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大规模金属增材制造:对技术现状和挑战的整体回顾(5)

来源:admin

江苏激光联盟导读:

本研究回顾了大规模工业机器人增材制造的技术、材料和方法,讨论了各种材料增材制造的优缺点。本文为第五部分。

关键词: 增材制造大型气体金属弧焊激光直接能量沉积


6.后处理

 

如上所述,微观结构高度依赖于零件在沉积过程中经历的局部冷却速率。工艺参数,如移动速度、停留时间、材料进给速度和移动方向,会影响凝固速度和最终结晶形态。处理条件的逐层变化导致整个构建过程中出现不均匀和瞬态温度梯度,从而导致各向异性微观结构。因此,机械性能具有方向依赖性,这在许多应用中是不可取的。热处理用于操纵和控制最终微观结构,确保最终零件投入使用时的最佳性能。

 

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图20 热处理的不同热循环通常在AM沉积物上进行,其中红色实线表示固溶退火,蓝色虚线表示沉淀硬化,黄色虚线表示应力消除热处理。请注意,T1、T2和T3以及保持时间、加热和冷却速率是特定于材料的,并且所描绘的曲线图不是精确的表示。

 

AM更重要的热处理工艺之一是退火,即材料在高温下保持较长时间,然后以不同速率冷却。AM镀层的不同退火处理如图20所示。残余应力源于AM沉积过程中发生的独特热循环[353]。低温退火(图20中的T1)改善了原子扩散,允许位错运动和湮灭,减轻了一些诱发的热应力。残余应力引起的显著应变可以为无应力等轴晶的形核和生长提供驱动力,从而进一步降低内应力。

 

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为了分析微观结构,从量具部分的中心移除已制造、退火和热处理的透镜Ti–6Al–4V样品的一部分,然后沿其径向和纵向平面切割,如上图所示。(a)成品透镜,(b)退火透镜,(c)热处理透镜和(d)锻造Ti–6Al–4V的微观结构。(对于本图中颜色参考的解释,读者可参考本文的网络版本。

 

这种现象称为再结晶,在应力消除AM沉积时也观察到了这种现象。将退火温度(图20中的T2)提高到所有元素组分溶解在单一固相中的程度,称为固溶退火热处理。然后对沉积物进行淬火,以防止任何扩散或相形成,从而形成过饱和固相。随后进行沉淀热处理,也称为时效,将沉积物加热至扩散有利的温度(图20中的T3)。这导致精细分散的沉淀成核,或形成理想的第二相,从而改善机械性能。

 

本节将概述2.4中讨论的材料常见的不同热处理。首先,在适用的情况下,将讨论常规热处理,以概述每个热处理步骤的目的,并深入了解热处理AM零件如何通过相同的热处理产生不同的微观结构。当使用不同的热源时,这将导致每种材料的竣工微观结构。然后,将对其他研究人员进行的热处理以及热处理如何改变竣工微观结构和相应性能进行概述。应注意,本节的范围仅限于对DED的研究。将确定需要进一步调查的材料。

 

此外,还对热处理进行了概括,以突出不同热处理对微观结构和机械性能的影响。因此,可能不会提及温度、保持时间和冷却速率等细节。最后,由于有限的研究人员在印刷后直接使用直接老化过程,因此提及老化过程都是在溶解后进行的,而不是竣工结构。这被认为是由于竣工零件的各向异性微观结构造成的。尽管由于快速凝固,存在扩展的固溶体,但析出物的形核不会均匀分布在整个零件上。因此,机械性能仍具有方向依赖性。

 

6.1.钛合金

 

由于对该材料系统进行了大量研究,本节的范围仅限于Ti-6Al-4V(Ti64)。还有其他正在研究的钛合金,如TC21、近β钛合金和近α钛合金,但不会特别提及。

 

制备的LENS Ti-6Al-4V的EBSD图显示主要是α晶粒。

 

上图显示了沿量规截面纵向面的竣工微观结构的EBSD分析结果。发现晶粒几乎完全为柱状。利用HCPα和BCCβ的候选相,结果表明主要存在α相。这可能是由于沉积材料在建造过程中达到了β-transus温度,允许β-晶粒通过层向上生长,然后在冷却过程中转变为α。图3中的箭头表示先前β晶界的示例。

 

Ti64的热处理通常包括根据所需机械性能在一定温度范围内进行固溶退火和时效。通常,溶液温度低于βtransus温度。退火温度越高,冷却时形成的β分数越高。然而,随着温度的升高,V的溶解度降低,导致β相随淬火转变为α′。如果在较高温度下固溶处理后保留任何β,则塑性变形时会诱发马氏体转变为α′。对于Ti64而言,更高的冷却速率更为理想,以最大限度地提高过饱和β或α′的含量,在时效过程中,过饱和β或α′可分解为α沉淀。

 

基于激光的AM技术导致柱状和等轴晶粒形貌的混合,这取决于零件的热历史。由于在这些位置获得了更高的热梯度,等轴晶粒倾向于更靠近边缘形成。微观结构由初生β和α片层组成,形成聚落、Widmanstätten或编织物形态。这些菌落在之前的β晶界和靠近中间层通道的β横线上更为普遍。这种微观结构在粉末和丝料工艺中都可以看到。

 

电子束和等离子体技术也显示出类似的微观结构,马氏体α′和α条状结构为Widmanstätten或编织形态,以及少量针状α。在预制件中,气孔等缺陷也很普遍,而这些缺陷无法通过标准热处理方法消除。较低的退火温度会导致α板条粗化,形成更接近板状的形貌,板条间转变为β。α板块在靠近β横断面温度时转变为“蟹状”形态。在较高的固溶温度下,β晶粒开始再结晶,初生α条长径比增大,体积百分比减小。固溶处理后β的形成提高了AM Ti64零件的耐蚀性。

 

粗化降低了α条的强度,而增加了伸长率。退火时间的增加降低了α相的纵横比,同时在保留的β相中诱导了更多的二次α析出。这导致了初始强度的峰值,但随着次级α变粗,强度降低。随着老化时间的增加,初生α条的体积分数和纵横比降低,而细次α条的体积分数增加。随着时效时间的延长,次生α略微变粗,初生α的宽度减小,强度和延性略有提高。老化时间超过8 h会导致α条的球化。随着后续时效温度的升高,这些沉淀趋于粗化。由于晶粒粗化和位错湮灭,热处理可以降低硬度。在动载荷作用下,热处理可以降低应变率敏感性,同时增加绝热剪切局部化的风险

 

6.2.镍合金

 

本节将讨论Inconel 718和Inconel 625的热处理协议。将对每种材料的标准热处理和相应微观结构进行总结,然后以表格形式总结热处理对机械性能的影响。

 

6.2.1.铬镍铁合金718

 

In718工业铸造和锻造操作的热处理遵循AMS-5383D中概述的固溶处理和时效协议,以及AMS-5662M中分别讨论的固溶处理和时效协议。In718的高温机械性能归因于γ“(Ni3Nb)和γ′(Ni3(Al,Ti))的析出,形成γ基体。原子半径较大的元素在凝固过程中从γ相中剔除。这导致富含Nb的laves相((Ni,Cr,Fe)2(Nb,Mo,Ti))的形成,该相变耗尽了Nb的γ基体,阻止了γ“和γ’的形成。这会降低合金的延展性、断裂韧性、疲劳和蠕变断裂性能[375]。因此,必须遵循适当的热处理方案,重新分配铌并控制冷却速度,以最大限度地形成γ“和γ”。

 

在980薄膜C处单独进行固体溶解并不能缓解AM沉积中Nb的偏析,如锻造In718合金的偏析。laves相的部分溶解促进了针状δ相的形成,减少了γ“和γ′的形成。正在使用的一些热处理步骤包括均匀化、溶质化和老化。均匀化减轻了残余应力,增加了晶界强化,消除了Nb的偏析。固溶导致针状δ析出,钉住晶界,阻碍晶粒长大,而时效则通过形成γ′析出来析出硬化In718。Hosseini等人介绍了将传统制造方法与AM进行比较的机械性能总结,如图21。

 

图21 通过常规制造方法(锻造和铸造)和AM方法(DLD、DEBD、SLM和EBM)生产的热处理In718合金的机械性能比较:(A)屈服强度,(b)极限抗拉强度和(c)伸长率。

 

6.2.2.铬镍铁合金625

 

AM制造的In625的宏观结构介于细胞状和柱状枝晶之间,取决于该区域特定的热历史。柱状树枝状结构在热处理至1000薄膜C时趋于稳定,并在1200薄膜C时完全等轴化。由于Nb和Mo在枝晶间区偏析,In625在增材制造过程中获得的高凝固速率和温度梯度存在问题。在初生γ枝晶之间形成M6C、M23C6和共晶γ + Laves相。在激光基AM技术的快速凝固条件下,还存在微量FCC γ′(Ni3(Nb,Al,Ti))、BCT γ′(Ni3(Nb,Al,Ti))和正交δ (Ni3(Nb,Mo))。

 

基于等离子体的技术已被证明可导致Laves相、MC和较大的针状δ析出相的过程袋。Dinda等人发现在1000以上温度下溶解C薄膜导致γ " (Ni3Nb)在γ基体中沉淀,从而提高了显微硬度。Xu等人发现,固溶处理后再进行时效处理,导致Laves共晶部分溶解,导致Nb重新分布,用于γ“和γ’析出,提高了拉伸性能和屈服性能。Hu等发现Laves相的溶解与溶解温度成正比,导致合金的延性增加,但抗拉强度降低。

 

6.3.

 

本节将讨论316L和17-4不锈钢的后处理。这将包括热处理竣工条件下的微观结构变化以及机械性能的相应变化。

 

6.3.1.316L不锈钢

 

由于建造过程中经历的快速冷却速率,316L的AM通常会形成超细的蜂窝状柱状树枝晶结构。也有报道称,所有AM技术中的复杂热循环导致316L沉积物中存在大量各向异性晶体取向和晶粒尺寸。一种常见的缺陷是硅化物和氧化物夹杂,这是由于进料中或制造过程中可能存在的氧污染。气孔也是316L AM沉积物中常见的缺陷,对机械性能和耐腐蚀性有害。


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对ss316粉末进行了LDED,得到了粉末形貌和b粒径分布的SEM图像


Saeidi等人发现,当使用基于激光的AM技术时,粉末原料中的单相FCC奥氏体结构在竣工条件下大部分保持不变,BCC铁素体的数量也不同。实验中发现亚晶界富含镍和钼等合金元素。等离子AM方法通常会导致奥氏体(γ)的柱状结构,其粗糙度取决于熔合线的位置。柱间区域由蠕虫状δ铁素体和γ/δ界面处的σ(FeCr)金属间化合物组成。在EBM和316L的激光金属沉积(LMD)中也报告了σ相的形成。脆性σ相作为裂纹形核点,可能导致塑性降低,而δ和σ都会显著降低零件的耐腐蚀性。

 

因此,热处理通常用于增加延展性和降低腐蚀敏感性。使用DED对额外制造的316L进行热处理的效果尚未彻底研究,这是一个需要进一步研究的领域。据了解,在800℉C以下的热处理不会使薄膜的组织发生明显变化,但其拉伸强度和硬度等机械性能与堆积如山的薄膜相比有下降的趋势。这归因于热处理后亚晶界处的位错湮灭。

 

已经证明,进行均匀化热处理可减少BCCδ铁素体的数量,并有助于消除竣工条件下出现的各向异性晶粒结构。然而,长期暴露在高温下会增加平均晶粒尺寸,从而降低强度,同时增加沉积物的延伸率。Chen等人研究发现,σ阶段可通过1100℉C耐热1h而消除,delta阶段可通过1200℉C耐热4h而消除,从而使强度降低,延展性和耐腐蚀性增强。

 

6.3.2.17-4 PH不锈钢

 

17-4PH热轧和冷成品的工业标准热处理遵循ASTMA564/A564M本标准概述了1040±15石墨薄膜的溶液处理30分钟,然后进行几种不同的时效硬化处理。固溶处理的目的是控制保留奥氏体的数量,因为奥氏体对Cu的溶解度较高,从而减少时效过程中的析出量。固溶处理导致马氏体相具有板条状形貌,其中Cu和Cr过饱和。含有少量Cu相的δ铁氧体也可以存在。然后对钢进行淬火和时效处理,使Cu在过饱和马氏体板条中析出。

 

峰值时效条件(ASTM A564/A564M中的H900)在480℉C老化1小时后产生最高硬度,这是由于铜颗粒的一致性和马氏体中存在大量位错的存在。然而,峰值时效条件并不适用于所有应用,因此实现了超时效组织(ASTM A564/A564M中的h100),具有更粗的铜析出相和轻微回火的马氏体。利用激光基AM制备的17-4 PH的预制结构产生了细小的马氏体板条组织,由于在沉积过程中对先前沉积的材料进行了再加热,板条间区域保留了一些奥氏体。

 

电弧热源产生枝晶马氏体,枝晶间有δ铁素体和少量残余奥氏体。固溶处理可以将残余奥氏体转变为几乎100%的板条马氏体。任何残留的奥氏体都归于超细奥氏体晶粒,抑制了奥氏体向马氏体的转变。固溶处理后的峰时效可以形成细小的Cu析出相和少量的残余奥氏体,而过时效则会导致残余奥氏体浓度的增加。Cu、Ni等奥氏体稳定元素扩散形成析出相降低了室温以下的马氏体相变温度,导致残余奥氏体增加。

 

此外,建筑大气中溶解的氮可以大幅增加残余奥氏体,需要更长的时效时间才能达到峰值性能。许多研究人员也发现在晶界处形成Mn、Si和O夹杂物。固溶和时效处理后,各方面的机械性能均较沉积状态有所提高。固溶和时效处理也可以消除各向异性特性,这在AM镀层中很常见。研究表明,固溶和时效热处理后的AM材料的机械性能与传统制造技术相当。然而,还需要进一步研究这是否适用于所有DED技术,以及这一说法是否适用于17-4 PH条件下的疲劳和腐蚀性能。

 

6.4.铝合金

 

本节讨论的制造后热处理仅限于亚共晶合金AlSi10Mg,因为它是研究最多的铝合金。将审查标准热处理概述,然后是竣工和热处理后微观结构,以及对机械性能的相应影响。

 

固溶处理在接近合金共晶温度时进行,以确保含镁相的溶解,使合金元素均匀化,并形成球形共晶硅颗粒。淬火是为了保持空位和溶质浓度,而老化是为了形成粒子的均匀分布,从而提高强度。根据能源的热输入,成品AlSi10Mg的微观结构可以由柱状或棒状树枝状结构组成。

 

铝硅合金的典型热处理为T6处理,即第535层的溶化热处理、第158层的淬火和人工时效硬化协议(10小时),并在ASM金属手册第2卷中概述。固溶处理接近合金的共晶温度,保证含镁相的溶解,使合金元素均匀化,形成球形共晶Si颗粒。淬火是为了保持空位和溶质浓度,而时效是为了形成颗粒均匀分布,增加强度。


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Al2Cu相的凝固已经得到了广泛的研究,例如Samuel等人(1996b)、Djurdjevic等人(1999)和Li等人(2003)。铸态条件下,Al2Cu相以不同的形状存在,有致密块状Al2Cu相,有共晶Al2Cu相,也有两种相的混合,如上图所示。在凝固的最后阶段,Al2Cu相在β-Fe板上或在粗大的共晶Si颗粒上成核。高凝固速率促进了共晶Al2Cu相的形成,而Sr改性提高了块状Al2Cu相的比例(Samuel et al., 1996b)。

 

固溶处理接近合金的共晶温度,保证含镁相的溶解,使合金元素均匀化,形成球形共晶Si颗粒。淬火是为了保持空位和溶质浓度,而时效是为了形成颗粒均匀分布,增加强度。AlSi10Mg的显微组织可以由柱状或棒状树枝状结构组成,这取决于能量源的热量输入。然而,细胞结构的粗糙程度取决于样品的空间热历史。AlSi10Mg的LMD也可以形成细胞和发散的树突。枝晶为α-Al,枝晶间为共晶Si。在枝晶间区域也有Mg2Si析出的情况。基于激光的技术已经证明会产生不完全致密的沉积,而热处理也没有被证明可以缓解这个问题。

 

AlSi10Mg的热处理降低了Si在初生α枝晶中的溶解度,表明Si从初生α枝晶中被拒绝形成Mg2Si。这是由于Mg2Si的快速凝固和过冷导致了α-Al的过饱和。增加溶解温度或时间会使Si颗粒变粗,同时由于颗粒的聚结和Oswald成熟,颗粒的数量也会减少。Lv等研究了LMD AlSi10Mg的热处理,发现T6热处理后拉伸性能提高。初生枝晶在Si的饱和作用下形成了细小的胞状α-Al枝晶,Mg在晶界处的局部化提高了初生枝晶的硬度。然而,T6热处理允许Si扩散,导致硬度略有降低。大多数关于AlSi10Mg的DED AM的出版物使用L-DED,因此,还需要对AlSi10Mg的其他DED方法进行更多的研究。此外,还需要进行额外的工作,以确定使用所有类型的DED技术的AlSi10Mg的最佳热处理方案。

 

6.5.钴铬合金

 

本节将讨论AM沉积钴铬合金的热处理。重点将放在研究最多的钨铬钴合金21和钨铬钴合金6 Co–Cr–Mo合金上。将审查标准热处理概述,然后是竣工和热处理后微观结构,以及对机械性能的相应影响。

 

对于符合ASTM F75的铸造Co–Cr–Mo合金,不包括标准热处理。该成分的铸态状态通常由FCCγCo、σ金属间化合物和M26C6枝晶间碳化物组成。热处理的目标是使微观结构均匀化,消除铸造缺陷,并通过沉淀溶解改善机械性能。最常见的处理包括在大约1200℃的温度下进行固溶处理在1到4小时的时间范围内。

 

然而,对于销盘试验和硬度试验,当热处理中包括老化时,性能提高。激光沉积的钨铬钴合金21通常由柱状和等轴枝晶组成,枝晶间有σ金属间化合物和M26C6。钨铬钴合金6的WAAM导致具有富钴FCCγ初级枝晶的枝晶结构,以及具有MyC3碳化物的共晶γ-Co。在激光沉积的Co–Cr–Mo沉积物中也发现了孔隙。

 

对于Co–Cr–Mo晶体,由于高温下碳化物溶解动机械的改善,增加固溶处理时间会导致碳化物尺寸和数量的减少。这与增加时效时间相反,时效时间增加了沉淀浓度,这是由于碳化物形成元素在较高温度下的固溶性降低。根据零件的具体应用,热处理产生的微观结构将产生不同的性能结果。由于基体中的Cr含量较高,较长的溶解时间(无老化)可能会提高耐腐蚀性。温度和保持时间的变化将导致不同的碳化物尺寸、形态和分布,从而产生一系列性能。

 

6.6.镁合金

 

镁合金在AM中的应用尚未像本研究中介绍的其他合金那样深入探讨。因此,目前还没有关于热处理对镁镀层微观结构和相应性能影响的研究。

 

6.7.铜合金

 

关于用于DED技术的铜合金的大部分工作都是关于镍铝青铜的WAAM。Shen等利用WAAM沉积镍铝青铜,发现构建后的组织主要由Widmanstätten α相和马氏体β相组成。Dharmendra等人没有发现β的保留,而是在树突间发现了κII−IV沉淀。并将其淬火,从而使显微组织变为等轴状和柱状α,并保留一些β′和κ相。这倾向于降低强度和硬度,但增加了破坏延伸率,这是由于吸收了先前形成的一些κ相。淬火回火后发现,等轴晶分解为柱状晶,而已形成的柱状晶粗化。提高回火温度导致保留的β和κ片的消除,颗粒开始形成。这使得机械性能的增加更接近于建造状态。然而,κ相的分布变得更加均匀,减小了性质的空间变化。然而,进一步提高回火温度会导致κ相显著粗化,从而导致性能下降。

 

6.8.钨合金

 

如前所述,已经对纯钨、钨镍合金、钨铁合金和钨重合金的DED进行了一些研究。然而,还没有关于后处理如何影响微观结构和相应性能的研究。

 

7.挑战和未来展望

 

这项工作从工艺规划到最终部件的微观结构和性能,全面概述了大规模机器人AM的当前技术状态。尽管在过去几十年中,许多研究人员在这一领域的发展做出了巨大贡献,但这项技术仍处于起步阶段。Hannes Gostner博士在温哥华2019年增材剂制造业整体创新(HI-AM)会议上将AM与天体观测进行了比较。他表示,AM目前正处于伽利略望远镜的技术阶段,其性能有可能像哈勃望远镜一样具有革命性。缺乏最终的资格和认证标准(见表1)也表明该领域缺乏成熟度。表1中列出的大多数标准目前仍处于起草状态。

 

机器人大规模AM作为整个AM中的一个子类,是高度跨学科的——就像任何其他突破性和范式转换的努力一样。大型机器人金属AM涉及的主要工程和科学学科包括计算机科学、电气工程(机电一体化、控制和系统工程)、材料工程和机械工程。此外,图3中概述的每个流程工作流阶段也是高度耦合的。例如,由沉积系统运动序列和工艺计划阶段生成的参数组成的工艺计划将影响热分布,热分布将影响残余应力和热积累量,以及微观结构和相应的机械性能。

 

当然,计算机科学家、机电一体化工程师、控制工程师和系统工程师主要关注与其特定领域相关的问题,不一定能够理解材料工程师和机械工程师面临的耦合挑战。因此,需要不同研究小组之间的密切和直接合作,以进一步推进这项技术。广泛的协作和信息共享将导致更全面的研究,例如,不同的路径规划策略如何影响竣工部件的表面粗糙度和微观结构。这将产生关于可用于解决当前挑战的不同策略的新信息,例如残余应力、孔隙度和各向异性微观结构。

 

这种合作需求已经得到承认,这导致了网络的创建,如NSERC增材剂制造整体创新(HI-AM)、美国制造等。然而,由于缺乏大规模零件的研究级制造,因此很难完全理解使其成为可行的商业工艺所需克服的挑战。目前推测,克服目前制造实验室规模试样的挑战将转化为大规模零件。在更多的研究人员开始在实验室外制造零件之前,大规模AM面临的真正挑战将不会被揭示。

 

本节总结并讨论了第2节至第6节中概述的主题中最大的知识差距,然后对大规模AM商业化必须克服的挑战进行了全面的阐述。各小节的结构将针对每个主题的挑战,然后是作者对该主题相关研究领域未来的建议。

 

7.1.工艺规划

 

当前的路径规划方法通常限于2.5自由度,很少有系统可用于3-5自由度路径规划。由于支撑结构,2.5自由度系统固有效率低下,需要后期处理以及设计限制。对于大型零件,这需要额外的制造成本(如劳动力和交付时间)。自由度路径规划在很大程度上克服了这些挑战,但产业整合有限。

 

本文对一些算法进行了综述。虽然算法基本上适用于金属AM,但仍然需要对金属AM的非平面刀具路径规划进行研究,其中生成的刀具路径必须满足第4.2节中确定的要求。自适应切片在减少层高度和材质特性变化方面具有优势。这需要对焊道沉积几何形状、微观结构和凝固模型有基本的了解。

 

将这些知识与自适应切片相结合,可以高效地制造高质量零件,但这需要材料科学、机械和制造工程领域的多学科努力。路径规划是零件几何形状的一个函数,它直接影响通过所制造零件的传热和传导。这会导致零件在任何给定时间和构建位置产生不同数量的额外热量,从而导致不同的凝固速率,从而影响构建的几何形状和最终的微观结构。因此,有必要在路径规划的早期阶段包括传热建模。当前模型的模拟时间长,固有假设减少计算时间,制造系统和材料系统可用性有限,需要通过进一步研究加以改进。

 

下图A (a)显示了通过Hough变换计算出的抛物线及其顶点,将抛物线与边缘点进行比较,得到了良好的一致性。图B展示了沉积过程中NTSD的连续检测结果(虚线-虚线)。可以看出,曲线波动明显。相邻样本点的像素距离偏差较大。这表明检测位置非常接近导线电极。由于电弧压力和等离子体流动力的影响,熔池表面波动较大。

 

图A 通过Hough变换拟合结果。(a)抛物线。(b)线路。


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图B 抛物线和直线检测的比较。

 

结合多自由度路径规划以及上述方面的考虑,将能够在沉积过程中原位修改材料冶金及其机械和几何特性。这将真正释放AM流程必须提供的潜在设计自由和复杂性。

 

在制造之前,在许多情况下,还需要使用制造平台校准工件。当构建需要工件和沉积系统之间的协调运动时,这一点尤其重要——多向沉积过程中总是如此。工件校准可以通过使用安装在沉积头上的3D或线扫描仪实现自动化。

 

7.2.沉积技术

 

在多轴DED过程中(例如,使用8自由度机器人LDED平台),粉末输送具有相当大的研究潜力。目前,LDED沉积头必须始终保持垂直,从而与重力矢量对齐,以提供理想的粉末输送。为了充分利用8自由度机器人LDED平台的潜力,有必要开发放松沉积头方向限制的方法。为了实现这一点,需要克服几个挑战,包括但不限于对不同角度的粉末流与构建表面的建模,以及非垂直角度下构建区域内保护气体分散的影响。

 

下图(A)给出了带有噪声的特征珠高度图像。图像灰度为8位,大小为400 × 300像素。为了减少图像处理时间,我们选择了一个规则区域(图(b)所示的白框),定义为一个小窗口进行图像处理。

 

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 沉积高度图像预处理程序。(a)原始图像。(b)高斯滤波器。(c) Sobel算子。

 

LDED相比,使用基于GMAW的沉积技术,在不同方向上的沉积本质上是可能的,限制更少。然而,在监测熔池温度、几何结构和能量输入方面,它们处于较低成熟度阶段。在基于GMAW的沉积系统中感应熔池也是一个挑战,因为电弧的存在导致了照明条件的快速和剧烈变化。

 

在基于GMAW的沉积过程中,CMT技术发挥着重要作用,在这一过程中,最小化能量输入的工作也在进行中。由于高度控制的CMT工艺可以微调沉积工艺,因此优化和适应特定材料考虑因素的潜力很大。例如,近年来,Fronius International GmbH一直在开发定制协同生产线,以使用CMT技术进一步减少WAAM期间的热输入。在优化沉积工艺方面存在进一步的研究潜力,应予以考虑。这就需要对焊接电流和电压进行现场和高速传感,从而对制造过程中输入的能量提供重要的了解。它还可以对过程提供有价值的见解,并且测量本身可以用作温度控制系统的反馈。此外,基于鲁棒传感器融合的技术存在巨大潜力。

 

7.3.现场监测、建模和控制

 

第5.1节中审查的胎圈几何形状控制算法相对基本,仅针对单轨墙开发和测试。需要进行大量研究,以推动过程监控朝着鲁棒、自适应和智能控制方法的目标发展,该方法在制造过程中提供足够程度的自主性和对意外条件的鲁棒性。此外,胎圈轮廓检测和特征提取仅针对简单的胎圈进行。传感和特征提取能力需要扩展,并与建模相结合,以准确预测单颗粒和多轨道沉积重叠区域。

 

对于推进制造过程中的层几何传感和刀具路径重新规划领域,大量的研究潜力也是显而易见的。在制造过程中,通过第5.2节中回顾的方法,逐层构建组件的事实提供了对构建当前状态的独特见解。可以检测到即将发生的灾难性构建故障,并且可以重新规划下一层的工具路径,以减轻和纠正潜在的构建故障。

 

从第5.3节可以明显看出,大部分温度监测和控制工作都是针对LDED进行的。尤其是熔池温度传感需要对电弧沉积技术进行大量的工作。热量积累与沉积系统的移动速度和材料进给速度相耦合,这会影响焊道和层的几何形状。这意味着,如果调整了焊道几何图形(这是必要的),则热量输入会发生变化,从而可以修改材料成分。

 

类似地,对于层几何监测,红外摄像机还可以在构建期间监测组件的整体表面温度,以调整基板的停留时间和冷却速率。这对于保持一致的冶金性能尤为重要。

 

7.4.材料

 

在AM材料方面,仍然需要解决许多挑战。更明显的勘探领域之一是扩大AM可用材料的数量。图22中的图表清楚地突出了这一点。尽管传统制造中使用的许多材料不适合AM,但通过失败的实验仍然可以做出重要贡献。增加与AM兼容或不兼容的材料的数据量,允许对AM中必须使用的材料的基本材料特性进行重大扣除。

 

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图22 传统制造中使用的材料与AM中使用的材料的比较。


另一个未来感兴趣的途径是使用AM来实现传统制造领域之外的制造壮举。虽然金属的韧性远远超过任何其他类型的材料,但其强度与重量比很低。然而,使用AM,内部结构可以改变为晶格类型,从而大幅增加强度重量比。此外,基于聚合物的AM技术可用于制造这些结构,这些结构可转换为模具,然后铸造,称为混合熔模铸造。这就允许按照最初设计的方式使用理解良好的材料系统。

 

开始解决的挑战之一是AM当前的材料选择。AM当前的材料领域主要是采用传统制造技术获得成功的材料。这些材料不是为AM固有的复杂热循环设计的,这会导致材料缺陷和各向异性微观结构。因此,明确为AM创建的新材料的开发可以允许更多地控制相变、元素偏析和由此产生的微观结构。这对于大型部件尤其重要,因为与传统制造相比,热处理程序会产生财务成本,使其不可行。

 

此外,微观结构控制将允许预测零件在使用时的性能,这对于现场制造至关重要。目前正在探索一些有希望的替代方法来防止大柱状晶粒的外延生长。增材有助于等轴晶粒形核的孕育剂将消除许多AM沉积物中普遍存在的各向异性机械性能。向Ti64中增材硼可形成TiB,从而使α晶粒形核,从而形成各向同性晶粒结构。在5356 Al中增材Ti时也出现了类似的现象。

 

此外,向Ti64的亚共晶成分中增材碳会降低凝固温度,通过成分过冷导致晶粒生长受限。尽管机制不同,但出现了类似的各向同性晶粒结构。这些研究强调,更适合AM的材料的开发将涉及理解晶粒生长和凝固所涉及的基本材料范式,以及如何利用这些范式操纵系统的热机械,减轻研究人员目前面临的一些微观结构挑战。通过完成上述增加AM试验材料、尝试全新材料成分和原位晶粒控制的实验,可以收集大量数据,然后将其用作人工神经网络的输入,以合成专门用于AM的新材料。

 

这还将纳入公布的工艺规划和监控策略中的所有数据,使网络能够为新材料制定适当的沉积策略。网络的种子将是具有已知成分、竣工微观结构和机械性能的材料。该网络将能够模拟材料的沉积,然后预测其竣工微观结构和机械性能。该模型将采用强化学习策略,根据从研究中获得的数据,迭代材料的各种成分,以根据零件规格优化微观结构和机械性能。这可以彻底改变材料选择的方式,并生产专门针对特定零件的增材制造而定制的材料。

 

目前,可用于大型机器人AM的材料仅限于焊接或涂层工艺中的现有合金。AM中使用的各种工艺的材料开发尚处于起步阶段,随着工艺的成熟,将产生重大机遇。

 

7.5.后处理

 

AM的复杂热循环导致传统铸造和锻造操作中未发现的微观结构。使用传统热处理协议的设计指南可能导致某些材料的机械性能较差。这归因于沉积过程中出现的不同程度的偏析或新的晶粒结构。此外,许多后处理操作依赖HIPS来降低内部孔隙度。这对于大规模AM来说是有问题的,因为该程序的固有成本以及容纳大部件所需的处理室的尺寸。

 

因此,开发原位降低孔隙度的技术将是AM未来的重要贡献。此外,需要改进使用特定金属DED系统制造的零件的不良几何公差,以降低制造成本。目前,这一问题需要混合制造系统或加法和减法技术的某种组合。这需要开发统一定位、参考和规划软件的框架,以消除从构建板分离零件和任何后期处理的需要。该框架还需要包括局部热处理和控制整个零件热循环的方法,以确保所承诺的机械性能。因此,推测下一代大规模AM系统将比粉末床聚变系统更类似于传统制造方法。将有一些模块化,零件将在一个模块中制造和加工,然后自动转移到单独的热处理模块,类似于传统制造中的情况。很明显,集成自动化系统将提高此类制造的生产率。然而,这种制造系统将提供传统和PBF无法提供的几何自由度和万用表可伸缩性。

 

挑战仍然是确定原材料、工艺条件和工艺控制,以使用AM工艺最大限度地提高产品质量,并最大限度地减少后续后处理要求。新的解决方案只能通过多学科和跨职能团队紧密合作才能实现。例如,如果没有机械、过程控制、机电一体化、电气和材料工程师之间的密切合作,这篇论文就不可能完成。在AM培训的未来年轻工程师将需要一个全面的知识库,以及与工程、科学、设计和视觉艺术等其他学科合作的能力。本文无意从工程设计或艺术设计方法两方面讨论组件的重新设计。然而,使用AM技术的可能性将揭示目前无法想象的新机会。


来源:Large-scale metal additive manufacturing: a holistic review of thestate of the art and challenges,InternationalMaterials Reviews,DOI: 10.1080/09506608.2021.1971427

参考文献:Ngo TD, Kashani A, Imbalzano G, Nguyen KT, et al.Additive manufacturing(3D printing): a review of materials, methods, applications and challenges. ComposPart B: Eng. 2018;143:172–196.,ASTM International, “Additive Manufacturing –ASTM International” p.1, 2017. [Online].Available: www.astm.org/industry/additivemanufacturing-


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