基于增材制造的原位合金化制造方法的研究進展

馬 軍，賈文鵬，李 燁，賈 亮，金 峰

(1.西安交通大學 機械結構強度與振動國家重點實驗室，陜西 西安 710049)

(2.西北有色金屬研究院 金屬多孔材料國家重點實驗室，陜西 西安 710016)

1 前 言

增材制造是一種基于目標產品的三維模型切片逐層制造實體產品切片并最終累積成型的凈成形制造工藝。增材制造具有快速制造幾何形狀復雜的產品的能力，也常用于快速合成新材料[1]?；诮饘俜勰┑募す饣螂娮邮廴谠霾闹圃旆椒ㄓ绕涫艿疥P注，在該過程中，金屬粉末逐層鋪展于前一層熔融凝固粉末表面，被快速移動的激光或電子束逐層熔化形成毫米或微米級的微熔池，最后凝固形成致密金屬塊體。金屬粉末熔融增材制造工藝已廣泛用于制備航天器零部件、人工骨骼植入物等[2，3]。目前用于金屬粉末增材制造工藝的粉末多數為預合金粉末，這種粉末和增材制造最終產品的元素組成相同，具有性能穩定、孔隙率小的優點，適用于進行常規商用合金打印件的大規模制造。然而在很多新合金成分的打印件，特別是具有多主元成分的高熵合金打印件開發中，需要頻繁調整打印件的合金成分，甚至需要制備具有元素成分梯度的打印件，此時，采用基于多種元素粉或多種預合金粉的混合粉末進行原位合金化增材制造就成為一種成本低廉、快速高效的手段[3，4]。雖然原位合金化增材制造具有誘人的應用前景，但對其的研究還處于初始階段，目前的研究集中于以下幾個方面：① 混合元素粉或預合金粉的粒徑分布、形貌及混合方法對打印件成分均勻性、致密度的影響；② 打印工藝，包含輸入功率、掃描速度、掃描策略對打印件成分均勻性、致密度的影響；③ 元素粉成分及高熔點粉末含量等對打印件性能的影響；④ 基于原位合金化打印具有成分波動或梯度的合金復合材料研究；⑤ 原位合金化粉床激光熔融過程的數值模擬研究。本文將介紹這5個方面的研究進展，并對未來的研究方向進行展望。

2 研究進展

2.1 混合粉末特征和混合方法的影響

金屬原位合金化增材制造工藝是基于粉末床或同軸送粉打印的，其過程如圖1所示[6，7]。因此粉末的粒度分布和流動性對控制打印缺陷至關重要，而原位合金化工藝采用的混合元素粉或混合合金粉需要既能達到不同粉末的均勻混合以便促進打印過程中的元素均勻分布，又不影響流動性以避免產生過多缺陷。

圖1 激光粉床熔融原位合金化工藝中的混粉和打印過程(a)，激光同軸送粉熔融原位合金化工藝中的混粉和打印過程(b)[6，7]Fig.1 Schematic illustrations of the powders blending processing and the laser powder bed fusion (LPBF) processing of the blended powders (a)，schematic illustration of powders blending and the direct energy deposition (DED) processing of the blended powders (b)[6，7]

Marius等[8]基于Inconel718、CoCr75粉和其他元素粉混合制備了2種高熵超合金，研究了4種混合粉對打印效果的影響。B粉末為D50粒徑同為33 μm的球形Inconel718和CoCr75混合粉末。D粉末為D50粒徑同為33 μm的Inconel718和CoCr75混合粉加少量D50粒徑為12 μm的球形Ni和Co等元素粉。M粉末為D50粒徑為33 μm的Inconel718粉加少量D50粒徑為12 μm的球形Co粉，和更少量的尖角型Cr粉(D50粒徑為23 μm)。F粉末為D50粒徑為33 μm的Inconel 718粉加大量(質量分數40%)的不規則Co和Cr粉(D50粒徑為2～3.8 μm)。將4種混合粉末分別在不銹鋼雙錐罐中以30 r/min的速度旋轉2 h混合。除B粉末外，其他混合粉末粒徑都為雙峰分布，平均粒徑依次降低，其流動性(打印適應性)也依次降低。4種混合粉末的形貌如圖2所示。采用激光粉床打印工藝將4種混合粉末打印成塊體，激光功率為175 W，掃描速度為500 mm/s，掃描線寬為120 μm，鋪粉層厚為30 μm。結果表明，相同打印工藝下，B到F的打印件孔隙率依次增大，F達到15.72%，B為0.06%，D和M分別為0.21%和0.8%(圖3)。其元素均勻性按照B、M、D、F依次提高(圖4)。雖然D的細粉含量比M少，但M含有表面粗糙的尖角Cr粉，因此D的松裝密度高于M，所以激光能量吸收效率高于M，導致更大的熔池，混合效率更好。F松裝密度低，但小于10 μm的細粉含量最高，其不規則形狀也促進了化學均勻性。D是孔隙度和元素均勻性綜合性能最平衡的混合粉末，因為它具有最高的松裝密度，以及小于B的D50粒徑。由此可見，在混合粉末中，增大不同種類球形粉末之間的粒徑差異有助于將不同的元素粉混合均勻，同時保證打印質量，而為了增加粒徑差而過度提高非球形粉含量時，會大幅降低打印質量，增加孔隙度。Duan等[9]將D50粒徑為43 μm的球形Ti粉和D50粒徑為20 μm的球形Mo粉混合，促進了混合粉的均勻性且保證了熔點較高的Mo粉較易熔化，結合較高的激光能量輸入密度實現了Ti12Mo合金激光粉床熔融打印件的元素均勻分布。

圖2 B(a)、D(b)、M(c)和F(d)混合粉末的高倍SEM照片[8]Fig.2 High magnification SEM images of the blends of powder B(a)，D(b)，M(c) and F(d)[8]

圖3 B(a)、D(b)、M(c)和F(d)混合粉打印件橫截面的光鏡照片，同時標注了孔隙度[8]Fig.3 Optical images showing the porosity values of processed blends B (a)，D (b)，M (c) and F (d)，respectively for cross section views[8]

圖4 B(a)、D(b)、M(c)和F(d)混合粉末的打印件EDS元素分布圖譜[8]Fig.4 EDS maps of Co，Cr，Ni and Mo for blend B(a)，D (b)，M (c) and F (d)，respectively[8]

混合粉末中粒徑過小的元素粉末顆粒容易團聚，反而有可能增大混合粉末的不均勻性。為此，Simonelli等[10]研究了采用衛星粉方式混合的元素混合粉對原位合金化的影響。將Ti，Al，V粉以90∶6∶4的質量比混合，其D50粒徑分別為67，6，21 μm，為了將粒徑較小的Al和V粉附著于Ti粉表面，實現大小粉末的均勻混合，在混合粉末中加入聚乙烯醇(PVA)濃度為2.7%的水溶液，在混合罐中進行濕法混合，然后烘干，從而實現了大小粉末的衛星粉方式混合，如圖5所示。對混合粉末進行激光粉床原位合金化打印，打印工藝與預合金粉末相同：激光功率82 W，掃描線寬90 μm，層厚40 μm，掃描速度500 mm/s。與未實現衛星粉混合的簡單混合粉末的打印件對比，元素偏聚顯著減小，衛星粉混合法得到的顯微組織與預合金粉的顯微組織類似，但仍然未實現與預合金粉相同的均勻元素分布，如圖6。

圖5 背散射掃描電鏡照片顯示Ti、Al和V在簡單混合粉末(a)和衛星粉末(b)中的分布及示意圖(較大的Ti顆粒被較小的Al和V顆粒包圍)[10]Fig.5 Backscattered SEM images showing the distribution of Ti，Al and V in simply mixed blend (a) and satellited powders (b) (larger Ti particles are decorated by smaller particles of Al and V)[10]

圖6 預合金粉末打印件(a)、簡單混合粉末打印件(b)、衛星粉末打印件(c)樣品的光鏡照片[10]Fig.6 Optical micrographs showing the typical microstructures of the frontal plane of the samples deposited from pre-alloyed feedstocks (a)，simply-mixed feedstock (b)，and satellited feedstocks (c)[10]

除了傳統的振動混合或旋轉混合方式外，對混合粉進行球磨混合可以進一步促進混合均勻性。Khademzadeh等[11，12]將非球形Ni和Ti元素混合粉進行球磨混合，不僅促進了混合均勻性，而且在混合過程中實現了機械合金化，促進了NiTi相的形成，從而減小了后續同軸送粉激光打印過程中形成混合金屬熔池所需的能量，從而使打印速度提高了3倍。需要指出的是，球磨過程有可能破壞粉末的球形度，但對于用于同軸送粉激光打印的非球形粉末來說，影響較小。球磨混合非常有利于促進微米級球形粉和納米粉末的均勻混合，Lu等[13]將高熵合金CoCrFeMnNi(15～53 μm)和2% TiC(質量分數，粒徑50 nm)這2種粉末用球磨法混合，TiC納米粉末均勻附著于主粉末表面(圖7所示)，且主粉末球形度沒有破壞?；谶@種混合粉末，采用激光粉床熔融(功率160 W、掃描速度800 mm/s、層厚30 μm、線寬50 μm)制備了打印件，相對于不添加TiC納米粉的純CoCrFeMnNi粉末打印件，混合粉末打印件的致密度得到提高。這是由于加入納米顆粒提高了主顆粒表面粗糙度，且納米顆粒對激光吸收大，降低了激光反射以及打印飛濺。

圖7 高熵合金(HEA)+TiC混合粉末顆粒表面的元素分布，顯示了TiC納米顆粒(白色箭頭所示)均勻分布于HEA顆粒表面[13]Fig.7 Element distribution of high entropy alloy(HEA)+TiC mixed powders，indicating the uniform distribution of TiC nanoparticles (marked by white arrows) on the surface of HEA powders[13]

2.2 打印工藝對打印件的影響

混合粉末的激光或電子束熔融過程是原位合金化成敗的關鍵過程。在這個過程中打印工藝決定著微熔池幾何形狀、尺寸、熔池之間重熔次數、熔池溫度等熔化特征，進而制約著熔池內部及熔池之間混合元素的均勻分布、難熔顆粒的徹底熔化、易揮發元素的損失以及熔池內部氣孔的消除等原位合金化增材制造方法的關鍵問題。

在混合粉末的激光熔融過程中，提高打印件的層間重熔次數可以有效促進熔池的成分均勻性及消除未熔顆粒，這與電弧熔煉過程中通過多次重熔促進合金錠子均勻性的機理一致。

Duan等[7]對Ti-12Mo-6Zr-2Fe成分的球形元素混合粉進行了粉床激光熔融打印(激光功率300 W，掃描速度1000 mm/s，掃描線寬75 μm，層厚20 μm)，熔池深度和寬度分別為(379±15)μm和(91±4)μm，由于其層厚是20 μm，因此每層都經歷了多次重熔，多次重熔工藝有效保證了高熔點Mo顆粒的徹底熔化以及其他成分的均勻，如圖8所示。進一步結合棋盤掃描的整體策略最終使打印件致密度達到99.8%。

圖8 采用棋盤掃描策略打印的Ti-12Mo-6Zr-2Fe合金的側面頂端熔池形貌光學照片(a)，激光重熔過程中元素分布均勻化的示意圖(b)[7]Fig.8 The optical microscopy image of the side section of the Ti-12Mo-6Zr-2Fe alloy manufactured by the chess scanning strategy showing the melt pool morphologies of the top layer (a)，the schematic represents the homogenisation mechanism during the laser remelts (b)[7]

然而提高層間重熔次數往往需要提高激光輸入能量，這往往會導致熔池溫度過高，造成一些易揮發元素的損失。Chen等[14，15]采用激光粉床熔融打印CoCrFeMnNi預合金粉時，僅需要激光能量輸入體密度達到60 J/mm3就可達到最高致密度，而將Mn元素粉與CoCrFeNi預合金粉混合打印制備CoCrFeMnNi高熵合金時，則需要激光能量輸入體密度達到260 J/mm3才能獲得比較深的熔池，從而通過層間多次重熔保證元素均勻。此時Mn揮發嚴重，含量從混合粉末中的21.53%降至打印件中的16.67%(原子數分數)，但打印件致密度達到最大。Hou等[16]基于等物質的量之比混合的Fe，Co，Cr，Ni元素混合粉通過激光粉床熔融工藝原位合金化制備了FeCoCrNi高熵合金塊體，發現打印能量輸入增大到104 J/mm3時致密度最大，而當能量輸入進一步增大到223 J/mm3時才能完全消除未熔Cr顆粒，但此時引起Cr含量的損失，且致密度略微降低。為了解決高能量輸入下元素損失的問題，可以對同一粉末層進行低能量二次重熔，同樣可以提高層間重熔次數，且不損失元素。Brodie等[17]采用激光重熔策略原位合金化制備了Ti25Ta合金，大幅減少了未熔Ta顆粒，且避免了高能量輸入導致的匙孔和元素蒸發。

除了增加重熔次數可以改善均勻性外，增大熔池尺寸也可提升元素均勻性，因為熔池越大，可容納的混合元素粉成分越接近于設定值，將其全部熔化混合有利于促進元素均勻性提升。Huang等[18]研究了激光粉床熔融的功率、速度和激光光斑形貌對原位合金化Ti34Nb的孔隙、夾雜和微觀結構演化的影響。結果顯示，寬束斑(束斑直徑200 μm)和高功率高速度(950 W，900 mm/s)短條帶寬的掃描策略形成了一個大的單獨條帶熔池，如圖9所示，其移動緩慢，具有低深寬比，大和慢的熔池允許Nb高效熔化，最小化了未熔顆粒，同時低深寬比防止了匙孔出現。由于同軸送粉激光打印熔池大，不同粉末比例可根據送粉速度靈活調配，因此被普遍用來進行原位合金化打印。Haase等[19]采用同軸送粉激光打印工藝原位合金化制備了強度高于鑄態試樣且塑性良好的CoCr-FeMnNi合金，Co，Cr，Fe，Mn，Ni元素粉的粒徑范圍45～90 μm，激光直徑1.2 mm，功率370 W，沉積速度800 mm/min，粉末流速2 g/min。由于毫米級的激光直徑遠大于粉末粒徑，因此產生的毫米級熔池可以容納足夠多的混合粉末，從而更容易避免混合粉末中不同元素粉末顆粒在亞毫米范圍內的不均勻分布造成的打印件成分不均勻。Wang等[20]采用同軸送粉激光打印工藝原位合金化制備了AlCoCrFeNi高熵合金，Al，Co，Cr，Fe和Ni元素粉的粒度范圍尺寸為50～150 μm，激光功率為800 W，激光直徑為3 mm，掃描速度為800 mm/min，層厚為0.25 mm。打印獲得了完全由FCC相組成的組織，說明原位合金化工藝成功實現了合金的高熵化。Wang等[21]采用同軸送粉激光熔融工藝基于粒度范圍45～150 μm的Ni，Cr，Mo，Nb和Fe元素粉原位合金化制備了Inconel 625，激光直徑為0.45 mm，激光功率為220 W，進粉速度為2.3 g/min，掃描速度為500～1100 mm/min。當掃描速度為500 mm/min時，打印件中的大部分高熔點顆粒熔化，在打印態下，在最低激光掃描速度下獲得的原位合金化Inconel 625的力學性能與相同直接能量沉積法(direct energy diposition，DED)工藝條件下使用預合金粉末獲得的打印件性能基本相同。原位合金化過程中相對高熔點元素顆粒的完全熔化是一大難點。Bosio等[20]對質量比為96∶4的AlSi10Mg(D50粒徑40.3 μm)和Cu(D50粒徑6.5 μm)球形混合粉進行了激光粉床原位合金化熔融制備，激光功率、掃描速度、層厚和掃描線寬分別為170 W、1000 mm/s、30 μm和0.14 mm?？赡苡捎诩す夤β蔬^小，且這2種粉末熔點差距過大(483 ℃)，熔池過淺(熔深50 μm，熔寬120 μm)，打印件中存在Cu的未熔顆粒和偏聚。為了解決這個問題，對打印件進行了515 ℃熱處理，實現了Cu元素的均勻化，這也是解決高熔點元素均勻化分布的一種手段。

圖9 模擬的熔池溫度云圖，反映了單個條帶下熔池的演變，打印參數分別對應于激光功率350 W(a)和950 W(b)的樣品[18]Fig.9 Simulated temperature profile snapshots，which represents the meltpool evolution in a single stripe during laser scanning with printing parameters corresponding to 350 W (a) and 950 W (b) samples[18]

2.3 元素粉成分、高熔點粉末含量等對打印件性能的影響

原位合金化增材制造的難度隨著混合粉末中難熔元素顆粒的熔點和含量的增加而提高，例如對于在醫用生物材料中有應用前景的高強度低模量Ti-Nb-Mo材料的原位合金化打印來說，當高熔點Nb和Mo粉末含量低于20%(原子百分數)時，采用常規的激光粉床熔融工藝并增大激光功率就可以完全消除未熔顆粒，并保持較低的孔隙率[7，9]，而當Nb或Mo含量達到約35%(原子數分數)時，需要更高的激光能量才能消除未熔顆粒。但是，過高的激光能量易導致熔池深寬比過高，引起匙孔孔隙。為了消除這個問題，Huang等[18，23]采用條帶掃描的特殊方法獲得了較大且熔深較淺的熔池和較慢的熔池移動速度，才同時解決了未熔顆粒和匙孔孔隙的問題。類似地，高熔點TiC納米顆粒在混合粉末中的含量對打印質量也有顯著影響。當CoCrFeMnNi+TiC混合粉中的TiC納米顆粒含量為較低的2%(質量分數)時，基于激光粉床熔融的打印效果良好，致密度達到99.7%，打印件的室溫拉伸強度達到1022 MPa，延伸率22%[13]。而當CoCrFeMnNi+TiN混合粉中的TiN納米粉末含量達到5%(質量分數)時，基于激光粉床熔融的打印效果急劇惡化，致密度僅達到95%，室溫強度1036 MPa，而延伸率劣化至12%[24]。有時高熔點顆粒的含量被有意地增加以產生未熔顆粒。Mendoza等[25]專門將Ti+W混合粉中的W粉含量從5%增加至25%(質量分數)以在激光粉床熔融過程中保留較多的未熔W顆粒，這些彌散分布的W顆粒起到了細化Ti晶粒的作用。

2.4 基于原位合金化打印具有成分波動或梯度的合金復合材料研究

常規的原位合金化增材制造研究的目標是消除元素粉混合不均勻及后續打印缺陷導致的成分不均勻，使其微觀組織和性能達到預合金粉打印件的水平。然而原位合金化工藝也可以用來制備具有成分不均勻性或梯度的合金材料，以滿足特殊的應用或科研需求。FCC-BCC雙相不銹鋼具有良好的抗腐蝕性和強度匹配，其傳統制備工藝是經過高溫熱處理實現雙相組織，但增材制造的復雜幾何結構不便于后續高溫熱處理。為此，Li等[26]采用平均粒徑30～39 μm的22Cr+6%Ni(質量分數)合金混合粉，基于激光粉床熔融工藝制備了Ni成分分布不均勻的打印件，在高Ni含量部位形成FCC相，而低Ni含量部位形成BCC相，如圖10所示，從而不需要經過熱處理就形成了雙相不銹鋼打印件。為了促進Ni含量的波動，設置了較小的鋪粉層厚(15 μm)以促進粉床Ni含量不均勻，以及較大的掃描線寬(120 μm，束斑直徑50 μm)和較小的激光功率(90 W)以減小熔池之間的重疊及重熔，這些都促進了打印件Ni成分的波動。他們還基于混合粉中Ni粉末之間的平均距離和熔池尺寸推導了單個熔池中Ni元素濃度分布概率，如公式(1)：

(1)

圖10 對打印件BCC相和FCC相的EDS元素線掃描揭示了Ni元素濃度在兩相之間的波動[26]Fig.10 Energy dispersive spectroscopy (EDS) line scanning across BCC and FCC regions in the as-built state showing the spatial distribution of elements[26]

其中，λ為單個熔池中的Ni顆粒平均捕集率，正比于混合粉中Ni顆粒之間的平均距離和熔池尺寸之比的平方。k是假設熔池中捕集到Ni顆粒的數量。

基于公式(1)可以推導出打印件中的Ni元素濃度分布累積概率圖，如圖11所示，計算結果與EDS分析結果一致，基于上述公式建立的不同打印參數下的Ni濃度概率積累曲線表明打印速度越快(熔池直徑越小)，熔池重疊率越小，則Ni濃度散布區越大。

圖11 Ni元素濃度分布累積概率的測量曲線與計算曲線對比[26]Fig.11 Cumulative probability distribution for Ni measured experimentally using EDS and calculated by model[26]

Melia等[27]采用同軸送粉激光熔融工藝原位合金化打印了具有Mo，Nb，Ta，W梯度成分的MoNbTaW難熔高熵合金，通過分別獨立調節Mo，Nb，Ta，W粉末的送粉速率達到控制打印件中各元素含量從0～100%的成分梯度變化。對具有不同元素配比的局部區域進行了微觀組織、化學成分、顯微硬度的表征，建立了成分-性能關系，驗證了基于同軸送粉激光熔融工藝原位合金化進行高熵合金成分的高通量研究的可行性。Zhao等[28]基于激光粉床熔融工藝原位合金化打印了具有CoCrFeNiTix(x=0，0.2，0.4，0.6)成分的Ti成分階梯分布的試樣，探索了Ti含量對高熵合金性能的影響。將4種Ti成分的混合粉末依次放置于料倉中，進行連續打印，打印過程如圖12所示。制備出含有4種Ti成分區域的試樣，高20 mm，其中每種成分的試樣高度占5 mm。分析表明，隨著Ti含量增加，基體FCC相中的體心立方相、Laves相和χ相的含量越來越多，導致硬度強度和耐磨性逐漸增加，但當Ti含量的x值大于0.4時，打印件出現裂紋。這項研究通過原位合金化制備梯度材料的方法確定了Ti在CoCrFeNiTix合金中的最佳成分范圍。

圖12 粉床激光打印原位合金化制備梯度材料過程中的供粉系統[28]Fig.12 Schematic illustration of the powder feeding system of the LPBF apparatus used for producing the graded coupons[28]

2.5 原位合金化粉床激光熔融過程的數值模擬研究

對原位合金化制造過程進行有限元模擬有助于加深工藝參數對多種元素熔化混合過程的影響及機制研究。目前對于元素混合粉激光熔融過程的數值模擬還處于起步階段。Tang等[29]基于流體體積法和計算流體動力學，成功建立了粉床激光熔融過程的多物理多材料模型，這個模型考慮了表面張力、馬朗格尼剪切力、反沖壓力、成分擴散等多個物理參數。對Ti(50%)+Nb(50%)混合粉的粉床激光單道掃描過程進行了模擬，結果表明相較于低激光功率(150 W)造成的熔池傳導主導熔化模式，高激光功率(300 W)導致的熔池匙孔主導熔化模式顯著提高了熔池中的成分均勻性，如圖13a和13b所示。在較高的能量密度下，激光導致的金屬蒸汽反沖壓力可以在熔池內產生較強的流動動力，且熔池存在時間較長，這都促進了Ti和Nb的混合。另一方面，高能量密度會引入匙孔孔隙，如圖13c所示。因此，應避免使用過高的激光功率來抑制孔隙的形成。由于Nb粉末的分布不均勻，熔化過程中匙孔深度也不一致。Nb粉聚集的位置匙孔深度會減小。減小混合粉末顆粒尺寸和增大激光束光斑直徑有利于提高不同粉末原位合金化的熔池深度。

圖13 熔池傳導主導熔化模式(a)或匙孔主導熔化模式(b)下掃描軌道的Nb含量分布圖，(c)匙孔主導熔化模式下匙孔孔隙的形成[29]Fig.13 Nb distribution during in-situ alloying of Ti and Nb powder particles at conduction mode (a) or keyhole mode(b) of melting pool，(c) the keyhole pore formation during the melting process under keyhole mode[29]

3 結 語

基于金屬粉末熔融增材制造的原位合金化方法已經在高熵合金開發、人體植入物新型合金打印件開發、金屬-碳化物復合材料打印件開發等領域得到初步應用?；旌戏勰┑男蚊?、粒徑，混合技術以及包括激光功率、束斑直徑等在內的打印工藝對原位合金化效果的影響也得到了研究。研究表明，提高不同粉末之間粒徑級差并且保證流動性有利于獲得成分均勻及致密度高的打印件。當混合粉末中高熔點顆粒含量較低或熔點差距較小時，可基于激光粉床熔融工藝進行原位合金化打印，并通過提高激光功率或重熔方法促進高熔點顆粒的熔化及元素分布均勻性。而當混合粉末中高熔點顆粒含量較高或熔點差距很大時，則經常需要采用熔池較大且熔化時間較長的激光同軸送粉熔融或電子束打印等工藝提高高熔點顆粒的熔化及元素分布均勻性。目前，基于混合元素粉末打印的原位合金化工藝獲得的打印件的孔隙度、元素均勻性以及力學性能與基于預合金粉末的金屬粉末熔融增材制造打印件相比，仍有一定差距。因此，進一步理解材料物理特征、粉末特征和打印工藝對打印件微觀特征的影響非常重要，需要進一步開發新的打印策略以改進打印效果。透徹理解原位合金化導致的材料成分不均勻性，并對此加以利用，開發具有多級成分和組織結構的新型材料也是未來重要的發展方向?；诮饘俜勰┤廴谠霾闹圃斓脑缓辖鸹椒ㄔ谛虏牧系母咄块_發、低成本高效制造、工程應用中金屬及復合零件快速替換等方面的應用方興未艾，值得進一步研究。