基于多丝电弧增材制造研究现状

Research status of arc additive manufacturing based on multi-wire

摘要

多丝电弧增材制造技术具有成本低、效率高等优势，尤其在成分设计与调控方面具有高度的灵活性，成为制备大型金属结构件的主流技术之一。多个丝材（同种或异种）同时进给，在熔池中实现原位合金化，该方法为复杂成分的先进金属材料的制备过程提供了可行性路径。本文综述了国内外多丝电弧增材制造制备高性能钛合金、铝合金、不锈钢等传统材料以及功能梯度材料、高熵合金、金属间化合物等先进金属材料的研究进展。针对多丝电弧增材制造成形构件微观组织不均匀、力学性能存在各向异性以及成形精度不足等问题进行讨论。提出了建立多丝电弧增材制造工艺窗口、多种工艺耦合以及建立成形过程监测和控制系统等发展方向，为多丝电弧增材制造工艺改进与发展提供理论依据。

Abstract

Multi-wire arc additive manufacturing technology has the advantages of low cost and high efficiency， especially high flexibility in composition design and regulation， and has become the mainstream technology for the preparation of large-scale complex metal structural parts. Multiple wires （same or different） are fed at the same time to realize in-situ alloying in the molten pool. This method provides a feasible path for the preparation of advanced metal materials with complex compositions. This paper discusses the research progress of multi-wire arc additive manufacturing in the preparation of traditional materials such as high-performance titanium alloys， aluminum alloys， and stainless steels， as well as advanced metal materials such as functionally graded materials， high-entropy alloys， and intermetallic compounds. The problems of uneven microstructure， anisotropy of mechanical properties and insufficient forming accuracy of multi-wire arc additive manufacturing components are discussed. The development directions of multi-wire arc additive manufacturing process window， multi-process coupling， and forming process monitoring and control system are proposed， which provide a theoretical basis for the improvement and development of the multi-wire arc additive manufacturing process.

Graphical abstract

关键词

多丝电弧增材制造 / 功能梯度材料 / 高熵合金 / 金属间化合物

Key words

multi-wire arc additive manufacturing / functionally graded materials / high-entropy alloys / intermetallic compound

电弧增材制造（wire arc additive manufacturing，WAAM）技术以金属丝材为原材料，电弧或等离子弧作为热源，逐层堆积成形三维实体零件^［1］。基于单丝电弧增材制造技术发展而来的多丝电弧增材制造（multi-wire arc additive manufacturing，M-WAAM）技术，支持将不同种类金属丝材同时送入熔池，通过调节不同金属丝材的送丝速度和钨极角度，利用原材料各自的性能优势，制造具有某种或者多种特殊性能的结构件，在成分设计上展现出高度的灵活性^［2］。M-WAAM技术不但具有传统WAAM技术设备成本低、成形效率高、生产周期短等优势，还突破了WAAM对商用焊丝的依赖，极大地拓宽了可制备材料的种类范围，进一步推动了WAAM技术在航空航天、汽车制造等高性能需求领域的广泛应用^［3-4］。在工业4.0智能化制造的时代背景下，M-WAAM技术凭借其独特优势，有望成为未来先进智能制造的主流技术之一，满足日益复杂的生产需求，朝着数字化、智能化的发展方向迈进。

本文主要介绍了M-WAAM制备高性能钛合金、铝合金以及功能梯度材料（functionally graded materials，FGMs）、高熵合金（high-entropy alloys，HEAs）和金属间化合物（intermetallic compounds，IMCs）等先进材料的研究进展，并总结了M-WAAM制备金属材料的常见缺陷以及面临的关键问题，提出了相应的解决措施，并对M-WAAM未来发展方向进行展望。

1 多丝电弧增材制造技术

依据M-WAAM成形过程中热源性质的不同，M-WAAM工艺设备包括：钨极气体保护焊（gas tungsten arc welding，GTAW）、等离子弧焊（plasma arc welding，PAW）以及熔化极气体保护焊（gas metal arc welding，GMAW）三类。以钨极为热源的M-WAAM技术载流能力有限，沉积效率较低，仅为1~2 kg/h^［5］。图1为M-WAAM原理和设备图^［6-9］，基于GTAW的M-WAAM成形原理如图1（a）所示^［6］，基于PAW的M-WAAM工艺成形原理图如图1（b）所示^［7］。与上述基于GTAW的M-WAAM工艺相比，基于PAW的M-WAAM技术热量更为集中，便于控制成形过程中的热输入，同时成形构件的外观形貌也更容易控制^［10］。第三类基于GMAW的M-WAAM采用同轴送丝的方式成形三维实体零件，原理如图1（c）所示^［8］。基于GMAW的M-WAAM工艺具有较高的热输入以及沉积效率，但存在较大的残余应力，同时易出现变形、飞溅等缺陷^［11］。图1（d）^［9］为基于GMAW的M-WAAM实用设备，图1（e），（f）^［6，9］分别展示了基于GTAW和PAW的M-WAAM实用设备。目前，基于GMAW的改进技术冷金属过渡（cold metal transfer，CMT）技术也广泛应用于M-WAAM，有效地减少了沉积过程中的热输入和试样变形，Karim等^［12］采用基于CMT的M-WAAM技术成功制备了不锈钢/铝双金属结构，研究发现低热输入的条件实现了双金属结构的无缺陷制造。

依据M-WAAM成形过程中电弧模式的不同，该技术可以划分为单弧多丝、多弧多丝WAAM两类。在单弧多丝WAAM过程中，多种金属丝材同时熔化，并通过精确控制送丝速度调节熔池的化学成分，从而实现特定成分构件的一体化成形^［13］。Huang等^［14］采用基于单电弧多丝的电弧增材制造技术，通过送入额外的Al丝与CoFeNi绞股焊丝原位合金化，制备出高抗拉强度的AlCoFeNi共晶HEAs。然而，基于GTAW的M-WAAM工艺沉积效率相对较低，多电极WAAM系统的引入大幅度提升了丝材熔化的效率，同时可以改善电弧形态，在一定程度上解决其在高沉积电流条件下产生的凹坑、咬边等缺陷^［15］。周鑫等^［16］通过四钨极耦合电弧双丝增材制造的方式制备了00Cr13Ni5Mo不锈钢试样，其沉积效率可达6.24 kg/h。韩庆璘等^［17］研究发现双钨极的应用使沉积过程中电流密度更加均匀，有效降低电弧等离子体的峰值温度，从而减少熔池过热的风险。相比于单钨极沉积工艺，双丝双钨极沉积的成形效率提升近1倍。同时，基于多电极的多机器人协调WAAM系统的研究，进一步推动了M-WAAM技术在复杂结构制备方面的发展。Arbogast等^［18］开发了一种多机器人智能M-WAAM系统，并提出了可扩展的实时沉积路径分配策略，实现了M-WAAM过程中丝材以及电源的异步协调运动，大幅提高了生产制造效率。

M-WAAM技术可以满足不同成分金属材料的制备要求，具体如图2所示^［19-22］，FGMs、HEAs及IMCs等先进金属材料的制备均可以通过M-WAAM实现^［23-26］。此外，对于高性能Al-Mg-Cu、Al-Zn-Mg-Cu等室温条件下塑性较低难以拉拔成丝材的金属材料而言，M-WAAM也展现了其巨大的应用潜力，更好地满足了航空航天、能源工程和交通运输等领域对产品苛刻服役条件的应用需求^［23］。He等^［27］开发的多丝协同WAAM设备已经应用于大型船舶螺旋桨支架的制备，其制造效率提升4.7倍。应用于重大工程领域的高性能大型金属构件舰船艉轴架、运载火箭过渡端框架以及高层建筑多向钢节点均可以通过M-WAAM技术进行制备。

2 多丝电弧增材制造研究现状

2.1 制备传统金属材料

WAAM工艺常用于钛合金、镍基合金、铝合金以及不锈钢材料的制造过程^［28-31］。尽管随着WAAM商用焊丝的发展，已经可以通过单丝WAAM工艺制备上述材料，但原料成本、生产效率、构件强度和性能仍受限。Teng等^［32］通过M-WAAM工艺分别沉积了Ti-6Al-4V和Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金构件，成形过程中四组送丝装置同时工作，大幅度提高了沉积效率。实验结果表明，M-WAAM成形试样均为钛合金典型的网篮状结构，Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金的结构更加致密，层状α-Ti的长度和宽度显著减小，如图3（a）所示^［32］。晶粒尺寸较小的Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si具有更高的抗压强度，可达1860.95 MPa。此外，该课题组还探究了M-WAAM过程中不同沉积电流对Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si的耐腐蚀性能的影响。结果表明，成形试样在电化学腐蚀过程中形成了稳定钝化膜，样品的耐腐蚀性能随沉积电流的提升呈现下降趋势^［33］。由于复杂热循环的存在，M-WAAM制备钛合金结构件时往往会产生粗大且跨层生长的原始β柱状晶组织，导致构件的力学性能下降。通过添加合金元素的方式细化晶粒成为提高WAAM钛合金结构件力学性能的关键。Zhang等^［34］以Ti-6Al-4V、ERNi-1丝材为原料，通过M-WAAM原位合金化，制备了Ti-6Al-4V-7.5Ni合金。对图3（b），（c）所示^［34］全景图进行观察可以发现，添加Ni元素消除了跨层生长的柱状晶，实现了晶粒的细化，促进柱状晶向等轴晶转变。纳米级析出相Ti₂Ni的存在具有沉淀强化和晶粒细化的作用，成形试样平均显微硬度较Ti-6Al-4V试样提升38.9%，平均极限抗拉强度提升26.5%，具体如图3（d），（e）所示^［34］。除此之外，该课题组还以Ti-6Al-4V、Cu焊丝为原材料制备了Ti-6Al-4V-8.5Cu合金。通过对成形构件显微组织观察发现，Ti-6Al-4V-8.5Cu构件的晶粒明显细化，初始β晶粒不随沉积层的增加而长大。根据图3（f），（g）所示^［35］硬度与拉伸测试结果可知，Ti₂Cu析出相的晶粒细化作用使成形构件的力学性能显著高于纯Ti-6Al-4V构件，其硬度与极限抗拉强度分别提升8.74%和20.8%^［35］。通过M-WAAM技术进行原位合金化，Cu、Ni等合金元素的添加打破了钛合金中原始β晶粒的柱状生长进而实现晶粒的细化，展现了M-WAAM制备新型高强度钛合金的前景。

目前，铝合金M-WAAM的研究主要集中于制备2000系和7000系铝合金，以Al-Mg-Cu合金和Al-Zn-Mg-Cu合金为典型代表。Al-Mg-Cu合金因其高比强度以及优异的力学性能广泛应用于航空航天工业领域^［36］。然而，由于商用焊丝的限制，无法使用单丝电弧增材制造的方式直接制备高强度Al-Mg-Cu合金。Qi等^［37］为了解决上述问题，采用ER2319以及ER5087铝合金焊丝为原材料，通过调节WAAM过程中两焊丝送入熔池的比例成功制备了Al-3.6Cu-2.2Mg、Al-4Cu-1.8Mg和Al-4.4Cu-1.5Mg铝合金构件。图3（h）所示^［37］拉伸测试结果显示成形构件的极限抗拉强度约为（280±5） MPa，而WAAM制备的2219铝合金极限抗拉强度仅达到237 MPa，适量添加Mg元素提高了Al合金试样的强度性能。此外，该课题组还研究了热处理对M-WAAM制备2024铝合金微观组织和力学性能的影响。研究发现，热处理后微观组织中的枝晶形态消失，图3（i）^［38］XRD测试结果显示，T4与T6热处理后试样的微观相组成均转变为α-Al和θ（Al₂Cu）相，试样的显微硬度分别提升44%和52%，热处理能够显著提高试样水平方向的强度和伸长率。经T4热处理后，试样的抗拉强度和伸长率分别达到458 MPa和12.7%。经T6热处理后提升至470 MPa和8.2%。然而，垂直方向强度提升幅度较小，抗拉强度仍分别比水平方向低63 MPa（T4）和60 MPa（T6），展现出明显的各向异性^［38］。Al-Zn-Mg-Cu合金具有高强度、高韧性以及优异的耐腐蚀性能，但由于塑性较差难以拉拔成丝材，无法满足WAAM对于商用Al-Zn-Mg-Cu合金焊丝的需求，需要依靠多种丝材的原位合金化制备高强度铝合金构件^［39］。Yu等^［40］采用M-WAAM工艺，使用ER5356（Al-5Mg）铝合金焊丝、ER2319（Al-6.3Cu）铝合金焊丝、纯Zn焊丝原位合金化制备了Al-2.6Cu-2.6Mg-6.6Zn铝合金构件，具体实验过程如图3（j）所示。采用WAAM工艺成形的构件硬度与铸件相似，均在95~115HV范围内，其水平方向的抗拉强度（240 MPa）明显高于垂直方向抗拉强度（160 MPa），表现出明显的各向异性。Chen等^［41］采用三丝WAAM系统成功制备了与Yu等^［40］成分相同的7050铝合金并对其裂纹扩展机理进行了研究。根据图3（k），（m）所示实验结果，沉积完成后构件底部的等效应力明显高于构件中心高度的等效应力，在构件产生宏观裂纹的区域垂直方向存在较高的拉应力，从而产生横向裂纹。Wang等^［22］通过M-WAAM原位合金化制备了以S（Al₂CuMg）、η（Mg（Al， Zn， Cu）₂）和η′为主要相的Al-5.7Zn-3.4Mg-1.6Cu合金。实验结果表明，WAAM工艺制备的铝合金试样力学性能高于铸态Al-Zn-Mg-Cu合金，其平均硬度、抗拉强度和伸长率分别为98.6HV、243.9 MPa和5.9%。针对WAAM制备铝合金工艺窗口的研究也十分广泛。Zhang等^［42］采用响应面法和NSGA-Ⅱ对CMT-P电弧增材制造制备2024铝合金工艺参数进行优化，在送丝速度为3.5 m/min、焊炬移动速度为7.20 mm/s、比例系数为2时，孔隙率和表面粗糙度最小。吕飞阅等^［43］基于广义模糊合成运算法则，构建WAAM铝合金工艺参数、孔隙率以及拉伸性能的对应法则，通过对不同工艺参数下成形试样的质量进行评估，得到最优工艺参数组合，当送丝速度为5 m/s，焊炬移动速度为0.025 m/s时，成形试样具有最低的孔隙率以及优异的抗拉强度。M-WAAM技术打破了商用铝合金焊丝的限制，通过多丝进给、原位合金化的方式实现了高强度Al-Mg-Cu、Al-Zn-Mg-Cu等合金的制备。此外，北京工业大学还开展了M-WAAM技术制备铝合金复合材料的研究，以7075和5356铝合金焊丝为原材料，采用交替沉积策略制备出具有优异综合性能的铝合金层状复合材料^［44］。对于铝合金的M-WAAM而言，合理的优化工艺参数、沉积策略以及热处理工艺以降低气孔的产生的概率是十分重要的。

不锈钢材料历史悠久，常用不锈钢材料304、316、308等焊丝在WAAM方面的研究也日渐扩大，如何制备高性能不锈钢材料成为WAAM不锈钢材料的关键。Théodore等^［45］使用奥氏体304L不锈钢和铁素体430不锈钢为原材料，通过基于TIG的双丝电弧增材制造（dual-wire arc additive manufacturing，D-WAAM）系统成形了不锈钢单壁墙试样，成形构件的残余应力与应变分别降低40%和67%。对于单一种类丝材的M-WAAM研究还会以提高沉积效率为方向。Feng等^［46］采用基于PAW的D-WAAM工艺成功制备高性能Cr-Ni不锈钢构件。经对比发现，与单丝电弧增材制造工艺相比，D-WAAM工艺的沉积效率平均提高了1.06倍，沉积层界面的微观组织由不完全生长的等轴晶转变为完全生长的等轴晶，使成形试样的拉伸强度和伸长率分别提高10.2%和176%。张天奕等^［47］采用旁路耦合三丝间接WAAM工艺成功制备了Q345低碳钢单壁墙试样，经计算该工艺沉积速率高达13.3 kg/h，且旁路系统的电流调节作用有效降低了增材制造过程中的热输入，避免了试样成形不良现象的出现 。由此可见，基于WAAM改进的多丝间接电弧增材制造技术可以减少成形过程中的热输入，降低成形试样的残余应力与变形，同时可以在一定程度上避免粗大晶粒的产生，在制备高强度不锈钢材料方面展现了巨大的潜力。对于镍基合金而言，其典型代表Inconel 625、Inconel 718等商用焊丝的发展已经非常成熟，可以实现单丝电弧增材制造高强度镍基合金^［48］。对于镍基合金的M-WAAM而言，常用于与其他材料如不锈钢、钛合金等进行连接，制备多材料结构，以满足航空航天发动机等对零件结构-性能一体化的应用需求^［49-50］。

M-WAAM技术突破了传统商用焊丝发展不足的限制，扩大了M-WAAM制备材料的种类范围，使得更多复杂形状和结构的部件能够得以制备。对于传统金属材料的制备而言，采用M-WAAM技术主要是为了提高沉积效率以及材料利用率，并大幅缩短制备周期。同时，采用M-WAAM技术，可以通过旁路送丝系统添加溶质元素、采用间接电弧增材制造等方式，在提高沉积效率的同时有效改善成形试样的微观组织，从而提升其力学性能。M-WAAM技术多种丝材同时进给和原位合金化的成形方式为WAAM制备金属材料的性能强化提供了可行途径，推动了制造领域的创新发展，为传统金属材料制备带来了新的思路。然而，采用M-WAAM技术制备金属材料仍存在成形精度不足、力学性能各向异性等问题亟待解决，如何解决上述问题将是未来研究的重点。

2.2 制备先进金属材料

2.2.1 制备功能梯度材料

航空航天、能源工程等领域极端苛刻的服役环境要求产品具有良好的环境适应性能以及多功能耦合的功能特性，单一金属材料很难满足上述要求，该问题成为当前亟待解决的问题之一^［51］。M-WAAM技术的发展为异质金属材料功能-结构一体化近净成形提供了良好的解决方案，符合航空航天领域高性能、低成本、高可靠性的发展方向。FGMs作为一种复杂的异质材料，其化学成分和力学性能可以发生缓慢的变化，实现同一构件不同位置具有不同性能的目的^［52］。WAAM多种丝材同时进给的成形方式为FGMs提供了良好的制备途径，通过调节丝材送入熔池的比例来达到预设的梯度成分^［53］。

Zhang等^［54］采用D-WAAM工艺，通过改变304不锈钢和Fe-40Al丝材的送丝速度实现了Al/Fe原子比由0%至40%的过渡，能谱检测结果进一步验证了上述结论，如图4（a），（b）所示^［54］，由于多层沉积的重熔过程，实际的Al/Fe原子比呈现了平滑过渡。镍基高温合金与不锈钢组成的复合材料具有高强度、高韧性以及良好的耐高温腐蚀性能^［55-56］。Sasikumar等^［49］采用基于GMAW的WAAM工艺成功制备了316L不锈钢/Inconel 625 FGM。通过该工艺制备的FGM成形良好，界面区域SEM图像未观察到凝固裂纹。但由于实验过程中未设计成分逐级过渡，导致界面处组织发生急剧变化，如图4（c）所示^［49］。尽管不锈钢和镍基高温合金中的主要元素Fe、Cr和Ni可以高度互溶并且具有相似的面心立方（FCC）晶格结构，但成分梯度的设计对不锈钢和镍基高温合金组成的FGM微观组织和力学性能仍具有较大的影响^［57］。Zhang等^［57］尝试对WAAM制备Inconel 625/HSLA钢异质合金进行梯度策略的优化。与图4（d）所示^［57］等变量策略相比，图4（e）所示优化后的梯度策略有效地避免了质量分数70% HSLA 钢-30% Inconel 625 和 60% HSLA 钢-40% Inconel 625低强度区域以及高Laves相含量区域。在室温和高温拉伸测试的过程中，极限抗拉强度分别提升13.4%和15.1%，如图4（f）所示^［57］。通过M-WAAM工艺实现了高强度Inconel 625/HSLA钢FGM的制备。Yu等^［58］也基于此进行了尝试，采用M-WAAM制备的316L不锈钢/Inconel 625 FGM，并未观察到裂纹与气孔。该研究突破了以往研究大多采用GTAW和GMAW工艺的局限性，证明了基于PAW的M-WAAM工艺制备FGMs的可行性。Amiri等 ^［59］采用M-WAAM工艺实现了普通碳钢、316L 不锈钢与Inconel 625高温合金的连接，具体宏观形貌如图4（g）所示^［59］。图4（f）所示EDS结果表明不锈钢与镍基高温合金界面结合良好，拉伸过程中并未在该区域发生断裂，如图4（h）所示^［59］，证明了该工艺制备先进功能梯度材料的可行性与前景。

M-WAAM技术支持多种丝材同时送入熔池，能够有效控制不同沉积层的材料成分，从而实现性能的梯度变化，满足材料的多功能耦合特性。M-WAAM技术的高度灵活性为FGMs的设计与制造提供了良好的途径，有效拓宽了FGMs加工制造的材料种类和应用范围。目前，M-WAAM技术已成功应用于钛合金/不锈钢FGMs^［60］、钛合金/镍基合金FGMs^［61］和铜基合金/不锈钢FGMs^［62］等先进FGMs的制备，图4（i）~（k）^［60-62］展示了采用M-WAAM技术成形FGMs的超景深图像。采用M-WAAM技术制备FGMs可以充分发挥其在材料控制、设计灵活性、制造效率以及成本控制等方面的优势，适应复杂多变的工程需求^［63］。一些由于热、物理、化学性能差异较大而无法直接连接的异质合金也可以采用梯度过渡方案，通过M-WAAM工艺进行连接。然而，对于这类性能差异较大的合金而言，寻找最佳的工艺参数组合以及有效的热输入控制策略来控制成形过程中的热应力和热变形仍是一个挑战。通过不断的技术创新以及工艺优化，逐步解决上述问题，可以进一步拓展M-WAAM技术制备FGMs的应用范围和前景。

2.2.2 制备高熵合金

HEAs是指由5种或5种以上主要元素组成的合金，其中每种元素的原子摩尔比通常在5%~35%之间，这些合金的混合熵越高，越能改善固溶相的随机简单结构，与其他具有复杂化学成分的复杂相相比，HEAs晶体结构由简单的固溶体相组成，如体心立方（FCC）、面心立方（BCC）、六方（HCP）或这些结构的组合^［64］。

对于HEAs的制备，目前最常用的制造方法是真空电弧熔炼工艺，该工艺在制造大尺寸和复杂形状的零件时具有严重的局限性^［65］。WAAM在制备HEAs方面展现了巨大的潜力^［66-67］。然而，由于HEAs丝材难以拉拔，目前市面没有相应成分的商用HEAs丝材，研究人员们通过将多种丝材组合成一种绞股焊丝进行电弧增材制造过程。

Shen等^［68］采用基于CMT的WAAM技术成功制备了Al-Co-Cr-Fe-Ni单壁墙结构，图5（a）展示了该成形技术的示意图。该团队首次设计并开发了一种由7根细金属丝（2根纯Ni焊丝、2根纯Al焊丝、1根纯Fe焊丝、1根纯Co焊丝、1根304不锈钢焊丝，丝材直径均为0.6 mm）组成的绞股焊丝。其中，Fe焊丝作为中心线，其余的为外围线。此外，将相同材料的丝材放置在相对的位置以确保沉积时成分的均匀性（图5（b）^［68］）。结果表明，通过适当改变行进速度，可以减少热量输入并实现更高的冷却速率，产生细晶粒HEAs，从而提高力学性能。与铸造样品相比，绞股焊丝电弧增材制造制备的HEAs的极限抗压强度和伸长率分别提高了4.1%和11.7%，如图5（c）所示^［68］。这表明，多股绞合焊丝的方法是可行的，同时也拓展了WAAM技术的应用范围，为利用增材制造技术开发HEAs提供了一条新途径。随后，该组的Lu等^［69］使用这种绞股焊丝（图5（d）^［69］）和纯Al丝搭建了D-WAAM系统，具体如图5（e）所示^［69］，用以制备具有成分梯度的Alx-Co-Cr-Fe-Ni体系的HEAs，结果表明，随着Al含量的增加，发生从FCC+BCC双相到BCC单相的转变，如图5（g）^［69］所示。合金硬度随相比例变化增加至397HV，底部区域具有最佳的抗压强度和伸长率分别为827.4 MPa和42.3%，BCC相比例的增加提高了顶部区域的耐磨性，但Cr元素在晶界的偏析导致晶界性能改变，使其脆性增加，如图5（h）所示^［69］。这项研究表明，D-WAAM技术具有直接生产复杂成分的HEAs的潜力。

此外，Osintsev等^［70］也在致力于新型绞股焊丝在增材制造中的应用研究，该团队通过使用纯Al焊丝、Ni-Cr焊丝及Ni-Co焊丝的组合（图5（i）^［70］），减少了绞股焊丝中组合丝材的种类，但试样中存在较多的析出相（如图5（j）^［70］）。该课题组还采用纯Co焊丝、Autrod 16.95焊丝和Ni-Cr焊丝组合制备绞股焊丝，解决了由于纯Mn和纯Cr焊丝缺乏导致WAAM制备Co-Cr-Fe-Mn-Ni系HEAs困难的问题^［67］。

Huang等^［71］同样采用7种丝材（图5（k），（l）^［71］，3根Nb丝、2根Ni-Cr合金丝、1根Ta丝和1根Mo丝组成，直径均为0.5 mm，1根中心丝，6根外围丝）进行组合制备了Nb_37.7Mo_14.5Ta_12.6Ni_28.16Cr_7.04合金，具体如图5（m）所示^［71］。结果表明，绞股焊丝+GTAW丝弧增材制造工艺可实现HEAs的快速成形制备。

难熔HEAs丝材制造成本高、耗时长，难以投入到实际生产过程中。多股绞合高熵合金丝材作为一种经济、高效的新型丝材，广泛应用于HEAs的WAAM。通过调控绞股焊丝中不同金属丝材的比例，可以精确控制M-WAAM技术制备HEAs的化学成分，极大地提高了制造过程的灵活性，显著提高WAAM制备HEAs的制造效率^［72］。绞股焊丝与WAAM技术的结合，推动了新型HEAs设计与研发，进一步拓宽了HEAs在航空航天、能源工程以及汽车制造等领域的应用范围。

2.2.3 制备金属间化合物

IMCs通常是指金属与金属之间或者准金属与金属原子间按照一定的比例组成的具有长程有序晶体结构的化合物。美国航空局曾经对先进航空发动机使用材料种类进行预测，结果显示，Ni-Al、Ti-Al以及Fe-Al等IMCs及其复合材料的使用占比接近50%，具有非常广阔的应用前景^［73］。比如，Ni-Al系IMCs常用于航空飞机发动机的高压涡轮中，被称为最有希望替代Inconel 625、Inconel 718等镍基高温合金的高温轻质材料，使用温度可以达到1200 ℃^［74］。但该类材料在拉拔的过程中容易发生脆性断裂，无法直接获得焊丝。因此，研究人员开始尝试采用M-WAAM的方式制备IMCs。

Meng等^［75］以Ni丝和Al丝为原料，首次尝试采用D-WAAM的方式制备Ni-Al系IMCs，探究了Ni含量对单壁墙试样微观组织和力学性能的影响。成形构件微观形貌如图6（a）所示^［75］，结果表明随Ni含量增加，试样的微观组织逐渐由M-NiAl/Ni₃Al转变为Ni₃Al+γ-Ni/γ′-Ni₃Al。高硬度相M-NiAl减少，导致构件硬度降低，但随后由于γ′-Ni₃Al相的强化作用，硬度有所增加，如图6（b）所示^［75］。Zhang等^［76］采用D-WAAM技术制备Ni₃Al合金，并对其高温氧化行为进行研究。结果表明，使用M-WAAM技术制备的Ni₃Al合金具有周期性重熔带，高比例γ + γ′相的存在加速了该区域的氧化行为，导致该区域氧化皮厚度较大。

Ti-Al系IMCs在高温下具有优异的抗拉强度和抗蠕变性能，其在中温环境下可以替代传统的高温合金^［77-78］。Wang等^［79］通过调节M-WAAM过程中Ti、Al丝材送入熔池的原子比例制备了Ti-35%Al、Ti-45%Al和Ti-55%Al合金。根据图6（c）所示^［79］XRD实验结果，该实验成功地获得了α₂-Ti₃Al相、γ-TiAl相以及α₂-Ti₃Al+γ-TiAl双相，证明了M-WAAM制备IMCs的成分可控性。Hou等^［80］通过M-WAAM工艺成功制备了Ti-48%Al合金，其相组成与Ti-45%Al相同，均为α₂-Ti₃Al和γ-TiAl相（如图6（d））。同时，该研究显示，与基于GTAW的WAAM工艺相比，基于PAW的WAAM工艺可以有效地减少热积累和应力分布的差异，如图6（e）所示^［80］。这主要与电弧的收缩以及热输入的减少有关。Xiong等^［81］采用基于GMAW的M-WAAM工艺，以纯Ti、纯Al焊丝为原料成功制备了Ti-Al合金。研究发现，随层间温度的增加，单壁墙试样的宏观裂纹逐渐消失但成形高度有所减小。抗压强度随成形温度的升高而降低，最大抗压强度为1814.3 MPa。Shen等^［82］研究了Ti-Al系IMCs裂纹形成机理，发现α₂-Ti₃Al的存在会导致更高的局部取向差以及晶间微裂纹的产生。与Ti-48%Al合金相比，α₂-Ti₃Al更倾向于在Ti-45%Al合金晶界处形成，导致Ti-45%Al合金开裂倾向增大，该研究为WAAM制造Ti-Al合金的裂纹控制提供了参考。此外，该团队通过调节沉积电流，成功制备了具有等轴晶片层团且Al含量波动较小的TiAl-4822合金^［83］。同时尝试通过热处理工艺消除M-WAAM制备Ti-Al合金的成分偏析，改善组织不均匀问题^［84］。Yang等^［85］在制备Ti-Al合金的过程中添加了Nb元素，Nb元素的添加促使构件中生成纳米级板条状析出相，使成形试样的抗压强度和伸长率分别提升35%和65%。Fu等^［86］采用M-WAAM，结合热丝技术成功制备了新型钛-铝金属件化合物Ti₂AlNb，解决了该合金由于高熔点（1200 ℃）面临的制造周期长、制造成本高等问题。研究结果表明采用M-WAAM技术制备的Ti₂AlNb合金室温极限抗拉强度可达1002 MPa，伸长率可达8%。该实验的成功为制备高性能IMCs提供了新途径，展现了M-WAAM制备IMCs的巨大前景。

Fe-Al系IMCs因其优异的耐腐蚀性能而受到广泛关注^［87-88］。在Shen等^［89］的研究中，在M-WAAM沉积前几层Fe₃Al 基Fe-Al 合金的过程中，由于热导率较高，需要足够的基体加热温度。Lu等^［90］采用M-WAAM工艺成功制备了Fe₃Al合金，其微观形貌如图6（f）所示。与传统工艺制备的Fe₃Al合金相比，该工艺成形的Fe₃Al合金具有更加均匀的元素分布（图6（g）^［90］）以及更高的抗压强度。实验结果显示，M-WAAM技术制备的Fe₃Al合金抗压强度可达1820 MPa，使用粉末烧结制备的试样由于内部孔隙缺陷的存在导致抗压强度仅为1000 MPa，如图6（h）所示^［90］。Shen等^［91］的研究也证明了通过M-WAAM的方式可以制备出性能更为优异的Fe-Al系IMCs。该团队采用Al丝以及Fe丝为原材料，原位合金化成形的Fe-25%Al合金试样屈服强度与传统制造方式相比提升了50 MPa。

Ni-Ti合金具有独特的形状记忆效应以及优异的超弹性^［92-93］。Wang 等^［94］探究了不同沉积电流（80、100、120 A）对M-WAAM制备NiTi形状记忆合金晶粒取向、析出相、相变和力学性能的影响。结果表明，随着沉积电流的增大，Ni₄Ti₃析出相尺寸增大，过大的热输入导致Ni₄Ti₃发生扩散相变，在样品中测得Ni₃Ti。随着沉积电流的增加，极限抗拉强度和伸长率也随之降低，电流为80 A时成形试样具有最高的抗拉强度和伸长率，分别为927.9 MPa和8.7%，如图6（i），（j）所示^［94］。Chen等^［95］以纯钛丝和纯镍丝为原料，通过D-WAAM技术分别制备了Ni_50.8Ti_49.2以及Ni₅₃Ti₄₇合金。从实验结果中观察到Ni₃Ti、Ni₄Ti₃以及NiTi₂析出相的存在，Ni₃Ti析出相的强化作用导致Ni₅₃Ti₄₇构件的硬度远高于 Ni_50.8Ti_49.2构件。同时，Ni₃Ti析出相的存在抑制了马氏体相变的进行，导致Ni₅₃Ti₄₇试样在循环压缩的过程中不可恢复应变的线性增加，如图6（k） 所示^［95］。Ni_50.8Ti_49.2循环压缩过程中的不可恢复应变逐渐接近4.5%，如图6（l）所示，WAAM过程中热量的累计导致成形试样相组成不均匀进而导致试样超弹性下降。Huang等^［24］通过D-WAAM的方式创造性的制备了Ni₄₉Ti₅₁合金，不同区域微观形貌如图6（m）所示^［24］。成形试样表现出了高达88%的形状记忆恢复率（如图6（n）^［24］），展现了M-WAAM工艺制备形状记忆合金的潜力。

IMCs由于其室温下较低的延展性，难以拉拔成丝材，导致其零部件的生产和制造难度极大，进一步限制了IMCs的应用^［96-97］。采用以粉末为原材料的增材制造方式制备IMCs成本较高且生产效率低，成形构件的力学性能有限，极大地限制了粉末增材制备IMCs的发展^［98］。M-WAAM成为制造IMCs的理想技术之一，通过调控每种金属丝材的送丝速度，实现对WAAM技术制备IMCs化学成分的精确控制^［63］。目前，Ni-Al、Ti-Al、Ni-Ti等IMCs已经通过M-WAAM技术成功制备，对其微观组织以及力学性能方面的研究也逐渐深入，但对于IMCs高温强度、疲劳等方面的研究仍然较少。M-WAAM过程中较高的热输入以及独特的热循环过程会影响成形构件的微观组织，进而导致其力学性能的降低。因此，寻找更加合适的沉积热源并对相应的热循环过程进行研究，减少残余应力的产生，提升M-WAAM制备IMCs的晶界强度，是制备高性能IMCs的关键。

3 关键问题

M-WAAM在中等复杂程度的大型结构金属构件制造以及先进金属材料的制造中具有广阔的应用前景。目前，M-WAAM工艺所面临的主要问题有：

（1）微观组织不均匀与力学性能各向异性：M-WAAM是一个复杂的热循环过程，可以视为一种简易的原位热处理工艺，将导致成形构件在不同区域可能会出现不同的微观组织；由于M-WAAM特殊的冷却过程，在固/液界面往往存在较高的温度梯度和较低的生长速率，成形构件将不可避免地会产生柱状晶区，从而导致材料力学性能的各向异性^［99］。对电流、电压等工艺参数以及沉积路径进行优化，结合实时监测系统以确保成形过程的稳定性，适当的热处理工艺也可以有效改善上述问题。

（2）成形缺陷问题：M-WAAM工艺缺陷主要包括气孔、裂纹和变形。M-WAAM过程中，熔池快速凝固冷却过程导致溶解的气体来不及逸出熔池，从而形成气孔，成形过程中合金元素的挥发也是WAAM气孔产生的原因之一。在M-WAAM过程中产生的气孔通常为非球形，保护气体不足、工艺参数不稳定、沉积路径过于复杂等都会成为气孔产生的原因。此外，也有研究显示较高的热输入会导致成形构件存在更大的孔隙率^［100］。研究表明，增加保护气纯度和流量以避免空气进入熔池，调整电压、电流等工艺参数确保熔池良好的流动性以及通过预热等措施减缓冷却速率均可以降低M-WAAM过程中气孔产生的概率^［101］。

M-WAAM过程中局部区域会快速熔化和凝固，较高的温度梯度会导致膨胀、收缩不均匀，从而产生残余应力，当残余应力超过材料的强度极限时会产生凝固裂纹，成分偏析以及低熔点共晶相的产生也有可能产生凝固裂纹。此外，还可能存在由于析出相形成以及晶界形态变化导致的晶间裂纹^［102］。对M-WAAM工艺参数进行优化，选择合适的沉积路径、层厚以及层间冷却时间，结合预热工艺降低成形过程中的温度梯度可以有效避免上述缺陷。

M-WAAM中反复熔化和冷却引起材料热膨胀和收缩，从而导致变形的产生，此外由于温度梯度导致的残余应力也会引起结构变形，严重影响成形试样的力学性能，并成为晶粒结构变化的驱动力^［102］。将实验与模拟相结合，寻找最佳的工艺参数组合，使M-WAAM工艺过程中的热输入和冷却速率达到最佳平衡，从而减少变形。

（3）成形精度问题：M-WAAM成形试样的精度一般可以通过试样的成形尺寸和表面粗糙程度进行表征。M-WAAM过程熔滴过渡方式以及熔池形状难以控制，将在极大程度上影响成形尺寸，工艺参数的选择以及层间温度的控制将会影响成形试样表面的粗糙程度。适当的后处理技术，如激光表面处理可以在一定程度上改善M-WAAM试样成形精度不足问题。

4 未来展望

目前，M-WAAM多用于钛合金、镍基合金、铝合金以及不锈钢等材料的制备，对于FGMs、HEAs和IMCs等先进材料生产制造的研究为M-WAAM在工业制造和新材料研发方面的进一步发展提供了新的思路。然而，由于M-WAAM技术独特的热历史等因素所导致的微观组织不均匀和力学性能各向异性，成形缺陷难以避免以及成形精度不可控等问题在一定程度上限制了M-WAAM的进一步发展。寻找适当的工艺参数，研究晶粒细化过程和额外的层间变形至关重要。因此，提出以下解决方案：

（1）建立M-WAAM的工艺窗口：WAAM的工艺分类较多，所研究的材料体系也较为丰富。对工艺窗口的研究与优化可以确保M-WAAM过程的稳定性，有效提升成形构件的性能和可靠性，同时可以提高制造效率，节约制造成本。因此，建立各个工艺、各个材料体系的工艺窗口，探究最优工艺参数是必不可少的研究之一。通过设计正交实验、响应面法等方式，结合在线监测与控制系统，探究最优的工艺参数组合，逐步完善各个材料的工艺窗口。同时，可结合有限元分析与多物理场模拟对不同工艺参数下的温度场与应力场分布进行研究，从而优化M-WAAM工艺参数，探索并确定最优工艺窗口。

（2）复合工艺：为了消除材料的各向异性、气孔等缺陷，可以在M-WAAM过程中耦合其他工艺（如超声冲击，层间轧制等）来对构件实现晶粒细化等目的，从而提高材料的力学性能。同时，可以通过激光-电弧复合增材制造技术来改善M-WAAM成形精度不足的问题，实现高精度、高质量构件的制备，其沉积效率可达6~10 kg/h，表面精度可达0.3~0.4 mm，南京理工大学通过双丝CMT结合激光实现了高性能钛合金、不锈钢等材料的制备^［103］。Wu等^［104］也尝试通过光束震荡来提升激光-电弧复合增材成形试样的表面精度，同时研究发现成形试样的孔隙率显著降低至0.01% 。目前，对于激光-电弧复合增材制造技术的研究多集中于单丝WAAM，而多丝协同复合增材制造的应用仍处于探索阶段，其工艺优化与机理研究尚不完善，亟需进一步的研究与发展。

（3）建立过程监测和控制系统：为了实现M-WAAM过程的精确控制，必须对沉积过程中熔池的几何状态、亮度和热分布进行实时检测。使用激光视觉传感系统对沉积的形貌进行监测，同时采用CCD传感器来监控弧长、熔池等，并通过反馈系统实时调整工艺参数，确保沉积过程的稳定和产品质量一致。多变量监测与控制系统将是智能制造的重点发展方向。

5 结束语

M-WAAM技术在工艺优化、质量控制以及先进多材料结构的制造与研发等方面取得了显著成效，展现了其在绿色制造和智能制造等领域的广泛应用前景。FGMs和HEAs等先进材料已经能够通过M-WAAM技术进行制备，展现了M-WAAM技术在制备的成分-结构-功能一体化材料方面的巨大潜力。然而，随着航空航天、能源工程、汽车制造等领域对于高质量、高性能、高复杂程度零部件需求的不断增加，M-WAAM技术面临着新的挑战。这些领域对制造精度、材料性能和生产效率要求的提升，促使M-WAAM技术在实现更高标准的同时探索新的解决方案。人工智能技术为M-WAAM技术的进一步发展提供了良好的基础。结合人工智能系统以及传感器网络可以实现对M-WAAM的工艺优化、过程建模、缺陷监测等。未来，M-WAAM技术必将进一步与人工智能技术深度融合，推动制造过程的自动化、智能化和数字化，以适应工业4.0时代智能制造的发展趋势。这将进一步拓宽M-WAAM技术在航空航天、车辆工程等高性能需求领域的应用范围，满足未来工业发展的多样化需求。随着研究的不断深入和技术的不断创新，M-WAAM技术将在更多领域展现其独特优势和巨大价值。

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基金资助

国家自然科学基金项目(52305408)

天津市多元投入面上基金项目(22JCYBJC01610)