增材制造技术最新进展（2）：华中科技大学快速制造中心取得的成果

科技 2024-11-11 17:58 江苏

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长三角G60激光联盟导读

华中科技大学材料成形与模具技术国家重点实验室科研人员综述了增材制造技术最新进展：华中科技大学快速制造中心取得的成果。相关论文以“Recent Advances in Additive Manufacturing Technology: Achievements of the Rapid Manufacturing Center in Huazhong University of Science and Technology”为题发表在《Additive Manufacturing Frontiers》上。

增材制造技术最新进展（1）：华中科技大学快速制造中心取得的成果

接上一篇增材制造技术最新进展（1）中介绍了华中科技大学材料科学与工程学院快速制造中心（RMC）；聚合物及其复合材料的设计、制备和加工技术；连续碳纤维增强树脂基复合材料的激光AM；碳化硅复合陶瓷的设计、制备和加工技术研究进展成果。接下来继续介绍RMC其他陶瓷材料的设计、制备和成型技术；热作模具的设计和AM技术；超材料设计和AM技术研究进展。

4.4.5.制药和化工领域的碳化硅陶瓷元件

静态混合芯通常由不锈钢等金属制成。然而，不锈钢容易受到强酸和强碱的腐蚀，限制了静态混合器有效混合流体介质的范围。为解决这一限制，RMC开发了一种创新方法。采用激光辅助选择性烧结技术来制造静态SiC陶瓷混合芯。在这项研究中，采用激光辅助选择性烧结3D打印技术形成了碳化硅预成形件，确保预成形件内碳化硅结合相的均匀分布。预成形件内发生高温渗碳，从而在反应烧结过程中形成原位碳化硅和次生碳化硅（β-SiC）。最后，去除残留的Si，得到耐酸碱的SiC陶瓷静态混合芯。由于结合了原位生成相和次生碳化硅结合相，所得到的材料具有优异的力学性能。残留硅含量降至最低（低至1wt%），满足制药和化工应用对耐酸碱性的严格要求。这种创新方法不仅确保了材料的耐久性，还有助于生产出高性价比、高性能的静态混合器，使其适用于包括制药和化学加工在内的各种行业（图 23）。

图23.(a)使用激光辅助选择性烧结技术制备的碳化硅微反应器板和(b)碳化硅静态混合器芯。

4.4.6.能源和采矿领域的碳化硅陶瓷元件

针对作为泥浆泵核心部件的陶瓷叶轮传统制造方法成本高、生产周期长、成品率低的挑战，RMC团队取得了重大突破。通过将树脂基聚合物粘结碳化硅复合粉末与激光选择性烧结技术相结合，成功开发出了一种大规模、低成本、高效益的专用碳化硅粉末材料生产技术，可用于AM。此外，还采用多种SLS工艺来成型和致密化用于重型泥浆泵的大型碳化硅陶瓷叶轮（图24）。这些叶轮的最大直径超过1600毫米，在处理磨蚀性和腐蚀性介质时，其使用寿命比特殊合金泥浆泵叶轮长六到八倍。此外，该方法还将陶瓷组件的制造周期大幅缩短了 60%以上。这一成果不仅提高了泥浆泵的性能和耐用性，还推动了陶瓷材料在关键工业应用领域的发展。

图24.使用激光辅助选择性烧结技术制备的碳化硅陶瓷泥浆泵叶轮。

4.4.7.铝基碳化硅（Al-SiC）部件

开发了一种具有近净成形能力的Al-SiC AM技术（图25）。已经探讨了粒度分布和后处理工艺对通过AM制备的Al-SiC的微观结构和性能的影响[21]。研究揭示了预氧化工艺对Al-SiC复合材料界面和性能的影响机制，凸显了粒度分布在增加Al-SiC中SiC含量方面的作用。该方法得到的Al-SiC复合材料的弯曲强度大于370 MPa，密度为2.87 g/cm³，热导率高达198 W⋅m^-1⋅℃^-1，热膨胀系数为10.84×10^-6/℃。

图25.利用AM技术制造的Al-SiC部件的示意图（上图）和照片（下图）[21]。

5.其他陶瓷材料的设计、制备和成型技术

5.1.氮化硅（Si3N4）陶瓷的AM

氮化硅（Si3N4）粉末的高折射率和高紫外线吸收率会导致陶瓷浆料的固化深度降低。使用传统的光固化方法很难形成陶瓷，从而限制了Si3N4 AM技术的进一步发展和应用。因此，科研人员提出了在Si3N4粉末表面涂覆烧结添加剂的方法，并建立了Si3N4零件的工艺参数、微观结构和最终性能之间的关系[22,23]。科研人员得到了烧结助剂Al2O3和Y2O3的添加比例对Si3N4陶瓷的相组成、微观结构和力学性能的影响规律，揭示了烧结助剂Y2O3通过影响液相传质过程促进β相Si3N4晶粒生长的机理。这些结果为进一步研究使用VPP制备的多孔Si3N4陶瓷提供了实验基础（图26）[24]。

图26.(a)镀膜Si3N4粉末的能量色散X射线光谱仪（EDS）光谱；(b-c) 不同固载下料浆的固化深度和力学性能；(d)不同烧结添加剂比例下陶瓷部件的断裂显微形貌；(e-f)不同烧结添加剂比例下浆料的固化深度和力学性能[24]。

科研人员进一步提出了使用聚苯乙烯（PS）和PMMA掺杂Si3N4粉末制备高固化深度陶瓷浆料的改性方法，并揭示了掺杂粉末含量与Si3N4陶瓷样品力学性能之间的相应关系。科研人员制备出了具有可控孔隙结构的Si3N4陶瓷部件（图27）[25,26]。科研人员还结合火花等离子烧结技术研究了Si3N4陶瓷的烧结过程，得到了烧结温度和保温时间对多孔Si3N4陶瓷晶相结构和力学性能的影响，实现了β-Si3N4相转化率的显著提高和抗弯强度的明显改善[27]。

图27.(a-b)氮化硅陶瓷样品和经PS改性的复合部件；(c)氮化硅陶瓷的X射线衍射(XRD) 图；(d)陶瓷浆料的粘度与剪切速率；(e) 陶瓷浆料的固化深度；(f)不同PMMA含量的陶瓷部件的抗弯强度[[25],[26]]。

5.2.生物陶瓷的AM

近年来，个性化生物陶瓷植入体的增材制造越来越受到关注[28,29]。ZrO2生物陶瓷面临着低温老化和形状属性难以整合控制的问题。因此，科研人员提出了一种利用VPP技术进行 ZrO2基生物陶瓷耐低温老化性能优化的方法。阐明了Al2O3颗粒对ZrO2陶瓷基体性能的影响以及ZrO2-Al2O3生物陶瓷高温烧结后的致密化机制。此外，还验证了用VPP法制造的 ZrO2-Al2O3陶瓷的生物相容性。最后，个性化ZrO2-Al2O3复合陶瓷牙打印成功，延长了所有陶瓷义齿在口腔环境中的使用寿命[[30],[31],[32]]。此外，骨植入物需要同时具备力学性能和生物活性，以保持植入物的稳定性并促进骨修复；然而，这两者总是相互矛盾的。因此，科研人员将磷酸三钙、生物玻璃和赤铁矿结合在一起，构建了一种多组分HA基生物陶瓷系统。从结构角度看，设计出了高性能多孔晶格和梯度仿生结构。通过材料与结构的结合，获得了具有高比表面积和优异降解性能的个性化骨植入物。如图28所示，阐明了烧结过程中的离子扩散机制和降解过程中的离子交换机制[[33],[34],[35],[36],[37]]。

骨组织工程是治疗骨缺损的理想方法。目前的临床应用对骨缺损的治疗提出了更高的要求，需要对骨植入物进行额外的功能处理，进一步改善其特定性能。因此，利用特殊功能材料将光热和压电特性引入生物陶瓷骨支架。通过真空浸润法在支架表面涂覆纳米氧化铁（Fe3O4）颗粒，制备出具有稳定和可调光热特性的支架，可用于清除术后残留的骨肿瘤。制备了铌酸钠钾压电骨支架，揭示了成型和烧结过程对样品性能的影响，为促进骨缺损修复提供了一种新的治疗策略（图29）[[38]，[39]]。

图28.可降解陶瓷植入体的设计和性能。

图29.功能性陶瓷植入体。

5.3.压电陶瓷的AM

随着电子设备微型化和集成化的发展，对高精度和高表面质量复杂结构压电陶瓷的需求大幅增加。为此，采用VPP技术制备了高性能无铅和铅基压电陶瓷。材料改性对BaTiO3无铅压电陶瓷电性能的影响已得到明确（图30）[[40]、[41]、[42]]。还研究了织构BaTiO3陶瓷的VPP，揭示了刮刀高度、模板含量和烧结温度对织构BaTiO3陶瓷的质地、形貌和电性能的影响[43]。此外，科研人员还提出了“添加聚合物微球”的通用方法，并揭示了聚合物微球的种类、粒度和添加量对PZT铅基陶瓷浆料、生坯和陶瓷性能的影响机理（图31）[[44]，[45]，[46]]。

图30.(a)BT-xBS陶瓷的P-E磁滞回线和(b)压电系数（d33）；(c)具有复杂结构的BT-xBS 陶瓷；(d)(Ba0.85Ca0.15)(Ti0.9Zr0.1)O3 (BCZT) 和 BCZT-1.5 mol%CuO 陶瓷的开路电压和 (e)短路电流[[40]，[41]，[42]]。

图31.不同PS含量的PZT压电陶瓷：(a) P-E磁滞回线；(b)介电性能；(c)压电系数；(d) 阻抗性能；(e)打印部件[[44], [45], [46]] 。

5.4. 陶瓷型芯的AM

随着对叶片性能要求的不断提高，陶瓷型芯不断被开发成复杂形状和精密结构。由于模具的限制，用传统方法很难制备出具有复杂精密结构的陶瓷型芯。因此，科研人员采用SLS技术制备了一系列高性能硅基陶瓷型芯。通过调整熔融石英粉的粒度分布，提高了硅基陶瓷的性能。粒度分布对硅基陶瓷型芯性能的影响已被揭示[47]。通过引入真空浸润，提高了陶瓷型芯的致密化程度，并获得了浸润时间对硅基陶瓷型芯性能的影响。阐明了氧化硅在硅基陶瓷上的结构演变规律和致密化机制，并通过SLS实现了复杂结构的硅基陶瓷芯（图32(a-d)）[48]。为了进一步提高硅基陶瓷磁芯的性能，在低温预烧结后进行了真空渗透。研究了ZrSiO4的添加量、硅浆料的固体载荷和浸润时间对硅基陶瓷芯性能的影响（图32(e-f)）。结果表明，硅基陶瓷型芯的孔隙率和抗折强度达到了平衡，制备出了性能优异的硅基陶瓷型芯[49,50]。在添加B4C的基础上，通过SiO2-Al2O3浆料的渗透，硅基陶瓷型芯的性能得到了提高。研究了浆料中B4C的含量和SiO2与Al2O3的质量比对硅基陶瓷型芯性能的影响，揭示了B4C和Al2O3对硅基陶瓷型芯烧结致密化的促进机理[51]。

图32.使用SLS制备硅基陶瓷型芯。

VPP技术在铸造小型叶片应用于芯材方面具有很大优势。科研人员提出可以通过添加Al2O3 来提高硅基陶瓷型芯的性能。科研人员阐明了Al2O3对硅基陶瓷型芯性能的增强机理（图33（a-b））[52]。通过添加纤维改善硅基陶瓷芯的力学性能。科研人员发现，添加适量的碳化硅纤维可有效改善硅基陶瓷芯的整体性能（图33(c-d)）[53]。此外，由于B2O3能有效促进烧结致密化，因此加入SiB6引入B2O3也能提高硅基陶瓷磁芯的性能，从而获得性能优异的硅基陶瓷磁芯（图33（e-f））[54]。

图33.使用VPP技术制备硅基陶瓷型芯。

6.热作模具的设计和AM技术

6.1.注塑模具

6.1.1.注塑模具钢粉的设计和制备技术

随着模具钢需求的不断增加，人们设计了一系列材料来满足这些要求。然而，目前的模具钢成分设计主要针对传统制造工艺。为了提高AM模具钢的性能，必须开发专门针对AM的专用材料。为此，RMC专注于改进合金成分和引入第二相强化颗粒。例如，为了解决AM S136模具钢的硬度和耐腐蚀性等问题，调整了S136钢中Si和Mn的含量。这些调整显著提高了力学性能（图34）[55]。科研人员研究了铬含量对AM制备的S136模具钢微观结构和性能的影响。结果表明，铬的添加在模具钢表面形成了一层致密的氧化膜，显著提高了模具钢的耐腐蚀性，延长了模具钢的使用寿命。然而，过量添加铬会导致S136模具钢形成内部缺陷，如气孔和裂纹，从而导致密度和硬度大幅降低[56]。

图34.（a）含硅和锰量高和（b）含硅和锰量低的添加剂制造S136的拉伸性能[55]。

除了调整模具钢的合金成分外，RMC还探索了加入第二相增强粒子来开发金属基复合材料，从而实现改性模具钢的优异性能。在S136模具钢中分别添加了纳米级TiB2增强粒子 [57] 和石墨烯[58]，提高其硬度、耐磨性和抗拉强度。如图35所示，添加剂制造的0.5% TiB2/S136（质量分数）模具钢的硬度和抗拉强度分别达到761.5 HV和982.8 MPa，与未处理的S136 模具钢相比，分别提高了17 %和26.9%。

图35.(a)TiB2含量对添加剂制造的TiB2/S136模具钢显微硬度的影响；(b)不同TiB2含量模具钢的应力-应变曲线[[57],[58]]。

6.1.2.选择性激光熔融制造注塑模具

原材料的选择对使用选择性激光熔融（SLM）制造模具钢的性能有很大影响。即使SLM工艺参数相同，模具钢的性能也会因所用粉末材料的特性而有很大不同。三种不同粉末粒度对通过SLM制造的S136模具钢性能的影响。如图36所示，当粉末粒度适中（22.8μm）时，SLM 制造的模具钢试样显示出最小的缺陷、较低的摩擦系数、较小的腐蚀损失和优异的耐腐蚀性，这表明粒度在22.8μm 左右的S136粉末更适合用于SLM模具钢制造[59]。此外，还系统研究了淬火温度对样品微观结构和耐腐蚀性能的影响。结果表明，淬火处理导致原始晶界消失和晶粒粗化。在1050°C 下淬火的S136模具钢试样具有最佳的硬度和耐腐蚀性能[60]。

图36.(a)使用不同粒径粉末材料的SLM试样的摩擦因数随时间的变化；(b)三种试样的腐蚀失重曲线[59]。

6.1.3.SLM制造注塑模具的应用案例

高性能复杂保形冷却水道模具的主要要求包括主体的高强度和刚度、表面区域的高硬度和耐磨性、嵌入式水道的全致密壁以及排气道的非致密结构。这些模具在材料成分和多尺度微宏观结构特征方面表现出显著的变化。传统的制造工艺包括使用切屑或电化学方法加工模具主体，然后对模腔进行表面强化处理，为内部水道钻直孔，并在排气道中嵌入多孔材料。然而，这一过程耗时较长，而且存在异质材料结合强度低和冷却效果不理想等问题。为解决这些难题，RMC系统地研究了SLM专用模具钢材料、SLM 制造工艺和设备，形成了一套完整的技术。科研人员利用LPBF有选择地逐层熔化粉末材料，通过在特定区域进行陶瓷相强化，提高了模具钢的硬度和耐磨性。此外，科研人员还控制激光参数以调整粉末熔化程度，从而实现排气和致密区域的可控成型。科研人员采用逐层增材制造技术来创建保形冷却通道，以适应模具型腔表面形状的变化。如图37、图38、图39所示，增材制造模具钢的尺寸精度达到0.1毫米，表面粗糙度小于15 μm。这使得注塑生产效率提高了20% 以上。此外，与传统材料相比，迷宫式冷却通道模具的硬度提高了200%，冷却周期缩短了68%以上，最佳冷却效果使模具注塑周期缩短了30%-50% [61]。

图37.(a-b）注塑模具的CAD模型；（c-d）SLM制造模具钢镶件[61]。

图38.通过不同模具钢生产的注塑件：（a）镶嵌铍铜，（b）通过SLM制造的模具[61]。

图39.(a)保形冷却注塑模具和(b)保形冷却注塑模具的示意图；(c)通过SLM制备的保形冷却注塑模具的实物图[61]。

6.2.热锻模

热锻模是生产关键零部件的重要工艺装备，品种多、需求量大，但传统的热锻模制造/再制造方法存在性能差、寿命短等明显问题。因此，根据热锻模具不同区域的承载和失效特性，科研人员采用了多材料制造的思路，即在热锻模具的合适位置沉积合适的材料，并使其形状精确地满足热锻模具不同区域的不同要求。此外，保证锻模的尺寸稳定性也很重要。

电弧增材制造（WAAM）技术具有材料和环境适应性广、成型效率高、成本低等优点，可成型多种材料和复杂结构，但也存在以下问题：(1）制造过程中微观结构的相互作用效应，造成锻造模具局部性能控制困难；（2）没有几何、材料、工艺的数字化表达和共形表面分层技术，难以通过电弧增材/减材混合制造实现多材料锻造模具的分层和路径规划；（3）多材料锻造模具电弧增材/减材混合制造的热力学耦合复杂，难以形成高效率、高质量的锻造模具。

针对上述问题，经过十余年的校企联合攻关，科研人员取得了以下成果：

6.2.1.高性能硬质合金药芯焊丝的设计与制备技术

建立一系列用于WAAM的Ti-N合金硬质合金药芯焊丝（图40）：揭示了Ti（C，N）化合物颗粒诱导结晶与外延凝固相联系的冶金规律[62]，发明了Ti-N合金气-微渣联合保护硬质合金药芯焊丝。发明了一种基于动态金属回收-再结晶原理的自增韧药芯焊丝高速制备方法（图41），并基于上述理论最终制备出了一系列硬质合金粉芯焊丝。

图40.药芯焊丝的高性能合金设计系统。

图41.自增韧药芯焊丝的高速制备[62]。

6.2.2.揭示硬质合金微渣粉芯线熔化和原位反应的微观结构演化过程

阐明了多弧协同AM热流场的演变行为和制造过程的热循环特征。此外，科研人员还揭示了硬质合金微渣粉芯线在各区域的熔化演变规律和原位反应结构（图42）。科研人员的工作为定向控制基底层、过渡层和硬面层的性能奠定了理论基础。

图42.硬质合金微渣药芯焊丝在多材料WAAM工艺各区域的熔化和原位反应结构演变规律。

6.2.3.开发包含几何、材料和工艺信息的电弧加/减复合成形法分层和路径规划软件

利用细分网格、空间域函数和矢量场，提出了一种包含几何、材料、工艺和多能场信息的三维实体模型数字表示技术。开发了一种结合表面轮廓、光栅模型和曲面切片技术的混合表达式（图43），并建立了多材料WAAM的描述语言。开发了用于多材料电弧增减材复合制造的表面切片和路径规划软件，控制区域性能。

图43.多材料实体模型和表面切片技术的数字化表示。

6.2.4.激光约束多弧高质量增材制造装置的研究与开发

研发了激光约束多弧协同增材制造装置（图44），建立了工艺参数、温度场、几何尺寸和组织性能之间的关联模型，开发了成形质量在线监测与控制模块，实现了高效、高质量的多材料电弧增材制造。

图44.激光约束多弧高质量AM单元。

6.2.5.自动控制工艺参数的多弧机器人AM设备

科研人员建立了以立体视觉三维重建为约束的测量精度在线优化模型[63]，发明了用于 WAAM的高温在线三维测量技术，创建了基于多维深度学习的在线控制方法，开发了具有工艺参数自动控制功能的多材料锻造模弧加减混合成形装备（图45）[64]，实现了三台机器人的协同工作。

图45.使用多材料锻模的增材/减材复合成形设备[64]。

6.2.6.制造具有保形冷却通道的梯度材料热锻模

根据热锻模冷却通道的空间曲面结构，采用局部成形和弧姿态随轮廓变化的路径规划策略。建立了熔池力与弧姿态变化之间的内在关系，制备出梯度材料汽车转向节热锻模（图46）。

图46.使用带保形冷却通道的WAAM对梯度材料制作的汽车转向节热锻模：（a）熔池力分析；（b-f）带保形冷却通道的热锻模的WAAM工艺[65]。

在相同的工作条件下，使用梯度材料形成的热锻模的寿命是单一材料的四倍，保形冷却通道模具的温度梯度场比传统线性通道下的温度梯度场低7℃/cm[65]。

开发了一系列用于热锻模的Mn-Si-Cr-Ni-Mo-Ti-N合金药芯焊丝，其力学性能和耐磨性在沉积后从基体到硬质表面都有所提高。利用WAAM技术制备了用于航空发动机的新型梯度超级合金涡轮盘模具（图47）。与传统的5CrNiMo模具相比，生产周期大大缩短，成本降低了 60%，寿命提高了四倍。

图47.使用WAAM技术用梯度材料制备的涡轮盘：（a）涡轮盘模型的横截面；（b）实际模具产品。

6.3.压铸模具

压铸模具是批量生产关键部件不可或缺的设备，目前一般通过 “锻造+切削 ”的制造工艺，其存在以下问题：（1）传统均质材料压铸模具的性能有限，包括热磨损严重、使用温度低、适应性差等，只有铝合金等低熔点金属，不包括不锈钢等高熔点金属，可以进行压铸；（2）复杂内冷却通道的制造难度大，而直通道的冷却效果无法满足要求。为此，科研人员结合WAAM和多材料制造的优势，提出了多材料压铸模具的设计方案和带内保形冷却通道的WAAM 技术。相关结果如下：

6.3.1.带有内部保形冷却通道的多材料压铸模设计方法

揭示了内冷却通道对高温压铸模具温度和性能的影响，提出了压铸过程中内冷却通道作用下模具的整体温度控制方法。建立了模具结构、内冷却通道分布、多种材料分布、WAAM工艺、模具性能和变形之间的内部映射关系。建立了包括基材层、过渡层和硬堆焊层在内的多材料梯度分布优化设计方法，该方法适用于WAAM，可实现具有内保形冷却通道的高性能多材料压铸模具的快速设计和优化（图48）。

图48.带有内部保形冷却通道的多材料压铸模具。

6.3.2.带有内部保形冷却通道的高性能多材料压铸模WAAM技术

基于上述多材料电弧增减材复合成形方法的表面切片和路径规划软件，采用自主研发的系列铁基硬药芯焊丝和工艺参数自动控制的多电弧加减混合成形设备，实现了带内保形冷却通道的多材料压铸模具的高质量快速制造（图49）。与传统的 “锻造+切削”制造方法相比，整个模具制造时间缩短了50%，材料损耗减少了20%。与带有直冷却通道的压铸单材料模具相比，改良模具的使用温度从700℃提高到了1500℃，使用寿命提高了3倍以上。首次实现了不锈钢压铸，铸件密度提高了3%以上。

图49.多材料压铸模具和通过带有内部保形冷却通道的WAAM进行压铸的零件。

7.超材料设计和AM

高性能部件通常在恶劣环境中使用，要求重量轻、承重强、功能多，例如用于水下航行器承重和隐形功能的超材料组件，以及用于超高速飞机发动机承重和绝缘的高端组件。传统材料的性能往往已达到其使用极限。超材料的形状往往极其复杂，具有宏观、微观和跨尺度的特征，这使得传统制造技术难以实现。现有的超材料设计和制造方法大多集中在性能单一的简单结构上，难以满足多物理场服务和多功能特性的要求。AM技术可实现由点、线、面三维复杂构件的整体制造，被认为是解决复杂、集成、个性化上部结构构件成型问题的有效手段。因此，RMC开展了系统研究，并取得了以下成果：

7.1.声学超材料设计和AM

针对传统低频吸声超材料力学性能差的问题，开发了一种结合亥姆霍兹谐振器和机械板晶格结构的低频吸声、高强度承载多功能超材料设计技术。揭示了声波耗散和应力传递的声固耦合机理，建立了具有承载和低频吸声特性的多功能超材料（图50）。在338 Hz时，吸声系数约为0.98，厚度仅为20毫米，约为工作波长的1/50；提出了一种具有不同吸声频率的组合型大带宽吸声上层结构。吸声系数大于0.8的带宽约为70 Hz，比单细胞吸声带宽高出约 600%[66]。

图50.具有低频吸声和承重性能的多功能超材料的结构设计和SLM[66]。

目前，大多数已开发的吸声超材料都是基于局部共振效应设计的，不仅吸声带宽较窄，而且由于共振频率的确定而无法适应复杂的环境。为此，研究中心提出了一种双螺旋吸声超材料的分离设计方法，将卷曲空间分为上下两部分，厚度调节范围10-20毫米，相应的吸声频率变化范围为206-179赫兹和379-298赫兹；提出了一种双稳态可重构吸声超材料的组合设计方法，将亥姆霍兹谐振器与双稳态结构相结合，使上层结构的几何形状在温度刺激下从稳态II恢复到稳态I。相应的吸收频率范围为136-156 Hz 和230-542 Hz，与传统的吸收超材料相比，具有更好的吸收频率调节性能（图51）[67]。

图 51.具有自适应吸收性能的声学超材料单元中的耦合线圈通道示意图：（a）两个耦合通道声学超材料的结构；（b）线圈通道的俯视图；（c-d）改性前后的声学超材料示意图[67]。

7.2.隔热超材料设计与AM

超材料的隔热性能和力学性能与相对密度和构型排列密切相关，存在倒置关系，由于热超材料面临大构件要求，超高隔热性能和超强力学性能难以进一步协调和调控，传统优化工艺下的大型耐高温Ti600材料构件激光增材制造存在翘曲、裂纹等缺陷，难以实现超材料的大规模制造。为此，RMC提出了一种仿生节点构型优化设计方法。麦克斯韦模型表明，以拉伸变形为主要成分的超材料具有优异的力学性能。Kogomes和X形超材料表明，隔热性能与连杆角度呈负相关。根据周期性热模拟和数值计算，连杆角为45°的热超材料具有最佳隔热性能。提出了一种热效率系数大于1且等效导热系数为0.16 W/(m·K)的仿生物多面体超材料设计方法。建立热固耦合物理模型的目的是在不降低力学性能的情况下实现高效隔热（图52）[[68]，[69]]。

图52.隔热超材料的仿生设计[[68],[69]]。

7.3.传输超材料设计和AM

晶格结构/多孔结构可用于设计合适的孔隙和生物传质支架；然而，由于不同物理参数之间的强耦合关系，很难对模量、强度和渗透性等多种物理性质进行协同调节。然而，采用增材制造技术制造晶格/多孔支架结构时，存在制造偏差过大、残余应力分布不均匀等问题，导致很多支架结构理论性能良好，但成型后的支架结构仍不能满足使用要求。因此，基于 Gibson-Ashby模型和Kozeny-Carman方程，RMC开发了力学传质多物理场性能耦合模型，突破了大范围、宽域调控的多物理场性能设计技术。科研人员提出了一种锥形棒晶格传输超材料，利用不同的棒直径分别调节质量传输行为和机械强度。与传统的金刚石晶格相比，模量和强度分别降低了41.46% 和46.42%。事实证明，这种调整有利于骨支架的力学性能，确保与宿主骨的兼容性，并减轻应力屏蔽问题[70]。受霍尔-佩奇（Hall-Petch）的启发，有人提出了一种设计非对称晶格质量传输超材料的新策略，解决了强度和渗透性与孔隙率的关系问题。在相对密度为25% 时，与传统晶格结构相比，质量传输超材料的杨氏模量和渗透率控制范围增加了近10倍（图53）[71]。

图53.传输超材料设计与AM[71]。

未完待续......

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论文链接：

https://doi.org/10.1016/j.amf.2024.200144