相较于传统的制造方式，增材制造技术具有生产短、生产成本低和可制造结构特别复杂的零件[1]等优势。但是受限于构建平台的尺寸和打印腔室的体积，增材制造难以制备出大尺寸的金属材料零部件。为了克服这一局限，研究人员探索了焊接工艺和增材制造工艺相结合的制造方式。这种方法综合了增材制造和焊接的优点，通过先用增材制造技术制造出复杂结构的零部件，然后利用焊接工艺将这些零部件拼接起来，从而制造出大尺寸的复杂结构零部件。这不仅保留了增材制造在生产复杂结构零件方面的优势，还突破了尺寸限制，适用于制造航空航天、船舶和大型机械等领域的大型零部件[2]。
另一方面，焊接工艺在制造领域中的作用不仅仅局限于零部件的连接和拼接，还可以用作修复零部件[3]。在工业生产和使用过程中，金属零部件难免会受到磨损、腐蚀或损伤。焊接工艺可以通过填补和重塑材料，修复这些损坏的零部件，使其恢复到可用状态。这种修复方法不仅经济高效，而且可以延长零部件的使用寿命，减少资源浪费和生产成本。通过将焊接工艺与增材制造技术结合，可以进一步提高修复的精度和效果，例如在修复过程中使用增材制造技术打印出需要的复杂形状，再通过焊接将其与原件结合，达到修复和增强的双重效果。
总体来说，增材制造技术和焊接工艺的结合为制造和修复复杂结构的大型金属零部件提供了新的思路和方法，既发挥了增材制造在生产复杂零件方面的独特优势，又通过焊接克服了尺寸和体积的限制，为工业生产带来了更大的灵活性和效率。
1、增材制造钛合金焊接件的微观组织和力学性能研究
钛合金具有优异的强度重量比、高耐腐蚀性和良好的耐热性能，适用于航空航天、医疗和化工等领域。其密度低，比强度高，在高温下仍能保持良好的机械性能和稳定性。钛合金生物相容性好，适合用于人体植入物。此外，钛合金还具备优良的抗疲劳性能和耐久性，是制造高性能和高可靠性产品的理想材料。因此，有部分学者针对增材制造制备的钛合金的焊接性进行了研究[4]。
对轧制的Ti-6Al-4V和选区激光熔融（SLM）制备的Ti-6Al-4V进行电子束焊研究发现：柱状的初生β相基本都在焊缝根部形成，而焊缝的表面和焊缝的轴线附近以等轴状的初生β相为主，同时由于焊接过程中温度的快速变化（通常是快速冷却）使马氏体α’以板条状在初生的β相中结晶成束。与轧制的Ti-6Al-4V焊接试样相比，选区激光熔融焊接试样的焊缝宽度相对更宽[5]。另外，增材制造Ti-6Al-4V焊接试样的热影响区相较于轧制试样焊接的热影响区要窄一半以上。
对电子束熔丝增材制造Ti-6Al-4V进行的电子束焊接研究结论如下：母材区的显微组织由网篮状α+β相组成，热影响区由β转变组织和马氏体α’组成，且距焊缝越近，马氏体含量越高。焊缝区由大量细长的马氏体组成，且由焊缝顶部至底部马氏体越来越细小。母材区硬度最低，热影响区的硬度随距焊缝中心线距离的减小明显增大，焊缝区显微硬度最高。焊后接头断裂在母材一侧，接头抗拉强度为875MPa，伸长率为7%，接头断裂形式为韧性断裂[6]。
对电弧增材制备的Ti-6Al-4V固溶处理后进行激光焊接进行研究，得出如下的结论：（1）由于Ti-6Al4V中存在6%左右的Al元素使相变温度上升，Al元素是密排六方α相的稳定剂，使得增材制造的Ti-6Al-4V金属材料具有可焊性。（2）提升激光焊接速度有助于减小热影响区（HAZ），同时可以使冷却速度加快（大于410℃/s）。更快的冷却速度能使熔合区（FZ）快速冷却产生更多的过饱和马氏体α和更为致密细小的针状α相[7]。同时对熔合区的显微组织进行观察，还可以发现柱状的β晶向焊缝中心外沿伸。在焊接过程中，由于Al元素很容易蒸发，α相的稳定性受到影响，阻碍了β向α的转变[8]。（3）相比未固溶处理的增材制造Ti-6Al4V焊接试样，固溶处理后的试样促进了亚稳相的分解，也就是马氏体α相会分解转变为片状α相。马氏体α相的减少降低了焊缝的显微硬度（398~445HV）和抗拉强度（910~950MPa），但是伸长率（10%~12%）略有提升，相比之下未固溶处理的试样其显微硬度为415~456HV，抗拉强度为930~970MPa，伸长率为5%~7%[9]。
对增材制造和锻造TC11钛合金进行的激光焊试验（增材制造TC11（TC11-AM）/锻造TC11（TC11-R），TC11-AM/TC11-AM和TC11-R/TC11-R的焊接）的实验显示：三种不同焊接接头的焊缝区均未发现明显的气孔缺陷。同时由于熔池温度梯度大、冷却速度快，焊缝组织均为α′马氏体相的粗大柱状晶粒。三种接头抗拉强度分别约为1575MPa，1687MPa和1593MPa。TC11-R/TC11-R接头和TC11-AM/TC11-AM接头横截面显微硬度呈高斯分布，硬度值分别为445±31HV和424±6HV，而TC11AM/TC11-R接头显微硬度呈台阶状分布，硬度值为432±21HV。三种接头的拉伸试样均为韧性断裂，断裂面均发现有大量的韧窝。通过对比接头的抗拉强度可知，TC11-AM/TC11-R接头和TC11-AM/TC11-AM接头具有良好的焊接性[10]。
对不同增材制造方式下Ti-6Al-4V焊接试样的焊缝宽度、焊缝深度进行研究，发现由于激光沉积制备的试样晶粒较选区激光熔融试样更为粗大，所以其焊缝宽度会显著增大[3]，而选区激光熔融的Ti-6Al-4V焊接试样具有更小的焊缝和更浅的焊深[4]。但无论是何种增材制造方式制备的Ti-6Al-4V焊接试样，其焊缝的微观组织和基体的微观组织趋于一致，均是柱状的初生β相和针状的α’相。而研究同时表明，在Ti-6Al-4V焊接试样中，柱状的初生β相对焊缝的几何参数，诸如焊宽、焊厚、焊深等影响显著[11-13]。
与此同时，常用的焊接方式对增材制造制备的Ti-6Al-4V焊接试样的焊缝硬度并无显著影响，其焊缝硬度基本与Ti-6Al-4V基体保持一致。且焊接对增材制造制备的Ti-6Al-4V的拉伸性能并无显著影响[11]，但是会严重降低其延展性和疲劳寿命[12]。同时有学者研究指出，可以使用TIG焊接沉积工艺对直接沉积熔融增材制造Ti-6Al-4V医学植入物进行修复，效果良好，可以供医学使用[14]。
2、增材制造不锈钢焊接件的微观组织和力学性能研究
不锈钢具有优异的耐腐蚀性、高强度和良好的韧性，能在恶劣环境中保持稳定性能。其光滑表面易于清洁，具备美观的外观。其耐高温和低温性能出色，广泛适用于工业和日常应用。不锈钢还具有较高的耐磨性和可回收性，环保且可持续。因此近年来，很多研究致力于改善传统不锈钢和增材制造（AM）不锈钢可焊性的方法[15]。
研究表明，即使不经过任何后处理工艺，对传统制造的316L和增材制造的316L进行焊接也能得到具有较好拉伸性能的焊接接头，甚至性能会优于增材制造316L零部件基体[16]。焊接过程尽管会（尤其是摩擦焊）导致微观结构转变，但是并不会显著影响增材制造焊接件的力学性能，比如硬度和抗拉强度等[17]。
通过对钨极惰性气体焊（TIG焊）比较增材制造的316L不锈钢和传统的316L不锈钢的焊接试验的分析得出：增材制造零件的制造方向对焊接接头的机械性能有一定影响，但影响并不是特别显著。与此同时，尽管所有增材制造不锈钢焊缝的屈服强度都高于传统不锈钢板材焊缝，但断裂伸长率较低。总体而言，TIG焊接是一种适用于增材制造零件连接的可行工艺[18]。
对增材制造316L不锈钢钨极气体保护焊（GTAW）的焊接特性[19]研究表明：GTAW对增材制造316L的焊接效果良好，并且焊接接头的拉伸强度与母材相差不大。针对SLM制备的304不锈钢部件的激光焊试验结果表明[20]：SLM304不锈钢板具有良好的激光可焊性，激光焊接头的显微结构由柱状晶粒内奥氏体基体中的胞状枝晶组成，表现出较粗的枝晶结构、较低的显微硬度（约220HV）和拉伸性能（拉伸强度约为750MPa，断面收缩率约为27.6%），但比SLM板材具有更优异的耐腐蚀性。接头的枝晶臂间距在中心区约为3.7μm，在熔合区约为5.0μm，在外延区约为2.5μm。SLM的各向异性对激光焊接接头的显微结构和性能影响可以忽略不计，但是沿SLM打印方向进行激光焊接可以产生略微更细的枝晶结构和更高的拉伸性能。
针对粉末床熔融（PBF）316L不锈钢和传统316L不锈钢激光可焊性的比较研究结果显示[21]：将PBF制备的316L和传统316L板材焊接后，其抗拉强度优于PBF制备的316L基材。当使用填充金属后，焊接熔合区域会出现多向晶粒生长。降低能量输入会增加焊接样品的延伸率，使其达到与PBF和冷轧基材相同水平（40%~45%），同时焊接能量输入对焊接样品的抗拉强度并无显著影响。
还有部分研究分析了电阻点焊（RSW）工艺参数对奥氏体不锈钢焊接性能的影响，这些参数虽然针对的是传统不锈钢，但依旧可以沿用至增材制造不锈钢焊接参数的优化过程，比如针对电阻点焊AISI316L传统不锈钢板材的焊接电流和时间等焊接参数的优化，同样可以在焊接增材制造316L不锈钢中使用[22]。不同的焊接电流和焊接时间对316L不锈钢电阻点焊的可焊性与机械性能有一定影响[23-24]。
针对五种不同组合316L增材制造试样的焊接研究（如图1所示），得出如下结论：（1）所有的疲劳失效均发生在焊接区。（2）五种不同试样的拉伸强度基本一致，差距仅1.4%左右。（3）焊接件的疲劳寿命和疲劳极限均低于未焊接试样。（4）焊接缺陷会严重影响焊接件的疲劳寿命和力学性能。综上所述，增材制造316L具有可焊性，并且焊接接头的疲劳强度与激光切割焊接试样强度相当。结果还表明，可以通过焊接修复增材制造的部件，而不会显著降低疲劳性能[25]。针对SLM420SS和轧制420SS激光焊接件的研究发现，焊接接头横截面呈现出中间窄、顶部和底部宽的宏观组织，同时沿着温度梯度方向分布大量柱状晶。靠近增材制造侧的热影响区会随着焊接激光功率的提高而逐渐变厚，其微观形貌与增材制造零件的微观形貌趋于一致；靠近轧制侧的热影响区则比较明显，因为靠近熔合线的温度比较高，并且在焊接循环中维持时间较久，因此附近的晶粒会再结晶并生长为粗大的等轴晶，并且其晶粒大小随着焊接功率的提升而变大[26]。
对激光粉末床熔融制备的316L与传统316L不锈钢进行的焊接试验结果表明：不同的焊接方式都可以获得高质量的焊缝，与此同时，研究进一步证明传统的316L与增材制造316L进行激光焊接时，在焊缝处金属不会出现软化现象[27]。
此外，还有一些关于激光焊接增材制造不锈钢的研究表明，增材制造零件的制造方向对焊接接头的机械性能影响并不显著，这一结论与前文所述的研究结果相同。
3、增材制造铝合金焊接件的微观组织和力学性能研究
铝合金密度约为钢的三分之一，经过合金化和热处理后具备较高强度，同时铝合金耐腐蚀性突出，特别适用于海洋和化学工业；良好的导电性和导热性使其广泛应用于电气和电子领域。因此，铝合金广泛应用于航空航天、汽车、建筑等行业，众多学者对增材制造铝合金的焊接性能展开了研究。
对选区激光熔融制备的AlSi10Mg进行自热电子束焊接的试验发现：增材制造AlSi10Mg具有良好的可焊性，焊接速度越快，焊缝倾向于变得越窄，并且焊接参数相较于增材制造方向对焊缝的形态影响更大。对热轧工艺制备的6082和增材制造制备的AlSi7Mg0.6进行激光焊接的研究结果显示：6082和AlSi7Mg0.6可完全焊接，在无金属填充下焊缝亦不存在凝固裂纹。通过对不同焊接工艺参数下焊缝横截面（如图2所示）的金相组织观察发现：（1）焊接速度越快，焊缝越窄，并且焊缝中的平均孔隙率越低。（2）焊接参数对焊缝形态的影响，远大于增材制造方向和后处理方式。（3）孔隙在大多数情况下沿着焊接接头分布，基本都靠近增材制造薄板一侧。（4）显微组织由从熔合线向焊缝中心生长的柱状晶粒组成[32]。
拉伸试验结果见表1，可以发现：（1）轧制的异种铝合金焊接试样具有较高的拉伸强度，最高248MPa；（2）增材制造的异种铝合金焊接试样拉伸强度最小，仅114MPa，伸长率也比较差，仅0.32%；（3）异种焊接试样最差情况下也和增材制造的焊接试样伸长率接近（0.31%），拉伸强度更高（158MPa）；（4）后处理可以改善伸长率和提升拉伸强度。
4、增材制造其他金属焊接件的微观组织和力学性能研究
除上述增材制造不锈钢、钛合金和铝合金的焊接研究外，还有部分研究涉及其他金属，主要包括高熵合金、高温合金以及其他高强度合金等。
对SLM制备的In718合金激光焊接的研究表明：SLMIn718合金的激光焊接接头的宏观质量较好，没有发现冶金缺陷。未热处理时，In718合金的SLM构件主要由奥氏体柱状晶及其间的共晶组织构成，柱状晶的平均尺寸约为5μm×2μm；激光焊接SLM构件的焊缝组织也由奥氏体柱状晶及其间的共晶组织构成，柱状晶的平均尺寸约为25μm×5μm；焊缝区显微硬度均值约282HV，是SLM母材均值335HV的84.2%；不同厚度焊接试样的抗拉强度为970~983MPa（均达到SLM母材的95%以上），伸长率为20.2%~22.6%（为SLM母材65%以上）；固溶+时效处理后，焊接试样抗拉强度均值为1412MPa（约为SLM母材的98.9%），伸长率均值为13.5%（约为SLM母材的93.7%），与未热处理相比，SLM母材和焊缝显微硬度值分别提高55.2%和77.3%[33]。
对激光增材制造的GH3625高温合金进行激光焊接试验发现，热影响区上层晶界处析出大量Laves相，导致晶界发生明显粗化。沿焊缝上层至下层，熔合区由上层的胞状晶、柱状晶和等轴细晶逐渐转变为下层的柱状晶，且紧贴熔合线生长的等轴细晶数量逐渐增多。细小颗粒状γ′相弥散分布于焊缝；大量Laves相在中间区枝晶间析出，且形态由上层的条状逐渐转变为下层的颗粒状。力学性能测试表面，焊接接头的抗拉强度为872MPa，达到母材抗拉强度的98.2%，同时伸长率达到母材的90.7%。接头断面近似呈45°斜面，断裂形式为脆性和韧性混合断裂方式[34]。
对激光增材制造不同取向（0°、45°和90°）的GH4169合金进行真空电子束对接焊试验，发现焊缝组织的枝晶有明显择优取向，焊缝组织依托母材晶体连续生长，枝晶择优取向随母材晶体取向的变化而变化，0°和90°取向焊缝组织呈从母材外延连续生长特征，而45°取向焊缝枝晶组织出现取向转变。随两侧母材晶体取向差的增大，在焊缝中心区域和熔合线附近大角度晶界含量都呈现出先增大后减小的趋势。拉伸测试数据显示：焊接接头的抗拉强度随两侧母材晶体取向差增大而降低，分别为721.8、720.7和702MPa，均低于母材737.2MPa的抗拉强度。两侧母材不同取向差的焊缝区硬度值基本一致。焊缝金属的塑性变形受焊缝各区域晶体取向影响，它的变化与大角度晶界含量有关，组织中软取向含量越多，金属组织变形量越大。焊缝中心线和熔合线在变形过程中的弯曲程度越大，焊接接头塑性越强[35]。
对激光熔化沉积技术制备的FeCoCrNiMn和Al0.75FeCoCrNiMn两种高熵合金采用激光焊技术进行焊接的研究结果表明：焊缝处的微观组织与母材差异较大，并且焊缝处的硬度降低，拉伸时易在焊缝处断裂[36]。
对激光增材制造GH3625与轧制GH3625进行激光焊接试验研究发现：随着激光功率的增加，两侧焊缝的熔合区由胞状晶向胞状树枝晶转变，焊接板从上到下两侧熔合区的组织形态由上层的柱状晶和胞状晶转变为下层的柱状树枝晶，焊缝中心区由上层的柱状树枝晶和等轴树枝晶转变为下层的柱状树枝晶。焊接接头无明显表面缺陷、力学性能优良，抗拉强度高达861MPa，伸长率达到50%左右。接头断口发现撕裂棱和孔洞存在。随着激光功率的增加，接头抗拉强度从最高860MPa下降至833MPa[37]。
5、增材制造金属材料焊接性能研究展望
增材制造金属材料的焊接性能研究目前仍面临多方面挑战。
首先，需要深入优化不同焊接工艺的参数，以提高焊接接头的微观组织和力学性能。包括探索最佳的能量输入、焊接速度和填充材料的选择，以实现稳定和高质量的焊接。
其次，随着多材料增材制造技术的发展，研究如何有效地焊接不同材料组合变得至关重要。需要深入了解不同材料之间的相容性、熔合行为及其在焊接接头中的影响，以实现高效的多材料焊接工艺。
最后，焊接过程中的缺陷控制是实现高质量焊接的关键因素。需要研究和开发先进的检测技术和缺陷预测模型，以及有效的缺陷修复和控制策略，从而提高焊接接头的可靠性和耐久性。
综上所述，结合理论研究和试验测试，通过不断创新和技术迭代，逐步解决增材制造金属材料焊接过程中的关键问题，将进一步拓展其在航空航天、汽车、军工、医疗等领域的广泛应用。
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（注，原文标题：增材制造金属材料的焊接性能研究进展）
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