增材制造是一種基于離散-堆積原理，通過逐層添加材料來構建三維實體的成形技術。該技術能夠直接制造復雜幾何形狀、高度定制化的功能構件，并實現材料的高效利用，已成為航空航天、生物醫療、國防及高端模具等領域的重要制造手段之一。目前，常用的金屬增材制造技術主要包括以激光或電子束為能量源的粉末床熔融技術(如激光選區熔化(selective laser melting，SLM)技術、電子束選區熔化(selective electron beam melting，SEBM)技術和定向能量沉積技術(如激光直接沉積(laser direct energy deposition，LDED)技術、電弧熔絲成形(wire arc additive manufacturing，WAAM)技術)[1-5]。這些技術通過熱源作用，將金屬粉末或絲材局部熔化并快速凝固，逐層累積成形。盡管該技術賦予了設計自由度的極大解放，但其獨特的逐點、逐線、逐層的循環熱過程，也導致了區別于傳統制造方法的特殊冶金行為與顯微組織演化，并不可避免地引入了各類制造缺陷，這些缺陷直接制約了零件的力學性能與服役可靠性，成為該技術亟待解決的核心瓶頸問題之一[6-8]。

金屬增材制造過程中的缺陷，主要源于熱物理過程的不穩定性、原材料特性以及工藝參數與掃描策略的失配。典型缺陷主要包括：(1)孔洞，孔洞在熔池快速凝固過程中形成，其中氣孔是氣泡來不及從熔池中逸出而形成的孔洞，匙孔是液態金屬來不及填充熔池底部空腔形成的孔洞；(2)未熔合，因粉末未完全熔化或熔合不足而產生了未熔合，未熔合通常形狀不規則，且尺寸較大；(3)夾雜物，主要來源于原料中的高熔點非金屬夾雜(如氧化物、氮化物)或制造環境中的污染；(4)裂紋，其中熱裂紋(如凝固裂紋、液化裂紋)與材料凝固區間和熱應力相關，而冷裂紋則多與材料的塑性、零件的結構等因素有關。

不同金屬增材制造工藝因能量源類型、成形環境及材料供給方式的差異，其缺陷特征呈現明顯的工藝依賴性。在激光選區熔化技術中，極高的冷卻速率與溫度梯度使裂紋與氣孔最為突出，同時伴隨粉末未完全熔化所致的未熔合缺陷，以及成形過程中飛濺物引發的夾雜物問題。電子束選區熔化技術借助真空環境與基板高溫預熱，有效抑制了氣孔與裂紋的生成傾向，但氣孔仍可能源自原材料中殘留氣體，且電子束能量不足時易誘發未熔合缺陷。激光直接沉積技術與電弧熔絲成形技術則主要面臨裂紋、氣孔與未熔合缺陷的挑戰，夾雜物發生概率相對較低，僅在原材料或設備受污染時偶有出現。這些缺陷的存在會嚴重影響增材制造零件的力學性能，導致零件在低于材料理論強度的載荷下發生早期失效，特別是在航空航天等高安全要求的領域，缺陷構成了巨大風險。

中國航發增材制造技術創新中心(簡稱"中心")針對增材制造金屬材料缺陷開展了大量研究，本文在中心近年相關研究成果的基礎上進行了總結，闡述了孔洞、未熔合、夾雜物、裂紋等典型缺陷的形貌特征、形成機理及其對力學性能的影響，總結了熱等靜壓(hot isostatic pressing，HIP)處理對缺陷及力學性能的影響，以期為推動高質量金屬增材制造技術的科學發展和工程應用提供參考。

1、孔洞

孔洞是增材制造金屬材料中最常見的缺陷類型，根據其形成機制可主要分為兩類(見圖1)：一類是由熔池中形成的氣泡在金屬凝固前未能及時逸出所形成的氣孔；另一類是在高能量密度熱源作用下形成窄而深的熔池，熔池底部出現不穩定的空腔，在快速凝固過程中液態金屬未能及時回填而形成的孔洞，即匙孔。氣孔按其來源可進一步細分為析出型氣孔和帶入型氣孔[9-10]。

1.1 孔洞的尺寸和數量

在增材制造金屬材料中，孔洞總體上呈均勻分布特征，但由于工藝參數與材料特性的影響，局部區域可能出現孔洞密集分布或大尺寸孔洞集中分布的現象。激光選區熔化成形技術制備的高溫合金、鈦合金和鋁合金的微納CT檢測結果表明，正常工藝條件下，孔洞直徑主要集中在10~60 μm范圍內，約占檢出孔洞總數的90%以上，直徑大于100 μm的孔洞較少，且大尺寸孔洞多集中于表層300 μm范圍內。相較于高溫合金和鈦合金，鋁合金中單位體積的孔洞數量更高，致密度相對較低，最大孔洞直徑一般不超過300 μm。其原因主要在于：鋁合金粉末中空心粉比例較高，循環粉末中殘留的氧化物飛濺較多，引入了更多氣體。同時，鋁合金粉末表面氧化膜較厚，更易吸附氣體，使溶解于液態金屬中的氣體增多。此外，鋁合金密度較低，不利于氣泡的上浮逸出[11-12]。在實際生產中，增材制造金屬材料零件中常檢出更大尺寸的孔洞，主要與粉末多次循環使用后吸潮引入更多水分，以及氧化物含量增加有關。

1.2 孔洞的分類

1.2.1 析出型氣孔

析出型氣孔通常呈標準球形，尺度較小，內壁光滑且無明顯附著物。其形成過程為[13-14]：在熔池快速冷卻過程中，過飽和氣體在液態金屬中自由隨機形核，當氣泡內部壓力足以克服大氣壓及氣泡固-液界面表面張力所引起的收縮壓力時，氣泡迅速長大。然而，由于熔池凝固速度極快，氣泡往往來不及滿足逸出條件便被凝固在基體中。氫氣孔是一種常見的析出型氣孔，尤其在鋁合金中大量存在。氫在液態鋁中的溶解度為0.69 mL/100g，是固態鋁中溶解度0.036 mL/100g的近20倍。因此，液態鋁合金極易吸附氫，進而形成大量氫氣孔。氫氣孔主要有三種形成方式，分別是枝晶間形成的氣孔、氧化物薄膜之間形成的氣孔與依附在氧化物顆粒表面形成的氣孔[15]。氫氣孔的形成機理如圖2[14]所示。

1.2.2 帶入型氣孔

帶入型氣孔主要由空心粉末引入，即粉末內部原有的封閉空腔在熔化過程中未能及時逸出，凝固后形成氣孔。此類氣孔的尺寸和形貌與原始空心孔洞相似，形態較為規則，尺寸分布范圍較寬，內部常伴有氧化膜或不規則夾雜物。此外，在增材制造過程中，熔池表面的震蕩會使環境氣氛進入熔池，從而促進氣孔形成。同時，在多層沉積過程中，先沉積層中的氣孔在重熔時會釋放氣體，這些氣體由底部進入新沉積的熔池后亦可形成氣孔。帶入型氣孔在激光選區熔化合金中較為常見，而在熔絲成形合金中則相對罕見。隨著空心粉末比例的增加，激光選區熔化合金中的孔洞數量隨之上升，致密度下降，孔洞數量與空心粉率呈正相關關系。因此，控制帶入型氣孔數量的關鍵在于降低空心粉末比例，并對循環粉末進行有效凈化處理。帶入型氣孔的形成機理示意圖如圖3[16]所示。

析出型氣孔與帶入型氣孔在形貌上難以明確區分，對力學性能的影響也大致相當，工程應用中并無必要對其進行嚴格區分。上述分類的目的在于明確氣體的來源，以便在生產中制定有針對性的氣孔控制措施。

1.2.3 匙孔型孔洞

匙孔是激光、電子束焊接或增材制造等高能量密度成形過程中特有的物理現象，其形成機理和性質與常規氣孔或孔洞存在本質區別[17-18]。當高能量密度的激光或電子束聚焦于金屬表面時，局部溫度迅速超過金屬沸點，導致金屬氣化并產生高壓蒸汽。蒸汽以高速向外噴射，形成反向沖擊力，將熔池金屬向四周排開，形成一個深而窄的孔洞，即匙孔。匙孔的穩定存在依賴于能量輸入與液態金屬流動之間的動態平衡，并隨熱源移動而移動。匙孔本身并非缺陷，但當增材制造過程不穩定時，匙孔可能發生坍塌，導致金屬蒸汽或外部氣體被封閉于熔池中，最終形成匙孔型孔洞。典型的匙孔型孔洞呈倒三角形態。圖4[19]是利用X射線同步輻射技術獲得的激光選區熔化TC4鈦合金中匙孔形成過程。

1.3 孔洞對力學性能的影響

圖5展示了致密度對激光選區熔化GH4169高溫合金室溫拉伸性能及K439B高溫合金高溫持久性能的影響。由圖5(a)、(b)可知，隨著致密度升高，GH4169合金的強度和斷后伸長率均呈上升趨勢。當致密度從99.99%提高至99.9999%時，強度提升約20 MPa，斷后伸長率提升約2%。由圖5(c)可見，隨著致密度升高，K439B合金在815 ℃/379 MPa條件下的高溫持久性能也呈現上升趨勢，致密度為99.99%的試樣平均持久壽命明顯高于致密度為99.9%的試樣。上述結果表明，孔洞的存在對靜力學性能具有負面影響，主要表現為減小有效承載面積并促進裂紋的萌生。當孔洞的數量和尺寸控制在較低水平時，其波動對靜力學性能的影響幅度相對有限。

圖6為激光直接沉積TC4鈦合金中氣孔位置與尺寸對疲勞性能的影響。圖6(a)反映了氣孔到試樣表面的距離與疲勞壽命之間的關系(通過試樣拉斷后測量氣孔至斷口邊緣的距離獲得)。結果表明，在氣孔尺寸相近的條件下，氣孔距試樣表面越遠，疲勞壽命越長。圖6(b)展示了試樣內部氣孔尺寸(距離表面大于2倍氣孔直徑)與疲勞壽命之間的關系。當氣孔尺寸小于100 μm時，試樣疲勞壽命在25萬至250萬次之間波動，表明此時疲勞壽命受氣孔尺寸、顯微組織及其他缺陷共同影響，氣孔僅為影響因素之一。而當氣孔尺寸超過300 μm時，疲勞壽命急劇下降，此時氣孔尺寸成為影響疲勞壽命的主導因素。

綜上所述，氣孔對疲勞壽命的影響應從以下兩個方面進行評估：一是氣孔尺寸，關鍵零件中最大氣孔尺寸應控制在300 μm以下；二是氣孔到零件表面的距離，關鍵零件表面應避免存在開口型孔洞。工程實踐中，僅依靠增材制造工藝優化和過程控制難以完全滿足上述要求，需結合熱等靜壓處理及表面強化技術加以實現。

2、未熔合

未熔合是增材制造金屬材料中一類常見缺陷，其尺寸跨度較大，從幾十微米至數毫米不等，危害程度與裂紋相當。從形態特征來看，未熔合可分為球形、條形和不規則形狀等類型；從形成機理分析，其成因主要包括能量輸入不足、工藝參數不合理或波動、粉末表面氧化以及夾雜物等因素[9,20]。不同增材制造工藝及材料所產生的未熔合類型存在差異，其中激光選區熔化典型的未熔合形式包括：由粉末顆粒表面氧化引起的球形未熔合、由工藝或設備參數波動引起的面形未熔合，以及由能量輸入不足引起的孔洞形未熔合。

球形未熔合主要由粉末顆粒表面氧化引起。當粉末顆粒表面存在較厚氧化膜時，在熔池中與液態金屬潤濕性差，導致粉末顆粒未能完全熔化。熔池凝固后，未熔化的粉末顆粒與周圍金屬之間存在連續完整的界面，形成球形未熔合缺陷。此類缺陷由獨立粉末顆粒形成，在材料中呈隨機分布，其直徑與原始粉末顆粒直徑基本一致。球形未熔合主要出現在激光選區熔化成形工藝中，在激光直接沉積成形中較為罕見。這類缺陷的危害相對較小，與同等尺寸的氣孔和夾雜物相當。控制球形未熔合的關鍵在于抑制粉末氧化，并適當提高能量輸入密度。

由工藝參數不合理或設備參數波動引起的未熔合可見于各類增材制造成形工藝。在激光選區熔化成形中，工藝參數不合理主要表現為線能量密度偏低、搭接率不足及層厚過大。當線能量密度接近工藝窗口下限時，若出現鋪粉不均勻、煙塵遮擋或能量輸入小幅波動等情況，便可能引發局部未熔合；搭接率偏小或層厚過大則易在相鄰掃描道搭接區域形成條狀未熔合。在直接能量沉積成形中，除線能量密度偏小和搭接率不足外，粉末或絲材送給速度過快、成形路徑不合理等因素同樣可能誘發未熔合缺陷。此類未熔合往往隨機出現，尺寸可達數毫米，在大尺寸或復雜結構件中容易漏檢，危害較大。

由于未熔合與夾雜物尺寸相近，在低倍金相顯微鏡下觀察時易被誤判為夾雜物。區分未熔合與夾雜物，除依據形貌和分布特征外，可采用微納CT技術進行鑒別——未熔合在CT圖像中呈現孔洞狀結構。亦可借助掃描電鏡觀察，未熔合缺陷內壁可觀察到自由表面形貌。鑒于未熔合主要出現于工藝開發階段，通過嚴格的工藝認證和過程控制可有效避免此類缺陷的產生。

3、夾雜物

夾雜物是增材制造金屬材料中的一類常見缺陷，其尺寸通常較小，多在幾十微米量級，但對材料性能的危害通常高于同等尺寸的孔洞。從來源角度，夾雜物可分為外來混入型和在增材制造過程中生成型；從形態特征來看，夾雜物多呈不規則形狀，部分質地致密，部分質地疏松；從成分組成上，則可分為非金屬夾雜物和金屬夾雜物。夾雜物主要出現在以粉末為成形材料的增材制造工藝中，如激光選區熔化、電子束選區熔化及激光直接沉積成形等，而電子束熔絲沉積和電弧熔絲沉積因使用絲材作為原料，極少出現夾雜物。

外來混入的夾雜物主要有三個來源。第一個來源是合金熔煉及粉末制備過程中，由坩堝、噴嘴等陶瓷容器帶入的氧化物陶瓷顆粒，常見的有Al?O?、SiO?、ZrO?、MgO、CaO等。此類顆粒質地致密、棱角分明、邊界清晰，在金相顯微鏡下易于識別。此外，在真空感應熔煉制粉過程中，若對原材料質量控制不嚴或入爐前清理不徹底，也可能帶入其他金屬氧化物類夾雜物。第二個來源是粉末在使用過程中，經分篩、凈化處理、轉運或共用增材制造設備時混入的金屬或非金屬顆粒異物。特別是當不同合金共用粉末分篩設備或增材制造設備時，易混入異種成分的粉末顆粒。這類夾雜物在增材制造過程中通常與熔池金屬一同熔化混合，成為合金中的雜質成分，熔池凝固后一般難以直接觀察。只有當金屬顆粒表面存在較厚氧化膜時，才可能形成球形未熔合，從而顯現為金屬顆粒夾雜物。第三個來源是空心粉末，部分空心粉內部并非空洞，而是填充了疏松的氧化物，熔池凝固后形成夾雜物。此類夾雜物在鋁合金激光選區熔化中較為常見。

增材制造過程中形成的夾雜物主要指成形過程中產生的飛濺顆粒及煙塵沉積物。這些金屬氧化物與粉末混合后，在后續粉末分篩和凈化處理過程中難以完全去除，再次用于成形時便轉化為夾雜物。由于這類夾雜物是在增材制造過程中生成的，粉末循環使用次數越多，其累積量越大。因此，對于重要結構件，應限制粉末的循環使用次數或控制新舊粉末的混合比例。事實上，由空心粉和飛濺形成的夾雜物在尺度、形態和成分上較為相似，不易區分，對力學性能的影響也大體相當，因此從產品驗收的角度并無必要進行嚴格區分。此處對夾雜物引入途徑進行區分的意義在于，為增材制造全流程中夾雜物的控制提供思路和依據。

夾雜物對力學性能具有顯著影響，其危害通常大于同等尺度的氣孔。無論是外部帶入的陶瓷類夾雜物，還是成形過程中形成的氧化物，其質地均較為硬脆，難以與周圍金屬形成有效的冶金結合。當結構承受拉伸應力時，金屬基體通過滑移發生塑性變形，而夾雜物因硬脆特性無法與基體協同變形，導致其周圍產生應力集中和位錯塞積。當應力和位錯積累至一定程度時，夾雜物與金屬基體的界面開裂，形成裂紋源。對于強度較低的夾雜物，在應力作用下其自身也可能率先開裂，同樣成為裂紋源。此外，由于夾雜物與金屬基體的線膨脹系數存在差異，高溫下夾雜物界面處的熱應力與機械應力相互疊加。同時，高溫促進位錯滑移。因此，相較于室溫力學性能，夾雜物對材料的高溫持久性能影響更為顯著，與同尺寸氣孔相比，夾雜物對高溫持久性能的危害更大。無論何種性質的夾雜物，均應嚴格控制其尺寸和數量。特別是對于承受疲勞載荷的航空重要及關鍵增材制造零件，通常需經熱等靜壓處理后使用，若此時夾雜物水平較高或尺度較大，零件的疲勞壽命仍將大幅下降。

4、裂紋

裂紋是增材制造金屬材料中常見的一類面缺陷，也是對結構完整性危害最大的缺陷類型。從尺度上，裂紋可分為微觀裂紋(亦稱微裂紋)和宏觀裂紋(亦稱開放裂紋)；從形成機理上，則可分為熱裂紋和冷裂紋。通常，熱裂紋尺度較小，多歸屬于微觀裂紋范疇；冷裂紋尺度較大，常表現為宏觀裂紋。增材制造金屬材料中裂紋的形成機制較為復雜，往往并非單一機制主導。為便于系統討論，本文以裂紋尺度為主線進行分類闡述。

裂紋對材料與結構的危害主要體現在以下幾個方面：其一，裂紋的存在減小了結構的有效承載截面積，從而降低其靜載荷承載能力；其二，裂紋可直接作為疲勞裂紋源，顯著縮短疲勞裂紋萌生時間，大幅降低材料的疲勞壽命；其三，在微裂紋尖端區域易形成強烈的應力集中，局部應力遠高于結構所受的平均應力，當材料塑性或韌性較低時，極易誘發脆性斷裂。此外，若增材制造過程中殘余應力持續累積，當局部區域由殘余應力引起的應變超過材料的變形能力時，便可能產生大尺寸開放式裂紋，直接導致零件報廢。裂紋的類型及其表現形式受成形方法和工藝參數的影響，但其產生的根本原因則由材料成分的本質所決定。

4.1 微裂紋

增材制造中的微裂紋屬于熱裂紋范疇，其形成機制主要可分為兩類[3,21]。一類是在熔池結晶過程中形成的結晶裂紋，亦稱凝固裂紋。其形成過程為：在熔池結晶后期，材料處于固-液共存狀態時，枝晶間存在不連續的液態薄膜。隨著熔池冷卻收縮，處于液態薄膜狀態的少量金屬既無法在枝晶間自由流動填充空隙，也難以承受金屬收縮所產生的拉應力，從而導致開裂形成裂紋。另一類微裂紋形成機制與增材制造過程中的熱循環有關，即枝晶間的低熔點相在循環熱作用下發生液化，并在應力作用下沿液相開裂，稱為液化裂紋。熱裂紋表面有金屬熔化現象，存在明顯的胞狀樹枝晶或樹枝晶突起。凝固裂紋與液化裂紋的形成機理示意圖如圖7[22]所示。

根據成形方法的不同，結晶裂紋和液化裂紋的長度通常為幾十微米至幾百微米。合金元素對結晶裂紋和液化裂紋的形成具有顯著影響，主要體現在其對結晶溫度區間的作用上：結晶溫度區間越大，產生結晶裂紋和液化裂紋的傾向也越大。

4.1.1 鋁合金微裂紋

AlSi7Mg、AlSi10Mg等Al-Si共晶合金不易形成熱裂紋，無論采用激光選區熔化還是電弧熔絲成形工藝，其熱裂紋傾向均很低[25-27]。當鋁合金成分偏離共晶點時，固-液相線區間變寬，枝晶間易形成低熔點液膜，在冷卻過程中熱應力作用下易形成熱裂紋[28-32]。鋁合金熱裂紋主要受化學成分影響，化學成分的變化會改變結晶溫度區間、低熔點共晶含量以及晶粒形貌與尺寸，進而影響熱裂紋敏感性。一般而言，縮小結晶溫度區間和細化晶粒可降低鋁合金的熱裂紋傾向。將低熔點共晶含量控制在適當水平，避開敏感區間，同樣有助于降低熱裂紋傾向。此外，在鋁合金中少量添加Ti、B、Sc、Zr等合金元素，可細化晶粒、調整枝晶結構、破壞液膜連續性，從而降低熱裂紋傾向[34-38]。

4.1.2 高溫合金微裂紋

高溫合金增材制造的熱裂傾向與合金成分、工藝方法密切相關，其中合金成分是最重要的影響因素[39-41]。GH3625和GH4169合金的熱裂紋傾向較小，適合進行增材制造[42-46]。而GH3536和GH3230合金的熱裂紋傾向較大，易出現沿晶界分布的細小裂紋[47-49]。K418B、K447A、DD5等鑄造高溫合金均具有較高的熱裂傾向，即使通過材料成分和增材制造工藝優化，也難以顯著降低裂紋數量。這類合金采用電子束選區熔化成形時，由于可實現1000 ℃以上的預熱，能在一定程度上減少熱裂紋。GTD222、K439B、K477合金的熱裂傾向相對較低，經過材料成分和增材制造工藝優化后，其單位面積熱裂紋數量遠低于GH3230合金，與GH3536合金相當，部分批次試樣上甚至觀察不到熱裂紋。

4.2 宏觀裂紋

宏觀裂紋是相對于微裂紋而言的一類缺陷，呈大尺寸開放狀態，通常在冷卻過程中形成，故亦稱冷裂紋。一般而言，成形材料的室溫塑性越低，結構尺寸越大，截面突變越劇烈，產生宏觀裂紋的傾向性越高。

4.2.1 增材制造過程中形成的宏觀裂紋

增材制造過程中形成的宏觀裂紋主要是由于累積的殘余應力所產生的應變超過了材料自身的塑性變形能力，從而引發開裂。因此，評估合金是否適于增材制造的重要指標之一便是沉積態材料的斷后伸長率。為提高金屬材料的綜合性能，各類合金的合金化程度通常不斷提高，這在一定程度上增加了增材制造過程中宏觀裂紋的產生風險。以高強鋁合金為例，圖8為AlFeMoSi高強鋁合金研制過程中試樣出現的冷裂紋。試樣在增材制造時，冷裂紋絕大部分萌生于試樣邊緣。對于20 mm×20 mm×20 mm的小尺寸試樣，即使合金塑性較低，累積的殘余應力也不足以引發開放式開裂。然而，當進一步提高材料的合金化程度，使材料的沉積態屈服強度接近600 MPa時，斷后伸長率將降至5%以下，此時試樣便會發生宏觀開裂。需要指出的是，合金沉積態塑性是影響宏觀裂紋形成的決定性因素，但零件的尺寸和構型特征同樣是影響宏觀裂紋產生的重要影響因素。

4.2.2 熱處理過程中形成的宏觀裂紋

一些增材制造零件在成形及放置過程中未出現宏觀裂紋，但在后續熱處理時卻發生宏觀開裂，裂紋可貫穿零件的局部結構。這類裂紋主要出現在GTD222、GH439B、GH438、K477等高Al、Ti含量高溫合金的激光選區熔化成形零件上，如圖9所示。

增材制造高溫合金在熱處理過程中出現宏觀裂紋，通常具備以下幾個特征：一是合金中Al、Ti含量較高；二是沉積態抗拉強度很高，而斷后伸長率較低；三是合金在700~1000 ℃溫度范圍內斷后伸長率存在明顯低谷現象。以GTD222高溫合金為例，其(Al+Ti)質量分數約為3.5%，在760~900 ℃區間內斷后伸長率極低，僅約1.5%，高溫段斷后伸長率下降顯著。因此，雖然該合金在激光選區熔化過程中的熱裂紋傾向較低，但所制造零件在后續熱處理過程中易出現宏觀裂紋。

綜上所述，設計適用于增材制造的耐更高溫度高溫合金時，需同時解決兩個關鍵問題：一是具備低熱裂紋敏感性，即在增材制造過程中熱裂紋傾向低或不產生熱裂紋；二是不產生熱處理宏觀裂紋。因此，在設計合金成分時，應采用多種強化機制，兼顧高溫性能與工藝性能。

5、熱等靜壓對缺陷的影響

通過材料成分優化、工藝調控、工藝過程控制，可在一定程度上減少增材制造金屬材料中的缺陷，但難以完全避免。熱等靜壓是一種通過在高溫高壓條件下使材料發生塑性變形，促使孔洞、裂紋等冶金缺陷閉合，并使閉合界面在高溫下通過原子間相互擴散實現冶金結合的后處理方法。目前，熱等靜壓已成為增材制造成形后減少和消除孔洞、微裂紋等缺陷的有效手段。

5.1 熱等靜壓閉合增材制造缺陷的效果

熱等靜壓能夠使毫米級大尺寸孔洞縮小，并使幾十微米級小尺寸孔洞完全消失。表1展示了激光選區熔化GH4169合金在熱等靜壓前后孔洞的變化情況。結果表明，經過熱等靜壓處理后，孔洞數量和尺寸均顯著降低。熱等靜壓閉合孔洞的效果與處理溫度、壓力及時間參數密切相關，參數越強，孔洞閉合效果越好。然而，在工程應用中，受材料特性、設備能力及成本控制等因素的限制，難以將所有孔洞完全閉合。根據具體合金的特性，適當提高熱等靜壓溫度和壓力，可實現對更大尺寸孔洞的有效閉合。

由于熱等靜壓是通過高溫高壓氣體對零件整體施加均勻壓力，因此對于內部封閉型缺陷能夠有效閉合。然而，對于表面開口或近表面缺陷，加壓過程中氣體易進入缺陷內部，使內外壓力平衡，導致缺陷無法閉合[50]。圖10展示了熱等靜壓對激光選區熔化GH3230高溫合金微裂紋的影響。由圖可見，熱等靜壓后材料內部微裂紋得到了有效閉合，但表面約1 mm厚區域的微裂紋無法閉合。由此可見，對于增材制造過程中形成的表面開口孔洞、開口微裂紋及宏觀裂紋，熱等靜壓的閉合效果不理想，甚至難以實現閉合。

熱等靜壓通過高溫高壓作用，誘導材料內部發生塑性變形及溶質元素擴散，從而實現缺陷的閉合[51-52]。熱等靜壓閉合缺陷的機理示意圖如圖11[53]所示。在熱等靜壓的初始階段，由于壓力和溫度較低，材料未發生顯著的塑性變形(圖11(b))。隨著壓力與溫度升高至一定程度，材料內部發生持續塑性變形，并在缺陷周圍形成應變場(圖11(c))。隨著處理時間的延長，塑性變形的不均勻性導致缺陷形狀出現不規則變化(圖11(d))。在持續塑性變形作用下，大尺寸缺陷逐漸分解為較小的不規則缺陷(圖11(e))。與此同時，變形區域內的位錯發生重排，形成亞晶粒結構，從而在缺陷閉合區域形成再結晶組織(圖11(f))。最終，缺陷內表面相互接觸，缺陷得以消除[53]。針對增材制造GH4975高溫合金的研究表明，在熱等靜壓過程中，Al、Ti元素在溫度、壓力及裂紋內O元素的共同作用下向裂紋處擴散。裂紋閉合后，各元素在溫度驅動下再次向鄰近區域擴散。因此，經熱等靜壓處理后，裂紋處O元素含量較高，Al、Ti元素含量接近基體水平，Ni元素含量恢復至正常狀態[52]。

需要注意的是，若缺陷內部存在其他物質，則會阻礙金屬原子的相互擴散，使界面難以實現真正的冶金結合，僅形成物理貼合。對于未熔合或由空心粉引入的孔洞，其內表面往往存在氧化膜，由于氧化膜的阻擋作用，閉合后的界面難以形成冶金結合。而對于顆粒狀或團絮狀夾雜物，熱等靜壓后基體保持原始狀態，無法實現有效的冶金結合。此外，如果氣孔中的氣體為活性氣體，高溫下可能會與金屬發生反應，在氣孔內表面形成反應產物，擴散后可能導致冶金結合不良。

表1 熱等靜壓對激光選區熔化GH4169高溫合金孔洞的影響

5.2 熱等靜壓對力學性能的影響

熱等靜壓處理后，由于材料內部絕大部分缺陷得到有效閉合，其疲勞性能獲得顯著改善，主要表現為疲勞性能數據的分散度降低，疲勞極限的置信度提高。當熱等靜壓所采用的最高溫度與合金的熱處理規范合理匹配時，還可在一定程度上進一步提升疲勞極限。通過優化工藝參數，采用激光選區熔化工藝制備了致密度為99.5%的TC4鈦合金試樣，并對其在熱等靜壓前后的疲勞性能進行了對比測試。結果表明，熱等靜壓處理不僅降低了疲勞性能的分散度，還將疲勞極限由約650 MPa提升至約700 MPa。

上述激光選區熔化鈦合金疲勞性能的改善主要歸因于缺陷的閉合。而對于高溫合金的室溫拉伸、高溫拉伸及高溫持久等靜力學性能而言，其改善則源于兩個方面：一是熱等靜壓過程中缺陷的閉合；二是熱等靜壓的熱效應對材料組織及析出相的調控作用。若熱等靜壓溫度高于高溫合金的固溶溫度，則熱等靜壓還兼具均勻化處理的效果，對合金的析出相特征產生顯著影響。表2對比了激光選區熔化GH4169合金在固溶時效(solution and aging，SA)態與經1180 ℃熱等靜壓+固溶時效后，橫向試樣的室溫拉伸、650 ℃高溫拉伸及650 ℃/690 MPa高溫持久性能。結果顯示，熱等靜壓處理后各項性能均得到明顯改善。鑒于孔洞對高溫合金靜力學性能的影響相對有限，GH4169合金經熱等靜壓后靜力學性能的提升，更多來源于熱等靜壓熱過程對顯微組織的優化調整。

因此，增材制造零件是否需要采用熱等靜壓處理，應綜合考慮合金特性、缺陷特征及服役載荷條件等因素進行系統分析判斷，并據此制定合理的熱等靜壓工藝參數。

表2 熱等靜壓對激光選區熔化GH4169高溫合金力學性能的影響

6、結束語

增材制造技術以其逐層疊加的成形原理，突破了傳統工藝在復雜結構制造方面的約束，為航空航天輕量化構件、個性化醫療植入體及功能梯度材料的一體化成形提供了全新技術路徑。然而，這種獨特的制造過程也導致材料缺陷在類型、形成機制和形貌特征等方面呈現出顯著的特殊性。近年來，隨著研究的不斷深入，已初步揭示了增材制造金屬材料中常見缺陷的類型及成因，并在一定程度上揭示了缺陷對材料力學性能的影響規律。表3給出了增材制造金屬材料中典型缺陷的形貌特點、形成機理、常見工藝與典型圖片。

在實際生產中，增材制造金屬零件的缺陷形成與抑制受多種因素的共同影響，導致缺陷在類型、形態及分布上表現出顯著差異。中心前期采用X射線檢測、熒光滲透檢測及超聲檢測等無損檢測方法，對多種零件的內部及表面質量進行了全面評估。圖12展示了不同無損檢測方法檢出的典型缺陷，圖中箭頭所指區域即為缺陷所在位置。中心多年的研究結果表明，為獲得高質量的增材制造產品，必須從原材料質量控制、人員技能培訓、生產環境管理、設備狀態維護、工藝過程控制、后處理工藝優化以及檢測與評價等多個環節實施系統性的質量管控。只有建立覆蓋全生產流程的協同控制體系，才能最大程度抑制缺陷的形成，確保零件獲得良好的冶金質量。

增材制造金屬材料的缺陷控制雖已取得顯著進展，但要實現其在航空航天、醫療器械、能源裝備等關鍵工程領域的安全可靠應用，仍面臨諸多挑戰。增材制造金屬材料的缺陷研究未來可從以下方面進一步深入推進：

(1) 揭示缺陷形成機理與工藝映射關系

當前對缺陷形成機制的理解缺乏系統的理論支撐和定量化模型。未來研究應加強實驗研究與多尺度數值模擬的協同發展，建立涵蓋原材料特性、熔池動力學、凝固行為與缺陷演變的跨尺度耦合模型。重點研究原材料特征參數對氣孔、未熔合、夾雜等缺陷形成的定量影響機制，系統探索增材制造關鍵工藝參數與缺陷類型、尺寸、形態及空間分布之間的內在關聯。尤其應借助高時空分辨率的原位表征手段，如同步輻射X射線成像、高速紅外熱像儀、高速光學攝像等，對缺陷的形核、生長及演化過程進行實時追蹤與解析。揭示缺陷形成的熱力學與動力學機制，為實現缺陷的主動調控和工藝窗口的精準優化提供堅實的理論基礎。

(2) 開發增材制造專用金屬材料

目前增材制造領域廣泛使用的金屬材料多直接沿用鑄造、鍛造等傳統工藝的材料牌號，其化學成分并未針對增材制造快速熔化與凝固、高溫度梯度、復雜熱循環等工藝特點進行優化設計，導致成形過程中易發生開裂。因此，亟須從材料設計的源頭出發，圍繞增材制造獨特的熔凝行為與熱力學條件，開發具有良好工藝適應性和服役性能的專用合金體系。應結合相圖計算、熱力學模擬、高通量實驗與機器學習等方法，系統研究合金元素對凝固區間、熱膨脹系數、相變路徑等的影響機制，探索微合金化、納米顆粒增強等策略在細化晶粒、抑制裂紋、調控缺陷方面的作用規律。推動形成面向不同增材制造工藝的專用材料設計準則，推動新型合金粉末與絲材的研發與標準化生產，實現材料成分與制造工藝的協同優化，從源頭抑制缺陷的產生，提升材料的可制造性與服役可靠性。

(3) 建立面向零件服役要求的缺陷驗收標準

當前增材制造零件的缺陷評價多沿用傳統制造領域的統一驗收標準，未能充分考慮增材制造缺陷的特殊性及其與服役性能之間的復雜關聯，缺乏針對性與科學性。未來應系統研究缺陷類型、尺寸、形態、空間分布及取向在不同載荷條件(如高周疲勞、低周疲勞、拉伸、斷裂、沖擊等)下對力學行為的影響機制，建立缺陷特征與力學性能之間的關聯模型。發展涵蓋顯微組織、缺陷特征與力學性能的綜合評價方法，揭示缺陷在復雜應力狀態下的演化規律與失效機制。在此基礎上，結合航空航天、生物醫療、能源動力等典型領域零件的服役工況與失效模式，推動建立分級化、行業適配、風險可控的增材制造零件缺陷驗收標準體系。在保障零件服役安全的前提下，兼顧制造成本與效率的平衡。

(4) 研究智能化在線監測與閉環控制技術

增材制造過程中形成的缺陷通常具有尺寸微小、分布隨機、來源復雜、演化迅速等特點，傳統的事后檢測手段難以實現有效控制。因此，亟須發展高分辨率、高采集速度、多模態融合的在線監測技術。應整合多種傳感手段，如高速攝像監測熔池動態、紅外熱成像監測溫度場分布、光學相干斷層掃描監測層間形貌等，構建覆蓋成形全過程的數據采集平臺。在此基礎上，結合機器學習、深度學習等人工智能算法，建立工藝異常與缺陷特征的模式識別與實時診斷模型，實現對氣孔、未熔合、夾雜物等缺陷的早期預警與定位。進一步開發基于實時監測數據的閉環控制系統，通過動態調整工藝參數實現缺陷抑制與工藝過程的自適應優化。逐步構建"在線感知-智能診斷-實時調控-質量追溯"的一體化智能制造體系，提升增材制造零件質量的一致性與工藝穩定性。

參考文獻

[1] SVETLIZKY D, ZHENG B L, VYATSKIKH A, et al. Laser-based directed energy deposition(DED-LB) of advanced materials[J]. Materials Science and Engineering: A, 2022, 840: 142967.

[2] TAN C L, WENG F, SUI S, et al. Progress and perspectives in laser additive manufacturing of key aeroengine materials[J]. International Journal of Machine Tools and Manufacture, 2021, 170: 103804.

[3] 吳宇, 陳冰清, 劉偉, 等. 增材制造鎳基高溫合金在航空發動機與燃氣輪機中的研究應用進展[J]. 航空材料學報, 2024, 44(1): 31-45.

[4] 孫曉峰, 宋巍, 梁靜靜, 等. 激光增材制造高溫合金材料與工藝研究進展[J]. 金屬學報, 2021, 57(11): 1471-1483.

[5] 魏水淼, 馬盼, 季鵬程, 等. 高熵合金增材制造研究進展[J]. 材料工程, 2021, 49(10): 1-17.

[6] FU J, LI H, SONG X, et al. Multi-scale defects in powder-based additively manufactured metals and alloys[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2022, 122: 165-199.

[7] CHAUVET E, KONTIS P, JAGLE E A, et al. Hot cracking mechanism affecting a non-weldable Ni-based superalloy produced by selective electron beam melting[J]. Acta Materialia, 2018, 142: 82-94.

[8] KING W E, BARTH H D, CASTILLO V M, et al. Observation of keyhole-mode laser melting in laser powder-bed fusion additive manufacturing[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2014, 214(12): 2915-2925.

[9] BRENNAN M C, KEIST J S, PALMER T A. Defects in metal additive manufacturing processes[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2021, 30(7): 4808-4818.

[10] ARRIZUBIETA J I, LAMIKIZ A, CORTINA M, et al. Hardness, grain size and porosity formation prediction on the Laser Metal Deposition of AISI 304 stainless steel[J]. International Journal of Machine Tools and Manufacture, 2018, 135: 53-64.

[11] LEUNG C L A, MARUSSI S, TOWRIE M, et al. The effect of powder oxidation on defect formation in laser additive manufacturing[J]. Acta Materialia, 2019, 166: 294-305.

[12] MOGHIMIAN P, POIRI T, HABIBNEJAD-KORAYEM M, et al. Metal powders in additive manufacturing: a review on reusability and recyclability of common titanium, nickel and aluminum alloys[J]. Additive Manufacturing, 2021, 43: 102017.

[13] XU R, LI R D, YUAN T C, et al. Towards the hydrogen pore in additively manufactured AlMgScZr alloy: influencing factors, formation kinetics mechanism[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2024, 199: 125-144.

[14] KRAMER S, LUBKOWITZ V, HAAS M, et al. Investigation of the formation and reduction of hydrogen porosity during laser welding of additively manufactured AlSi10Mg parts[J]. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2026, 142(11): 6105-6123.

[15] 張剛, 蒙旭, 朱明, 等. 基于掃描振鏡激光-雙脈沖CMT復合的鋁合金增材氣孔抑制機理[J]. 機械工程學報, 2025, 61(12): 93-103.

[16] CEN L, YANG P Q, JIANG L, et al. Pore formation mechanisms in laser directed energy deposition of high strength aluminum alloys[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2025, 152: 126-138.

[17] ZHAO C, PARAB N D, LI X X, et al. Critical instability at moving keyhole tip generates porosity in laser melting[J]. Science, 2020, 370(6520): 1080-1086.

[18] CUNNINGHAM R, ZHAO C, PARAB N, et al. Keyhole threshold and morphology in laser melting revealed by ultrahigh-speed X-ray imaging[J]. Science, 363(6429): 849-852.

[19] WU Z H, TANG G N, CLARK S J, et al. High frequency beam oscillation keyhole dynamics in laser melting revealed by in-situ X-ray imaging[J]. Communications Materials, 2023, 4: 5.

[20] GU D D, HAGEDORN Y C, MEINERS W, et al. Densification behavior, microstructure evolution, and wear performance of selective laser melting processed commercially pure titanium[J]. Acta Materialia, 2012, 60(9): 3849-3860.

[21] WU Y, SUN B B, CHEN B Q, et al. Cracking mechanism of GH5188 alloy during laser powder bed fusion additive manufacturing[J]. Materials Characterization, 2024, 207: 113548.

[22] ZHOU Z P, HUANG L, SHANG Y J, et al. Causes analysis on cracks in nickel-based single crystal superalloy fabricated by laser powder deposition additive manufacturing[J]. Materials & Design, 2018, 160: 1238-1249.

[23] 萬宏遠, 劉壯壯, 韓泉泉, 等. 激光增材制造高溫合金抗開裂行為研究進展[J]. 航空科學技術, 2022, 33(9): 26-42.

［24］史淑靜，李卓，楊晨，等. 適用于激光增材制造 γ′相強化鎳基高溫合金的裂紋控制與成分設計研究進展[J]. 中國激光，2024，51（10）：1-22.

SHI  S  J， LI  Z， YANG  C， et  al.  Research  progress oncrack control and composition design of γ′ phase strengthened nickel-based  superalloys  suitable  for  laser  additivemanufacturing[J].  Chinese Journal  of  Lasers， 2024，51（10）：1-22.

[25] HUANG S, GUO S Q, ZHOU B, et al. Microstructure and properties of AlSi7Mg alloy fabricated by selective laser melting[J]. China Foundry, 2021, 18(4): 416-423.

[26] YU H, YU Y S, PEI Y, et al. On the Guinier-Preston zones in selective laser melted AlSi10Mg alloy[J]. Materials Today Communications, 2024, 38: 108508.

[27] 胡正偉, 甘勇, 林建輝, 等. 基于微納CT的SLM成形鋁合金缺陷與損傷表征[J]. 無損檢測, 2024, 46(4): 1-6.

[28] LIU T S, CHEN P, QIU F, et al. Review on laser directed energy deposited aluminum alloys[J]. International Journal of Extreme Manufacturing, 2024, 6(2): 022004.

[29] YAO S, WANG J J, LI M, et al. LPBF-formed 2024Al alloys: process, microstructure, properties, and thermal cracking behavior[J]. Metals, 2023, 13(2): 268.

[30] LARINI F, CASATI R, MAROLA S, et al. Microstructural evolution of a high-strength Zr-Ti-modified 2139 aluminum alloy for laser powder bed fusion[J]. Metals, 2023, 13(5): 924.

[31] TAN Q Y, LIU Y G, FAN Z Q, et al. Effect of processing parameters on the densification of an additively manufactured 2024 Al alloy[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2020, 58: 34-45.

[32] STOPYRA W, GRUBER K, SMOLINA I, et al. Laser powder bed fusion of AA7075 alloy: influence of process parameters on porosity and hot cracking[J]. Additive Manufacturing, 2020, 35: 101270.

[33] MONTERO-SISTIAGA M L, MERTENS R, VRANCKEN B, et al. Changing the alloy composition of Al7075 for better processability by selective laser melting[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2016, 238: 437-445.

[34] BAYOUMY D, KAN W H, WU X H, et al. The latest development of Sc-strengthened aluminum alloys by laser powder bed fusion[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2023, 149: 1-17.

[35] XIAO X, GUO Y J, ZHANG R F, et al. Achieving uniform plasticity in a high strength Al-Mn-Sc based alloy through laser-directed energy deposition[J]. Additive Manufacturing, 2022, 60: 103273.

[36] HUA Q, WANG W J, LI R D, et al. Microstructures and mechanical properties of Al-Mg-Sc-Zr alloy additively manufactured by laser direct energy deposition[J]. Chinese Journal of Mechanical Engineering: Additive Manufacturing Frontiers, 2022, 1(4): 100057.

[37] WANG Z H, LIN X, KANG N, et al. Directed energy deposition additive manufacturing of a Sc/Zr-modified Al-Mg alloy: effect of thermal history on microstructural evolution and mechanical properties[J]. Materials Science and Engineering: A, 2021, 802: 140606.

[38] BAYOUMY D, SCHLIEPHAKE D, DIETRICH S, et al. Intensive processing optimization for achieving strong and ductile Al-Mn-Mg-Sc-Zr alloy produced by selective laser melting[J]. Materials & Design, 2021, 198: 109317.

[39] TANG Y T, PANWISAWAS C, GHOUSSOUB J N, et al. Alloys-by-design: application to new superalloys for additive manufacturing[J]. Acta Materialia, 2021, 202: 417-436.

[40] CHANDRA S, TAN X P, NARAYAN R L, et al. A generalised hot cracking criterion for nickel-based superalloys additively manufactured by electron beam melting[J]. Additive Manufacturing, 2021, 37: 101633.

[41] LU N N, LEI Z L, HU K, et al. Hot cracking behavior and mechanism of a third-generation Ni-based single-crystal superalloy during directed energy deposition[J]. Additive Manufacturing, 2020, 34: 101228.

[42] POULIN J R, KREITCBERG A, TERRIAULT P, et al. Fatigue strength prediction of laser powder bed fusion processed Inconel 625 specimens with intentionally-seeded porosity: feasibility study[J]. International Journal of Fatigue, 2020, 132: 105394.

[43] 楊啟云, 吳玉道, 沙菲. 選區激光熔化成形Inconel 625合金的顯微組織及力學性能[J]. 機械工程材料, 2016, 40(6): 83-87.

[44] WONG H, DAWSON K, RAVI G A, et al. Multi-laser powder bed fusion benchmarking: initial trials with Inconel 625[J]. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2019, 105(7): 2891-2906.

[45] ZHAO J R, HUNG F Y, LUI T S. Microstructure and tensile fracture behavior of three-stage heat treated Inconel 718 alloy produced via laser powder bed fusion process[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2020, 9(3): 3357-3367.

[46] 宋衎, 喻凱, 林鑫, 等. 熱處理態激光立體成形Inconel 718高溫合金的組織及力學性能[J]. 金屬學報, 2015(8): 935-942.

[47] ZHANG W J, LIU F G, LIU F C, et al. Microstructural evolution and cracking behavior of Hastelloy X superalloy fabricated by laser directed energy deposition[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2022, 905: 164179.

[48] 鄭寅嵐, 何艷麗, 陳曉暉, 等. 選區激光熔化成形GH3536合金的高溫拉伸性能及斷裂行為分析[J]. 中國激光, 2020, 47(8): 802008.

[49] GUO B J, ZHANG Y S, YANG Z S, et al. Cracking mechanism of Hastelloy X superalloy during directed energy deposition additive manufacturing[J]. Additive Manufacturing, 2022, 55: 102792.

[50] PLESSIS A D, MACDONALD E. Hot isostatic pressing in metal additive manufacturing: X-ray tomography reveals details of pore closure[J]. Additive Manufacturing, 2020, 34: 101191.

[51] MAO Y W, YUAN J M, HENG Y H, et al. Effect of hot isostatic pressing treatment on porosity reduction and mechanical properties enhancement of 316L stainless steel fabricated by binder jetting[J]. Virtual and Physical Prototyping, 2023, 18(1): e2174703.

[52] 葉獻文, 姚志浩, 王洪瑛, 等. 增材制造難變形高溫合金GH4975的裂紋形成及其愈合機制[J]. 金屬學報, 2025, 61(12): 1845-1857.

[53] KARIM M A, TANVIR G, JADHAV S, et al. Tailoring porosity and mechanical properties of wire-based directed energy deposited molybdenum alloys through hot isostatic pressing[J]. Applied Materials Today, 2025, 42: 102618.

（注，原文標題：增材制造金屬材料典型缺陷研究進展_張學軍）