什么是界面反应抛光?
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发布时间：2022-04-30 05:44
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时间：2023-10-18 06:54
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本文从三个部分进行了研究：金属-金属、金属陶瓷和金属间梯度材料。本文为第三部分。
3．3． Metal-intermetallic梯度材料
虽然可以通过铸造或粉末冶金工艺从金属间化合物中制造接近最终几何形状的零件，但生产成本很高，而且由于在这些方法中使用了模具，最终产品的形状不能非常复杂。在新的制造方法中，AM在金属间化合物制造零件方面表现出了良好的潜力，因为它具有开发新合金的能力，并尽可能地将生产集成到接近最终形状(没有任何几何*)。然而，关于金属间化合物的固化/低温开裂的高敏感性、孔隙的形成和化学成分的不均匀性是研究金属间化合物AM的主要挑战。
Al-Si3N4纳米复合材料制备的不同步骤。
为了制备不同的基于粉末冶金的纳米复合材料，各种材料被用作基体或增强剂。例如，Matli等人(2017)采用了一种新型的MW烧结，然后在高温下挤压，以开发不同vol%为0.5%、1.0%和1.5%的氮化硅增强纳米复合材料(上图);Simões等人(2017)制备了0.5-2.0 wt%的CNTs增强铝和镍基复合材料;van Pham等人(2011)生产了一种碳纳米管增强纳米复合材料，碳纳米管含量为0-3.5wt%;Akbarpour等人(2014)开发了SiC纳米颗粒增强铜。这些论文都报道了纳米增强剂的加入可以提高机械性能。
3.3.1Ti-Al梯度金属间化合物
在Qu等的研究中，研究了激光熔化沉积(LMD)方法处理的Ti/TiAl的梯度结构，为航空发动机涡轮叶片和涡轮盘材料提供了一种新的候选材料。沉积尺寸约为60 × 55 × 6 mm的薄壁形貌和室温拉伸试样的腐蚀形貌(可能是切割或抛光过程中与制备介质的反应)分别见图18a和图b。在微观结构评估中，在化学成分为Ti-43Al-1.8V-0.8Cr(最终层)的区域观察到由γ-TiAl和α2-Ti3Al组成的全层状(FL)组织(图18c和d)，而由于铝含量的变化，在梯度区观察到不同层宽的α/β编织物的通常组织(图18e-h)。在不同工艺参数下制备的3个样品的极限抗拉强度(UTS)均可达1198.8MPa，但Ti/TiAl梯度结构的延性很低。
图18 a) LMD方法处理的Ti/TiAl薄壁梯度结构照片。b)室温拉伸试样的腐蚀形貌。c) Ti-43Al-1.8V-0.8Cr的光学显微组织。TEM亮场显微组织:d) Ti-43Al-1.8V-0.8Cr, e)Ti-30Al-1.4V-0.5Cr, f) ti - 17al - 1.8 zr - Mo, g) Ti-10Al-V-1.7Zr-Mo, h)Ti-6.5Al-V-2Zr-Mo(从上到下梯度结构顺序)
在另一种方法中，考虑到激光增材制造技术中常见的断裂和氧化问题，Ge等人采用了清华大学开发的一种新的电子束选择性熔化(EBSM)技术来生产TiAl/Ti3Al和Ti6Al4V/Ti3Al梯度结构。在这种新技术中，一方面，对基体和粉末层进行预热可以降低热应力(这对于合成TiAl和Ti3Al等脆性化合物非常重要)。另一方面，真空环境可以防止杂质和合金元素的氧化。在本研究中，在实现无裂纹梯度结构和每个区独特的微观结构的同时，表明过渡区厚度及其化学成分受束流的显著影响。
考虑到Ti-48Al有最大的多弧离子镀二元合金的室温延性和铬和铌元素的添加会导致改善低温韧性和抗氧化性能的合金，Yan等研究了Ti的梯度结构/Ti-48Al-2Cr-2Nb (Ti / Ti4822)通过LMD技术制作的。考虑到Ti - 48al在TiAl二元合金中具有最大的室温延性，而加入铬和铌元素可以提高合金的低温延性和抗氧化性，Yan等研究了LMD技术制备的Ti/Ti- 48al - 2cr - 2nb (Ti/Ti4822)的梯度结构。
Fu和Chan (2013b)首先研究了两种尺寸情况下第一次剪切操作中不同状态的板料微观组织演化，如下图所示。变形初期形成连接凸模边缘的剪切带，随着参与变形的晶粒数量的减少，剪切带变得模糊。随着冲头运动，剪切过程中参与的晶粒增多，剪切带明显。当试样尺寸较大、晶粒尺寸较细时，沿剪切带方向的晶粒被严重旋转和拉长。侧向变形量在远离剪切带的区域减小。当尺度因子为0.53，退火温度为750℃时，试样厚度上约有一粒晶粒时，只有少量滑移来完成变形。
在两种尺寸情况下，不同状态和冲程的板料在一次成形过程中的微观组织。
在另一项相关研究中，Wang等人使用WAAM体系生产了梯度氧化铝钛结构。在他们的研究中，除了之前考虑的特性外，还评估了TiAl分级金属间化合物的氧化行为(在800℃下100小时，然后在空气下冷却)。图19为铝化钛梯度结构沿沉积方向(从上到下)不同位置的氧化层截面。
图19 氧化断面的扫描电镜、相应的EDS元素图以及氧化测试后不同基体上形成的氧化层示意图。
在距离顶部1.5 mm的位置A，基体通常由γ-TiAl组成。在此位置，氧化层可分为三部分。最外层和最内层由TiO2 + Al2O3的混合物组成。它们之间还存在致密连续的Al2O3层，作为O和Ti扩散的屏障。可以理解的是，由于TiO2的多孔性，连续的Al2O3层比TiO2层或Al2O3和TiO2的组合要好得多。从图19中对梯度结构不同位置的评价可以看出，高温氧化过程中，只有在γ-TiAl基体相(位置A，一定程度上位置B)上才能实现Al2O3层的稳定。
3.3.2 铁基梯度金属间化合物
通常，将金属间化合物合金与常规合金以梯度切割的形式结合，可以作为克服第3.3节开头提到的制造和加工问题的一种解决方案。在这方面，以及这次针对铁基金属间化合物，Durejko等人研究了Fe3Al/SS316L梯度管(可用于蒸汽动力装置)的AM的设计、工艺和冶金方面。在本研究中，考虑到管的工作条件，制备并检测了两种不同径向梯度的样品，根据哪个组件(SS316L或Fe3Al)在管的内侧，哪个组件在管的外侧(图20a, b)。得到的样品表面宏观检查显示有变形和多裂纹(图20c)，之后通过修改数据矩阵代码(datamatrix code, DMC)并通过试错实验得到无裂纹且几何形状符合要求的样品，从而获得最佳的处理参数。
图20 a, b)分别为SS316L/Fe3Al和Fe3Al/SS316L样品的径向梯度截面示意图。c)部分变形开裂的试验梯度管。d, e) SS316L/Fe3Al试样截面的线性元素分析结果和硬度结果。f, g)分别为Fe3Al/SS316L试样截面的线性元素分析结果和硬度结果。
虽然，与SS316L/ fe316l梯度样品不同，Fe3Al/SS316L梯度样品横断面的线性元素分析并没有清楚地显示出化学梯度(比较图20d, f)，两个样品横断面的硬度逐渐变化(图20e，g)表示两种样品的Fe3Al和SS316L之间都发生了平稳过渡。此外，可以看到，高显微硬度已记录为两个结构部件(约500 HV的SS316)，这是由于合金元素饱和，凝固的组织作为快速冷却的结果，和高度强化均匀性。在另一种产生铁铝化物的梯度结构的努力中，Shen等人尝试使用WAAM方法进行原位合金化。由于低碳钢基体的稀释，底层晶粒/晶界内的Fe3AlC0.5针状碳化物析出硬化，随着Al含量的增加，中层粗柱状Fe3Al晶粒向上层等轴状FeAl晶粒发生了明显的组织变化。设计和实际化学梯度的近似是他们最重要的发现。
编织复合材料建模层次结构有限元分析微尺度模型确定基体/纤维的机械性能，中尺度模型确定编织复合材料的弹性性能，宏观模型确定复合材料结构的弹性响应。
有限元模型通常采用多尺度建模方法。微观模型预测了注入树脂纱线的机械性能。通常，微尺度建模使用解析方程，如Halpin-Tsai半经验模型或CCM。在微尺度建模过程中考虑了纱线孔隙率、基体和纤维体积分数。编织复合材料的中尺度建模利用了由于编织复合材料的重复特性而存在的周期性边界条件。所有的有限元模型都专注于将编织体表示为RVE, RVE是表示整个编织体几何形状的最小子体积。中尺度模型可以预测编织复合材料的机械性能，并可以可视化RVE内部的应力和应变分布。最后，一个宏观模型可以预测整个编织复合材料结构的弹性响应。采用中尺度模型计算的均质弹性特性作为预测编织复合材料结构整体性能的输入。用于分析编织复合材料的建模层次结构如上图所示。使用有限元方法检测编织复合材料的路线图已由Lomov等人描述。
同时，在拉伸试验中，中间部分含有约36.1 at % Al合金的屈服率、抗拉强度和塑性分别为230.2、314.6 MPa和4.49%，这是由于合金的晶粒相对较细，FeAl硬相的含量相对较低。尽管有这些结果，但对于这种梯度结构的腐蚀行为评价的缺乏，在其应用方面仍有一些重要的问题有待解决。在其他地方，利用Fe-Fe3Ni梯度材料后热处理过程中的原位中子衍射，Shen等人表明，尽管Fe3Ni相的热膨胀系数(TEC)在加热过程中通过在Ni含量低的截面中α-Fe相的溶解而增加，Fe3Ni相中溶解的Fe通过增加晶格应变降低了TEC，从而更有效地*了Fe3Ni的变形。这一发现有助于更好地理解和分析WAAM过程中的热裂现象。
4. 数值研究
除了大量的梯度材料AM的实验研究外，在材料科学和工程领域，特别是近年来，已经进行了一些数值研究。预测凝固组织和相变，实现安全梯度设计(最小开裂敏感性)，分析变形和残余应力，找到最佳工艺参数等。一般而言，只要理解AM加工fgf的原理和机制，包括熔化和凝固的概念、材料相互作用的热机械和动机械、转移现象、集中热通量(如激光与材料的相互作用)等，通过精确和尽可能精确的数值模拟，可以获得更详细和补充的实验结果信息。因此，鉴于数值研究的重要性，下面将尽可能对其中一些研究进行评述。
如上所述，凝固行为一直是数值研究的课题之一。例如，Lin等人以SS316L/Rene88DT梯度材料的快速激光成形(LRF)为模型(图21a)。在平行于梯度方向的截面上的实验研究中，观察到凝固组织为柱状枝晶，在整个梯度沉积过程中外延生长，除了纯净的Rene88DT区顶部为等轴枝晶(图21c-e)。利用Hunt模型和Gäumann等人结合KGT和LKT模型，可以预测梯度沉积不同化学成分区枝晶柱状向等轴转变(CET)的有利凝固条件(图21b)。比较流行的固化条件(温度梯度和凝固速率)和预测显示,在每一层凝固的最后阶段,条件为各向等大的增长,但由于后续层的重熔过程中沉积,只有最后一层的顶部,等轴枝晶结构明显，因此柱状枝晶结构在梯度沉积中占主导地位。同样，Lin等讨论了Ti6Al4V/Rene88DT梯度材料中凝固组织从柱状向等轴状转变的有利条件。
图21 a) SS316L/Rene88DT梯度沉积综述。b) CET曲线的不同化学成分区域梯度沉积温度梯度的函数(G)和凝固速度(V)(阴影区域和箭头路径显示凝固条件的范围的激光快速成型多层沉积和凝固条件下的熔池分别使用的处理参数)。c-e) SS316L、40%SS316L + 60% Rene88DT和Rene88DT微结构。
另一个关键和值得注意的数值问题，特别是近年来，是预测梯度结构的相变和二次相的形成的可能性，因为它可以通过设计无不良相组成的梯度有效地避免在制造过程中开裂。例如，在Carroll等人的研究中，通过DED对由SS304L和IN625制备的梯度结构进行了实验研究，并通过计算相图(CALPHAD)方法进行了热机械建模。在实验研究中，在一个化学成分约为79 wt. %SS304L和21 wt. % IN625的区域发现了微裂纹(图22a)。
图22 a)裂纹的BSE图像。b)裂纹区域测量和设计的化学成分表。c-h)裂纹周围主要元素的EDS图。i)平衡相分数作为裂化区化学成分的温度函数。j)在950-1100℃温度范围内，平衡相分数作为IN625合金重量分数的函数计算。
尽管在裂纹附近这一区域测量(实际)和设计的化学成分相似(图22b)，但从图22c-h中裂纹周围区域的EDS图可以看出，裂纹内存在铌和钼碳化物。另一方面，对于裂化区附近的化学成分作为平衡相分数随温度变化的热机械计算结果(图22i)表明，单碳化物(MC)析出物在580到1100°C之间有一个稳定区域。其他几种金属间化合物和M23C6碳化物也在相对较低的温度下进行了预测，尽管它们在较宽的温度范围内具有热机械稳定性，这是因为它们的冷却速率高，而且在实验评估中没有观察到它们缓慢的沉淀动机械。
裂纹BSE图像(a);计划和测量的成分表(重量百分率100微米)(b);组成元素(c-h)的EDS图。
通过SEM和EDS进一步研究了79% wt%的SS304L区域，以确定是否成分或微观结构变化是裂纹发展的原因。上图a显示了在设计成分为约79 wt% SS304L和21 wt% IN625时发现的裂缝的高倍BSE图像。计划的成分和EDS测量的成分(重量百分比，两个光谱的平均值)列在图b中，表明裂纹附近的设计成分与实验获得的基本相同。几个百分点的变化很容易解释EDS技术的局限性，其固有的不确定性约为1 wt%。
因此，使用SS304L和IN625粉末的线性组合，不可能防止MC相的形成以降低开裂的概率，因为很容易超过临界成分(该相稳定性的温度和化学成分范围太大)。研究人员建议，一个合适的解决方案是使用元素粉末非线性地改变铌和钼的浓度，而不是使用更多的粉末喂食器混合合金粉末。Bobbio等人也用实验计算方法证实了测量和预测Ti6Al4V/Invar梯度中二次相的方法。虽然AM的凝固过程是非平衡的，并且与随后的复杂热循环有关，实验结果与应用CALPHAD技术对各区域相组成的热机械计算结果具有良好的相关性，表明利用平衡相图(在适当温度下)对AM工艺制备的FGMs进行相研究是有益的。
因此，如实验表征和计算预测方法所证明的，层33中存在严重偏析的FeTi和Fe2Ti相，以及热循环期间由于不均匀应变产生的残余应力，导致切割过程中FGM样品中观察到的开裂和失效。
由于仅依靠冷却速率作为减少AM中有害相形成的工具的不足，Bobbio等人使用热机械和动机械计算来研究三种梯度系统中不同形式的sigma（σ）相的原因：Ti6Al4V/V/SS304L、SS420/V和SS420/V/Ti6Al4V。
具体而言，本研究使用Thermo Calc软件的TC-PRISMA和DICTRA模块分别测定梯度系统中sigma相的成核速率和生长速率。图23a中的时间-温度转变（TTT）图显示了含σ相区域的SS304L-V和SS420-V合金中bcc相矩阵中σ相的温度和时间依赖沉淀。
图23 σ相沉淀的)TTT曲线的矩阵bcc阶段(由TC-PRISMA计算)以及冷却曲线(CC)决定从最初的冷却率(有限元分析)和b)σ相体积分数作为时间的函数在温度1100K (DICTRA计算)SS420 V / V和SS304 L/σ的合金系统包含地区。
此外，有限元分析得到的这些区域的冷却曲线在此图中。可以看出，由于SS420-V合金的冷却曲线与相应TTT曲线相交的部分较大，SS420-V合金中形核形成σ相的趋势似乎更大。同时，根据1100 K温度下SS304L-V和SS420-V合金中σ/bcc两相区σ相生长的结果(图23b)， SS420-V合金中σ相的生长速率要高得多。
然而，与热机械和动机械计算结果截然相反的是，在SS420/V/Ti6Al4V梯度体系中发现的σ相比Ti6Al4V/V/SS304L梯度体系中少得多。考虑到在SS420/V(图24a-e)和Ti6Al4V/V/SS304L梯度体系中σ相的数量不同以及裂纹上下晶粒尺寸的显著差异，热机械和动机械计算与实验观测之间矛盾的原因由图24f提供的原理图加以解释。
图24 a-e)从SS420/V梯度系统顶部的光学宏观图，以及由EBSD技术提供的相位分布和反极图(IPF)图。f)存在有限裂纹(黑色实心曲线)和较广泛裂纹(灰色虚线曲线)时的热循环。水平虚线表示σ相形成的高温范围。
事实上，在SS420/V和Ti6Al4V/V/SS304L梯度系统中，由于过程中的热应力，出现了较为广泛的裂纹，从而破坏了以传导形式的传热。随着裂纹上方的热量积累，冷却速率变得低于理想值(图24f中的灰色虚线曲线)。因此，该区域暴露在较高温度下的时间较长，有利于σ相的生长。因此，在这两个梯度体系中，与热机械和动机械计算相反，σ相比SS420/V/Ti6Al4V梯度体系形成了更多的σ相。
尽管通过热机械计算和平衡相图，在预测和设计避免有害化合物形成的梯度路径方面取得了成功，与一些实验观察结果的其余差异表明，需要提供精确的模型来预测增材制造结构中可能的相。参考AM过程中的快速凝固，Mustafa等人提出了一类新的非平衡相图，称为Scheil三元投影(STeP)图，用于设计最优梯度路径(不含具有高裂纹敏感性的脆性化合物)。虽然他们的研究缺乏实证验证,Fe-Cr-Al三元体系的步骤图计算梯度结构的铁素体不锈钢和铝Thermo-Calc软件并与同一系统的平衡等温图在650°C(略低于铝的熔化温度)。
根据两图预测的相场的差异和重叠程度，STeP图中的金属间相通常跨越了更宽的组成范围。值得注意的是，由于STeP图不包含固相转变，AlCr2的低温相仅在平衡图中可见，Al5Fe4的高温相仅在STeP图中可见。Bocklund等还声明,是导致溶质偏析和快速凝固形成的阶段,不存在均衡凝固,Scheil-Gulliver凝固模型用来预测熔体的凝固阶段CP Ti / Invar-36和Ti6Al4V / Invar-36梯度结构。
模型的关键假设是均匀熔池和否定固相反扩散。为了证明Scheil-Gulliver模型有效预测梯度结构AM中相的可能性，并将该模型的结果与Fe-Ni-Ti三元系的平衡凝固模型进行了计算和比较，研究人员使用电子反向散射衍射(EBSD)技术的相位表征来验证模型。尽管实验分析和预测相馏分之间存在一些差异，但总的来说，平衡凝固和Scheil-Gulliver模型能够很好地预测得到的相。然而，Scheil-Gulliver模型预测的结果与实际更接近，因此，Scheil-Gulliver模型可以预测两种以上不同化学成分的相，更接近于已有相分数的实验分析结果。
在这方面，Liu等人进一步比较了平衡热机械、Scheil-Gulliver凝固模型的预测结果，基于Fick定律的扩散分析，实验表征了纯铁- ni25a梯度材料的相演化和元素分布。图25a显示了根据平衡热机械、Scheil-Gulliver凝固模型和扩散分析预测的梯度结构(100% Ni25A)第五区域的相演化随温度的函数。除了平衡热机械预测和Scheil-Gulliver凝固模型(在以前的类似研究中讨论过)之间的一些差异外，γ向渗碳体相变的扩散分析结果与Scheil-Gulliver凝固模型的结果具有较高的相似性，表明该模型能够较好地预测非平衡条件下的相。
图25 a)通过平衡计算、Scheil-Gulliver凝固模型和扩散分析预测了梯度结构第五区(100% Ni25A)的相演化。b)梯度结构第五区XRD谱图。c)通过EDS分析、Scheil模型、Scheil背扩散和1D扩散计算，比较梯度结构五个区域中γ基体元素的分布
此外，从图25b中第五区域的XRD图可以看出，虽然Scheil-Gulliver凝固模型存在一些差异，但可以正确预测该区域存在的大部分相，结果表明，该模型比平衡预测更适用于非平衡凝固条件下的相预测。对于元素在梯度结构中的分布，如图25c所示，在γ矩阵中各组成元素分布的实验测量和计算中，虽然Scheil-Gulliver凝固模型中考虑了向固相扩散(反向扩散)，根据实验测量结果提高了元素分布的预测精度，但仍不尽如人意，因为除此之外，其他因素也会影响非平衡凝固中元素的偏析。与实际冷却速率相比，DED过程(扩散和偏析时间更长)的冷却速率更低，循环热加载，扩散分析的预测结果与实验测量的元素分布结果存在差异的原因是重熔和再凝固。
增材零件的残余应力和变形是最重要和不可避免的挑战之一，用实验方法测量和控制这些问题既费时又费钱。此外，样品的制备、尺寸和零件的形状，以及x射线或中子衍射等实验方法的准确性，都对实验结果有显著影响。一种方法是通过数值模拟计算各部位的残余应力和变形。例如，Mukherjee等人利用热机械建模研究了激光辅助定向能沉积过程中残余应力和变形的演变，以制备2.25Cr-1Mo钢或Ti-6Al-4V合金到800H合金的不同梯度接头。作为一种新颖的方法，他们使用了传热和流体流动模型(也考虑了熔池对流的影响)来精确计算过程中的温度分布，并作为一个机械模型的输入。利用JMatPro热力计算软件计算各层随温度变化的热物理和机械性质，并作为模型的输入。
图26 热模拟结果:a) 800H和2.25Cr-1Mo钢接头沿沉积-基体界面的纵向残余应力，贯穿厚度b)残余应力，c)沿构建方向的应变。d)沿沉积-基板界面的纵向残余应力，贯穿厚度e)残余应力，f) 800H和Ti-6Al-4V接头合金沿构建方向的应变。
图26显示了通过减少残余应力和变形来制造梯度连接比不同连接的优点。所有图都是在沉积第10层并将零件冷却到环境温度后绘制的。由于800H合金和2.25Cr-1Mo钢的机械性能非常接近，因此在它们之间的不同接头界面处，残余应力和应变分布没有发生突变。因此，这两种合金之间的梯度接头在降低残余应力和变形方面并没有显示出任何优势(图26a-c)。
然而，由于Ti-6Al-4V的机械性能与800H合金有很大的不同，通过在它们之间制造一个梯度接头，可以使这些合金的不同接头中残余应力和应变分布的急剧变化最小(图26d-f)。在另一项研究中，Li等人同样表明，纯铜通过DED工艺直接连接到SS304L，通过在两种材料之间添加IN718作为缓冲层，可以有效消除两种材料热膨胀系数差异引起的高残余应力导致的界面开裂问题。Zhang等人报道了在H13工具钢上直接沉积纯铜合金层的Deloro 22镍基合金作为中间层的类似效应，通过添加中间层，纵向残余应力由直接沉积界面处的~385 MPa减小到~192 MPa，得到了无裂纹的结构。
5. 总结与展望
5．1. 总结
随着增材制造技术的出现，功能梯度材料的发展趋势日益明显。定向能沉积(DED)和一定程度上的粉床熔合(PBF)工艺是基于熔化和凝固的定向能沉积工艺的子集，在金属fgf的定向能沉积研究中占了主导地位。由于熔融和凝固现象被认为是材料科学和工程的基本概念，近年来，为了更好地理解和提高梯度金属材料的AM，在这一领域进行了一些实验和数值研究。这些研究的重要结果可概括如下:
1）由于梯度结构层的不同性质和复杂的时空变化，使用适合每一层成分的优化工艺参数(特别是当相邻层的成分差异很大时)是必要的，以最大限度地减少缺陷，如未熔化颗粒、气孔、变形、残余应力、不良相、偏析和开裂。
2）在金属-金属梯度材料的AM中，许多情况下，梯度结构的拉伸性能往往与最弱的母材相当，并且在该组分内发生断裂，表明母材的界面处有合适的冶金结合(梯度区)。
3）在基合金(如铁基和钛基合金)之间的线性梯度结构中必然会形成脆性金属间化合物等有害化合物的情况下，开裂的敏感性很高。纯元素/其他合金粉末的非线性化学梯度或过渡路径可以有效地避免不良化合物的形成和裂纹的产生。
4）在金属陶瓷梯度材料中，在微观结构中获得较高的陶瓷体积分数将有助于提高材料的硬度和耐磨性。然而，只有一定体积分数的增强颗粒才能改善梯度复合材料的拉伸性能，超过一定体积分数的增强颗粒会形成粗大的枝晶相，增加未熔体颗粒在组织中的密度，从而导致过早破坏。
5）在可能的情况下，在金属-陶瓷梯度结构中应用硬和韧陶瓷相的组合，可以同时提供不开裂的富陶瓷层(由于AM工艺的高热应力)和提高力学性能。
6）尽管有限的研究一直在进行梯度的金属间化合物,这些研究的结果表明,该方法有很好的能力合成高效金属间化合物合金,由于实现所需的可能性和控制每一层的微观结构梯度结构。
7）现有的凝固模型能够很好地预测梯度金属材料的凝固组织和改变凝固模式的有利条件，如柱状向等轴转变(CET)。
8）虽然CALPHAD方法的平衡热力学分析为预测平衡相关系和确定梯度结构中的二次相提供了有价值的信息，但由于在AM中凝固是一个非平衡过程，在加工过程中材料要经历复杂的热循环，非平衡凝固模型，如Scheil-Gulliver凝固模型，提供了一个更接近和更可靠的预测可能的相沿添加制造的梯度结构。
9）先进Thermo-Calc软件及其各个模块已用于动力学分析调查的成核和增长阶段以及测量元素的化学势的梯度结构除了允许执行平衡和非平衡热力学计算。
10）热机械建模具有计算热历史、变形和残余应力的高精度能力，可用于设计梯度结构和优化调幅参数。例如，通过对两种具有不同力学性能的合金之间的接头进行分级，可以有效地降低两种合金在不同接头中残余应力和应变的急剧变化。
5.2 前景
尽管近年来进行了有价值的实验和数值研究，但梯度金属材料与AM体系的复杂相互作用不同于传统的冶金方法，还需要进一步研究以解决金属梯度材料的AM演变所面临的挑战。从材料科学和工程的角度来看，可以提出进一步研究的方面有:
1）利用AM技术加工金属玻璃基复合材料的多个参数，需要一个针对不同梯度系统的综合优化加工条件数据库。对于更复杂的实际几何形状，AM在这方面具有独特的能力，使工业更认真地投资和参与这一领域，并根据金属FGMs的AM比例改变他们的生产线。除了在线反馈系统、实验设计的统计方法和迄今为止已经使用的体积/有限元法等数学模型外，应用人工智能(AI)和机器学习技术可以在这个问题上非常有帮助。
2）当基合金系在冶金上不兼容，并且由于不需要的化合物(如脆性金属间化合物)的形成而非常容易开裂时，梯度路径的设计是非常重要的。热力学和动力学建模,特别是考虑到的非平衡条件是过程和数据库,覆盖尽可能多的梯度结构的合金元素(多组分数据库)应给予更多的关注阶段预测,因此梯度路径的设计用最少的不良的阶段。
3）通过使用先进的现场表征技术(如数字图像相关(DIC)技术、现场显微技术、和同步辐射计算机断层扫描(SRCT))可以提供有用的信息，了解梯度材料在工作条件下的行为，并成为解决当前梯度结构弱点的关键一步。
来源：Additive manufacturing of functionallygraded metallic materials: A review of experimental and numerical studies，Journal of Materials Research and Technology，https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2021.05.022
参考文献：Koizumi M. FGM activities in Japan. ComposB Eites Part B:
Engineering 1997;28(1e2):1e4.，Mahamood RM, Akinlabi E. Functionally graded materials.，Springer International Publishing; 2017.；StudartAR. Biological and bioinspired composites with spatially tunable heterogeneous architectures.Adv Funct，Mater 2013;23(36):4423e36.
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本文从三个部分进行了研究：金属-金属、金属陶瓷和金属间梯度材料。本文为第三部分。
3．3． Metal-intermetallic梯度材料
虽然可以通过铸造或粉末冶金工艺从金属间化合物中制造接近最终几何形状的零件，但生产成本很高，而且由于在这些方法中使用了模具，最终产品的形状不能非常复杂。在新的制造方法中，AM在金属间化合物制造零件方面表现出了良好的潜力，因为它具有开发新合金的能力，并尽可能地将生产集成到接近最终形状(没有任何几何*)。然而，关于金属间化合物的固化/低温开裂的高敏感性、孔隙的形成和化学成分的不均匀性是研究金属间化合物AM的主要挑战。
Al-Si3N4纳米复合材料制备的不同步骤。
为了制备不同的基于粉末冶金的纳米复合材料，各种材料被用作基体或增强剂。例如，Matli等人(2017)采用了一种新型的MW烧结，然后在高温下挤压，以开发不同vol%为0.5%、1.0%和1.5%的氮化硅增强纳米复合材料(上图);Simões等人(2017)制备了0.5-2.0 wt%的CNTs增强铝和镍基复合材料;van Pham等人(2011)生产了一种碳纳米管增强纳米复合材料，碳纳米管含量为0-3.5wt%;Akbarpour等人(2014)开发了SiC纳米颗粒增强铜。这些论文都报道了纳米增强剂的加入可以提高机械性能。
3.3.1Ti-Al梯度金属间化合物
在Qu等的研究中，研究了激光熔化沉积(LMD)方法处理的Ti/TiAl的梯度结构，为航空发动机涡轮叶片和涡轮盘材料提供了一种新的候选材料。沉积尺寸约为60 × 55 × 6 mm的薄壁形貌和室温拉伸试样的腐蚀形貌(可能是切割或抛光过程中与制备介质的反应)分别见图18a和图b。在微观结构评估中，在化学成分为Ti-43Al-1.8V-0.8Cr(最终层)的区域观察到由γ-TiAl和α2-Ti3Al组成的全层状(FL)组织(图18c和d)，而由于铝含量的变化，在梯度区观察到不同层宽的α/β编织物的通常组织(图18e-h)。在不同工艺参数下制备的3个样品的极限抗拉强度(UTS)均可达1198.8MPa，但Ti/TiAl梯度结构的延性很低。
图18 a) LMD方法处理的Ti/TiAl薄壁梯度结构照片。b)室温拉伸试样的腐蚀形貌。c) Ti-43Al-1.8V-0.8Cr的光学显微组织。TEM亮场显微组织:d) Ti-43Al-1.8V-0.8Cr, e)Ti-30Al-1.4V-0.5Cr, f) ti - 17al - 1.8 zr - Mo, g) Ti-10Al-V-1.7Zr-Mo, h)Ti-6.5Al-V-2Zr-Mo(从上到下梯度结构顺序)
在另一种方法中，考虑到激光增材制造技术中常见的断裂和氧化问题，Ge等人采用了清华大学开发的一种新的电子束选择性熔化(EBSM)技术来生产TiAl/Ti3Al和Ti6Al4V/Ti3Al梯度结构。在这种新技术中，一方面，对基体和粉末层进行预热可以降低热应力(这对于合成TiAl和Ti3Al等脆性化合物非常重要)。另一方面，真空环境可以防止杂质和合金元素的氧化。在本研究中，在实现无裂纹梯度结构和每个区独特的微观结构的同时，表明过渡区厚度及其化学成分受束流的显著影响。
考虑到Ti-48Al有最大的多弧离子镀二元合金的室温延性和铬和铌元素的添加会导致改善低温韧性和抗氧化性能的合金，Yan等研究了Ti的梯度结构/Ti-48Al-2Cr-2Nb (Ti / Ti4822)通过LMD技术制作的。考虑到Ti - 48al在TiAl二元合金中具有最大的室温延性，而加入铬和铌元素可以提高合金的低温延性和抗氧化性，Yan等研究了LMD技术制备的Ti/Ti- 48al - 2cr - 2nb (Ti/Ti4822)的梯度结构。
Fu和Chan (2013b)首先研究了两种尺寸情况下第一次剪切操作中不同状态的板料微观组织演化，如下图所示。变形初期形成连接凸模边缘的剪切带，随着参与变形的晶粒数量的减少，剪切带变得模糊。随着冲头运动，剪切过程中参与的晶粒增多，剪切带明显。当试样尺寸较大、晶粒尺寸较细时，沿剪切带方向的晶粒被严重旋转和拉长。侧向变形量在远离剪切带的区域减小。当尺度因子为0.53，退火温度为750℃时，试样厚度上约有一粒晶粒时，只有少量滑移来完成变形。
在两种尺寸情况下，不同状态和冲程的板料在一次成形过程中的微观组织。
在另一项相关研究中，Wang等人使用WAAM体系生产了梯度氧化铝钛结构。在他们的研究中，除了之前考虑的特性外，还评估了TiAl分级金属间化合物的氧化行为(在800℃下100小时，然后在空气下冷却)。图19为铝化钛梯度结构沿沉积方向(从上到下)不同位置的氧化层截面。
图19 氧化断面的扫描电镜、相应的EDS元素图以及氧化测试后不同基体上形成的氧化层示意图。
在距离顶部1.5 mm的位置A，基体通常由γ-TiAl组成。在此位置，氧化层可分为三部分。最外层和最内层由TiO2 + Al2O3的混合物组成。它们之间还存在致密连续的Al2O3层，作为O和Ti扩散的屏障。可以理解的是，由于TiO2的多孔性，连续的Al2O3层比TiO2层或Al2O3和TiO2的组合要好得多。从图19中对梯度结构不同位置的评价可以看出，高温氧化过程中，只有在γ-TiAl基体相(位置A，一定程度上位置B)上才能实现Al2O3层的稳定。
3.3.2 铁基梯度金属间化合物
通常，将金属间化合物合金与常规合金以梯度切割的形式结合，可以作为克服第3.3节开头提到的制造和加工问题的一种解决方案。在这方面，以及这次针对铁基金属间化合物，Durejko等人研究了Fe3Al/SS316L梯度管(可用于蒸汽动力装置)的AM的设计、工艺和冶金方面。在本研究中，考虑到管的工作条件，制备并检测了两种不同径向梯度的样品，根据哪个组件(SS316L或Fe3Al)在管的内侧，哪个组件在管的外侧(图20a, b)。得到的样品表面宏观检查显示有变形和多裂纹(图20c)，之后通过修改数据矩阵代码(datamatrix code, DMC)并通过试错实验得到无裂纹且几何形状符合要求的样品，从而获得最佳的处理参数。
图20 a, b)分别为SS316L/Fe3Al和Fe3Al/SS316L样品的径向梯度截面示意图。c)部分变形开裂的试验梯度管。d, e) SS316L/Fe3Al试样截面的线性元素分析结果和硬度结果。f, g)分别为Fe3Al/SS316L试样截面的线性元素分析结果和硬度结果。
虽然，与SS316L/ fe316l梯度样品不同，Fe3Al/SS316L梯度样品横断面的线性元素分析并没有清楚地显示出化学梯度(比较图20d, f)，两个样品横断面的硬度逐渐变化(图20e，g)表示两种样品的Fe3Al和SS316L之间都发生了平稳过渡。此外，可以看到，高显微硬度已记录为两个结构部件(约500 HV的SS316)，这是由于合金元素饱和，凝固的组织作为快速冷却的结果，和高度强化均匀性。在另一种产生铁铝化物的梯度结构的努力中，Shen等人尝试使用WAAM方法进行原位合金化。由于低碳钢基体的稀释，底层晶粒/晶界内的Fe3AlC0.5针状碳化物析出硬化，随着Al含量的增加，中层粗柱状Fe3Al晶粒向上层等轴状FeAl晶粒发生了明显的组织变化。设计和实际化学梯度的近似是他们最重要的发现。
编织复合材料建模层次结构有限元分析微尺度模型确定基体/纤维的机械性能，中尺度模型确定编织复合材料的弹性性能，宏观模型确定复合材料结构的弹性响应。
有限元模型通常采用多尺度建模方法。微观模型预测了注入树脂纱线的机械性能。通常，微尺度建模使用解析方程，如Halpin-Tsai半经验模型或CCM。在微尺度建模过程中考虑了纱线孔隙率、基体和纤维体积分数。编织复合材料的中尺度建模利用了由于编织复合材料的重复特性而存在的周期性边界条件。所有的有限元模型都专注于将编织体表示为RVE, RVE是表示整个编织体几何形状的最小子体积。中尺度模型可以预测编织复合材料的机械性能，并可以可视化RVE内部的应力和应变分布。最后，一个宏观模型可以预测整个编织复合材料结构的弹性响应。采用中尺度模型计算的均质弹性特性作为预测编织复合材料结构整体性能的输入。用于分析编织复合材料的建模层次结构如上图所示。使用有限元方法检测编织复合材料的路线图已由Lomov等人描述。
同时，在拉伸试验中，中间部分含有约36.1 at % Al合金的屈服率、抗拉强度和塑性分别为230.2、314.6 MPa和4.49%，这是由于合金的晶粒相对较细，FeAl硬相的含量相对较低。尽管有这些结果，但对于这种梯度结构的腐蚀行为评价的缺乏，在其应用方面仍有一些重要的问题有待解决。在其他地方，利用Fe-Fe3Ni梯度材料后热处理过程中的原位中子衍射，Shen等人表明，尽管Fe3Ni相的热膨胀系数(TEC)在加热过程中通过在Ni含量低的截面中α-Fe相的溶解而增加，Fe3Ni相中溶解的Fe通过增加晶格应变降低了TEC，从而更有效地*了Fe3Ni的变形。这一发现有助于更好地理解和分析WAAM过程中的热裂现象。
4. 数值研究
除了大量的梯度材料AM的实验研究外，在材料科学和工程领域，特别是近年来，已经进行了一些数值研究。预测凝固组织和相变，实现安全梯度设计(最小开裂敏感性)，分析变形和残余应力，找到最佳工艺参数等。一般而言，只要理解AM加工fgf的原理和机制，包括熔化和凝固的概念、材料相互作用的热机械和动机械、转移现象、集中热通量(如激光与材料的相互作用)等，通过精确和尽可能精确的数值模拟，可以获得更详细和补充的实验结果信息。因此，鉴于数值研究的重要性，下面将尽可能对其中一些研究进行评述。
如上所述，凝固行为一直是数值研究的课题之一。例如，Lin等人以SS316L/Rene88DT梯度材料的快速激光成形(LRF)为模型(图21a)。在平行于梯度方向的截面上的实验研究中，观察到凝固组织为柱状枝晶，在整个梯度沉积过程中外延生长，除了纯净的Rene88DT区顶部为等轴枝晶(图21c-e)。利用Hunt模型和Gäumann等人结合KGT和LKT模型，可以预测梯度沉积不同化学成分区枝晶柱状向等轴转变(CET)的有利凝固条件(图21b)。比较流行的固化条件(温度梯度和凝固速率)和预测显示,在每一层凝固的最后阶段,条件为各向等大的增长,但由于后续层的重熔过程中沉积,只有最后一层的顶部,等轴枝晶结构明显，因此柱状枝晶结构在梯度沉积中占主导地位。同样，Lin等讨论了Ti6Al4V/Rene88DT梯度材料中凝固组织从柱状向等轴状转变的有利条件。
图21 a) SS316L/Rene88DT梯度沉积综述。b) CET曲线的不同化学成分区域梯度沉积温度梯度的函数(G)和凝固速度(V)(阴影区域和箭头路径显示凝固条件的范围的激光快速成型多层沉积和凝固条件下的熔池分别使用的处理参数)。c-e) SS316L、40%SS316L + 60% Rene88DT和Rene88DT微结构。
另一个关键和值得注意的数值问题，特别是近年来，是预测梯度结构的相变和二次相的形成的可能性，因为它可以通过设计无不良相组成的梯度有效地避免在制造过程中开裂。例如，在Carroll等人的研究中，通过DED对由SS304L和IN625制备的梯度结构进行了实验研究，并通过计算相图(CALPHAD)方法进行了热机械建模。在实验研究中，在一个化学成分约为79 wt. %SS304L和21 wt. % IN625的区域发现了微裂纹(图22a)。
图22 a)裂纹的BSE图像。b)裂纹区域测量和设计的化学成分表。c-h)裂纹周围主要元素的EDS图。i)平衡相分数作为裂化区化学成分的温度函数。j)在950-1100℃温度范围内，平衡相分数作为IN625合金重量分数的函数计算。
尽管在裂纹附近这一区域测量(实际)和设计的化学成分相似(图22b)，但从图22c-h中裂纹周围区域的EDS图可以看出，裂纹内存在铌和钼碳化物。另一方面，对于裂化区附近的化学成分作为平衡相分数随温度变化的热机械计算结果(图22i)表明，单碳化物(MC)析出物在580到1100°C之间有一个稳定区域。其他几种金属间化合物和M23C6碳化物也在相对较低的温度下进行了预测，尽管它们在较宽的温度范围内具有热机械稳定性，这是因为它们的冷却速率高，而且在实验评估中没有观察到它们缓慢的沉淀动机械。
裂纹BSE图像(a);计划和测量的成分表(重量百分率100微米)(b);组成元素(c-h)的EDS图。
通过SEM和EDS进一步研究了79% wt%的SS304L区域，以确定是否成分或微观结构变化是裂纹发展的原因。上图a显示了在设计成分为约79 wt% SS304L和21 wt% IN625时发现的裂缝的高倍BSE图像。计划的成分和EDS测量的成分(重量百分比，两个光谱的平均值)列在图b中，表明裂纹附近的设计成分与实验获得的基本相同。几个百分点的变化很容易解释EDS技术的局限性，其固有的不确定性约为1 wt%。
因此，使用SS304L和IN625粉末的线性组合，不可能防止MC相的形成以降低开裂的概率，因为很容易超过临界成分(该相稳定性的温度和化学成分范围太大)。研究人员建议，一个合适的解决方案是使用元素粉末非线性地改变铌和钼的浓度，而不是使用更多的粉末喂食器混合合金粉末。Bobbio等人也用实验计算方法证实了测量和预测Ti6Al4V/Invar梯度中二次相的方法。虽然AM的凝固过程是非平衡的，并且与随后的复杂热循环有关，实验结果与应用CALPHAD技术对各区域相组成的热机械计算结果具有良好的相关性，表明利用平衡相图(在适当温度下)对AM工艺制备的FGMs进行相研究是有益的。
因此，如实验表征和计算预测方法所证明的，层33中存在严重偏析的FeTi和Fe2Ti相，以及热循环期间由于不均匀应变产生的残余应力，导致切割过程中FGM样品中观察到的开裂和失效。
由于仅依靠冷却速率作为减少AM中有害相形成的工具的不足，Bobbio等人使用热机械和动机械计算来研究三种梯度系统中不同形式的sigma（σ）相的原因：Ti6Al4V/V/SS304L、SS420/V和SS420/V/Ti6Al4V。
具体而言，本研究使用Thermo Calc软件的TC-PRISMA和DICTRA模块分别测定梯度系统中sigma相的成核速率和生长速率。图23a中的时间-温度转变（TTT）图显示了含σ相区域的SS304L-V和SS420-V合金中bcc相矩阵中σ相的温度和时间依赖沉淀。
图23 σ相沉淀的)TTT曲线的矩阵bcc阶段(由TC-PRISMA计算)以及冷却曲线(CC)决定从最初的冷却率(有限元分析)和b)σ相体积分数作为时间的函数在温度1100K (DICTRA计算)SS420 V / V和SS304 L/σ的合金系统包含地区。
此外，有限元分析得到的这些区域的冷却曲线在此图中。可以看出，由于SS420-V合金的冷却曲线与相应TTT曲线相交的部分较大，SS420-V合金中形核形成σ相的趋势似乎更大。同时，根据1100 K温度下SS304L-V和SS420-V合金中σ/bcc两相区σ相生长的结果(图23b)， SS420-V合金中σ相的生长速率要高得多。
然而，与热机械和动机械计算结果截然相反的是，在SS420/V/Ti6Al4V梯度体系中发现的σ相比Ti6Al4V/V/SS304L梯度体系中少得多。考虑到在SS420/V(图24a-e)和Ti6Al4V/V/SS304L梯度体系中σ相的数量不同以及裂纹上下晶粒尺寸的显著差异，热机械和动机械计算与实验观测之间矛盾的原因由图24f提供的原理图加以解释。
图24 a-e)从SS420/V梯度系统顶部的光学宏观图，以及由EBSD技术提供的相位分布和反极图(IPF)图。f)存在有限裂纹(黑色实心曲线)和较广泛裂纹(灰色虚线曲线)时的热循环。水平虚线表示σ相形成的高温范围。
事实上，在SS420/V和Ti6Al4V/V/SS304L梯度系统中，由于过程中的热应力，出现了较为广泛的裂纹，从而破坏了以传导形式的传热。随着裂纹上方的热量积累，冷却速率变得低于理想值(图24f中的灰色虚线曲线)。因此，该区域暴露在较高温度下的时间较长，有利于σ相的生长。因此，在这两个梯度体系中，与热机械和动机械计算相反，σ相比SS420/V/Ti6Al4V梯度体系形成了更多的σ相。
尽管通过热机械计算和平衡相图，在预测和设计避免有害化合物形成的梯度路径方面取得了成功，与一些实验观察结果的其余差异表明，需要提供精确的模型来预测增材制造结构中可能的相。参考AM过程中的快速凝固，Mustafa等人提出了一类新的非平衡相图，称为Scheil三元投影(STeP)图，用于设计最优梯度路径(不含具有高裂纹敏感性的脆性化合物)。虽然他们的研究缺乏实证验证,Fe-Cr-Al三元体系的步骤图计算梯度结构的铁素体不锈钢和铝Thermo-Calc软件并与同一系统的平衡等温图在650°C(略低于铝的熔化温度)。
根据两图预测的相场的差异和重叠程度，STeP图中的金属间相通常跨越了更宽的组成范围。值得注意的是，由于STeP图不包含固相转变，AlCr2的低温相仅在平衡图中可见，Al5Fe4的高温相仅在STeP图中可见。Bocklund等还声明,是导致溶质偏析和快速凝固形成的阶段,不存在均衡凝固,Scheil-Gulliver凝固模型用来预测熔体的凝固阶段CP Ti / Invar-36和Ti6Al4V / Invar-36梯度结构。
模型的关键假设是均匀熔池和否定固相反扩散。为了证明Scheil-Gulliver模型有效预测梯度结构AM中相的可能性，并将该模型的结果与Fe-Ni-Ti三元系的平衡凝固模型进行了计算和比较，研究人员使用电子反向散射衍射(EBSD)技术的相位表征来验证模型。尽管实验分析和预测相馏分之间存在一些差异，但总的来说，平衡凝固和Scheil-Gulliver模型能够很好地预测得到的相。然而，Scheil-Gulliver模型预测的结果与实际更接近，因此，Scheil-Gulliver模型可以预测两种以上不同化学成分的相，更接近于已有相分数的实验分析结果。
在这方面，Liu等人进一步比较了平衡热机械、Scheil-Gulliver凝固模型的预测结果，基于Fick定律的扩散分析，实验表征了纯铁- ni25a梯度材料的相演化和元素分布。图25a显示了根据平衡热机械、Scheil-Gulliver凝固模型和扩散分析预测的梯度结构(100% Ni25A)第五区域的相演化随温度的函数。除了平衡热机械预测和Scheil-Gulliver凝固模型(在以前的类似研究中讨论过)之间的一些差异外，γ向渗碳体相变的扩散分析结果与Scheil-Gulliver凝固模型的结果具有较高的相似性，表明该模型能够较好地预测非平衡条件下的相。
图25 a)通过平衡计算、Scheil-Gulliver凝固模型和扩散分析预测了梯度结构第五区(100% Ni25A)的相演化。b)梯度结构第五区XRD谱图。c)通过EDS分析、Scheil模型、Scheil背扩散和1D扩散计算，比较梯度结构五个区域中γ基体元素的分布
此外，从图25b中第五区域的XRD图可以看出，虽然Scheil-Gulliver凝固模型存在一些差异，但可以正确预测该区域存在的大部分相，结果表明，该模型比平衡预测更适用于非平衡凝固条件下的相预测。对于元素在梯度结构中的分布，如图25c所示，在γ矩阵中各组成元素分布的实验测量和计算中，虽然Scheil-Gulliver凝固模型中考虑了向固相扩散(反向扩散)，根据实验测量结果提高了元素分布的预测精度，但仍不尽如人意，因为除此之外，其他因素也会影响非平衡凝固中元素的偏析。与实际冷却速率相比，DED过程(扩散和偏析时间更长)的冷却速率更低，循环热加载，扩散分析的预测结果与实验测量的元素分布结果存在差异的原因是重熔和再凝固。
增材零件的残余应力和变形是最重要和不可避免的挑战之一，用实验方法测量和控制这些问题既费时又费钱。此外，样品的制备、尺寸和零件的形状，以及x射线或中子衍射等实验方法的准确性，都对实验结果有显著影响。一种方法是通过数值模拟计算各部位的残余应力和变形。例如，Mukherjee等人利用热机械建模研究了激光辅助定向能沉积过程中残余应力和变形的演变，以制备2.25Cr-1Mo钢或Ti-6Al-4V合金到800H合金的不同梯度接头。作为一种新颖的方法，他们使用了传热和流体流动模型(也考虑了熔池对流的影响)来精确计算过程中的温度分布，并作为一个机械模型的输入。利用JMatPro热力计算软件计算各层随温度变化的热物理和机械性质，并作为模型的输入。
图26 热模拟结果:a) 800H和2.25Cr-1Mo钢接头沿沉积-基体界面的纵向残余应力，贯穿厚度b)残余应力，c)沿构建方向的应变。d)沿沉积-基板界面的纵向残余应力，贯穿厚度e)残余应力，f) 800H和Ti-6Al-4V接头合金沿构建方向的应变。
图26显示了通过减少残余应力和变形来制造梯度连接比不同连接的优点。所有图都是在沉积第10层并将零件冷却到环境温度后绘制的。由于800H合金和2.25Cr-1Mo钢的机械性能非常接近，因此在它们之间的不同接头界面处，残余应力和应变分布没有发生突变。因此，这两种合金之间的梯度接头在降低残余应力和变形方面并没有显示出任何优势(图26a-c)。
然而，由于Ti-6Al-4V的机械性能与800H合金有很大的不同，通过在它们之间制造一个梯度接头，可以使这些合金的不同接头中残余应力和应变分布的急剧变化最小(图26d-f)。在另一项研究中，Li等人同样表明，纯铜通过DED工艺直接连接到SS304L，通过在两种材料之间添加IN718作为缓冲层，可以有效消除两种材料热膨胀系数差异引起的高残余应力导致的界面开裂问题。Zhang等人报道了在H13工具钢上直接沉积纯铜合金层的Deloro 22镍基合金作为中间层的类似效应，通过添加中间层，纵向残余应力由直接沉积界面处的~385 MPa减小到~192 MPa，得到了无裂纹的结构。
5. 总结与展望
5．1. 总结
随着增材制造技术的出现，功能梯度材料的发展趋势日益明显。定向能沉积(DED)和一定程度上的粉床熔合(PBF)工艺是基于熔化和凝固的定向能沉积工艺的子集，在金属fgf的定向能沉积研究中占了主导地位。由于熔融和凝固现象被认为是材料科学和工程的基本概念，近年来，为了更好地理解和提高梯度金属材料的AM，在这一领域进行了一些实验和数值研究。这些研究的重要结果可概括如下:
1）由于梯度结构层的不同性质和复杂的时空变化，使用适合每一层成分的优化工艺参数(特别是当相邻层的成分差异很大时)是必要的，以最大限度地减少缺陷，如未熔化颗粒、气孔、变形、残余应力、不良相、偏析和开裂。
2）在金属-金属梯度材料的AM中，许多情况下，梯度结构的拉伸性能往往与最弱的母材相当，并且在该组分内发生断裂，表明母材的界面处有合适的冶金结合(梯度区)。
3）在基合金(如铁基和钛基合金)之间的线性梯度结构中必然会形成脆性金属间化合物等有害化合物的情况下，开裂的敏感性很高。纯元素/其他合金粉末的非线性化学梯度或过渡路径可以有效地避免不良化合物的形成和裂纹的产生。
4）在金属陶瓷梯度材料中，在微观结构中获得较高的陶瓷体积分数将有助于提高材料的硬度和耐磨性。然而，只有一定体积分数的增强颗粒才能改善梯度复合材料的拉伸性能，超过一定体积分数的增强颗粒会形成粗大的枝晶相，增加未熔体颗粒在组织中的密度，从而导致过早破坏。
5）在可能的情况下，在金属-陶瓷梯度结构中应用硬和韧陶瓷相的组合，可以同时提供不开裂的富陶瓷层(由于AM工艺的高热应力)和提高力学性能。
6）尽管有限的研究一直在进行梯度的金属间化合物,这些研究的结果表明,该方法有很好的能力合成高效金属间化合物合金,由于实现所需的可能性和控制每一层的微观结构梯度结构。
7）现有的凝固模型能够很好地预测梯度金属材料的凝固组织和改变凝固模式的有利条件，如柱状向等轴转变(CET)。
8）虽然CALPHAD方法的平衡热力学分析为预测平衡相关系和确定梯度结构中的二次相提供了有价值的信息，但由于在AM中凝固是一个非平衡过程，在加工过程中材料要经历复杂的热循环，非平衡凝固模型，如Scheil-Gulliver凝固模型，提供了一个更接近和更可靠的预测可能的相沿添加制造的梯度结构。
9）先进Thermo-Calc软件及其各个模块已用于动力学分析调查的成核和增长阶段以及测量元素的化学势的梯度结构除了允许执行平衡和非平衡热力学计算。
10）热机械建模具有计算热历史、变形和残余应力的高精度能力，可用于设计梯度结构和优化调幅参数。例如，通过对两种具有不同力学性能的合金之间的接头进行分级，可以有效地降低两种合金在不同接头中残余应力和应变的急剧变化。
5.2 前景
尽管近年来进行了有价值的实验和数值研究，但梯度金属材料与AM体系的复杂相互作用不同于传统的冶金方法，还需要进一步研究以解决金属梯度材料的AM演变所面临的挑战。从材料科学和工程的角度来看，可以提出进一步研究的方面有:
1）利用AM技术加工金属玻璃基复合材料的多个参数，需要一个针对不同梯度系统的综合优化加工条件数据库。对于更复杂的实际几何形状，AM在这方面具有独特的能力，使工业更认真地投资和参与这一领域，并根据金属FGMs的AM比例改变他们的生产线。除了在线反馈系统、实验设计的统计方法和迄今为止已经使用的体积/有限元法等数学模型外，应用人工智能(AI)和机器学习技术可以在这个问题上非常有帮助。
2）当基合金系在冶金上不兼容，并且由于不需要的化合物(如脆性金属间化合物)的形成而非常容易开裂时，梯度路径的设计是非常重要的。热力学和动力学建模,特别是考虑到的非平衡条件是过程和数据库,覆盖尽可能多的梯度结构的合金元素(多组分数据库)应给予更多的关注阶段预测,因此梯度路径的设计用最少的不良的阶段。
3）通过使用先进的现场表征技术(如数字图像相关(DIC)技术、现场显微技术、和同步辐射计算机断层扫描(SRCT))可以提供有用的信息，了解梯度材料在工作条件下的行为，并成为解决当前梯度结构弱点的关键一步。
来源：Additive manufacturing of functionallygraded metallic materials: A review of experimental and numerical studies，Journal of Materials Research and Technology，https://doi.org/10.1016/j.jmrt.2021.05.022
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