人工缺陷对采用316L极高速激光熔覆修复的EA4T车轴钢疲劳强度的影响

《Journal of Materials Research and Technology》：Influence of artificial defects on fatigue strength of EA4T axle steel repaired by 316L extreme high-speed laser cladding

本研究系统评估了极端高速激光熔覆316L修复EA4T铁路轴钢的损伤容限，对比电火花加工缺口与不同冲击速度诱导缺陷对疲劳性能的影响。微观分析表明，EDM缺口因脆性重熔层易引发多裂纹萌生，而冲击缺陷因塑性变形和残余压应力可提升损伤容限。模型预测显示，EDM缺口与El-Haddad理论吻合，而冲击缺陷因几何特征和残余应力分布超出传统模型预测。最终证实316L修复材料在抗冲击损伤方面优于基体材料，但裂纹生长阈值较低，需结合界面优化策略以提升疲劳寿命。

　　本研究全面评估了通过极端高速激光熔覆316L修复的EA4T铁路车轴钢的损伤容限特性。重点分析了电火花加工（EDM）缺口和冲击引起的缺陷对疲劳性能的影响。拉伸-压缩疲劳测试表明，无论是EDM缺口还是冲击引起的缺陷，其疲劳强度都会随着缺陷尺寸的增加而下降。然而，在相同尺寸条件下，冲击损伤试样表现出比EDM缺口试样更高的疲劳强度。通过显微结构分析，研究发现EDM缺口试样在脆性再铸层中出现多裂纹萌生，而冲击缺口试样则主要经历单裂纹萌生。建模结果表明，EDM缺陷与El-Haddad预测结果一致，而冲击缺陷则由于有益的塑性变形和残余压应力的存在，其表现超过了这些预测。在低冲击速度（<200 m/s）下，修复界面处的应力集中对疲劳强度影响微乎其微。然而，在较高的冲击速度下，缺口边缘的残余拉应力与循环载荷的综合作用导致了最终的过载失效。随后的疲劳裂纹从这些断裂区域萌生，从而降低了整体强度。与EA4T基材（234 HV_0.1）相比，EHLA-316L涂层（227 HV_0.1）展现出更优异的冲击抗性。这种优势归因于其更高的加工硬化能力（n = 0.41 vs. 0.19）和更长的均匀塑性变形阶段。然而，316L较低的疲劳裂纹扩展阈值限制了其在已有缺陷情况下的损伤容限性能。这些发现阐明了EHLA-316L修复试样在不同损伤条件下的疲劳行为，并为优化材料选择以支持铁路车轴修复的可持续发展提供了关键的指导。

铁路车轴作为列车关键承载部件，对运行安全具有重要作用。这些车轴设计为无限疲劳寿命，确保其在30年的服务周期内能够可靠运行，即使累计行驶10⁷公里并经历超过10⁹次载荷循环。按照安全寿命设计原则，操作应力被严格控制在材料疲劳极限以下，理论上可消除运行中的失效风险。然而，长期运行不可避免地会导致表面退化，如机械磨损、腐蚀点蚀或意外冲击损伤。这些局部缺陷会削弱结构完整性，显著降低疲劳强度，并可能引发裂纹，最终导致车轴断裂。目前，高速列车维护规范要求对深度不超过0.3 mm的冲击缺陷进行材料去除，而更深的损伤则需要整根车轴更换。这种做法显著增加了运营成本并浪费了资源。因此，修复受损车轴可以有效降低维护成本，延长关键部件的使用寿命，并通过绿色再制造技术减少原材料消耗，从而支持铁路运输行业的可持续发展。

传统的修复技术，如物理/化学气相沉积（PVD/CVD）、热喷涂、硬铬电镀、电弧增材制造（WAAM）和常规激光熔覆（CLA），由于存在诸如界面结合强度弱、大量微观结构缺陷以及高热输入导致残余应力积累和晶粒粗化等问题，其在工程应用中受到限制。这些固有缺陷往往将修复区域转变为结构薄弱点，显著影响修复部件的服务可靠性。近年来，极端高速激光熔覆（EHLA）作为一种创新修复技术，因其独特的工艺优势而崭露头角。与传统方法不同，EHLA结合了超低热输入以最小化热影响区（HAZ）的影响和残余应力，具有优异的冶金结合性能，可控的缺陷形成和低稀释率，以及出色的表面光洁度。已有大量研究表明，EHLA制造的涂层不仅展现出更均匀和细化的微观结构，还显著提升了硬度、耐磨性和疲劳性能等关键特性。这些卓越的属性使EHLA成为高要求组件修复的理想选择，特别是在对疲劳性能要求极高的铁路运输车轴领域。

目前，针对车轴修复的研究仍较为有限，主要集中在修复材料的微观结构表征和基本性能评估。例如，Chen等人系统研究了通过CLA制造的KF311涂层的微观结构和疲劳断裂机制。Lv等人利用数值模拟揭示了EHLA过程中温度场演变和Fe314铁基涂层的微观结构发展。Ji等人研究了不同区域镍基合金修复层的微观结构形成过程和分布模式。然而，现有研究大多忽略了不可避免的工艺诱导缺陷（如气孔、未熔合和夹杂物）对修复车轴疲劳性能的严重影响。大量证据表明，这些制造缺陷常常成为循环载荷下裂纹萌生的优先位置，其尺寸、分布和几何特征显著影响结构的疲劳极限。特别是修复车轴区域在服役过程中对二次冲击损伤的高敏感性，使得对修复区域损伤容限的评估变得至关重要。因此，准确预测具有缺陷的增材制造组件的疲劳寿命对于其损伤容限设计至关重要。近年来，越来越多的研究关注于含有此类固有缺陷的增材制造材料的疲劳行为。例如，P. Merot等人、Tang等人和A. Karolczuk等人开发了基于缺陷的寿命预测模型，并验证了其准确性。Y. Otsuka等人和H. Roirand等人分别研究了缺陷和微观结构对增材制造沉淀硬化17-4PH不锈钢和316L不锈钢疲劳强度的协同效应。M. Pellizzari等人则研究了SLM制造的AISI H13钢的疲劳行为，重点分析了构建方向和缺陷敏感性的影响。这些结果表明，在增材制造中考虑缺陷-性能关系是至关重要的，而本研究正是针对修复车轴组件的这一关键方面进行了探讨。此外，许多研究人员成功应用了Murakami的参数理论，建立了夹杂物尺寸与疲劳强度之间的定量关系，从而在理解人工缺陷对车轴性能影响方面取得了显著进展。然而，关于工艺诱导缺陷与服务生成冲击损伤在修复结构中竞争失效机制的基本知识仍然存在缺口。因此，对修复区域损伤容限能力进行定量评估，不仅有助于建立缺陷含结构疲劳可靠性的理论基础，还能为优化修复工艺和制定EA4T车轴维护策略提供科学指导。

316L奥氏体不锈钢因其卓越的综合性能，已成为增材制造中广泛研究的修复材料。我们的初步研究显示，其在修复EA4T车轴钢方面表现出色，具有两个关键优势：(1) 增材制造的316L合金展现出优异的强度兼容性（机械性能与EA4T相当）和增强的延展性；(2) 通过EHLA加工形成的奥氏体相具有显著的塑性变形能力，能够有效缓解局部应力集中，这是提高缺陷含修复区域损伤容限的关键因素。

本研究探讨了表面损伤对EHLA-316L修复EA4T车轴疲劳性能的影响。具体来说，在修复EA4T试样中引入了两种类型的人工表面缺陷：通过电火花加工（EDM）制造的具有可控尺寸的缺口，以及在选定速度下生成的冲击诱导凹坑。通过结合控制的拉伸-压缩疲劳测试和详细的SEM断裂分析，本研究建立了不同缺陷的显著失效机制。此外，本研究还通过量化缺陷特性对疲劳强度的影响，对316L作为修复材料进行了严格的基于损伤容限的评估，突显了冲击抗性和裂纹扩展阈值之间的关键权衡。这些发现不仅为铁路行业提供了实用的指导，还为预测修复结构的疲劳可靠性奠定了理论基础。本研究还为优化高价值组件如铁路车轴的维护策略提供了宝贵的见解。

在实验材料方面，本研究采用EA4T低碳合金钢作为基材，该材料专门优化用于高速列车车轴应用。试样从经过650°C回火处理的空心车轴最外层获取，确保了均匀的回火索氏体微观结构，从而在强度和韧性之间达到了最佳平衡（屈服强度：727±12 MPa，伸长率：20.5±1.6%）。修复材料为符合EN-10028-7标准的气体雾化316L奥氏体不锈钢粉末，其粒径分布严格控制在15至53 μm之间。粉末展现出极佳的球形度（d10=16.36 μm，d50=26.60 μm，d90=46.40 μm），确保了EHLA沉积过程中的可重复流动特性。材料表征包括火花光谱分析以确定EA4T的成分，以及结合仪器气体分析（IGA）和电感耦合等离子体质谱（ICP-MS）对316L粉末的精确化学成分测定（详见表1）。在EHLA工艺前，316L粉末在110°C真空干燥4小时以去除水分。

在EHLA修复过程中，所有疲劳试样均采用局部修复策略进行制备，以更好地模拟工程实践并研究熔覆层/基材界面效应。详细的方法描述见参考文献[28]。为了表征EHLA-316L熔覆层的拉伸性能，采用约30层在直径为Φ10 mm的圆柱形基材上沉积了3 mm厚的涂层。这种直径与疲劳试样的标距部分一致，且沉积过程使用了相同的优化参数。由于修复区域的几何限制，设计了非标准的微型板状拉伸试样（详见图2）。拉伸测试按照ISO 6892-1:2019标准，使用BOYI 2025-050万能试验机，以2 mm/min的横梁速度进行。

在微观结构表征方面，使用激光共聚焦显微镜（VK-9700）对疲劳试样中修复缺口区域的熔覆层和热影响区（HAZ）进行了观察。此外，还采用电子背散射衍射（EBSD）进行互补的晶粒取向分析，扫描区域为300 μm × 300 μm，步长为0.5 μm，使用TSL OIM Analysis 7.2软件处理获得的数据。微硬度梯度通过Vickers硬度计（HVS-1000A）在100 g载荷和15秒停留时间下进行测量。残余应力分布采用X射线衍射仪（μ-X360s）与逐步电解抛光相结合的方式进行定量分析，遵循参考文献[29]中详细描述的方法。

为了系统评估316L修复试样的损伤容限性能，进行了静态和高周疲劳性能测试。静态拉伸测试在CMT5350电子万能试验机上进行，横梁速度为2 mm/min。结果表明，试样展现出优异的机械性能，拉伸强度为727.2 MPa，屈服强度为593.4 MPa，伸长率为20.5%（应力-应变曲线见图3(a)），完全满足EN 13261标准对EA4T车轴的要求（拉伸强度：650-800 MPa，伸长率≥18%）。高周疲劳测试在电动力学试验机（QBG-100，最大载荷15 kN）上进行，应力比R = -1，频率为140 Hz。这些测试参数在整个后续的损伤容限评估中保持不变。根据参考文献[1]中的计算方法，2×10⁷次循环条件下的条件疲劳强度被确定为337 MPa，代表了基材光滑试样的疲劳强度（370 MPa）的91.1%。断裂图形分析表明，所有疲劳裂纹均起始于熔覆层/基材界面（见图3(b)），为损伤容限评估提供了关键的失效模式参考。这些结果确认了EHLA-316L修复的车轴试样符合工程应用的可靠性阈值。

在人工缺陷引入方面，修复试样在引入两种类型的人工缺陷前被机械加工和抛光。人工缺陷被引入在最大熔覆深度的中央修复区域，即EDM凹坑和冲击凹坑的形成区域。EDM凹坑采用火花放电技术制造，生成弧形缺口，宽度恒定（200 μm），而半径逐渐变化（R = 80, 400, 800 μm）。生成的组别分别被标记为EDM1、EDM2和EDM3（见图4）。异物损伤（FOD）则通过压缩气体枪以100、200、300 m/s的速度冲击试样，使用直径为1 mm、硬度为1300-1500 HV的碳化钨球进行模拟。对应的试样被标记为TBD100、TBD200和TBD300，分别代表了不同严重程度的服务诱导损伤。值得注意的是，最大冲击速度（300 m/s）超过了实际高速列车运行条件，以全面覆盖中度至重度损伤场景。每种缺陷配置制备了三个重复试样。所有人工缺口几何形状均通过深景深显微镜（VHX-1000C）进行定量表征，包括尺寸和形貌分析。这些人工缺陷的统计数据将在后续部分呈现。报告的平均值和标准差基于每种缺陷配置下三个重复试样的三次独立测量（即每组n=9）。这种统计方法确保了缺陷几何形状的可重复性和定量评估。在引入缺陷后，对试样的疲劳强度进行了评估。测试在完全反向轴向载荷（应力比R = -1）下进行，频率为140 Hz，使用与第2.3节中描述的光滑试样相同的电动力学试验机和方法。测试后采用场发射扫描电子显微镜（SEM）（Zeiss Sigma 300，20 kV加速电压）进行断裂特征分析。

图5展示了EHLA-316L修复区域沿轴向截面的微观结构演变，揭示了三个不同的区域。宏观视图（图5(a)）显示了一个由连续堆叠熔覆层形成的月牙形修复结构。相邻层中交替的熔池生长方向源于双向扫描策略。前两层沉积的形态与后续层存在显著差异，这是由于基材稀释效应所致。高倍率观察（图5(b)和(c)）表明，在熔池边界处发生了广泛的取向晶粒生长，柱状晶粒主要垂直于喷嘴扫描方向（偏离角<15°）。这种定向凝固模式导致沿生长轴方向逐渐出现晶体学取向偏差。观察到内层（完全蚀刻）和外层（部分蚀刻）熔覆层之间存在明显的蚀刻响应差异，表明后者因稀释效应减少而具有更好的抗腐蚀性能。EHLA的极端冷却速率有效抑制了宏观偏析。微观偏析被限制在局部缓慢冷却区域，形成亚结构。HAZ（图5(d)）发展出岛链状的粒状贝氏体微观结构。这种结构可能源于小尺寸试样中中等冷却速率，相较于传统的马氏体结构，提供了更高的冲击韧性。关键的是，修复区域没有可观察到工艺诱导的缺陷，如裂纹、宏观气孔或未熔合区，这清楚地验证了所采用的工艺参数的合理性。

图6展示了EHLA-316L修复区域的EBSD分析结果（对应于图5(b)中指示的区域）。逆极图（IPF图）（图6(a)）清晰地揭示了熔覆层由粗大的柱状晶粒组成，平均晶粒尺寸为34 μm。这种异常大的晶粒结构源于熔池凝固过程中沿温度梯度方向持续的取向生长。这种取向生长行为在多种材料系统中普遍存在，包括钛合金、镍基高温合金、铝合金和奥氏体不锈钢。晶界特征分布图（图6(b)）的定量统计表明，高角度晶界（HAGBs）占93.3%，而低角度晶界（LAGBs）仅占6.7%。这种分布表明，316L熔覆层的凝固过程由异质成核和取向生长机制主导，而不是通过位错积累形成亚结构。值得注意的是，这些LAGBs的形成直接与塑性变形过程中位错运动和重新排列有关，暗示了局部塑性应变的存在。

核平均取向（KAM）图（图6(c)）提供了进一步了解微应变分布的见解。结果显示KAM值存在显著的不均匀性，高KAM区域与晶界位置紧密相关，特别是在LAGBs处达到最大值。物理上，KAM值直接反映了位错密度和残余应变的分布。这种独特模式源于凝固引起的收缩应力：由于凝固收缩，HAGBs附近出现显著的应力集中，而几何约束较少的晶粒内部则通过晶内塑性变形来适应应力，导致LAGBs处位错密度和残余应力最大。取向分析（图6(d)）显示，熔覆层发展出强烈的纤维取向，最大强度为7.3，沿<100>//Y方向。这种取向由垂直于扫描方向的陡峭热梯度驱动，而基材的高热导率增强了这一效应。与激光金属沉积（LMD）制造的316L相比，EHLA的更高冷却速率由于取向生长的限制，并未显著细化晶粒尺寸。然而，较小的熔池尺寸和陡峭的热梯度产生了更明显的晶体取向。根据Khodabakhshi等人的研究，凝固取向强度对机械性能有关键影响。例如，取向强度指数为11.5时，屈服强度会从315.1 MPa降至288.0 MPa。在本研究中，熔覆层的晶粒生长方向与试样的加载方向垂直。鉴于显著的定向凝固取向，这种晶体取向关系预计将对修复组件的疲劳性能产生不利影响。

图7展示了从修复区域到基材的纵向截面微硬度梯度分布，测量区域为最大修复深度处。熔覆层/HAZ和HAZ/基材之间的界面分别用紫色和绿色虚线标记。硬度测量显示，EHLA-316L修复区域的平均硬度为227 HV_0.1，与EA4T基材（234 HV_0.1）相当。这种硬度匹配确保了修复区域与基材之间的强度兼容性。然而，在界面附近观察到一个急剧的硬度过渡区，其峰值硬度为420 HV_0.1——约为基材和修复材料硬度的1.8倍。这种现象在不锈钢与碳钢的无填充冶金接合中很常见，归因于基材碳稀释引发的马氏体相变，从而形成超细晶粒。虽然这种硬化相提高了界面强度，但相关的微观结构不连续性也促进了应力集中，从而解释了该区域疲劳裂纹优先萌生的现象（见图3(b)）。HAZ的平均硬度为270 HV_0.1，与图5(d)中观察到的粒状贝氏体微观结构一致。HAZ深度被限制在约100 μm，显著小于传统激光熔覆。

在EA4T低碳合金钢的EHLA-316L修复过程中，由于材料之间的热膨胀系数显著不匹配、快速凝固期间的热应力积累以及基材对熔覆层的机械约束，修复区域形成了复杂的残余应力场。图8展示了最大修复深度处的残余应力分布，揭示了三个不同的区域：机械抛光表面层表现出压应力，熔覆层主体则主要受到拉应力影响，而基材则通过补偿压应力维持应力平衡。值得注意的是，多层沉积过程产生了特征性的应力梯度，其中残余拉应力从表面约280 MPa逐渐减小至界面附近的120 MPa——这种现象归因于后续层沉积期间的应力释放退火效应。从疲劳性能角度来看，残余拉应力表现出双重不利影响：通过与循环载荷叠加增加有效应力振幅，同时减少应力比——这两种机制均促进了疲劳裂纹的萌生和扩展。应强调的是，由于疲劳载荷下残余应力的动态松弛行为，这些测量主要用于定性参考，其定量影响仍需通过原位观察或数值模拟进一步验证。

EDM缺口引入了最小的热影响，保留了原始的残余应力分布。因此，在循环松弛过程中，任何初始残余压应力都会逐渐减小到较低水平。相比之下，高速冲击缺口引入了严重的塑性变形，这显著改变了局部应力场。在拉伸状态下，初始残余拉应力——略低于材料屈服强度——在循环载荷下迅速减小，但由于塑性变形引发的加工硬化效应，其对疲劳性能仍有积极影响。这种机制可能部分解释了冲击缺口试样的优越性能。因此，在本研究中，由于非原位测量的残余拉应力梯度，EHLA-316L修复区域的疲劳性能可能被高估。应注意到，尽管EHLA-316L具有良好的加工硬化能力，但其较低的疲劳裂纹扩展阈值限制了其在已有缺陷情况下的损伤容限性能。这些发现不仅揭示了EHLA-316L修复试样在不同损伤条件下的疲劳行为，还为优化材料选择提供了关键的指导。

在分析不同冲击速度下的人工缺陷形态时，发现EDM缺口和冲击缺口具有显著不同的特征。图9展示了R80 EDM缺口与在三种不同冲击速度（100 m/s、200 m/s和300 m/s）下生成的冲击缺口的宏观形态和微观结构特征。同时，表2详细列出了这些缺陷的几何参数，包括平均深度（h）和投影面积的平方根（$$）。如图9(a)所示，EDM过程通过连续的火花侵蚀实现了对缺口几何形状的精确控制，产生具有明确定义几何特征的表面凹坑。这种方法在缺口表面生成了一层再铸层，其宏观形态相对平滑。相比之下，冲击缺口形态展现出不同的特征。图9(b-d)展示了在不同冲击速度下生成的冲击缺口剖面。在较低冲击速度（100 m/s）下，有限的动能结合不可避免的偏离或非垂直冲击主要导致了纵向表面侧的轻微褶皱。当冲击速度增加到200 m/s时，增强的动能在缺口周围引发了显著的褶皱，特别是在材料体积较少的径向区域中，变形更为严重。尽管在两种冲击条件下均观察到明显的褶皱变形，但EHLA-316L修复区由于其优越的塑性变形能力，保持了结构连续性。在最高冲击速度（300 m/s）下，缺口边缘发生了显著的塑性变形，形成了在严重压缩下形成的折叠、裂纹状褶皱带。值得注意的是，即使在如此极端的冲击下，也未观察到凹坑边缘的材料损失——这与EA4T基材在相同条件下的材料剥落形成了鲜明对比。这种比较明确地展示了EHLA-316L修复区在冲击抗性方面的显著提升。

为了理解冲击缺口中的微观结构演变，图9(e-f)展示了在较高冲击速度（200和300 m/s）下缺口边缘的微观结构，这些区域是后续测试中疲劳裂纹萌生的典型位置。横截面分析揭示了凹坑边缘显著的材料堆积，其中300 m/s下的堆积更为明显，但并未检测到任何微裂纹。增材制造的316L保留了其原始亚结构（具有高度稳定的亚晶粒），在光学显微镜下仅表现出塑性变形特征，而没有其他显著的微观结构变化。这种行为与EA4T基材的性能形成鲜明对比：已有研究显示，EA4T在高速冲击下由于其固有材料特性会形成绝热剪切带（ASBs），这些带在较高冲击速度下会显著增加其密度和长度。这些ASBs随后成为疲劳裂纹萌生和扩展的优先位置，从而显著降低疲劳强度。

图10比较了EDM处理和冲击生成试样在不同冲击速度下的SEM观察到的缺口边缘微观结构，这些是疲劳载荷下的典型裂纹萌生区域。如图10(a)所示，R=800 μm的EDM缺口展现出几何上明确的边缘，没有次级裂纹或其他缺陷。与抛光表面不同，EDM处理的表面由无序堆叠的层状熔池（直径为20-30 μm）组成——这是由独特的电火花机制形成的明显形态。关键的是，这种随机排列的层状结构在缺口表面生成了大量微孔，同时再铸层的厚度也存在显著变化。这些特征可能在机械载荷下成为优先的应力集中点。

图10(b-d)展示了随着冲击速度从100增加到300 m/s，冲击缺口形态的演变。在低速冲击（100 m/s）下，缺口边缘保持平滑和连续，其形态类似于传统压痕，表明塑性流动主导了变形过程。在200 m/s冲击下（图10(c)），沿边缘出现了显著的波浪状变形，形成了特征性的折叠图案——这是在较高应变率下发生密集塑性变形的明确证据。在300 m/s冲击下（图10(d)），极端材料折叠产生了明显不规则的边缘，呈现出局部裂缝状形成。这些压缩区域源于密集的应变局域化，而没有实际的材料断裂或损失。这种速度依赖的演变突显了变形行为的基本转变。在100 m/s下平滑的边缘发展为200 m/s下的适度波动，最终演变为300 m/s下的尖锐折叠配置。在最高速度下，刀刃状的折叠形成了显著的应力集中点。尽管没有实际裂纹，但这些特征对后续的疲劳性能产生了重要影响。这些人工缺陷的可控几何形状与在役车轴上发现的不规则形态不同。通过使用这些可重复的特征，消除了实际服务损伤的随机性。这种可控方法使得能够具体关注材料的固有断裂和疲劳裂纹扩展抗性，从而获得可靠、可比且适用于工程的定量数据。这些数据对于在现有模型（如Kitagawa-Takahashi图）中的比较分析至关重要。

在不同尺寸的EDM缺口试样中，疲劳强度对应于由步进测试得出的疲劳极限（平均值）。图11(a)展示了缺口试样的疲劳极限。EDM缺口试样表现出疲劳极限为250 ± 4 MPa（EDM1）、136 ± 11 MPa（EDM2）和106 ± 13 MPa（EDM3），与光滑试样的337 ± 11 MPa相比，存在显著下降。值得注意的是，即使是最小的EDM1缺口也会导致约26%的强度下降，尽管随着缺口尺寸增加，这种下降趋势逐渐缓和。相比之下，冲击缺口试样（TBD100、TBD200、TBD300）展现出不同的尺寸效应：TBD100（342 ± 15 MPa）和TBD200（330 ± 33 MPa）的疲劳强度与光滑试样相当，只有在300 m/s冲击速度下，疲劳强度显著下降（TBD300，212 ± 8 MPa）。TBD200试样的疲劳极限较大波动可能归因于裂纹起始于界面或缺口边缘，这一点将在后续进一步讨论。虽然观察到疲劳强度随深度增加而普遍下降，但冲击缺口试样（TBD）在相同深度下表现出比EDM缺口试样（EDS）高约80 MPa的疲劳强度。当深度超过TBD200时，TBD试样的疲劳强度下降速度加快，而EDS试样则表现出逐渐缓和的下降趋势。应承认的是，由于本研究中缺陷配置和疲劳测试重复的样本数量有限，主要目的是研究两种不同缺陷类型的失效机制和评估现有模型的适用性。然而，所获得的数据足以提供对失效机制的合理解释，并对模型的适用性进行初步评估。为了在未来的工业应用中进行确切的可靠性评估，对关键缺陷进行更大规模的统计分析将至关重要。

图11(b)进一步揭示了缺陷深度与疲劳强度的关系，并给出了95%置信区间（CB）。通常较窄的置信区间表明疲劳强度的低波动，这在缺口试样中是典型的，因为失效由一致的应力集中效应主导。特别是，TBD200试样由于断裂机制的变化，表现出较宽的置信区间，这也提供了关于基础疲劳断裂机制变化的统计证据。所有试样均显示出疲劳强度随深度增加而持续下降的趋势。然而，在相同深度下，冲击缺口试样表现出比EDM缺口试样更高的疲劳强度。在TBD试样中，当深度超过TBD200时，疲劳强度的下降速度加快，而EDM试样则表现出逐渐缓和的下降趋势。应承认的是，由于本研究中缺陷配置和疲劳测试重复的样本数量有限，主要目的是研究两种不同缺陷类型的失效机制和评估现有模型的适用性。然而，所获得的数据足以提供对失效机制的合理解释，并对模型的适用性进行初步评估。为了在未来的工业应用中进行确切的可靠性评估，对关键缺陷进行更大规模的统计分析将至关重要。

图12展示了含有三种不同尺寸EDM缺口的疲劳试样的特征SEM断裂图。疲劳裂纹始终起源于缺口表面，观察到多个裂纹同时萌生并朝向径向方向扩展。平坦的断裂表面表明失效平面与缺口最大横截面之间的共面性。尽管弧形缺口具有相同的横截面积，但裂纹始终集中在应力集中最高的根部区域。缺口表面出现了多个裂纹萌生点，每个萌生点均显示出微小的凸起——在较大缺口（EDM2和EDM3）中尤为明显。这些微裂纹在足够大的裂纹驱动力下合并形成主导裂纹，最终导致试样失效。在较大缺口（EDM2和EDM3）中，微裂纹在扩展过程中未能完全合并为单个主导裂纹，而是形成两个或更多主要裂纹，分别在不同平面扩展。它们的相互作用产生了剪切应力，通过平面间剪切失效形成了明显的凸起。当裂纹平面分离超过临界尺寸时，形成多个次级剪切裂纹，如图12(b)所示。

在三种冲击速度下的缺口试样疲劳断裂图如图13所示。对于TBD100试样（图13(a)和(d)），疲劳裂纹始终起源于修复层/基材界面，而非冲击缺口——与光滑试样的裂纹萌生行为相同，解释了其疲劳强度的维持。这种断裂起始模式源于两个协同因素：(1) 界面处突变的微观结构和性能过渡导致的应力集中，以及(2) 由于微观偏析和凝固期间柱状晶粒生长引起的固有弱点导致的EHLA-316L侧脱粘断裂。尽管裂纹扩展路径偶尔会穿过冲击缺口（图13(a)），但由于界面弱化对疲劳抗性的影响更大，因此界面弱化主导了失效起始。值得注意的是，在低冲击速度（100 m/s）下，其影响实际上类似于表面喷丸，对疲劳性能几乎没有显著不利影响。

当冲击速度增加到200 m/s时，出现了一种混合的裂纹萌生行为。三分之二的试样保持界面裂纹，而三分之一则在冲击缺口边缘发生裂纹萌生，这些边缘由于严重材料堆积而出现（图13(b)）。高倍率断裂分析（图13(e)）显示，裂纹起始于缺口边缘压缩褶皱的根部，观察到在静态载荷条件下出现的凹坑特征，证实了缺口边缘对裂纹的敏感性。这种混合的裂纹萌生行为表明，在200 m/s时，损伤程度相当，同时存在固有的界面弱化效应，而微小的实验差异（如第3.2节所述）可能会导致这些竞争机制之间的主导权变化。

在最高冲击速度（300 m/s）下，所有疲劳裂纹仅在缺口边缘严重变形区域萌生。高倍率分析（图13(f)）显示，在裂纹萌生点存在广泛的剪切凹坑，这是静态过载断裂机制的典型特征。这些裂纹萌生特性、显著的缺口边缘变形以及增强的应力集中共同导致了观察到的37%疲劳强度下降。值得注意的是，在200–300 m/s的冲击条件下，没有直接的冲击诱导裂纹。因此，凹坑的形成归因于冲击产生的拉伸残余应力与随后的疲劳载荷的综合作用。

图14展示了修复试样的Kitagawa-Takahashi图分析，用于评估疲劳裂纹萌生和断裂应力行为。由于所有人工缺口均位于EHLA-316L修复区域，应力集中主要影响316L区域。当裂纹扩展超过修复区域（>1 mm）时，其行为转变为Paris区间的扩展。这表明疲劳寿命主要由修复区域内的裂纹萌生和早期扩展主导。实验数据（以名义应力振幅表示）与文献报告[17]中关于L-PBF 316L特性的结果显示出良好的一致性。作为参考，该图包括了基于L-PBF 316L测试数据构建的Murakami模型（黑色虚线）和El-Haddad模型（紫色实线）。结果表明，EDM缺口试样的疲劳强度与El-Haddad模型预测结果吻合良好（偏差<5%），而基于冲击缺口深度的传统评估方法则表现出超过50%的保守偏差。这种差异很可能是因为Murakami模型更适合缺陷敏感的高强度钢，而El-Haddad模型则通过其特征参数a₀更好地描述了短裂纹到长裂纹的转变行为。值得注意的是，El-Haddad模型中用于确定无缺陷材料疲劳极限的Δσ₀值通常是通过包含固有缺陷的光滑试样确定的。这在如316L等增材制造材料中尤为明显，因为这些材料固有地含有大量气孔、夹杂物和未熔颗粒。因此，测量的Δσ₀值可能被低估，导致整个El-Haddad预测曲线向下偏移，从而产生保守的预测结果。在这种保守预测情景下，EDM缺口试样的模型与实验数据的一致性可能归因于材料的内部残余应力场或EDM加工过程中引起的工艺诱导热损伤，这些因素同样导致疲劳强度的降低。此外，冲击缺口试样表现出比模型预测和EDM缺口试样更大的保守偏差，特别是TBD100和部分TBD200试样，用空心方框标记。这种性能优势主要源于冲击诱导塑性变形强化、残余压应力以及相对较平滑缺口形态带来的降低应力集中系数的综合作用。尽管当前模型对冲击缺口试样的预测较为保守，这种保守性实际上为工程应用提供了更高的可靠性保障。

在讨论疲劳机制时，第3.3节的断裂图形分析表明，EDM缺口试样中的脆性再铸层在疲劳载荷下会发生多点脆性裂纹萌生。这一过程生成了大量的短裂纹，随后发展为多个疲劳裂纹起始点。断裂力学表明，短裂纹的扩展阈值（ΔK_th,sc）显著低于长裂纹。因此，即使在相对较低的应力振幅下，多个微裂纹也能同时萌生和扩展。这种短裂纹的扩展由于对晶界屏障的不敏感和较弱的裂纹闭合效应，使得短裂纹扩展速度远高于长裂纹。多个短裂纹沿着最大主应力方向优先扩展，迅速合并为主导的长裂纹。这种合并导致有效裂纹尺寸的突然增加，使应力强度因子ΔK在相对较低的施加应力下达到临界值。

为了研究在较高冲击速度下的疲劳失效机制，对在300 m/s冲击下的缺口边缘裂纹萌生区域进行了EBSD分析（图16）。高速冲击引起的严重局部变形产生了广泛的位错滑移和纠缠，形成高位错密度和细化的晶粒层在缺口边缘（图16(a)）。结果的加工硬化显著提高了材料强度，这种效应随着远离缺口的距离而减弱，由于应力场的衰减。晶界图（图16(b)）揭示了一个明显的微观结构梯度。边缘