摘 要： 3D打印技术具有不需模具和制造成本对设计的复杂性不敏感的特点，适合制造结构-功能一体化、仿生学设计、轻量化点阵结构、薄壁等复杂结构产品。但因其内部和表面存在一些不可避免的缺陷，需结合适当的后处理来改善金属零件的显微组织和缺陷。分别从显微组织、内部缺陷和表面缺陷3个方面归纳了国内外学者对3D打印零件进行不同后处理的研究进展，分析了未来3D打印后处理研究的主流方向，为3D打印技术生产更合格的零件提供参考。

关键词： 3D打印；后处理；热处理；显微组织；表面粗糙度

0 引 言

3D打印(Three Dimension Printing)技术，具有快速成形复杂几何形状零件、轻量化点阵结构及结构-功能一体化设计等独特优势[1]。该技术在制造理念和模式上的创新成为引领科技创新和产业变革的关键技术之一，在航空航天、生物医疗和汽车制造等多个领域快速发展[2-3]。目前，主要的3D打印材料有Ti-6Al-4V(TC4)、316l不锈钢、Al-10Si-Mg、和Inconel 718等，其中TC4合金是研究最多、最深入的一种合金。

最常用的3D打印技术是分别以激光和电子束为能量源的激光选区熔化(Selective Laser Melting，SLM)技术和电子束选区熔化(Selective Electron BeamMelting，SEBM)技术。SLM技术与SEBM技术成形的零件在结构、质量和性能方面具有显著差异：(1)SLM技术是在氩气保护气氛下成形零件，必然伴随着大的残余应力，需经过后续热处理减少甚至消除残余应力；(2)SEBM技术是在真空环境下成形零件，没有残余应力。但该技术使用的原料粉末粒径较SLM技术的大，所以表面粗糙度较SLM技术的高。

1 3D打印金属零件的缺陷

研究表明，劣化3D打印金属零件性能的主要因素有显微组织不均匀、成形件内部缺陷和表面缺陷。(1)3D打印金属零件的力学性能与显微组织相关联，显微组织的变化被认为是导致3D打印与传统技术制造金属零件力学性能不一致的原因之一。3D打印TC4合金过程中非平衡凝固产生的主要相为针状马氏体，尽管它具有比锻造和铸造更高的强度，但是延展性受到限制。T.VILARO[4]等人以平均粒径为35μm的Ti-6Al-4V球形粉末为原料，通过SLM技术制备了低孔隙率TC4试样，对试样进行热处理后进行室温拉伸实验。对拉伸断口形貌观察，断裂发生在未熔合的缺陷处，沿TD (Transverse direction)方向(σ0.2=1 166±25 MPa，ε=1.7±0.3%)拉伸使缺陷扩大，而沿LD (Longitudinal direction)方向(σ0.2=1 206±8 MPa，ε=7.6±2%)会使缺陷闭合，表明了力学性能与组织结构之间强烈的相关性；(2)成形件内部缺陷主要包括小的球形气孔和较大的未完全熔化的缺陷，如图1所示[5]。小的球形孔隙(图1(a))主要是原料粉末中存在的空心粉造成的[6]。在成形的零部件中，气孔的位置与扫描参数密切相关，气孔在扫描结束和扫描拐点有聚集的趋势[7]。非球形的、不规则的缺陷(图1(b))是由于非优化的参数导致粉末的不完全熔化[8]，当能量输入不足时，连续的扫描轨迹不能正确地融合在一起，通常垂直于零件成形方向并且位于层与层之间的界面处[9]。V.P.[10]等人使用粒径范围45-120 μm的TC4球形粉末通过SEBM技术制备了试样，在沉积态样品内部观察到直径在10～100 μm的球形孔缺陷。这些孔缺陷一方面是由于原始粉末的未完全熔化造成的；另一方面是由于原始粉末存在的闭孔。众所周知，在生物医学领域点阵结构的表面不规则有利于细胞生长；相反，表面缺陷是限制汽车和航空航天零部件结构开发和使用的最关键因素，这种缺陷会引起强烈的应力集中，进一步导致裂纹萌生，损害沉积态样品的静态力学性能[11-12]；(3)造成表面粗糙度高的主要因素是表面未完全熔化的粉末颗粒和计算机模型与切片策略之间的不匹配引起的台阶效应(图2)[13-17]。PierreLhuissierab[17]等采用SEBM技术制备了相对密度为28.5%的八面微桁架TC4点阵结构，单胞尺寸为10 mm×10 mm×10 mm，支柱直径为1.66 mm，在沉积态的点阵结构表面观察到了两种典型的表面缺陷(图2)：(1)未完全熔化的粉末颗粒粘结在支柱上；(2)层之间的不规则堆积造成的台阶效应。以上缺陷与不足导致零件的韧性、强度、疲劳性能等下降，限制了3D打印技术在航空航天、汽车工业和石油化工等领域的推广，尤其是航空航天领域大型复杂金属零件的制备与应用。

 

图1 OM 图像(a)气孔和(b)未完全熔化空隙[5]

Fig 1 Optical images of gas porosity and a lack-of-fusion void[5]

 

图2 沉积态点阵结构的两种典型缺陷(a)示意图(b)单个支柱的SEM图片[9]

Fig 2 Schematic illustrating and SEM micrograph of a vertical single strut both types of surface defects observed on as-built strut [9]

2 3D打印金属零件后处理国内外研究现状

目前，针对以上3D打印技术方面存在的不足之处，(1)在不牺牲强度的情况下改善3D打印零部件的延展性并使其能支撑工程中的承载，可采用后热处理进行组织调控。(2)改善成形件内部孔、空隙等缺陷，提高沉积态零件表面粗糙度，进而提高金属零件的静态力学性能，实现3D打印技术在工业上的广泛应用与推广是目前金属3D打印的一个重要研究方向。到目前为止，已有学者对3D打印金属零件后处理进行了研究。一方面针对内部缺陷，另一方面针对表面缺陷。

2.1 3D打印金属零件热处理调控显微组织研究进展

3D打印成形零件组织致密、晶粒细小，晶界数量多阻碍位错运动，产生位错塞积使材料强化，但是在高温下使用零部件时晶粒不宜太小。且3D打印成形零件力学性能较分散，打印过程中激光/电子束每熔覆一层相当于对已熔化的部分进行一次热处理，使成形件上、下部位的显微组织有差异，力学性能不一致。通过采取合适的热处理工艺对3D打印后的零件组织进行调控，使材料在常温与高温下兼具良好的力学性能。

Liu Yang[18]以粒径分布为20-44 μm的气雾化 TC4 粉末为原料，对采用SLM技术制备的沉积态与热处理态(HT)试样进行动态力学行为研究。结果表明，沉积态 TC4合金的显微组织几乎由平均长度为13.9 μm，宽度为0.75 μm的细针状 α' (图3(b))组成。热处理后，微观结构转变为网篮形态，形成粗大的α+β薄片，α板的长度和宽度分别急剧增加到32.9 μm和3.63 μm。连续晶界α被破坏并倾向于球化(图3(c))，有利于TC4合金的塑性。此外，由于α'→α+β的转变，热处理后β相的体积分数从0.34%增加到8.1%。EBSD分析表明，沉积态试样具有较多的小角度晶界，但热处理后由于位错密度的增加，小角度晶界体积分数减少。以上都说明热处理会影响SLM TC4合金的显微组织和相组成，从而影响合金的动态力学性能。在高应变速率，应变在弹性变形区域中分散，然后应变开始在样品中心集中，并随着加载时间的延长而增加直至断裂。然而，随着应变速率的增加，极限拉伸强度(Ultimate tensile strength，UTS)和屈服强度(Yield Strength, YS)都增加，表现出明显的应变速率敏感性,这种现象可归因于应变速率引起的塑性增加效应，这有助于同时提高TC4合金在高应变率下的强度和塑性。同时，MPIF协会的Leuders[19]指出，激光3D打印TC4合金进行HIP处理后拉伸强度下降，且拉伸强度与热处理温度呈负相关，而延伸率与之相反(表1)。尽管HIP技术可以实现零部件组织的均匀化，但是同时会使晶粒长大，抗拉强度降低,所以选择合适的热加工后处理技术对零部件的组织调控具有很大的影响。

Yuwei Zhai[20]以粉末粒径D50为73 μm的TC4球形粉末为原料，分析时效处理对EBM成形块体试样力学性能的影响。结果表明，500 ℃、5 h的时效处理溶解了高温β相和α′马氏体，其极限拉伸强度由沉积态的1 116 MPa提高到1 325 MPa，且延伸率高于10%。王文博[21]以粉末粒径为53～150 μm的TC4球形粉末为原料，分析固溶时效处理对激光3D打印块体试样显微组织的影响。结果表明，固溶温度为950 ℃的试样在550 ℃下保温2-6 h的过程中(如图4所示)，初生α相之间的β相中析出次生相α(αs)的数量和尺寸随之增加。而αs相的数量多、尺寸小，强化效果才更显著，所以需要选取合适的时效时间来获得高的强度和适中的韧性。

 

图3 沉积态样品(a～b)和热处理样品(c～d)的光学和SEM显微照片[11]

Fig 3 Optical and SEM micrographs of the as-fabricated sample and heat-treated sample[11]

表1 UTS, σ0.2 和延伸率 [19]

Table 1 Ultimate tensile strength, 0.2% offset yield strength and elongation at failure[19]

 

Michael M.Kirka[22]等采用EBM技术制备了块体和圆柱形的Inconel 718 试样，表征沉积态及热等静压(HIP，1 200 ℃，100 MPa，保温4 h)和固溶时效处理(STA，固溶1 066 ℃保温1 h+时效760 ℃保温10 h+冷却到650 ℃时效10 h)后横向与纵向成形试样的显微组织和力学性能。结果表明，EBM- Inconel 718经后处理组织均匀化的同时保留了柱状晶组织，如图5所示。随着距成形顶部表面的距离增加，空心树枝状结构变得均匀，二次枝晶臂完全溶解。在微观结构上，后处理促进δ网的溶解和整个成形高度的γ″均匀沉淀。EBM Inconel 718的屈服强度，断裂强度和断裂伸长率与沉积态相比有显著增加，屈服强度由900 MPa增加到1 077 MPa，断裂强度由1 114 MPa增加到1 310 MPa，断裂伸长率由11.4%增加到22.2%。

Zhaopeng Tong[23]等通过基于同轴送粉的LAM (Laser Additive Mannfacture) 制备了FeCrCoMnNi高熵合金(High entropy alloy,HEA)，研究了热处理对沉积态(As-Built， AB)试样的相、显微组织、显微硬度、残余应力和力学性能的影响。图6中的EBSD图与极图可以看出AB试样的晶粒尺寸相对较小，而HTed (Heat Treated) 试样的晶粒明显长大，晶粒生长方向是随机的。此外，在HT1100样品中发现了孪晶(图6(c))，这意味着在1100 ℃的热处理过程中内部残余应力的释放。同时，在孪晶和亚晶的边界处会积累大量的位错，影响HTed合金的塑性变形。AB样品中的等轴晶胞结构分布在<001>和<101>方向上。比较AB样品(图6(a))和HT-1100样品的EBSD图(图6(c))，蓝色和绿色区域增加，红色区域减少。这意味着在1100 ℃热处理后，(111)和(101)取向的强化和(001)取向的弱化。AB试样表现出优于HT试样的显微硬度和力学性能，高的热处理温度造成的晶粒粗化使得显微硬度降低。在不牺牲强度的前提下，HTed试样具有比AB试样更高的延展性。该研究表明，通过LAM和热处理的组合，可以制备具有可控微观结构和优异力学性能性能的FeCrCoMnNi HEA。

 

图4 不同时效温度处理后的显微组织：(a1, a2, a3)950 ℃/1h/WQ+500 ℃/4h/AC;(b1, b2, b3)950 ℃/1h/WQ+550 ℃/4h/AC[21]

Fig 4 Microstructure after treatment at different aging temperatures: (a1, a2, a3) 950 ℃/1 h/WQ + 500 ℃/4 h/AC; (b1, b2, b3) 950 ℃/1 h/WQ + 550 ℃/4 h/AC[21]

 

图5 后处理Inconel 718显微组织的SEM形貌 a)保留的柱状晶结构 b)富Nb碳化物在γ基体中分解的均匀化 c)γ″距成形方向底部90 mm d)γ″距成形方向底部50mm e)γ″距成形方向底部10 mm[22]

Fig 5 SEM micrograph of the post-processed Inconel 718 microstructure: (a) the retention of the columnar grain structure; (b) uniformity of the γ matrix with a dismemberment of niobium-rich carbides; (c) γ″ 90 mm away from the bottom of the build; (d) γ″ 50 mm away from the bottom of the build; (e) γ″ 10 mm away from the bottom of the build [22]

 

图6 沉积态与热处理试样在水平截面的EBSD图与极图

Fig 6 EBSD maps and pole figure (PF) of AB and HTed specimens on horizontal cross-section

以上研究表明，3D打印快速凝固过程晶粒尺寸细小，符合Hall-Petch公式，合金中的晶粒越细，晶界越多，位错运动受到阻碍，为了在相邻晶粒之间产生变形，需要施加更大的外力产生位错塞积，使材料达到强化，但在高温下使用晶粒不宜太小。采用合适热处理进行组织调控以后，晶粒长大，组织均匀，在不大量牺牲强度的前提下大幅度提高延伸率。

2.2 3D打印金属零件热处理改善内部孔缺陷研究进展

3D打印成形件存在的孔缺陷是限制该技术广泛应用的瓶颈之一，主要是由于原料粉末中的球形气孔和未完全熔化粉末形成的不规则孔缺陷，需结合HIP，HT和固溶时效等合适的后处理工艺消除内部孔缺陷，提高成形件的致密度，解决上述问题。

Chunlei Qiu[24]以粒径分布为20～50 μm的气雾化TC4球形粉末为原料，在不同的激光功率(150～200 W)与扫描速度(800～1 500 mm/s)下制备了试样，一部分试样进行应力释放处理(600和700 ℃，保温2 h后随炉冷却)，另一部分热等静压处理(920 ℃，103 MPa，保温4 h后随炉冷却)后研究其显微组织和力学性能。研究表明，在所研究的参数范围内，孔隙率随着激光功率和激光扫描速度的增加而降低。同时发现，水平成形试样的孔隙率比垂直成形试样高，这是由于孔隙主要形成于相邻层之间的界面上。如图7(b)所示， HIP几乎封闭了沉积态样品中的所有孔。为了确定在HIP后热处理期间是否会重新打开封闭的孔隙，对HIP样品样品进行了高温热处理(920 ℃，4 h)，结果如图7(c)所示，热处理不会使HIP后封闭的孔重新打开。分析了SLM块体试样的力学性能，极限抗拉强度>1 200 MPa，屈服强度>1 000 MPa，但延伸率为7%～10%。通过HIP处理后，孔隙消除，力学性能更集中，极限抗拉强度(1 100 MPa±50 MPa)与屈服强度有一定降低，但大幅度提高了其延伸率(15%～18%)。

 

图7 (a)沉积态水平试样的光学显微照片，Af = 0.35% ; (b) SLM +HIP, Af< 0.01% ；(c) post-HIP, Af= 0.01% [24]

Fig 7 Optical micrographs of as-fabricated, horizontally built sample, Af=0.35%, SLMed+HIPed sample, Af<0.01% and post-HIP heat treated sample, Af=0.01% [24]

V Popov[10]等以粒径为45～120 μm的TC4球形粉末为原料，采用EBM技术制备了Φ10×100 mm的圆柱形试样，研究了热等静压对疲劳性能的影响。结果表明，沉积态试样中的孔缺陷主要是10～100 μm的球形孔，经HIP处理后未发现上述孔隙；HIP后晶粒尺寸比沉积态大一个数量级，疲劳强度比沉积态的高两个数量级；同时发现沉积态试样的裂纹源起始于近表面(孔隙、未熔区)，HIP后试样的裂纹源起始于样品中心(如图8所示)。

 

图8 断口SEM形貌(a)沉积态试样(b)HIP处理试样[10]

Fig 8 Fracture surfaces of the as-built specimen and HIP-treated specimen at low magnifications (SEM) [10]

GianniNicoletto[25]等以粒径15～45 μm的TC4 ELI粉末为原料制备了拉伸和疲劳试样，沉积态试样具有高的拉伸和屈服强度，但是延伸率低。对沉积态试样分别在低于和高于β转变温度进行热处理(HT 1：740 ℃，1 h，真空冷却；HT 2：740 ℃，1 h，空冷；HT 3：1 200 ℃，1 h，真空冷却；HT 4：900 ℃，1 h，真空冷却)，结果表明：(1)所有经过热处理试样的力学性能均高于3D打印TC4 ASTM F2924中的最低要求(UTS=895 MPa，E%=10%)；(2)不同冷速，相同热处理温度下具有相似的屈服强度，热处理对延伸率有较大的影响；(3)HT 4试样表现出高的屈服强度和最大的延伸率。Xiaoli Shui[26]等采用粒径为45～105 μm的TC4合金粉末通过SEBM技术制备了Ø18×160 mm的圆柱试样，并对沉积态试样分别进行了HT与HIP处理，研究不同后处理对SEBM钛合金疲劳性能的影响。研究表明，沉积态、HT和HIP样品的相对密度分别为99.3%、99.4%和99.8%。HT后稍微提高了沉积态试样的极限抗拉强度，HIP后显著降低了沉积态试样的极限抗拉强度，这与位错密度的降低有关；HT与HIP处理均提高了沉积态试样的延伸率；HIP显著提高了沉积态试样的疲劳强度，这得益于HIP处理有效的消除了内部孔缺陷，如图9所示。

宁娅硼[27]等以气雾化法制备的40～106 μm的Ti-6Al-4V ELI钛合金粉末为原料，采用电子束选区熔化技术成形了φ12×300 mm的圆柱形试样，研究较大尺寸试样在沉积态与热等静压(HIP)态沿高度方向的性能。结果表明，沉积态试样内部存在一些由于粉末未完全熔化形成的孔缺陷，试样在纵向呈现粗大的柱状晶，生长方向平行于沉积方向，试样顶部组织比底部组织粗大，α片的尺寸大小为上部>中部>下部。对同一试样的上中下3部分进行残余应力研究，发现上中部位存在的残余应力为拉应力(分别为394.78 MPa和9.95 MPa)，而下部的残余应力为压应力(51.57 MPa)，可抑制裂纹的生长。沉积态试样上中下部位的拉伸性能有差异，如表2所示，样品中部具有相对较高的屈服强度和断裂强度，而样品上部具有相对较高的断裂伸长率。热等静压后，屈服强度与抗拉强度相比于沉积态下降(如表2)，但都高于美国材料与试验协会(American Society for Testing Materials, ASTM)F3001-14 标准。这是由于HIP的保温保压中形成粗大的α片层组织，使得强度下降，但塑性改善。图10所示为试样HIP处理后上中下的拉伸断口形貌，可以看出，小孔缺陷得到有效的消除((a)(a′)(a″))，对比HIP((b)(b′)(b″))与沉积态((c)(c′)(c″))拉伸断口形貌，HIP后韧窝尺寸变大。

 

图9 (a)沉积态，(b)热处理和(c)热等静压试样横截面形貌[26]

Fig 9 Optical micrographs of the cross sections of the as-built, heat-treated (HT), and hot isostatic pressed (HIP) component samples [26]

表2 SEBM法制备样品室温拉伸实验结果与标准值对照表[27]

Table 2 The mechanical properties of the TC4 sample and the stander properties in ASTM F3001-14[27]

 

 

图10 沉积态与HIP态上中下部分拉伸断口形貌[27]

Fig 10 The tensile fracture morphology of as-built and HIP treatment TC4[27]

以上研究表明，HIP、HT和固溶时效处理通过减少试样内部缺陷、消除内部残余应力和改变试样内部组织来改善试样的综合力学性能。但是针对试样的表面缺陷，通过机加工、化学腐蚀和喷丸等表面改性技术可减少表面缺陷。

2.3 3D打印金属零件表面改性研究进展

3D打印成形件表面粘附大量未完全熔化粉末，同时由于层与层之间熔合不良，造成金属零件表面粗糙度高，降低了零件的疲劳性能，使得成形零件无法满足汽车、航空航天和石油化工等高附加值领域对力学性能的要求。将3D打印技术与合适的表面改性技术结合，提高金属零件的表面精度、耐腐蚀及耐磨损性能，突破3D打印技术在汽车、航空航天和石油化工领域的瓶颈。

GiovannaRotella[28]等以Ti6Al4V粉末为原料，分别采用EBM、SLM和锻造3种技术制备了TC4合金，并在进给速度0.2 mm/rev，切削深度0.2 mm和50 m/min，80 m/min和110 m/min不同的切削速率下对其进行机加工，研究不同切削速度下试样的表面粗糙度和硬度。结果表明，机加工均降低了试样的表面粗糙度Ra，且Ra随切削速度的增加而减小；机加工后，锻造的表面质量优于3D打印；机加工增加了材料的表面硬度，并且切削速度110 m/min时的表面硬度高于50 m/min，3D打印经过机加工后的硬度高于锻造。Théo Persenot [29]等以TC4 ELI球形粉末为原料，采用EBM技术制备了标称尺寸为Φ2×10 mm的圆柱形拉伸试样，研究了HIP、化学腐蚀、HIP+化学腐蚀3种后处理方法对样品性能的影响。研究表明，沉积态Ra=42.6 μm、HIP后Ra=43.3 μm、化学腐蚀后Ra=26.4 μm、HIP+化学腐蚀后Ra=27.4 μm，说明化学腐蚀对降低样品表面粗糙度也有显著作用，而热等静压只可以减少和消除内部空隙，无法改善表面粗糙度。

M.Benedetti等[30]对SLM制备的TC4合金进行喷丸处理，在107次数下循环的疲劳强度由沉积态的230 MPa提高到385 MPa。此外，结合HIP [10]可提高TC4合金致密度，减少熔合不良等内部孔缺陷，并降低成形件残余应力，提高疲劳强度。Sara Bagherifard[31]等对SLM制备的AlSi10Mg试样应用各种后处理(喷丸(SP)、喷砂(SB)和热处理(HT))，研究了其物理性能、显微组织和疲劳强度。结果表明，热处理消除了大的孔隙，剩余孔隙最大孔径均小于10-12 μm；适当的后处理可以显着提高SLM样品的疲劳性能，尤其表面处理有效地提高了疲劳强度，如表3所示(R=-1，循环次数3×106)。如果需要同时提高延展性和疲劳强度，则需要表面处理结合适当的热处理。

表3 AlSi10Mg不同后处理后的疲劳强度[31]

Table 3 The fatigue strength of AlSi10Mg under different post-process [31]

 

Felice Rubino[32]等在SEBM制备的TC4合金上对其表面进行搅拌摩擦加工(Friction Stir Process，FSP)，证明热效应与搅拌效应形成了搅拌区(SZ)，过渡区(TZ)和热影响区(HAZ)3个不同的冶金区。发现FSP可显著降低沉积态试样(R a= 30-35 μm)的表面粗糙度，FSP后试样表面最小Ra = 4.48 μm。在FSP之后，3个样品的硬度表现出几乎相同的趋势，且FSP后的硬度均高于沉积态试样。SZ区与TZ区的硬度显著高于基体材料，这与SZ区完全再结晶的变形晶粒和TZ区针状马氏体的存在有关,Ra与硬度如图11所示。

 

图11 (a)EBM沉积态试样搅拌摩擦处理沿平行(加工方向)和垂直(横向)方向的表面粗糙度(Ra)(b)显微硬度[32]

Fig 11 Surface roughness (Ra) of the as-built and along the parallel (processing direction) and the perpendicular (transversal direction) directions and microhardness [32]

Chola Elangeswaran[33]等采用316L不锈钢粉末通过SLM技术制备了低孔隙率的疲劳试样，并进行了470 ℃，5 h的应力释放热处理(SR)，研究试样未经机加工和机加工后(Ra=0.5±0.06 μm)的疲劳性能(R=-1)。对于沉积态试样与机加工试样，表面粗糙度对疲劳性能有很大的影响，表面上的未完全熔化颗粒起到应力集中的作用导致裂纹的萌生并降低疲劳寿命。通过SR热处理去除残余应力不会显著影响试样的疲劳行为；SR和沉积态样品的相似的疲劳强度表明残余应力对SLM 316L的相对不敏感性。通过机加工可显著提高疲劳性能，350 MPa应力下沉积态试样与机加工试样的循环周次分别为28 161和254 980次。对机加工前后试样的断裂面进行观察，未经机加工的试样裂纹起源于附着在表面上的未熔化颗粒(图12)；经机加工后试样中没有未完全熔化粉末颗粒(图13)，没有观察到裂纹的萌生。并且具有和不具有应力消除热处理的机加工样品的疲劳强度超过了常规制造的316L的疲劳强度。

国内外学者对3D打印零部件进行机加工、化学腐蚀、喷丸和表面搅拌摩擦加工的研究表明，上述方法均通过改变试样的表面状况如表面粗糙度来改善试样的综合力学性能。

综上所述，通过热处理对3D打印零部件进行显微组织调控，热处理产生了更有韧性的组织，应力的重新分布可以帮助削弱缺陷附近的局部应力。固溶时效处理后组织向着短棒和等轴晶转变，这种组织均匀分布在网篮组织之间，起着变形协调作用，从而获得更高的塑性。另外固溶时效处理后，在初生 α 相内部析出次生 β 相(会略微提高强度)，在初生 α 相之间的 β 相中析出次生 α 相(会提高塑性)，析出的两种次生相，对强度和塑性指标均有贡献作用，所以总体上表现出良好的综合力学性能；HIP处理主要通过引入表面压缩残余应力、熔化未熔颗粒和降低孔隙率来减少缺陷达到提高疲劳强度的效果。显然，残余压应力阻碍了表层裂纹的萌生和扩展；此外，机加工与化学腐蚀通过去除试样表面粘附的未完全熔化颗粒和改善前文所述的台阶效应来降低表面粗糙度，消除表面缺陷处裂纹的扩展进而改善试样的疲劳性能；喷丸利用高速弹丸强烈冲击试样表面，产生形变硬化层并引起残余压应力，可显著提高试样的疲劳强度；表面搅拌摩擦加工(FSP)过程形成了从表面到内部依次为搅拌区(SZ),过渡区(TZ)和热影响区(HAZ)的冶金区，在SZ区，材料表面经历了高温塑性变形，产生了再结晶组织，提高了材料表面硬度，并且FSP降低了SZ区与TZ区的孔隙率。

 

图12 ABNM的断面[σ=350 MPa，28161个循环](a)，(b)和SRNM [σ=250 MPa，148 663个循环](c)，(d)样品; Ⅰ：裂纹萌生和扩展区，Ⅱ：最终断裂区[33]

Fig 12 Fracture surfaces of ABNM [σ=350 MPa, 28 161 cycles] and SRNM [σ=250 MPa, 148 663 cycles] samples; Ⅰ: crack initiation and propagation zone, Ⅱ: final fracture zone[33]

 

图13 ABM的断裂表面[σ=350 MPa，28 161个循环](a)，(b)和SRNM [σ=250 MPa，148 663个循环](c)，(d)样品; Ⅰ：裂纹萌生和扩展区，Ⅱ：最终断裂区[33]

Fig 13 Fracture surfaces of ABM [σ=350 MPa, 254 980 cycles] and SRM [σ=350 MPa, 217 990 cycles] samples; Ⅰ: crack initiation and propagation zone, Ⅱ: final fracture zone[33]

3 结 语

3D打印技术相比于传统制造技术具有全数字化柔性制造、控形控性的技术特点，需进一步研究扫描策略、工艺参数及后处理对3D打印零部件综合性能的影响，以更好发挥3D打印技术在复杂结构应用上的优势。尤其针对3D打印零部件的后处理，前文所述中的表面改性方法可以显著改善板材、块材和棒材等规则形状零部件的力学性能，然而，当处理薄壁结构、复杂异形件和点阵结构等不规则几何形状时，以上传统的表面改性技术难以加工，限制了该领域中复杂几何结构的发展仍然有限。

(1)近几年，3D打印技术的研究日趋增多，但是对于金属3D打印从原料粉末、结构设计、工艺过程和最终成形件的质量检测及验收没有统一的标准，尤其是原料粉末，同一公司的3D打印设备只能使用该公司的原料粉末。所以对于3D打印过程中使用的粉末材料、打印设备、成形件的检验验收和最终后处理应建立一系列标准，用于规范3D打印过程整个过程产品的研发与制备。

(2)金属3D打印技术由于原料粉末和制备过程中工艺参数的选择而存在内部缺陷，针对内部缺陷的减少甚至消除，热等静压技术是有效也是最常用的一项工艺。任何技术都不是万能的，我们可以结合热处理对3D打印零件进行后天补足。同时，可以结合计算机模拟技术，对3D打印过程中熔池熔化过程及应力分布情况进行模拟，提前预知成形过程中缺陷分布情况，及时对打印参数作出调整。

(3)制约金属3D打印发展的三大瓶颈有表面粗糙度，内部缺陷和应力分布，其中表面粗糙度对零件的静态力学性能影响最大，关系到零件的耐磨性、耐蚀性和疲劳强度等。不同的3D打印技术会得到具有不同表面粗糙度的零件，如激光3D打印技术与电子束3D打印技术，所以我们在设计零件时应根据不同的表面质量要求，采取不同的3D打印技术，并结合合适的后处理技术。前文所述的机加工、化学腐蚀和喷丸等虽可改善零件的机械性能，但在一定程度上损伤了零件本身，如对薄壁零件(≤5 mm)进行机加工，则需要对表面加工2.5 mm的厚度才能完全去除零件表面的未熔化缺陷，这极大的降低了原本设计对零件的要求；化学腐蚀对轻量化的点阵结构不适用，通过腐蚀表面缺陷，会弱化结点，降低零件性能。目前，针对3D打印金属零件表面缺陷多的问题，还未找到一种有效的方法解决该问题。因此，针对上述问题，亟需寻找一种有效的表面改性方法并研究其对复杂异形零部件的影响。

来源：汽车材料网