清华大学林峰教授顶刊丨液态金属辅助过程颠覆传统增材制造，实现高效可持续制造和性能优化

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一、研究速览

激光粉末床熔融技术（LPBF）是金属3D打印的主流工艺，但它依赖于固态粉末堆积床，即后铺设的上层粉末完全由先铺设的下层粉末及工作台支撑（图1），其代价是需要大量粉末来填充成形缸以构成粉末床。虽然未转化为零件的粉末可以被回收复用，但存在多个结构性限制：

成形过程中粉末利用率低，极高的材料成本制约了粉末床增材制造技术的大型化和应用的规模化；
层间热梯度大，导致残余应力集中与开裂；
传统粉末床热导性差，组织调控存在困难。

图1现有增材制造的粉末床工作原理

如何提高成形时粉末利用率实现低成本和高效增材制造，以及进一步发挥其成形过程对材料组织的精准调控一直是该领域的核心难题。清华大学机械系林峰教授首次提出液态金属辅助液浮粉末床激光增材制造技术（Liquid Metal-Assisted Laser Powder Bed Fusion, LMA-LPBF，图2），通过液态金属锡的低熔点高沸点的物理特性优化增材制造的热管理过程，实现了“液—固协同”的动态打印环境，揭示了热管理—组织演化—性能优化的内在机理。它不仅在理论上拓展了增材制造的热场控制范式，也为工业领域的大型构件、功能梯度材料和多金属复合打印提供了全新的解决思路。解决了传统激光粉末床熔融（LPBF）技术中长期存在的“固化束缚”，为3D打印高性能金属材料开辟了全新路径。

相关研究在国际权威期刊《国际机床制造杂志》（International Journal of Machine Tools and Manufacture，if：18.8）被发表，论文题目为：“A novel in-situ field-assisted powder bed laser fusion using liquid metal enabling microstructure control and strength enhancement of austenitic steel”。第一作者为清华大学机械系助理研究员梁啸宇与四川大学博士生汪育荣，通讯作者为清华大学机械系林峰教授。论文其他作者有清华大学机械系张磊副研究员和清华大学机械系24届硕士毕业生刘威、孙一卓，23级硕士生肖不为、25级博士生刘庆泽，以及四川大学彭华备教授，广西大学周俊助理教授和广西大学25届硕士毕业生吕鹏程等合作人员。该研究得到国家自然科学基金原创探索计划及其延续项目的支持。

论文链接：

https://doi.org/10.1016/j.ijmachtools.2025.104334

图2 LMA-LPBF成型工艺示意图如图(a–c)所示，被红色虚线框所包围。在LMA-LPBF成型过程中：（a）随着零件高度增加，构建平台逐层下降；（b）粉末铺展装置将新粉末层铺展于表面；（c）激光熔化指定区域。该循环持续进行直至零件完全成型。成功制造的基础要求是：平台移动与粉末铺展过程均不得破坏液态金属上浮的粉末床完整性与平整度（a）。此外，液态金属卓越的表面张力可稳定支撑粉末床（b），从而实现经济高效的制造路径。值得注意的是，液态金属卓越的导热性可更精确控制凝固过程中微观结构的演变（c），从而为定制材料性能创造可能。

二、核心创新：让“金属粉末漂浮”在液态金属上

液态金属辅助液浮粉末床激光增材制造技术利用用液态金属取代固体粉末床，构建“液浮打印平台”：

选用液态锡作为高导热的承载介质；
金属粉末在表面张力作用下稳定漂浮于液态金属表面；
激光熔融区形成“局域液面—固化界面”的动态热场，实现能量的快速传导与均匀分布。

这一独特设计带来了显著优势：

粉末消耗量降低约50%
；
冷却速率与凝固梯度可控
，抑制了残余应力；
晶粒细化、织构优化
，获得了更高的强度与延展性平衡；
实现了可重复和可大型化的增材制造装备的成形过程热管理策略。

三、学术与工程意义：：液体金属热管理过程重塑3D打印过程

1. 创新性工艺理念

与传统基于粉末堆积的增材制造方法不同，LMA-LPBF 技术以漂浮在液态金属表面的薄粉层取代了固态粉末床，实现了热场与成形环境的精确控制，显著降低了粉末消耗，为高效、可持续的金属增材制造提供了新思路。

2. 制造效率与可持续性并重

LMA-LPBF高热传导性与液态支撑特性，使得成形过程更加稳定、能效更高，在保证结构强度的同时降低制造成本，符合未来工业界对资源利用率与可持续制造的迫切需求。

3. 微观结构可设计化的新范式

本研究展示了通过液态金属调控晶粒尺寸、析出行为及位错强化机制的潜力，预示着材料微观结构可编程化的发展方向，为精确设计材料性能提供了全新的技术路径。

4. 跨材料体系的广泛适用性

所揭示的液—固协同热调控机制具备普适意义，可拓展至航航天、汽车、以及生物医学材料等对高强度与高韧性兼顾要求极高的领域。

四、关键结果：微观组织与性能双控

实验结果表明，采用LMA-LPBF制备的奥氏体不锈钢在组织与力学性能上实现突破：

液态金属锡带来的热管理能力使得激光不仅能够细化晶粒，还能够实现对细晶区的调控；

图3（a）水平截面EBSD图像显示LMA-L-PBF技术能在不同归一化等效能量密度值下调控异质结构。（b）不同E0*值对应的平均晶粒尺寸分布。（c）高角度晶界占比及KAM值随变化的趋势。

快速冷却过程使得奥氏体钢内部形核率显著提升；

图4（a）透射电子显微镜图像及对应的(g1-g10)能谱图像显示Cr、Mo、Nb、O、Ti、Mn和Si元素向凝固细胞壁的偏析。高分辨率透射电子显微镜图像显示纳米析出物分别为：（b）MnSiO₃和（c）TiO₂。（d）暗场透射电子显微镜图像表明，MA-ASS的晶胞边界被高密度纳米相所改性。（e）沿位错晶胞壁的析出物放大视图。(f) 析出相和位错形成的“锤链”结构示意图。

成型的异质奥氏体钢的屈服强度超过1.1 GPa，抗拉强度为1.5 GPa，同时保持了7%的平均均匀伸长率；

图5 MA-ASS与316L不锈钢的 (a)拉伸工程曲线；(b)分别由激光粉末床熔融(L-PBF)和激光熔化-粉末床熔融(LMA-LPBF)工艺制备的试样真实应力-应变曲线； (c) 对应的应变硬化速率与真实应变关系；(d) 增材制造316L不锈钢的极限抗拉强度与均匀伸长率对比总结，包含本研究数据、激光粉末床熔融、定向能量沉积及电子束粉末床熔融工艺数据。

来源：增材制造硕博联盟

西工大黄卫东&林鑫顶刊丨激光定向能量沉积β钛合金添加硼实现强塑性协同增强

β钛合金实现高强度和高韧性之间的平衡是主要目标。研究表明，添加硼（B）后的晶粒细化提高了合金的塑性变形能力，增强了L-DED钛合金的强度-延性协同作用。西北工业大学黄卫东、林鑫等科研人员提出了一种通过将微量B添加与定制的热处理策略相结合来控制L-DED近β钛合金微观结构的新方法。添加微量合金元素是定制钛合金微观结构的一种广泛采用的策略。其中，B因其显著的细化晶粒的能力而引起了相当大的关注。由于其在钛合金中的高Q值，B是一种有效的晶粒细化剂，特别是在铸造材料中。这种晶粒细化效应主要归因于凝固过程中固液界面溶质偏析引起的过冷。Bermingham研究了0.13 wt%的B对WAAM制备的Ti6Al4V的影响。结果表明，增加B含量可以保持β晶粒的柱状生长形态，同时显著减小其宽度。Pang XT等人研究了ZrB2对亚稳βTB2钛合金（Ti-8Cr-3Al-5Mo-5V）的影响。他们报告说，添加0.5 wt%的ZrB2使β晶粒尺寸从约150μm减小到70μm。研究还表明，B有效地抑制了β晶粒的高温粗化。例如，Xue等人研究了L-DED Ti6Al4V-3wt%Ni-0.05wt%B合金。他们发现，0.05 wt%的B降低了β晶粒的晶界迁移率，抑制了原位热粗化和细化最终的β晶粒。Balakrishna Cherukuri等人系统地研究了微量B对近β钛合金Beta21S晶粒粗化的影响。他们的实验表明，添加0.1 wt%的B使β相区的晶粒生长活化能从320 kJ/mol增加到914 kJ/mol。此外，B引入的TiB颗粒有效地钉住了晶界，大大抑制了晶粒粗化。B的加入也会影响β→ 钛合金中的α相变。在α+β钛合金中，研究表明B显著影响α相微观结构。例如，Sen等人研究了含有0、0.05、0.10和0.40 wt%B的Ti-6Al-4V合金。他们观察到α板条宽度从7μm减小到5.4、4.1和3.5μm，表明微量B显著细化了α板条。此外，许多研究表明，B降低了α相的纵横比。Xue等人分析了含有0、0.08、0.17和0.25 wt%B的沉积态L-DED Ti-6Al-4V合金。他们发现，随着B含量的增加，α板条的纵横比从6.3降低到4.2、4.0和3.5。值得注意的是，近β钛合金的钼当量高于Ti-6Al-4V，防止了L-DED加工后的直接α相沉淀。因此，L-DED近β钛合金中的α相需要随后进行热处理以进行定制。B对L-DED接近β钛合金热处理微观结构的影响尚不清楚。Bermingham等人表明，在Ti-6Al-4V合金中添加微量B可使细粒结构的室温单轴压缩塑性提高40%，强度损失最小。同样，Zhang Z.B.等人研究了近β钛合金Ti-24Nb-4Zr-8Sn的疲劳性能，发现细晶粒结构显著阻碍了疲劳裂纹的萌生和扩展，使疲劳性能提高了约1.5倍。因此，对于近β钛合金，了解热处理过程中B诱导的β晶粒细化和α相微观结构变化如何影响力学性能至关重要。本研究提出了一种通过将微量B添加与定制的热处理策略相结合来控制L-DED近β钛合金微观结构的新方法。与Ti-6Al-4V等α+β合金不同，在沉积过程中α相广泛形成，而Ti55531等近β合金在沉积状态下基本上不含α，从而在沉积后处理中具有更大的灵活性。通过系统地研究B在α相沉淀和生长中的作用，证明B不仅细化了α形态，还改变了其成分，影响了孪晶等变形机制，这在传统Ti55531合金中很少见。这些发现为增材制造的近β钛合金中的α相调节和力学性能优化提供了新的见解，加深了对微观结构演变和强化机制的理解。本研究使用45 -150μm的球形Ti55531合金粉末。B粉末的粒径约为1-2μm，分别以B含量为0 wt%、0.05 wt%和0.10 wt%与Ti55531合金混合。滑动小窗速览本研究详细图表表1. L-DED工艺参数。Laser Power (W) Scanning Velocity (mm/min) Spot Diameter (mm) Power Feed (g/min) Nominal Z Increment (mm) Overlap Rate (%) 4000 1200 5 30 ∼0.7 50 图1. L-DED构建的Ti55531+xB合金的热处理方案。图2. 沉积态Ti55531+xB的晶粒形态和粒度分布。（a，a1）Ti55531，（b，b1）Ti55531+0.05B，（c，c1）Ti55531:0.10B。图3. L-DED Ti55531+xB的微观结构。（a）-（c）沉积态Ti55531、Ti55531+0.05B、Ti55531:0.10B的BSE图像。（d）沉积态Ti55531+xB的XRD图谱。图4. 热处理后L-DED Ti55531+xB的显微组织特征。（a1，a2）Ti55531，（b1，b2）Ti55531+0.05B，（c1，c2）Ti55531:0.10B。（a3）、（b3）和（c3）分别是Ti55531+xB中α相宽度的统计图。图5. EDS点分析，（a）Ti55531，（b）Ti55531+0.05B，（c）Ti55531:0.10B。不同相中固溶体元素的质量百分比，（d）αp相，（e）β相。表2. Ti55531+xB元素含量结果。Phsae Element Ti55531 Ti55531+0.05B Ti55531+0.1B Wt.% At.% Wt.% At.% Wt.% At.% αp Al 5.45 ±0.11 9.50 ±0.17 5.48 ±0.05 9.54 ±0.08 5.85 ±0.11 10.09 ±0.17 V 3.53 ±0.30 3.26 ±0.29 3.33 ±0.09 3.07 ±0.08 2.74 ±0.27 2.51 ±0.26 Cr 1.59 ±0.25 1.44 ±0.23 1.45 ±0.06 1.31 ±0.06 1.01 ±0.12 0.91 ±0.12 Zr 0.91 ±0.09 0.47 ±0.04 0.98 ±0.05 0.51 ±0.03 0.92 ±0.09 0.47 ±0.05 Mo 3.24 ±0.38 1.59 ±0.19 3.03 ±0.14 1.48 ±0.07 2.12 ±0.40 1.03 ±0.20 β Al 4.15 ±0.18 7.48 ±0.30 4.18 ±0.06 7.52 ±0.11 4.13 ±0.05 7.44 ±0.09 V 6.98 ±0.35 6.67 ±0.33 6.99 ±0.15 6.67 ±0.14 7.02 ±0.19 6.70 ±0.19 Cr 4.25 ±09.11 3.98 ±0.05 4.20 ±0.07 3.93 ±0.06 4.23 ±0.30 3.95 ±0.27 Zr 0.78 ±0.42 0.41 ±0.23 0.91 ±0.04 0.49 ±0.02 0.91 ±0.08 0.48 ±0.04 Mo 7.10 ±0.40 3.60 ±0.41 6.91 ±0.12 3.49 ±0.06 6.96 ±0.09 3.52 ±0.05 图6. （a）L-DED Ti55531+xB的工程应力-应变曲线，（b）增材制造和铸造的近β钛合金的塑性-强度分布图。图7. L-DED Ti55531+xB的SEM断口形貌。（a1，a2）Ti55531，（b1，b2）Ti55531+0.05B，（c1，c2）Ti55531:0.10B。图8. 在L-DED Ti55531+xB中添加B的晶粒细化效果。（a）固液界面前部组成过冷区示意图。（b）晶粒成核和生长示意图。图9. 热处理后L-DED Ti55531+xB的微观结构。（a1）、（a2）和（a3）分别是图1中Ti55531的点A、点B和点C对应的微观结构。（b1）、（b2）和（b3）分别是图1中Ti55531+0.05B的点A、点B和点C对应的微观结构。（c1）、（c2）和（c3）分别是图1中Ti55531+0.10B的点A、点B和点C对应的微观结构。图10. （a）热处理过程中α相体积分数的变化。（b）b分别对图10（a）中点C处α相的数密度、长度和宽度的影响。图11. （a）从L-DED Ti55531+0.10B拍摄的TEM-BF图像，（b）图11（a）中TiB和α相的HAADF-STEM图像，（c）TiB和a相之间取向校准的选区衍射图（SADP）。图12. L-DED Ti55531和Ti55531+0.10B中β基质的EDS浓度分布。（a）Ti55531、（a1）Al、（a2）Mo、（a3）V、（a4）Cr和（a5）Zr的BSE图像。（b）Ti55531+0.10B、（b1）Al、（b2）Mo、（b3）V、（b4）Cr和（b5）Zr的BSE图像。所有实心黑线都是原始EDS数据的平滑曲线。图13. 钼当量变化。（a）Ti55531，（b）Ti55531+0.1B。图14. L-DED Ti55531+xB的纳米压痕硬度结果。（a）Ti55531，（b）Ti55531+0.05B，（c）Ti55531:0.10B。表3. L-DED Ti55531+xB的纳米压痕硬度结果。（单位：GPa）。Empty Cell Hβ Hαp H(αs+β) Ti55531 4.92±0.14 7.51±0.29 / Ti55531+0.05B 4.85±0.25 6.84 5.76±0.20 Ti55531+0.10B 4.76±0.08 6.72±0.09 5.78±0.07 表4. α相中主要元素的SSS系数Bi值以及αp成分对Ti55531+xB屈服强度的贡献。Element SSS Coefficient 𝐵𝑖 Constant n 𝐵𝑖 value (MPa/at. %) Δ𝜎𝑇𝑖55531 (MPa) Δ𝜎𝑇𝑖55531 +0.05𝐵 (MPa) Δ𝜎𝑇𝑖55531 +0.1𝐵 (MPa) Al 𝐵Al 40 196.5 192.6 201.5 Mo 𝐵Mo 54* 44.4 40.4 27.8 V 𝐵𝑉 1 27 45.5 41.7 33.8 Cr 𝐵Cr 27* 20.1 17.8 12.3 Zr 𝐵Zr 25 6.1 6.4 5.9 *表示该值是估计值。图15. （a）αp成分对Ti55531+xB屈服强度的贡献。（b）α尺寸对Ti55531+xB屈服强度的贡献。（c）β晶粒尺寸对Ti55531+xB屈服强度的贡献。图16. L-DED Ti55531+xB的变形行为。（a1）Ti55531中晶粒内的GNDs图。（a2）Ti55531+0.05B晶内相分布。（b1）Ti55531+0.05B晶内GNDs图。（b2）Ti55531中晶内相的分布。（c1）Ti55531+0.10B晶内GNDs图。（c2）Ti55531+0.10B晶内相分布。步长=0.045μm。图17. L-DED Ti55531+xB的变形机理。（a1）Ti55531中由区域轴[01-10]上的g矢量激发的αp相的双光束衍射条件BF-TEM图像。（a2）图17（a1）的暗场图像。（a3）沿[000-1]α区轴的选区电子衍射。（b1）Ti55531+0.05Bαp相层错的BF-TEM图像。（b2）层错的高分辨率透射电子显微镜（HR-TEM）。（b3）沿[2-1-1-0]α区轴的选区电子衍射。（c1）Ti55531+0.10Bαp相中纳米孪晶的BF-TEM图像。（c2）纳米双胞胎的HR-TEM。（c3）沿[2-1-1-0]α区轴的选区电子衍射。图18. Ti55531+xB中裂纹萌生和扩展机制的比较。（a1）Ti55531合金的裂纹萌生和路径。（b1）Ti55531+0.05B合金的裂纹萌生和路径，（b2）Ti55531合金晶界裂纹扩展的BSE图像，（b3）Ti55531:0.05B合金晶粒裂纹扩展的BS E图像。（c1）Ti55531+0.1B合金的裂纹萌生和路径，（c2）Ti55531合金晶界裂纹扩展的BSE图像，（c3）Ti55531:0.1B合金晶粒裂纹扩展的BSE图像。图19. L-DED Ti55531+xB显微组织演变、变形和断裂示意图。（a）沉积时，（b）缓慢冷却，（c）老化，（d）变形和断裂。在Ti55531+xB合金中，β晶粒尺寸随着B含量的增加而显著减小，分别从465μm减小到214μm和52μm。这主要是由于添加B后生长限制因子和凝固温度范围的增加。在β→ α转变，TiB充当成核位点，使较大的低密度αp相在较低过冷度下沉淀，而Ti55531合金在较高过冷度时形成较小的高密度αp相和。Ti55531合金中较低的沉淀温度导致αp相的Al含量较低，但Mo、V和Cr含量较高。时效后，Ti55531中αp相排出的溶质限制了αs相的沉淀，形成了均匀的α相微观结构。相比之下，Ti55531+0.05B和Ti55531+0.10B合金促进了细小的αs相沉淀，形成了双尺寸的α相微观结构。与Ti55531合金相比，Ti55531+0.10B合金表现出优异的强度-塑性协同效应，极限抗拉强度为1059 MPa，伸长率为15.6%。与Ti55531合金相比，其强度仅降低了6%，但伸长率提高了5倍以上。与Ti55531合金相比，Ti55531+0.10B合金中更细的晶粒尺寸提高了适应变形的能力，导致反复的裂纹偏转并增加了裂纹扩展阻力。双尺寸α相微观结构中较大、较软的αp相显著阻碍了裂纹扩展，而αp相中的纳米孪晶在变形过程中被完全激活。因此，Ti55531+0.10B合金表现出优异的伸长率。论文信息Achieving strength-plasticity synergy in trace B-modified near β titanium alloy fabricated by laser directed energy depositionAuthor: Hanlin Ding,Lilin Wang,Lukai Yuan,Haozhi Chai,Jun Yu,Xin Lin,Weidong Huangdoi.org/10.1016/j.matdes.2025.114082 来源：增材制造硕博联盟