多光束激光选区熔化研究进展

Research progress in multi-beam selective laser melting

摘要

激光选区熔化（selective laser melting，SLM）作为一种常见的增材制造（additive manufacturing，AM）技术，在多孔和薄壁等异形零件的成形领域受到广泛关注。然而，传统的单光束SLM成形因成形尺寸小、成形效率低等问题而发展缓慢。多光束激光选区熔化（multi-beam selective laser melting， MB-SLM）在单光束SLM成形的基础上，通过多光束、多振镜分区扫描并进行拼接成形，实现了成形尺寸和成形效率的大幅同步提升，有效地解决了单光束SLM成形存在的固有难题，有望成为进一步拓展金属增材制造应用领域的新兴技术。本文综述了多光束激光选区熔化在成形原理、成形设备以及工艺缺陷的形成及控制方面的研究进展，归纳了多光束激光选区熔化成形不同合金的显微组织和力学性能，重点阐述了工艺缺陷和力学性能调控的主要策略。最后对其未来发展趋势进行了展望，如应关注多光束间的时空差异特性对力学性能的影响、改变不同区域间工艺参数的一致性以减少成形件的工艺缺陷等。

Abstract

As a common additive manufacturing （AM） technology， selective laser melting （SLM） is a great potential manufacturing technology for special-shaped parts，such as porous and thin-walled parts. However， the traditional single beam SLM technology develops slowly due to the problems of lesser forming size and inferior efficiency. On the basis of single-beam SLM， multi-beam selective laser melting （MB-SLM） uses multiple beams and multiple galvanometers to partition scan and perform overlap forming. It greatly improves the forming size and efficiency， perfectly solves the inherent problems of single-beam SLM，and is expected to become an emerging technology to expand the application of metal additive manufacturing. The research progress of multi-beam selective laser melting in forming principle， forming equipment， and formation and control of defects is reviewed. The microstructures and mechanical properties of different alloys manufactured by multi-beam selective laser melting are summarized. Importantly， the main strategies to control defects and mechanical properties are highlighted. Finally， the development trends are forecasted， such as the impact of temporal and spatial difference characteristics between multi-beam on mechanical properties， and the consistency change of process parameters between different regions to reduce defects of formed parts.

Graphical abstract

关键词

多光束激光选区熔化 / 增材制造 / 缺陷调控 / 显微组织 / 力学性能

Key words

multi-beam selective laser melting / additive manufacturing / defect control / microstructure / mechanical property

增材制造（additive manufacturing， AM），也称为快速原型制造、3D打印和自由成形制造。AM技术直接根据计算机辅助设计（CAD）模形通过沉积、固化以及连接材料来构建3D对象，无需其他冗杂的加工步骤即可快速实现零件的制造^［1-3］。与机械加工和铸造等传统制造方法相比，增材制造系统在小批量生产中表现出更高的效率和灵活性，为零件的设计和材料的加工提供了全新的视角^［4-5］。

激光选区熔化（selective laser melting， SLM）被认为是最有前景的增材制造（AM）技术之一，其加工原理如图1所示。该技术将三维零件分割为固定层厚的2D薄片^［6］，并利用高能激光束在保护气体中沿加工路径扫描，使金属粉末完全熔化并迅速凝固而形成片层，通过重复这一步骤，逐层叠加最终实现三维零件的制造。这种分层方法在多孔和薄壁等异形零件的成形方面具有独特的优势^［7-8］。SLM通过一体化制造省去了部件之间的焊接和铆接过程，从而提高了零件的设计自由度^［9］，而且将金属粉末二次回收使用以提高原料利用率和降低生产成本。此外，成形过程中熔池内的冷却速率可达到10³~10⁸ K/s^［10］，液态金属的快速冷却抑制了晶粒生长和合金元素的偏析，同时在Marangoni流的作用下在熔池内形成较为精细且均匀的显微组织，使得成形件的性能已经接近或超过传统锻件^［11］。目前SLM技术已被广泛用于航空航天、汽车和医疗等不同领域复杂、精密金属部件的生产^［12-14］。然而，受到光学元件的限制，传统的单光束SLM设备的成形尺寸偏小、成形效率偏低，对于航空发动机叶轮和飞机的起落架等大型复杂零部件难以实现高效成形，阻碍了SLM技术的进一步发展。目前最常用于提高单光束SLM成形效率的方法是在高激光功率下提高扫描速度和增加粉末层厚度^［15］。但是提高激光功率会导致激光光斑直径增加，可能会对成形精度造成影响，从而影响零件的力学性能^［16］。

多光束激光选区熔化（multi-beam selective laser melting，MB-SLM）在单光束SLM成形的基础之上，通过增加扫描振镜和激光器的数量，成形过程中各激光器分区域协同工作，扩大成形空间的同时也使得成形效率得到显著提高^［17］，有效地解决了单光束SLM成形存在的固有难题。不仅如此，MB-SLM还为零件成形时的工艺条件提供了更多的选择。例如，Heeling等^［18-19］提出了利用双光束进行同步偏置加工的成形方法，使得成形零件获得了比单光束SLM成形件更佳的表面质量和更高的致密度^［19］。因此，理论上MB-SLM可以在保证成形精度的前提下大幅同步提升成形尺寸和成形效率，其必将成为未来SLM技术的主流发展趋势。然而，使用MB-SLM加工仍旧不可避免地伴随孔隙^［20-21］、飞溅^［22］以及残余应力^［23-24］等工艺缺陷。同时，成形过程中两相邻单光束加工区域间是通过拼接区域相互连接，拼接区域的成形质量对最终零件的力学性能有着较大影响。因此，如何实现成形缺陷的控制和保证良好的拼接质量以获得更加优异的力学性能是目前MB-SLM技术的研究重点。

目前已经有诸多学者展开了关于MB-SLM技术的研究。为进一步加快读者对MB-SLM技术的了解，本文对近10年MB-SLM技术的研究进展进行了系统性综述。首先概述了MB-SLM技术的成形原理、成形特点以及成形设备的发展，然后分别从工艺缺陷的形成机理及其控制方法和成形试样的显微组织组成与力学性能调控2个方面详细介绍了MB-SLM技术国内外的研究现状，最后展望了MB-SLM技术的未来发展趋势。

1 多光束激光选区熔化

1.1 多光束激光选区熔化技术

如前文所述，MB-SLM是经过单光束SLM衍生而来，该技术旨在通过多光束、多振镜分区域扫描并拼接成形，从而显著提高设备的成形尺寸和成形效率。下面以双光束SLM为例对其成形原理加以说明。图2为双光束SLM成形系统示意图，与单光束SLM成形不同的是，双光束SLM加工时成形幅面被分成2个单独的扫描区域，每个扫描区域的激光源都可以实现独立控制。图中子域1为单个激光进行加工的区域（下述为孤立区域），两相邻孤立区域间通过子域2（下述为拼接区域）进行连接。同时，拼接区域内还会存在一较小的重熔区域（子域3）以确保每个沉积层拼接的完整性。

当零件被放置在孤立区域时（Part 1），其成形过程与单光束SLM几乎完全一致，只需控制对应的激光头即可完成加工。然而当零件的尺寸超过单个激光束的扫描范围时（Part 2），则需要通过多光束协同制造。具体的成形过程如图3所示，首先根据两激光束的扫描范围确定拼接区域的位置（图3（a）），并在拼接区域内设置分割线以确定每个激光束的实际扫描区域（图3（b））。然后根据所选择的拼接方式（包括重熔拼接（图4（a），（b）^［21］）以及交错拼接（图4（c）^［21］，（d））等）确定具体加工层内的扫描策略，并将加工层内的零件轮廓与扫描策略求交得到具体的激光加工路径（图3（c））。最后通过双光束协同扫描，即可实现大尺寸零件的快速成形（图3（d））。

此外，MB-SLM独有的多光束协同扫描为试样的成形方式提供了更加广阔的研究空间。Heeling等^［18-19］在多光束分区扫描策略（图5（a））的基础之上，提出了将双光束进行同步偏置加工的成形方法。如图5（b），（c）所示，其中光束半径较大的为低功率的加热光束，光束半径较小的为高功率的熔化光束。研究表明，加热光束前置可以实现熔池附近的预热以及少量粉末颗粒的预熔化，而加热光束后置使熔池后部的温度场更加均匀。二者都可以降低成形时熔池内的冷却速率和温度梯度^［25-26］，使得试样获得更低的残余应力，从而显著改善零件的综合性能。

1.2 多光束激光选区熔化加工质量影响因素

从成形原理不难看出，MB-SLM成形件的加工质量受到工艺参数、材料属性以及拼接方式等多方面因素的影响。为了进一步提高成形件的综合性能，目前所开展的研究工作主要集中于探究影响因素对于试样加工质量的影响规律。因此，正确辨别重要影响因素是十分必要的。

图6和表1^{［11，16-17，19-24，27-47］}显示了MB-SLM加工质量影响因素及其对应控制的成形缺陷和力学性能。对于孤立区域而言，其成形过程与单光束SLM高度相似，二者最终的加工质量没有显著差别^［27］。因此，孤立区域的加工质量影响因素（图6中红色部分）与单光束SLM相一致，主要包括材料属性、工艺参数（激光功率、扫描速度等）和扫描策略（扫描顺序、构建方向、层间旋转角度等）。而对于拼接区域而言，由于多光束的时空差异特性使得重熔现象有别于单光束成形，将会产生更高的能量输入致使粉床的温度场以及应力场更加复杂。因此，拼接区域是零件最容易出现组织以及性能缺陷的区域^［28］，其成形试样的加工质量影响因素也更加复杂。除了包含孤立区域加工质量的影响因素外，拼接区域还存在一些独有的影响因素（图6中紫色部分），包括激光器的数量、重新扫描次数、拼接方式、拼接长度以及重熔方式等。另外，在采用激光偏置加工时，加热光束的偏置方式和偏置距离也会影响试样的加工质量。这些独有的影响因素为MB-SLM成形件的性能优化提供了更加优异的视角。

1.3 多光束激光选区熔化加工设备现状及发展

MB-SLM系统由多个单光束扫描模块组成，通过扫描区域的智能拼接使多光束加工设备在具有更大加工空间的同时其成形效率也显著高于单光束加工^［48］，因此国内外的多数机构都在致力于MB-SLM设备的研发。经过诸多学者的不懈深耕，MB-SLM加工设备日渐趋于成熟。国内外主要的MB-SLM设备研究机构及其代表设备见表2，设备的加工幅面（x，y）在250 mm×250 mm至2000 mm×2000 mm之间，所面向的加工对象包括航空航天、工业制造以及能源等领域的大尺寸、结构复杂、高精密零件。

现有的MB-SLM设备主要分为2类^［49］：（1）以BLT-S600^［50］为代表的通过减小激光间的重叠加工区域来提高最大可成形件尺寸的加工设备；（2）以NXG Ⅻ 600^［51］和 BLT-S1000为代表的通过增加协同工作的激光器数量来提高成形效率的加工设备。其中NXG Ⅻ 600作为多激光协同加工提高成形效率的典型设备是SLM solutions于2020年推出的国际上首台配备12激光器的MB-SLM成形设备，其成形效率是单光束SLM设备的20倍^［51］，该设备的推出代表着SLM设备在大尺寸零件的快速制造领域有了全新的突破。

国内对于MB-SLM加工设备的研究以西安铂利特公司、华中科技大学以及华南理工大学等为代表。对比表2中的数据可以发现，国内的MB-SLM设备更加倾向于扩大设备的成形尺寸，成形效率较国外MB-SLM设备有所不足。华中科技大学在2016年自主研发出国际上首台4光束SLM加工设备NRD-SLM500。该设备通过使用4光束协同加工最大可实现尺寸为500 mm×500 mm×530 mm零件的成形，并利用双向送粉以及分段送粉策略提高设备的成形效率，其成形效率达到了80 cm³/h^［27］。而RenAM 500Q^［52］同样拥有4光束加工系统，成形效率约为NRD-SLM500的2倍，但其成形空间仅为NRD-SLM500的1/4。BLT-S1000^［53］是继NXG Ⅻ 600之后西安铂利特自主研发的目前国内仅有的可实现12光束协同加工的SLM设备。该设备通过自适应铺粉修正与零件三维重建提高零件成形效率以及进行打印件的质量追溯，与NXG Ⅻ 600相比，二者都可实现12光束协同加工。但BLT-S1000成形效率仅为300 cm³/h，是在牺牲成形效率的情况下获得了更大的成形尺寸，其最大成形尺寸可达1200 mm×600 mm×1500 mm。除了上述的商业化设备外，华中科技大学还研发了HRPM™双光束SLM设备^［54］，并针对该设备的成形特点开发了相应的稀有金属材料，进一步提高了零件的成形质量。同时，刘正武等^［55］也自主研制了双光束SLM成形设备，在该设备中采用了精密双导轨支撑结构，使得铺粉过程更加平稳，减少了试样中的孔隙、裂纹等缺陷。此外，华南理工大学、华曙高科以及西帝摩等企业均对MB-SLM加工设备进行了研发。

随着增材制造行业的蓬勃发展，制造行业对于设备需求也在不断革新。虽然目前MB-SLM设备的研究已经取得了较为可观的成果，但总体而言国内对于MB-SLM设备的研究仍处在探索阶段，存在许多问题亟待解决：

（1）虽然MB-SLM设备较传统单光束SLM设备的成形规模和成形效率有了大幅提升，但在进行大型零件的生产时其生产效率还远落后于传统成形工艺。因此，进一步拓展设备的成形效率也是MB-SLM设备未来的研究方向之一。

（2）MB-SLM设备所配套的系统较为复杂（包括振镜、铺粉以及控制系统等）造成设备的实际占地空间远大于成形空间，设备的整体体积还需要进一步压缩。

（3）由于需要多光束协同工作，对于设备的光路系统以及控制系统等配套系统的要求更为严苛，如何提高设备的运行稳定性还有待进一步研究。例如，多光束同时进行扫描产生的烟尘很大，没有好的风场会使得最终的零件质量达不到预期效果^［26］。

总体而言，未来的MB-SLM设备将向着紧凑、精密化、多功能化方向发展并向多行业渗透，在高精密制造领域保证足够的成形精度以及良好的性能^［56］。同时也可以考虑牺牲一部分成形精度实现产品的规模化制造，与多种工艺相结合，通过融合其他生产工艺的特点以克服设备的发展局限^［57］。

2 多光束激光选区熔化技术研究现状

2.1 成形缺陷及其控制方法

2.1.1 孔隙

孔隙是SLM过程中的典型工艺缺陷，MB-SLM成形试样内也不可避免地会伴随孔隙缺陷。孔隙按照形成原因大致可分为3种类型：未熔合孔隙^［57］、气孔^［58］和缩孔^［59］。

MB-SLM成形试样内的孔隙多为气孔和缩孔（图7（a）~（c））。缩孔的形成可归因于凝固过程中液态金属无法及时补充熔池的收缩^［60］。而气孔的形成是由于扫描时高温熔池内的气体未能及时从熔池中逃逸^［61-62］。由于气体在熔池内总是倾向于以最小表面能状态存在，因此气孔一般呈球形且直径较小^{［60，63］}。与单光束SLM成形所不同的是，MB-SLM成形件内拼接区域与孤立区域的交界处存在更多的气孔^{［20，46］}（图7（b），（c））。这种独特的现象形成的原因大致可归为三点：（1）拼接区域边界是激光开启/关闭以及振镜加减速的位置，更多的能量输入导致熔池更不稳定而极易形成孔隙；（2）与拼接区域边界的熔池一侧相邻的粉末颗粒的热导率远低于另一侧的已凝固金属，导致边界处熔池深度更深、寿命更短，液态金属的冷却加快，熔池底部的气体来不及溢出而容易出现孔隙^［20］；（3）拼接区域边缘处的高激光能量输入使得熔池周围软化粉末增多，导致熔池的黏附效应变强，从而在凝固后形成表面起伏，后续的加工层因此而出现粉末层厚度不均匀，在该区域易形成更多的孔隙^［21］。

抑制气孔和缩孔的有效手段包括控制重新扫描次数、规避同步重熔和优化扫描策略。Xiao等^［41］探究了重新扫描次数对MB-SLM成形TC4合金致密度的影响规律，结果显示随着重新扫描次数的增加，熔池的寿命延长，促进气体从熔池当中溢出，试样中的孔隙明显减少。不过重新扫描次数过多使得金属蒸发加强，会引发更多孔隙的出现^{［16，41-43］}。Wei等^［47］利用光学显微镜（OM）和扫描电子显微镜（SEM）进行了MB-SLM成形TC4合金孔隙缺陷的原位观察，发现在规避激光同步重熔时，成形试样的小圆孔数量较少，孔隙率将控制在0.07%~0.11%，与单光束SLM成形试样的孔隙率（0.09%）基本相同。同时，Li等^［46］也研究发现，激光同步重熔会产生更加剧烈的液滴飞溅，液滴在粉末表面迅速冷却形成球化颗粒，导致下一加工层层厚不均匀，从而显著提高试样的孔隙率。岑伟洪等^［32］探究了不同扫描策略对MB-SLM成形316L不锈钢试样孔隙缺陷的影响规律，并指出使用三角波条带扫描策略可以减少孔隙数量，有效提高试样的致密度。Tenbrock等^［31］研究发现在多光束协同加工时，若扫描策略选择不当，处于保护气体入口前端的激光产生的烟尘将沿着气流方向传播，导致在该方向上的激光束发生散射、离焦等问题，从而导致小孔数量的增加。

在MB-SLM成形试样内也能够观察到未熔合孔隙的存在^［21］（图7（d）），未熔合孔隙通常是沉积层间熔合不良导致的^［61］。当输入粉床的激光能量密度较低，凝固层间将出现不完全重熔或者产生不良的冶金结合，就会在层间连接处形成未熔合孔隙^［64］。该现象主要取决于工艺参数和拼接方式的选择，只要保证合适的激光能量使粉末完成熔化，达到理想的连接效果，就能避免未熔合孔隙的产生。Zhang等^［20］在MB-SLM成形AlSi10Mg合金致密化行为的研究中发现，对激光工艺参数进行优化以后，试样内的未熔合孔隙数量将会明显减少。黄卫东等^［21］研究了不同拼接方式对MB-SLM成形TC4合金成形特性的影响，并指出采用交错拼接能够有效避免拼接界面处未熔合孔隙的产生和集中。

2.1.2 飞溅

在SLM过程中，熔池内的液滴溅射到粉床表面而形成的球化颗粒将导致凝固层变得粗糙，从而影响下一加工层粉末的均匀铺展，极易在试样内形成孔隙^［65-66］，从而影响试样的表面质量以及力学性能^［67-69］。同样，在MB-SLM成形过程中也能够观察到飞溅物的存在，飞溅物的形成可归因于两个方面：一方面由熔池中的流体动力学效应所引起，在Marangoni流和反冲压力的作用下导致飞溅物从熔池中喷出^［67］；另一方面，蒸气流的形成会导致熔池上方出现负压^［70-71］，在伯努利效应的作用下，周围的粉末颗粒被吸引到熔池并向上驱动被激光束或熔池加热以及熔化，未加热到熔化温度的粉末颗粒将作为冷喷射物分布在粉末上并形成球化颗粒^［72-73］。

与单光束SLM成形相比，MB-SLM成形过程中更容易形成大颗粒飞溅物。如图8（a）所示，所形成的飞溅颗粒直径通常比合金粉末大，且飞溅表面易与氧产生亲和（图8（b））^［29］。这一现象主要是由于激光束相遇时熔池的波动以及激光重复扫描造成了飞溅物粒径的增长^{［42，49］}。Yin等^［49］揭示了在双光束相遇过程中飞溅物特征的变化规律。如图8（c）~（f）所示，在激光束相遇前是由单个激光产生的蒸气流驱动熔池内的液滴以及熔池周边的粉末发生飞溅（图8（c））。当两激光束相遇时，熔池相遇产生的波动将主导飞溅物的产生（图8（d）），由于对向激光蒸气流的相反作用，飞溅物的数量将会减少，但其尺寸会显著增大（图8（e））。而激光相遇之后由于两激光束行进方向上的粉末都已经被前一激光束夹带飞出，此时将只会有少量飞溅物溅射到粉床表面^［49］（图8（f））。而刘文鹏等^［42］的研究表明，当试样的重复扫描次数大于两次时，熔池内的能量会急剧增加，当其能量无法及时传递到周围的材料中时，熔池内的液体将会飞溅到粉末表面，从而形成大颗粒飞溅物。Slodczyk等^［22］观察了不同工艺参数条件下MB-SLM成形过程中的飞溅特征，结果表明在合适的工艺参数下，熔池将更宽且周围的空间温度场更加均匀，提高了熔池的稳定性，使飞溅缺陷得到有效控制。Li等^［46］在MB-SLM成形TA15试样过程中，使用高速摄影机捕捉到了由激光同步重熔引起的大量液滴飞溅，通过改变重熔方式后，飞溅现象得到了明显改善。由此而见，抑制MB-SLM成形时更加严重的飞溅现象的有效手段有优化工艺参数和规避激光同步重熔。

2.1.3 表面质量

表面质量对于零件的耐磨性、耐腐蚀性以及配合稳定性等综合性能起着至关重要的作用^［74-76］，表面质量不佳还可能会促使裂纹的萌生^［77-78］。研究表明，单光束SLM成形试样表面会出现较为明显的熔道痕迹，甚至还会存在大量不规则的颗粒和球状凸起^［45］。而在MB-SLM成形过程中，试样经过多光束的重复扫描，其表面质量将会得到一定程度的改善。但是，在成形时若控制参数选择不当，仍会在试样表面观察到表面起伏的现象。特别是在激光重新扫描一次的试样中，拼接区域与孤立区域边界处会存在明显的“阶梯效应^{［17，27，79］}”（图9（a））。这种现象是由于第一次激光扫过后凝固层内存在还未熔化的金属粉末，当第二次激光扫描时粉末受热熔化并重新凝固，从而在拼接区域边界形成凸起^［79］。“阶梯效应”将会引起后续的加工层出现铺粉层厚不均匀，进而在拼接区域边缘引起孔隙的生成^［27］。而在未重新扫描和采用逐层旋转加工^［27］的方式成形的试样中，“阶梯效应”表现得并不明显。因此，配置合适的控制参数对于进一步提高MB-SLM成形试样的表面质量非常重要。

李鹏等^［28］研究了不同拼接方式对MB-SLM成形TA15合金表面形貌的影响，结果显示采用重熔拼接时，试样表面会出现较为明显的深熔道痕迹，而改用交错拼接后，其表面质量将得到显著改善。Taheri等^［29］指出通过控制工艺参数，减少大尺寸飞溅颗粒的出现，也能够有效提高试样的表面质量。Zhang等^［80］模拟了双光束协同加工时熔覆道间的重熔现象，研究发现将扫描间距控制在一定范围内时，熔覆道间会产生周期性重熔（图9（b）），成形试样的表面将更加光滑。Liu等^［16］研究发现随着重新扫描次数的增加，相当于对试样进行了多次重熔^［81］，已凝固层内未熔化的粉末会再次吸收能量而重新熔化，零件的表面精度会进一步提高。不过重新扫描次数过多会使得熔池温度过高而产生过烧现象，表面质量会出现下降的趋势^{［16，44］}。岑伟洪等^［32］研究了不同扫描策略对MB-SLM成形316L不锈钢试样表面精度的影响。如图9（c）~（f）所示，对比其他扫描策略，三角波扫描策略所制造的零件表面更为光滑，没有明显的熔合不良以及过烧现象。同时因为多光束协同加工所产生的严重飞溅也得到了有效抑制，试样的表面质量得到了明显改善。Heeling等^［19］指出采用激光偏置策略进行加工使加热光束后置并合理控制预热光束的功率，成形试样将获得更佳的表面质量。综上所述，合理选择拼接方式、改善工艺参数、控制重新扫描次数以及优化扫描策略是提高试样表面质量的高效手段。

2.1.4 残余应力与裂纹

SLM成形试样内的高残余应力区容易引起试样发生分层、翘曲变形以及开裂，从而降低试样的力学性能和使用寿命^［82］。残余应力的形成主要是由成形时熔池内较高的温度梯度和冷却速率所导致的^［83］。在熔池快速冷却的过程中，体积收缩由于受到已凝固层的约束而转变为拉伸应力，经过逐层的累积最终在零件内部形成残余应力^［84-85］。当熔池的温度梯度较大时，靠近和远离熔池的区域将产生不同程度的变形^［86-87］，在零件内形成较大的残余应力，若残余应力超过零件的拉伸强度，将会在零件内形成裂纹来释放残余应力^［88］，零件成形后尺寸精度和力学性能都将严重下降^［87］。

MB-SLM成形时在加工区域内形成了多个熔池，在激光束不断接近的过程中，熔池产生的热影响区相互碰撞，造成了凝固层内更加频繁的拉压应力转换^［23］，成形后试样的残余应力分布也更加复杂。目前，主要采用控制激光器数量、优化扫描策略、调整重新扫描次数以及合理选择拼接长度等方法控制残余应力。Chen等^［23］通过建立3D有限元模型，模拟了TC4合金在MB-SLM成形过程中的应力演变过程，并对试样的残余应力做出了评估，研究发现增加同步工作的激光器数量能够缩短单个激光的扫描长度，使试样表面的残余应力更低。但由于沉积高度方向上温度梯度的大幅上升，试样的平均残余应力会明显增大。在Zou等^［24］的模拟中也能得到相似的结论，并指出改变扫描方向和扫描顺序能够有效抑制残余应力。Masoomi等^［33-34］指出MB-SLM成形时的残余应力高度依赖于扫描策略的选择，在两相邻光束的扫描轨道相互垂直的情况下，试样将获得更低的残余应力。Zhang等^［36］对比了不同扫描策略下MB-SLM成形TC4合金试样的残余应力水平，结果表明采用层间90°旋转扫描的方式可以平衡试样内的定向残余应力，而解除基板的约束则可以使平均残余应力下降。而Malekipour等^［35］提出了一种E-GAMP算法扫描策略，使用该策略能够优化成形时熔池周围的温度梯度，使试样获得更低的残余应力。Xiao等^［41］研究了重新扫描次数对MB-SLM成形TC4合金残余应力的影响，结果显示残余应力随重新扫描次数的增加呈先上升后下降的趋势。而且由于第一次重新扫描发生在热导率远高于金属粉末的固体金属上，更高的冷却速率导致残余应力急剧上升（比未重新扫描试样高39%），后续随着重新扫描次数的增加，热量累积导致冷却速率越来越低，残余应力也相应降低。然而，在谢寅等^［45］的研究中发现，重新扫描一次的试样中残余应力水平比未重新扫描的试样更低，二者结论的不一致可能归因于所使用的材料、工艺参数以及扫描策略不同。Chen等^［37］通过建立3D有限元模型，预测拼接长度对MB-SLM成形过程残余应力的影响，研究发现平均残余应力随拼接长度的增加呈先减小后增大的趋势，保证拼接率在25%~50%之间能取得最佳的残余应力。

此外，采用激光偏置的方法，利用加热光束进行原位预热也是控制残余应力的高效手段^［40］。Chen等^［39］通过建立有限元模型，模拟了采用激光偏置的方法成形TC4合金试样中的残余应力分布，结果表明在合理控制熔化光束扫描长度的情况下，将加热光束后置时熔池周围将获得更小的温度梯度，残余应力水平也相应降低。而Promoppatum^［30］的模拟结果表明，采用激光偏置加工方法成形TC4合金时，合理控制工艺参数能够使冷却速率和残余应力分别降低70%和30%。同时，控制熔化光束的扫描长度还能降低残余应力的各向异性。Evans等^［38］探究了加热光束的偏置距离对残余应力的影响趋势，研究发现随着偏置距离的增加，加热光束对熔池的预热效果逐渐减弱，试样内的残余应力水平也随之升高。

2.2 显微组织与力学性能

2.2.1 显微组织

由于Ti基和Al基合金优异的凝固特性使其非常适用于SLM成形^［89-91］，目前常用于MB-SLM成形过程研究的材料也是以二者为主，但也有部分性能优异的合金材料被用于研究。在MB-SLM成形过程中金属粉末的熔化与再凝固会引起材料内部的金相组织发生改变，由于材料属性的不同，不同合金所成形试样的显微组织特征也具有十分显著的差异。表3^{［11，20，27-28，41，46-47，79，92-94］}和图10显示了MB-SLM成形不同合金试样的显微组织特征。研究表明，对于多数合金而言，虽然在MB-SLM成形过程中拼接区域内多光束协同加工造成了更多的热积累，但其造成的影响并不足以改变材料的凝固模式^［47］。因此，在这些合金的单光束SLM成形件和MB-SLM成形件内不同区域中都能观察到相同的显微组织组成^{［20，27］}。

在Ti基合金方面，研究较为广泛的Ti6Al4V粉末在凝固后的组织主要由α′马氏体或α+β相组成^{［11，47］}。在凝固时β柱状晶体先沿着沉积方向形成，当激光远离后在高冷却速率下根据Burgers关系发生β柱状晶向着α/α′马氏体的转变。但是由于转变的不确定性造成了孤立区域内的马氏体晶体取向非常混乱，整体的晶体结构强度偏低。而在拼接区域内由于多光束协同工作，获得了更低的冷却速率^［33］，所形成的马氏体的取向更加稳定，晶体的结构强度也略高于孤立区域^［47］。同时冷却速率的降低也使得拼接区域内的晶粒的晶界取向角变大^［46］。

在Al基合金方面，AlSi10Mg成形件中显微组织由共晶Si，α-Al以及Si和Mg₂Si相组成的纳米级沉淀物组成^{［20，92］}。单光束SLM成形过程中，AlSi10Mg的凝固依次经历相变反应L→L+α和共晶反应L→α+Si，熔点较高的Si颗粒首先在熔池中异相形核。随着温度的降低，α-Al在Si颗粒周围成核并生长，而α-Al的持续凝固导致残余液相中Si的浓度逐渐增加，使液体成分逐渐向共晶范围移动而形成Al-Si共晶^［95-97］。在MB-SLM成形过程中也有相似的现象（图12（a）），然而，由于多光束协同加工造成熔池中心与边界处存在极高的温度差，导致二者的晶粒尺寸与组成相具有明显差异^［17］，熔池中心为细晶粒区，是由α-Al和Al-Si共晶组成，而在熔池边缘则是粗共晶Si组成的粗晶粒区域^［92］。

CoCrW合金的显微组织由柱状晶体和均匀细小的等轴晶粒组成^［79］。柱状晶粒的形成过程与Ti基合金相似，等轴晶粒是在高冷却速率下由Mo原子从晶胞内分布至晶界形成，整体晶粒呈现网状结构（图13）。GH4169合金的显微组织与CoCrW合金相似，都是由柱状晶和等轴晶粒组成，但GH4169合金显微组织晶界上分布有尺寸较大的碳氮化物相（M（C，N））、δ相和γ′相^［94］。

通过调整控制因素可以改变晶粒的尺寸、形状以及分布情况，主要包括改变重新扫描次数（图11（a）~（f），图12（a）~（c），图13（a）~（c））、拼接方式（图11（g），（h））以及使用非常规热处理工艺（图12（d）~（f））。Li等^［11］研究了重新扫描次数对Ti6Al4V试样的显微组织的影响，结果显示随着重新扫描次数的增加，较高的激光能量为β柱状晶的生长提供了更充分的驱动力，晶粒的宽度逐渐变大。同时，熔池内的温度也随之升高，改变了Al和V在α-Ti基体内的固溶度，使得α′马氏体大小和形状也发生了变化。Kuai等^［79］的研究也表明随着重新扫描次数的增加，液态金属凝固过程中晶粒间相互吞噬会使得晶粒尺寸显著增大。李鹏等^［28］对比了不同拼接方式下TA15试样内的α′马氏体尺寸，发现采用重熔拼接时，激光将在热导率远高于金属粉末的凝固层上进行二次扫描，导致熔池冷却速率增大，α′马氏体变得更加细小。

2.2.2 力学性能

材料属性、显微组织以及成形缺陷是控制MB-SLM成形试样最终力学性能的主要因素。因此，通过调整影响因素改善显微组织结构和控制成形缺陷，是提高MB-SLM成形试样力学性能的有力手段。表4^{［11，16-17，20，27-29，32，41-42，45-47，92-94］}为不同合金MB-SLM成形件的力学性能对比。

在Al基合金方面，应用最广泛的AlSi10Mg成形试样的显微硬度在120~136HV之间，而使用单光束SLM成形试样的硬度在130~150HV之间。二者之间硬度的差异可归因于试样内部的残余应力不同，MB-SLM成形时在多光束协同扫描下温度梯度较小，所形成的残余应力更低，成形后试样的显微硬度也更低^［98］。试样内孤立区域的抗拉强度略高于拼接区域（分别在215~481 MPa与211~471 MPa之间），而屈服强度则略低（分别在100~350 MPa与95~327 MPa之间），二者之间的性能差异并不明显。

AlSi10Mg试样的力学性能主要取决于工艺参数、热处理工艺、重新扫描次数以及拼接长度的选择。Zhang等^［20］在MB-SLM设备上，利用优化后的工艺参数打印出了AlSi10Mg试样，测试发现虽然拼接区域内存在的少量孔隙会略微降低其抗拉强度与伸长率，但由于拼接区域与孤立区域的显微组织没有明显区别，试样仍具有较好的性能一致性。Cerri等^［92］发现MB-SLM成形AlSi10Mg试样的力学性能对成形高度较为敏感。由于试样中Mg₂Si相的强化效果，试样底部的硬度、力学性能优于试样上表面，而通过非常规热处理工艺有望改善这种趋势。Li等^［17］发现增加重新扫描次数会造成晶粒的粗化，所成形的试样的抗拉强度、屈服强度以及伸长率都略低于未重新扫描成形的试样。Liu等^［16］研究指出随着拼接长度的增加，同一沉积层内的粉末能够充分熔化黏合，AlSi10Mg试样拼接区域的抗拉强度会不断升高，直至达到与孤立区域强度相一致后会逐步趋于稳定。由此可见，AlSi10Mg试样拼接区域独有的影响因素对于其力学性能的提升并不十分显著，从而导致拼接区域与孤立区域的性能差异并不明显。

MB-SLM成形的Ti基合金试样较Al基合金试样的力学性能更加优异。其中作为应用最广泛的Ti6Al4V试样的显微硬度以及断裂伸长率分别在97~401HV和4.01%~5.8%之间。试样内孤立区域的抗拉强度和屈服强度都略低于拼接区域（抗拉强度分别在1244~1350 MPa与1141~1590 MPa之间，屈服强度分别在1030~1140 MPa，1213~1460 MPa之间）。二者之间的差异可归因于拼接区域独有的影响因素为其性能的优化提供了更加优异的条件。

Ti基合金成形件拼接区域的力学性能主要受到拼接方式、扫描策略、重新扫描次数以及拼接长度的影响。李鹏等^［28］的研究表明，采用重熔拼接会导致TA15试样拼接区域晶粒更细，使得拼接区域的显微硬度高于孤立区域。Wei等^［47］指出在成形过程中规避激光同步重熔时，所产生的飞溅和孔隙更少，Ti6Al4V试样拼接区域的力学性能更佳。Xiao等^［41］通过实验发现使用重新扫描策略控制试样拼接区域的孔隙，能够明显提高Ti6Al4V拼接区域的力学性能。随着重新扫描次数从0增加到3，拼接区域内的孔隙减少，其抗拉强度、屈服强度、显微硬度和微应变均随之提高。但是不同重复扫描次数下拼接区域的伸长率均低于孤立区域的伸长率。刘文鹏等^［42］的研究表明，MB-SLM成形Ti6Al4V试样拼接区域的磨损表面非常粗糙，而且随着重新扫描次数的增加，其摩擦因数呈现先减小后增加的趋势。Li等^［11］研究了拼接长度对Ti6Al4V试样拼接区域拉伸强度和伸长率的影响，结果表明增加拼接长度后，拼接区域的拉伸强度会略微提升，但其伸长率会严重下降（从2.1%降至1.4%）。

除了上述两类合金外也有学者使用新型合金材料用于MB-SLM成形试样力学性能的研究。Sanchez等^［99］使用718合金探究了构建方向对成形件的蠕变性能和失效机制的影响规律，结果表明使用MB-SLM成形有利于试样蠕变寿命和蠕变速率的增长。同时由于构建方向决定了试样内的晶粒方向，试样的失效机制也因此而受到影响。Kuai等^［79］研究发现随着重新扫描次数的增加，原凝固层内夹杂的粉末颗粒不断熔化，试样拼接区域上表面硬度会持续升高，其侧面的硬度则会在重新扫描1次时达到最大。然而当重新扫描次数达到3次时上表面的表面粗糙度会下降，其原因可能是由飞溅、球化等现象形成的表面缺陷所导致的。雷杨等^［94］研究发现镍基高温合金GH4169成形试样拼接区域与孤立区域的力学性能在常温下差异并不明显。但高温下拼接区域的力学性能更加良好，不过高温下拼接区域不同位置的性能差异较大、整体试样的性能一致性较差。

3 未来发展趋势

SLM技术在复杂金属构件成形方面具有十分显著的优势，在实现一体化近净成形的同时保证了良好的成形精度和力学性能，能够满足航空航天、汽车等领域复杂零件的成形要求。随着人们对SLM技术认知的不断加深，为满足市场的需求，SLM技术与装备向着大尺寸成形、多光束协同加工方向发展已经是必然的趋势。综合近10年学者们对于MB-SLM技术的研究，笔者对其发展趋势做出大胆预测：

（1）MB-SLM在单光束SLM的基础上拓展了更宽的成形空间，同时还获得了更高的成形效率，较之单光束SLM成形更加适用于航空航天、汽车、能源等领域大型高精密零件的制造。

（2）MB-SLM成形过程中的孔隙、飞溅以及裂纹等缺陷的形成机理较单光束成形更加复杂。虽然有学者对于这些缺陷的形成机理进行了研究，但是各控制因素对其影响趋势尚未得到完全掌握。因此，如何高效实现试样的缺陷控制以获得更佳的成形质量还有待进一步研究。

（3）目前关于MB-SLM成形过程的研究在各区域间所使用的工艺参数多是相同的。高度一致的参数造成了拼接区域与孤立区域间较大的温度梯度，在拼接边界处更容易导致孔隙以及裂纹等工艺缺陷，从而影响试样的力学性能。因此，在未来的研究中可以倾向于通过改变各区域间工艺参数的一致性，进一步实现缺陷的控制以提升试样的力学性能。同时，很少有学者关注MB-SLM成形时多光束之间存在的时空差异特性，在实际成形过程中，多光束在成形空间内的相对位置往往随时间而不断变化，这将造成粉末的温度和应力历史更加复杂，试样的组织分布以及力学性能也充满了不确定性。因此，探究时空差异对试样成形特性的影响也将是未来MB-SLM的研究方向之一。

（4）受限于粉末制造工艺，目前可用于MB-SLM成形的合金种类较少，尤其是零件需要在极端复杂条件下服役时可选用的合金材料更是凤毛麟角。因此，未来的研究中可以通过开发更加优良的粉末制造工艺，使得更多性能优异的合金材料可以用于实际生产，拓宽MB-SLM技术的应用前景。

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基金资助

国家自然科学基金项目(52065009)

贵州省科技计划项目（黔科合基础-ZK［2021］一般268）

贵州大学引进人才科研项目(贵大人基合字［2021］87)

国家重点研发计划“网络协同制造和智能工厂”重点专项(2020YFB1713300)