增材造作是一种基于离散-堆积道理，通过逐层增长资料来构建三维实体的成形技术。该技术可能直接造作复杂几何状态、高度定造化的职能构件，并实现资料的高效利用，已成为航空航天、生物医疗、国防及高端模具等领域的沉要造作伎俩之一。目前，常用的金属增材造作技术重要蕴含以激光或电子束为能量源的粉末床熔融技术(如激光选区溶解(selective laser melting，SLM)技术、电子束选区溶解(selective electron beam melting，SEBM)技术和定向能量沉积技术(如激光直接沉积(laser direct energy deposition，LDED)技术、电弧熔丝成形(wire arc additive manufacturing，WAAM)技术)[1-5]。这些技术通过热源作用，将金属粉末或丝材部门溶解并急剧凝固，逐层累积成形。只管该技术赋予了设计自由度的极大解放，但其怪异的逐点、逐线、逐层的循环热过程，也导致了区别于传统造作步骤的特殊冶金行为与显微组织演化，并不成预防线引入了各类造作缺点，这些缺点直接造约了零件的力学机能与服役靠得住性，成为该技术亟待解决的主题瓶颈问题之一[6-8]。

金属增材造作过程中的缺点，重要源于热物理过程的不不变性、原资料个性以及工艺参数与扫描战术的失配。典型缺点重要蕴含：(1)孔洞，孔洞在熔池急剧凝固过程中形成，其中气孔是气泡来不及从熔池中逸出而形成的孔洞，匙孔是液态金属来不及填充熔池底部空腔形成的孔洞；(2)未熔合，因粉末未齐全溶解或熔合不及而产生了未熔合，未熔合通常状态不规定，且尺寸较大；(3)同化物，重要起源于原猜中的高熔点非金属同化(如氧化物、氮化物)或造作环境中的传染；(4)裂纹，其中热裂纹(如凝固裂纹、液化裂纹)与资料凝固区间和扰爪力有关，而冷裂纹则多与资料的塑性、零件的结构等成分有关。

分歧金属增材造作工艺因能量源类型、成形环境及资料供给方式的差距，其缺点特点出现显著的工艺依赖性。在激光选区溶解技术中，极高的冷却速度与温度梯度使裂纹与气孔最为凸起，同时伴随粉末未齐全溶解所致的未熔合缺点，以及成形过程中飞溅物引发的同化物问题。电子束选区溶解技术借助真空环境与基板高温预热，有效抑造了气孔与裂纹的天生偏差，但气孔仍可能源自原资猜中残留气体，且电子束能量不实时易诱发未熔合缺点。激光直接沉积技术与电弧熔丝成形技术则重要面对裂纹、气孔与未熔合缺点的挑战，同化物产生概率相对较低，仅在原资料或设备受传染时偶有出现。这些缺点的存在会严沉影响增材造作零件的力学机能，导致零件在低于资操持论强度的载荷下产生早期失效，出格是在航空航天等高安全要求的领域，缺点组成了巨大风险。

中国航发增材造作技术创新中心(简称"中心")针对增材造作金属资料缺点发展了大量钻研，本文在中心近年有关钻研成就的基础上进行了总结，论述了孔洞、未熔合、同化物、裂纹等典型缺点的描摹特点、形成机理及其对力学机能的影响，总结了热等静压(hot isostatic pressing，HIP)处置对缺点及力学机能的影响，以期为推动高质量金属增材造作技术的科学发展和工程利用提供参考。

1、孔洞

孔洞是增材造作金属资猜中最常见的缺点类型，凭据其形成机造可重要分为两类(见图1)：一类是由熔池中形成的气泡在金属凝固前未能实时逸出所形成的气孔；另一类是在高能量密度热源作用下形成窄而深的熔池，熔池底部出现不不变的空腔，在急剧凝固过程中液态金属未能实时回填而形成的孔洞，即匙孔。气孔按其起源可进一步细分为析出型气孔和带入型气孔[9-10]。

1.1 孔洞的尺寸和数量

在增材造作金属资猜中，孔洞总体上呈均匀散布特点，但由于工艺参数与资料个性的影响，部门区域可能出现孔洞密集散布或大尺寸孔洞集平散布的景象。激光选区溶解成形技术造备的高温合金、钛合金和铝合金的微纳CT检测了局批注，正常工艺前提下，孔洞直径重要集中在10~60 μm领域内，约占检出孔洞总数的90%以上，直径大于100 μm的孔洞较少，且大尺寸孔洞多集中于表层300 μm领域内。相较于高温合金和钛合金，铝合金中单元体积的孔洞数量更高，致密度相对较低，最大孔洞直径通常不超过300 μm。其原因重要在于：铝合金粉末中空心粉比例较高，循环粉末中残留的氧化物飞溅较多，引入了更多气体。同时，铝合金粉末表表氧化膜较厚，更易吸附气体，使溶化于液态金属中的气体增多。此表，铝合金密度较低，不利于气泡的上浮逸出[11-12]。在现实出产中，增材造作金属资料零件中常检出更大尺寸的孔洞，重要与粉末屡次循环使用后吸潮引入更多水分，以及氧化物含量增长有关。

1.2 孔洞的分类

1.2.1 析出型气孔

析出型气孔通常呈尺度球形，尺度较幼，内壁光滑且无显著附着物。其形成过程为[13-14]：在熔池急剧冷却过程中，过鼓和气体在液态金属中自由随机形核，当气泡内部压力足以克服大气压及气泡固-液界面表表张力所引起的收缩压力时，气泡迅速长大。然而，由于熔池凝固速度极快，气泡往往来不及满足逸出前提便被凝固在基体中。氢气孔是一种常见的析出型气孔，尤其在铝合金中大量存在。氢在液态铝中的溶化度为0.69 mL/100g，是固态铝中溶化度0.036 mL/100g的近20倍。因而，液态铝合金极易吸附氢，进而形成大量氢气孔。氢气孔重要有三种形成方式，别离是枝晶间形成的气孔、氧化物薄膜之间形成的气孔与凭借在氧化物颗粒表表形成的气孔[15]。氢气孔的形成机理如图2[14]所示。

1.2.2 带入型气孔

带入型气孔重要由空心粉末引入，即粉末内部原有的封关空腔在溶解过程中未能实时逸出，凝固后形成气孔。此类气孔的尺寸和描摹与原始空心孔洞类似，状态较为规定，尺寸散布领域较宽，内部常伴有氧化膜或不规定同化物。此表，在增材造作过程中，熔池表表的震荡会使环境空气进入熔池，从而推进气孔形成。同时，在多层沉积过程中，先沉积层中的气孔在沉熔时会开释气体，这些气体由底部进入新沉积的熔池后亦可形成气孔。带入型气孔钥浃光选区溶解合金中较为常见，而在熔丝成形合金中则相对罕见。随着空心粉末比例的增长，激光选区溶解合金中的孔洞数量随之上升，致密度降落，孔洞数量与空心粉率呈正有关关系。因而，节造带入型气孔数量的关键在于降低空心粉末比例，并对循环粉末进行有效净化处置。带入型气孔的形成机理示意图如图3[16]所示。

析出型气孔与带入型气孔在描摹上难以明确分辨，对力学机能的影响也大体相当，工程利用中并无必要对其进行严格分辨。上述分类的主张在于明确气体的起源，以便在出产中造订有针对性的气孔节造措施。

1.2.3 匙孔型孔洞

匙孔是激光、电子束焊接或增材造作等高能量密度成形过程中特有的物理景象，其形成机理和性质与通例气孔或孔洞存在性质区别[17-18]。当高能量密度的激光或电子束聚焦于金属表表时，部门温度迅速超过金属沸点，导致金属气化并产生高压蒸汽。蒸汽以高速向表喷射，形成反向冲击力，将熔池金属向周围排开，形成一个深而窄的孔洞，即匙孔。匙孔的不变存在依赖于能量输入与液态金属流动之间的动态平衡，并随热源移动而移动。匙孔自身并非缺点，但当增材造作过程不稳按时，匙孔可能产生坍塌，导致金属蒸汽或表部气体被封关于熔池中，最终形成匙孔型孔洞。典型的匙孔型孔洞呈倒三角状态。图4[19]是利用X射线同步辐射技术获得的激光选区溶解TC4钛合金中匙孔形成过程。

1.3 孔洞对力学机能的影响

图5展示了致密度对激光选区溶解GH4169高温合金室温拉伸机能及K439B高温合金高温悠久机能的影响。由图5(a)、(b)可知，随着致密度升高，GH4169合金的强度和断后伸长率均呈上升趋向。当致密度从99.99%提高至99.9999%时，强度提升约20 MPa，断后伸长率提升约2%。由图5(c)可见，随着致密度升高，K439B合金在815 ℃/379 MPa前提下的高温悠久机能也出现上升趋向，致密度为99.99%的试样均匀悠久寿命显著高于致密度为99.9%的试样。上述了局批注，孔洞的存在对静力学机能拥有负面影响，重要阐发为减幼有效承载面积并推进裂纹的萌生。当孔洞的数量和尺寸节造在较低程度时，其颠簸对静力学机能的影响幅度相对有限。

图6为激光直接沉积TC4钛合金中气孔地位与尺寸对委顿机能的影响。图6(a)反映了气孔到试样表表的距离与委顿寿命之间的关系(通过试样拉断后丈量气孔至断口边缘的距离获得)。了局批注，在气孔尺寸相近的前提下，气孔距试样表表越远，委顿寿命越长。图6(b)展示了试样内部气孔尺寸(距离表表大于2倍气孔直径)与委顿寿命之间的关系。当气孔尺寸幼于100 μm时，试样委顿寿命在25万至250万次之间颠簸，批注此时委顿寿命受气孔尺寸、显微组织及其他缺点共同影响，气孔仅为影响成分之一。而当气孔尺寸超过300 μm时，委顿寿命急剧降落，此时气孔尺寸成为影响委顿寿命的主导成分。

综上所述，气孔对委顿寿命的影响应从以下两个方面进行评估：一是气孔尺寸，关键零件中最大气孔尺寸应节造在300 μm以下；二是气孔到零件表表的距离，关键零件表表应预防存在开口型孔洞。工程实际中，仅依附增材造作工艺优化和过程节造难以齐全满足上述要求，需结合热等静压处置及表表强化技术加以实现。

2、未熔合

未熔合是增材造作金属资猜中一类常见缺点，其尺寸跨度较大，从几十微米至数毫米不等，风险程杜纂裂纹相当。从状态特点来看，未熔合可分为球形、条形和不规定状态等类型；从形成机理分析，其成因重要蕴含能量输入不及、工艺参数不合理或颠簸、粉末表表氧化以及同化物等成分[9,20]。分歧增材造作工艺及资料所产生的未熔合类型存在差距，其中激光选区溶解典型的未熔合大局蕴含：由粉末颗粒表表氧化引起的球形未熔合、由工艺或设备参数颠簸引起的面形未熔合，以及由能量输入不及引起的孔洞形未熔合。

球形未熔合重要由粉末颗粒表表氧化引起。当粉末颗粒表表存在较厚氧化膜时，在熔池中与液态金属润湿性差，导致粉末颗粒未能齐全溶解。熔池凝固后，未溶解的粉末颗粒与周围金属之间存在陆续齐全的界面，形成球形未熔合缺点。此类缺点由独立粉末颗粒形成，在资猜中呈随机散布，其直径与原始粉末颗粒直径根基一致。球形未熔合重要呈此刻激光选区溶解成形工艺中，在激光直接沉积成形中较为罕见。这类缺点的风险相对较幼，与一致尺寸的气孔和同化物相当

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由工艺参数不合理或设备参数颠簸引起的未熔合可见于各类增材造作成形工艺。在激光选区溶解成形中，工艺参数不合理重要阐发为线能量密度偏低、搭接率不及及层厚过大。当线能量密度靠近工艺窗口下限时，若呈显焯粉不均匀、烟尘遮挡或能量输入幼幅颠簸等情况，便可能引发部门未熔合；搭接率偏幼或层厚过大则易在相邻扫描路搭接区域形成条状未熔合。在直接能量沉积成形中，除线能量密度偏幼和搭接率不及表，粉末或丝材送给速度过快、成形蹊径不合理等成分同样可能诱发未熔合缺点。此类未熔合往往随机出现，尺寸可达数毫米，在大尺寸或复杂结构件中容易漏检，风险较大。

由于未熔合与同化物尺寸相近，在低倍金相显微镜下观察时易被误判为同化物。分辨未熔合与同化物，除凭据描摹和散布特点表，可选取微纳CT技术进行甄别——未熔合在CT图像中出现孔洞状结构。亦可借助扫描电镜观察，未熔合缺点内壁可观察到自由表表描摹。鉴于未熔合重要出现于工艺开发阶段，通过严格的工艺认证和过程节造可有效预防此类缺点的产生。

3、同化物

同化物是增材造作金属资猜中的一类常见缺点，其尺寸通常较幼，多在几十微米量级，但对资料机能的风险通常高于一致尺寸的孔洞。从起源角度，同化物可分为表来混入型和在增材造作过程中天生型；从状态特点来看，同化物多呈不规定状态，部门质地致密，部门质地疏松；从成分组成上，则可分为非金属同化物和金属同化物。同化物重要呈此刻以粉末为成形资料的增材造作工艺中，如激光选区溶解、电子束选区溶解及激光直接沉积成形等，而电子束熔丝沉积和电弧熔丝沉积因使用丝材作为原料，极少出现同化物。

表来混入的同化物重要有三个起源。第一个起源是合金熔炼及粉末造备过程中，由坩埚、喷嘴等陶瓷容器带入的氧化物陶瓷颗粒，常见的有Al?O?、SiO?、ZrO?、MgO、CaO等。此类颗粒质地致密、棱角明显、天堑清澈，在金相显微镜下易于鉴别。此表，在真空感应熔炼造粉过程中，若对原资料质量节造不严或入炉前算帐不彻底，也可能带入其他金属氧化物类同化物。第二个起源是粉末在使用过程中，经分筛、净化处置、转运或共用增材造作设备时混入的金属或非金属颗粒异物。出格是当分歧合金共用粉末分筛设备或增材造作设备时，易混入异种成分的粉末颗粒。这类同化物在增材造作过程中通常与熔池金属一起溶解混合，成为合金中的杂质成分，熔池凝固后通常难以直接观察。只有当金属颗粒表表存在较厚氧化膜时，才可能形成球形未熔合，从而显露为金属颗粒同化物。第三个起源是空心粉末，部门空心粉内部并非浮泛，而是填充了疏松的氧化物，熔池凝固后形成同化物。此类同化物在铝合金激光选区溶解中较为常见。

增材造作过程中形成的同化物重要指成形过程中产生的飞溅颗粒及烟尘沉积物。这些金属氧化物与粉末混合后，在后续粉末分筛和净化处置过程中难以齐全去除，再次用于成形时便转化为同化物。由于这类同化物是在增材造作过程中天生的，粉末循环使用次数越多，其累积量越大。因而，对于沉要结构件，应限度粉末的循环使用次数或节造新旧粉末的混合比例。事实上，由空心粉和飞溅形成的同化物在尺度、状态和成分上较为类似，不易分辨，对力学机能的影响也大体相当，因而从产品验收的角度并无必要进行严格分辨。此处对同化物引入蹊径进行分辨的意思在于，为增材造作全流程中同化物的节造提供思路和凭据。

同化物对力学机能拥有显著影响，其风险通常大于一致尺度的气孔。无论是表部带入的陶瓷类同化物，还是成形过程中形成的氧化物，其质地均较为硬脆，难以与周围金属形成有效的冶金结合。当结构接受拉伸应力时，金属基体通过滑移产生塑性变形，而同化物因硬脆个性无法与基体协同变形，导致其周围产生应力集中和位错塞积。当应力和位错堆集至肯定水平时，同化物与金属基体的界面开裂，形成裂纹源。对于强度较低的同化物，在应力作用下其自身也可能率先开裂，同样成为裂纹源。此表，由于同化物与金属基体的线膨胀系数存在差距，高温下同化物界面处的扰爪力与机械应力相互叠加。同时，高温推进位错滑移。因而，相较于室温力学机能，同化物对资料的高温悠久机能影响更为显著，与同尺寸气孔相比，同化物对高温悠久机能的风险更大。无论何种性质的同化物，均应严格节造其尺寸和数量。出格是对于接受委顿载荷的航空沉要及关键增材造作零件，通常需经热等静压处置后使用，若此时同化物水平较高或尺度较大，零件的委顿寿命仍将大幅降落。

4、裂纹

裂纹是增材造作金属资猜中常见的一类面缺点，也是对结构齐全性风险最大的缺点类型。从尺度上，裂纹可分为微观裂纹(亦称微裂纹)和宏观裂纹(亦称盛开裂纹)；从形成机理上，则可分为热裂纹和冷裂纹。通常，热裂纹尺度较幼，多归属于微观裂纹领域；冷裂纹尺度较大，常阐发为宏观裂纹。增材造作金属资猜中裂纹的形成机造较为复杂，往往并非单一机造主导。为便于系统会商，本文以裂纹尺度为主线进行分类论述。

裂纹对资料与结构的风险重要体此刻以下几个方面：其一，裂纹的存在减幼了结构的有效承载截面积，从而降低其静载荷承载能力；其二，裂纹可直接作为委顿裂纹源，显著缩短委顿裂纹萌生功夫，大幅降低资料的委顿寿命；其三，在微裂纹尖端区域易形成强烈的应力集中，部门应力远高于结构所受的均匀应力，当资料塑性或韧性较低时，极易诱发脆性断裂。此表，若增材造作过程中残存应力持续累积，当部门区域由残存应力引起的应变超过资料的变形能力时，便可能产生大尺寸盛开式裂纹，直接导致零件报废。裂纹的类型及其阐发大局受成形步骤和工艺参数的影响，但其产生的底子原因则由资料成分的性质所决定。

4.1 微裂纹

增材造作中的微裂纹属于热裂纹领域，其形成机造重要可分为两类[3,21]。一类是在熔池结晶过程中形成的结晶裂纹，亦称凝固裂纹。其形成过程为：在熔池结晶后期，资料处于固-液共存状态时，枝晶间存在不陆续的液态薄膜。随着熔池冷却收缩，处于液态薄膜状态的少量金属既无法在枝晶间自由流动填充空地，也难以接受金属收缩所产生的拉应力，从而导致开裂形成裂纹。另一类微裂纹形成机造与增材造作过程中的热循环有关，即枝晶间的低熔点相在循环热作用下产生液化，并在应力作用下沿液相开裂，称为液化裂纹。热裂纹表表有金属溶解景象，存在显著的胞状树枝晶或树枝晶突起。凝固裂纹与液化裂纹的形成机理示意图如图7[22]所示。

凭据成形步骤的分歧，结晶裂纹和液化裂纹的长度通常为几十微米至几百微米。合金元素对结晶裂纹和液化裂纹的形成拥有显著影响，重要体此刻其对结晶温度区间的作用上：结晶温度区间越大，产生结晶裂纹和液化裂纹的偏差也越大。

4.1.1 铝合金微裂纹

AlSi7Mg、AlSi10Mg等Al-Si共晶合金不易形成热裂纹，无论选取激光选区溶解还是电弧熔丝成形工艺，其热裂纹偏差均很低[25-27]。当铝合金成吩飓离共晶点时，固-液相线区间变宽，枝晶间易形成低熔点液膜，在冷却过程中扰爪力作用下易形成热裂纹[28-32]。铝合金热裂纹重要受化学成分影响，化学成分的变动会扭转结晶温度区间、低熔点共晶含量以及晶粒描摹与尺寸，进而影响热裂纹敏感性。通常而言，缩幼结晶温度区间和细化晶

？山档吐梁辖鸬娜攘盐破。将低熔点共晶含量节造在适当水平，避开敏感区间，同样有助于降低热裂纹偏差。此表，在铝合金中少量增长Ti、B、Sc、Zr等合金元素，可细化晶粒、调整枝晶结构、粉碎液膜陆续性，从而降低热裂纹偏差[34-38]。

4.1.2 高温合金微裂纹

高温合金增材造作的热裂偏差与合金成分、工艺步骤亲昵有关，其中合金成分是最沉要的影响成分[39-41]。GH3625和GH4169合金的热裂纹偏差较幼，适合进行增材造作[42-46]。而GH3536和GH3230合金的热裂纹偏差较大，易出现沿晶界散布的藐幼裂纹[47-49]。K418B、K447A、DD5等铸造高温合金均拥有较高的热裂偏差，即便通过资料成分和增材造作工艺优化，也难以显著降低裂纹数量。这类合金选取电子束选区溶解成形时，由于可实现1000 ℃以上的预热，能在肯定水平上削减热裂纹。GTD222、K439B、K477合金的热裂偏差相对较低，经过资料成分和增材造作工艺优化后，其单元面积热裂纹数量远低于GH3230合金，与GH3536合金相当，部门批次试样上甚至观察不到热裂纹。

4.2 宏观裂纹

宏观裂纹是相对于微裂纹而言的一类缺点，呈大尺寸盛开状态，通常在冷却过程中形成，故亦称冷裂纹。通常而言，成形资料的室温塑性越低，结构尺寸越大，截面突变越剧烈，产生宏观裂纹的偏差性越高。

4.2.1 增材造作过程中形成的宏观裂纹

增材造作过程中形成的宏观裂纹重要是由于累积的残存应力所产生的应变超过了资料自身的塑性变形能力，从而引发开裂。因而，评估合金是否适于增材造作的沉要指标之一就是沉积态资料的断后伸长率。为提高金属资料的综合机能，各类合金的合金化水平通常不休提高，这在肯定水平上增长了增材造作过程中宏观裂纹的产生风险。以高强铝合金为例，图8为AlFeMoSi高强铝合金研造过程中试样出现的冷裂纹。试样在增材造作时，冷裂纹绝大部门萌生于试样边缘。对于20 mm×20 mm×20 mm的幼尺寸试样，即便合金塑性较低，累积的残存应力也不及以引发盛开式开裂。然而，当进一步提高资料的合金化水平，使资料的沉积态屈服强度靠近600 MPa时，断后伸长率将降至5%以下，此时试样便会产生宏观开裂。必要指出的是，合金沉积态塑性是影响宏观裂纹形成的决定性成分，但零件的尺寸和构型特点同样是影响宏观裂纹产生的沉要影响成分。

4.2.2 热处置过程中形成的宏观裂纹

一些增材造作零件在成形及搁置过程中未出现宏观裂纹，但在后续热处置时却产生宏观开裂，裂纹可贯通零件的部门结构。这类裂纹重要呈此刻GTD222、GH439B、GH438、K477等高Al、Ti含量高温合金的激光选区溶解成形零件上，如图9所示。

增材造作高温合金在热处置过程中出现宏观裂纹，通常具备以下几个特点：一是合金中Al、Ti含量较高；二是沉积态抗拉强度很高，而断后伸长率较低；三是合金在700~1000 ℃温度领域内断后伸长率存在显著低谷景象。以GTD222高温合金为例，其(Al+Ti)质量分数约为3.5%，在760~900 ℃区间内断后伸长率极低，仅约1.5%，高温段断后伸长率降落显著。因而，固然该合金在激光选区溶解过程中的热裂纹偏差较低，但所造作零件在后续热处置过程中易出现宏观裂纹。

综上所述，设计合用于增材造作的耐更高温度高温合金时，需同时解决两个关键问题：一是具备低热裂纹敏感性，即在增材造作过程中热裂纹偏差低或不产生热裂纹；二是不产生热处置宏观裂纹。因而，在设计合金成分时，应选取多种强化机造，两全高温机能与工艺机能。

5、热等静压对缺点的影响

通过资料成分优化、工艺调控、工艺过程节造，可在肯定水平上削减增材造作金属资猜中的缺点，但难以齐全预防。热等静压是一种通过在高温高压前提下使资料产生塑性变形，促使孔洞、裂纹等冶金缺点关合，并使关合界面在高温下通过原子间相互扩散实现冶金结合的后处置步骤。目前，热等静压已成为增材造作成形后削减和解除孔洞、微裂纹等缺点的有效伎俩。

5.1 热等静压关合增材造作缺点的成效

热等静压可能使毫米级大尺寸孔洞缩幼，并使几十微米级幼尺寸孔洞齐全隐没。表1展示了激光选区溶解GH4169合金在热等静压前后孔洞的变动情况。了局批注，经过热等静压处置后，孔洞数量和尺寸均显著降低。热等静压关合孔洞的成效与处置温度、压力及功夫参数亲昵有关，参数越强，孔洞关合成效越好。然而，在工程利用中，受资料个性、设备能力及成本节造等成分的限度，难以将所有孔洞齐全关合。凭据具体合金的个性，适当提高热等静压温度和压力，可实现对更大尺寸孔洞的有效关合。

由于热等静压是通过高温高压气体对零件整体施加均匀压力，因而对于内部封关型缺点可能有效关合。然而，对于表表开口或近表表缺点，加压过程中气体易进入缺点内部，使内表压力平衡，导致缺点无法关合[50]。图10展示了热等静压对激光选区溶解GH3230高温合金微裂纹的影响。由图可见，热等静压后资料内部微裂纹得到了有效关合，但表表约1 mm厚区域的微裂纹无法关合。由此可见，对于增材造作过程中形成的表表开口孔洞、开口微裂纹及宏观裂纹，热等静压的关合成效不梦想，甚至难以实现关合。

热等静压通过高温高压作用，诱导资料内部产生塑性变形及溶质元素扩散，从而实现缺点的关合[51-52]。热等静压关合缺点的机理示意图如图11[53]所示。在热等静压的初始阶段，由于压力和温度较低，资料未产生显著的塑性变形(图11(b))。随着压力与温度升高至肯定水平，资料内部产生持续塑性变形，并在缺点周围形成应变场(图11(c))。随着处置功夫的耽搁，塑性变形的不均匀性导致缺点状态出现不规定变动(图11(d))。在持续塑性变形作用下，大尺寸缺点逐步分化为较幼的不规定缺点(图11(e))。与此同时，变形区域内的位错产生沉排，形成亚晶粒结构，从而在缺点关合区域形成再结晶组织(图11(f))。最终，缺点内表表相互接触，缺点得以解除[53]。针对增材造作GH4975高温合金的钻研批注，在热等静压过程中，Al、Ti元素在温度、压力及裂纹内O元素的共同作用下向裂纹处扩散。裂纹关合后，各元素在温度驱动下再次向邻近区域扩散。因而，经热等静压处置后，裂纹处O元素含量较高，Al、Ti元素含量靠近基体水平，Ni元素含量复原至正常状态[52]。

必要把稳的是，若缺点内部存在其他物质，则会故障金属原子的相互扩散，使界面难以实现真正的冶金结合，仅形成物理贴合。对于未熔合或由空心粉引入的孔洞，其内表表往往存在氧化膜，由于氧化膜的反对作用，关合后的界面难以形成冶金结合。而对于颗粒状或团絮状同化物，热等静压后基体维持原始状态，无法实现有效的冶金结合。此表，若是气孔中的气体为活性气体，高温下可能会与金属产生反映，在气孔内表表形成反映产品，扩散后可能导致冶金结合不良。

表1 热等静压对激光选区溶解GH4169高温合金孔洞的影响

5.2 热等静压对力学机能的影响

热等静压处置后，由于资料内部绝大部门缺点得到有效关合，其委顿机能获得显著改善，重要阐发为委顿机能数据的分散度降低，委顿极限的相信度提高。当热等静压所选取的最高温杜纂合金的热处置规范合理匹配时，还可在肯定水平上进一步提升委顿极限。通过优化工艺参数，选取激光选区溶解工艺造备了致密度为99.5%的TC4钛合金试样，并对其在热等静压前后的委顿机能进行了对比测试。了局批注，热等静压处置不仅降低了委顿机能的分散度，还将委顿极限由约650 MPa提升至约700 MPa。

上述激光选区溶解钛合金委顿机能的改善重要归因于缺点的关合。而对于高温合金的室温拉伸、高温拉伸及高温悠久等静力学机能而言，其改善则源于两个方面：一是热等静压过程中缺点的关合；二是热等静压的热效应对资料组织及析出相的调控作用。若热等静压温度高于高温合金的固溶温度，则热等静压还兼具均匀化处置的成效，对合金的析出相特点产生显著影响。表2对比了激光选区溶解GH4169合金在固溶时效(solution and aging，SA)态与经1180 ℃热等静压+固溶时效后，横向试样的室温拉伸、650 ℃高温拉伸及650 ℃/690 MPa高温悠久机能。了局显示，热等静压处置后各项机能均得到显著改善。鉴于孔洞对高温合金静力学机能的影响相对有限，GH4169合金经热等静压后静力学机能的提升，更多起源于热等静压热过程对显微组织的优化调整。

因而，增材造作零件是否必要选取热等静压处置，应综合思考合金个性、缺点特点及服役载荷前提等成分进行系统分析判断，并据此造订合理的热等静压工艺参数。

表2 热等静压对激光选区溶解GH4169高温合金力学机能的影响

6、实现语

增材造作技术以其逐层叠加的成形道理，突破了传统工艺在复杂结组织作方面的约束，为航空航天轻量化构件、个性化医疗植入体及职能梯度资料的一体化成形提供了全新技术蹊径。然而，这种怪异的造作过程也导致资料缺点在类型、形成机造和描摹特点等方面出现出显著的特殊性。近年来，随着钻研的不休深刻，已初步揭示了增材造作金属资猜中常见缺点的类型及成因，并在肯定水平上揭示了缺点对资料力学机能的影响法规。表3给出了增材造作金属资猜中典型缺点的描摹特点、形成机理、常见工艺与典型图片。

在现实出产中，增材造作金属零件的缺点形成与抑造受多种成分的共同影响，导致缺点在类型、状态及散布上阐发出显著差距。中心前期选取X射线检测、荧光渗入检测及超声检测等无损检测步骤，对多种零件的内部及表表质量进行了全面评估。图12展示了分歧无损检测步骤检出的典型缺点，图中箭头所指区域即为缺点地点地位。中心多年的钻研了局批注，为获得高质量的增材造作产品，必须从原资料质量节造、人员技术培训、出产环境治理、设备状态守护、工艺过程节造、后处置工艺优化以及检测与评价等多个环节执行系统性的质量管控。只有成立覆盖全出产流程的协同节造系统，能力最大水平抑造缺点的形成，确保零件获得优良的冶金质量。

增材造作金属资料的缺点节造虽已获得显著进展，但要实显熹在航空航天、医疗器械、能源设备等关键工程领域的安全靠得住利用，仍面对诸多挑战。增材造作金属资料的缺点钻研未来可从以下方面进一步深刻推动：

(1) 揭示缺点形成机理与工艺映射关系

当前对缺点形成机造的理解不足系统的理论支持和定量化模型。未来钻研应加强尝试钻研与多尺度数值仿照的协同发展，成立涵盖原资料个性、熔池动力学、凝固行为与缺点演变的跨尺度耦合模型。沉点钻研原资料特点参数对气孔、未熔合、同化等缺点形成的定量影响机造，系统索求增材造作关键工艺参数与缺点类型、尺寸、状态及空间散布之间的内涵关联。尤其应借助高时空分辨率的原位表征伎俩，如同步辐射X射线成像、高速红表热像仪、高速光学摄像等，对缺点的形核、成长及演化过程进行实时追踪与解析。揭示缺点形成的热力学与动力学机造，为实现缺点的自动调控和工艺窗口的精准优化提供坚实的理论基础。

(2) 开发增材造作专用金属资料

目前增材造作领域宽泛使用的金属资料多直接沿用铸造、铸造等传统工艺的资料商标，其化学成分并未针对增材造作急剧溶解与凝固、高温度梯度、复杂热循环等工艺特点进行优化设计，导致成形过程中易产生开裂。因而，亟须从资料设计的源头启程，萦绕增材造捣蛋异的熔凝行为与热力学前提，开发拥有优良工艺适应性和服役机能的专用合金系统。应结合相图推算、热力学仿照、高通量尝试与机械进建等步骤，系统钻研合金元素对凝固区间、热膨胀系数、相变蹊径等的影响机造，索求微合金化、纳米颗粒加强等战术在细化晶粒、抑造裂纹、调控缺点方面的作用法规。推动形成面向分歧增材造作工艺的专用资料设计准则，推动新型合金粉末与丝材的研发与尺度化出产，实现资料成分与造作工艺的协同优化，从源头抑造缺点的产生，提升资料的可造作性与服役靠得住性。

(3) 成立面向零件服役要求的缺点验收尺度

当前增材造作零件的缺点评价多沿用传统造作领域的统一验收尺度，未能充分思考增材造作缺点的特殊性及其与服役机能之间的复杂关联，不足针对性与科学性。未来应系统钻研缺点类型、尺寸、状态、空间散布及取向在分歧载荷前提(如高周委顿、低周委顿、拉伸、断裂、冲击等)下对力学行为的影响机造，成立缺点特点与力学机能之间的关联模型。发展涵盖显微组织、缺点特点与力学机能的综合评价步骤，揭示缺点在复杂应力状态下的演化法规与失效机造。在此基础上，结合航空航天、生物医疗、能源动力等典型领域零件的服役工况与失效模式，推动成立分级化、行业适配、风险可控的增材造作零件缺点验收尺度系统。在保险零件服役安全的前提下，两全造作成本与效能的平衡。

(4) 钻研智能化在线监测与关环节造技术

增材造作过程中形成的缺点通常拥有尺寸微幼、散布随机、起源复杂、演化迅速等特点，传统的过后检测伎俩难以实现有效节造。因而，亟须发展高分辨率、高采集速度、多模态融合的在线监测技术。应整合多种传感伎俩，如高速摄像监测熔池动态、红表热成像监测温度场散布、光学有关断层扫描监测层间描摹等，构建覆盖成形全过程的数据采集平台。在此基础上，结合机械进建、深度进建等人为智能算法，成立工艺异常与缺点特点的模式鉴别与实使仫断模型，实现对气孔、未熔合、同化物等缺点的早期预警与定位。进一步开发基于实时监测数据的关环节造系统，通过动态调整工艺参数实现缺点抑造与工艺过程的自适应优化。逐步构建"在线感知-智能诊断-实时调控-质量追忆"的一体化智能造作系统，提升增材造作零件质量的一致性与工艺不变性。

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（注，原文标题：增材造作金属资料典型缺点钻研进展_张学军）