電弧增材制造（ wire arc additive manufacturing ，WAAM）技術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體零件 [1] 。基于單絲電弧增材制造技術發展而來的多絲電弧增材制造（Multi-wire arc additive manufacturing ，M-WAAM）技術，支持將不同種金屬絲材同時送入熔池，通過調節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勢，制造具有某種或者多種特殊性能的結構件，在成分設計上展現出高度的靈活性 [2] 。M-WAAM 技術不但具有傳統 WAAM 技術設備成本低、成形效率高、生產周期短等優勢，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，進一步推動了WAAM 技術在航空航天、汽車制造等高性能需求領域的廣泛應用 [3-4] 。在工業 4.0 智能化制造的時代背景下，M-WAAM 技術憑借其獨特優勢，有望成為未來先進智能制造的主流技術之一，滿足日益復雜的生產需求，朝著數字化、智能化的發展方向邁進。

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，FGMs）、高熵合金（high entropy alloys，HEAs）和金屬間化合物（intermetallic compound，IMC）等先進材料的研究進展，并總結了 M-WAAM 制備金屬材料的常見缺陷以及面臨的關鍵問題，提出了相應的解決措施，并對 M-WAAM 未來發展方向進行展望。

1、 多絲電弧增材制造技術

依據M-WAAM成形過程中熱源性質的不同，M-WAAM工藝設備包括：鎢極氣體保護焊（gas tungsten arc welding，GTAW）、等離子弧焊（plasma arc welding，PAW）以及熔化極氣體保護焊（Gas metal arc welding，GMAW）三類。以鎢極為熱源的M-WAAM技術載流能力有限，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技術熱量更為集中，便于控制成形過程中的熱輸入，同時成形構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力，同時易出現變形、飛濺等缺陷 [7] 。圖1（d）所示為基于GMAW的M-WAAM實用設備，圖1（e）和（f）分別展示了基于GTAW和PAW的M-WAAM實用設備。目前，基于GMAW的改進技術冷金屬過渡（cold metal transfer，CMT）技術也廣泛應用于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技術成功制備了不銹鋼/鋁雙金屬結構，研究發現低熱輸入的條件實現了雙金屬結構的無缺陷制造。

圖1 M-WAAM原理和設備圖 （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設備圖 [12] ；（e）基于GTAW的M-WAAM設備圖 [9] ；（f）基于PAW的M-WAAM設備圖 [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M-WAAM成形過程中電弧模式的不同，該技術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熔化，通過調節金屬絲材送入熔池的比例來調控成形構件的化學成分，原位合金化成形具有特定成分的構件 [13] 。Huang等 [14] 采用基于單電弧多絲的電弧增材制造技術，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系統的引入大幅度提升了絲材熔化的效率，同時可以改善電弧形態，在一定程度上解決其在高沉積電流條件下產生的凹坑、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6.24 kg/h。Han等人 [17] 研究發現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，基于多電極的多機器人協調WAAM系統的研究，進一步推動了M-WAAM技術在復雜結構制備方面的發展。

Arbogast等 [18] 開發了一種多機器人智能M-WAAM系統，并提出了可擴展的實時沉積路徑分配策略，實現了M-WAAM過程中絲材以及電源的異步協調運動，大幅提高了生產制造效率。

M-WAAM技術可以滿足不同成分金屬材料的制備要求，具體如圖2所示，FGMs、HEAs及IMCs等先進金屬材料的制備均可以通過M-WAAM實現 [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也展現了其巨大的應用潛力，更好的滿足了航空航天、能源工程和交通運輸等領域對產品苛刻條件服役的應用需求 [22] 。He等 [23] 開發的多絲協同WAAM設備已經應用于大型船舶螺旋槳支架的制備，其制造效率提升4.7倍。應用于重大工程領域的高性能大型金屬構件艦船艉軸架、運載火箭過渡端框架以及高層建筑多向鋼節點均也可以通過M-WAAM技術進行制備。

圖 2 M-WAAM 分類與應用 [24-27]

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

2、 多絲電弧增材制造研究現狀

2.1 制備傳統 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 商用焊絲的發展，已經可以通過單一絲材 WAAM 工藝制備上述材料，但原料成本、生產效率、構件強度、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 合金構件，成形過程中四組送絲裝置同時工作，大幅度提高了沉積效率。實驗結果表明，M-WAAM 成形試樣均為鈦合金典型的網籃狀結構，Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si 合金的結構更加致密，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 具有更高的抗壓強度，可達 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。結果表明，成形試樣在電化學腐蝕過程中形成了穩定鈍化膜，樣品的耐腐蝕性能隨沉積電流的提升呈現下降趨勢 [33] 。由于復雜熱循環的存在，M-WAAM 制備鈦合金結構件時往往會產生粗大且跨層生長的原始 β 柱狀晶組織，導致構件的力學性能下降。通過添加合金元素的方式細化晶粒成為提高 WAAM 鈦合金結構件力學性能的關鍵。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）所示全景圖進行觀察可以發現，添加 Ni元素消除了跨層生長的柱狀晶，實現了晶粒的細化，促進柱狀晶向等軸晶轉變。納米級析出相 Ti 2 Ni 的存在具有沉淀強化和晶粒細化的作用，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。通過對成形構件顯微組織觀察發現Ti-6Al-4V-8.5Cu 構件的晶粒明顯細化，初始 β 晶粒不隨沉積層的增加而長大。根據圖 3（f），（g）所示硬度與拉伸測試結果可知，Ti 2 Cu 析出相的晶粒細化作用使成形構件的力學性能顯著高于純 Ti-6Al-4V 構件，其硬度

與極限抗拉強度分別提升 8.74%和 20.8% [35] 。通過 M-WAAM 技術進行原位合金化，Cu、Ni 等合金元素的添加打破了鈦合金中原始 β 晶粒的柱狀生長進而實現晶粒的細化，展現了 M-WAAM 制備新型高強度鈦合金的前景。

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 合金因其高比強度以及優異的機械性能廣泛應用于航空航天工業領域 [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，通過調節 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 鋁合金構件。圖 3（h）所示拉伸測試結果顯示成形構件的極限抗拉強度約為（280±5） MPa，而 WAAM 制備的 2219 鋁合金極限抗拉強度僅達到 237 MPa，適量的添加 Mg 元素提高了 Al 合金試樣的強度性能。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性能的影響。研究發現，熱處理后微觀組織中的枝晶形態消失，圖 3（i）XRD 測試結果顯示 T4 與 T6 熱處理后試樣的微觀相組成均轉變為 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度與水平方向抗拉強度差值接近 400 MPa [38] 。Al-Zn-Mg-Cu合金具有高強度、高韌性以及優異的耐腐蝕性能，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度鋁合金構件 [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 鋁合金構件，具體實驗過程如圖 3（j）所示。

采用 WAAM工藝成形的構件硬度與鑄件相似，均在 95~115HV范圍內，其水平方向的抗拉強度（240 MPa）明顯高于垂直方向抗拉強度（160 MPa），表現出了明顯的各向異性。Chen 等 [41] 采用三絲 WAAM 系統成功制備了與 Yu 等 [40] 成分相同的 7050 鋁合金并對其裂紋擴展機理進行了研究。根據圖 3（k-m）所示實驗結果，沉積完成后構件底部的等效應力明顯高于構件中心高度的等效應力，在構件產生宏觀裂紋的區域垂直方向存在較高的拉應力，從而產生橫向裂紋。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。實驗結果表明，WAAM 工藝制備的鋁合金試樣力學性能高于鑄態 Al-Zn-Mg-Cu 合金，其平均硬度、抗拉強度和伸長率分別為 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] 采用響應面法和 NSGA-II.對 CMT-P 電弧增材制造制備 2024鋁合金工藝參數進行優化，在送絲速度為 3.5 m/min，焊炬移動速度為 7.20 mm/s，比例系數為 2時，孔隙率和表面粗糙度最小。Lv等 [43] 基于廣義模糊合成運算法則，構建 WAAM鋁合金工藝參數、孔隙率以及拉伸性能的對應法則，通過對不同工藝參數下成形試樣的質量進行評估，得到最優工藝參數組合，當送絲速度為5 m/s，焊炬移動速度為 0.025 m/s 時，成形試樣具有最低的孔隙率以及優異的抗拉強度。M-WAAM 技術打破了商用鋁合金焊絲的限制，通過多絲進給、原位合金化的方式實現了高強度 Al-Mg-Cu、Al-Zn-Mg-Cu 等合金的制備。此外，北京工業大學還開展了 M-WAAM 技術制備鋁合金復合材料的研究，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異綜合性能的鋁合金層狀復合材料 [44] 。對于鋁合金的 M-WAAM而言，合理的優化工藝參數、沉積策略以及熱處理工藝以降低氣孔的產生的概率是十分重要的。

圖3 M-WAAM制備傳統金屬材料 （a）鈦合金構件成形示意圖及顯微組織 [32] ; （b），（c）Ti-6Al-4V和Ti-6Al-4V-7.5Ni構件金相全景圖 [34] ； （d），（e）Ti-6Al-4V和Ti-6Al-4V-7.5Ni合金顯微硬度和拉伸測試結果 [34] ；（f），（g） Ti-6Al-4V和Ti-6Al-4V-8.5Cu顯微硬度和拉伸測試結果 [35] ；（h）Al-xCu-xMg 合金拉伸測試結果 [37] ；（i）2024鋁合金及其經T4、T6熱處理后XRD結果 [38] ；（j）三絲電弧增材制造Al-Zn-Mg-Cu合金系統 [40] ；（k），（l）Al-Zn-Mg-Cu合金裂紋形貌 [41] ；（m）垂直方向應力采集結果 [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大，如何制備高性能不銹鋼材料成為WAAM不銹鋼材料的關鍵。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）系統成形了不銹鋼單壁墻試樣，成形構件的殘余應力與應變分別降低40%和67%。對于單一種類絲材的M-WAAM研究還會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不銹鋼構件。經對比發現，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變為完全生長的等軸晶，使成形試樣的拉伸強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，經計算該工藝沉積速率高達13.3 kg/h，且旁路系統的電流調節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象的出現 。由此可見，基于WAAM改進的多絲間接電弧增材制造技術可以減少成形過程中的熱輸入，降低成形試樣的殘余應力與變形，同時可以在一定程度上避免粗大晶粒的產生，在制備高強度不銹鋼材料方面展現了巨大的潛力。對于鎳基合金而言，其典型代表Inconel 625、Inconel 718等商用焊絲的發展已經非常成熟，可以實現單絲電弧增材制造高強度鎳基合金 [48] 。對于鎳基合金的M-WAAM而言，常用于與其他材料如不銹鋼、鈦合金等進行連接，制備多材料結構，以滿足航空航天發動機等對零件結構-性能一體化的應用需求 [49-50] 。

M-WAAM技術突破了傳統商用焊絲發展不足的限制，擴大了M-WAAM制備材料的種類范圍，使得更多復雜形狀和結構的部件能夠得以制備。對于傳統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，采用M-WAAM技術，可以通過旁路送絲系統添加溶質元素、采用間接電弧增材制造等方式，在提高沉積效率的同時有效改善成形試樣的微觀組織，從而提升其力學性能。M-WAAM技術多種絲材同時進給和原位合金化的成形方式為WAAM制備金屬材料的性能強化提供了可行途徑，推動了制造領域的創新發展，為傳統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制備金屬材料仍存在成型精度不足、力學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。

2.2 制備先進金屬材料

2.2.1 制備功能梯度材料

航空航天、能源工程等領域極端苛刻的服役環境要求產品具有良好的環境適應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，該問題成為當前亟待解決的問題 [51] 。M-WAAM 的發展為異質金屬材料功能-結構一體化近凈成形提供了良好的解決方案，符合航空航天領域高性能、低成本、高可靠性的發展方向。FGMs 作為一種復雜的異質材料，其化學成分和機械性能可以發生緩慢的變化，實現同一構件不同位置具有不同性能的目的 [52] 。WAAM 多種絲材同時進給的成形方式為 FGMs 提供了良好的的制備途徑，通過調節絲材送入熔池的比例來達到預設的梯度成分 [53] 。

Zhang 等 [54] 采用 D-WAAM 工藝，通過改變 304 不銹鋼和 Fe-40Al 絲材的送絲速度實現了 Al/Fe 含量比由0%至40%的精確變化，能譜檢測結果進一步驗證了上述結論，如圖 4（a），（b）所示。鎳基高溫合金與不銹鋼組成的復合材料具有高強度、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，界面區域 SEM 圖像未觀察到凝固裂紋。但由于實驗過程中未設計成分逐級過渡，導致界面處組織發生急劇變化，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）晶格結構，但成分梯度的設計對不銹鋼和鎳基高溫合金組成的 FGM 微觀組織和力學性能仍具有較大的影響 [57] 。Zhang 等 [57] 嘗試對 WAAM 制備 Inconel 625/HSLA 鋼異質合金進行梯度策略的優化。與圖 4（d）所示等變量策略相比，圖 4（e）所示優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 低強度區域以及高 Laves 相含量區域。在室溫和高溫拉伸測試的過程中，極限抗拉強度分別提升13.4%和 15.1%，如圖 4（f）所示。通過 M-WAAM 工藝實現了高強度 Inconel 625/HSLA 鋼 FGM 的制備。Yu等 [58] 也基于此進行了嘗試，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 工藝實現了普通碳鋼、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 結果表明不銹鋼與鎳基高溫合金界面結合良好，拉伸過程中并未在該區域發生斷裂，如圖 4（i）所示，證明了該工藝制備先進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成分 [54] ; （c） 316L不銹鋼/Inconel 625梯度材料EDS結果[49] ；（d） Inconel 625/HSLA鋼等變量梯度路徑 [57] ；（e）Inconel 625/HSLA鋼等優化梯度路徑 [57] ；（f）室溫、高溫拉伸測試結果[57] ；（g）普通碳鋼/316L 不銹鋼/Inconel 625金相全景圖 [59] ；（h） 界面EDS結果 [59] ；（i）拉伸測試結果 [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 技術支持多種絲材同時送入熔池，能夠有效控制不同沉積層的材料成分，從而實現性能的梯度變化，滿足材料的多功能耦合特性。M-WAAM 技術的高度靈活性為 FGMs 的設計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用范圍。目前，M-WAAM 技術已成功應用于鈦合金/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 FGMs 的制備，圖 4（j），（i）展示了采用M-WAAM 技術成形 FGMs 的超景深圖像。采用 M-WAAM 技術制備 FGMs 可以充分發揮其在材料控制、設計靈活性、制造效率以及成本控制等方面的優勢，適應復雜多變的工程需求 [63] 。一些由于熱、物理、化學性能差異較大而無法直接連接的異質合金也可以采用梯度過渡方案，通過 M-WAAM 工藝進行連接。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力和熱變形仍是一個挑戰。通過不斷的技術創新以及工藝優化，逐步解決上述問題，可以進一步拓展 M-WAAM技術制備 FGMs 的應用范圍和前景。

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簡單結構，與其他具有復雜化學成分的復雜相相比，HEAs 晶體結構由簡單的固溶體相組成，如體心立方（FCC）、面心立方（BCC）、六方（HCP）或這些結構的組合 [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雜形狀的零件時具有嚴重的局限性 [65] 。WAAM 在制備 HEAs 方面展現了巨大的潛力 [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行電弧增材制造過程。

Shen 等 [68] 制備了一種由 7 根細金屬絲（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成分的均勻性（如圖 5（b））。結果表明，通過適當改變行進速度，可以減少熱量輸入并實現更快的冷卻速率，產生細晶粒 HEA，從而提高力學性能。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，同時也拓展了 WAAM 技術的應用范圍，為利用增材制造技術開發 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，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，結果表明，隨著 Al 含量的增加，發生從 FCC+BCC 雙相到 BCC 單相的轉變，如圖 5（g）所示。合金硬度隨相比例變化增加至 397HV，底部區域具有最佳的抗壓強度和伸長率分別為 827.4 MPa 和 42.3%，BCC相比例的增加提高了頂部區域的耐磨性，但 Cr 元素在晶界的偏析導致晶界性能改變，使其脆性增加，如圖 5（h）所示。這項研究表明，D-WAAM 技術具有直接生產復雜成分的 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量，使用純 Al 焊絲、Ni-Cr 焊絲和 Ni-Co 焊絲進行組合（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。結果表明，絞股焊絲+GTAW 絲弧增材制造工藝可實現 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示意圖 [68] ;（b）絞股焊絲的3D模型 [68] ；（c） 應力-應變曲線和壓縮力學性能隨試樣的變化 [68] ；（d）絞股焊絲原理圖 [69] ；（e）雙絲沉積工藝原理圖 [69] ；（f）梯度高熵合金設計示意圖 [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絞股焊絲設計示意圖 [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、耗時長，難以投入到實際生產過程。多股絞合高熵合金絲材作為一種經濟、高效的新型絲材，廣泛應用于HEAs的WAAM。通過調控絞股焊絲中不同金屬絲材的比例，可以精確控制M-WAAM技術制備HEAs的化學成分，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技術的結合，推動了新型HEAs設計與研發，進一步拓寬了HEAs在航空航天、能源工程以及汽車制造等領域的應用范圍。

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構的化合物。美國航空局曾經對先進航空發動機使用材料種類進行預測，結果顯示，Ni-Al、Ti-Al 以及 Fe-Al 等IMC 及其復合材料的使用占比接近 50%，具有非常廣闊的應用前景 [73] 。比如，Ni-Al 系 IMC 常用于航空飛機發動機的高壓渦輪中，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材料，使用溫度可以達到 1200 ℃ [74] 。但該類材料在拉拔的過程中容易發生脆性斷裂，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性能的影響。成形構件微觀形貌如圖 6（a）所示，結果表明隨 Ni 含量增加，試樣的微觀組織逐漸由 M-NiAl/Ni 3 Al 轉變為 Ni 3 Al + γ-Ni/γ’-Ni 3 Al。高硬度相 M-NiAl 減少，導致構件硬度降低，但隨后由于 γ’-Ni 3 Al 相的強化作用有所增加，如圖 6（b）所示。Zhang 等 [76] 采用雙絲 WAAM 技術制備 Ni 3 Al合金，并對其高溫氧化行為進行研究。研究發現，使用 M-WAAM 技術制備的 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域的氧化行為，導致該區域氧化皮厚度較大。

Ti-Al 系 IMC 在高溫下具有優異的抗拉強度和抗蠕變性能，其在中溫環境下可以替代傳統的高溫合金 [77,78] 。Wang 等 [79] 通過調節 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。根據圖 6（c）所示 XRD 實驗結果，該實驗成功的獲得了 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，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。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。研究發現隨層間溫度的增加，單壁墻試樣的宏觀裂紋逐漸消失但成形高度有所減小。抗壓強度隨成形溫度的增加而降低，最大抗壓強度為 1814.3 MPa。Shen等 [82] 研究了 Ti-Al系金屬間化合物裂紋形成機理，發現 α 2 -Ti 3 Al 的存在會導致更高的局部取向差以及晶間微裂紋的產生。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，該團隊通過調節沉積電流，成功制備了具有等軸晶片層團且 Al含量波動較小的 TiAl-4822 合金 [83] 。同時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 元素的添加促使構件中生成納米級板條狀析出相，使成形試樣的抗壓強度和延伸率分別提升 35%和 65%。Fu 等 [86] 采用 M-WAAM，結合熱絲技術成功制備了新型鈦-鋁金屬件化合物 Ti 2 AlNb，解決了該合金由于高熔點（1200 ℃）面臨的制造周期長、制造成本高等問題。研究結果表明采用 M-WAAM技術制備的 Ti 2 AlNb合金室溫極限抗拉強度可達 1002 MPa，伸長率可達 8%。該實驗的成功為制備高性能 IMC 提供了新途徑，展現了 M-WAAM 制備 IMC 的巨大前景。

Fe-Al 系 IMC 因其優異的耐腐蝕性能而受到廣泛關注 [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））以及更高的抗壓強度。實驗結果顯示，M-WAAM 技術制備的 Fe 3 Al 合金抗壓強度可達 1820 MPa，使用粉末燒結制備的試樣由于內部孔隙缺陷的存在導致抗壓強度僅為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異的 Fe-Al 系 IMC。該團隊采用 Al 絲以及 Fe 絲為原材料，原位合金化成形的 Fe-25%Al 合金試樣屈服強度與傳統制造方式相比提升了 50 MPa。

Ni-Ti 合金具有獨特的形狀記憶效應以及優異的超彈性[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、相變和力學性能的影響。結果表明，隨著沉積電流的增大，Ni 4 Ti 3 析出相尺寸增大，過大的熱輸入導致 Ni 4 Ti 3 發生擴散相變，在樣品中測得 Ni 3 Ti。

隨著沉積電流的增加，極限抗拉強度和延伸率也隨之降低，電流為 80 A 時成形試樣具有最高的抗拉強度和伸長率，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。實驗結果中觀察到了 Ni 3 Ti、Ni 4 Ti 3 以及 NiTi 2 析出相的存在，Ni 3 Ti析出相的強化作用導致 Ni 53 Ti 47 構件的硬度遠高于 Ni 50.8 Ti 49.2 構件。同時，Ni 3 Ti析出相的存在抑制了馬氏體相變的進行，導致 Ni 53 Ti 47 試樣在循環壓縮的過程中不可恢復應變的線性增加，如圖 6（l） 所示。Ni 50.8 Ti 49.2循環壓縮過程中的不可恢復應變逐漸接近 4.5 %，如圖 6（k）所示，WAAM 過程中熱量的累計導致成形試樣

相組成不均勻進而導致試樣超彈性下降。Huang 等 [20] 通過 D-WAAM 的方式創造性的制備了 Ni 49 Ti 51 合金，不同區域微觀形貌如圖 6（m）所示。成形試樣表現出了高達 88%的形狀記憶恢復率（如圖 6（n）），展現了 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 結果 [79] ; （d）Ti-48Al 樣品 XRD 結果 [80] ；（e）殘余應力對比 [80] ；（f）Fe 3 Al 合金微觀形貌 [90] ；（g）EDS 結果[90] ；（h）不同工藝壓縮強度對比 [90] ；（i），（j）不同電流下制備的 NiTi 合金應力應變曲線與拉伸性能 [94] ; （k）Ni 50.8 Ti 49.2 循環壓縮測試結果 [95] ；（l） Ni 53 Ti 47 循環壓縮測試結果 [95] ；（m）NiTi 合金不同區域形貌 [20] ；（n）形狀記憶效應測試結果 [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，導致其零部件的生產和制造難度極大，進一步限制了 IMC 的應用 [96,97] 。采用以粉末為原材料的增材制造方式制備 IMC 成本較高且生產效率低，成形構件的力學性能有限，極大的限制了粉末增材制備 IMC 的發展 [98] 。M-WAAM 成為制造 IMC 的理想技術之一，通過調控每種金屬絲材的送絲速度，實現對 WAAM技術制備 IMC化學成分的精確控制 [63] 。目前，Ni-Al、Ti-Al、Ni-Ti等 IMC 已經通過 M-WAAM 技術成功制備，對其微觀組織以及力學性能方面的研究也逐漸深入，但對于 IMC高溫強度、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特的熱循環過程會影響成形構件的微觀組織，進而導致其力學性能的降低。因此，尋找更加合適的沉積熱源并對相應的熱循環過程進行研究，減少殘余應力的產生，提升 M-WAAM 制備 IMC 的晶界強度，是制備高性能 IMC 的關鍵。

3、 關鍵問題

M-WAAM 在中等復雜程度的大型結構金屬構件制造以及先進金屬材料的制造中具有廣闊的應用前景。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性能各向異性：M-WAAM 是一個復雜的熱循環過程，可以視為一種簡易的原位熱處理工藝，這將導致成形構件在不同區域可能會出現不同的微觀組織；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，成形構件將不可避免的會產生柱狀晶區，從而導致材料力學性能的各向異性 [99] 。對電流、電壓等工藝參數以及沉積路徑進行優化，結合實時監測系統以確保成形過程的穩定性，適當的熱處理工藝也可以有效改善上述問題。

（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也是 WAAM 氣孔產生的原因之一。在 M-WAAM 過程中產生的氣孔通常為非球形的，保護氣體不足、工藝參數不穩定、沉積路徑過于復雜等都會成為氣孔產生的原因。此外，也有研究顯示較高的熱輸入會導致成形構件存在更大的孔隙率 [100] 。通過研究表明，增加保護氣純度和流量以避免空氣進入熔池，調整電壓、電流等工藝參數確保熔池良好的流動性以及通過預熱等措施減緩冷卻速率均可以降低 M-WAAM 過程中氣孔產生的概率 [101] 。

M-WAAM 過程中局部區域會快速熔化和凝固，較高的溫度梯度會導致膨脹、收縮不均勻，從而產生殘余應力，當殘余應力超過材料的強度極限時會產生凝固裂紋，成分偏析以及低熔點共晶相的產生也有可能產生凝固裂紋。此外，還可能存在由于析出相形成以及晶界形態變化導致的晶間裂紋的產生 [102] 。對 M-WAAM 工藝參數進行優化，選擇合適的沉積路徑、層厚以及層間冷卻時間，結合預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 中反復熔化和冷卻引起材料熱膨脹和收縮,從而導致變形的產生，此外由于溫度梯度導致的殘余應力也會引起結構變形，嚴重影響成形試樣的力學性能，并成為晶粒結構變化的驅動力 [102] 。將實驗與模擬相結合，尋找最佳的工藝參數組合，使 M-WAAM 工藝過程中的熱輸入和冷卻速度達到最佳平衡，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，工藝參數的選擇以及層間溫度的控制將會影響成形試樣表面的粗糙程度。適當的后處理技術，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等先進材料生產制造的研究為 M-WAAM 在工業制造和新材料研發方面的進一步發展提供了新的思路。然而，由于 M-WAAM 技術獨特的熱歷史等因素所導致的微觀組織不均勻和力學性能各向異性，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 的進一步發展。尋找適當的工藝參數，研究晶粒細化過程和額外的層間變形是至關重要的，并已產生了有希望的結果。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化可以確保 M-WAAM 過程的穩定性，有效提升成形構件的性能和可靠性，同時可以提高制造效率，節約制造成本。因此，建立各個工藝，各個材料體系的工藝窗口，探究最優工藝參數是必不可少的研究之一。 通過設計正交實驗、響應面法等方式，結合在線監測與控制系統，探究最優的工藝參數組合，逐步完善各個材料的工藝窗口。同時也可以結合有限元分析以及多物理場模擬對不同工藝參數下的溫度場、應力場分布，對M-WAAM 工藝參數進行優化，尋找最優工藝窗口。

（2）復合工藝：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）來對構件實現晶粒細化等目的，從而提高材料的力學性能。同時，可以通過激光-電弧復合增材制造技術來改善 M-WAAM 成形精度不足的問題，實現高精度、高質量構件的制備，其沉積效率可達6~10 kg/h，表面精度可達 0.3~0.4 mm，南京理工大學通過雙絲 CMT 結合激光實現了高性能鈦合金、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-電弧復合增材成形試樣的表面精度，同時研究發現成形試樣的孔隙率顯著降低至 0.01% 。目前，對于激光-電弧復合增材制造技術的研究多集中于單絲 WAAM，基于多絲的激光-電弧復合增材制造技術仍需深入。

（3）建立過程監測和控制系統：為了實現 M-WAAM 過程的精確控制，必須對沉積過程中熔池的幾何狀態、亮度和熱分布進行實時檢測。使用激光視覺傳感系統對沉積的形貌進行監測，同時采用 CCD 傳感器來監控弧長、熔池等，并通過反饋系統即時調整工藝參數，確保沉積過程的穩定和產品質量一致。多變量監測與控制系統將是智能制造的重點發展方向。

5、 結論

M-WAAM 技術在工藝優化、質量控制以及先進多材料結構的制造與研發等方面取得了顯著成效，展現了其在綠色制造和智能制造等領域的廣泛應用前景。FGMs 和 HEAs 等先進材料已經能夠通過 M-WAAM 技術進行制備，展現了 M-WAAM 技術在制備的成分-結構-功能一體化材料方面的巨大潛力。然而，隨著航天、能源工程、汽車制造等領域對于高質量、高性能、高復雜程度零部件需求的不斷增加，M-WAAM 技術面臨著新的挑戰。這些領域對制造精度、材料性能和生產效率要求的提升，促使 M-WAAM 技術在實現更高標準的同時探索新的解決方案。人工智能技術為 M-WAAM 技術的進一步發展提供了良好的基礎。結合人工智能系統以及傳感器網絡可以實現對 M-WAAM 過程的工藝優化、過程建模、缺陷監測等。未來，M-WAAM 技術必將進一步與人工智能技術深度融合，推動制造過程的自動化、智能化和數字化，以適應工業 4.0 時代智能制造的發展趨勢。這將進一步拓寬 M-WAAM 技術的在航空航天、車輛工程等高性能需求領域的應用范圍，滿足未來工業發展的多樣化需求。隨著研究的不斷深入和技術的不斷創新，M-WAAM 技術將在更多領域展現其獨特優勢和巨大價值。

參考文獻

[1] SHEN C, TU Y, CHENG X, et al. Effect of heat treatment on microstructure and mechanical properties of Mg-6Gd-3Y-0.5Zr alloy fabricated by wire arc additive manufacturing[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2024,986: 910-918.

[2] WANG L, TAN Z, CHEN S, et al. Microstructure and mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu alloy fabricated by multi-wire arc-based directed energy deposition[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2024, 124: 661-672.

[3] O'NEILL F, MEHMANPARAST A, et al. A review of additive manufacturing capabilities for potential application in offshore renewable energy structures[J]. Forces in Mechanics, 2024, 14: 100255.

[4] WANG Y, KONOVALOV S, CHEN X, et al. Research on plasma arc additive manufacturing of Inconel 625 Ni–Cu functionally graded materials[J]. Materials Science and Engineering:A, 2022, 853: 143796.

[5] MUTHU S M, VEEMAN D, VIJAYAKUMAR A, et al. Evaluation of metallurgical and mechanical characteristics of the ferritic stainless steel AISI 430 produced by GTAW-based WAAM[J]. Materials Letters, 2024, 354: 135362.

[6] 李權,王福德,王國慶,等.航空航天輕質金屬材料電弧熔絲增材制造技術[J].航空制造技術,2018, 61(03): 74-82+89.

LI Q, WANG F D, WANG G Q, et al. Wire and arc additive manufacturing of lightweight metal components in aeronautics and astronautics[J]. Aeronautical Manufacturing Technology, 2018, 61(03): 74-82+89.

[7] SASIKUMAR C, OYYARAVELU R. Mechanical properties and microstructure of SS 316L created by WAAM based on GMAW[J]. Materials Today Communications, 2024, 38: 107807.

[8] KARIM MA, JADHAV S, KANNAN R, et al. Investigating stainless steel/aluminum bimetallic structures fabricated by cold metal transfer (CMT)-based wire-arc directed energy deposition[J]. Addit Manuf 2024, 81:104015.

[9] JIANG P F, NIE M H, TENG J Z, et al. Multi-wire arc additive manufacturing of TC4-Nb-NiTi bionic layered heterogeneous alloy: microstructure evolution and mechanical properties[J]. Materials Characterization, 2023,202: 113001.

[10] WANG L, ZHANG Y, HUA X, et al. Twin-wire plasma arc additive manufacturing of the Ti–45Al titanium aluminide: processing, microstructures and mechanical properties[J]. Intermetallics, 2021, 136: 107277.

[11] 林方略.附加保護氣雙絲 MIG 焊增材制造工藝與控制[D].廣州: 華南理工大學, 2020.

LIN F L, Process and control of double-wire mig welding additive manufacturing by additional protective gas[D].Guangzhou: South China University of Technology, 2020.

[12] 毛笛越.等離子弧增材制造 GH4169 合金工藝與組織性能研究[D].武漢: 華中科技大學, 2020.

MAO D Y. Study on Crafts and microstructure properties of GH4169 Superalloy by Plasma Arc Welding Additive Manufacturing[D]. Wuhan: Huazhong University of Science and Technology, 2020.

[13] JIANG P F, LI X R, ZONG X M, et al. Microstructure and mechanical properties of Ti basic bionic gradient heterogeneous alloy prepared by multi-wire arc additive manufacturing[J]. Journal of Alloys and Compounds,2022, 926: 166813.

[14] HUANG Y F, SU C C, LU H J, et al. CoFeNi twisted wire + Al wire arc additive manufacturing of AlCoFeNi eutectic and near-eutectic high entropy alloys[J]. J Mater Res Technol, 2024, 30: 9237-9247.

[15] QIANG W, WANG K, GAO C, et al. Process characteristics of V-shaped coupling dual GTA-based additive manufacturing[J]. J Mater Res Technol, 2023,23: 1968–1979.

[16] 周鑫,梁曉梅,王建昌,等.00Cr13Ni5Mo 不銹鋼四鎢極耦合電弧雙絲增材制造工藝[J].焊接, 2024, (05): 37-43.

ZHOU X, LIANG X M, WANG J C, et al. Quadruple-electrode gas tungsten coupling arc double-wire additive manufacturing process of 00Cr13Ni5Mo stainless steel[J]. Welding, 2024, (05): 37-43.

[17] 韓慶璘，李鑫磊,張廣軍.低碳鋼/高強鋼組合結構雙絲雙鎢極氬弧增材制造[J].焊接學報, 2022, 43(02): 88-93+119.

HAN Q L, LI X L, ZHANG G J. Low carbon steel/high strength steel composite structure double wire double tungsten argon arc additive manufacturing[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2022, 43(2): 88-93.

[18] ARBOGAST A, NYCZ A, NOAKES M W, et al. Strategies for a scalable multi-robot large scale wire arc additive manufacturing system[J]. Addit Manuf Lett, 2024, 8: 100183.

[19] JIANG P F, NIE M H, ZONG X M, et al. Microstructure and mechanical properties of TC4/NiTi bionic gradient heterogeneous alloy prepared by multi-wire arc additive manufacturing[J]. Materials Science and Engineering:A,2023, 866: 144678.

[20] HUANG Y, XIN D, CHEN X. Microstructure and properties of NiTi shape memory alloy fabricated by double-wire plasma arc additive manufacturing with a nearly equal atomic ratio[J]. Materials Letters, 2024, 354: 135406.

[21] ZAVDOVEEV A, KIM H S, HEO Y U, et al. Microstructure and properties of HEA fabricated through metal powder wire arc additive manufacturing[J]. Materials Letters, 2024, 357: 135726.

[22] WANG L, WU T, WANG D, et al. A novel heterogeneous multi-wire indirect arc directed energy deposition for in-situ synthesis Al-Zn-Mg-Cu alloy: process, microstructure and mechanical properties[J]. Additive Manufacturing, 2023, 72: 103639.

[23] HE T Y, YU S F, LEI Y, et al. Design of multi-arc collaborative additive manufacturing system and forming performance research[J]. J Manuf Process, 2024, 109: 313–325.

[24] 楊揚，張澳，李瑤，等.金屬增材制造工藝、材料及成形機理的研究與應用[J].金屬加工(熱加工),2024(3):33-45.

YANG Y, ZHANG A, LI Y, et al. Research and application of metal additive manufacturing process, material and forming mechanism[J]. Metal Processing (Thermal Processing), 2024(3): 33-45.

[25] WILLIAMS S W, MARTINA F, ADDISON A C, et al. Wire+arc additive manufacturing[J]. Materials Science and Technology, 2016, 32(7): 641-647.

[26] LI J L, CUI Q, PANG C, et al. Integrated vehicle chassis fabricated by wire and arc additive manufacturing:structure generation, printing radian optimisation, and performance prediction[J]. Virtual and Physical Prototyping, 2024, 19:22-31.

[27] YI H, JIA L, DING J, et al. Achieving material diversity in wire arc additive manufacturing: leaping from alloys to composites via wire innovation[J]. International Journal of Machine Tools and Manufacture, 2024, 194: 104103.

[28] SINGH TANWAR R, JHAVAR S. Ti based alloys for aerospace and biomedical applications fabricated through wire+arc additive manufacturing (WAAM)[J]. Materials Today: Proceedings, 2023, 98:226-232.

[29] CHEN Y, XU M, ZHANG T, et al. Grain refinement and mechanical properties improvement of Inconel 625 alloy fabricated by ultrasonic-assisted wire and arc additive manufacturing[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2022,910: 164957.

[30] SUN G, SUN X, ZHAO X, et al. Effect of interlayer rapid cooling on the microstructure and properties of aluminum alloys produced by wire arc additive manufacturing[J]. Manufacturing Letters, 2024, 40:70-74

[31] CHEN J, WEI H, ZHANG X, et al. Flow behavior and microstructure evolution during dynamic deformation of 316 L stainless steel fabricated by wire and arc additive manufacturing[J]. Materials & Design, 2021, 198: 109325.

[32] TENG J Z, JIANG P F, CONG Q et al. A comparison on microstructure features, compression property and wear performance of TC4 and TC11 alloys fabricated by multi-wire arc additive manufacturing[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2024, 29(1): 2175-2187.

[33] JIANG P F, Li X R, Zong X M, et al. Multi-wire arc additive manufacturing of Ti basic heterogeneous alloy:Effect of deposition current on the microstructure, mechanical property and corrosion-resistance[J]. J Alloys Compd 2022, 920:166056

[34] HAN J, ZHANG G Y, CHEN X Y, et al. Fabrication and study of innovative Ni-added Ti–6Al–4V through directed energy deposition[J]. Materials Science and Engineering:A, 2022, 856:143946

[35] HAN J, ZHANG G Y, CHEN X Y, et al. High strength Ti alloy fabricated by directed energy deposition with in-situ Cu alloying[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2022, 310:117759.

[36] ARANA M, UKAR E, AGUILAR D, et al. Wire arc additive manufacturing of nanomodified 2024 alloy[J].Materials Letters, 2023, 348:1-3.

[37] QI Z, CONG B, QI B, et al. Microstructure and mechanical properties of double-wire+arc additively manufactured Al-Cu-Mg alloys[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2018, 255:347-353.

[38] QI Z, QI B, CONG B, et al. Microstructure and mechanical properties of wire+arc additively manufactured 2024 aluminum alloy components: as-deposited and post heat-treated[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2019, 40:27-36.

[39] KLEIN T, REITER L, SCHNALL M. Wire-arc additive manufacturing of Al-Zn5.5-Mg-Cu (ML7075): shifting paradigms of additive manufacture-ability[J]. Materials Letters, 2022, 313(1): 131841.

[40] YU Z, YUAN T, XU M, et al. Microstructure and mechanical properties of Al-Zn-Mg-Cu alloy fabricated by wire?+?arc additive manufacturing[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2021, 62: 430-439.

[41] CHEN S, XU M, YUAN T, et al. Thermal–microstructural analysis of the mechanism of liquation cracks in wire-arc additive manufacturing of Al–Zn–Mg–Cu alloy[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2022, 16:1260-1271.

[42] ZHANG Z, YAN J, LU X, et al. Optimization of porosity and surface roughness of CMT-P wire arc additive manufacturing of AA2024 using response surface methodology and NSGA-Ⅱ[J]. J Mater Res Technol, 2023, 24:6923–6941.

[43] LYU F Y，WANG L L，DOU Z W，et al. Normalized evaluation for wire arc additive manufacturing of 2319 aluminum alloy[J]. Journal of Materials Engineering, 2024, 52(3): 137-148.

[44] WANG Y P, ZHANG S, LI H, et al. Microstructure and mechanical properties of 7075/5356 aluminum alloy laminated composite fabricated by wire arc additive manufacturing[J]. Mater Lett, 2024, 367: 136638.

[45] THéODORE J, COUTURIER L, GIRAULT B, et al. Relationship between microstructure, and residual strain and stress in stainless steels in-situ alloyed by double-wire arc additive manufacturing (D-WAAM) process[J].Materialia, 2023, 30: 101850.

[46] FENG Y, ZHAN B, HE J, et al. The double-wire feed and plasma arc additive manufacturing process for deposition in Cr-Ni stainless steel[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2018, 259: 206-215.

[47] 張天奕,張兆棟,王澤力,等.旁路耦合三絲間接電弧增材制造成形特性[J].焊接學報,2022, 43(9): 25-30.

ZHANG T Y, ZHANG Z D, WANG Z L, et al. Bypass coupling three-wire indirect arc additive manufacturing forming characteristics [J]. Transactions of the China Welding Institution, 2022, 43(9): 25-30.

[48] 祝國梁,羅樺,賀戩,等.鎳基高溫合金增材制造研究進展[J].材料工程,2024, 52(02): 1-15.

ZHU G L, LUO H, HE J, et al. Advances in additive manufacturing of nickel-based high-temperature alloys[J].Journal of Materials Engineering, 2024, 52(2): 1-15.

[49] SASIKUMAR R, KANNAN A R, KUMAR S M et al. Wire arc additive manufacturing of functionally graded material with SS 316L and IN625: microstructural and mechanical perspectives[J]. CIRP Journal of Manufacturing Science and Technology, 2022, 38: 230-242.

[50] LI T X, WANG Z J, YANG Z W, et al. Fabrication and characterization of stainless steel 308L/Inconel 625 functionally graded material with continuous change in composition by dual-wire arc additive manufacturing[J].Journal of Alloys and Compounds, 2022, 915: 165398.

[51] 郭照燦,張德海,何文斌,等.金屬多材料增材制造研究現狀與展望[J].精密成形工程, 2022, 14(2): 129-137.

GUO Z C, ZHANG D H, HE W B, et al. Research status and prospect of metal multi-material additive manufacturing[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2022, 14(2): 129-137.

[52] REN L, WANG Z, REN L, et al. Graded biological materials and additive manufacturing technologies for producing bioinspired graded materials: an overview[J]. Composites Part B, 2022, 242(6): 110086.

[53] JEONG T W, CHO Y T, LEE C M, et al. Effects of ultrasonic treatment on mechanical properties and microstructure of stainless steel 308L and Inconel 718 functionally graded materials fabricated via double-wire arc additive manufacturing[J]. Materials Science and Engineering: A, 2024, 896: 146298.

[54] ZHANG W, WANG J, ZHU X, et al. A functionally graded material from stainless steel 304 to Fe–40Al fabricated by dual wire arc additive manufacturing[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2023, 28: 3566-3572.

[55] KIM S H, LEE H, YEON S M, et al. Selective compositional range exclusion via directed energy deposition to produce a defectfree Inconel 718/SS 316L functionally graded material[J]. Additive Manufacturing, 2021, 47:102288

[56] ZHANG X, CHEN Y, LIOU F. Fabrication of SS 316L-IN625 functionally graded materials by powder-fed directed energy deposition[J]. Science and Technology of Welding and Joining, 2019, 24(5): 504-516.

[57] ZHANG J, LI C, BA L, et al. Transition strategy optimization of Inconel 625-HSLA steel functionally graded material fabricated by wire arc additive manufacturing[J]. Metals and Materials International, 2023, 29(3): 767-776.

[58] YU X, XUE J, SHEN Q, et al. Effect of composition gradient design on microstructure and mechanical properties of dual-wire plasma arc additively manufactured 316 L/IN625 functionally graded materials[J]. Materials Chemistry and Physics, 2023, 307(6): 128121.

[59] AMIRI V, NAFFAKH-MOOSAVY H. Wire arc additive manufacturing of functionally graded carbon steel-stainless steel 316L-Inconel 625: Microstructural characterization and mechanical behavior[J]. Journal of Advanced Joining Processes, 2024, 9(1): 100194.

[60] CHEN X, HAN J, WANG J, et al. A functionally graded material from TC4 to 316L stainless steel fabricated by double-wire+arc additive manufacturing[J]. Materials Letters, 2021, 300: 130141.

[61] LU L Z, TIAN Y B, CAI Y C, et al. Microstructure and mechanical properties of a functionally graded material from TA1 to Inconel 625 fabricated by dual wire+arc additive manufacturing[J]. Materials Letters, 2021, 298:130010

[62] TOMAR B, SHIVA S. Microstructural and mechanical properties examination of SS 316L-Cu functionally graded material fabricated by wire arc additive manufacturing[J]. CIRP Journal of Manufacturing Science and Technology,2024, 50: 26-39.

[63] TIRUPATAIAH K, VENKATA KIRAN D, VENKAIAH N. Iron aluminide FGM thin wall fabrication using CMT-based twin wire arc additive manufacturing process[J]. Materials Letters, 2023, 349(6): 134836.

[64] SHANGGUAN Z, MA S, LI J, et al. Study on high-temperature oxidation of TiZrHfNbTaV high-entropy alloy[J].Materials Letters, 2024, 360: 135907.

[65] ZHANG B, HUANG Y, DOU Z, et al. Refractory high-entropy alloys fabricated by powder metallurgy: progress,challenges and opportunities[J]. Journal of Science: Advanced Materials and Devices, 2024, 9(2): 100688.

[66] AHSAN M R U, SEO G J, FAN X, et al. Effects of process parameters on bead shape, microstructure, and mechanical properties in wire+arc additive manufacturing of Al 0.1 CoCrFeNi high-entropy alloy[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2021, 68: 13141327.

[67] OSINTSEV K A, KONOVALOV S V., GROMOV V E, et al. Microstructure and mechanical properties of non-equiatomic Co25.4Cr15Fe37.9Mn3.5Ni16.8Si1.4 high-entropy alloy produced by wire-arc additive manufacturing[J]. Materials Letters, 2022, 312(1): 131675.

[68] SHEN Q, KONG X, CHEN X. Fabrication of bulk Al-Co-Cr-Fe-Ni high-entropy alloy using combined cable wire arc additive manufacturing (CCW-AAM): microstructure and mechanical properties[J]. Journal of Materials Science and Technology, 2021, 74: 136-142.

[69] LU H, SHEN Q, CHEN X, et al. Dual wire arc additive manufacturing of compositionally graded Al x -Co-Cr-Fe-Ni high-entropy alloy[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2024, 29(2): 4052-4062.

[70] OSINTSEV K A, KONOVALOV S V, GLEZER A M, et al. Research on the structure of Al 2.1 Co 0.3 Cr 0.5 FeNi 2.1 high-entropy alloy at submicro-and nano-scale levels[J]. Materials Letters, 2021, 294: 129717.

[71] HUANG S F, ZENG X L, DU X, et al. Microstructure and mechanical properties of the Nb 37.7 Mo 14.5 Ta 12.6 Ni 28.16 Cr 7.04 multi-principal alloys fabricated by gas tungsten wire arc welding additive manufacturing[J]. Vacuum, 2023, 210(2): 111900.

[72] 曾祥領.電弧增材制造技術制備 WNbMoTaTi 難熔高熵合金及其力學性能研究[J].造紙裝備及材料, 2022,51(08): 69-71.

ZENG X L. Preparation and mechanical properties of WNbMoTaTi refractory high-entropy alloy by arc additive manufacturing technology [J]. Papermaking equipment and materials, 2022, 51(08): 69-71.

[73] 李健.Ni-Al 金屬間化合物的電弧增材制造技術基礎研究[D]. 武漢: 華中科技大學, 2018.

LI J. Basic research on arc additive manufacturing technology of Ni-Al intermetallic compounds [D]. Wuhan:Huazhong University of Science and Technology, 2018.

[74] MENG Y, LI J, GAO M, et al. Preparation of Ni–Al intermetallic compounds by plasma arc melting deposition through doublewire feeding[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2023, 24: 6174-6186.

[75] MENG Y, LI J, GAO M, et al. Microstructure characteristics of wire arc additive manufactured Ni-Al intermetallic compounds[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2021, 68: 932-939.

[76] ZHANG M, WANG Y, MA Z, et al. Non-uniform high-temperature oxidation behavior of twin wire and arc additive manufactured Ni 3 Al-based alloy. J Manuf Process, 2022, 84: 522–530.

[77] LIN C, WU W, HAN Y, et al. Orderly nucleation and competitive growth behaviors of Ti-Al intermetallic compounds in Ti/TiAl 3 diffusion couple under high temperature[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2023, 939:168815.

[78] HUANG Y, XIN D, CHEN X. Microstructure and properties of NiTi shape memory alloy fabricated by double-wire plasma arc additive manufacturing with a nearly equal atomic ratio[J]. Materials Letters, 2024, 354: 135406.

[79] WANG J, PAN Z, CUIURI D, et al. Phase constituent control and correlated properties of titanium aluminide intermetallic alloys through dual-wire arc additive manufacturing[J]. Materials Letters, 2019, 242: 111-114.

[80] HOU X, YE X, QIAN X, et al. Heat accumulation, microstructure evolution, and stress distribution of Ti–Al alloy manufactured by twin-wire plasma arc additive[J]. Advanced Engineering Materials, 2022, 24(5): 1-10.

[81] XIONG J, LIU G, ZHANG G. Influence of interlayer temperature on microstructure and mechanical properties of TiAl alloys in wire and arc additive manufacturing[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2023, 94(92): 278-288.

[82] SHEN C, HUA X, LI F, et al. Composition-induced microcrack defect formation in the twin-wire plasma arc additive manufacturing of binary TiAl alloy: an X-ray computed tomography-based investigation[J]. Journal of Materials Research, 2021, 36(24): 4974-4985.

[83] ZHOU W, SHEN C, WANG L, et al. Modification of microstructure and mechanical properties for twin-wire directed energy deposition-arc fabricated Ti–48Al–2Cr–2Nb alloys via current regulation[J]. Mater Sci Eng:A2024,894:146147.

[84] WANG L, HUA X M, SHEN C, et al. Microstructure characteristics of Ti-48Al alloy fabricated by Plasma arc double wire additive manufacturing[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2024, 45(2): 1-6.

[85] YANG Z, LIU Q, WANG Y, et al. Fabrication of multi-element alloys by twin wire arc additive manufacturing combined with insitu alloying[J]. Materials Research Letters, 2020, 8(12): 477-482.

[86] FU R, YU Z, WU Q, et al. Microstructure evolution and property strengthening of Ti 2 AlNb alloys prepared by multi-wire arc-directed energy deposition[J]. J Mater Process Tech, 2024, 329: 118460.

[87] ZHANG X, GAO K, WANG Z, et al. Effect of intermetallic compounds on interfacial bonding of Al/Fe composites[J]. Materials Letters, 2023, 333: 133597.

[88] ZHANG X, GAO K, XIONG X, et al. Effect of Si addition to Fe on the formation and growth of intermetallic compounds in Fe/Al composites[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2024, 28: 1294-1302.

[89] SHEN C, PAN Z, CUIURI D, et al. Influences of deposition current and interpass temperature to the Fe 3 Al-based iron aluminide fabricated using wire-arc additive manufacturing process[J]. International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2017, 88: 2009-2018.

[90] LU H, XIN D, WANG C, et al. In-situ synthesis of Fe-Al intermetallic via arc additive manufacturing with cable-type wire[J]. Materials Letters, 2024, 357: 135693.

[91] SHEN C, PAN Z, MA Y, et al. Fabrication of iron-rich Fe-Al intermetallics using the wire-arc additive manufacturing process[J]. Additive Manufacturing, 2015, 7: 20-26.

[92] ZHANG M, FANG X, WANG Y, et al. High superelasticity NiTi fabricated by cold metal transfer based wire arc additive manufacturing[J]. Materials Science and Engineering: A, 2022, 840: 143001.

[93] HAN J, CHEN X, ZHANG G, et al. Ni 50.8 Ti 49.2 alloy prepared by double-wire+arc additive manufacturing with a substrate heating temperature of 600°C[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2023, 104(9): 76-86.

[94] WANG J, PAN Z, CARPENTER K, et al. Comparative study on crystallographic orientation, precipitation, phase transformation and mechanical response of Ni-rich NiTi alloy fabricated by WAAM at elevated substrate heating temperatures[J]. Materials Science and Engineering: A, 2021, 800: 140307.

[95] HAN J, CHEN X, ZHANG G, et al. Microstructure and mechanical properties of Ni 50.8 Ti 49.2 and Ni 53 Ti 47 alloys prepared in situ by wire-arc additive manufacturing[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2022, 306(5):117631.

[96] SHEN C, PAN Z, CUIURI D, et al. Influences of postproduction heat treatment on Fe 3 Al-based iron aluminide fabricated using the wire-arc additive manufacturing process[J]. International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2018, 97(1-4): 335-344.

[97] SUJAN G K, WU B, PAN Z, et al. In-situ fabrication of titanium iron intermetallic compound by the wire arc additive manufacturing process[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2020, 51(2): 552-557.

[98] WANG J, HE D, WU X, et al. Heat transfer mode shift for regulating microstructure of NiTi alloys in laser powder bed fusion[J]. Materials Letters, 2024, 362: 136182.

[99] SPITTLE J A. Columnar to equiaxed grain transition in as solidified alloys[J]. International Materials Reviews,2006, 51(4): 247-269.

[100] CHEN Z, JIANG J, WANG Y, et al. Defects, microstructures and mechanical properties of materials fabricated by metal additive manufacturing[J]. Chinese Journal of Theoretical and Applied Mechanics, 2021, 53(12): 3190-3205.

[101] YI H, YANG L, JIA L, et al. Porosity in wire-arc directed energy deposition of aluminum alloys: Formation mechanisms, influencing factors and inhibition strategies[J]. Addit Manuf, 2024, 84: 104108.

[102] BARATH KUMAR M D, MANIKANDAN M. Assessment of process, parameters, residual stress mitigation, post treatments and finite element analysis simulations of wire arc additive manufacturing technique[J]. Metals and Materials International, 2022, (28): 54-111.

[103] 王克鴻,彭勇,段夢偉,等.多維異質異構大型構件智能增材制造研究進展[J].科學通報, 2024, 69(17): 2401-2416.

WANG K H, PENG Y, DUAN M W, et al. Review on intelligent additive manufacturing of multidimensional heterogeneous large components[J]. Chin Sci Bull, 2024, 69(17): 2401-2416.

[104] WU X, MENG Y, YE Y, et al. Improved formation accuracy and mechanical properties of laser-arc hybrid additive manufactured aluminum alloy through beam oscillation[J]. Opt Laser Technol, 2024, 170: 110325.

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

通訊作者：田銀寶（1988-），男，講師，博士研究生，研究方向為電弧增材制造，聯系地址：天津市西青區賓水西道 391 號（300384），E-mail:[email protected]