基于增材制造的原位合金化制造方法的研究进展

马 军，贾文鹏，李 烨，贾 亮，金 峰

(1.西安交通大学 机械结构强度与振动国家重点实验室，陕西 西安 710049)

(2.西北有色金属研究院 金属多孔材料国家重点实验室，陕西 西安 710016)

1 前 言

增材制造是一种基于目标产品的三维模型切片逐层制造实体产品切片并最终累积成型的净成形制造工艺。增材制造具有快速制造几何形状复杂的产品的能力，也常用于快速合成新材料[1]。基于金属粉末的激光或电子束熔融增材制造方法尤其受到关注，在该过程中，金属粉末逐层铺展于前一层熔融凝固粉末表面，被快速移动的激光或电子束逐层熔化形成毫米或微米级的微熔池，最后凝固形成致密金属块体。金属粉末熔融增材制造工艺已广泛用于制备航天器零部件、人工骨骼植入物等[2，3]。目前用于金属粉末增材制造工艺的粉末多数为预合金粉末，这种粉末和增材制造最终产品的元素组成相同，具有性能稳定、孔隙率小的优点，适用于进行常规商用合金打印件的大规模制造。然而在很多新合金成分的打印件，特别是具有多主元成分的高熵合金打印件开发中，需要频繁调整打印件的合金成分，甚至需要制备具有元素成分梯度的打印件，此时，采用基于多种元素粉或多种预合金粉的混合粉末进行原位合金化增材制造就成为一种成本低廉、快速高效的手段[3，4]。虽然原位合金化增材制造具有诱人的应用前景，但对其的研究还处于初始阶段，目前的研究集中于以下几个方面：① 混合元素粉或预合金粉的粒径分布、形貌及混合方法对打印件成分均匀性、致密度的影响；② 打印工艺，包含输入功率、扫描速度、扫描策略对打印件成分均匀性、致密度的影响；③ 元素粉成分及高熔点粉末含量等对打印件性能的影响；④ 基于原位合金化打印具有成分波动或梯度的合金复合材料研究；⑤ 原位合金化粉床激光熔融过程的数值模拟研究。本文将介绍这5个方面的研究进展，并对未来的研究方向进行展望。

2 研究进展

2.1 混合粉末特征和混合方法的影响

金属原位合金化增材制造工艺是基于粉末床或同轴送粉打印的，其过程如图1所示[6，7]。因此粉末的粒度分布和流动性对控制打印缺陷至关重要，而原位合金化工艺采用的混合元素粉或混合合金粉需要既能达到不同粉末的均匀混合以便促进打印过程中的元素均匀分布，又不影响流动性以避免产生过多缺陷。

图1 激光粉床熔融原位合金化工艺中的混粉和打印过程(a)，激光同轴送粉熔融原位合金化工艺中的混粉和打印过程(b)[6，7]Fig.1 Schematic illustrations of the powders blending processing and the laser powder bed fusion (LPBF) processing of the blended powders (a)，schematic illustration of powders blending and the direct energy deposition (DED) processing of the blended powders (b)[6，7]

Marius等[8]基于Inconel718、CoCr75粉和其他元素粉混合制备了2种高熵超合金，研究了4种混合粉对打印效果的影响。B粉末为D50粒径同为33 μm的球形Inconel718和CoCr75混合粉末。D粉末为D50粒径同为33 μm的Inconel718和CoCr75混合粉加少量D50粒径为12 μm的球形Ni和Co等元素粉。M粉末为D50粒径为33 μm的Inconel718粉加少量D50粒径为12 μm的球形Co粉，和更少量的尖角型Cr粉(D50粒径为23 μm)。F粉末为D50粒径为33 μm的Inconel 718粉加大量(质量分数40%)的不规则Co和Cr粉(D50粒径为2～3.8 μm)。将4种混合粉末分别在不锈钢双锥罐中以30 r/min的速度旋转2 h混合。除B粉末外，其他混合粉末粒径都为双峰分布，平均粒径依次降低，其流动性(打印适应性)也依次降低。4种混合粉末的形貌如图2所示。采用激光粉床打印工艺将4种混合粉末打印成块体，激光功率为175 W，扫描速度为500 mm/s，扫描线宽为120 μm，铺粉层厚为30 μm。结果表明，相同打印工艺下，B到F的打印件孔隙率依次增大，F达到15.72%，B为0.06%，D和M分别为0.21%和0.8%(图3)。其元素均匀性按照B、M、D、F依次提高(图4)。虽然D的细粉含量比M少，但M含有表面粗糙的尖角Cr粉，因此D的松装密度高于M，所以激光能量吸收效率高于M，导致更大的熔池，混合效率更好。F松装密度低，但小于10 μm的细粉含量最高，其不规则形状也促进了化学均匀性。D是孔隙度和元素均匀性综合性能最平衡的混合粉末，因为它具有最高的松装密度，以及小于B的D50粒径。由此可见，在混合粉末中，增大不同种类球形粉末之间的粒径差异有助于将不同的元素粉混合均匀，同时保证打印质量，而为了增加粒径差而过度提高非球形粉含量时，会大幅降低打印质量，增加孔隙度。Duan等[9]将D50粒径为43 μm的球形Ti粉和D50粒径为20 μm的球形Mo粉混合，促进了混合粉的均匀性且保证了熔点较高的Mo粉较易熔化，结合较高的激光能量输入密度实现了Ti12Mo合金激光粉床熔融打印件的元素均匀分布。

图2 B(a)、D(b)、M(c)和F(d)混合粉末的高倍SEM照片[8]Fig.2 High magnification SEM images of the blends of powder B(a)，D(b)，M(c) and F(d)[8]

图3 B(a)、D(b)、M(c)和F(d)混合粉打印件横截面的光镜照片，同时标注了孔隙度[8]Fig.3 Optical images showing the porosity values of processed blends B (a)，D (b)，M (c) and F (d)，respectively for cross section views[8]

图4 B(a)、D(b)、M(c)和F(d)混合粉末的打印件EDS元素分布图谱[8]Fig.4 EDS maps of Co，Cr，Ni and Mo for blend B(a)，D (b)，M (c) and F (d)，respectively[8]

混合粉末中粒径过小的元素粉末颗粒容易团聚，反而有可能增大混合粉末的不均匀性。为此，Simonelli等[10]研究了采用卫星粉方式混合的元素混合粉对原位合金化的影响。将Ti，Al，V粉以90∶6∶4的质量比混合，其D50粒径分别为67，6，21 μm，为了将粒径较小的Al和V粉附着于Ti粉表面，实现大小粉末的均匀混合，在混合粉末中加入聚乙烯醇(PVA)浓度为2.7%的水溶液，在混合罐中进行湿法混合，然后烘干，从而实现了大小粉末的卫星粉方式混合，如图5所示。对混合粉末进行激光粉床原位合金化打印，打印工艺与预合金粉末相同：激光功率82 W，扫描线宽90 μm，层厚40 μm，扫描速度500 mm/s。与未实现卫星粉混合的简单混合粉末的打印件对比，元素偏聚显著减小，卫星粉混合法得到的显微组织与预合金粉的显微组织类似，但仍然未实现与预合金粉相同的均匀元素分布，如图6。

图5 背散射扫描电镜照片显示Ti、Al和V在简单混合粉末(a)和卫星粉末(b)中的分布及示意图(较大的Ti颗粒被较小的Al和V颗粒包围)[10]Fig.5 Backscattered SEM images showing the distribution of Ti，Al and V in simply mixed blend (a) and satellited powders (b) (larger Ti particles are decorated by smaller particles of Al and V)[10]

图6 预合金粉末打印件(a)、简单混合粉末打印件(b)、卫星粉末打印件(c)样品的光镜照片[10]Fig.6 Optical micrographs showing the typical microstructures of the frontal plane of the samples deposited from pre-alloyed feedstocks (a)，simply-mixed feedstock (b)，and satellited feedstocks (c)[10]

除了传统的振动混合或旋转混合方式外，对混合粉进行球磨混合可以进一步促进混合均匀性。Khademzadeh等[11，12]将非球形Ni和Ti元素混合粉进行球磨混合，不仅促进了混合均匀性，而且在混合过程中实现了机械合金化，促进了NiTi相的形成，从而减小了后续同轴送粉激光打印过程中形成混合金属熔池所需的能量，从而使打印速度提高了3倍。需要指出的是，球磨过程有可能破坏粉末的球形度，但对于用于同轴送粉激光打印的非球形粉末来说，影响较小。球磨混合非常有利于促进微米级球形粉和纳米粉末的均匀混合，Lu等[13]将高熵合金CoCrFeMnNi(15～53 μm)和2% TiC(质量分数，粒径50 nm)这2种粉末用球磨法混合，TiC纳米粉末均匀附着于主粉末表面(图7所示)，且主粉末球形度没有破坏。基于这种混合粉末，采用激光粉床熔融(功率160 W、扫描速度800 mm/s、层厚30 μm、线宽50 μm)制备了打印件，相对于不添加TiC纳米粉的纯CoCrFeMnNi粉末打印件，混合粉末打印件的致密度得到提高。这是由于加入纳米颗粒提高了主颗粒表面粗糙度，且纳米颗粒对激光吸收大，降低了激光反射以及打印飞溅。

图7 高熵合金(HEA)+TiC混合粉末颗粒表面的元素分布，显示了TiC纳米颗粒(白色箭头所示)均匀分布于HEA颗粒表面[13]Fig.7 Element distribution of high entropy alloy(HEA)+TiC mixed powders，indicating the uniform distribution of TiC nanoparticles (marked by white arrows) on the surface of HEA powders[13]

2.2 打印工艺对打印件的影响

混合粉末的激光或电子束熔融过程是原位合金化成败的关键过程。在这个过程中打印工艺决定着微熔池几何形状、尺寸、熔池之间重熔次数、熔池温度等熔化特征，进而制约着熔池内部及熔池之间混合元素的均匀分布、难熔颗粒的彻底熔化、易挥发元素的损失以及熔池内部气孔的消除等原位合金化增材制造方法的关键问题。

在混合粉末的激光熔融过程中，提高打印件的层间重熔次数可以有效促进熔池的成分均匀性及消除未熔颗粒，这与电弧熔炼过程中通过多次重熔促进合金锭子均匀性的机理一致。

Duan等[7]对Ti-12Mo-6Zr-2Fe成分的球形元素混合粉进行了粉床激光熔融打印(激光功率300 W，扫描速度1000 mm/s，扫描线宽75 μm，层厚20 μm)，熔池深度和宽度分别为(379±15)μm和(91±4)μm，由于其层厚是20 μm，因此每层都经历了多次重熔，多次重熔工艺有效保证了高熔点Mo颗粒的彻底熔化以及其他成分的均匀，如图8所示。进一步结合棋盘扫描的整体策略最终使打印件致密度达到99.8%。

图8 采用棋盘扫描策略打印的Ti-12Mo-6Zr-2Fe合金的侧面顶端熔池形貌光学照片(a)，激光重熔过程中元素分布均匀化的示意图(b)[7]Fig.8 The optical microscopy image of the side section of the Ti-12Mo-6Zr-2Fe alloy manufactured by the chess scanning strategy showing the melt pool morphologies of the top layer (a)，the schematic represents the homogenisation mechanism during the laser remelts (b)[7]

然而提高层间重熔次数往往需要提高激光输入能量，这往往会导致熔池温度过高，造成一些易挥发元素的损失。Chen等[14，15]采用激光粉床熔融打印CoCrFeMnNi预合金粉时，仅需要激光能量输入体密度达到60 J/mm3就可达到最高致密度，而将Mn元素粉与CoCrFeNi预合金粉混合打印制备CoCrFeMnNi高熵合金时，则需要激光能量输入体密度达到260 J/mm3才能获得比较深的熔池，从而通过层间多次重熔保证元素均匀。此时Mn挥发严重，含量从混合粉末中的21.53%降至打印件中的16.67%(原子数分数)，但打印件致密度达到最大。Hou等[16]基于等物质的量之比混合的Fe，Co，Cr，Ni元素混合粉通过激光粉床熔融工艺原位合金化制备了FeCoCrNi高熵合金块体，发现打印能量输入增大到104 J/mm3时致密度最大，而当能量输入进一步增大到223 J/mm3时才能完全消除未熔Cr颗粒，但此时引起Cr含量的损失，且致密度略微降低。为了解决高能量输入下元素损失的问题，可以对同一粉末层进行低能量二次重熔，同样可以提高层间重熔次数，且不损失元素。Brodie等[17]采用激光重熔策略原位合金化制备了Ti25Ta合金，大幅减少了未熔Ta颗粒，且避免了高能量输入导致的匙孔和元素蒸发。

除了增加重熔次数可以改善均匀性外，增大熔池尺寸也可提升元素均匀性，因为熔池越大，可容纳的混合元素粉成分越接近于设定值，将其全部熔化混合有利于促进元素均匀性提升。Huang等[18]研究了激光粉床熔融的功率、速度和激光光斑形貌对原位合金化Ti34Nb的孔隙、夹杂和微观结构演化的影响。结果显示，宽束斑(束斑直径200 μm)和高功率高速度(950 W，900 mm/s)短条带宽的扫描策略形成了一个大的单独条带熔池，如图9所示，其移动缓慢，具有低深宽比，大和慢的熔池允许Nb高效熔化，最小化了未熔颗粒，同时低深宽比防止了匙孔出现。由于同轴送粉激光打印熔池大，不同粉末比例可根据送粉速度灵活调配，因此被普遍用来进行原位合金化打印。Haase等[19]采用同轴送粉激光打印工艺原位合金化制备了强度高于铸态试样且塑性良好的CoCr-FeMnNi合金，Co，Cr，Fe，Mn，Ni元素粉的粒径范围45～90 μm，激光直径1.2 mm，功率370 W，沉积速度800 mm/min，粉末流速2 g/min。由于毫米级的激光直径远大于粉末粒径，因此产生的毫米级熔池可以容纳足够多的混合粉末，从而更容易避免混合粉末中不同元素粉末颗粒在亚毫米范围内的不均匀分布造成的打印件成分不均匀。Wang等[20]采用同轴送粉激光打印工艺原位合金化制备了AlCoCrFeNi高熵合金，Al，Co，Cr，Fe和Ni元素粉的粒度范围尺寸为50～150 μm，激光功率为800 W，激光直径为3 mm，扫描速度为800 mm/min，层厚为0.25 mm。打印获得了完全由FCC相组成的组织，说明原位合金化工艺成功实现了合金的高熵化。Wang等[21]采用同轴送粉激光熔融工艺基于粒度范围45～150 μm的Ni，Cr，Mo，Nb和Fe元素粉原位合金化制备了Inconel 625，激光直径为0.45 mm，激光功率为220 W，进粉速度为2.3 g/min，扫描速度为500～1100 mm/min。当扫描速度为500 mm/min时，打印件中的大部分高熔点颗粒熔化，在打印态下，在最低激光扫描速度下获得的原位合金化Inconel 625的力学性能与相同直接能量沉积法(direct energy diposition，DED)工艺条件下使用预合金粉末获得的打印件性能基本相同。原位合金化过程中相对高熔点元素颗粒的完全熔化是一大难点。Bosio等[20]对质量比为96∶4的AlSi10Mg(D50粒径40.3 μm)和Cu(D50粒径6.5 μm)球形混合粉进行了激光粉床原位合金化熔融制备，激光功率、扫描速度、层厚和扫描线宽分别为170 W、1000 mm/s、30 μm和0.14 mm。可能由于激光功率过小，且这2种粉末熔点差距过大(483 ℃)，熔池过浅(熔深50 μm，熔宽120 μm)，打印件中存在Cu的未熔颗粒和偏聚。为了解决这个问题，对打印件进行了515 ℃热处理，实现了Cu元素的均匀化，这也是解决高熔点元素均匀化分布的一种手段。

图9 模拟的熔池温度云图，反映了单个条带下熔池的演变，打印参数分别对应于激光功率350 W(a)和950 W(b)的样品[18]Fig.9 Simulated temperature profile snapshots，which represents the meltpool evolution in a single stripe during laser scanning with printing parameters corresponding to 350 W (a) and 950 W (b) samples[18]

2.3 元素粉成分、高熔点粉末含量等对打印件性能的影响

原位合金化增材制造的难度随着混合粉末中难熔元素颗粒的熔点和含量的增加而提高，例如对于在医用生物材料中有应用前景的高强度低模量Ti-Nb-Mo材料的原位合金化打印来说，当高熔点Nb和Mo粉末含量低于20%(原子百分数)时，采用常规的激光粉床熔融工艺并增大激光功率就可以完全消除未熔颗粒，并保持较低的孔隙率[7，9]，而当Nb或Mo含量达到约35%(原子数分数)时，需要更高的激光能量才能消除未熔颗粒。但是，过高的激光能量易导致熔池深宽比过高，引起匙孔孔隙。为了消除这个问题，Huang等[18，23]采用条带扫描的特殊方法获得了较大且熔深较浅的熔池和较慢的熔池移动速度，才同时解决了未熔颗粒和匙孔孔隙的问题。类似地，高熔点TiC纳米颗粒在混合粉末中的含量对打印质量也有显著影响。当CoCrFeMnNi+TiC混合粉中的TiC纳米颗粒含量为较低的2%(质量分数)时，基于激光粉床熔融的打印效果良好，致密度达到99.7%，打印件的室温拉伸强度达到1022 MPa，延伸率22%[13]。而当CoCrFeMnNi+TiN混合粉中的TiN纳米粉末含量达到5%(质量分数)时，基于激光粉床熔融的打印效果急剧恶化，致密度仅达到95%，室温强度1036 MPa，而延伸率劣化至12%[24]。有时高熔点颗粒的含量被有意地增加以产生未熔颗粒。Mendoza等[25]专门将Ti+W混合粉中的W粉含量从5%增加至25%(质量分数)以在激光粉床熔融过程中保留较多的未熔W颗粒，这些弥散分布的W颗粒起到了细化Ti晶粒的作用。

2.4 基于原位合金化打印具有成分波动或梯度的合金复合材料研究

常规的原位合金化增材制造研究的目标是消除元素粉混合不均匀及后续打印缺陷导致的成分不均匀，使其微观组织和性能达到预合金粉打印件的水平。然而原位合金化工艺也可以用来制备具有成分不均匀性或梯度的合金材料，以满足特殊的应用或科研需求。FCC-BCC双相不锈钢具有良好的抗腐蚀性和强度匹配，其传统制备工艺是经过高温热处理实现双相组织，但增材制造的复杂几何结构不便于后续高温热处理。为此，Li等[26]采用平均粒径30～39 μm的22Cr+6%Ni(质量分数)合金混合粉，基于激光粉床熔融工艺制备了Ni成分分布不均匀的打印件，在高Ni含量部位形成FCC相，而低Ni含量部位形成BCC相，如图10所示，从而不需要经过热处理就形成了双相不锈钢打印件。为了促进Ni含量的波动，设置了较小的铺粉层厚(15 μm)以促进粉床Ni含量不均匀，以及较大的扫描线宽(120 μm，束斑直径50 μm)和较小的激光功率(90 W)以减小熔池之间的重叠及重熔，这些都促进了打印件Ni成分的波动。他们还基于混合粉中Ni粉末之间的平均距离和熔池尺寸推导了单个熔池中Ni元素浓度分布概率，如公式(1)：

(1)

图10 对打印件BCC相和FCC相的EDS元素线扫描揭示了Ni元素浓度在两相之间的波动[26]Fig.10 Energy dispersive spectroscopy (EDS) line scanning across BCC and FCC regions in the as-built state showing the spatial distribution of elements[26]

其中，λ为单个熔池中的Ni颗粒平均捕集率，正比于混合粉中Ni颗粒之间的平均距离和熔池尺寸之比的平方。k是假设熔池中捕集到Ni颗粒的数量。

基于公式(1)可以推导出打印件中的Ni元素浓度分布累积概率图，如图11所示，计算结果与EDS分析结果一致，基于上述公式建立的不同打印参数下的Ni浓度概率积累曲线表明打印速度越快(熔池直径越小)，熔池重叠率越小，则Ni浓度散布区越大。

图11 Ni元素浓度分布累积概率的测量曲线与计算曲线对比[26]Fig.11 Cumulative probability distribution for Ni measured experimentally using EDS and calculated by model[26]

Melia等[27]采用同轴送粉激光熔融工艺原位合金化打印了具有Mo，Nb，Ta，W梯度成分的MoNbTaW难熔高熵合金，通过分别独立调节Mo，Nb，Ta，W粉末的送粉速率达到控制打印件中各元素含量从0～100%的成分梯度变化。对具有不同元素配比的局部区域进行了微观组织、化学成分、显微硬度的表征，建立了成分-性能关系，验证了基于同轴送粉激光熔融工艺原位合金化进行高熵合金成分的高通量研究的可行性。Zhao等[28]基于激光粉床熔融工艺原位合金化打印了具有CoCrFeNiTix(x=0，0.2，0.4，0.6)成分的Ti成分阶梯分布的试样，探索了Ti含量对高熵合金性能的影响。将4种Ti成分的混合粉末依次放置于料仓中，进行连续打印，打印过程如图12所示。制备出含有4种Ti成分区域的试样，高20 mm，其中每种成分的试样高度占5 mm。分析表明，随着Ti含量增加，基体FCC相中的体心立方相、Laves相和χ相的含量越来越多，导致硬度强度和耐磨性逐渐增加，但当Ti含量的x值大于0.4时，打印件出现裂纹。这项研究通过原位合金化制备梯度材料的方法确定了Ti在CoCrFeNiTix合金中的最佳成分范围。

图12 粉床激光打印原位合金化制备梯度材料过程中的供粉系统[28]Fig.12 Schematic illustration of the powder feeding system of the LPBF apparatus used for producing the graded coupons[28]

2.5 原位合金化粉床激光熔融过程的数值模拟研究

对原位合金化制造过程进行有限元模拟有助于加深工艺参数对多种元素熔化混合过程的影响及机制研究。目前对于元素混合粉激光熔融过程的数值模拟还处于起步阶段。Tang等[29]基于流体体积法和计算流体动力学，成功建立了粉床激光熔融过程的多物理多材料模型，这个模型考虑了表面张力、马朗格尼剪切力、反冲压力、成分扩散等多个物理参数。对Ti(50%)+Nb(50%)混合粉的粉床激光单道扫描过程进行了模拟，结果表明相较于低激光功率(150 W)造成的熔池传导主导熔化模式，高激光功率(300 W)导致的熔池匙孔主导熔化模式显著提高了熔池中的成分均匀性，如图13a和13b所示。在较高的能量密度下，激光导致的金属蒸汽反冲压力可以在熔池内产生较强的流动动力，且熔池存在时间较长，这都促进了Ti和Nb的混合。另一方面，高能量密度会引入匙孔孔隙，如图13c所示。因此，应避免使用过高的激光功率来抑制孔隙的形成。由于Nb粉末的分布不均匀，熔化过程中匙孔深度也不一致。Nb粉聚集的位置匙孔深度会减小。减小混合粉末颗粒尺寸和增大激光束光斑直径有利于提高不同粉末原位合金化的熔池深度。

图13 熔池传导主导熔化模式(a)或匙孔主导熔化模式(b)下扫描轨道的Nb含量分布图，(c)匙孔主导熔化模式下匙孔孔隙的形成[29]Fig.13 Nb distribution during in-situ alloying of Ti and Nb powder particles at conduction mode (a) or keyhole mode(b) of melting pool，(c) the keyhole pore formation during the melting process under keyhole mode[29]

3 结 语

基于金属粉末熔融增材制造的原位合金化方法已经在高熵合金开发、人体植入物新型合金打印件开发、金属-碳化物复合材料打印件开发等领域得到初步应用。混合粉末的形貌、粒径，混合技术以及包括激光功率、束斑直径等在内的打印工艺对原位合金化效果的影响也得到了研究。研究表明，提高不同粉末之间粒径级差并且保证流动性有利于获得成分均匀及致密度高的打印件。当混合粉末中高熔点颗粒含量较低或熔点差距较小时，可基于激光粉床熔融工艺进行原位合金化打印，并通过提高激光功率或重熔方法促进高熔点颗粒的熔化及元素分布均匀性。而当混合粉末中高熔点颗粒含量较高或熔点差距很大时，则经常需要采用熔池较大且熔化时间较长的激光同轴送粉熔融或电子束打印等工艺提高高熔点颗粒的熔化及元素分布均匀性。目前，基于混合元素粉末打印的原位合金化工艺获得的打印件的孔隙度、元素均匀性以及力学性能与基于预合金粉末的金属粉末熔融增材制造打印件相比，仍有一定差距。因此，进一步理解材料物理特征、粉末特征和打印工艺对打印件微观特征的影响非常重要，需要进一步开发新的打印策略以改进打印效果。透彻理解原位合金化导致的材料成分不均匀性，并对此加以利用，开发具有多级成分和组织结构的新型材料也是未来重要的发展方向。基于金属粉末熔融增材制造的原位合金化方法在新材料的高通量开发、低成本高效制造、工程应用中金属及复合零件快速替换等方面的应用方兴未艾，值得进一步研究。