《中国新材料研究前沿报告2021》增材制造材料—— 增材制造金属材料

作者：黄卫东、王理林、王猛
来源：日新材料

4.1.2 增材制造金属材料
增材制造技术早期主要是从高分子材料发展起来的，虽然高分子材料迄今仍然占据了增材制造材料绝大多数份额，但近些年金属增材制造发展特别快，其产值在增材制造材料中的占比从 2013 年的 6.16% 增长到 2020 年的 18.2% ；即便是受到全球疫情的影响，2020 年销售 额也比 2019 年增长了 15.2%，年增长率远高于高分子材料 [1]。2020 年增材制造金属牌号有 988 个，占所有增材制造材料牌号（2486 个）的 40%，其中钢铁类占 27%，镍基高温合金占 21%，钛合金占 20%，铝合金占 12%，钴基合金占 6.7%，铜合金占 3.4%，还有少量其他种 类的合金材料 [1]。

金属增材制造技术涉及“GB/T 35021—2018 增材制造工艺分类及原材料”标准中所列 七种主流制造工艺中的五大种类，包括粉末床熔融（Powder Bed Fusion，PBF）、定向能量沉积（Directed Energy Deposition，DED）、材料挤出（Material Extrusion，ME）、黏结剂喷射（Binder Jetting，BJT）和薄材叠层（Sheet Lamination，SL）。其中最常用的是 PBF［包括选区激光熔化（Selective Laser Melting，SLM）和选区电子束熔化（Selective Electron Beam Melting，SEBM）］和 DED［包括送粉激光熔覆（BPLC 或 LSF）、电子束送丝制造（EBF） 和丝材电弧增材制造（WAAM）等］。近年采用金属粉末床黏结剂喷射的“金属间接增材制造”成为新的研究和商业化发展热点，主要是因为它具有远高于 PBF 和 DED 工艺的制造效率，有可能因为显著降低成本而把金属增材制造推向汽车和一般机械工业金属零件的大批量 定制化制造。

增材制造金属材料的发展大体上可以分为三个阶段：
① 在金属增材制造发展初期，主要是采用现有的铸造合金、变形合金和粉末合金牌号材料，研究这些合金对增材制造工艺的适应性。

② 由于现有牌号合金大多数并不适用于增材制造工艺，可以应用的合金种类很少，已经应用的合金也普遍难以达到高端工业应用的高冶金质量要求，因此近年来发展增材制造专用合金的研究成为增材制造金属材料发展的热点。

③ 最近，“材料 - 结构 - 性能一体化增材制造”成为金属增材制造的前沿探索方向，其目标在于更充分地展现增材制造不同于传统制造的内在优势，把金属增材制造技术推向一个更 高阶段。

就现有金属材料体系而言，钢铁类和钛合金具有比较好的增材制造适应性，其现有牌号基本都能够实现增材制造成形，只是增材制造逐点的快速加热冷却的成形方式形成了独特的微观组织和力学性能特征，与传统制造存在一定差异。高温合金和铝合金则只有部分合金体系可以适应增材制造，而像高 γ′ 镍基高温合金和高强铝合金在增材制造过程中都面临严重的开裂问题。其他合金的增材制造适应性同样因材料而异，各有各的特点。

增材制造专用合金的开发同材料的增材制造适应性密切相关，铝合金和高温合金因为增材制造适应性不好，其增材制造专用材料发展最为迅速，均出现了几款增材制造专用牌号合金，以填补这些合金体系不能增材制造的空白；而钢铁类和钛合金的专用合金发展则不如前两类合金，合金开发主要以进一步改善力学性能为目标。其他体系针对增材制造技术的合金开发也取得了一些进展。

早在 2001 年，西北工业大学承担的国内第一个金属增材制造“863”项目“高性能复杂金属零件的激光快速成形技术”（2001AA337020），就提出了“多材料任意复合梯度结构材料及其近终成形”的任务，目标是“形成一种新的先进的材料设计 - 制备成形 - 组织性能控制 一体化技术”。随着金属增材制造技术水平和工业需求的发展，“材料 - 结构 - 性能一体化增 材制造（Material-Structure-Performance Integrated Additive Manufacturing，MSPI-AM）”这一 整体性概念在最近被更清楚具体地提出来 [50]。MSPI-AM 定义为通过集成多材料布局和创新结构，一步制造一体式金属组件的过程，目的是主动设计并实现高性能和多功能。MSPI-AM 具有两大特征及其内涵。其一是“适宜材料打印至适宜位置”，包括合金和复合材料内部多相布局、二维和三维梯度多材料布局、材料与器件空间布局；其二是“独特结构打印创造独 特功能”，如拓扑优化结构、点阵结构、仿生结构的增材制造，即将优化设计的材料及孔隙、 最少的材料、天然优化的结构打印至构件内最合适的位置。SPI-AM 方法通过并行设计多种材料、新结构和相应的增材制造工艺，并强调它们的相互兼容性，为金属增材制造目前面临 的挑战提供了一个系统解决方案。

从材料角度看，MSPI-AM 在多材料增材制造的组分设计、跨尺度结构与界面调控及其相应的工艺与装备等方面提出了更高的要求：
① 在多材料增材制造的组分设计方面，成分兼容性及可加工性直接影响增材制造材料的预期性能，因此，成分、物性、相变的设计及调控尤为重要。“材料基因工程”对这方面的发 展将有很好的促进。

② 在多材料增材制造的跨尺度结构与界面调控方面，这既涵盖由纳 / 微米级显微组织至宏观毫米及以上结构层级的多层级、大跨尺度调控，也涉及晶界、相界、增强颗粒与基体、 多材料结合等界面控制。现有的增材制造梯度材料、金属复合材料等可视为初级研究阶段， 而构筑宏观 - 介观 - 微观跨尺度多材料金属构件的材料 - 结构 - 性能 / 功能一体化调控理论及方法则是长远的发展目标。

③ 在多材料增材制造工艺与装备方面，包括将不同材料送至预定的位置以及针对不同材料施加相匹配的能量输入。通过多送粉器的变成分输送，结合激光器、送粉器及运动机构等设备的协同运作，可实现多材料的 DED 增材制造；英国曼彻斯特大学结合粉床铺撒、点对点 多喷嘴超声干粉输送和点对点单层除粉，开发了多材料的 SLM 增材制造。这些工作还都属于 起步阶段，成熟的多材料增材制造工艺与装备需要更明确“材料 - 高能束交互作用机制”和 更多“智能化技术”的支撑。

下面将按合金体系分类分别阐述增材制造金属材料的发展现状与前沿动态。

4.1.2.1　铝合金
传统铝合金按合金元素的含量与加工工艺的不同，分为铸造铝合金与变形铝合金两类。在铸造铝合金中，Al-Si 系合金由于流动性好、收缩小、铸件致密、不易产生铸造裂纹以及具有良好的抗腐蚀性能，是铸造铝合金中品种最多、用途最广的合金系，典型的牌号有 AlSi7 （A356、A357）、AlSi10Mg（A359）和 AlSi12 等。变形铝合金在力学性能上比铸造铝合金 的强度、延展性高，主要的牌号为 2xxx 系（Al-Cu）合金、3xxx 系（Al-Mn）合金、5xxx 系 （Al-Mg）合金、6xxx 系（Al-Mg-Si）合金、7xxx 系（Al-Zn-Mg-Cu）合金、8xxx 系（Al-Li） 合金，其中 2xxx 系和 7xxx 系高强铝合金最为受关注。

铝合金由于其高激光反射率、高热导率及易氧化性，属于典型的难激光增材制造的材料。其中，Al-Si 系铸造铝合金因良好的铸造和焊接性能，可以实现激光增材制造，而传统的 2xxx 系和 7xxx 系等变形铝合金在不添加特殊元素改性的情况下，在激光增材制造中都面临易产生热裂的共性问题。这是由于，一方面激光增材制造的逐点成形过程中，局部的急冷急热导致材料内部存在极大的内应力；另一方面，这些合金的凝固温度区间一般较大，且在增材制造定向热流条件下呈定向外延枝晶生长，从而在枝晶间形成很长的液膜，导致在内应力 作用下被拉开，形成裂纹 [51-53]。对于电弧增材制造技术，铝合金具有良好的适应性，但丝材原料的制备是该技术的限制因素。比如，电弧增材制造 2xxx 系和 7xxx 系铝合金，因内应力比激光增材制造小，均具有较好的成形性，但 Al-Si 系因不易制备丝材而无法进行电弧增材制造。电子束增材制造铝合金尚未见相关报道。

激光增材制造 Al-Si 系合金的微观组织因高冷却速率而被显著细化，一次枝晶间距大大降低，共晶 Si 相的形态由铸态下的针状转变为纤维状或珊瑚状，分布更加弥散，甚至在快速凝固后的冷却过程中，Si 由过饱和的 α-Al 相中析出，形成纳米 Si 相，这使其强度和塑性一般均优于传统铸件 [54,55]。此外，通过外加纳米陶瓷增强或原位陶瓷增强相，可进一步提升激光增材制造 Al-Si 系合金的强度。例如，上海交通大学研制的原位生成纳米 TiB2 强化 AlSi10Mg 铝合金 [56]，其 SLM 沉积态的抗拉强度＞520MPa。电弧增材制造 2xxx 系和 7xxx 系铝合金具 有柱状晶组织或柱状晶 + 等轴晶层带组织，通过固溶 + 时效热处理调控析出强化后，其力学性能与传统锻件相当 [57,58]。

增材制造专用铝合金的研究重点是开发适应激光增材制造技术的高强铝合金。目前，已经涌现出了一批专用铝合金牌号，代表性的增材制造专用铝合金牌号有 AirBus 的 Scalmalloy®[59]、英国铸造业领导企业 Aeromet 的 A20X[60]、莫纳什大学的 Al250C 和 Amaero Hot Al[61]、美国休斯研究实验室（HRL）的 7A77.60L[47] 等，以及国内中车集团 [62] 和长沙新材料研究院有限公司提出的自研牌号。这些专用合金具有一些共性的特征，即通过添加 Sc、 Zr、Ti 等元素，在凝固过程中优先形成 Al3（Sc，Zr，Ti）颗粒，作为 α-Al 的异质形核核心， 促使增材制造条件下的凝固组织由外延生长柱状晶转化为等轴晶，避免形成长液膜而抑制热裂，从而满足增材制造成形性 [47,63]，不同牌号专用合金在强化相的选择上存在一定区别。

目前，激光选区熔化铝合金件在航空航天等领域的轻量化结构及复杂结构中获得了许多 应用。例如，NASA 和其他航空航天企业大规模地生产和使用增材制造铝合金零部件，包括 压力容器、歧管、托架、热交换器和其他机身零件等；国内增材制造铝合金的 C919 登机门铰链臂已成功装机试飞，火星探测器连接角盒作为重要承力结构件，已搭载于我国首个火星探测器“天问一号”。同样，电弧增材制造铝合金因在材料利用率、制造成本、生产周期等方面的优势也在走向应用。例如，西安交通大学电弧增材制造了世界上首件 10m 级高强铝合金 重型运载火箭连接环样件，重约 1t；首都航天机械有限公司和北京航星机械制造公司采用 Al- Cu、Al-Si、Al-Mg 铝合金材质，成功通过电弧增材制造了管路支架、壳体、框梁等航空、航天领域关键构件单元。

4.1.2.2　高温合金
高温合金按基体成分可分为铁基、镍基和钴基三大类。铁基高温合金成本较低，一般在 700℃ 以下的环境中使用；镍基高温合金在 600℃ 以上仍可长期服役，具有优异的综合性能， 应用最为广泛；钴基高温合金具有更为优异的抗氧化性能和抗热腐蚀能力，但成本较高。高温合金按强化类型可分为固溶强化型、沉淀析出强化型和弥散强化型，其中沉淀析出强化型又分为 γ′ 强化和 γ″ 强化两类。沉淀析出强化型高温合金的综合力学性能相比之下最具优势。

就不同增材制造技术而言，高温合金的 SLM 研究较多，LSF 研究次之，SEBM 和 WAAM 研究相对少些 [64-66]。对于上述增材制造技术，固溶强化型高温合金的成形性一般都较好，典型的有 Ni 基 GH3625（IN625）和 Co-Cr 高温合金等 [67]。同样，γ″ 强化型高温合 金，即 Ni 基 GH4169 合金（IN 718）的增材制造成形性也很好 [68,69]。γ′ 强化型高温合金的增材制造成形性与 γ′ 体积分数有关，γ′ 体积分数主要由 Al+Ti 含量决定，高 γ′ 体积分数的镍基高温合金普遍含有较多的 Al 和 Ti 元素，Al 和 Ti 元素的凝固偏析及 γ+γ′ 低熔点共晶易引起 热裂，同时在增材制造冷却过程中析出大量 γ′ 相，会导致材料塑性变差，极易发生应变时效开裂。也就是说，高 γ′ 体积分数的高温合金（如 IN738、CM247LC、CMSX-4、Rene88DT、 Rene142 等）的增材制造，特别是激光增材制造，仍面临巨大的挑战。而 SEBM 技术因具有 很高的预热温度，可以减少甚至消除裂纹，因而具有相对更好的成形性 [70,71]。
SLM 制备 IN718 和 IN625 的研究在增材制造高温合金中占比最高，分别达到 68% 和 15%[65]。而在航空航天应用中，用量最大的高温合金有 GH3536（HX）、IN718 和 GH3230。IN718 的 SLM 沉积态为柱状晶组织，晶内由细密的 γ 枝晶和枝晶间的条状 Laves 相组成，成形过程中不会析出 γ″ 沉淀强化相，通过后续的固溶 + 时效热处理进行成分均匀化和强化相析出。IN625 的 SLM 沉积态组织与 IN718 类似，通过后续的固溶热处理，使 Laves 相溶解，成分均匀化，同时消除残余应力。相比于锻件，SLM 制备的 IN718 和 IN625 试件的拉伸性能均表现出“各向异性”和“高强低塑”特征 [72]，但程度有限，而持久性能和疲劳性能则显著偏低，如持久寿命只有锻件的 1/4。持久性能差主要可归因于晶界的提前损伤，疲劳性能差则归因于增材制造缺陷引起的应力集中导致疲劳裂纹提前萌生 [73-77]，进一步的机理分析以及解决措施则有待后续的研究。

由此可见，增材制造专用高温合金的设计重点就是获得不开裂的高 γ′ 体积分数的合金成分。英国牛津大学 Reed 院士团队与美国霍尼韦尔公司合作，设计出使用温度超过 900 ℃ 的增材制造专用镍基高温合金——ABD-850AM 和 ABD-900AM[78]。国内中科院金属所也开发了 一款适应增材制造的镍基高温合金——ZK401[79]。相比传统镍基高温合金，这两款专用合金添加了比较多的难熔 γ′ 形成元素 Ta 或 Nb。同时，美国加州大学圣芭芭拉分校的 Pollock 团 队则设计出具有较高 γ′ 熔解温度（约 1200℃）和较高 γ′ 体积分数（>50%）的适应于增材制 造的 Co-Ni 基高温合金——DMREF-10。相比传统镍基单主元体系，Co-Ni 二主元体系的元素 凝固偏析减弱了，有利于阻止凝固裂纹，且 SLM 成形过程中不析出 γ′ 相，没有产生应变时效裂纹 [80]。

目前，尽管高温合金的增材制造仍存在诸多尚未解决的问题，但是迫切的需求在不断推动其应用。美国 GE 公司的 GE9X 发动机中应用了 304 个增材制造零件，其中大多为 Co-Cr 高温合金零件，如燃油喷嘴、导流器、燃烧室混合器等。罗尔斯 - 罗伊斯公司利用增材制造技术制备了直径达 1.5m、厚 0.5m、含有 48 个翼面的镍基高温合金前轴承座，并应用于 Trent XWB-97 型航空发动机上。德国西门子公司利用增材制造技术制造了 13 兆瓦 SGT-400 型工 业燃气轮机用耐高温多晶镍基高温合金燃气涡轮叶片，并通过了满负荷运行测试。中国航发商发公司设计制造的激光选区熔化成形高温合金燃油喷嘴、预旋喷嘴等已经实现了装机应用。

4.1.2.3　钛合金
钛合金几乎对于所有的增材制造技术都具有很好的适用性。钛合金增材制造的研究也很广泛，包括高温性能优异的近 α 钛合金（Ti60、TA15、TA19）、综合性能优异的 α+β 钛合金 （TC4 、TC11、TC21）、高强韧的近 β 钛合金（BT22、Ti55531）、低模量的生物医用钛合金、耐摩擦磨损的钛基复合材料等。其中以 Ti6Al4V（TC4）的增材制造研究最多，最全面 [81]。

相比铁，钛的形核率低两个数量级，而晶体生长速度高一个数量级，这使得增材制造钛合金在定向热流下特别容易形成外延生长的粗大柱状 β 晶粒组织。而增材制造钛合金晶内的相组织因不同增材技术对应的冷却速率差异而呈明显变化。以 Ti6Al4V 合金为例，SLM 的 Ti6Al4V 晶内组织几乎都为针状 α' 马氏体相 [82] ；LSF 的 Ti6Al4V 晶内组织基本由魏氏 α 板条 组成 [83] ；EBM 的 Ti6Al4V 晶内组织基本为针状或网篮状 α 相 [84] ；WAAM 的 Ti6Al4V 晶内组 织基本为网篮状 α 相 [85,86]。通过后续的热处理，可以对增材制造钛合金的相组织结构进行调 控 [87,88]，但无法改变 β 晶粒组织结构。增材制造钛合金热处理后的力学性能基本都能达到锻件标准，只有低周疲劳性能相比锻件稍有偏低。值得注意的是，增材制造钛合金典型的粗大柱状 β 晶会导致力学性能的显著各向异性 [83]，且沿粗大柱状 β 晶界形成的晶界 α 相平直且长， 往往成为裂纹扩展通道，也不利于钛合金的动载性能。

由于钛合金具有很好的增材制造适应性，改善其力学性能是增材制造专用钛合金设计的 出发点。因此，获得等轴细小的 β 晶粒组织是当前增材制造钛合金所追求的目标 [89]。研究者们通过增加凝固过程的成分过冷和异质形核核心促进增材制造钛合金 β 晶粒组织从柱状晶转 变为等轴晶。早期通过在传统牌号中添加微量元素来调控组织，如添加 B、Si 等元素增加成 分过冷 [90,91] 以及 RE2O3 作为异质核心 [89]。这些元素的添加确实使传统牌号钛合金的组织一 定程度地趋向等轴细化，但由于是微量添加，组织改性程度仍是有限的。为此，之后相继出 现了针对增材制造的全新钛合金成分体系。例如，选用大成分过冷元素作为合金元素的 Ti- Cu、Ti-Ni 和 Ti-Fe 系 [48,92,93]。这些合金的增材制造组织均呈等轴化，其拉伸强度与应用最广 泛的 Ti6Al4V 合金相当，只是塑性相对还有一定差距。值得注意的是，具有成分过冷倾向的 Cu、Ni 和 Fe 元素属于共析元素，且在铸锭中会形成严重的偏析。因此，它们在传统钛合金 成分设计中很少用。此外，Ti-La 合金 [94] 通过包晶反应实现增材制造过程中 α 相的等轴化， 使 α 相不继承与母相 β 之间的晶体取向关系，从而解决各向异性的问题，La 也不是传统的钛 合金化元素。除了上述基于凝固过程的成分考虑外，研究表明增材制造过程中的热循环会促使 β 晶粒显著粗化，因此为了获得细小晶粒组织，在专用成分设计中也可以考虑引入 B 或者 RE2O3 来抑制晶粒粗化 [95]。可见，增材制造作为一项新的制造技术，其原材料的专用成分设计呈现了全新的合金化理念。增材制造钛合金的成分设计目前还停留在学术研究阶段，还没有形成专用合金牌号。

增材制造钛合金已经在航空航天、生物医疗等领域获得了很多应用 [96,97]。例如，西北工 业大学针对激光增材制造大型钛合金构件一体成形成功建立了材料、成形工艺、成套装备和 应用技术的完整技术体系，服务于中国商飞 C919 客机和空客大型客机的研制，成形钛合金 构件最大尺寸超过 3m。北京航空航天大学在军用飞机钛合金大型整体主承力复杂构件激光增 材制造工艺研究、成形构件一体化检测、工程化装备研发与装机应用等关键技术攻关方面取 得了突破性进展。中国航发商发公司在商用航空发动机短舱安装节平台等大型钛合金构件送粉增材制造工艺开发、质量过程控制、考核评价等方面也取得了显著成果。目前，在大型整 体钛合金复杂构件的激光增材制造研究与应用方面，我国处于国际领先地位。此外，SLM 制 造的钛合金义齿、替代骨等已经应用于临床医疗中。

4.1.2.4　钢铁合金
钢铁材料的性能优异、体系丰富、成本低廉，是应用最为广泛的金属材料，也是增材制造研究的重点材料体系。钢铁材料的增材制造适应性与钛合金相似，同样比较优良，几乎适应于所有主流的增材制造技术。典型的增材制造钢铁材料有奥氏体不锈钢 316L 和 304L，析出硬化不锈钢 17-4PH 和 15-5PH、马氏体不锈钢 420 和 410、马氏体时效钢 18Ni300、工具钢 H13，以及超高强钢 300M 和 AerMet100[98,99]。

增材制造钢的研究重点聚焦在其独特的跨尺度微观组织、丰富的固态相变及独特的力学行为[100-102]。最具代表性的当属激光选区熔化316L不锈钢，具有以晶粒-胞状结构-胞壁位错- 胞壁元素偏析 - 纳米析出相为特征的从毫米到纳米的跨尺度组织结构，亚微米胞状结构的成 分偏析引起的晶格错配导致了高密度位错网络的产生，并促进了孪晶诱发塑性（TWIP）效应， 使材料的强度和塑性相比传统制造技术均获得了显著提升 [103-105]。

目前，增材制造专用钢的研究相对较少，主要集中在增材制造专用模具钢粉末材料的设计， 通过改善模具钢合金元素配比和引入第二相强化颗粒以提升模具钢性能，延长使用寿命 [106]。此外，增材制造钢的功能梯度材料体系也有涉及，通过对梯度材料过渡层的成分设计，解决由 于异种金属冶金、物性相容性差别所造成的开裂与分层问题 [107-109]。南华大学利用激光熔池快冷凝固的特点，提高了钢铁材料中硼碳氮氧四种间隙元素的含量，通过这些元素的过饱和固溶强化效应，实现了激光增材修复与再制造钢铁的高性能、低成本，以及简化工艺的目标。

增材制造钢的零部件已在航空航天、汽车、复杂模具、建筑、能源等领域获得了应用。例如，增材制造的用于注塑行业的不锈钢模具，具有复杂形状的随型冷却流道，冷却效果好， 冷却均匀，可显著提高模具寿命、注塑效率和产品质量。模具增材制造上用得比较多的不锈 钢主要有 18Ni300、CX 和 420。增材制造的不锈钢换热器具有紧凑高效的换热性能，被应用于液化天然气的运输。增材制造高强钢 Custome 465 可以达到 1900MPa 的抗拉强度。

4.1.2.5　其他合金
除了上述应用比较广泛的四大合金外，其他合金的增材制造也有不少的研究，包括金属间化合物、难熔金属、铜合金、高熵合金、镁合金、非晶等。下面简要阐述其中具有代表性的工作。

金属间化合物增材制造值得一提的是，SEBM 制造航空发动机 TiAl 叶片已经实现了实际应用 [110]。SEBM 可以将粉末床温度维持在较高水平，从而减小热应力，释放残余应力，抑制 裂纹形成，从根本上解决了 TiAl 及类似脆性材料在增材制造过程中的开裂问题。意大利 Avio 公司采用 SEBM 技术成功制备了高性能 Ti-48Al-2Cr-2Nb 低压涡轮叶片，经热处理后具有与铸件相当的室温和高温疲劳强度，并表现出比铸件优异的裂纹扩展抗力和与镍基高温合金相 当的高温蠕变性能。目前，GE 公司建成了 SEBM TiAl 叶片的生产线，已经在 GEnx、GE90 和 GE9X 等航空发动机上进行了考核。此外，北京航空航天大学与英国莱斯特大学合作，采 用 SEBM 也成功制备了无裂纹的 Ni3Al 基 IC21 合金 [111]。

难熔金属包括钨、钼、钽、铌、锆、铪及其合金，其中纯钽和纯铌材料的增材制造技术相对成熟，但对于具有室温脆性的钨、钼及其合金，增材制造过程极易发生开裂，而通过添加钽、铌、稀土氧化物或碳元素捕获晶界氧元素，防止氧在晶界聚积，提高晶界强度，可有效控制晶界开裂 [112,113]。应用方面：增材制造个性化定制多孔钽植入体已经开始临床应用；采用 SEBM 技术制备的高致密度纯铌材料，其性能与锻造态铌相当，在新一代超导射频腔体的 制造上显示出了很大潜力；SLM 制造的纯钨光栅已被用于医疗 CT 器械中的防散射栅格构件 中 [114,115]。

增材制造铜材料包括 Cu1、Cu2、CuCrZr、CuNiSi、CuSn10、CuNi、纯铜等，增材制造 技术涉及 SLM、DED、SEBM 和 WAAM，但主要集中在 SLM 技术上。铜材料应用于激光增 材制造的一个难点就是铜对激光的高反射性和高热导率，易产生翘曲、分层等缺陷。为此， 德国弗劳恩霍夫激光研究所推出了“绿色 SLM”解决方案，采用波长为 515nm 的绿色激光， 增大铜合金粉末的激光吸收率，提高致密度。日本岛津公司应用其研发的 450nm 蓝色二极管 激光器进行铜合金增材制造。德国通快公司针对铜合金推出 TruPrint 1000 绿光版增材制造。增材制造铜合金的应用有发动机尾喷管、高效换热器等 [116]。

镁合金是最轻的金属结构材料，有较高的比强度和比刚度，在航空航天、汽车等领域应用广泛，同时，优越的生物相容性、可降解性以及接近人体骨骼的弹性模量，使其在骨科 材料应用方面潜力巨大。增材制造镁合金起步较晚，主要研究的牌号有 WE43、AZ91D 和 ZK60，其中 WE43 骨科应用较多。增材制造技术涉及 SLM 技术和 WAAM 技术。增材制造镁合金在快速或近快速凝固条件下，具有更细小的晶粒组织和更高的溶质元素固溶度，提升 了细晶强化和固溶强化效果，因而获得的强度要高于传统铸态 [117]。

增材制造高熵合金的研究主要集中在 CoCrFeMnNi (Cantor) 系列合金、AlxCoCrFeNi 系列合金、难熔高熵合金，其他如 FeMnCoCr 系亚稳态高熵合金、非等原子比的 NiCrWFeTi 合金 等也有少量研究 [118,119]。其中 AlxCoCrFeNi 系列合金通常含有无序的 FCC 相和有序的 BCC 相， 两相组织的尺度受凝固速度影响。该合金在增材制造快速凝固条件下可形成纳米尺寸的两相 组织以及大量位错和小角度晶界，具有优良的综合性能。

传统加工方法制备的非晶尺寸受限，而增材制造的逐点成形和快冷特点为大尺寸块体非晶制备提供了一条重要的途径。增材制造非晶以 SLM 和 DED 为主，主要研究的合金体系有 Ti 基合金、Zr 基合金、Fe 基合金、Cu 基合金等。需要指出的是，非晶在增材制造热影响区 通常会发生弛豫和晶化，因此实际获得的往往是非晶复合材料，制备均匀的单相块体非晶合金仍是一个挑战 [120]。