激光多材料增材制造技術研究進展和展望

韋 超，楊 瀟，魯淑芬，程東旭，高學浩，袁 丁

（中國科學院寧波材料技術與工程研究所，寧波 315201）

增材制造（Additive manufacturing，AM）技術基于離散–堆積的獨特成形原理，相較傳統(tǒng)制造技術，在降低生產成本、提高生產效率以及制造復雜結構零件方面具有較大的優(yōu)勢，已經(jīng)在航空航天、核能和醫(yī)療等高度定制化領域逐漸代替?zhèn)鹘y(tǒng)制造技術[1–2]。傳統(tǒng)的AM 技術僅限于成形單一均質材料，已無法滿足特殊性能零件的生產要求，如火箭隔熱罩、熱交換管、發(fā)動機腔等熱端部件，這些零件在工作區(qū)域要保持高耐熱和高導熱性，而在非工作區(qū)僅需要保持一定的強度，同時還要求降低生產成本[3]。多材料增材制造 （Multi-material additive manufacturing，MMAM）技術是將多種材料按照結構和功能要求集成在一個零件上，在材料成分、形狀結構和宏觀性能上具有更高的設計自由度，能夠通過精確調整將不同的材料沉積到構件的任意位置上，根據(jù)環(huán)境或結構要求對零件進行特殊定制生產，突破了傳統(tǒng)多材料制備技術的諸多限制，適用于制備功能和結構復雜的零件，生產成本低且性能優(yōu)異，是高性能零件最理想成形方案[4–5]。激光增材制造（Laser-based additive manufacturing，LAM）以高能量激光束作為熱源，通過微小的激光光斑精確快速掃描，熔池尺寸小且熔凝速度快，所獲得的制品具有晶粒細小、成分均勻、組織致密等優(yōu)點，是增材制造技術中應用最為廣泛的技術[6–8]，LAM 技術又分為激光粉末床熔融（Laser-based powder bed fusion，L–PBF）和激光定向能量沉積（Laser powder directed energy deposition，L–DED）[9]，前者先鋪粉再用激光將粉層局部按需熔化，后者則利用激光束實時熔化從噴嘴高速噴出的粉末。

金屬多材料增材制造通常是將不同材料的物理特性/生物兼容等特性組合來實現(xiàn)超常規(guī)的性能組合，最常用的金屬包括不銹鋼、鋁合金、鈦合金、銅合金、鎳基合金和鐵基合金等[10–11]。金屬多材料增材制造與單材料零件相比，性能更加優(yōu)異，如表1所示[12–18]。本文從界面結合、送粉系統(tǒng)和參數(shù)優(yōu)化3 個方面分析該領域研究現(xiàn)狀，闡述了缺陷產生原因并提出抑制方法，最后總結技術未來發(fā)展方向。

表1 典型多材料體系的組合和應用[12–18]Table 1 Composition and application of typical multi-material systems[12–18]

1 多材料增材制造界面結合研究現(xiàn)狀

多材料的界面結合主要受不同材料的物理性、不同材料制件的連接方法和兩種影響因素所產生的缺陷的影響，以下分別從這3 個維度出發(fā)，對界面結合主要影響因素進行系統(tǒng)分析。

1.1 材料物理性能對界面結合的影響

1.1.1 物理性能

在材料體系選擇時，不僅要考慮服役環(huán)境的功能性，還要兼顧不同材料之間的物性關系，例如晶體結構、熔點、熱膨脹系數(shù)和密度等物理性質。異質材料的物理性質相似會獲得驚人的界面結合強度，并且降低裂紋和孔洞等缺陷產生的風險。如316L 不銹鋼和In718 鎳合金晶體結構均為相似的單面中心立方晶體結構，并且具有相似的熱膨脹系數(shù)，Yusuf 等[19]在L–PBF 制造316L–In718 雙金屬材料中發(fā)現(xiàn)材料界面表現(xiàn)出良好的結合強度；Errico等[20]證實了不銹鋼–鎳高溫合金界面處具有的良好結合強度，且界面無裂紋和孔隙。此外，Ti5Al2.5Sn–Ti6Al4V[21]、CoCrMo–Ti6Al4V[16]、IN625–Cu[22]、IN625–SS304L[23]等多材料體系也具有良好的冶金結合強度。但是，當異質材料的物理性質相差較大，界面結合強度不足難以抑制巨大的拉應力，則會在界面處產生裂紋、孔隙和分層等缺陷。如何提高異質材料的界面結合強度是MMAM技術面臨的首要難題。如異質材料的熔點相差較大，在相同激光能量下會引起低熔點的材料蒸發(fā)或者高熔點的材料熔化不充分，元素蒸發(fā)造成化學成分變化，而材料熔化不充分則直接破壞材料之間的結合。Tan 等[24]在界面偏銅側發(fā)現(xiàn)未熔化的鎢合金顆粒，造成不規(guī)則形狀的孔隙和裂紋，這是由于銅合金和鎢合金熔點相差較大。Wei 等[25]在制備Invar36–Cu10Sn 雙金屬時發(fā)現(xiàn)銅合金完全熔化、高熔點的Invar36 粉末顆粒未完全熔化，導致界面結合強度下降，這是由于兩者熔點相差較大及銅的高導熱率。

1.1.2 元素擴散

除傳統(tǒng)的物理性質外，密度、缺陷、晶體結構、化學成分等物理因素還影響界面周圍的元素擴散。元素充分擴散往往能夠提高界面結合強度和力學性能，Wu 等[26]在Ti6Al4V–AlSi10Mg 雙金屬界面處發(fā)現(xiàn)，兩種合金的界面結合強度良好，主要是由于L–PBF 過程中的熱循環(huán)和鈦合金較低的熱導率使界面元素充分擴散；Chen 等[27]發(fā)現(xiàn)316L 和CuSn10 樣品的橫截面微觀結構在界面處具有元素擴散區(qū)，有助于提高界面的結合強度；Bai 等[28]在對CrMn–MS1 部件的界面和力學性能表征和測試時發(fā)現(xiàn)，兩種不同材料之間形成了寬度約為130 μm 的界面，界面結合良好且沒有孔隙、夾雜物和裂紋，這源于界面處的元素充分擴散，并且硬度值平滑地從CrMn 鋼（277±11HV0.05）過渡到MS1（360±9HV0.05），緩解了兩種材料的性能不匹配。但是元素在擴散時結合形成新的金屬間相，其晶格類型與基體材料的晶格類型完全不同，并且往往脆性較大，容易萌生缺陷，大大降低界面結合強度和力學性能。研究發(fā)現(xiàn)可以通過相圖計算（Calculation of phase diagram，CALPHAD）避開易產生金屬間相的成分含量組合。Yin 等[29]在Ti6Al4V–316L 多材料體系中發(fā)現(xiàn)Ti 和Fe 元素在激光熔化時形成了TiFe 和TiFe2金屬間相，是裂紋產生和結合強度降低的主要原因。Reichardt 等[30]證實脆性金屬間化合物FeTi 相和Fe–V–Cr 相是造成樣品開裂的原因，提出通過多組分相圖路徑規(guī)劃，避免沿梯度形成不利的相。Carroll 等[23]則在IN625–304L 的梯度區(qū)SS304L 端部附近（約82%（質量分數(shù)）SS304L）觀察到導致裂紋的二級相微米顆粒。Aydogan 等[31]在SS420–IN718 材料體系中發(fā)現(xiàn)弱化碳化物和Laves 相的存在，這使其硬度和拉伸強度都低于純合金制品。不同材料粉末混合，元素的密度不同也會抑制元素擴散，較高密度的元素下沉到熔池底部，并聚集在熔池邊界附近，造成局部成分偏析。

1.2 材料分布對界面結合的影響

1.2.1 直接連接

異質材料的連接分為直接連接、梯度連接及過渡層連接，材料分布如圖1所示[32]。直接連接只適用于物理性質相似且兼容性較好的不同材料，否則會出現(xiàn)化學成分和物理性能突變，產生尖銳的界面，引起應力集中，嚴重時直接造成連接界面失效。如鎳–銅合金因差異較大的物理特性，直接連接時會導致界面失效[33]；物理差異較大的銅–不銹鋼、鎢–銅體系等，以及鈦–不銹鋼等易產生金屬間相的體系，采用直接連接會降低界面結合強度。

圖1 兩種金屬的連接種類[32]Fig.1 Build strategies of joining two metals[32]

1.2.2 梯度連接

功能梯度（FGM）連接是指成分、結構和性能在某一方向呈現(xiàn)出連續(xù)/準連續(xù)變化。相較尖銳的界面，F(xiàn)GM 平滑的過渡區(qū)不僅有利于元素擴散和提高異質材料的界面結合強度，而且消除了明顯的邊界，避免裂紋擴展和應力集中，表現(xiàn)出更加出色的性能[34–35]。Su 等[15]在對FGM 結構的316L–Inconel718 梯度材料研究時發(fā)現(xiàn)，F(xiàn)GM 結構的合金成分過渡均勻，層間無突變，并且利于層間元素充分擴散，提高了界面結合強度。Tan等[36]證實了采用FGM結構的鋼–銅合金具有更高的界面結合強度，有效降低孔隙率至0.042%。Chen 等[37]通過L–DMD（Laser direct metal deposition）制備了FGM 結構的316L–In625 構件，發(fā)現(xiàn)Fe 和Ni 等主要元素的含量沿梯度方向均勻變化，元素無聚集，結果表明FGM 結構的316L–In625 構件具有良好的界面結合強度。Onuike 等[33]比較了L–DED 制造In718–GRCop84 鎳銅合金雙金屬的直接連接和成分梯度兩種連接樣品的界面結合，最終結果顯示，因兩種材料的物理特性不匹配而導致直接連接界面失效，但FGM結構提高了兩種合金的相容性且提高了界面結合強度。Hu 等[38]在316L–CuCrZr 雙金屬中使用FGM連接，大大提高了樣品的界面結合強度，并且形成了具有梯度晶粒尺寸和非均勻的微觀結構，這種獨特的微觀結構使316L–CuCrZr 樣品具有優(yōu)異的剪切和拉伸強度。

1.2.3 過渡層連接

當兩種材料的物理性質差異較大時，如銅–不銹鋼材料體系的物理、化學和機械性能相差較大，導熱系數(shù)和熱膨脹系數(shù)存在明顯差異，梯度連接難以提高界面結合強度，需要增加過渡層連接。Zhang 等[39]提出通過增加鎳基合金D22 作為過渡層，制成的Cu–D22–SS 結構大幅度提高了界面結合強度，Cu–D22和D22–SS 界面的結合強度值大于226 MPa 和648.2 MPa，均大于Cu–SS 的124 MPa，并且導熱率提高了約100%，熱擴散率提高了近370%。FGM 結構不能避免兩種材料生成金屬間相，Scaramuccia 等[40]在FGM結構的Ti6Al4V–In718 體系中觀察到，因Ti2Ni 相引起的裂紋需要通過添加過渡層來避免兩種材料的直接接觸，降低缺陷的產生并且提高結合強度；Li 等[41]將V–Cr–Fe 夾層添加至Ti6Al4V–SS316 結構中，如圖2所示，這種結構有效減少了裂紋產生，還防止了金屬間相的產生。Onuike等[42]制造了一種具有Nb 夾層的Ti6Al4V–SS410 雙金屬結構，在過渡區(qū)未發(fā)現(xiàn)脆性金屬間相，并且抗剪強度和抗壓強度增加，具有良好的抗裂紋擴展能力。Meng 等[43]使用Inconel 625 作為過渡層制造了FGM結構的SS316L–Ti6Al4V 多材料，同時使用同步預熱降低樣品中的溫度梯度，結果發(fā)現(xiàn)沒有形成金屬間相，組織更加均勻且精細，有效防止了裂紋產生，如圖3所示。

圖2 Ti6Al4V–V–Cr–Fe–SS316 過渡層樣品和結構示意圖[41]Fig.2 Specimen and schematic of structure of Ti6Al4V–V–Cr–Fe–SS316[41]

圖3 L–DED 沉積梯度無預熱和同步預熱樣品[43]Fig.3 Direct laser metal deposited graded samples with no preheating and synchronous preheating[43]

1.3 界面缺陷的產生原因和抑制方法

綜上所述，導致界面處產生裂紋和孔洞等缺陷的原因主要分為3 類：材料的物性差異、生成的有害相及加工參數(shù)，下面將逐一提出抑制缺陷產生的方法。

因異質材料的物理性質差異產生的缺陷，缺陷抑制方法有以下兩種。（1）當材料物性差異性不大時，可使用FGM 結構提高元素擴散程度，從而增強界面結合，消除缺陷。如Onuike 等[33]通過FGM 結構提高了鎳–銅合金的相容性并提高了結合強度，避免界面失效和裂紋產生。（2）當材料物性差異較大，F(xiàn)GM 難以消除應力集中產生的缺陷時，添加過渡層是降低缺陷的有效手段。如Zhang 等[39]在Cu–SS 構件中加入鎳基合金D22 作為過渡層，獲得了良好的冶金結合和無缺陷的Cu–D22–SS 界面。

不同材料熔化過程中元素相遇生成脆性金屬間化合物，導致形成裂紋，其抑制方法包括以下3 種。（1）可以通過相圖計算和模型預測，優(yōu)化材料組分占比，避開產生金屬間相成分的路線。Reichardt 等[30]通過熱力學模型和相圖計算，從成分上繞過相容性較差區(qū)域和金屬間化合物易形成的路線。（2）通過添加過渡層避免兩種材料元素的直接接觸，避免脆性金屬間化合物的產生，同時提高結合強度。Onuike 等[42]采用過渡層連接制成Ti6Al4V–Nb–SS410多材料，避免了Ti 和Fe 元素產生的脆性相，并且該結構具有良好的抗裂紋擴展能力。（3）添加第3 種金屬元素來提高材料的延展性，避免脆性相無法承受巨大的應力而開裂。Chen 等[44]通過用Ni 和Fe 元素部分取代Co3V 金屬間相中的Co元素，Co3V 的晶格可以從非塑性六邊形結構（D019）變?yōu)樗苄悦嫘牧⒎浇Y構（L12）。

因加工工藝參數(shù)不佳和加工特性產生的缺陷可以通過改變參數(shù)進一步優(yōu)化。Scaramuccia 等[40]通過優(yōu)化激光功率和掃描速度獲得無孔制品，其他工藝參數(shù)對缺陷的影響在后文將展開詳細描述。因加工時瞬時溫度較高和冷卻速度較快引起的熱應力也是缺陷產生的原因之一，這類缺陷可以通過提高預熱溫度以及降低冷卻溫度來抑制裂紋。Beal 等[45]在制備Cu–H13 體系時發(fā)現(xiàn)，由于凝固過程中的熱應力和快速冷卻而出現(xiàn)了裂紋；此外，還有研究人員在激光粉末沉積過程中發(fā)現(xiàn)裂紋的萌生和擴展主要與激光粉末沉積過程中的快熱和速冷有關。Meng 等[43]采用同步預熱降低樣品內部的溫度梯度，有效防止了裂紋的產生。此外利用熱處理和熱等靜壓等后處理技術也是消除缺陷的手段，Zhou 等[46]對SLM 制備的W–316L 構件熱處理后，發(fā)現(xiàn)316L 區(qū)域和結合區(qū)域的氣孔和裂紋缺陷明顯減少。

2 多材料增材制造送粉系統(tǒng)研究現(xiàn)狀

2.1 L–DED 送粉系統(tǒng)

相比L–PBF 工藝，L–DED 技術在生產多材料結構件方面具有更高的靈活性和便捷性，這是由于傳統(tǒng)的L–PBF 工藝基于刮刀/輥式鋪粉系統(tǒng)，難以在同層或不同層實現(xiàn)多材料的送粉，而L–DED 裝備中配有一組粉末給料器，可分別儲存和輸送不同粉末，通過增加料斗即可完成對多材料增材設備的改造，L–DED 設備示意圖如圖4所示[34]。Hofmann等[47]通過增加料斗完成多材料增材裝備的改造，并且成功制造了Ti–6Al–4V–V 及304L–Invar36 合金的幾種多材料功能梯度部件。此外L–DED 設備中給料器與激光器同軸，送粉和激光熔化同時進行，更易實現(xiàn)點對點材料組分控制，因此所制備的梯度材料具有更好的結合強度和機械性能，但難以達到L–PBF 的高精度和高表面質量。

圖4 L–DED 設備示意圖[34]Fig.4 Schematic of L–DED device[34]

2.2 L–PBF 送粉系統(tǒng)

L–PBF 設備如圖5所示[48]，由于傳統(tǒng)L–PBF 設備的送粉系統(tǒng)是通過刮刀/輥式在同層均勻鋪粉，難以實現(xiàn)同層或不同層點對點精確沉積多種材料，這成為限制L–PBF 成形多材料的主要問題。因此，如何設計傳統(tǒng)粉末床的送粉系統(tǒng)成為制備多材料的關鍵，現(xiàn)有多材料送粉系統(tǒng)分為刮刀送粉系統(tǒng)、超聲輔助送粉系統(tǒng)、電子照相送粉系統(tǒng)和刮刀+超聲輔助送粉系統(tǒng)，如圖6所示[49]。

圖5 L–PBF 設備示意圖[48]Fig.5 Schematic of L–PBF device[48]

圖6 多材料L–PBF 送粉系統(tǒng)示意圖[49]Fig.6 Schematics of powder spreading system for multi-material L–PBF[49]

2.2.1 刮刀送粉系統(tǒng)

刮刀送粉系統(tǒng)是最早實現(xiàn)多材料打印的裝置，兩個或多個粉末容器可以分別儲存和輸送兩種或多種粉末。但是這種送粉系統(tǒng)僅可制造沿沉積方向上的多材料構件，難以實現(xiàn)同沉積層的多材料沉積，可適用的材料體系有限，因此不具備發(fā)展?jié)摿?。新加坡的研究人員升級了標準L–PBF 的送粉系統(tǒng)，使用雙粉末倉成功實現(xiàn)了銅–不銹鋼雙金屬的成形，這種成形制件存在尖銳的材料界面，材料突變極易在材料界面處產生孔隙、裂紋和分層等缺陷，難以實現(xiàn)商業(yè)應用[50]。

2.2.2 超聲波輔助送粉系統(tǒng)

超聲波輔助送粉系統(tǒng)最早是在選擇性干粉輸送中得到廣泛研究，該裝置可以以均勻的送料速率送粉，其精度可以達到微米級水平，但是逐點超聲波送粉的效率較低，限制了該送粉系統(tǒng)在粉末床中的應用。曼徹斯特大學的研究人員使用超聲波振動按照不同的幾何模型將多種材料的干粉顆粒輸送到粉末床上，成功激光成形了二維的多材料組件。此外，Wei 等[51]還指出該送粉系統(tǒng)所輸送的層厚均勻性需要進一步提高。

2.2.3 電子照相送粉系統(tǒng)

電子照相技術在工業(yè)印刷行業(yè)的應用非常成功，它是利用靜電力將材料選擇性地轉移到基材上，因此，有學者提出將電子照相技術應用在3D 打印中來實現(xiàn)多材料選擇性增材制造。雖然該系統(tǒng)能夠快速、精確地輸送多材料粉末，但是堆疊成三維零件仍存在一定難度，因為電場會隨著沉積厚度的增加而減小。Stichel等[52]開發(fā)出一款基于粉末床的電子照相送粉系統(tǒng)，證明了該送粉系統(tǒng)制造多材料具有可行性，并且在印刷粉末層的表面和光電導體之間實現(xiàn)恒定電勢，降低了沉積層厚度相關性。電子照相技術目前仍存在不足，如工藝參數(shù)不當會導致粉末意外掉落，極易造成粉末污染，此外還需要對沉積的粉末進行材料和粒度上的分類。

2.2.4 刮刀+超聲輔助送粉系統(tǒng)

刮刀+超聲輔助送粉系統(tǒng)是目前比較理想的解決方案，該系統(tǒng)由曼徹斯特大學的研究人員提出，集成了刀片和超聲粉末分配器，并且使用真空粉末抽吸裝置，能夠精確去除粉末。通過超聲波振動激勵信號精確控制粉末流的開始和停止，使用超聲波振動可以改善干粉流動，破壞粉末團聚，確保實現(xiàn)穩(wěn)定且連續(xù)的粉末流動，結構和成形過程如圖7所示[48]。Wei 等[51，53]使用該裝置成功制備出一系列的316L 不銹鋼和Cu10Sn 銅合金組成的多種金屬材料制品，證明了該系統(tǒng)不僅具備可行性，還提高了粉末沉積效率，但送粉效率仍需進一步提升。

圖7 超聲波輔助多材料SLM 工藝流程圖[48]Fig.7 Process flow chart of ultrasound-assisted multiple materials SLM[48]

與傳統(tǒng)單一材料的設計不同，多材料成形軟件應具備對材料力學性能、空間分布和幾何形狀進行設計的功能，基于體素建模的3D CAD 軟件可以實現(xiàn)這些功能，但是需要建立完備的材料學資料庫來匹配，目前仍不具備多材料增材制造成形的專業(yè)性。而市面上僅有的幾款軟件，如ParaMatters 和Monolith 等多材料增材制造工具軟件主要用于成形聚合物，對于金屬材料的應用較少，因此今后需要對多材料增材制造軟件進行深入探索和設計[54]。

3 多材料增材制造工藝參數(shù)優(yōu)化研究現(xiàn)狀

激光多材料增材制造過程中主要受到激光能量密度E的影響，E通過公式（1）表示，由激光功率P、掃描速度v、掃描間距h和層厚z確定，此外還受到掃描策略、粉末流速、預熱溫度和冷卻速度的影響。最佳的工藝參數(shù)能獲得熔化和凝固狀態(tài)最佳的熔池，使粉末充分熔化，可使制件的組織致密且表面質量良好，而多材料體系中組分和占比不斷變化，意味著每個材料組合和材料比例都要達到最佳工藝參數(shù)，因此如何通過優(yōu)化來降低參數(shù)對制件組織和性能影響是學界面臨的挑戰(zhàn)之一[55]。

3.1 激光能量密度

不同的參數(shù)組合能得到相同的激光能量密度，如何通過調整激光的工藝參數(shù)降低缺陷和改善組織是大多數(shù)學者的必要研究內容。Scaramuccia 等[40]通過優(yōu)化激光功率和掃描速度制備Ti6Al4V–IN718雙金屬構件，獲得無孔的多材料制品，還發(fā)現(xiàn)增加激光功率會降低裂紋的產生。Sing 等[56]在工藝優(yōu)化過程中試圖以降低掃描速度制備具有較高相對密度的樣品，但是掃描速度低于極限值之后，孔隙和未融化粉末增多，這是由于瞬時溫度過高引起飛濺液滴造成的。Tey 等[57]通過使用高激光掃描速度來降低激光能量輸入，使鈦–銅合金界面厚度變薄，并且發(fā)現(xiàn)高掃描速度可起到細化晶粒的作用，這是由于熔池中心溫度的降低，也降低了溫度梯度。但是工藝參數(shù)的調整是有限的，如激光功率過低或者掃描速度過高會使激光能量輸入不足，使得粉末熔化不充分，熔池不穩(wěn)定，從而產生球化、裂紋等缺陷，而激光能量輸入較大，較多的飛濺顆粒和輸入較大的應力同樣會產生缺陷。

3.2 掃描策略

掃描策略對殘余應力、表面球化和翹曲變形有較大的影響。Zou 等[58]通過建立單激光和多激光掃描策略的殘余應力模型，發(fā)現(xiàn)優(yōu)化掃描方向和掃描順序可減少殘余應力，此外還發(fā)現(xiàn)與單掃描策略相比，雙掃描策略（也稱為重熔）可以將殘余應力降低10.6%。Chen 等[59]研究了雙掃描策略對316L–CuSn10 合金形成質量的影響，發(fā)現(xiàn)層間交錯掃描方法減少了孔隙率，并提高了過渡段的結合強度，此外還發(fā)現(xiàn)矩陣島的掃描策略有助于減少殘余應力，316L–CuSn10合金結構和兩種掃描策略如圖8所示。Lu 等[60]發(fā)現(xiàn)矩陣島的掃描策略是通過調節(jié)粉末床中的熱分布來影響構件的機械性能和殘余應力（圖9）。

圖8 316L–CuSn10 多材料雙金屬結構與層間交錯掃描策略和矩陣島掃描策略[59]Fig.8 316L–CuSn10 multi-material bimetallic structure and inter-layer staggered scanning strategy and island scanning strategy[59]

圖9 SLM 過程中島矩陣掃描策略[60]Fig.9 Illustration of the island scanning strategy during SLM process[60]

3.3 非直控參數(shù)

除上述直接控制的參數(shù)外，冷卻速率、熔池凝固和流動等非直控參數(shù)同樣對制件的微觀組織有巨大影響。如冷卻速度較慢時，晶體獲得足夠的時間和能量生長；冷卻速度快時，晶體來不及長大，從而獲得更加細小的組織。Khodabakhshi 等[61]在LAM 裝置中添加了可以控制熔池峰值溫度和冷卻速度的閉環(huán)系統(tǒng)，探究冷速對組織和性能的影響發(fā)現(xiàn)，通過控制冷速可獲得組織更加均勻的樣品，從而使制件展現(xiàn)出優(yōu)異的性能。

4 結論

本文綜述了多材料增材制造的最新研究進展，諸多研究成果已經(jīng)證明該技術的可行性和應用潛力，然而對多材料體系的選擇仍需要深入的材料學研究，多材料送粉系統(tǒng)的技術成熟度仍是考驗其應用的難題，工藝優(yōu)化還需要大量的試驗證明。

傳統(tǒng)的增材制造方法不適用于多材料體系的研究，傳統(tǒng)的單材料計算機設計軟件只需建立幾何圖形，而多材料需要根據(jù)不同材料的特性、空間分布和幾何圖形來設計模型，目前沒有一款專業(yè)性軟件與多材料增材制造相匹配，因此MMAM 技術軟件開發(fā)是亟待解決的難題。

此外，對多材料進行相圖計算和模型演變預測，需要專業(yè)的模擬軟件和完備的多材料體系熱力學數(shù)據(jù)庫；并且需要引入人工智能輔助系統(tǒng)，通過自動建模及計算得到多材料體系模型，來簡化模擬步驟并減少實際試驗量。工藝參數(shù)優(yōu)化過程中，需要實時對缺陷和熔池形貌觀測，海量的優(yōu)化過程費時費力，需要引入原位檢測系統(tǒng)和機器學習系統(tǒng)，對缺陷和熔池特征進行實時檢測、缺陷分類和收集數(shù)據(jù)，自動設計參數(shù)并根據(jù)數(shù)據(jù)推測規(guī)律，簡化優(yōu)化過程。以上這些研究方向對提高MMAM 工藝效率和減少缺陷有質的幫助，盡管面臨重重困難，但多材料增材制造技術必將推動工業(yè)生產朝著多元化、多功能化、多結構化和低成本化的方向發(fā)展。