlSilOMg component produced by laser powder bed fusion (L-PBF) // Proc. CIRP. - 2019. - V. 79. - P. 101106. - https://doi.org/10.1016/j.procir.2019.02.019

57. Wu J., Wang L., An X. Numerical analysis of residual stress evolution of AlSi10Mg manufactured by selective laser melting // Optik (Stuttg). - 2017. - V. 137. - P. 65-78. -https://doi.org/10.1016/j.ijleo.2017.02.060

58. Sahoo S. Direct metal laser sintering of AlSi10Mg alloy parts: Modeling of temperature profile // Mater. Today Proc. - 2021. - V. 35. - P. 118-123. - https://doi.org/10. 1016/j.matpr.2020.03.342

59. Marola S., Bosia S., Veltro A., Fiore G., Manfredi D., Lom-bardi M., Amato G., Baricco M., Battezzati L. Residual stresses in additively manufactured AlSi10Mg: Raman spectroscopy and X-ray diffraction analysis // Mater. Des. -2021. - V. 202. - P. 109550. - https://doi.org/10.1016/j. matdes.2021.109550

60. Samantaray M., Sahoo S., Thatoi D. Computational modeling of heat transfer and sintering behavior during direct metal laser sintering of AlSi10Mg alloy powder // Comptes Rendus Mec. - 2018. - V. 346. - P. 1043-1054. - https:// doi.org/10.1016/j.crme.2018.08.006

61. Chen S., Gao H., Zhang Y., Wu Q., Gao Z., Zhou X. Review on residual stresses in metal additive manufacturing: Formation mechanisms, parameter dependencies, prediction and control approaches // J. Mater. Res. Technol. - 2022. -V. 17. - P. 2950-2974. - https://doi.org/10.1016/j.jmrt. 2022.02.054

62. Salmi A., Atzeni E., Iuliano L., Galati M. Experimental analysis of residual stresses on AlSi10Mg parts produced by means of selective laser melting (SLM) // Proc. CIRP. -2017. - V. 62. - P. 458-463. - https://doi.org/10.1016/). procir.2016.06.030

63. Beretta S., Gargourimotlagh M., Foletti S., du Plessis A., Riccio M. Fatigue strength assessment of "as built" AlSi10Mg manufactured by SLM with different build orientations // Int. J. Fatigue. - 2020. - V. 139. - P. 105737. -https://doi.org/10.1016/j.ijfatigue.2020.105737

64. Panda B.K., Sahoo S. Thermo-mechanical modeling and validation of stress field during laser powder bed fusion of AlSi10Mg built part // Results Phys. - 2019. - V. 12. -P. 1372-1381. - https://doi.org/10.1016/j.rinp.2019.01.002

65. Rasul Nazami G., Kalyan Panda B., Sahoo S. Finite element simulation of residual stress in direct metal laser sintering of AlSi10Mg built part: Effect of laser spot overlapping // Mater. Today Proc. - 2021. - V. 41. - P. 445-450. - https:// doi.org/10.1016/j.matpr.2020.09.844

66. Awd M., Siddique S., Johannsen J., Emmelmann C., Walther F. Very high-cycle fatigue properties and microstructural damage mechanisms of selective laser melted AlSi10Mg alloy // Int. J. Fatigue. - 2019. - V. 124. - P. 55-69. -https://doi.org/10.1016/j.ijfatigue.2019.02.040

67. Tridello A., Fiocchi J., Biffi C.A., Rossetto M., Tuissi A., Paolino D.S. Size-effects affecting the fatigue response up to 109 cycles (VHCF) of SLM AlSi10Mg specimens produced in horizontal and vertical directions // Int. J. Fatigue. - 2022. - V. 160. - P. 106825. - https://doi.org/10. 1016/j.ijfatigue.2022.106825

68. Tridello A., Biff C.A., Fiocchi J., Bassani P., Chiandus-si G., Rossetto M., Tuissi A., Paolino D.S. VHCF response of as-built SLM AlSi10Mg specimens with large loaded vo-

lume // Fatigue Fract. Eng. Mater. Struct. - 2018. - V. 41. -P. 1918-1928. - https://doi.org/10.1111/ffe.12830

69. Tridello A., Niutta C.B., Berto F., Paolino D.S. Size-effect in very high cycle fatigue: A review // Int. J. Fatigue. -2021. - V. 153. - P. 106462. - https://doi.org/10.1016/ j.ijfatigue.2021.106462

70. Paolino D.S., Tridello A., Fiocchi J., Biff C.A., Chiandus-si G., Rossetto M., Tuissi A. VHCF response up to 109 cycles of SLM AlSi10Mg specimens built in a vertical direction // Appl. Sci. - 2019. - V. 9. - https://doi.org/10.3390/ app9152954

71. Yang T., Liu T., Liao W., MacDonald E., Wei H., Chen X., Jiang L. The influence of process parameters on vertical surface roughness of the AlSi10Mg parts fabricated by selective laser melting // J. Mater. Process. Technol. - 2019. -V. 266. - P. 26-36. - https://doi.org/10.1016/jjmatprotec. 2018.10.015

72. Maamoun A.H., Xue Y.F., Elbestawi M.A., Veldhuis S.C. Effect of selective laser melting process parameters on the quality of al alloy parts: Powder characterization, density, surface roughness, and dimensional accuracy // Materials (Basel). - 2018. - V. 11. - https://doi.org/10.3390/ma 11122343

73. Pegues J., Roach M, Scott Williamson R., Shamsaei N. Surface roughness effects on the fatigue strength of addi-tively manufactured Ti-6Al-4V // Int. J. Fatigue. - 2018. -V. 116. - P. 543-552. - https://doi.org/10.1016/jijfatigue. 2018.07.013

74. Bagehorn S., Wehr J., Maier H.J. Application of mechanical surface finishing processes for roughness reduction and fatigue improvement of additively manufactured Ti-6Al-4V parts // Int. J. Fatigue. - 2017. - V. 102. - P. 135-142. -https://doi.org/10.1016/jijfatigue.2017.05.008

75. Uzan N.E., Shneck R., Yeheskel O., Frage N. Fatigue of AlSi10Mg specimens fabricated by additive manufacturing selective laser melting (AM-SLM) // Mater. Sci. Eng. A. -2017. - V. 704. - P. 229-237. - https://doi.org/10.1016/ j.msea.2017.08.027

76. Nicoletto G., Gallina L., Riva E. Influence of as-built surfaces on the fatigue behavior of AlSi10Mg parts obtained by laser powder bed fusion // Proc. Struct. Integr. - 2019. -V. 24. - P. 381-389. - https://doi.org/10.1016/j.prostr.2020. 02.035

77. Chang S., Liu A., Ong C.Y.A., Zhang L., Huang X., Tan Y.H., Zhao L., Li L., Ding J. Highly effective smooth-ening of 3D-printed metal structures via overpotential electrochemical polishing // Mater. Res. Lett. - 2019. - V. 7. -P. 282-289. - https://doi.org/10.1080/21663831.2019.1601 645

78. Avanzini A., Battini D., Gelfi M., Girelli L., Petrogalli C., Pola A., Tocci M. Investigation on fatigue strength of sandblasted DMLS-AlSi10Mg alloy // Proc. Struct. Integr. -2019. - V. 18. - P. 119-128. - https://doi.org/10.1016/j. prostr.2019.08.146

79. Sagbas B. Post-processing effects on surface properties of direct metal laser sintered AlSi10Mg parts // Met. Mater. Int. - 2020. - V. 26. - P. 143-153. - https://doi.org/10. 1007/s12540-019-00375-3

80. Damon J., Dietrich S., Vollert F., Gibmeier J., Schulze V. Process dependent porosity and the influence of shot peen-ing on porosity morphology regarding selective laser melted AlSi10Mg parts // Addit. Manuf. - 2018. - V. 20. - P. 7789. - https://doi.org/10.1016/j.addma.2018.01.001

81. Du Plessis A., Glaser D., Moller H., Mathe N., Tshabala-la L., Mfusi B., Mostert R. Pore closure effect of laser shock peening of additively manufactured AlSilOMg // 3D Print. Addit. Manuf. - 2019. - V. 6. - P. 245-252. - https://doi. org/10.1089/3dp.2019.0064

82. Kalentics N., de Seijas M.O.V., Griffiths S., Leinenbach C., Logé R.E. 3D laser shock peening—A new method for improving fatigue properties of selective laser melted parts // Addit. Manuf. - 2020. - V. 33. - P. 101112. - https:// doi.org/10.1016/j.addma.2020.101112

83. Li J., Sun J., Qian G., Shi L. Defect-induced cracking and fine granular characteristics in very-high-cycle fatigue of laser powder bed fusion AlSi10Mg alloy // Int. J. Fatigue. -2022. - V. 158. - P. 106770. - https://doi.org/10.1016/ j.ijfatigue.2022.106770

84. Du L., Pan X., Qian G., Zheng L., Hong Y. Crack initiation mechanisms under two stress ratios up to very-high-cycle fatigue regime for a selective laser melted Ti-6Al-4V // Int. J. Fatigue. - 2021. - V. 149. - P. 106294. - https://doi.org/ 10.1016/j.ijfatigue.2021.106294

85. Fu R., Zheng L., Ling C., Zhong Z., Hong Y. An experimental investigation of fatigue performance and crack initiation characteristics for an SLMed Ti-6Al-4V under different stress ratios up to very-high-cycle regime // Int. J. Fatigue. -2022. - V. 164. - P. 107119. - https://doi.org/10.1016/j. ijfatigue.2022.107119

86. Hong Y., Liu X., Lei Z., Sun C. The formation mechanism of characteristic region at crack initiation for very-high-cycle fatigue of high-strength steels // Int. J. Fatigue. - 2016. -V. 89. - P. 108-118. - https://doi.org/10.1016/jijfatigue. 2015.11.029

87. Beevers E., Brandao A.D., Gumpinger J., Gschweitl M., Seyfert C., Hofbauer P., Rohr T., Ghidini T. Fatigue properties and material characteristics of additively manufactured AlSi10Mg—Effect of the contour parameter on the microstructure, density, residual stress, roughness and mechanical properties // Int. J. Fatigue. - 2018. - V. 117. - P. 148162. - https://doi.org/10.1016/jijfatigue.2018.08.023

88. Tridello A., Fiocchi J., Biff C.A., Chiandussi G., RossettoM., Tuissi A., Paolino D.S. Effect of microstructure, residual stresses and building orientation on the fatigue response up to 109 cycles of an SLM AlSi10Mg alloy // Int. J. Fatigue. - 2020. - V. 137. - P. 105659. - https://doi.org/10. 1016/j.ijfatigue.2020.105659

89. Roveda I., Serrano-Munoz I., Kromm A., Madia M. Investigation of residual stresses and microstructure effects on the fatigue behaviour of a L-PBF AlSi10Mg alloy // Proc. Struct. Integr. - 2021. - V. 38. - P. 564-571. - https:// doi.org/10.1016/j.prostr.2022.03.057

90. Guo M., Ye Y., Jiang X., Wang L. Microstructure, mechanical properties and residual stress of selective laser melted AlSi10Mg // J. Mater. Eng. Perform. - 2019. - V. 28. -P. 6753-6760. - https://doi.org/10.1007/s11665-019-04423-2

91. Ardi D.T., Guowei L., Maharjan N., Mutiargo B., Leng S.H., Srinivasan R. Effects of post-processing route on fatigue performance of laser powder bed fusion Inconel 718 // Addit. Manuf. - 2020. - V. 36. - P. 101442. - https:// doi.org/10.1016/j.addma.2020.101442

92. Yu C., Huang Z., Zhang Z., Wang J., Shen J., Xu Z. Effects of sandblasting and HIP on very high cycle fatigue performance of SLM-fabricated IN718 superalloy // J. Mater. Res. Technol. - 2022. - V. 18. - P. 29-43. - https://doi.org/10. 1016/j.jmrt.2022.02.077

93. Hirata T., Kimura T., Nakamoto T. Effects of hot isostatic pressing and internal porosity on the performance of selective laser melted AlSi10Mg alloys // Mater. Sci. Eng. A. -2020. - V. 772. - P. 138713. - https://doi.org/10.1016/]. msea.2019.138713.

94. Araüjo L.C., Gabriel A.H.G., da Fonseca E.B., Avila J.A., Jardini A.L., Seno Junior R., Lopes E.S.N. Effects of build orientation and heat treatments on the tensile and fracture toughness properties of additively manufactured AlSi10Mg // Int. J. Mech. Sci. - 2022. - V. 213. - https://doi.org/10. 1016/j.ijmecsci.2021.106868

95. Muro-Barrios R., Cui Y., Lambros J., Chew H.B. Dual-scale porosity effects on crack growth in additively manufactured metals: 3D ductile fracture models // J. Mech. Phys. Solids. - 2022. - V. 159. - P. 104727. - https://doi.org/10. 1016/j.jmps.2021.104727

96. Jamshidian M., Promoppatum P., Ramamurty U., Jhon M.H. Modulating fracture toughness through processing-mediated mesostructure in additively manufactured Al-12Si alloy // Mater. Des. - 2022. - V. 215. - P. 110440. - https://doi.org/ 10.1016/j.matdes.2022.110440

97. Murakami Y., Endo M. Effects of defects, inclusions and inhomogeneities on fatigue strength // Int. J. Fatigue. -1994. - V. 16. - P. 163-182. - https://doi.org/10.1016/ 0142-1123(94)90001-9

98. Romano S., Brandao A., Gumpinger J., Gschweitl M., Be-retta S. Qualification of AM parts: Extreme value statistics applied to tomographic measurements // Mater. Des. -

2017. - V. 131. - P. 32-48. - https://doi.org/10.1016/j. matdes.2017.05.091

99. Hu Y.N., Wu S.C., Wu Z.K., Zhong X.L., Ahmed S., Kara-bal S., XiaoX.H., ZhangH.O., Withers P.J. A new approach to correlate the defect population with the fatigue life of selective laser melted Ti-6Al-4V alloy // Int. J. Fatigue. -2020. - V. 136. - https://doi.org/10.1016/jijfatigue.2020. 105584

100. Masuo H., Tanaka Y., Morokoshi S., Yagura H., Uchida T., Yamamoto Y., Murakami Y. Influence of defects, surface roughness and HIP on the fatigue strength of Ti-6Al-4V manufactured by additive manufacturing // Int. J. Fatigue. -

2018. - V. 117. - P. 163-179. - https://doi.org/10.1016/j. ijfatigue.2018.07.020

101. Wang Q.Y., Berard J.Y., Dubarre A., Baudry A., Rathery S., Bathias C. Gigacycle fatigue of ferrous alloys // Fatigue Fract. Eng. Mater. Struct. - 1999. - V. 22. - P. 667-672. -https://doi.org/10.1046/j.1460-2695.1999.00185.x

102. Zhang Y., Li X., Yuan S., Sun R., Sakai T., Lashari M.I., Hamid U., Li W. High-cycle-fatigue properties of selective-laser-melted AlSi10Mg with multiple building directions // Int. J. Mech. Sci. - 2022. - V. 224. - P. 107336. - https:// doi.org/10.1016/j.ijmecsci.2022.107336

103. Kitagawa H., Takahashi S. Applicability of Fracture Mechanics to Very Small Cracks or the Cracks in the Early Stage // Proc 2nd Int. Conf. Mech. Behav. Mater. ICM-2, 1976. - P. 627-631.

104. Zerbst U., Madia M., Vormwald M., Beier H.T. Fatigue strength and fracture mechanics—A general perspective // Eng. Fract. Mech. - 2018. - V. 198. - P. 2-23. - https:// doi.org/10.1016/j.engfracmech.2017.04.030

105. Beretta S., Romano S. A comparison of fatigue strength sensitivity to defects for materials manufactured by AM or traditional processes // Int. J. Fatigue. - 2017. - V. 94. -P. 178-191. - https://doi.org/10.1016/jijfatigue.2016.06.020

106. Greitemeier D., Dalle Donne C., Syassen F., Eufinger J., Melz T. Effect of surface roughness on fatigue performance of additive manufactured Ti-6Al-4V // Mater. Sci. Technol. - 2016. - V. 32. - P. 629-634. - https://doi.org/10. 1179/1743284715Y.0000000053

107. Yadollahi A., Mahtabi M.J., Khalili A., Doude H.R., Newman J.C. Fatigue life prediction of additively manufactured material: Effects of surface roughness, defect size, and shape // Fatigue Fract. Eng. Mater. Struct. - 2018. - V. 41. -P. 1602-1614. - https://doi.org/10.1111/ffe.12799

108. Yadollahi A., Mahmoudi M., Elwany A., Doude H., Bian L., Newman J.C. Fatigue-life prediction of additively manufactured material: Effects of heat treatment and build orientation // Fatigue Fract. Eng. Mater. Struct. - 2020. - V. 43. -P. 831-844. - https://doi.org/10.1111/ffe.13200

109. Tanaka K., Mura T. A theory of fatigue crack initiation at inclusions // Metall. Trans. A. - 1982. - V. 13. - P. 117123. - https://doi.org/10.1007/BF02642422

110. Nadot Y., Nadot-Martin C., Kan W.H., Boufadene S., Foley M., Cairney J., Proust G., Ridosz L. Predicting the fatigue life of an AlSi10Mg alloy manufactured via laser powder bed fusion by using data from computed tomography // Addit. Manuf. - 2020. - V. 32. - P. 100899. - https:// doi.org/10.1016/j.addma.2019.100899

111. Zhang W., Hu Y., Ma X., Qian G., Zhang J., Yang Z., Ber-to F. Very-high-cycle fatigue behavior of AlSi10Mg manufactured by selected laser melting: Crystal plasticity modeling // Int. J. Fatigue. - 2021. - V. 145. - P. 106109. -https://doi.org/10.1016/j.ijfatigue.2020.106109

112. Zhang J., Li J., Wu S., Zhang W., Sun J., Qian G. High-cycle and very-high-cycle fatigue lifetime prediction of ad-ditively manufactured AlSi10Mg via crystal plasticity finite element method // Int. J. Fatigue. - 2022. - V. 155. -P. 106577. - https://doi.org/10.1016/jijfatigue.2021.106577

113. Zhan Z., Hu W., Meng Q. Data-driven fatigue life prediction in additive manufactured titanium alloy: A damage mechanics based machine learning framework // Eng. Fract. Mech. - 2021. - V. 252. - P. 107850. - https://doi.org/10. 1016/j.engfracmech.2021.107850

114. Li J., Yang Z., Qian G., Berto F. Machine learning based very-high-cycle fatigue life prediction of Ti-6Al-4V alloy fabricated by selective laser melting // Int. J. Fatigue. -2022. - V. 158. - P. 106764. - https://doi.org/10.1016/j. ijfatigue.2022.106764

115. Maleki E., Bagherifard S., Razavi S.M.J., Bandini M., du Ples-sis A., Berto F., Guagliano M. On the efficiency of machine learning for fatigue assessment of post-processed additively manufactured AlSi10Mg // Int. J. Fatigue. - 2022. - V. 160. -P. 106841. - https://doi.org/10.1016/jijfatigue.2022.106841

116. Zhang M., Sun C.N., Zhang X., Goh P.C., Wei J., Harda-cre D., Li H. High cycle fatigue life prediction of laser additive manufactured stainless steel: A machine learning approach // Int. J. Fatigue. - 2019. - V. 128. - P. 105194. -https://doi.org/10.1016/jijfatigue .2019.105194

117. Zhan Z., Li H. A novel approach based on the elastoplastic fatigue damage and machine learning models for life prediction of aerospace alloy parts fabricated by additive manufacturing // Int. J. Fatigue. - 2021. - V. 145. - P. 106089. -https://doi.org/10.1016/jijfatigue.2020.106089

Поступила в редакцию 23.05.2022 г., после доработки 30.09.2022 г., принята к публикации 04.10.2022 г.

Сведения об авторах

Zhonghua Jiang, PhD student, Beijing Jiaotong University, China, 18116011@bjtu.edu.cn

Jingyu Sun, Prof., Institute of Mechanics, Chinese Academy of Sciences, China, sunjingyu@imech.ac.cn

Filippo Berto, Prof., Norwegian University of Science and Technology, Norway; Sapienza University of Rome, Italy,

filippo.berto@uniroma1.it

Xi Wang, Prof., Beijing Jiaotong University, China, wangxi@bjtu.edu.cn

Guian Qian, Prof., Institute of Mechanics, Chinese Academy of Sciences, China, qianguian@imech.ac.cn