航空航天增材制造金属构件缺陷全谱系表征与智能防控：气孔-未熔合-夹杂物-裂纹四类缺陷形貌-机理-尺寸-分布系统解析及HIP高温高压闭合机制与AI在线监测闭环调控技术

增材制造是一种基于离散-堆积原理，通过逐层添加材料来构建三维实体的成形技术。该技术能够直接制造复杂几何形状、高度定制化的功能构件，并实现材料的高效利用，已成为航空航天、生物医疗、国防及高端模具等领域的重要制造手段之一。目前，常用的金属增材制造技术主要包括以激光或电子束为能量源的粉末床熔融技术(如激光选区熔化(selective laser melting，SLM)技术、电子束选区熔化(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，将金属粉末或丝材局部熔化并快速凝固，逐层累积成形。尽管该技术赋予了设计自由度的极大解放，但其独特的逐点、逐线、逐层的循环热过程，也导致了区别于传统制造方法的特殊冶金行为与显微组织演化，并不可避免地引入了各类制造缺陷，这些缺陷直接制约了零件的力学性能与服役可靠性，成为该技术亟待解决的核心瓶颈问题之一[6-8]。

金属增材制造过程中的缺陷，主要源于热物理过程的不稳定性、原材料特性以及工艺参数与扫描策略的失配。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，因粉末未完全熔化或熔合不足而产生了未熔合，未熔合通常形状不规则，且尺寸较大；(3)夹杂物，主要来源于原料中的高熔点非金属夹杂(如氧化物、氮化物)或制造环境中的污染；(4)裂纹，其中热裂纹(如凝固裂纹、液化裂纹)与材料凝固区间和热应力相关，而冷裂纹则多与材料的塑性、零件的结构等因素有关。

不同金属增材制造工艺因能量源类型、成形环境及材料供给方式的差异，其缺陷特征呈现明显的工艺依赖性。在激光选区熔化技术中，极高的冷却速率与温度梯度使裂纹与气孔最为突出，同时伴随粉末未完全熔化所致的未熔合缺陷，以及成形过程中飞溅物引发的夹杂物问题。电子束选区熔化技术借助真空环境与基板高温预热，有效抑制了气孔与裂纹的生成倾向，但气孔仍可能源自原材料中残留气体，且电子束能量不足时易诱发未熔合缺陷。激光直接沉积技术与电弧熔丝成形技术则主要面临裂纹、气孔与未熔合缺陷的挑战，夹杂物发生概率相对较低，仅在原材料或设备受污染时偶有出现。这些缺陷的存在会严重影响增材制造零件的力学性能，导致零件在低于材料理论强度的载荷下发生早期失效，特别是在航空航天等高安全要求的领域，缺陷构成了巨大风险。

中国航发增材制造技术创新中心(简称"中心")针对增材制造金属材料缺陷开展了大量研究，本文在中心近年相关研究成果的基础上进行了总结，阐述了孔洞、未熔合、夹杂物、裂纹等典型缺陷的形貌特征、形成机理及其对力学性能的影响，总结了热等静压(hot isostatic pressing，HIP)处理对缺陷及力学性能的影响，以期为推动高质量金属增材制造技术的科学发展和工程应用提供参考。

1、孔洞

孔洞是增材制造金属材料中最常见的缺陷类型，根据其形成机制可主要分为两类(见图1)：一类是由熔池中形成的气泡在金属凝固前未能及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，熔池底部出现不稳定的空腔，在快速凝固过程中液态金属未能及时回填而形成的孔洞，即匙孔。气孔按其来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

在增材制造金属材料中，孔洞总体上呈均匀分布特征，但由于工艺参数与材料特性的影响，局部区域可能出现孔洞密集分布或大尺寸孔洞集中分布的现象。激光选区熔化成形技术制备的高温合金、钛合金和铝合金的微纳CT检测结果表明，正常工艺条件下，孔洞直径主要集中在10~60 μm范围内，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范围内。相较于高温合金和钛合金，铝合金中单位体积的孔洞数量更高，致密度相对较低，最大孔洞直径一般不超过300 μm。其原因主要在于：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，铝合金粉末表面氧化膜较厚，更易吸附气体，使溶解于液态金属中的气体增多。此外，铝合金密度较低，不利于气泡的上浮逸出[11-12]。在实际生产中，增材制造金属材料零件中常检出更大尺寸的孔洞，主要与粉末多次循环使用后吸潮引入更多水分，以及氧化物含量增加有关。

1.2 孔洞的分类

1.2.1 析出型气孔

析出型气孔通常呈标准球形，尺度较小，内壁光滑且无明显附着物。其形成过程为[13-14]：在熔池快速冷却过程中，过饱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-液界面表面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条件便被凝固在基体中。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。氢在液态铝中的溶解度为0.69 mL/100g，是固态铝中溶解度0.036 mL/100g的近20倍。因此，液态铝合金极易吸附氢，进而形成大量氢气孔。氢气孔主要有三种形成方式，分别是枝晶间形成的气孔、氧化物薄膜之间形成的气孔与依附在氧化物颗粒表面形成的气孔[15]。氢气孔的形成机理如图2[14]所示。

1.2.2 带入型气孔

带入型气孔主要由空心粉末引入，即粉末内部原有的封闭空腔在熔化过程中未能及时逸出，凝固后形成气孔。此类气孔的尺寸和形貌与原始空心孔洞相似，形态较为规则，尺寸分布范围较宽，内部常伴有氧化膜或不规则夹杂物。此外，在增材制造过程中，熔池表面的震荡会使环境气氛进入熔池，从而促进气孔形成。同时，在多层沉积过程中，先沉积层中的气孔在重熔时会释放气体，这些气体由底部进入新沉积的熔池后亦可形成气孔。带入型气孔在激光选区熔化合金中较为常见，而在熔丝成形合金中则相对罕见。随着空心粉末比例的增加，激光选区熔化合金中的孔洞数量随之上升，致密度下降，孔洞数量与空心粉率呈正相关关系。因此，控制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理。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形貌上难以明确区分，对力学性能的影响也大致相当，工程应用中并无必要对其进行严格区分。上述分类的目的在于明确气体的来源，以便在生产中制定有针对性的气孔控制措施。

1.2.3 匙孔型孔洞

匙孔是激光、电子束焊接或增材制造等高能量密度成形过程中特有的物理现象，其形成机理和性质与常规气孔或孔洞存在本质区别[17-18]。当高能量密度的激光或电子束聚焦于金属表面时，局部温度迅速超过金属沸点，导致金属气化并产生高压蒸汽。蒸汽以高速向外喷射，形成反向冲击力，将熔池金属向四周排开，形成一个深而窄的孔洞，即匙孔。匙孔的稳定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。匙孔本身并非缺陷，但当增材制造过程不稳定时，匙孔可能发生坍塌，导致金属蒸汽或外部气体被封闭于熔池中，最终形成匙孔型孔洞。典型的匙孔型孔洞呈倒三角形态。图4[19]是利用X射线同步辐射技术获得的激光选区熔化TC4钛合金中匙孔形成过程。

1.3 孔洞对力学性能的影响

图5展示了致密度对激光选区熔化GH4169高温合金室温拉伸性能及K439B高温合金高温持久性能的影响。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势。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条件下的高温持久性能也呈现上升趋势，致密度为99.99%的试样平均持久寿命明显高于致密度为99.9%的试样。上述结果表明，孔洞的存在对静力学性能具有负面影响，主要表现为减小有效承载面积并促进裂纹的萌生。当孔洞的数量和尺寸控制在较低水平时，其波动对静力学性能的影响幅度相对有限。

图6为激光直接沉积TC4钛合金中气孔位置与尺寸对疲劳性能的影响。图6(a)反映了气孔到试样表面的距离与疲劳寿命之间的关系(通过试样拉断后测量气孔至断口边缘的距离获得)。结果表明，在气孔尺寸相近的条件下，气孔距试样表面越远，疲劳寿命越长。图6(b)展示了试样内部气孔尺寸(距离表面大于2倍气孔直径)与疲劳寿命之间的关系。当气孔尺寸小于100 μm时，试样疲劳寿命在25万至250万次之间波动，表明此时疲劳寿命受气孔尺寸、显微组织及其他缺陷共同影响，气孔仅为影响因素之一。而当气孔尺寸超过300 μm时，疲劳寿命急剧下降，此时气孔尺寸成为影响疲劳寿命的主导因素。

综上所述，气孔对疲劳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控制在300 μm以下；二是气孔到零件表面的距离，关键零件表面应避免存在开口型孔洞。工程实践中，仅依靠增材制造工艺优化和过程控制难以完全满足上述要求，需结合热等静压处理及表面强化技术加以实现。

2、未熔合

未熔合是增材制造金属材料中一类常见缺陷，其尺寸跨度较大，从几十微米至数毫米不等，危害程度与裂纹相当。从形态特征来看，未熔合可分为球形、条形和不规则形状等类型；从形成机理分析，其成因主要包括能量输入不足、工艺参数不合理或波动、粉末表面氧化以及夹杂物等因素[9,20]。不同增材制造工艺及材料所产生的未熔合类型存在差异，其中激光选区熔化典型的未熔合形式包括：由粉末颗粒表面氧化引起的球形未熔合、由工艺或设备参数波动引起的面形未熔合，以及由能量输入不足引起的孔洞形未熔合。

球形未熔合主要由粉末颗粒表面氧化引起。当粉末颗粒表面存在较厚氧化膜时，在熔池中与液态金属润湿性差，导致粉末颗粒未能完全熔化。熔池凝固后，未熔化的粉末颗粒与周围金属之间存在连续完整的界面，形成球形未熔合缺陷。此类缺陷由独立粉末颗粒形成，在材料中呈随机分布，其直径与原始粉末颗粒直径基本一致。球形未熔合主要出现在激光选区熔化成形工艺中，在激光直接沉积成形中较为罕见。这类缺陷的危害相对较小，与同等尺寸的气孔和夹杂物相当。控制球形未熔合的关键在于抑制粉末氧化，并适当提高能量输入密度。

由工艺参数不合理或设备参数波动引起的未熔合可见于各类增材制造成形工艺。在激光选区熔化成形中，工艺参数不合理主要表现为线能量密度偏低、搭接率不足及层厚过大。当线能量密度接近工艺窗口下限时，若出现铺粉不均匀、烟尘遮挡或能量输入小幅波动等情况，便可能引发局部未熔合；搭接率偏小或层厚过大则易在相邻扫描道搭接区域形成条状未熔合。在直接能量沉积成形中，除线能量密度偏小和搭接率不足外，粉末或丝材送给速度过快、成形路径不合理等因素同样可能诱发未熔合缺陷。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，危害较大。

由于未熔合与夹杂物尺寸相近，在低倍金相显微镜下观察时易被误判为夹杂物。区分未熔合与夹杂物，除依据形貌和分布特征外，可采用微纳CT技术进行鉴别——未熔合在CT图像中呈现孔洞状结构。亦可借助扫描电镜观察，未熔合缺陷内壁可观察到自由表面形貌。鉴于未熔合主要出现于工艺开发阶段，通过严格的工艺认证和过程控制可有效避免此类缺陷的产生。

3、夹杂物

夹杂物是增材制造金属材料中的一类常见缺陷，其尺寸通常较小，多在几十微米量级，但对材料性能的危害通常高于同等尺寸的孔洞。从来源角度，夹杂物可分为外来混入型和在增材制造过程中生成型；从形态特征来看，夹杂物多呈不规则形状，部分质地致密，部分质地疏松；从成分组成上，则可分为非金属夹杂物和金属夹杂物。夹杂物主要出现在以粉末为成形材料的增材制造工艺中，如激光选区熔化、电子束选区熔化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，极少出现夹杂物。

外来混入的夹杂物主要有三个来源。第一个来源是合金熔炼及粉末制备过程中，由坩埚、喷嘴等陶瓷容器带入的氧化物陶瓷颗粒，常见的有Al₂O₃、SiO₂、ZrO₂、MgO、CaO等。此类颗粒质地致密、棱角分明、边界清晰，在金相显微镜下易于识别。此外，在真空感应熔炼制粉过程中，若对原材料质量控制不严或入炉前清理不彻底，也可能带入其他金属氧化物类夹杂物。第二个来源是粉末在使用过程中，经分筛、净化处理、转运或共用增材制造设备时混入的金属或非金属颗粒异物。特别是当不同合金共用粉末分筛设备或增材制造设备时，易混入异种成分的粉末颗粒。这类夹杂物在增材制造过程中通常与熔池金属一同熔化混合，成为合金中的杂质成分，熔池凝固后一般难以直接观察。只有当金属颗粒表面存在较厚氧化膜时，才可能形成球形未熔合，从而显现为金属颗粒夹杂物。第三个来源是空心粉末，部分空心粉内部并非空洞，而是填充了疏松的氧化物，熔池凝固后形成夹杂物。此类夹杂物在铝合金激光选区熔化中较为常见。

增材制造过程中形成的夹杂物主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理过程中难以完全去除，再次用于成形时便转化为夹杂物。由于这类夹杂物是在增材制造过程中生成的，粉末循环使用次数越多，其累积量越大。因此，对于重要结构件，应限制粉末的循环使用次数或控制新旧粉末的混合比例。事实上，由空心粉和飞溅形成的夹杂物在尺度、形态和成分上较为相似，不易区分，对力学性能的影响也大体相当，因此从产品验收的角度并无必要进行严格区分。此处对夹杂物引入途径进行区分的意义在于，为增材制造全流程中夹杂物的控制提供思路和依据。

夹杂物对力学性能具有显著影响，其危害通常大于同等尺度的气孔。无论是外部带入的陶瓷类夹杂物，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。当结构承受拉伸应力时，金属基体通过滑移发生塑性变形，而夹杂物因硬脆特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。当应力和位错积累至一定程度时，夹杂物与金属基体的界面开裂，形成裂纹源。对于强度较低的夹杂物，在应力作用下其自身也可能率先开裂，同样成为裂纹源。此外，由于夹杂物与金属基体的线膨胀系数存在差异，高温下夹杂物界面处的热应力与机械应力相互叠加。同时，高温促进位错滑移。因此，相较于室温力学性能，夹杂物对材料的高温持久性能影响更为显著，与同尺寸气孔相比，夹杂物对高温持久性能的危害更大。无论何种性质的夹杂物，均应严格控制其尺寸和数量。特别是对于承受疲劳载荷的航空重要及关键增材制造零件，通常需经热等静压处理后使用，若此时夹杂物水平较高或尺度较大，零件的疲劳寿命仍将大幅下降。

4、裂纹

裂纹是增材制造金属材料中常见的一类面缺陷，也是对结构完整性危害最大的缺陷类型。从尺度上，裂纹可分为微观裂纹(亦称微裂纹)和宏观裂纹(亦称开放裂纹)；从形成机理上，则可分为热裂纹和冷裂纹。通常，热裂纹尺度较小，多归属于微观裂纹范畴；冷裂纹尺度较大，常表现为宏观裂纹。增材制造金属材料中裂纹的形成机制较为复杂，往往并非单一机制主导。为便于系统讨论，本文以裂纹尺度为主线进行分类阐述。

裂纹对材料与结构的危害主要体现在以下几个方面：其一，裂纹的存在减小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，裂纹可直接作为疲劳裂纹源，显著缩短疲劳裂纹萌生时间，大幅降低材料的疲劳寿命；其三，在微裂纹尖端区域易形成强烈的应力集中，局部应力远高于结构所受的平均应力，当材料塑性或韧性较低时，极易诱发脆性断裂。此外，若增材制造过程中残余应力持续累积，当局部区域由残余应力引起的应变超过材料的变形能力时，便可能产生大尺寸开放式裂纹，直接导致零件报废。裂纹的类型及其表现形式受成形方法和工艺参数的影响，但其产生的根本原因则由材料成分的本质所决定。

4.1 微裂纹

增材制造中的微裂纹属于热裂纹范畴，其形成机制主要可分为两类[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，材料处于固-液共存状态时，枝晶间存在不连续的液态薄膜。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隙，也难以承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制与增材制造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发生液化，并在应力作用下沿液相开裂，称为液化裂纹。热裂纹表面有金属熔化现象，存在明显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。

根据成形方法的不同，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具有显著影响，主要体现在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倾向也越大。

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，无论采用激光选区熔化还是电弧熔丝成形工艺，其热裂纹倾向均很低[25-27]。当铝合金成分偏离共晶点时，固-液相线区间变宽，枝晶间易形成低熔点液膜，在冷却过程中热应力作用下易形成热裂纹[28-32]。铝合金热裂纹主要受化学成分影响，化学成分的变化会改变结晶温度区间、低熔点共晶含量以及晶粒形貌与尺寸，进而影响热裂纹敏感性。一般而言，缩小结晶温度区间和细化晶粒可降低铝合金的热裂纹倾向。将低熔点共晶含量控制在适当水平，避开敏感区间，同样有助于降低热裂纹倾向。此外，在铝合金中少量添加Ti、B、Sc、Zr等合金元素，可细化晶粒、调整枝晶结构、破坏液膜连续性，从而降低热裂纹倾向[34-38]。

4.1.2 高温合金微裂纹

高温合金增材制造的热裂倾向与合金成分、工艺方法密切相关，其中合金成分是最重要的影响因素[39-41]。GH3625和GH4169合金的热裂纹倾向较小，适合进行增材制造[42-46]。而GH3536和GH3230合金的热裂纹倾向较大，易出现沿晶界分布的细小裂纹[47-49]。K418B、K447A、DD5等铸造高温合金均具有较高的热裂倾向，即使通过材料成分和增材制造工艺优化，也难以显著降低裂纹数量。这类合金采用电子束选区熔化成形时，由于可实现1000 ℃以上的预热，能在一定程度上减少热裂纹。GTD222、K439B、K477合金的热裂倾向相对较低，经过材料成分和增材制造工艺优化后，其单位面积热裂纹数量远低于GH3230合金，与GH3536合金相当，部分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陷，呈大尺寸开放状态，通常在冷却过程中形成，故亦称冷裂纹。一般而言，成形材料的室温塑性越低，结构尺寸越大，截面突变越剧烈，产生宏观裂纹的倾向性越高。

4.2.1 增材制造过程中形成的宏观裂纹

增材制造过程中形成的宏观裂纹主要是由于累积的残余应力所产生的应变超过了材料自身的塑性变形能力，从而引发开裂。因此，评估合金是否适于增材制造的重要指标之一便是沉积态材料的断后伸长率。为提高金属材料的综合性能，各类合金的合金化程度通常不断提高，这在一定程度上增加了增材制造过程中宏观裂纹的产生风险。以高强铝合金为例，图8为AlFeMoSi高强铝合金研制过程中试样出现的冷裂纹。试样在增材制造时，冷裂纹绝大部分萌生于试样边缘。对于20 mm×20 mm×20 mm的小尺寸试样，即使合金塑性较低，累积的残余应力也不足以引发开放式开裂。然而，当进一步提高材料的合金化程度，使材料的沉积态屈服强度接近600 MPa时，断后伸长率将降至5%以下，此时试样便会发生宏观开裂。需要指出的是，合金沉积态塑性是影响宏观裂纹形成的决定性因素，但零件的尺寸和构型特征同样是影响宏观裂纹产生的重要影响因素。

4.2.2 热处理过程中形成的宏观裂纹

一些增材制造零件在成形及放置过程中未出现宏观裂纹，但在后续热处理时却发生宏观开裂，裂纹可贯穿零件的局部结构。这类裂纹主要出现在GTD222、GH439B、GH438、K477等高Al、Ti含量高温合金的激光选区熔化成形零件上，如图9所示。

增材制造高温合金在热处理过程中出现宏观裂纹，通常具备以下几个特征：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 ℃温度范围内断后伸长率存在明显低谷现象。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%，高温段断后伸长率下降显著。因此，虽然该合金在激光选区熔化过程中的热裂纹倾向较低，但所制造零件在后续热处理过程中易出现宏观裂纹。

综上所述，设计适用于增材制造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，即在增材制造过程中热裂纹倾向低或不产生热裂纹；二是不产生热处理宏观裂纹。因此，在设计合金成分时，应采用多种强化机制，兼顾高温性能与工艺性能。

5、热等静压对缺陷的影响

通过材料成分优化、工艺调控、工艺过程控制，可在一定程度上减少增材制造金属材料中的缺陷，但难以完全避免。热等静压是一种通过在高温高压条件下使材料发生塑性变形，促使孔洞、裂纹等冶金缺陷闭合，并使闭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理方法。目前，热等静压已成为增材制造成形后减少和消除孔洞、微裂纹等缺陷的有效手段。

5.1 热等静压闭合增材制造缺陷的效果

热等静压能够使毫米级大尺寸孔洞缩小，并使几十微米级小尺寸孔洞完全消失。表1展示了激光选区熔化GH4169合金在热等静压前后孔洞的变化情况。结果表明，经过热等静压处理后，孔洞数量和尺寸均显著降低。热等静压闭合孔洞的效果与处理温度、压力及时间参数密切相关，参数越强，孔洞闭合效果越好。然而，在工程应用中，受材料特性、设备能力及成本控制等因素的限制，难以将所有孔洞完全闭合。根据具体合金的特性，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闭合。

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，因此对于内部封闭型缺陷能够有效闭合。然而，对于表面开口或近表面缺陷，加压过程中气体易进入缺陷内部，使内外压力平衡，导致缺陷无法闭合[50]。图10展示了热等静压对激光选区熔化GH3230高温合金微裂纹的影响。由图可见，热等静压后材料内部微裂纹得到了有效闭合，但表面约1 mm厚区域的微裂纹无法闭合。由此可见，对于增材制造过程中形成的表面开口孔洞、开口微裂纹及宏观裂纹，热等静压的闭合效果不理想，甚至难以实现闭合。

热等静压通过高温高压作用，诱导材料内部发生塑性变形及溶质元素扩散，从而实现缺陷的闭合[51-52]。热等静压闭合缺陷的机理示意图如图11[53]所示。在热等静压的初始阶段，由于压力和温度较低，材料未发生显著的塑性变形(图11(b))。随着压力与温度升高至一定程度，材料内部发生持续塑性变形，并在缺陷周围形成应变场(图11(c))。随着处理时间的延长，塑性变形的不均匀性导致缺陷形状出现不规则变化(图11(d))。在持续塑性变形作用下，大尺寸缺陷逐渐分解为较小的不规则缺陷(图11(e))。与此同时，变形区域内的位错发生重排，形成亚晶粒结构，从而在缺陷闭合区域形成再结晶组织(图11(f))。最终，缺陷内表面相互接触，缺陷得以消除[53]。针对增材制造GH4975高温合金的研究表明，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。裂纹闭合后，各元素在温度驱动下再次向邻近区域扩散。因此，经热等静压处理后，裂纹处O元素含量较高，Al、Ti元素含量接近基体水平，Ni元素含量恢复至正常状态[52]。

需要注意的是，若缺陷内部存在其他物质，则会阻碍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，其内表面往往存在氧化膜，由于氧化膜的阻挡作用，闭合后的界面难以形成冶金结合。而对于颗粒状或团絮状夹杂物，热等静压后基体保持原始状态，无法实现有效的冶金结合。此外，如果气孔中的气体为活性气体，高温下可能会与金属发生反应，在气孔内表面形成反应产物，扩散后可能导致冶金结合不良。

表1 热等静压对激光选区熔化GH4169高温合金孔洞的影响

5.2 热等静压对力学性能的影响

热等静压处理后，由于材料内部绝大部分缺陷得到有效闭合，其疲劳性能获得显著改善，主要表现为疲劳性能数据的分散度降低，疲劳极限的置信度提高。当热等静压所采用的最高温度与合金的热处理规范合理匹配时，还可在一定程度上进一步提升疲劳极限。通过优化工艺参数，采用激光选区熔化工艺制备了致密度为99.5%的TC4钛合金试样，并对其在热等静压前后的疲劳性能进行了对比测试。结果表明，热等静压处理不仅降低了疲劳性能的分散度，还将疲劳极限由约650 MPa提升至约700 MPa。

上述激光选区熔化钛合金疲劳性能的改善主要归因于缺陷的闭合。而对于高温合金的室温拉伸、高温拉伸及高温持久等静力学性能而言，其改善则源于两个方面：一是热等静压过程中缺陷的闭合；二是热等静压的热效应对材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理的效果，对合金的析出相特征产生显著影响。表2对比了激光选区熔化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高温持久性能。结果显示，热等静压处理后各项性能均得到明显改善。鉴于孔洞对高温合金静力学性能的影响相对有限，GH4169合金经热等静压后静力学性能的提升，更多来源于热等静压热过程对显微组织的优化调整。

因此，增材制造零件是否需要采用热等静压处理，应综合考虑合金特性、缺陷特征及服役载荷条件等因素进行系统分析判断，并据此制定合理的热等静压工艺参数。

表2 热等静压对激光选区熔化GH4169高温合金力学性能的影响

6、结束语

增材制造技术以其逐层叠加的成形原理，突破了传统工艺在复杂结构制造方面的约束，为航空航天轻量化构件、个性化医疗植入体及功能梯度材料的一体化成形提供了全新技术路径。然而，这种独特的制造过程也导致材料缺陷在类型、形成机制和形貌特征等方面呈现出显著的特殊性。近年来，随着研究的不断深入，已初步揭示了增材制造金属材料中常见缺陷的类型及成因，并在一定程度上揭示了缺陷对材料力学性能的影响规律。表3给出了增材制造金属材料中典型缺陷的形貌特点、形成机理、常见工艺与典型图片。

在实际生产中，增材制造金属零件的缺陷形成与抑制受多种因素的共同影响，导致缺陷在类型、形态及分布上表现出显著差异。中心前期采用X射线检测、荧光渗透检测及超声检测等无损检测方法，对多种零件的内部及表面质量进行了全面评估。图12展示了不同无损检测方法检出的典型缺陷，图中箭头所指区域即为缺陷所在位置。中心多年的研究结果表明，为获得高质量的增材制造产品，必须从原材料质量控制、人员技能培训、生产环境管理、设备状态维护、工艺过程控制、后处理工艺优化以及检测与评价等多个环节实施系统性的质量管控。只有建立覆盖全生产流程的协同控制体系，才能最大程度抑制缺陷的形成，确保零件获得良好的冶金质量。

增材制造金属材料的缺陷控制虽已取得显著进展，但要实现其在航空航天、医疗器械、能源装备等关键工程领域的安全可靠应用，仍面临诸多挑战。增材制造金属材料的缺陷研究未来可从以下方面进一步深入推进：

(1) 揭示缺陷形成机理与工艺映射关系

当前对缺陷形成机制的理解缺乏系统的理论支撑和定量化模型。未来研究应加强实验研究与多尺度数值模拟的协同发展，建立涵盖原材料特性、熔池动力学、凝固行为与缺陷演变的跨尺度耦合模型。重点研究原材料特征参数对气孔、未熔合、夹杂等缺陷形成的定量影响机制，系统探索增材制造关键工艺参数与缺陷类型、尺寸、形态及空间分布之间的内在关联。尤其应借助高时空分辨率的原位表征手段，如同步辐射X射线成像、高速红外热像仪、高速光学摄像等，对缺陷的形核、生长及演化过程进行实时追踪与解析。揭示缺陷形成的热力学与动力学机制，为实现缺陷的主动调控和工艺窗口的精准优化提供坚实的理论基础。

(2) 开发增材制造专用金属材料

目前增材制造领域广泛使用的金属材料多直接沿用铸造、锻造等传统工艺的材料牌号，其化学成分并未针对增材制造快速熔化与凝固、高温度梯度、复杂热循环等工艺特点进行优化设计，导致成形过程中易发生开裂。因此，亟须从材料设计的源头出发，围绕增材制造独特的熔凝行为与热力学条件，开发具有良好工艺适应性和服役性能的专用合金体系。应结合相图计算、热力学模拟、高通量实验与机器学习等方法，系统研究合金元素对凝固区间、热膨胀系数、相变路径等的影响机制，探索微合金化、纳米颗粒增强等策略在细化晶粒、抑制裂纹、调控缺陷方面的作用规律。推动形成面向不同增材制造工艺的专用材料设计准则，推动新型合金粉末与丝材的研发与标准化生产，实现材料成分与制造工艺的协同优化，从源头抑制缺陷的产生，提升材料的可制造性与服役可靠性。

(3) 建立面向零件服役要求的缺陷验收标准

当前增材制造零件的缺陷评价多沿用传统制造领域的统一验收标准，未能充分考虑增材制造缺陷的特殊性及其与服役性能之间的复杂关联，缺乏针对性与科学性。未来应系统研究缺陷类型、尺寸、形态、空间分布及取向在不同载荷条件(如高周疲劳、低周疲劳、拉伸、断裂、冲击等)下对力学行为的影响机制，建立缺陷特征与力学性能之间的关联模型。发展涵盖显微组织、缺陷特征与力学性能的综合评价方法，揭示缺陷在复杂应力状态下的演化规律与失效机制。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，推动建立分级化、行业适配、风险可控的增材制造零件缺陷验收标准体系。在保障零件服役安全的前提下，兼顾制造成本与效率的平衡。

(4) 研究智能化在线监测与闭环控制技术

增材制造过程中形成的缺陷通常具有尺寸微小、分布随机、来源复杂、演化迅速等特点，传统的事后检测手段难以实现有效控制。因此，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。应整合多种传感手段，如高速摄像监测熔池动态、红外热成像监测温度场分布、光学相干断层扫描监测层间形貌等，构建覆盖成形全过程的数据采集平台。在此基础上，结合机器学习、深度学习等人工智能算法，建立工艺异常与缺陷特征的模式识别与实时诊断模型，实现对气孔、未熔合、夹杂物等缺陷的早期预警与定位。进一步开发基于实时监测数据的闭环控制系统，通过动态调整工艺参数实现缺陷抑制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-质量追溯"的一体化智能制造体系，提升增材制造零件质量的一致性与工艺稳定性。

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（注，原文标题：增材制造金属材料典型缺陷研究进展_张学军）