基于多絲電弧增材制造研究現(xiàn)狀

電弧增材制造（ wire arc additive manufacturing ，WAAM）技術(shù)以金屬絲材為原材料，電弧或等離子弧作為熱源，逐層堆積成形三維實(shí)體零件 [1] 。基于單絲電弧增材制造技術(shù)發(fā)展而來的多絲電弧增材制造（Multi-wire arc additive manufacturing ，M-WAAM）技術(shù)，支持將不同種金屬絲材同時(shí)送入熔池，通過調(diào)節(jié)不同金屬絲材的送絲速度和鎢極角度，利用原材料各自的性能優(yōu)勢，制造具有某種或者多種特殊性能的結(jié)構(gòu)件，在成分設(shè)計(jì)上展現(xiàn)出高度的靈活性 [2] 。M-WAAM 技術(shù)不但具有傳統(tǒng) WAAM 技術(shù)設(shè)備成本低、成形效率高、生產(chǎn)周期短等優(yōu)勢，還突破了 WAAM 對商用焊絲的依賴，極大地拓寬了可制備材料的種類范圍，進(jìn)一步推動(dòng)了WAAM 技術(shù)在航空航天、汽車制造等高性能需求領(lǐng)域的廣泛應(yīng)用 [3-4] 。在工業(yè) 4.0 智能化制造的時(shí)代背景下，M-WAAM 技術(shù)憑借其獨(dú)特優(yōu)勢，有望成為未來先進(jìn)智能制造的主流技術(shù)之一，滿足日益復(fù)雜的生產(chǎn)需求，朝著數(shù)字化、智能化的發(fā)展方向邁進(jìn)。

本文主要介紹了 M-WAAM 制備高性能鈦合金、鋁合金以及功能梯度材料（functionally graded materials，F(xiàn)GMs）、高熵合金（high entropy alloys，HEAs）和金屬間化合物（intermetallic compound，IMC）等先進(jìn)材料的研究進(jìn)展，并總結(jié)了 M-WAAM 制備金屬材料的常見缺陷以及面臨的關(guān)鍵問題，提出了相應(yīng)的解決措施，并對 M-WAAM 未來發(fā)展方向進(jìn)行展望。

1、 多絲電弧增材制造技術(shù)

依據(jù)M-WAAM成形過程中熱源性質(zhì)的不同，M-WAAM工藝設(shè)備包括：鎢極氣體保護(hù)焊（gas tungsten arc welding，GTAW）、等離子弧焊（plasma arc welding，PAW）以及熔化極氣體保護(hù)焊（Gas metal arc welding，GMAW）三類。以鎢極為熱源的M-WAAM技術(shù)載流能力有限，沉積效率較低，僅為1~2 kg/h [5] ，成形原理如圖1（a）所示。圖1（b）為基于PAW的M-WAAM工藝成形原理圖。與上述基于GTAW的M-WAAM工藝相比，基于PAW的M-WAAM技術(shù)熱量更為集中，便于控制成形過程中的熱輸入，同時(shí)成形構(gòu)件的外觀形貌也更容易控制 [6] 。第三類基于GMAW的M-WAAM采用同軸送絲的方式成形三維實(shí)體零件，原理如圖1（c）所示。基于GMAW的M-WAAM工藝具有較高的熱輸入以及沉積效率，但存在較大的殘余應(yīng)力，同時(shí)易出現(xiàn)變形、飛濺等缺陷 [7] 。圖1（d）所示為基于GMAW的M-WAAM實(shí)用設(shè)備，圖1（e）和（f）分別展示了基于GTAW和PAW的M-WAAM實(shí)用設(shè)備。目前，基于GMAW的改進(jìn)技術(shù)冷金屬過渡（cold metal transfer，CMT）技術(shù)也廣泛應(yīng)用于M-WAAM，有效的減少了沉積過程中的熱輸入和試樣變形，Karim等 [8] 采用基于CMT的M-WAAM技術(shù)成功制備了不銹鋼/鋁雙金屬結(jié)構(gòu)，研究發(fā)現(xiàn)低熱輸入的條件實(shí)現(xiàn)了雙金屬結(jié)構(gòu)的無缺陷制造。

圖1 M-WAAM原理和設(shè)備圖 （a）基于GTAW的M-WAAM原理圖 [9] ;（b）基于PAW的M-WAAM原理圖 [10] ;（c）基于GMAW的M-WAAM原理圖 [11] ;（d）基于GMAW的M-WAAM設(shè)備圖 [12] ；（e）基于GTAW的M-WAAM設(shè)備圖 [9] ；（f）基于PAW的M-WAAM設(shè)備圖 [12]

Fig.1 M-WAAM schematic and equipment diagram: (a) M-WAAM schematic diagram based on GTAW [9] ; (b) M-WAAM schematic diagram based on PAW [10] ; (c) M-WAAM schematic diagram based on GMAW [11] ;(d) M-WAAM equipment diagram based on GMAW [12] ; (e) M-WAAM equipment diagram based on GTAW [9] ; (f) M-WAAM equipment diagram based on PAW [12]

依據(jù)M-WAAM成形過程中電弧模式的不同，該技術(shù)可以劃分為單弧多絲、多弧多絲WAAM兩類。單弧多絲WAAM過程兩種或多種金屬同時(shí)熔化，通過調(diào)節(jié)金屬絲材送入熔池的比例來調(diào)控成形構(gòu)件的化學(xué)成分，原位合金化成形具有特定成分的構(gòu)件 [13] 。Huang等 [14] 采用基于單電弧多絲的電弧增材制造技術(shù)，通過送入額外的Al絲與CoFeNi絞股焊絲原位合金化，制備出高抗拉強(qiáng)度的AlCoFeNi共晶HEAs。然而，基于GTAW的M-WAAM存在沉積效率低的問題，多電極WAAM系統(tǒng)的引入大幅度提升了絲材熔化的效率，同時(shí)可以改善電弧形態(tài)，在一定程度上解決其在高沉積電流條件下產(chǎn)生的凹坑、咬邊等缺陷 [15] 。Zhou等 [16] 通過四鎢極耦合電弧雙絲增材制造的方式制備了00Cr13Ni5Mo不銹鋼試樣，其沉積效率可以達(dá)6.24 kg/h。Han等人 [17] 研究發(fā)現(xiàn)雙電極的使用沉積過程中電流密度更加均勻，有效地避免了熔池過熱，相較于單電弧其沉積效率提升近一倍。同時(shí)，基于多電極的多機(jī)器人協(xié)調(diào)WAAM系統(tǒng)的研究，進(jìn)一步推動(dòng)了M-WAAM技術(shù)在復(fù)雜結(jié)構(gòu)制備方面的發(fā)展。

Arbogast等 [18] 開發(fā)了一種多機(jī)器人智能M-WAAM系統(tǒng)，并提出了可擴(kuò)展的實(shí)時(shí)沉積路徑分配策略，實(shí)現(xiàn)了M-WAAM過程中絲材以及電源的異步協(xié)調(diào)運(yùn)動(dòng)，大幅提高了生產(chǎn)制造效率。

M-WAAM技術(shù)可以滿足不同成分金屬材料的制備要求，具體如圖2所示，F(xiàn)GMs、HEAs及IMCs等先進(jìn)金屬材料的制備均可以通過M-WAAM實(shí)現(xiàn) [19-21] 。此外，對于高性能Al-Mg-Cu、Al-Zn-Mg-Cu鋁合金等室溫條件下塑性較低難以拉拔成絲材的金屬材料而言，M-WAAM也展現(xiàn)了其巨大的應(yīng)用潛力，更好的滿足了航空航天、能源工程和交通運(yùn)輸?shù)阮I(lǐng)域?qū)Ξa(chǎn)品苛刻條件服役的應(yīng)用需求 [22] 。He等 [23] 開發(fā)的多絲協(xié)同WAAM設(shè)備已經(jīng)應(yīng)用于大型船舶螺旋槳支架的制備，其制造效率提升4.7倍。應(yīng)用于重大工程領(lǐng)域的高性能大型金屬構(gòu)件艦船艉軸架、運(yùn)載火箭過渡端框架以及高層建筑多向鋼節(jié)點(diǎn)均也可以通過M-WAAM技術(shù)進(jìn)行制備。

圖 2 M-WAAM 分類與應(yīng)用 [24-27]

Fig.2 M-WAAM classification, materials and applications [24-27]

2、 多絲電弧增材制造研究現(xiàn)狀

2.1 制備傳統(tǒng) 金屬材料

WAAM 工藝常用于鈦合金、鎳基合金、鋁合金以及不銹鋼材料的制造過程 [28-31] 。盡管隨著 WAAM 商用焊絲的發(fā)展，已經(jīng)可以通過單一絲材 WAAM 工藝制備上述材料，但原料成本、生產(chǎn)效率、構(gòu)件強(qiáng)度、性能以及商用焊絲種類仍受限。Teng 等 [32] 通過 M-WAAM 工藝分別沉積了 Ti-6Al-4V 和 Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si 合金構(gòu)件，成形過程中四組送絲裝置同時(shí)工作，大幅度提高了沉積效率。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，M-WAAM 成形試樣均為鈦合金典型的網(wǎng)籃狀結(jié)構(gòu)，Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si 合金的結(jié)構(gòu)更加致密，層狀 α-Ti 的長度和寬度顯著減小，如圖 3（a）所示。晶粒尺寸較小的 Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si 具有更高的抗壓強(qiáng)度，可達(dá) 1860.95 MPa。

此外，該課題組還探究了 M-WAAM 過程中不同沉積電流對 Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si 的耐腐蝕性能的影響。結(jié)果表明，成形試樣在電化學(xué)腐蝕過程中形成了穩(wěn)定鈍化膜，樣品的耐腐蝕性能隨沉積電流的提升呈現(xiàn)下降趨勢 [33] 。由于復(fù)雜熱循環(huán)的存在，M-WAAM 制備鈦合金結(jié)構(gòu)件時(shí)往往會(huì)產(chǎn)生粗大且跨層生長的原始 β 柱狀晶組織，導(dǎo)致構(gòu)件的力學(xué)性能下降。通過添加合金元素的方式細(xì)化晶粒成為提高 WAAM 鈦合金結(jié)構(gòu)件力學(xué)性能的關(guān)鍵。Zhang 等 [34] 以 Ti-6Al-4V、ERNi-1 絲材為原料，通過 M-WAAM 原位合金化，制備了 Ti-6Al-4V-7.5Ni 合金。對圖 3（b），（c）所示全景圖進(jìn)行觀察可以發(fā)現(xiàn)，添加 Ni元素消除了跨層生長的柱狀晶，實(shí)現(xiàn)了晶粒的細(xì)化，促進(jìn)柱狀晶向等軸晶轉(zhuǎn)變。納米級析出相 Ti 2 Ni 的存在具有沉淀強(qiáng)化和晶粒細(xì)化的作用，成形試樣平均顯微硬度較 Ti-6Al-4V試樣提升 38.9%，平均極限抗拉強(qiáng)度提升 26.5%，具體如圖 3（d），（e）所示。除此之外，該課題組還以 Ti-6Al-4V、Cu 焊絲為原材料制備了 Ti-6Al-4V-8.5Cu 合金。通過對成形構(gòu)件顯微組織觀察發(fā)現(xiàn)Ti-6Al-4V-8.5Cu 構(gòu)件的晶粒明顯細(xì)化，初始 β 晶粒不隨沉積層的增加而長大。根據(jù)圖 3（f），（g）所示硬度與拉伸測試結(jié)果可知，Ti 2 Cu 析出相的晶粒細(xì)化作用使成形構(gòu)件的力學(xué)性能顯著高于純 Ti-6Al-4V 構(gòu)件，其硬度

與極限抗拉強(qiáng)度分別提升 8.74%和 20.8% [35] 。通過 M-WAAM 技術(shù)進(jìn)行原位合金化，Cu、Ni 等合金元素的添加打破了鈦合金中原始 β 晶粒的柱狀生長進(jìn)而實(shí)現(xiàn)晶粒的細(xì)化，展現(xiàn)了 M-WAAM 制備新型高強(qiáng)度鈦合金的前景。

目前，鋁合金 M-WAAM的研究主要集中于制備 2000系和 7000系鋁合金，以 Al-Mg-Cu合金和 Al-Zn-Mg-Cu 合金為典型代表。Al-Mg-Cu 合金因其高比強(qiáng)度以及優(yōu)異的機(jī)械性能廣泛應(yīng)用于航空航天工業(yè)領(lǐng)域 [36] 。然而，由于商用焊絲的限制，無法使用單絲電弧增材制造的方式直接制備高強(qiáng)度 Al-Mg-Cu合金。Qi等 [37] 為了解決上述問題，采用 ER2319 以及 ER5087 鋁合金焊絲為原材料，通過調(diào)節(jié) WAAM 過程中兩焊絲送入熔池的比例成功制備了 Al-3.6Cu-2.2Mg、Al-4Cu-1.8Mg 和 Al-4.4Cu-1.5Mg 鋁合金構(gòu)件。圖 3（h）所示拉伸測試結(jié)果顯示成形構(gòu)件的極限抗拉強(qiáng)度約為（280±5） MPa，而 WAAM 制備的 2219 鋁合金極限抗拉強(qiáng)度僅達(dá)到 237 MPa，適量的添加 Mg 元素提高了 Al 合金試樣的強(qiáng)度性能。此外，該課題組還研究了熱處理對 M-WAAM 制備 2024鋁合金微觀組織和力學(xué)性能的影響。研究發(fā)現(xiàn)，熱處理后微觀組織中的枝晶形態(tài)消失，圖 3（i）XRD 測試結(jié)果顯示 T4 與 T6 熱處理后試樣的微觀相組成均轉(zhuǎn)變?yōu)?α-Al 和 θ（Al 2 Cu）相，試樣的顯微硬度分別提升 44%和52%，但是在拉伸測試表現(xiàn)出了明顯的各向異性，T4 和 T6 熱處理后試樣垂直方向抗拉強(qiáng)度與水平方向抗拉強(qiáng)度差值接近 400 MPa [38] 。Al-Zn-Mg-Cu合金具有高強(qiáng)度、高韌性以及優(yōu)異的耐腐蝕性能，但由于塑性較差難以拉拔成絲材，無法滿足 WAAM 對于商用 Al-Zn-Mg-Cu 合金焊絲的需求，需要依靠多種絲材的原位合金化制備高強(qiáng)度鋁合金構(gòu)件 [39] 。Yu等 [40] 采用M-WAAM工藝，使用ER5356（Al-5Mg）鋁合金焊絲、ER2319（Al-6.3Cu）鋁合金焊絲、純 Zn 焊絲原位合金化制備了 Al-2.6Cu-2.6Mg-6.6Zn 鋁合金構(gòu)件，具體實(shí)驗(yàn)過程如圖 3（j）所示。

采用 WAAM工藝成形的構(gòu)件硬度與鑄件相似，均在 95~115HV范圍內(nèi)，其水平方向的抗拉強(qiáng)度（240 MPa）明顯高于垂直方向抗拉強(qiáng)度（160 MPa），表現(xiàn)出了明顯的各向異性。Chen 等 [41] 采用三絲 WAAM 系統(tǒng)成功制備了與 Yu 等 [40] 成分相同的 7050 鋁合金并對其裂紋擴(kuò)展機(jī)理進(jìn)行了研究。根據(jù)圖 3（k-m）所示實(shí)驗(yàn)結(jié)果，沉積完成后構(gòu)件底部的等效應(yīng)力明顯高于構(gòu)件中心高度的等效應(yīng)力，在構(gòu)件產(chǎn)生宏觀裂紋的區(qū)域垂直方向存在較高的拉應(yīng)力，從而產(chǎn)生橫向裂紋。Wang 等 [22] 通過 M-WAAM 原位合金化制備了以 S（Al 2 CuMg）、η（Mg(Al, Zn,Cu) 2 ）、和 η′為主要相的 Al-5.7Zn-3.4Mg-1.6Cu 合金。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，WAAM 工藝制備的鋁合金試樣力學(xué)性能高于鑄態(tài) Al-Zn-Mg-Cu 合金，其平均硬度、抗拉強(qiáng)度和伸長率分別為 98.6HV、243.9 MPa 和 5.9%。針對WAAM 制備鋁合金工藝窗口的研究也十分廣泛。Zhang 等 [42] 采用響應(yīng)面法和 NSGA-II.對 CMT-P 電弧增材制造制備 2024鋁合金工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化，在送絲速度為 3.5 m/min，焊炬移動(dòng)速度為 7.20 mm/s，比例系數(shù)為 2時(shí)，孔隙率和表面粗糙度最小。Lv等 [43] 基于廣義模糊合成運(yùn)算法則，構(gòu)建 WAAM鋁合金工藝參數(shù)、孔隙率以及拉伸性能的對應(yīng)法則，通過對不同工藝參數(shù)下成形試樣的質(zhì)量進(jìn)行評估，得到最優(yōu)工藝參數(shù)組合，當(dāng)送絲速度為5 m/s，焊炬移動(dòng)速度為 0.025 m/s 時(shí)，成形試樣具有最低的孔隙率以及優(yōu)異的抗拉強(qiáng)度。M-WAAM 技術(shù)打破了商用鋁合金焊絲的限制，通過多絲進(jìn)給、原位合金化的方式實(shí)現(xiàn)了高強(qiáng)度 Al-Mg-Cu、Al-Zn-Mg-Cu 等合金的制備。此外，北京工業(yè)大學(xué)還開展了 M-WAAM 技術(shù)制備鋁合金復(fù)合材料的研究，以 7075 和 5356 鋁合金焊絲為原材料，采用交替沉積策略制備出具有優(yōu)異綜合性能的鋁合金層狀復(fù)合材料 [44] 。對于鋁合金的 M-WAAM而言，合理的優(yōu)化工藝參數(shù)、沉積策略以及熱處理工藝以降低氣孔的產(chǎn)生的概率是十分重要的。

圖3 M-WAAM制備傳統(tǒng)金屬材料 （a）鈦合金構(gòu)件成形示意圖及顯微組織 [32] ; （b），（c）Ti-6Al-4V和Ti-6Al-4V-7.5Ni構(gòu)件金相全景圖 [34] ； （d），（e）Ti-6Al-4V和Ti-6Al-4V-7.5Ni合金顯微硬度和拉伸測試結(jié)果 [34] ；（f），（g） Ti-6Al-4V和Ti-6Al-4V-8.5Cu顯微硬度和拉伸測試結(jié)果 [35] ；（h）Al-xCu-xMg 合金拉伸測試結(jié)果 [37] ；（i）2024鋁合金及其經(jīng)T4、T6熱處理后XRD結(jié)果 [38] ；（j）三絲電弧增材制造Al-Zn-Mg-Cu合金系統(tǒng) [40] ；（k），（l）Al-Zn-Mg-Cu合金裂紋形貌 [41] ；（m）垂直方向應(yīng)力采集結(jié)果 [41]

Fig.3 Preparation of traditional metal materials by M-WAAM (a) the schematic diagram and microstructure of Ti alloys [32] ; (b), (c)Ti-6Al-4V and Ti-6Al-4V-7.5Ni alloy metallographic panorama [34] ; (d), (e) microhardness and tensile test results of Ti-6Al-4V and Ti-6Al-4V-7.5Ni alloys [34] ; (f), (g)Microhardness and tensile test results of Ti-6Al-4V and Ti-6Al-4V-8.5Cu [35] ; (h)Al-xCu-xMg alloy tensile test results [37] ; (i)2024 aluminum alloy and its XRD results after T4 and T6 heat treatment [38] ; (j)three-WAAM Al-Zn-Mg-Cu system [40] ; (k), (l)crack morphology of Al-Zn-Mg-Cu [41] ; (m) vertical stress acquisition results [41]

不銹鋼材料歷史悠久，常用不銹鋼材料304、316、308等焊絲在WAAM方面的研究也日漸擴(kuò)大，如何制備高性能不銹鋼材料成為WAAM不銹鋼材料的關(guān)鍵。Théodore等 [45] 使用奧氏體304L不銹鋼和鐵素體430不銹鋼為原材料，通過基于TIG的雙絲電弧增材制造（Dual-wire arc additive manufacturing，D-WAAM）系統(tǒng)成形了不銹鋼單壁墻試樣，成形構(gòu)件的殘余應(yīng)力與應(yīng)變分別降低40%和67%。對于單一種類絲材的M-WAAM研究還會(huì)以提高沉積效率為方向。Feng等 [46] 采用基于PAW的D-WAAM工藝成功制備高性能Cr-Ni不銹鋼構(gòu)件。經(jīng)對比發(fā)現(xiàn)，與單絲電弧增材制造工藝相比，D-WAAM工藝的沉積效率平均提高了1.06倍，沉積層界面的微觀組織由不完全生長的等軸晶轉(zhuǎn)變?yōu)橥耆L的等軸晶，使成形試樣的拉伸強(qiáng)度和伸長率分別提高10.2%和176%。

Zhang等 [47] 采用旁路耦合三絲間接WAAM工藝成功制備了Q345低碳鋼單壁墻試樣，經(jīng)計(jì)算該工藝沉積速率高達(dá)13.3 kg/h，且旁路系統(tǒng)的電流調(diào)節(jié)作用有效降低了增材制造過程中的熱輸入，避免了試樣成形不良現(xiàn)象的出現(xiàn) 。由此可見，基于WAAM改進(jìn)的多絲間接電弧增材制造技術(shù)可以減少成形過程中的熱輸入，降低成形試樣的殘余應(yīng)力與變形，同時(shí)可以在一定程度上避免粗大晶粒的產(chǎn)生，在制備高強(qiáng)度不銹鋼材料方面展現(xiàn)了巨大的潛力。對于鎳基合金而言，其典型代表Inconel 625、Inconel 718等商用焊絲的發(fā)展已經(jīng)非常成熟，可以實(shí)現(xiàn)單絲電弧增材制造高強(qiáng)度鎳基合金 [48] 。對于鎳基合金的M-WAAM而言，常用于與其他材料如不銹鋼、鈦合金等進(jìn)行連接，制備多材料結(jié)構(gòu)，以滿足航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)等對零件結(jié)構(gòu)-性能一體化的應(yīng)用需求 [49-50] 。

M-WAAM技術(shù)突破了傳統(tǒng)商用焊絲發(fā)展不足的限制，擴(kuò)大了M-WAAM制備材料的種類范圍，使得更多復(fù)雜形狀和結(jié)構(gòu)的部件能夠得以制備。對于傳統(tǒng)金屬材料的制備而言，采用M-WAAM主要是為了提高沉積效率以及材料利用率，并大幅縮短制備周期。同時(shí)，采用M-WAAM技術(shù)，可以通過旁路送絲系統(tǒng)添加溶質(zhì)元素、采用間接電弧增材制造等方式，在提高沉積效率的同時(shí)有效改善成形試樣的微觀組織，從而提升其力學(xué)性能。M-WAAM技術(shù)多種絲材同時(shí)進(jìn)給和原位合金化的成形方式為WAAM制備金屬材料的性能強(qiáng)化提供了可行途徑，推動(dòng)了制造領(lǐng)域的創(chuàng)新發(fā)展，為傳統(tǒng)金屬材料制備帶來了新的思路。然而，采用多絲電弧增材制造技術(shù)制備金屬材料仍存在成型精度不足、力學(xué)性能各向異性等問題亟待解決，如何解決上述問題將是未來研究的重點(diǎn)。

2.2 制備先進(jìn)金屬材料

2.2.1 制備功能梯度材料

航空航天、能源工程等領(lǐng)域極端苛刻的服役環(huán)境要求產(chǎn)品具有良好的環(huán)境適應(yīng)性能以及多功能耦合的功能特性，單一金屬材料很難滿足上述要求，該問題成為當(dāng)前亟待解決的問題 [51] 。M-WAAM 的發(fā)展為異質(zhì)金屬材料功能-結(jié)構(gòu)一體化近凈成形提供了良好的解決方案，符合航空航天領(lǐng)域高性能、低成本、高可靠性的發(fā)展方向。FGMs 作為一種復(fù)雜的異質(zhì)材料，其化學(xué)成分和機(jī)械性能可以發(fā)生緩慢的變化，實(shí)現(xiàn)同一構(gòu)件不同位置具有不同性能的目的 [52] 。WAAM 多種絲材同時(shí)進(jìn)給的成形方式為 FGMs 提供了良好的的制備途徑，通過調(diào)節(jié)絲材送入熔池的比例來達(dá)到預(yù)設(shè)的梯度成分 [53] 。

Zhang 等 [54] 采用 D-WAAM 工藝，通過改變 304 不銹鋼和 Fe-40Al 絲材的送絲速度實(shí)現(xiàn)了 Al/Fe 含量比由0%至40%的精確變化，能譜檢測結(jié)果進(jìn)一步驗(yàn)證了上述結(jié)論，如圖 4（a），（b）所示。鎳基高溫合金與不銹鋼組成的復(fù)合材料具有高強(qiáng)度、高韌性以及良好的耐高溫腐蝕性能[55-56] 。Sasikumar 等 [49] 采用基于 GMAW 的WAAM 工藝成功制備了 316L 不銹鋼/Inconel 625 FGM。通過該工藝制備的 FGM 成形良好，界面區(qū)域 SEM 圖像未觀察到凝固裂紋。但由于實(shí)驗(yàn)過程中未設(shè)計(jì)成分逐級過渡，導(dǎo)致界面處組織發(fā)生急劇變化，如圖 4（c）所示。盡管不銹鋼和鎳基高溫合金中的主要元素 Fe、Cr 和 Ni 可以高度互溶并且具有相似的面心立方（FCC）晶格結(jié)構(gòu)，但成分梯度的設(shè)計(jì)對不銹鋼和鎳基高溫合金組成的 FGM 微觀組織和力學(xué)性能仍具有較大的影響 [57] 。Zhang 等 [57] 嘗試對 WAAM 制備 Inconel 625/HSLA 鋼異質(zhì)合金進(jìn)行梯度策略的優(yōu)化。與圖 4（d）所示等變量策略相比，圖 4（e）所示優(yōu)化后的梯度策略有效的避免了 70% HSLA 鋼-30% Inconel 625 和 60% HSLA 鋼-40%Inconel625 低強(qiáng)度區(qū)域以及高 Laves 相含量區(qū)域。在室溫和高溫拉伸測試的過程中，極限抗拉強(qiáng)度分別提升13.4%和 15.1%，如圖 4（f）所示。通過 M-WAAM 工藝實(shí)現(xiàn)了高強(qiáng)度 Inconel 625/HSLA 鋼 FGM 的制備。Yu等 [58] 也基于此進(jìn)行了嘗試，采用 M-WAAM 制備的 316L 不銹鋼/Inconel 625 FGM，并未觀察到裂紋與氣孔。該研究突破了以往研究大多采用 GTAW和 GMAW 工藝的局限性，證明了基于 PAW 的 M-WAAM 工藝制備 FGMs的可行性。Amiri 等 [59] 采用 M-WAAM 工藝實(shí)現(xiàn)了普通碳鋼、316L 不銹鋼與 Inconel 625 高溫合金的連接，具

體宏觀形貌如圖 4（g）所示。圖 4（f）所示 EDS 結(jié)果表明不銹鋼與鎳基高溫合金界面結(jié)合良好，拉伸過程中并未在該區(qū)域發(fā)生斷裂，如圖 4（i）所示，證明了該工藝制備先進(jìn)功能梯度材料的可行性與前景。

圖4 M-WAAM制備FGM （a），（b） Fe/Al 梯度材料金相全景圖及化學(xué)成分 [54] ; （c） 316L不銹鋼/Inconel 625梯度材料EDS結(jié)果[49] ；（d） Inconel 625/HSLA鋼等變量梯度路徑 [57] ；（e）Inconel 625/HSLA鋼等優(yōu)化梯度路徑 [57] ；（f）室溫、高溫拉伸測試結(jié)果[57] ；（g）普通碳鋼/316L 不銹鋼/Inconel 625金相全景圖 [59] ；（h） 界面EDS結(jié)果 [59] ；（i）拉伸測試結(jié)果 [59] ；（j）M-WAAM制備Ti-6Al-4V/316L 不銹鋼FGM [60] ；（k）M-WAAM制備TA1/Inconel 625 FGM [61] ；（l）M-WAAM制備316L不銹鋼/Cu FGM [62]

Fig.4 Preparation of FGM by M-WAAM (a),(b) Metallographic panorama and chemical composition of Fe/Al FGM [54] ; (c) EDS results of 316L stainless steel/Inconel 625 FGM [49] ; (d) Inconel 625/HSLA steel isometric gradient path [57] ; (e)optimized gradient path of Inconel 625/HSLA steel [57] ; (f) room temperature and high temperature tensile test results [57] ; (g) ordinary carbon steel/316L stainless steel/Inconel 625 metallographic panorama [57] ; (h)interface EDS results [59] ; (i)tensile test results [59] ; (j)Ti-6Al-4V/316 L stainless steel FGM prepared by M-WAAM [60] ; (k)TA1/Inconel 625 FGM prepared by M-WAAM [61] ; (1)316 L stainless steel/Cu FGM prepared by M-WAAM [62]

M-WAAM 技術(shù)支持多種絲材同時(shí)送入熔池，能夠有效控制不同沉積層的材料成分，從而實(shí)現(xiàn)性能的梯度變化，滿足材料的多功能耦合特性。M-WAAM 技術(shù)的高度靈活性為 FGMs 的設(shè)計(jì)與制造提供了良好的途徑，有效拓寬了 FGMs 加工制造的材料種類和應(yīng)用范圍。目前，M-WAAM 技術(shù)已成功應(yīng)用于鈦合金/不銹鋼 FGMs[60] 、鈦合金/鎳基合金 FGMs [61] 和銅基合金/不銹鋼 FGMs [62] 等先進(jìn) FGMs 的制備，圖 4（j），（i）展示了采用M-WAAM 技術(shù)成形 FGMs 的超景深圖像。采用 M-WAAM 技術(shù)制備 FGMs 可以充分發(fā)揮其在材料控制、設(shè)計(jì)靈活性、制造效率以及成本控制等方面的優(yōu)勢，適應(yīng)復(fù)雜多變的工程需求 [63] 。一些由于熱、物理、化學(xué)性能差異較大而無法直接連接的異質(zhì)合金也可以采用梯度過渡方案，通過 M-WAAM 工藝進(jìn)行連接。然而，對于這類性能差異較大的合金而言，尋找最佳的工藝參數(shù)組合以及有效的熱輸入控制策略來控制成形過程中的熱應(yīng)力和熱變形仍是一個(gè)挑戰(zhàn)。通過不斷的技術(shù)創(chuàng)新以及工藝優(yōu)化，逐步解決上述問題，可以進(jìn)一步拓展 M-WAAM技術(shù)制備 FGMs 的應(yīng)用范圍和前景。

2.2.2 制備高熵合金

高熵合金（HEAs）是由五種或更多元素與原子組成范圍從 5%到35%不等的元素組合而成的，這些合金的混合熵越高，越能改善固溶相的隨機(jī)簡單結(jié)構(gòu)，與其他具有復(fù)雜化學(xué)成分的復(fù)雜相相比，HEAs 晶體結(jié)構(gòu)由簡單的固溶體相組成，如體心立方（FCC）、面心立方（BCC）、六方（HCP）或這些結(jié)構(gòu)的組合 [64] 。

對于 HEAs 的制備，目前最常用的制造方法是真空電弧熔煉工藝，該工藝在制造大尺寸和復(fù)雜形狀的零件時(shí)具有嚴(yán)重的局限性 [65] 。WAAM 在制備 HEAs 方面展現(xiàn)了巨大的潛力 [66-67] 。但是由于 HEAs 絲材難以拉拔，目前市面沒有相應(yīng)成分的商用 HEAs 絲材，研究人員們通過將多種絲材組合成一種絞股焊絲進(jìn)行電弧增材制造過程。

Shen 等 [68] 制備了一種由 7 根細(xì)金屬絲（2 根純 Ni 焊絲、2 根純 Al 焊絲、1 根純 Fe 焊絲、1 根純 Co 焊絲、1根304不銹鋼焊絲，絲材直徑均為0.6 mm）組成的絞股焊絲。其中， Fe焊絲作為中心線，其余的為外圍線。此外，將相同材料的絲材放置在相對的位置以確保沉積時(shí)成分的均勻性（如圖 5（b））。結(jié)果表明，通過適當(dāng)改變行進(jìn)速度，可以減少熱量輸入并實(shí)現(xiàn)更快的冷卻速率，產(chǎn)生細(xì)晶粒 HEA，從而提高力學(xué)性能。與鑄造樣品相比，絞股焊絲電弧增材制造制備的 HEA 的極限抗壓強(qiáng)度和延伸率分別提高了 4.1% 和 11.7%，如圖 5（c）所示。這表明，這種多股絞合焊絲的方法是可行的，同時(shí)也拓展了 WAAM 技術(shù)的應(yīng)用范圍，為利用增材制造技術(shù)開發(fā) HEAs 提供了一條新途徑。隨后，該組的 Lu 等 [69] 又通過使用這種絞股焊絲（如圖 5（d））和純 Al 絲搭建了 D-WAAM 系統(tǒng)，具體如圖 5（e）所示，用以制備具有成分梯度的 Alx-Co-Cr-Fe-Ni 體系的 HEAs，結(jié)果表明，隨著 Al 含量的增加，發(fā)生從 FCC+BCC 雙相到 BCC 單相的轉(zhuǎn)變，如圖 5（g）所示。合金硬度隨相比例變化增加至 397HV，底部區(qū)域具有最佳的抗壓強(qiáng)度和伸長率分別為 827.4 MPa 和 42.3%，BCC相比例的增加提高了頂部區(qū)域的耐磨性，但 Cr 元素在晶界的偏析導(dǎo)致晶界性能改變，使其脆性增加，如圖 5（h）所示。這項(xiàng)研究表明，D-WAAM 技術(shù)具有直接生產(chǎn)復(fù)雜成分的 HEAs 的潛力。

此外，Osintsev 等 [70] 也在致力于這種新型絞股焊絲增材制造的研究，他們在研究的過程中降了組合絲材的數(shù)量，使用純 Al 焊絲、Ni-Cr 焊絲和 Ni-Co 焊絲進(jìn)行組合（如圖 5（i）），但試樣中存在較多的析出相（如圖 5（j）） 。該課題組還采用純 Co 焊絲、Autrod 16.95 焊絲和 Ni-Cr 焊絲組合制備絞股焊絲，解決了由于純 Mn 和純 Cr 焊絲缺乏導(dǎo)致 WAAM 制備 Co-Cr-Fe-Mn-Ni 系 HEAs 困難的問題 [67] 。

Huang 等 [71] 同樣采用 7 種絲材（如圖 5（k，l）（3 根 Nb 絲、2 根 Ni-Cr 合金絲、1 根 Ta 絲和 1 根 Mo 絲組成，直徑均為 0.5 mm，1 根中心絲，6 根外圍絲）進(jìn)行組合制備了 Nb 37.7 Mo 14.5 Ta 12.6 Ni 28.16 Cr 7.04 合金，具體如圖5（m）所示。結(jié)果表明，絞股焊絲+GTAW 絲弧增材制造工藝可實(shí)現(xiàn) HEA 的快速成形制備。

圖5 M-WAAM制備HEA （a）絞絲電弧增材制造技術(shù)示意圖 [68] ;（b）絞股焊絲的3D模型 [68] ；（c） 應(yīng)力-應(yīng)變曲線和壓縮力學(xué)性能隨試樣的變化 [68] ；（d）絞股焊絲原理圖 [69] ；（e）雙絲沉積工藝原理圖 [69] ；（f）梯度高熵合金設(shè)計(jì)示意圖 [69] ；（g）梯度高熵合金樣品BD方向截面圖和局部放大圖 [69] ；（h）磨損軌跡的三維輪廓圖像和磨損表面的SEM圖像 [69] ；（i）研究中用于線弧增材制造的絞股焊絲 [70] ; （j）箭頭表示納米級析出相顆粒 [70] ；（k） NbMoTaNiCr絞股焊絲設(shè)計(jì)示意圖 [71] ；（l）絞股焊絲圖像 [71] ；（m）NbMoTaNiCr 樣品 [71]

Fig.5 Preparation of HEA by M-WAAM (a) combined cable WAAM technology diagram [68] ; (b)combined cable wire 3D model [68] ;(c)stress-strain curves and compressive mechanical properties with the change of the specimen [68] ; (d)combined cable wire schematic [69] ;(e)schematic diagram of double wire deposition process [69] ; (f)design schematic diagram of gradient HEA [69] ; (g)BD direction cross sectionnd local amplification map of gradient HEA [69] ; (h) three-dimensional contour image of wear trajectory and SEM image of wear surface [69] ; (i) three-core cable for WAAM [70] ; (j)the arrow represents nano-phase particles [70] ; (k)schematic diagram of NbMoTaNiCr cable structure design [71] ; (l)composite cable photo [71] ; (m)NbMoTaNiCr specimen [71]

難熔HEAs絲材制造成本高、耗時(shí)長，難以投入到實(shí)際生產(chǎn)過程。多股絞合高熵合金絲材作為一種經(jīng)濟(jì)、高效的新型絲材，廣泛應(yīng)用于HEAs的WAAM。通過調(diào)控絞股焊絲中不同金屬絲材的比例，可以精確控制M-WAAM技術(shù)制備HEAs的化學(xué)成分，極大的提高了制造過程的靈活性，顯著提高WAAM制備HEAs的制造效率[72] 。絞股焊絲與WAAM技術(shù)的結(jié)合，推動(dòng)了新型HEAs設(shè)計(jì)與研發(fā)，進(jìn)一步拓寬了HEAs在航空航天、能源工程以及汽車制造等領(lǐng)域的應(yīng)用范圍。

2.2.3 制備金屬間化合物

IMC 通常是指金屬與金屬之間或者準(zhǔn)金屬與金屬原子間按照一定的比例組成的具有長程有序晶體結(jié)構(gòu)的化合物。美國航空局曾經(jīng)對先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)使用材料種類進(jìn)行預(yù)測，結(jié)果顯示，Ni-Al、Ti-Al 以及 Fe-Al 等IMC 及其復(fù)合材料的使用占比接近 50%，具有非常廣闊的應(yīng)用前景 [73] 。比如，Ni-Al 系 IMC 常用于航空飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)的高壓渦輪中，被稱為最有希望替代 Inconel 625、Inconel 718 等鎳基高溫合金的高溫輕質(zhì)材料，使用溫度可以達(dá)到 1200 ℃ [74] 。但該類材料在拉拔的過程中容易發(fā)生脆性斷裂，無法直接獲得焊絲。因此，研究人員開始嘗試采用 M-WAAM 的方式制備 IMC。

Meng 等 [75] 以 Ni 絲和 Al 絲為原料，首次嘗試采用 D-WAAM 的方式制備 Ni-Al 系 IMC，探究了 Ni 含量對單壁墻試樣微觀組織和力學(xué)性能的影響。成形構(gòu)件微觀形貌如圖 6（a）所示，結(jié)果表明隨 Ni 含量增加，試樣的微觀組織逐漸由 M-NiAl/Ni 3 Al 轉(zhuǎn)變?yōu)?Ni 3 Al + γ-Ni/γ’-Ni 3 Al。高硬度相 M-NiAl 減少，導(dǎo)致構(gòu)件硬度降低，但隨后由于 γ’-Ni 3 Al 相的強(qiáng)化作用有所增加，如圖 6（b）所示。Zhang 等 [76] 采用雙絲 WAAM 技術(shù)制備 Ni 3 Al合金，并對其高溫氧化行為進(jìn)行研究。研究發(fā)現(xiàn)，使用 M-WAAM 技術(shù)制備的 Ni 3 Al 合金具有周期性重熔帶，高比例 γ + γ′相的存在加速了該區(qū)域的氧化行為，導(dǎo)致該區(qū)域氧化皮厚度較大。

Ti-Al 系 IMC 在高溫下具有優(yōu)異的抗拉強(qiáng)度和抗蠕變性能，其在中溫環(huán)境下可以替代傳統(tǒng)的高溫合金 [77,78] 。Wang 等 [79] 通過調(diào)節(jié) M-WAAM 過程中 Ti、Al 絲材送入熔池的原子比例制備了 Ti-35% Al、Ti-45% Al 和 Ti-55% Al 合金。根據(jù)圖 6（c）所示 XRD 實(shí)驗(yàn)結(jié)果，該實(shí)驗(yàn)成功的獲得了 α 2 -Ti 3 Al 相、γ-TiAl 相以及 α 2 -Ti 3 Al+γ-TiAl 雙相，證明了 M-WAAM 制備 IMC 的成分可控性。Hou 等 [80] 通過 M-WAAM 工藝成功制備了 Ti-48% Al 合金，其相組成于 Ti-45% Al相同，均為 α 2 -Ti 3 Al和 γ-TiAl相（如圖 6（d））。同時(shí)，該研究顯示與基于 GTAW的WAAM 工藝相比，基于 PAW 的 WAAM 工藝可以有效地減少熱積累和應(yīng)力分布的差異，如圖 6（e）所示。這主要與電弧的收縮以及熱輸入的減少有關(guān)。Xiong 等 [81] 采用基于 GMAW 的 M-WAAM 工藝，以純 Ti、Al 焊絲為原料成功制備了 Ti-Al 合金。研究發(fā)現(xiàn)隨層間溫度的增加，單壁墻試樣的宏觀裂紋逐漸消失但成形高度有所減小?？箟簭?qiáng)度隨成形溫度的增加而降低，最大抗壓強(qiáng)度為 1814.3 MPa。Shen等 [82] 研究了 Ti-Al系金屬間化合物裂紋形成機(jī)理，發(fā)現(xiàn) α 2 -Ti 3 Al 的存在會(huì)導(dǎo)致更高的局部取向差以及晶間微裂紋的產(chǎn)生。與 Ti-48%Al 合金相比，α 2 -Ti 3 Al 更傾向于在 Ti-45%Al 合金晶界處形成，導(dǎo)致 Ti-45%Al 合金開裂傾向增大，該研究為 WAAM 制造 Ti-Al合金的裂紋控制提供了參考。此外，該團(tuán)隊(duì)通過調(diào)節(jié)沉積電流，成功制備了具有等軸晶片層團(tuán)且 Al含量波動(dòng)較小的 TiAl-4822 合金 [83] 。同時(shí)嘗試通過熱處理工藝消除 M-WAAM 制備 Ti-Al 合金的成分偏析，改善組織不均勻問題 [84] 。Yang 等 [85] 在制備 Ti-Al 合金的過程中添加了 Nb 元素，Nb 元素的添加促使構(gòu)件中生成納米級板條狀析出相，使成形試樣的抗壓強(qiáng)度和延伸率分別提升 35%和 65%。Fu 等 [86] 采用 M-WAAM，結(jié)合熱絲技術(shù)成功制備了新型鈦-鋁金屬件化合物 Ti 2 AlNb，解決了該合金由于高熔點(diǎn)（1200 ℃）面臨的制造周期長、制造成本高等問題。研究結(jié)果表明采用 M-WAAM技術(shù)制備的 Ti 2 AlNb合金室溫極限抗拉強(qiáng)度可達(dá) 1002 MPa，伸長率可達(dá) 8%。該實(shí)驗(yàn)的成功為制備高性能 IMC 提供了新途徑，展現(xiàn)了 M-WAAM 制備 IMC 的巨大前景。

Fe-Al 系 IMC 因其優(yōu)異的耐腐蝕性能而受到廣泛關(guān)注 [87-88] 。在 Shen 等 [89] 的研究中，在 M-WAAM 沉積的前幾層 Fe 3 Al 基 Fe-Al 合金的過程中，由于熱導(dǎo)率較高，需要足夠的基體加熱溫度。Lu 等人 [90] 采用 M-WAAM工藝成功制備了 Fe 3 Al 合金，其微觀形貌如圖 6（f）所示。與傳統(tǒng)工藝制備的 Fe 3 Al 合金相比，該工藝成形的Fe 3 Al 合金具有更加均勻的元素分布（如圖 6（g））以及更高的抗壓強(qiáng)度。實(shí)驗(yàn)結(jié)果顯示，M-WAAM 技術(shù)制備的 Fe 3 Al 合金抗壓強(qiáng)度可達(dá) 1820 MPa，使用粉末燒結(jié)制備的試樣由于內(nèi)部孔隙缺陷的存在導(dǎo)致抗壓強(qiáng)度僅為1000 MPa，如圖 6（h）所示。Shen等 [91] 的研究也證明了通過 M-WAAM的方式可以制備出性能更為優(yōu)異的 Fe-Al 系 IMC。該團(tuán)隊(duì)采用 Al 絲以及 Fe 絲為原材料，原位合金化成形的 Fe-25%Al 合金試樣屈服強(qiáng)度與傳統(tǒng)制造方式相比提升了 50 MPa。

Ni-Ti 合金具有獨(dú)特的形狀記憶效應(yīng)以及優(yōu)異的超彈性[92-93] 。Wang 等 [94] 探究了不同沉積電流（80A、100A、120A）對 M-WAAM 制備 NiTi 形狀記憶合金晶粒取向、析出相、相變和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，隨著沉積電流的增大，Ni 4 Ti 3 析出相尺寸增大，過大的熱輸入導(dǎo)致 Ni 4 Ti 3 發(fā)生擴(kuò)散相變，在樣品中測得 Ni 3 Ti。

隨著沉積電流的增加，極限抗拉強(qiáng)度和延伸率也隨之降低，電流為 80 A 時(shí)成形試樣具有最高的抗拉強(qiáng)度和伸長率，分別為927.9 MPa和8.7%，如圖6（i），（j）所示。Chen等 [95] 以純鈦絲和純鎳絲為原料，通過D-WAAM的方式分別制備了 Ni 50.8 Ti 49.2 以及 Ni 53 Ti 47 合金。實(shí)驗(yàn)結(jié)果中觀察到了 Ni 3 Ti、Ni 4 Ti 3 以及 NiTi 2 析出相的存在，Ni 3 Ti析出相的強(qiáng)化作用導(dǎo)致 Ni 53 Ti 47 構(gòu)件的硬度遠(yuǎn)高于 Ni 50.8 Ti 49.2 構(gòu)件。同時(shí)，Ni 3 Ti析出相的存在抑制了馬氏體相變的進(jìn)行，導(dǎo)致 Ni 53 Ti 47 試樣在循環(huán)壓縮的過程中不可恢復(fù)應(yīng)變的線性增加，如圖 6（l） 所示。Ni 50.8 Ti 49.2循環(huán)壓縮過程中的不可恢復(fù)應(yīng)變逐漸接近 4.5 %，如圖 6（k）所示，WAAM 過程中熱量的累計(jì)導(dǎo)致成形試樣

相組成不均勻進(jìn)而導(dǎo)致試樣超彈性下降。Huang 等 [20] 通過 D-WAAM 的方式創(chuàng)造性的制備了 Ni 49 Ti 51 合金，不同區(qū)域微觀形貌如圖 6（m）所示。成形試樣表現(xiàn)出了高達(dá) 88%的形狀記憶恢復(fù)率（如圖 6（n）），展現(xiàn)了 M-WAAM 工藝制備形狀記憶合金的潛力。

圖 6 M-WAAM 制備 IMC （a）Ni-Al 金屬間化合物微觀形貌 [75] ; （b）顯微硬度隨 Ni 含量變化 [75] ；（c）不同成分 Ti-Al 金屬間化合物 XRD 結(jié)果 [79] ; （d）Ti-48Al 樣品 XRD 結(jié)果 [80] ；（e）殘余應(yīng)力對比 [80] ；（f）Fe 3 Al 合金微觀形貌 [90] ；（g）EDS 結(jié)果[90] ；（h）不同工藝壓縮強(qiáng)度對比 [90] ；（i），（j）不同電流下制備的 NiTi 合金應(yīng)力應(yīng)變曲線與拉伸性能 [94] ; （k）Ni 50.8 Ti 49.2 循環(huán)壓縮測試結(jié)果 [95] ；（l） Ni 53 Ti 47 循環(huán)壓縮測試結(jié)果 [95] ；（m）NiTi 合金不同區(qū)域形貌 [20] ；（n）形狀記憶效應(yīng)測試結(jié)果 [20]

Fig.6 Preparation of IMC by M-WAAM (a) microstructure of Ni-Al IMC [75] ; (b)the microhardness changes with Ni content [75] ;(c) XRD results of Ti-Al IMCs with different compositions [79] ; (d) XRD results of Ti-48Al specimens [80] ; (e) Residual stress comparison [80] ; (f) The microstructure of Fe 3 Al alloy [90] ; (g) EDS results [90] ; (h)comparison of compressive strength of different processes [90] ; (i),(j) The stress-strain curve and tensile properties of NiTi alloy prepared under different currents [94] ; (k) Ni 50.8 Ti 49.2 cyclic compression test results [95] ; (l) Ni 53 Ti 47 cyclic compression test results [95] ; (m)the morphology of different regions of NiTi alloy [20] ; (n) Shape memory effect test results [20]

IMC 由于其室溫下較低的延展性，難以拉拔成絲材，導(dǎo)致其零部件的生產(chǎn)和制造難度極大，進(jìn)一步限制了 IMC 的應(yīng)用 [96,97] 。采用以粉末為原材料的增材制造方式制備 IMC 成本較高且生產(chǎn)效率低，成形構(gòu)件的力學(xué)性能有限，極大的限制了粉末增材制備 IMC 的發(fā)展 [98] 。M-WAAM 成為制造 IMC 的理想技術(shù)之一，通過調(diào)控每種金屬絲材的送絲速度，實(shí)現(xiàn)對 WAAM技術(shù)制備 IMC化學(xué)成分的精確控制 [63] 。目前，Ni-Al、Ti-Al、Ni-Ti等 IMC 已經(jīng)通過 M-WAAM 技術(shù)成功制備，對其微觀組織以及力學(xué)性能方面的研究也逐漸深入，但對于 IMC高溫強(qiáng)度、疲勞等方面的研究仍舊較少。M-WAAM 過程中較高的熱輸入以及獨(dú)特的熱循環(huán)過程會(huì)影響成形構(gòu)件的微觀組織，進(jìn)而導(dǎo)致其力學(xué)性能的降低。因此，尋找更加合適的沉積熱源并對相應(yīng)的熱循環(huán)過程進(jìn)行研究，減少殘余應(yīng)力的產(chǎn)生，提升 M-WAAM 制備 IMC 的晶界強(qiáng)度，是制備高性能 IMC 的關(guān)鍵。

3、 關(guān)鍵問題

M-WAAM 在中等復(fù)雜程度的大型結(jié)構(gòu)金屬構(gòu)件制造以及先進(jìn)金屬材料的制造中具有廣闊的應(yīng)用前景。目前，M-WAAM 工藝所面臨的主要問題有：

（1）微觀組織不均勻與力學(xué)性能各向異性：M-WAAM 是一個(gè)復(fù)雜的熱循環(huán)過程，可以視為一種簡易的原位熱處理工藝，這將導(dǎo)致成形構(gòu)件在不同區(qū)域可能會(huì)出現(xiàn)不同的微觀組織；由于 M-WAAM 特殊的冷卻過程，在固/液界面往往存在較高的溫度梯度和較低的生長速率，成形構(gòu)件將不可避免的會(huì)產(chǎn)生柱狀晶區(qū)，從而導(dǎo)致材料力學(xué)性能的各向異性 [99] 。對電流、電壓等工藝參數(shù)以及沉積路徑進(jìn)行優(yōu)化，結(jié)合實(shí)時(shí)監(jiān)測系統(tǒng)以確保成形過程的穩(wěn)定性，適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に囈部梢杂行Ц纳粕鲜鰡栴}。

（2）成形缺陷問題：M-WAAM 工藝缺陷主要包括氣孔、裂紋和變形。M-WAAM 過程中，熔池快速凝固冷卻過程導(dǎo)致溶解的氣體來不及逸出熔池，從而形成氣孔，成形過程中合金元素的揮發(fā)也是 WAAM 氣孔產(chǎn)生的原因之一。在 M-WAAM 過程中產(chǎn)生的氣孔通常為非球形的，保護(hù)氣體不足、工藝參數(shù)不穩(wěn)定、沉積路徑過于復(fù)雜等都會(huì)成為氣孔產(chǎn)生的原因。此外，也有研究顯示較高的熱輸入會(huì)導(dǎo)致成形構(gòu)件存在更大的孔隙率 [100] 。通過研究表明，增加保護(hù)氣純度和流量以避免空氣進(jìn)入熔池，調(diào)整電壓、電流等工藝參數(shù)確保熔池良好的流動(dòng)性以及通過預(yù)熱等措施減緩冷卻速率均可以降低 M-WAAM 過程中氣孔產(chǎn)生的概率 [101] 。

M-WAAM 過程中局部區(qū)域會(huì)快速熔化和凝固，較高的溫度梯度會(huì)導(dǎo)致膨脹、收縮不均勻，從而產(chǎn)生殘余應(yīng)力，當(dāng)殘余應(yīng)力超過材料的強(qiáng)度極限時(shí)會(huì)產(chǎn)生凝固裂紋，成分偏析以及低熔點(diǎn)共晶相的產(chǎn)生也有可能產(chǎn)生凝固裂紋。此外，還可能存在由于析出相形成以及晶界形態(tài)變化導(dǎo)致的晶間裂紋的產(chǎn)生 [102] 。對 M-WAAM 工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化，選擇合適的沉積路徑、層厚以及層間冷卻時(shí)間，結(jié)合預(yù)熱工藝降低成形過程中的溫度梯度可以有效避免上述缺陷。

M-WAAM 中反復(fù)熔化和冷卻引起材料熱膨脹和收縮,從而導(dǎo)致變形的產(chǎn)生，此外由于溫度梯度導(dǎo)致的殘余應(yīng)力也會(huì)引起結(jié)構(gòu)變形，嚴(yán)重影響成形試樣的力學(xué)性能，并成為晶粒結(jié)構(gòu)變化的驅(qū)動(dòng)力 [102] 。將實(shí)驗(yàn)與模擬相結(jié)合，尋找最佳的工藝參數(shù)組合，使 M-WAAM 工藝過程中的熱輸入和冷卻速度達(dá)到最佳平衡，從而減少變形。

（3）成形精度問題：M-WAAM 成形試樣的精度一般可以通過試樣的成形尺寸和表面粗糙程度進(jìn)行表征。M-WAAM 過程熔滴過渡方式以及熔池形狀難以控制，將在極大程度上影響的成形尺寸，工藝參數(shù)的選擇以及層間溫度的控制將會(huì)影響成形試樣表面的粗糙程度。適當(dāng)?shù)暮筇幚砑夹g(shù)，如激光表面處理可以在一定程度上改善 M-WAAM 試樣成形精度不足問題。

4、 未來展望

目前，M-WAAM多用于鈦合金、鎳基合金、鋁合金以及不銹鋼等材料的制備，對于 FGMs、HEAs和IMC等先進(jìn)材料生產(chǎn)制造的研究為 M-WAAM 在工業(yè)制造和新材料研發(fā)方面的進(jìn)一步發(fā)展提供了新的思路。然而，由于 M-WAAM 技術(shù)獨(dú)特的熱歷史等因素所導(dǎo)致的微觀組織不均勻和力學(xué)性能各向異性，成形缺陷難以避免以及成形精度不可控等問題在一定程度上限制了 M-WAAM 的進(jìn)一步發(fā)展。尋找適當(dāng)?shù)墓に噮?shù)，研究晶粒細(xì)化過程和額外的層間變形是至關(guān)重要的，并已產(chǎn)生了有希望的結(jié)果。因此，提出以下解決方案：

（1）建立 M-WAAM 的工藝窗口：WAAM 的工藝分類較多，所研究的材料體系也較為豐富。對工藝窗口的研究與優(yōu)化可以確保 M-WAAM 過程的穩(wěn)定性，有效提升成形構(gòu)件的性能和可靠性，同時(shí)可以提高制造效率，節(jié)約制造成本。因此，建立各個(gè)工藝，各個(gè)材料體系的工藝窗口，探究最優(yōu)工藝參數(shù)是必不可少的研究之一。 通過設(shè)計(jì)正交實(shí)驗(yàn)、響應(yīng)面法等方式，結(jié)合在線監(jiān)測與控制系統(tǒng)，探究最優(yōu)的工藝參數(shù)組合，逐步完善各個(gè)材料的工藝窗口。同時(shí)也可以結(jié)合有限元分析以及多物理場模擬對不同工藝參數(shù)下的溫度場、應(yīng)力場分布，對M-WAAM 工藝參數(shù)進(jìn)行優(yōu)化，尋找最優(yōu)工藝窗口。

（2）復(fù)合工藝：為了消除材料的各向異性，氣孔等缺陷，可以在 M-WAAM 過程中耦合其他工藝（如超聲沖擊，層間軋制等）來對構(gòu)件實(shí)現(xiàn)晶粒細(xì)化等目的，從而提高材料的力學(xué)性能。同時(shí)，可以通過激光-電弧復(fù)合增材制造技術(shù)來改善 M-WAAM 成形精度不足的問題，實(shí)現(xiàn)高精度、高質(zhì)量構(gòu)件的制備，其沉積效率可達(dá)6~10 kg/h，表面精度可達(dá) 0.3~0.4 mm，南京理工大學(xué)通過雙絲 CMT 結(jié)合激光實(shí)現(xiàn)了高性能鈦合金、不銹鋼等材料的制備 [103] 。Wu等人 [104] 也嘗試通過光束震蕩來提升激光-電弧復(fù)合增材成形試樣的表面精度，同時(shí)研究發(fā)現(xiàn)成形試樣的孔隙率顯著降低至 0.01% 。目前，對于激光-電弧復(fù)合增材制造技術(shù)的研究多集中于單絲 WAAM，基于多絲的激光-電弧復(fù)合增材制造技術(shù)仍需深入。

（3）建立過程監(jiān)測和控制系統(tǒng)：為了實(shí)現(xiàn) M-WAAM 過程的精確控制，必須對沉積過程中熔池的幾何狀態(tài)、亮度和熱分布進(jìn)行實(shí)時(shí)檢測。使用激光視覺傳感系統(tǒng)對沉積的形貌進(jìn)行監(jiān)測，同時(shí)采用 CCD 傳感器來監(jiān)控弧長、熔池等，并通過反饋系統(tǒng)即時(shí)調(diào)整工藝參數(shù)，確保沉積過程的穩(wěn)定和產(chǎn)品質(zhì)量一致。多變量監(jiān)測與控制系統(tǒng)將是智能制造的重點(diǎn)發(fā)展方向。

5、 結(jié)論

M-WAAM 技術(shù)在工藝優(yōu)化、質(zhì)量控制以及先進(jìn)多材料結(jié)構(gòu)的制造與研發(fā)等方面取得了顯著成效，展現(xiàn)了其在綠色制造和智能制造等領(lǐng)域的廣泛應(yīng)用前景。FGMs 和 HEAs 等先進(jìn)材料已經(jīng)能夠通過 M-WAAM 技術(shù)進(jìn)行制備，展現(xiàn)了 M-WAAM 技術(shù)在制備的成分-結(jié)構(gòu)-功能一體化材料方面的巨大潛力。然而，隨著航天、能源工程、汽車制造等領(lǐng)域?qū)τ诟哔|(zhì)量、高性能、高復(fù)雜程度零部件需求的不斷增加，M-WAAM 技術(shù)面臨著新的挑戰(zhàn)。這些領(lǐng)域?qū)χ圃炀?、材料性能和生產(chǎn)效率要求的提升，促使 M-WAAM 技術(shù)在實(shí)現(xiàn)更高標(biāo)準(zhǔn)的同時(shí)探索新的解決方案。人工智能技術(shù)為 M-WAAM 技術(shù)的進(jìn)一步發(fā)展提供了良好的基礎(chǔ)。結(jié)合人工智能系統(tǒng)以及傳感器網(wǎng)絡(luò)可以實(shí)現(xiàn)對 M-WAAM 過程的工藝優(yōu)化、過程建模、缺陷監(jiān)測等。未來，M-WAAM 技術(shù)必將進(jìn)一步與人工智能技術(shù)深度融合，推動(dòng)制造過程的自動(dòng)化、智能化和數(shù)字化，以適應(yīng)工業(yè) 4.0 時(shí)代智能制造的發(fā)展趨勢。這將進(jìn)一步拓寬 M-WAAM 技術(shù)的在航空航天、車輛工程等高性能需求領(lǐng)域的應(yīng)用范圍，滿足未來工業(yè)發(fā)展的多樣化需求。隨著研究的不斷深入和技術(shù)的不斷創(chuàng)新，M-WAAM 技術(shù)將在更多領(lǐng)域展現(xiàn)其獨(dú)特優(yōu)勢和巨大價(jià)值。

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基金項(xiàng)目：國家自然基金項(xiàng)目（52305408）；天津市多元投入面上基金項(xiàng)目（22JCYBJC01610）

通訊作者：田銀寶（1988-），男，講師，博士研究生，研究方向?yàn)殡娀≡霾闹圃欤?lián)系地址：天津市西青區(qū)賓水西道 391 號（300384），E-mail:tianyinbao@email.tjut.edu.cn