熔體自生陶瓷激光直接能量沉積增材制造研究進展

牛方勇，于學鑫，趙紫淵，趙大可，黃云飛，馬廣義，吳東江

(大連理工大學 機械工程學院，遼寧 大連 116024)

隨著人類對于飛行器高機動性、長航程、長壽命、低油耗以及重型燃機高熱效率、低排放等高效能指標的不斷追求，兩機系統熱端部件1650 ℃以上高溫富氧的服役環境對高溫結構材料的承溫極限及高溫性能提出了愈加苛刻的要求[1-5]。以氧化物共晶陶瓷為代表的熔體自生陶瓷(melt growth ceramics, MGC)是20世紀末迅速發展起來的一種新型高溫復合材料，其熔體自生的組織生長方式可以消除傳統粉末燒結工藝中陶瓷顆粒間的非晶相弱連接界面，獲得氧原子共用的潔凈高強度結合界面，從而將長程有序的晶體結構維持到更高溫度，進而獲得優異的高溫抗氧化性及接近熔點的高溫強度與組織穩定性[6-9]。如定向凝固的Al2O3/Y3Al5O12(YAG)共晶陶瓷(熔點約1830 ℃)在1800 ℃具有300～350 MPa的抗彎強度；同時在1600 ℃,10-4s-1的應變速率下，蠕變強度高達433 MPa；大氣環境1700 ℃下保溫500 h，既無質量變化也無晶粒生長，且抗彎強度幾乎沒有任何下降，避免了長期困擾SiC和Si3N4陶瓷的高溫氧化問題[7]。MGC優異的高溫性能及組織穩定性有望克服傳統材料承溫能力不足及高溫抗氧化性差等問題，成為實現兩機系統減重增效“升級換代”的新一代超高溫結構材料之一，其重要的應用前景引起諸多發達國家的廣泛關注。美國宇航局Glenn研發中心[10]、法國國家航空航天研究中心[11]、日本新能源產業技術綜合開發機構[12]相繼開展了這一重要材料的研究。

目前MGC的制備方法可以分為定向凝固法與非定向凝固法兩大類[13]。定向凝固法是在MGC凝固過程中采用溫度控制手段，在未凝固熔體中建立起沿特定方向的溫度梯度，從而使熔體沿著與熱流相反的方向進行凝固。這類方法的具體技術類型包括布里奇曼法、激光加熱浮區法、微拉法、電子束區熔法、邊界外延生長法等[13]。定向凝固法普遍存在材料生長緩慢、制備結構復雜度不高、后續加工余量大等局限，且除布里奇曼法外大都只能制備截面尺寸毫米級的樣件，難以滿足實際工程需求。非定向凝固法是相對于定向凝固法而言的，主要是以坩堝為模具的高溫熔凝方法，在熔體凝固過程中不施加特定方向的溫度控制。這類方法主要有燃燒合成法、爆炸合成法、放電等離子弧燒結法等[13]。非定向凝固法雖然在制備大尺寸MGC構件方面有所改善，但這些方法往往需要昂貴的高溫坩堝，所制備構件的結構受坩堝限制較大，增大了后續加工的難度同時增加了材料受坩堝污染的風險。總體而言，MGC現有制備方法在周期、能耗、結構復雜度及后期加工難度等方面的局限對MGC的應用與發展形成了極大限制。

進入21世紀，在綠色短流程低成本制造需求的牽引下，一大批增材制造技術得到快速發展，涉及的材料種類涵蓋了高分子材料、金屬材料、陶瓷材料、生物材料及復合材料等[14-17]。在這些增材制造技術中，選區激光燒結(selective laser sintering,SLS)[18-19]、光固化立體造型(stereolithography,SL)[20-22]、墨水直寫(direct ink writing,DIW)[23-24]和熔融沉積成型(fused deposition modelling,FDM)[25]等技術被廣泛應用于陶瓷構件的間接增材制造，實現了個性化復雜精細陶瓷構件的快速成形。然而，這些間接增材制造方法主要應用于陶瓷構件的坯體成型環節，后續需要排膠及燒結步驟才能獲得最終零件，尚不適用于MGC構件的直接制備。受金屬構件直接增材制造技術的啟發，以高功率激光為熱源的粉末床熔融技術(powder bed fusion,PBF)及直接能量沉積技術(directed energy deposition,DED)兩種激光增材制造技術逐漸在MGC制備領域得到應用[16-17]。相比于MGC傳統的定向凝固及非定向凝固制造方法，激光增材制造技術在MGC構件制備領域越來越多地展現了高效、靈活的技術優勢，為快速低能耗制備復雜MGC構件提供了全新選擇。其技術優勢及應用潛力得到增材制造領域、先進陶瓷制備領域及航空發動機制造領域研究學者的廣泛關注及高度重視，并已在上述研究領域形成新的熱點前沿。激光粉末床熔融技術(laser powder bed fusion, LPBF)通過利用激光在粉末床選擇性熔化粉末逐層成形三維實體，在制備復雜精密構件方面具有顯著優勢，但生產效率相對較低。激光直接能量沉積成形技術(laser directed energy deposition, LDED)是一種基于同步送料的增材制造技術。該技術利用高功率激光束將同步輸送的無黏結劑高純陶瓷原料完全熔化，通過定域沉積實現了“高性能陶瓷材料制備”與“復雜構件成形制造”的一體化。LDED技術在生產效率及結構尺寸方面更具優勢，但在結構精密復雜程度方面不及LPBF技術。由于篇幅限制，本文重點介紹LDED技術在MGC制備領域的研究現狀，LPBF相關的介紹讀者可以參考文獻[16-17]等。

本文首先簡要介紹LDED技術的工藝原理及其主要設備組成，然后從LDED制備的典型MGC材料的組織性能特征、微觀組織調控方法及裂紋抑制方法等方面綜合論述LDED在MGC制備領域的研究現狀，最后對該領域目前存在的問題及未來發展趨勢進行探討。

1 MGC-LDED技術簡介

1.1 LDED技術的工藝原理

LDED技術，又稱激光近凈成形技術、激光熔化沉積技術、激光立體成形技術等，是一種基于同步送料的增材制造技術，其技術原理如圖1所示。該技術以CAD數字模型為基礎，采用金屬或陶瓷粉末、絲材等為原料通過同軸或者旁軸方式輸送至激光光斑范圍內，高能量密度激光束在沉積區域將基板或前一沉積層局域熔化形成熔池，熔池通過捕獲并熔化同步輸送的原料使體積不斷增大直至穩定。熔池按照設定的軌跡運動，通過逐道搭接完成單一沉積層的制備，然后激光頭上移進行下一層的沉積。最終通過逐層沉積實現設計零件三維結構的近凈成形。同步送料-原位沉積的成形方式賦予了該技術在零件制造周期與材料利用率方面的極大優勢以及在材料組成及形狀尺寸控制方面的高度柔性。與MGC傳統制備方法需要制坯或者高溫坩堝不同，利用LDED技術制備MGC材料工藝更加簡單，而且可以實現多材料或梯度材料構件的制備，也可方便地在原料中摻雜纖維或顆粒增強相以提升MGC構件性能。

圖1 LDED工藝原理Fig.1 Process principle of LDED

典型的LDED系統主要由熱源(激光器)、原料輸送設備(送粉器或送絲機)、運動執行機構及沉積頭組成。考慮到設備保護和過程質量控制，也可以配備冷卻系統、氣體保護系統、在線監測系統和輔助系統等。高功率激光器主要用于為粉末材料和基材的熔化提供必要的能量，原料輸送設備用于陶瓷原料的同步供應，運動執行機構用于固定沉積頭并使其根據沉積路徑移動，沉積頭則是LDED設備的關鍵耦合部件，其主要功能是連接激光器、送粉器和運動執行機構。成形過程中激光束和粉末流分別通過聚焦透鏡和粉末供給通道耦合并匯聚于沉積表面，以形成熔池和材料的原位沉積。

1.2 MGC-LDED技術主要材料

目前MGC-LDED過程中使用的原料主要為傳統燒結工藝或噴涂工藝中常用的商業化陶瓷粉體，主要有微米級及納米級兩種粉末。由于納米粉體的表面能高、熔點低，在高能量密度激光束輻照時容易出現爆燃現象，因此不適合單獨應用于MGC-LDED過程。傳統燒結方法中使用的微米級不規則或球形陶瓷粉末原料大部分均可直接用于MGC-LDED過程。考慮到送粉穩定性及均勻性的需求，粉末的流動性是MGC-LDED過程較為關注的特性，因此粉末原料為球形顆粒更為合適。與傳統燒結方法不同，用于MGC-LDED過程的陶瓷粉末不需要摻雜水、黏結劑及燒結助劑，只需要將原料充分烘干即可。充分烘干一方面可以提高粉末的流動性，另一方面可以減少熔池中氣體的引入。一種常用的粉末處理方法是在烘干箱100 ℃以上條件下烘干4 h以上。

為減少基板材料對成形構件化學純度的影響，陶瓷構件LDED過程中使用的基板應盡量保持與沉積材料一致或相近。在現有的研究報道中，金屬基板、燒結的致密陶瓷板、疏松陶瓷板及天然的巖石均已被證明可以用于MGC-LDED過程。由于陶瓷材料具有極高的本征脆性，基板對成形結構凝固收縮的限制是導致樣件開裂的主要原因之一。此外基板的物理特性，尤其是熱傳導特性對成形陶瓷構件的微觀組織也有重要影響。因此如何開發更合適的基板也是MGC-LDED技術需要研究的內容之一。

2 MGC-LDED典型微觀組織及性能特征

自美國華盛頓州立大學的Balla等驗證了LDED直接增材制造MGC構件的可行性以來，美國德州理工大學[26]、密蘇里科技大學[27]、西班牙維戈大學[28]、澳大利亞昆士蘭大學[29]以及國內的西北工業大學[30-31]、湖南大學[32]及大連理工大學[33]等研究機構的學者陸續開展了MGC-LDED技術的研究，實現了熔體自生ZrO2陶瓷、Al2O3/ZrO2復合陶瓷、Al2O3基三元共晶陶瓷、鋁鎂尖晶石透明陶瓷、磷酸鈣生物陶瓷等陶瓷材料的成功制備，并就成形工藝、材料微觀組織特征及力學性能等進行了初步研究。現有利用LDED技術制備的MGC材料的種類及其主要組織特征及力學性能如表1[28-30,32,34-47]所示。

2.1 單相陶瓷

單相陶瓷物相組成簡單，熔點往往較高且物理化學性能穩定，在兩機系統熱端部件、武器裝甲、生物醫學、電子信息等領域應用廣泛。以高能量密度熱源及無需燒結劑摻雜的原料處理方式為特點的MGC-LDED技術為高純度高熔點單相陶瓷的制備帶來了極大便利。

2.1.1 Al2O3陶瓷

Al2O3陶瓷高硬耐磨，具有優異的高溫力學性能及化學穩定性，且來源廣泛、價格低廉，作為重要的工程材料被廣泛應用于國防科技與國民經濟的各個領域。同時Al2O3陶瓷還具有特殊的熱學、電學、光學、生物相容性等性能，同樣是現代電子信息、生物醫學、環境工程及空間技術領域不可或缺的組成部分。因此，Al2O3陶瓷自MGC-LDED技術發展初期，便一直是該領域重點研究的材料之一。

Balla等[35]以44～74 μm的Al2O3陶瓷粉末為原料，在175 W激光功率、10 mm/s掃描速度及14 g/min的送粉速度工藝條件下成形了截面尺寸10～25 mm的圓柱體、立方體和齒輪結構，如圖2(a)所示。Al2O3樣件由沿沉積方向的柱狀晶組成，柱狀晶直徑約50 μm，高度達幾百微米，且全部為熱力學穩定的α-Al2O3相，零件致密度達94%。性能檢測結果顯示，成形的Al2O3陶瓷結構硬度達15.5～17 GPa，抗壓強度為123～276 MPa，斷裂韌度為2.1 MPa·m1/2，且這些性能呈各向異性，垂直于沉積方向的性能優于沿沉積方向的性能。Cong課題組[37]采用LDED技術制備了Al2O3單道單層沉積和塊體沉積的實驗，研究了LDED工藝參數中激光功率，掃描速度和送粉速度等工藝條件對沉積質量的影響，最終得到了1700～2300 HV0.2的顯微硬度。李邦帥[36]研究了不同的基板材料及工藝參數對薄壁樣件成形形貌及抗彎性能的影響，成形的樣件同樣由沿沉積高度方向的粗大柱狀晶組成，抗彎強度最高為85 MPa。筆者課題組[34]在對Al2O3陶瓷LDED的研究中也發現了類似的微觀組織特征，且發現粗大柱狀晶表面依附生長有不連續的二維枝晶組織。經工藝優化，實現了直徑約10 mm圓柱樣件的制備，樣件平均抗彎強度達210 MPa，顯微硬度達18.91 GPa，斷裂韌度約3.55 MPa·m1/2。

圖2 Al2O3陶瓷樣件及典型組織特征 (a)成形樣件[34-37]；(b)柱狀晶組織[35]；(c)柱狀晶表面二維組織[34]Fig.2 Al2O3 ceramic samples and typical microstructure characteristics(a)samples[34-37];(b)columnar crystal structure[35];(c)two dimensional structure of columnar crystal surface[34]

由現有研究發現，LDED制備的Al2O3陶瓷樣件普遍具有沿沉積高度方向定向生長的粗大柱狀晶微觀組織特征，這種微觀組織特征與傳統燒結Al2O3陶瓷的等軸狀晶粒形態顯著不同，且晶粒尺寸明顯更大。這是由近一維散熱的凝固條件及Al2O3的高熔化熵等熱物理特性綜合決定的。由于這種組織生長特征，LDED制備的熔體自生Al2O3陶瓷樣件極易產生沿沉積高度方向的裂紋，且抗彎強度等宏觀性能存在顯著的各向異性。與燒結Al2O3相比，LDED制備的Al2O3陶瓷在宏觀性能(抗彎強度、抗壓強度等)的大小及其均勻性方面還存在一定的差距。如何調控熔體自生Al2O3陶瓷的微觀組織特征、改善其力學性能仍需要深入研究。

2.1.2 ZrO2陶瓷

ZrO2陶瓷熔點高達2700 ℃，具有優異的力學、物理及化學性能，是耐火材料、高溫結構材料和電子材料中的重要原料。在各種金屬氧化物陶瓷材料中，ZrO2的高溫熱穩定性及隔熱性能優異，因此在航空發動機熱障涂層及高溫耐火制品中有重要應用。同時ZrO2具有出色的耐磨、耐化學腐蝕特性以及優良的生物相容性，被廣泛用于制造人工牙齒及關節假體。此外，ZrO2的應力誘導相變增韌特性使其成為制備塑性陶瓷材料的重要原料。由于純ZrO2在1000～1200 ℃會發生t-m的馬氏體相變并伴有7%的體積變化而容易引起開裂，通常添加Y2O3改變ZrO2的相變溫度范圍制備出在室溫下穩定的ZrO2材料(yttria-stabilized zirconia, YSZ)。

Fan等[29]利用LDED技術開展了YSZ陶瓷材料的制備研究，制備了薄壁樣件。研究發現，YSZ原料中的m-ZrO2經激光熔化再凝固后轉變為t-ZrO2和c-ZrO2。周期性帶狀組織主要為深灰色的t-ZrO2，而在相鄰帶狀組織之間，t-ZrO2呈凸鏡狀嵌在淺灰色的c-ZrO2基體中。LDED成形樣件的相對密度達到98.7%，優化過的工藝參數加工出來的樣件表面粗糙度在20～40 μm之間，最大硬度和彈性模量可達19.8 GPa和236.1 GPa。與純Al2O3樣件類似，LDED成形的YSZ樣件同樣存在較為嚴重的開裂問題。

2.2 Al2O3基復合陶瓷

由于純Al2O3或ZrO2在LDED過程中呈現較為嚴重的開裂問題，同時由于其性能的相對單一性，以Al2O3為基的復合陶瓷得到研究學者更多的關注。將Al2O3與其他材料進行配比混合所制備的復合陶瓷，可以結合Al2O3陶瓷的高強度與其他材料的特殊性能，進而獲得更加優異的綜合性能。目前，研究學者已利用LDED技術開展了Al2O3-ZrO2，Al2O3-YAG，Al2O3-TiO2，Al2O3-ZrO2-YAG，Al2O3/GdAlO3/ZrO2等多種Al2O3基復合MGC的制備研究。

2.2.1 Al2O3-ZrO2復合陶瓷

Al2O3-ZrO2復合陶瓷材料結合了Al2O3陶瓷高強度與ZrO2陶瓷高韌性的特點，具有優異的綜合力學性能。目前，研究人員針對Al2O3-ZrO2復合陶瓷開展了系統的研究，實現了亞共晶、共晶及過共晶比例樣件的成功制備(見圖3[38-39,42,48])。

Hu等[26,38,48]制備了不同ZrO2含量的Al2O3-ZrO2復合陶瓷。當ZrO2含量為10%(質量分數，下同)時，其在Al2O3晶間富集形成了局部呈共晶狀態的網狀結構(圖3(b)[48])。隨著ZrO2含量的增多，Al2O3晶間共晶組織含量也明顯增多，且Al2O3晶粒尺寸逐漸減小。Dong課題組[39,49]對5%及10%ZrO2含量的亞共晶Al2O3-ZrO2復合陶瓷的研究得到類似的組織特征，且發現10%ZrO2含量的復合陶瓷較純Al2O3的抗彎強度得到顯著提升，達到208 MPa。

圖3 Al2O3-ZrO2復合陶瓷 (a)典型樣件[38-39]；(b)亞共晶組織[48]；(c)共晶組織[42]Fig.3 Al2O3-ZrO2 composite ceramics (a)typical samples[38-39];(b)hypoeutectic structure[48];(c)eutectic structure[42]

Liu等[42]開展了Al2O3-ZrO2共晶陶瓷的制備研究，發現樣件微觀組織由柱狀共晶團(菌落)組成，晶團內由一系列小面積上規則排列的ZrO2棒狀結構及周圍的脊柱狀Al2O3組成，如圖3(c)所示。Li等[32]則針對15%與25% ZrO2含量的Al2O3-ZrO2復合陶瓷進行了研究。研究發現，微觀組織從樣件的邊緣到中心存在從柱狀枝晶到胞晶的轉變。

筆者課題組[40]針對Al2O3-ZrO2亞共晶、共晶及過共晶比例復合陶瓷進行了系統研究。Al2O3-ZrO2亞共晶陶瓷的微觀組織由初生α-Al2O3與Al2O3-ZrO2共晶基體組成。ZrO2含量較少時(5%)，初生α-Al2O3相呈柱狀胞晶形態，而晶間Al2O3-ZrO2共晶組織為離異共晶形態。隨著ZrO2含量的增多，初生α-Al2O3相經歷不發達枝晶到發達大尺寸枝晶的轉變，晶間Al2O3-ZrO2共晶組織由離異共晶形態轉變為規則共晶組織。共晶比例樣件由共晶團組成，其組織特征與Liu等[42]的報道類似。而過共晶樣件的微觀組織由雪花狀或樹葉狀初生t-ZrO2枝晶與共晶基體組成(圖3(c)[42])。Li等[50]在制備的過共晶樣件中也發現了類似特征。性能測試結果顯示亞共晶樣件具有最優的硬度(ZrO2摩爾分數為30%時為1972HV)，共晶樣件具有最優的彎曲強度(平均237 MPa)，而過共晶樣件的斷裂韌度最優(ZrO2摩爾分數為60%時達到5.91 MPa·m1/2)。

2.2.2 Al2O3-YAG共晶陶瓷

Al2O3-YAG共晶陶瓷具備極高的抗氧化性和抗蠕變性，被認為是未來高溫氧化條件下長期工作的首選材料之一。Su等[30]研究了Al2O3-YAG共晶陶瓷在LDED制備工藝下的微觀組織特征及其形成機制。低生長速率條件下，樣件微觀組織呈典型的“Chinese-script”不規則生長特征。高生長速率條件下，共晶組織由于大的過冷度及兩種小平面共晶相聯合枝狀生長的競爭而呈現由不規則到規則共晶組織的轉變。最近Fan等[51]在LDED制備Al2O3-YAG共晶陶瓷的研究中指出不規則共晶組成的菌落結構在內部區域占主導地位，其生長行為符合Magnin-Kurz模型。

筆者課題組[43]利用LDED技術進行Al2O3與Y2O3原位合成的過程中發現Y2O3含量(摩爾分數為15%)略低于理論共晶比例(摩爾分數為18.5%)時，可以獲得均勻的共晶組織。共晶組織由共晶團組成，共晶團邊界組織粗大且存在孔洞缺陷。共晶組織中同時存在非規則網狀和規則層片狀及棒狀共晶形態，非規則共晶間距約240 nm。顯微壓痕產生的裂紋在擴展過程中萌生出多條小裂紋，且存在裂紋偏轉和橋接等效應，促進了斷裂韌度的提升。

2.2.3 Al2O3基三元共晶陶瓷

熔體自生的三元共晶陶瓷往往具有比二元共晶陶瓷更加細密均勻的微觀組織，從而擁有更加優異的力學性能，因此三元共晶陶瓷的制備也得到研究學者的重點研究。Fan等[44]開展了Al2O3-YAG-ZrO2(AYZ)共晶陶瓷的LDED制備研究，成功獲得了微觀組織細密的薄壁樣件。由于逐層沉積的成形方式，相鄰層之間存在明顯的帶狀組織。相鄰帶狀組織之間主要由三相不規則交織的胞狀共晶團組成。與二元共晶陶瓷相比，胞狀共晶團交界處組織明顯更加細密規則。由于凝固速率的增大，晶團內的組織形態在邊緣區域發生了由不規則的交織到規則纖維共晶結構的轉變。

Su課題組[45]利用LDED技術實現了大尺寸Al2O3/GdAlO3/ZrO2共晶陶瓷棒狀樣件的制備(圖4)。樣件微觀組織由明顯的帶狀組織及帶狀組織間的均勻共晶組織組成。共晶組織呈典型的菌落晶團形貌，晶團長度方向與沉積高度方向平行。晶團內部α-Al2O3，t-ZrO2，GdAlO3三相交織生長形成“Chinese-script”形態的細密共晶組織。在層間結合位置，由于細密共晶組織的受熱粗化，形成厚度為(20±2.3) μm的帶狀組織。

圖4 Al2O3/GdAlO3/ZrO2三元共晶陶瓷[45](a)典型樣件；(b)帶狀組織宏觀形貌；(c)帶狀組織微觀特征；(d)共晶團組織特征；(e)晶團內不規則共晶組織Fig.4 Al2O3/GdAlO3/ZrO2 ternary eutectic ceramics[45](a)typical samples;(b)macroscopic morphology of banded structure;(c)microscopic characteristics of banded structure;(d)eutectic colony structure;(e)irregular eutectic structure

2.2.4 Al2O3-TiO2復合陶瓷

筆者課題組[41]利用Al2O3與TiO2原位熔體自生制備了不同材料成分比例的Al2O3/AlxTiyOz復合陶瓷，研究了TiO2含量對Al2O3/AlxTiyOz復合陶瓷微觀組織及力學性能的影響。TiO2含量低于共晶比例時(摩爾分數為43.9%)，復合陶瓷微觀組織由初生α-Al2O3相與Al6Ti2O13相組成。隨著TiO2含量增多，呈柱狀胞晶形態(摩爾分數為2%～4%)的α-Al2O3相逐步向一次枝晶愈加發達的胞狀枝晶(摩爾分數為6%～10%)轉變，并最終成長為發育完整的柱狀枝晶(摩爾分數為20%～30%)。TiO2含量達到共晶比例后，復合陶瓷主要由Al2TiO5與Al6Ti2O13相組成，其微觀組織也轉變為細密的層片狀共晶。性能測試結果表明TiO2摩爾分數處于2%～6%之間時Al2O3/AlxTiyOz復合陶瓷的顯微硬度和彎曲強度分別保持在1670HV和200 MPa以上，斷裂韌度可達3.97 MPa·m1/2。

2.3 功能陶瓷

功能陶瓷以其獨特的聲、光、電、磁、熱等物理特性及生物、化學特性，在現代工程技術領域發揮了越來越關鍵的作用。MGC-LDED的技術特點有利于保持原料化學純度，獲得更加優異的功能特性，因此在功能陶瓷的制備中逐漸得到關注。

2.3.1 壓電陶瓷

Pb(ZrxTi1-x)O3(PZT)是一種壓電陶瓷，具有較高的壓電系數、耦合因子、居里溫度和應用溫度，以涂層、薄膜和塊體形式獲得了廣泛應用[47]。2010年，Balla課題組[47]利用LDED技術制備了PZT陶瓷，得到直徑8 mm的無裂紋致密固體圓柱形樣品。樣件微觀組織細密均勻，由連續鈣鈦礦基體與離散分布的焦綠石相組成。在所制備的PZT電容器進行的介電測試中，該材料在100 Hz下的相對介電常數為430，在100 Hz下的介電損耗小于5%。結果表明，LDED處理的PZT結構可以獲得合理的介電性能，而無須進行后處理，該技術具有在結構部件上制造嵌入式傳感器和轉換器的潛在應用。

2.3.2 透明陶瓷

透明陶瓷是指直線透過率超過10%的陶瓷，由于其固有的陶瓷性能和優良的光學性能而被廣泛關注。透明陶瓷耐高溫強度高的特點可以彌補玻璃等透明材料在特殊工作環境下的劣勢，這些光學性能各異的陶瓷材料被各國深入研究，逐步應用于激光、照明、醫療器械等重要科技領域[52]。

鋁鎂尖晶石相比于其他透明陶瓷材料具有透光波段更寬(從紫外光到可見光)、化學性能穩定、更耐高溫的特性，是國防工業中重要的紅外窗口、透明裝甲以及導彈整流罩的理想材料[52-54]。Dong課題組[27]成功采用LDED方法制備出鋁鎂尖晶石(MgAl2O4)透明陶瓷。制備樣件主要由致密的尖晶石相MgAl2O4組成，晶間存在少量的富Ca，Si相。優化參數后得到了具有近98%相對密度的樣件(如圖5(a)[27])，發現在初始MgO與Al2O3混合物中使用納米顆粒用于沉積，可使沉積樣品更加致密。所制備樣件具有1400HV左右的顯微硬度及2.5 MPa·m1/2左右的斷裂韌度，對于632.8 nm的光波具有最大達82%的透過率。Dong課題組[55]進一步通過摻雜SiO2實現了透明MgAl2O4陶瓷裂紋的有效抑制，使平均裂紋長度減少79%，平均裂紋密度減少71%(如圖5(c))。但是SiO2的摻雜限制了透明MgAl2O4光傳輸，這歸因于孔隙率和第二相的形成。此外，Dong課題組[56]研究了激光直接能量沉積工藝參數和初始粉末尺寸對孔隙率的影響。結果顯示，掃描速度導致致密度先增加后降低，激光功率的增加可以顯著降低孔隙率，而粉末流速和粉末尺寸的降低也可以降低透明MgAl2O4陶瓷的孔隙率。

圖5 鋁鎂尖晶石陶瓷 (a)典型樣件[27]；(b)微觀組織[27]；(c)透光特性[55]Fig.5 Alumina magnesia spinel ceramics (a)typical samples[27];(b)microstructure[27];(c)light transmission characteristics[55]

2.3.3 生物活性陶瓷

生物陶瓷是指具有特定的生物或生理功能，可以直接用于人體或與人體相關的生物、醫用、生物化學等方面的陶瓷材料。生物陶瓷一般要求具有生物相容性、力學相容性、與生物組織有優異的親和性、抗血栓、滅菌性并具有很好的物理、化學穩定性[57-59]。磷酸鈣因為本身特性可以良好地與人體相容，同時內在特性可以刺激骨再生，因此長期以來被視作重要的骨替代物。

西班牙維戈大學的研究人員[28]利用LDED技術使前驅體材料羥基磷灰石(HA)完全脫羥基化，制備了磷酸鈣陶瓷樣件(圖6)。FT-IR光譜和XRD分析結果表明，所得樣品的微觀結構由α-磷酸三鈣(α-TCP)基質和沿沉積高度方向的磷酸四鈣(TTCP)晶粒組成，與氧磷灰石和無定形磷酸鈣共存。體外細胞培養試驗結果表明，所制備的樣件展現出生物活性，具有導致缺鈣羥基磷灰石沉淀和促進成骨前細胞附著和增殖的特性。

圖6 磷酸鈣陶瓷[28] (a)典型樣件；(b)微觀組織；(c)生物特性Fig.6 Calcium phosphate ceramics[28] (a)typical samples;(b)microstructure;(c)biological characteristics

通過對現有LDED技術制備的不同種類MGC材料的總結分析可以看出，MGC-LDED技術在熔化高熔點材料、保持原料純度、簡化制備工藝、成形三維結構、原位合成新材料等方面具有顯著的優勢，逐步發展成一種重要的MGC材料制備及構件制造方法。然而，由于MGC-LDED過程中的高溫度梯度及近快速凝固特征，所制備的樣件在微觀組織上還存在晶粒粗大、組織不均勻、孔隙缺陷多等不足，在宏觀性能上尚未達到傳統燒結及定向凝固的水平，而且還存在較為嚴重的各向異性。因此，MGC-LDED技術還需在微觀組織調控及力學性能改善方面進一步深入研究。此外，目前應用LDED技術制備的MGC材料種類主要為氧化物陶瓷，其在碳化物、氮化物等其他重要陶瓷材料制備方面的可行性及成形效果還有待進一步研究。

3 MGC-LDED過程中的組織性能調控方法

如前所述，隨著MGC-LDED技術在越來越多的材料制備中的可行性得到驗證，所制備樣件在微觀組織及性能方面的缺陷與不足逐漸明確。為進一步使MGC構件滿足實際應用的需要，研究人員采用工藝優化、外場輔助、第二相摻雜及后處理等方法開展了MGC樣件組織性能調控方面的研究。主要方法如表2所示[26-27,29,31-32,35,43,45,60-63]。

表2 MGC-LDED組織及性能調控方法Table 2 Structure and performance control methods in MGC-LDED

3.1 LDED工藝參數優化

MGC-LDED技術的工藝原理及所制備樣件熔化-凝固的組織形成機制決定了激光功率、掃描速度及送粉速度等工藝參數對熔體凝固條件、微觀組織特征及最終力學性能有重要影響。Li等[32]通過控制激光功率及掃描速度研究了熱輸入對Al2O3/ZrO2復合陶瓷微觀組織及力學性能的影響。研究發現，隨著熱輸入量的增大，熔池的冷卻速率下降，初生Al2O3晶粒形態由長柱狀枝晶逐漸轉變為短柱狀枝晶，且柱狀晶傾斜角度增大，同時層間帶狀組織的厚度也隨熱輸入量增大而增大。對于85% Al2O3/15% ZrO2復合陶瓷，其顯微硬度隨熱輸入量增大而增大，而對于65% Al2O3/35% ZrO2的復合陶瓷這一現象則不明顯。對于兩種成分比例的復合陶瓷，其斷裂韌度均隨熱輸入增大而呈先升高后降低的趨勢。

Su課題組[31,45]在研究Al2O3/GdAlO3/ZrO2三元共晶陶瓷時發現，隨著激光掃描速度由48 mm/min升至192 mm/min，層間帶狀組織厚度由(24.8±2.3) μm顯著下降至(9.2±1.1) μm。這是由于高的掃描速度使熔池溫度下降，減小了對沉積層的熱傳導，進而降低了前一沉積層微觀組織的粗化范圍。此外，其在Al2O3/YAG的LDED研究過程中還發現，掃描速度的增加使共晶組織形態由Al2O3與YAG相交織的“Chinese-script”形態轉變為不規則層狀形態[30]。同時掃描速度的增加顯著細化了微觀組織，減小了共晶間距。在該研究中，當掃描速度為6 mm/min時，共晶間距為0.3 μm，而當掃描速度提升至48 mm/min時，共晶間距降至80 nm。

Dong課題組[27]在275～700 W的范圍內探討了激光功率對成形鋁鎂尖晶石樣件尺寸、透光性能、晶粒大小、裂紋數量及力學性能的影響。研究發現，激光功率的提升導致圓柱樣件的直徑呈線性增大，同時使樣件氣孔率單調下降，并同時觀察到顯著的晶粒粗化趨勢。透光性能隨著激光功率的提升而增強，并在580 W時達到最優。

Mishra等[64]通過改變直接能量沉積Al2O3陶瓷樣件的掃描角度來對成形樣件的組織性能進行優化，研究發現掃描角度由0°轉變為67°時，成形樣件的孔隙率降低；并且研究了基底材料對成形樣件的微觀組織及力學性能的影響，當基底為TC4時，成形樣件缺陷較少，而且相對密度可達85%，而在Al2O3基底上成形的樣件相對密度僅達70%。

筆者課題組[65-66]利用LDED技術實現了熔體自生莫來石復合陶瓷的一步成形，系統研究了微觀組織及力學性能與工藝參數之間的關系。樣品邊緣的莫來石晶粒隨著層間提升量的增加，呈現近“板狀胞晶”、“小平面枝晶”、“近等軸”和“混合-包括羽毛狀”晶體形貌的演變規律。低掃描速度可以獲得穩定生長的“板狀胞晶”。隨著掃描速度的增加，莫來石晶界處形成鋸齒狀小面，類似的規律也體現在激光功率優化過程中，這將使得莫來石晶體尺寸增大。性能測試結果顯示，原位生成的莫來石陶瓷抗彎強度隨著LDED工藝參數(激光功率、掃描速度和層間提升量)的增加呈現先增大后減小的規律，最大抗彎強度為108.6 MPa。性能隨工藝參數變化的拋物線規律同樣體現在顯微硬度上，其中最大顯微硬度約為14 GPa。工藝參數對斷裂韌度的影響規律不明顯，斷裂韌度值約為1.9 MPa·m1/2。

綜上所述，激光功率、掃描速度及層間提升量等工藝參數對LDED制備的MGC樣件的微觀組織特征，如晶粒形態與尺寸、氣孔率、帶狀組織厚度等均具有顯著影響。微觀組織的變化又對成形樣件的性能，尤其是對抗彎強度、透光性等宏觀性能形成直接影響。然而，LDED制備樣件的不同性能與工藝條件之間的關系往往存在矛盾，如激光功率的增大雖然可以降低氣孔率、提高鋁鎂尖晶石的透光性能，但又會導致裂紋的增多降低力學性能。因此為獲得最優的綜合性能，需要對LDED工藝條件進行全面系統地優化，同時還需要發展新的輔助工藝以提高LDED技術本身的工藝裕度。

3.2 外場輔助

由于單純LDED工藝條件的優化還難以使材料的組織性能滿足某些高質量構件的要求，因此一些能夠對凝固過程或冷卻過程產生影響的物理場，如超聲場、電磁場及外部溫度場等被越來越多地應用到LDED過程中以輔助構件成形。對于MGC構件的LDED過程，目前應用較多的是超聲輔助方式。超聲波是聲波的一種，不僅具有聲波的特點，而且還有能量密度高、穿透性強和方向性好等優點。超聲輔助方法對MGC-LDED過程的組織性能調控主要是通過超聲場的空化效應、聲波流和熱效應等來實現的。

Hu等[26]采用基板底部施加超聲振動的方式研究了超聲輔助對LDED制備Al2O3-ZrO2亞共晶陶瓷微觀組織及力學性能的影響。結果表明，超聲振動的施加使得初生Al2O3晶粒得到顯著細化，其橫截面晶粒尺寸由不施加超聲輔助時的16 μm降至8 μm。相應地，超聲輔助使成形樣件的顯微硬度、耐磨性及壓縮性能均得到顯著提升。

筆者課題組[60]利用超聲輔助LDED技術研究了Al2O3-ZrO2共晶陶瓷的微觀組織及性能特征。研究發現，超聲的施加使微觀組織的共晶間距由120～150 nm減小至60 nm左右(圖7(a)[60])，使周期性帶狀組織的厚度由25 μm降至5 μm左右，同時還顯著抑制了樣件中的氣孔含量。微觀組織的細化使所制備樣件的斷裂韌度由(6.52±0.4) MPa·m1/2提升至(7.67±0.2) MPa·m1/2，同時使耐磨性也得到顯著提升。超聲輔助的施加在Al2O3-YAG共晶陶瓷制備過程中也展現了同樣的微觀組織及性能改善效果。

除超聲輔助外，基底水冷的輔助方式也被用于MGC樣件微觀組織與性能的調控[43]。在基底水冷輔助制備Al2O3-YAG的研究中發現(圖7(b))，基底水冷樣件的共晶間距比普通基底成形樣件減少了78.1%，顯微硬度提高了約10%，斷裂韌度提高了8.5%。

圖7 外場輔助LDED (a)超聲輔助成形Al2O3-ZrO2共晶陶瓷[60]；(b)水冷輔助成形Al2O3-YAG共晶陶瓷[43]Fig.7 Outfield assisted LDED (a)ultrasound assisted fabricating Al2O3-ZrO2 eutectic ceramics[60];(b)water cooling assisted fabricating Al2O3-YAG eutectic ceramics[43]

綜上所述，超聲及基底水冷等輔助方法對LDED制備MGC樣件的微觀組織及力學性能均有積極的改善效果，但目前這些輔助手段均施加于基板，隨著樣件成形高度的增加，所施加的超聲場及溫度場難免因衰減而失去作用效果。因此，外場輔助的組織性能調控方案還需要不斷改進，以滿足大尺寸樣件的制備需求。

3.3 第二相摻雜

陶瓷材料的本征脆性限制了其優良性能在更多領域的應用，長期以來研究人員致力于陶瓷材料韌性的提升，發展了相變增韌、連續纖維增韌、短纖維、晶須及顆粒增韌等方法。由于LDED技術的工藝特點，像短纖維、晶須及顆粒增韌等方法可以在LDED過程中方便地實施。

筆者課題組[62-63]針對短纖維及顆粒摻雜在MGC材料中的組織性能影響規律開展了相關研究。在Al2O3-ZrO2共晶陶瓷中摻雜SiCp的研究中發現，小尺寸(4～10 μm)的SiCP在LDED過程中容易分解，導致Si元素喪失，C元素與Zr離子反應生成ZrC。大尺寸(45～90 μm)的SiCP則可以在Al2O3-ZrO2熔體中保存下來，并在最后的微觀組織中呈相對均勻的分布。SiCP的摻雜使Al2O3-ZrO2共晶團尺寸顯著減小，并可以顯著降低樣件的氣孔率。在超聲輔助LDED成形Al2O3-ZrO2共晶陶瓷中摻雜C纖維的研究中發現，C纖維與Al2O3-ZrO2共晶組織形成了較強的結合[62]。C纖維的摻雜使微觀組織進一步細化，斷裂韌度進一步提高至(8.7±0.2) MPa·m1/2。

目前，第二相摻雜方法在LDED過程的應用研究尚不完善，摻雜的顆粒或纖維存在一定程度的高溫分解問題。相比于傳統燒結工藝，目前該方法對MGC構件的組織性能改善效果相對有限，后續仍需在材料設計、摻雜相界面設計等方面進一步研究。

3.4 熱處理

熱處理工藝是指固體材料通過加熱、保溫和冷卻手段以獲得預期組織和性能的熱加工工藝。為了使樣件具有所需要的力學性能，熱處理工藝往往是必不可少的。熱處理工藝在調控增材制造金屬構件的組織及性能方面已經得到了廣泛的研究與應用。同時，熱處理對于燒結陶瓷及傳統方法制備的MGC陶瓷也具有顯著的性能改善效果。

Fan等[29]將制備的YSZ樣件在1000 ℃下進行1 h的熱處理，樣件由深棕色變為深黃色，主要是由于熱處理消除了氧原子的空位而導致顏色的變化。Balla等[35]研究了高溫熱處理對LDED制備的Al2O3陶瓷樣件的影響。研究發現，1600 ℃高溫熱處理5 h后，Al2O3樣件的晶粒形態及尺寸并沒有顯著變化，但柱狀晶因高溫熱處理產生的固相擴散而結合更加緊密，晶粒之間的尖銳晶界變得平滑。經熱處理后Al2O3陶瓷的硬度由1556HV增加至1700HV，斷裂韌度由2.1 MPa·m1/2增加至4.4 MPa·m1/2，壓縮強度由123 MPa增加至159 MPa。

蘇海軍團隊[31]研究了1500 ℃的熱處理溫度下不同的熱處理時間對LDED制備的Al2O3/GdAlO3/ZrO2三元共晶陶瓷微觀組織均勻性的影響。研究發現，熱處理使細密共晶組織產生粗化現象，存在不連續粗化、連續粗化和微觀組織合并三種粗化形式，粗化后的共晶間距隨熱處理時間線性增加。1500 ℃,300 h的熱處理條件徹底消除了原始樣件中的晶團組織及層間帶狀組織，形成均一的網絡狀共晶組織，顯著提升了樣件微觀組織的均勻性。

上述研究表明，熱處理對于優化陶瓷材料的微觀組織、提升材料的力學性能具有積極作用，極有可能成為MGC構件制造過程的必備工序。目前對于MGC-LDED技術的熱處理工藝研究尚不完善，針對不同MGC材料體系的熱處理工藝數據還有待于更加全面的積累。

4 MGC-LDED過程中的開裂行為及抑制方法

MGC構件的LDED過程經歷高能激光束的周期性循環加熱和冷卻，存在強約束下移動熔池的快速凝固收縮等效應，成形構件內部產生高溫度梯度引起的復雜高應力演變，同時陶瓷材料的高脆性與低抗熱震性導致構件制備過程中極易產生裂紋，使沉積過程無法進行甚至構件制備失敗。成形過程的開裂問題導致現有LDED制備的MGC構件極限截面尺寸只有20 mm左右，嚴重制約了該技術優勢的充分發揮和工程應用推廣。發展有效的應力調控方法，實現LDED過程熱應力的主動控制及成形構件的裂紋抑制已成為該技術迫切需要解決的問題。目前，國內外研究學者采用的方法主要包括工藝優化、局部高溫輔助、超聲振動輔助及材料復合化等方法(見表3[26,29-31,39,42,49,63-64,67-68])。

表3 MGC開裂抑制方法Table 3 Cracking suppressing methods of MGC

4.1 工藝優化

在基板尺寸及類型、樣件材料、結構及尺寸等條件確定的情況下，激光功率、掃描速度、送粉速率(層間提升量)等工藝參數直接影響樣件中的溫度分布與應力狀態，進而決定了成形樣件的開裂行為。此外，工藝條件也影響了熔池的凝固條件及樣件成形后的微觀組織，從而影響其斷裂強度，這也對樣件最終的開裂特征有重要影響。因此，確定工藝參數與開裂行為的關系對于獲得少無裂紋的工藝條件是至關重要的。

Cong課題組[26]采用不同的激光功率進行了Al2O3陶瓷塊體的制備，發現樣件存在由底部向上擴展的裂紋，隨著激光功率的增加，裂紋的長度及開口寬度逐漸減小。分析認為成形樣件中的拉應力大小與激光功率成反比。此外，昆士蘭大學的Fan等[29]利用LDED技術成形YSZ樣件時，研究了不同激光功率下樣件橫截面上的裂紋密度，結果表明激光功率由250 W增加到325 W時，裂紋密度逐步降低，而當激光功率進一步增大到350 W時，較大激光功率和較低冷卻速度導致成形樣件晶粒粗大，反而會導致裂紋數量增加。

筆者課題組[67]在研究LDED制備薄壁樣件的過程中探討了掃描速度及層間提升量對樣件開裂行為的影響，發現對于成形相同尺寸的樣件，隨著掃描速度及層間提升量的增加，樣件的裂紋均呈單調減少趨勢。在較高的掃描速度及較大的層間提升量條件下，更容易獲得無裂紋的成形樣件。分析認為這是由于在更短的時間內完成相同體積樣件的制備，降低了樣件中的溫度梯度，避免了較高熱應力的形成。基于此實現了200 mm以上單維大尺寸純Al2O3陶瓷棒材制備，但成形樣件的極限截面尺寸仍未有效突破厘米量級。

研究表明，雖然通過工藝優化的方法進行裂紋抑制具有操作簡便、成本低的優點，但陶瓷材料高熔點與低熱導率的特性導致LDED過程中的溫度梯度較金屬材料更高，單純的工藝優化所實現的溫度梯度降低效果不明顯，最終達到的裂紋抑制效果相對有限，能夠實現無裂紋成形的工藝窗口較小，且這些工藝條件下成形的樣件還往往存在孔隙缺陷多、精度低及表面粗糙度差等其他問題，因此國內外學者逐漸開始嘗試在成形過程中耦合外場對凝固過程及開裂行為進行干預。

4.2 高溫預熱

根據熱彈性力學基本理論，營造高溫成形環境是降低成形過程溫度梯度及熱應力、實現裂紋抑制最直接的手段之一，是目前MGC構件LDED過程中嘗試最多的裂紋抑制方法。第四軍醫大學與西北工業大學合作開展了Al2O3/ZrO2共晶陶瓷構件的LDED成形研究，在基底預熱1000 ℃的條件下實現了尺寸為20 mm×8 mm×8 mm的無裂紋樣件的制備[42]。Su課題組則在基底預熱1300 ℃的條件下實現了Al2O3/YAG共晶陶瓷樣件的制備，樣件尺寸達到φ8 mm×70 mm[30]。在其最新的研究報道中，700 ℃基板預熱及樣件緩冷的方法被用于裂紋的抑制，實現了直徑4～5 mm、長度250 mm的Al2O3/GdAlO3/ZrO2陶瓷棒材的制備[31]。

研究表明，高溫輔助對于降低熱應力、抑制成形裂紋有一定的作用，但是基底預熱或粉床表面預熱等局部預熱方式對于陶瓷這種低熱導率材料整體溫度梯度的降低作用有限，即使在2000 ℃以上的高溫輔助下仍然難以實現大尺寸構件的無裂紋制備。

4.3 第二相摻雜

MGC構件成形過程中的開裂行為除受應力影響外，構件本身的組織性能特征也具有決定性作用。采用材料復合化或第二相摻雜的方法，在熔池中原位自生或者添加第二相強韌化粒子可以對MGC構件凝固行為及微觀組織特征進行調控，從而一定程度上實現裂紋的抑制。筆者課題組[62-63,67]在制備Al2O3陶瓷及Al2O3/ZrO2復合陶瓷的過程中通過添加SiC顆粒及C纖維，在組織中形成了裂紋釘扎、裂紋偏轉及裂紋橋接等效應，有效地實現了裂紋的抑制，獲得了截面尺寸為20～30 mm的無裂紋樣件(圖8(a))。

圖8 材料復合化裂紋抑制效果[63,67,69] (a)SiCP摻雜；(b)ZrO2摻雜；(c)TiO2摻雜Fig.8 Crack suppression effect of composite materials[63,67,69] (a)SiCP doping;(b)ZrO2 doping;(b)TiO2 doping

此外，現有研究發現，單相陶瓷樣件的開裂程度往往遠大于復合陶瓷。這是由于在熔池凝固后期，初生晶粒間的液相補充不足容易形成晶間液膜，進而產生結晶裂紋，最終在熱應力作用下擴展形成宏觀裂紋。因此，在單相陶瓷中摻雜少量的共晶元素具有顯著的裂紋抑制效果。如在純Al2O3陶瓷中摻雜5%的ZrO2，裂紋數量降低了近40%，而添加TiO2則可以原位生成低熱膨脹系數的鈦酸鋁，直接降低成形過程中的熱應力，具有更加顯著的裂紋抑制效果(圖8(b),(c))[69]。

4.4 超聲輔助

超聲振動引起的空化、聲流、加熱等效應不僅可以改善凝固組織、細化晶粒，而且可以緩解溫度梯度，降低熱應力，兩種效果綜合作用將有利于抑制MGC樣件在LDED過程中的開裂。Cong課題組[26]利用超聲輔助LDED技術進行了ZrO2/Al2O3塊體結構的制備，探討了超聲場對成形過程裂紋的抑制效果。隨著超聲功率的施加，塊體成形結構中的裂紋得到明顯抑制，最終實現了7 mm×7 mm×10層結構的無裂紋成形。

研究表明，超聲振動輔助對于裂紋抑制及微觀組織調控具有一定的作用，但超聲振動引起的各種物理效應對于緩解溫度梯度形成的高應力作用相對有限，目前所實現的無裂紋樣件截面尺寸仍然在厘米級以下。此外，與超聲輔助在微觀組織調控中的問題類似，利用超聲輔助增材制造的耦合方式一般采用間接耦合方式將超聲波引入熔池，超聲源往往置于基板下方。隨著成形高度的增加，超聲振動強度會迅速衰減而失去效果，因此該耦合方式尚不適用于較大尺寸結構的成形。超聲振動輔助裂紋抑制方法的實際應用還有待于隨動超聲振動技術與裝備的發展及驗證。

5 未來發展趨勢

LDED技術為MGC構件快速低成本制備提供了全新的技術方案，現有研究已充分驗證了該方案的技術可行性，并展現出其在材料控制及結構成形方面的顯著優勢。然而，目前LDED技術制備的MGC材料在微觀組織方面還存在諸多缺陷，穩定的宏觀性能與傳統燒結陶瓷還存在一定差距，而且還存在較為嚴重的開裂行為。這些問題將MGC-LDED技術限制在實驗研究階段，制約了其走向工程應用。為解決上述問題，推動MGC-LDED技術實現最終應用，還需要在以下關鍵領域進行深入研究。

(1)陶瓷熔化凝固行為、微觀組織形成機理及調控方法

LDED制備的陶瓷材料微觀組織與傳統的燒結致密化陶瓷顯著不同，更多地呈現凝固特征，且組織多樣性明顯。同時，與傳統的燒結致密化陶瓷相比，LDED制備的陶瓷樣件還存在晶粒粗大、組織不均勻、孔隙缺陷多等不足，在宏觀性能上尚未達到傳統燒結及定向凝固的水平，而且還存在較為嚴重的各向異性。目前，陶瓷構件傳統的固相燒結機理相對成熟，但陶瓷凝固機理的理論體系尚不完善。借助先進的在線監測手段及數值仿真技術，深入認識陶瓷熔體在LDED過程中的熱質傳輸規律及凝固行為、明確成形樣件在局域熔化凝固狀態下的微觀組織形成機理，是未來發展組織調控方法、實現更高比例的等軸細晶和更小尺寸缺陷的關鍵理論基礎。在明確MGC構件微觀組織形成機理的基礎上，為進一步滿足實際應用需求，有必要針對晶粒粗大、組織不均勻及孔隙缺陷多等現有組織缺陷開展系統的組織調控方法研究，明確輔助外場在凝固過程中的干預機制及作用規律。

(2)成形樣件開裂機理及抑制方法

由高熱應力及材料本征脆性導致的開裂問題制約了大尺寸MGC樣件的LDED成形及其工程應用，是目前MGC-LDED技術迫切需要解決的問題。相比于金屬構件在LDED過程中的變形及開裂規律，MGC構件的開裂行為有其特殊性。準確把握高脆性MGC構件在LDED過程中的熱力演變規律、深入認識其在循環熱應力作用下的開裂機理，是未來發展有效的裂紋抑制方法的前提。而對于開裂抑制方法的研究，除一方面需要開展LDED過程熱應力主動控制的系統研究外，進一步發展針對MGC-LDED過程的增韌方法也是十分必要的。

(3)適合MGC-LDED技術的專用材料開發及成形材料種類的突破

目前MGC-LDED技術中使用的原料主要是為燒結工藝或噴涂工藝設計的粉末產品，其規格及化學組成并不完全適合LDED技術，開發MGC-LDED專用粉末材料是解決組織性能缺陷的重要方法之一。另一方面，目前應用LDED技術制備的MGC材料種類以氧化物陶瓷為主，其在更耐高溫的碳化物、氮化物陶瓷以及功能陶瓷等其他重要陶瓷材料制備方面的可行性及成形效果還有待進一步研究。合適的粉末制備方法，例如在碳化物和氮化物等粉末表面包覆氧化物層，更嚴格的無氧環境對LDED技術制備碳化物和氮化物陶瓷材料無疑是有益的。此外，傳統燒結工藝中使用的短纖維、硬質顆粒等增強增韌相在MGC-LDED過程中存在高溫熔化或分解問題，難以有效地發揮強韌化效果。因此，進一步開發適合MGC-LDED過程的強韌化添加材料對于改善MGC構件組織性能、抑制成形過程開裂行為同樣至關重要。

(4)后續熱處理及加工工藝

熱處理對于調控MGC樣件微觀組織及內部殘余應力有重要影響。熱處理方法在LDED制備的金屬構件組織性能改善及應力控制方面的有效性已得到充分驗證，但目前針對MGC構件的熱處理研究尚不完善，探索并積累針對不同MGC材料的熱處理工藝制度對于最終推動MGC-LDED技術走向實際應用至關重要。此外，近凈尺寸構件的直接成形為后續的高精度加工帶來了極大挑戰，如何進行MGC成形樣件的加工、高質量地實現零件的最終尺寸及形狀精度也是需要重點考慮的內容。

(5)宏觀力學性能及高溫性能數據完善與積累

陶瓷材料在高能束作用下的熔化凝固賦予其完全不同于傳統燒結方法的新的組織特征，有望展現出更加優異的常溫及高溫力學性能。完善的力學性能數據是指導未來研究方向及為零件設計提供參考的重要依據。然而，目前關于MGC構件宏觀力學性能及高溫性能的報道還較少，不同MGC材料的性能數據還極不完善，工藝條件、組織特征與成形構件力學性能之間的關聯關系也尚不明確。為實現MGC-LDED技術的推廣應用，未來需要針對MGC構件力學性能決定因素開展研究，進一步完善MGC構件常溫/高溫抗彎強度、抗壓強度等性能數據，為MGC-LDED技術的最終應用提供參考。