在定向能量沉积工艺中利用可拆卸支架实现悬垂结构制造：热行为与基底表面形成

《Journal of Materials Research and Technology》：Enabling Overhang Fabrication in Directed Energy Deposition Using Removable Supports: Thermal Behavior and Down-Skin Surface Formation

　　扁娜·云 | 基勇·李 | 光勇·申 | 多植·沈
韩国海洋大学海洋先进材料融合工程系，大邱广域市太宗路727号，49112，大韩民国

**摘要**
定向能量沉积（DED）在修复和再制造方面具有优势；然而，由于熔池行为不稳定和支持条件不足，制造悬挑结构仍然具有挑战性。在本研究中，引入了一种可移除的铜支撑结构，以实现在DED过程中制造悬挑几何形状。在固定位置进行单点热电偶测量时，发现支撑侧的热响应存在几何形状依赖性差异。与空心配置相比，实心支撑在固定测量位置表现出更均匀的热响应，这有助于提高下层表面的质量，并在无宏观塌陷的情况下稳定地形成平面悬挑结构。在20°至50°之间倾斜角度制造的悬挑试样也未出现宏观塌陷，而下层表面粗糙度在大约40°时达到最小值。低角度下的较高粗糙度与斜面上投影的层高度增加所导致的阶梯效应有关，而高角度下的粗糙度增加则与颗粒附着和/或再固化材料有关。成分分析未发现沉积的H13合金与可移除铜支撑之间存在连续的富铜界面层或广泛的扩散区。去除支撑后对暴露的下层表面进行线扫EDS分析进一步显示，存在局部的铜突起，而非连续的铜分布。这些结果表明，在当前条件下，可移除的铜支撑可以促进DED中的悬挑制造，同时保持化学上有限的支撑-沉积相互作用和可控的表面质量。

1. **引言**
定向能量沉积（DED）是一种增材制造（AM）工艺，其中原料材料直接注入由聚焦能量源生成的熔池中，从而实现金属部件的逐层制造和修复[1] [2] [3]。由于其高沉积速率和局部材料添加能力，DED已广泛应用于高价值工程部件的修复、再制造和表面改性[4] [5] [6] [7] [8]。特别是像H13这样的工具钢，由于其在模具应用中所需的优异硬度、耐磨性和热稳定性，经常使用DED进行沉积[9]。尽管具有这些优势，但制造包含悬挑特征的几何形状仍然是DED过程中的一个主要挑战。悬挑的形成本质上很困难，因为熔融材料必须沉积在部分未受支撑的区域，这些区域的热边界条件和熔池稳定性与完全受支撑的区域不同。悬挑结构的稳定性受到作用于熔池的力的平衡控制，包括重力、表面张力和毛细力；当这种力平衡在超过临界悬挑条件时，可能会发生结构塌陷[10] [11] [12] [13]。类似地，先前的研究指出，悬挑角度是一个关键几何参数，因为它直接决定了沉积过程中的逐层横向偏移和局部支撑条件。随着倾斜角度的增加，相邻层之间的横向偏移增大，导致熔池和激光作用区域中未受支撑的部分增加，从而使沉积的熔珠越来越容易受到重力驱动的熔融金属流动、粘性阻力和表面张力效应的影响。因此，悬挑角度会影响熔珠的扩散、垂直堆积以及沉积结构的下层表面形成。

除了几何稳定性外，悬挑下方的热边界条件在决定熔池行为和最终表面完整性方面也起着关键作用。热量散发显著影响熔池尺寸、凝固行为和最终表面形态[14] [15] [16] [17]。先前的研究报告称，沉积过程中的热量积聚可以改变熔池大小和稳定性，从而直接影响尺寸精度和表面质量。此外，多层沉积过程中的冷却行为会根据热量散发条件和沉积结构内的热量积累而变化。

为了解决AM过程中的悬挑制造问题，已经提出了各种支撑策略。在基于粉末床的工艺中，广泛使用临时支撑结构来提供机械支撑和热量散发[18]。然而，在DED过程中，支撑结构的设计不够标准化，因为沉积通常直接在具有局部热量输入的基底上进行[19]。更广泛地说，先前的研究表明，AM中的支撑结构不仅作为几何辅助工具，还可以帮助热量散发、抑制热引起的变形、维持悬挑区域、减少内部应力引起的变形，并在制造过程中充当热量排放路径[20] [21]。一些研究还报告称，支撑结构可以影响热量散发速率、残余应力分布和金属AM部件的微观结构[22]。在DED中，Jiang等人提出了一种用于直接移除部件的牺牲性支撑界面方法[23]，而Celik等人则展示了使用可移除石墨支撑来制造内部通道[24]。然而，这些研究主要集中在支撑的可移除性或制造可行性上，而不是系统地比较不同可移除支撑配置如何改变DED悬挑沉积过程中的支撑侧热响应。引入支撑材料时的另一个重要考虑因素是支撑与沉积材料之间可能发生的化学相互作用。在DED过程中，先前沉积的层和进入的粉末都会部分熔化形成熔池。Ahn报告称，在DED加工过程中，连续层之间可能会形成具有混合化学成分的稀释层[1]。此外，当不同材料暴露在高温下时，由化学势梯度驱动的扩散可以改变界面微观结构和成分[25]。因此，在使用不同的支撑材料时，有必要评估支撑与沉积材料之间的界面是否会发生冶金结合或成分混合。

在这种情况下，铜（Cu）具有非常高的导热性，当用作支撑材料时，可以显著影响沉积过程中的热量散发[26]。尽管在先前的研究中探索了可移除支撑和替代支撑材料（如石墨），但在DED悬挑制造过程中对不同导热性的可移除支撑设计之间的支撑侧热响应进行系统实验比较仍然有限。然而，铜支撑配置对热响应和下层表面形成的影响尚未完全明了。此外，支撑引起的热行为与倾斜悬挑结构中的下层表面形成之间的关系仍不够清楚[27] [28]。

因此，本研究的目的在于探讨铜支撑结构在DED过程中实现稳定悬挑制造中的作用。与主要强调支撑可移除性或制造可行性的先前研究不同，本研究将可移除支撑视为一个主动的热边界组件，并比较了具有相同外部几何形状但内部热质量不同的空心和实心铜支撑，以明确支撑配置如何改变DED悬挑沉积过程中的支撑侧热响应和下层表面形成。设计了两种铜支撑配置（空心和实心），以检验支撑几何形状对热响应和熔池行为的影响。制造了平面T形悬挑试样，以评估不同支撑条件下的热历史、几何稳定性和下层表面特性。此外，还制造了倾斜角度从20°到50°的悬挑试样，以研究几何倾斜对宏观形态和表面粗糙度的影响。最后，进行了界面成分分析，以评估铜支撑与沉积材料之间的化学相互作用，特别关注沉积后接触区域是否形成了连续的冶金混合。

通过这些分析，本研究旨在阐明支撑引起的热响应和几何沉积条件如何共同影响基于DED的修复和再制造应用中的下层表面形成和悬挑制造特性。

2. **实验程序**
2.1. **材料**
用于DED制造的原料材料是气雾化的H13热作工具钢粉末。H13（AISI H13）是一种Cr–Mo–V合金化的热作工具钢，因其优异的高温强度、耐磨性和热疲劳抗性而广泛用于模具[29]。选择H13反映了其在模具修复应用中的工业相关性，在这种应用中，悬挑特征的尺寸恢复和表面完整性是关键的制造考虑因素。粉末的形态和粒度分布如图1(a)所示。粉末颗粒主要为球形，伴有少量卫星附着，这有利于DED过程中的稳定粉末流动和一致的熔池形成。粒度范围为50至150微米。

2.2. **DED工艺条件**
采用基于激光的DED来制造悬挑试样。在此过程中（图1(b)），金属粉末被送入基底表面形成的激光生成的熔池中，原料和底层材料同时熔化，随后快速凝固形成冶金结合的轨迹。连续的重叠轨迹形成一层，通过逐层沉积生成三维几何形状。实验使用DMT MX3系统（Insstek Co., Korea）进行，该系统配备4 kW CO2激光器和5轴运动控制平台（图1(c)）。激光在焦平面处的直径为1.0毫米。粉末通过位于基底表面上方约9毫米处的喷嘴同轴送入。氩气（Ar）既用作粉末输送的载体气体，也用作沉积过程中的防护气体以防止氧化。为了确保所有试样的几何一致性，平面和倾斜悬挑条件都采用了相同的工艺参数。激光功率设置为1030 W，扫描速度保持在850毫米/分钟。粉末进料速率对于凹陷区域为3克/分钟，对于轮廓区域为4.5克/分钟。同轴防护气体流速为8升/分钟，粉末载体气体流速为2.5升/分钟。相邻轨迹之间的重叠率为50%（0.5毫米），层厚固定为0.25毫米。这些工艺参数是通过初步沉积试验确定的，以确保连续的熔珠形成、稳定的沉积行为、可靠的粉末输送和DED过程中的稳定防护条件。

为了减少方向性热偏置和残余应力积聚，扫描方向在相邻层之间交替90°。在这些条件下，评估了悬垂几何形状的形成和热行为，同时不改变输入参数，从而可以单独研究支撑配置和倾斜角度的影响。用于定向能量沉积（DED）实验的详细加工参数总结在表2中。表2. DED加工参数激光功率（W）粉末进料速率（g/min）扫描速度（mm/min）同轴气体流量（L/min）粉末气体流量（L/min）1030Pocket: 3Contour: 4.585082.52.3. 悬垂结构设计和评估程序为了系统地研究支撑配置和几何倾斜对DED过程中悬垂结构形成的影响，设计了两种类型的样品：（i）平面T形悬垂结构，用于评估支撑效果；（ii）倾斜悬垂结构，用于评估几何角度效果（见图2）。对于平面样品（图2(b)），准备了两种支撑配置：中空和实心（见图2(a)）。外部几何形状和基底接触界面保持不变，仅内部结构不同，以改变热质量和热传导能力。此外，还制造了一个无支撑条件，以检查在相同加工参数下的自由端悬垂行为（见图2(c)）。下载：下载高分辨率图像（730KB）下载：下载全尺寸图像图2. 用于评估支撑配置和倾斜角度影响的悬垂样品设计：（a）Cu支撑结构（中空和实心），（b）带支撑的平面T形悬垂，（c）边缘附近无支撑制造的悬垂，以及（d）具有不同角度的倾斜悬垂样品对于倾斜悬垂结构（见图2(d)），选择了4个倾斜角度——20°、30°、40°和50°——以代表在修复几何结构中常见的低至中等程度的悬垂条件。这些角度选择得低于宏观崩塌极限，同时能够在逐渐增加的支撑面积下比较表面形成行为。所有倾斜样品都是使用相同的DED参数制造的，以将几何效应与加工变异性分离。在沉积之前，基底和支撑表面经过机械抛光和脱脂处理。制造完成后，根据热历史（通过嵌入的热电偶）、宏观几何形状、表层粗糙度以及加工后的边缘完整性对平面样品进行了评估。对于倾斜样品，首先确认了宏观稳定性和截面完整性，然后定量测量了表层粗糙度（Ra）、表面高度轮廓和3D地形。此外，在表层附近还进行了微观结构观察和显微硬度测量，以将倾斜引起的几何效应与冶金特性相关联。所有测量都按照一致的评估标准进行，以便直接比较支撑配置和倾斜角度的效果。2.4. 温度测量和热指标定义为了量化支撑配置对热行为的影响，在制造平面T形悬垂结构时使用嵌入的K型热电偶（直径：0.6 mm）监测Cu支撑的内部温度（参见图1(d)）。热电偶被插入Cu支撑中预先加工好的孔中，所有样品的位置相同，以确保测量的准确性。孔深为20 mm，以在沉积过程中保持稳定的热接触。悬垂自由端定义为距离基底边缘5 mm。由于热电偶嵌入在悬垂沉积区域下方的Cu支撑内部的固定位置，因此测得的温度被用作比较支撑侧的热响应指标，而不是熔池的绝对温度。温度数据从沉积开始持续记录到自然冷却结束。采样间隔为200 ms，冷却阶段在加工后监测了17.5分钟。从记录的温度-时间历史中提取了两个热指标：峰值温度（Tmax）和平均冷却速率（|dT/dt|）。Tmax定义为沉积过程中达到的最高温度。在本研究中，Tmax用作在相同测量条件下的支撑侧热响应的比较指标，而不是熔池中的绝对温度。平均冷却速率是根据沉积终止后初始冷却区域内的温度-时间曲线的斜率计算得出的：(1)其中T1和T2表示在选定的冷却间隔内测得的温度，t1和t2是相应的时间。冷却速率以°C/s表示。在本研究中，这个冷却速率被用作比较不同支撑配置沉积后整体热耗散响应的指标。沉积过程中的瞬态温度波动，包括层间热响应，被记录在温度-时间历史中，但本研究没有单独将其量化为层间冷却速率。对所有样品应用相同的计算标准，以便直接比较支撑配置。2.5. 实验表征使用接触式表面轮廓仪（SJ-410，Mitutoyo，日本）测量表层粗糙度（Ra）。评估长度设置为1 mm。对于每个样品，在代表性的表层区域内进行了二十次测量，并报告了平均值和标准偏差。明显的边缘区域和扫描起始/终止异常被排除在评估路径之外。对于统计分析，使用Welch’s t-test对中空和实心平面悬垂条件之间的两组比较进行了检验，而对于多组倾斜悬垂样品则使用了一元方差分析（ONE-WAY ANOVA）。统计显著性定义为p < 0.05。使用三维光学显微镜（3D OM，Keyence，日本）检查了宏观形态和珠状几何形状。使用维氏显微硬度计（HM-200，Mitutoyo，日本）在从基底到悬垂区域的定义测量路径上进行了显微硬度测量。为了模拟修复后的加工条件，将平面悬垂样品加工到基底边缘的预定义参考平面。评估了加工后的顶部边缘的完整性，以评估尺寸可恢复性和边缘稳定性。进一步使用显微镜的光学阴影模式分析了表面地形和缺陷形态，以可视化高度波动和局部表面不规则性。使用场发射扫描电子显微镜（FE-SEM，CLARA LM，Tescan，捷克共和国，环保造船核心研究中心）进行了微观结构表征。使用能量分散X射线光谱（EDS，UltimMax65，Oxford Instruments，英国）分析了支撑-沉积界面附近的元素分布。为了进一步评估去除支撑后的表面状况，沿着与Cu支撑接触过的暴露表层表面进行了线状EDS分析。通过电子背散射衍射（EBSD，Symmetry，Oxford Instruments，英国）评估了晶体相分布和晶粒大小。为了进行金相制备，样品依次使用SiC纸（#400–#2000）研磨，并使用3 μm和1 μm的金刚石悬浮液抛光。使用乙醇（20 mL）、HNO3（2 mL）、HCl（1 mL）和H2O2（2 mL）的混合溶液进行了化学蚀刻。为了进行EBSD分析，进行了额外的精细研磨（#2400）和最终使用6 μm、3 μm和1 μm的金刚石悬浮液抛光，以获得无变形的表面。3. 结果与讨论3.1. 平面T形悬垂3.1.1. 悬垂结构形成稳定性的初步研究在制造悬垂结构之前，进行了初步试验，以确定悬垂区域的稳定沉积条件。所选条件并非基于完整的实验设计或特定于悬垂的过程图，而是根据初步悬垂试验中的沉积稳定性确定的实际工作条件。特别关注了低能量输入条件和过度无支撑长度下的界面分离、第一层珠状不连续形成和自由端变形。在本研究中，选定的工作条件为1030 W和850 mm/min，相当于大约72.7 J/mm的线性能量输入，所有后续分析都是在这一条件下进行的。图3展示了初步试验中观察到的缺陷的代表性示例。下载：下载高分辨率图像（680KB）下载：下载全尺寸图像图3. 在不同加工条件下不稳定和稳定形成的平面T形悬垂结构的初步试验在不适当的加工条件下，一致观察到了几种类型的缺陷，包括（i）沉积材料与Cu支撑之间的界面分离，（ii）悬垂边缘的向上变形，以及（iii）第一沉积层中的不连续珠状形成。当提供的能量输入不足以维持悬垂边界处的连续珠状形成和界面连续性时，尤其是在无支撑长度过大时，主要观察到了这些缺陷。先前的研究表明，能量输入通过改变DED过程中的熔池相互作用影响包覆几何形状、粉末捕获效率和稀释行为[33]。当提供的热能不足以确保沉积材料与Cu支撑之间的充分熔化和润湿时，会发生界面分离。由于Cu具有高导热性，热量从熔池迅速散失，进一步减少了界面处的有效能量。因此，在低能量输入条件下，界面可能发生局部缺乏熔合或润湿不足。然而，在当前的工作条件下，SEM/EDS结果并未显示连续的富Cu界面层的形成，因此将支撑-沉积相互作用解释为冶金限制，而不是广泛的化学混合。悬垂边缘的向上变形归因于沉积过程中的热梯度和不对称约束条件的形成。如DebRoy等人[34]所报告的，增材制造（AM）中的残余应力和变形是由于非均匀的热膨胀和收缩引起的。在当前情况下，陡峭的热梯度和悬垂边缘缺乏结构支撑导致了局部应力积累，从而引起向上弯曲变形。第一层中的不连续珠状形成主要与部分无支撑区域的熔池不稳定性有关。在悬垂区域，部分熔池没有得到基底或支撑结构的支持，导致重力和表面张力之间的不平衡。当提供的能量不足以维持熔池的凝聚力时，这种不平衡会导致珠状断裂或轨迹形成不完全。这些缺陷机制表明，稳定的悬垂制造需要在能量输入、热耗散和几何支撑条件之间达到平衡。特别是，能量输入不足和悬垂长度过大会增加缺陷形成的倾向，通过放大热不稳定性并降低熔池稳定性。相比之下，在1030 W的激光功率和5 mm的悬垂长度下，没有观察到界面分离或珠状不连续性，悬垂结构连续形成。减少的悬垂长度通过减小无支撑区域提高了几何稳定性，而增加的能量输入确保了充分的熔化和界面结合。因此，这一条件被选为后续悬垂实验的工作沉积条件，因为它在初步试验中提供了连续的悬垂形成，没有界面分离或珠状不连续性。3.1.2. 宏观形态和表层粗糙度图4比较了在相同DED加工参数下但具有不同支撑配置（无支撑、中空和实心）制造的平面T形悬垂样品的底部表面形态和表层粗糙度（Ra）。无支撑条件是相对于基底参考边缘构建的，因此不代表完全悬空的悬垂。此部分的比较集中在Cu支撑应用后形成的底部表面区域。下载：下载高分辨率图像（2MB）下载：下载全尺寸图像图4. 在不同支撑配置下制造的平面T形悬垂样品的底部表面形态和表层粗糙度：（a）宏观形态，（b）表层粗糙度（Ra），（c）中空条件下的放大表层表面和侧视图形态，以及（d）实心条件下的放大表层表面和侧视图形态从宏观角度来看（图4(a)），中空和实心支撑配置都保持了底部表面的几何连续性，没有发生灾难性的崩塌。在第3.1.1节确定的稳定加工窗口内，没有观察到宏观分层或结构失效。这表明，在选定的悬垂长度和参数范围内，Cu支撑提供了足够的机械和热支持，以防止几何不稳定性。然而，定量表面粗糙度测量（图4(b)）显示了支撑类型之间的明显差异。中空配置的平均Ra为1.49 μm，而实心配置的Ra显著较低，为0.75 μm。根据Welch’s t-test，中空和实心条件之间的粗糙度差异具有统计学意义（p < 0.001）。由于所有样品的激光功率、扫描速度、粉末进料速率和气体条件都保持不变，因此观察到的表面粗糙度差异不能归因于能量输入或材料供应的变化。相反，结果表明支撑配置改变了热边界条件，从而影响了局部表面形成行为。先前的研究已经报道，热量积累直接影响熔池尺寸和稳定性。Halder等人报告称，层间延迟直接影响热量积累，导致熔池尺寸发生变化，进而降低尺寸精度[14]。同样，Gallo等人强调熔池大小是维持最佳构建条件的关键参数，且冷却速率和熔池尺寸强烈影响最终性能[35]。这些发现表明，即使在宏观几何形状保持不变的情况下，微妙的热量消散变化也会改变熔池大小、振荡行为和凝固动态。

在本研究中，尽管空心和实心支撑都防止了变形，但在固定测量位置，实心配置表现出更缓冲的支撑侧热响应。尽管没有直接观察熔池动态，但实心支撑条件下较低的Ra值被解释为间接证据，表明支撑配置通过支撑侧热响应的差异影响了局部表面形成。相比之下，空心支撑由于热质量较小，可能对瞬态热变化更敏感，从而导致表面不规则性增加。因此，目前的结果表明，支撑配置通过改变支撑侧热响应与局部表面形成差异有关，尽管在本研究中没有直接测量熔池波动。

3.1.3. Cu支撑与沉积区域之间的界面元素分析
为了确保Cu支撑主要起到热边界组件的作用，而不是与沉积材料形成牢固的冶金结合，我们在Cu支撑与下层区域之间的界面进行了元素分析。在修复导向的DED过程中，支撑结构必须在沉积过程中提供热和机械辅助，并且在制造后能够移除。因此，验证界面处是否发生显著的元素扩散或合金化非常重要。

在DED过程中，通过同时熔化进料粉末和先前沉积的材料来形成熔池。Ahn描述了这一机制：熔池是通过聚焦热能点及周围的先前层和进料粉末熔化形成的[1]。在这种条件下，当不同材料与熔融区域接触时，根据热暴露和界面条件，可能会发生局部混合或扩散。考虑到Fe–Cu体系除了Cu和Fe之间有限溶解度的小区域外，不含有金属间相，在化学限制的界面条件下，不强烈预期会形成连续的富Cu界面反应层[32]。

图5(a)展示了从Cu支撑区域和相邻下层区域获得的EDS谱和元素图。在支撑区域，Cu信号占主导，证实了支撑材料的成分完整性。相比之下，下层区域表现出强烈的Fe基合金信号，而Cu仅以大约0.2–0.4 wt.%的较低水平被检测到。元素图进一步表明，Cu信号并没有在整个沉积区域连续分布，而只是出现在局部点上。为了进一步评估支撑移除后的表面状况，还沿着与Cu支撑接触过的暴露下层表面进行了线EDS分析，如图5(b)所示。Cu信号表现为局部峰值，而不是在整个表面上连续分布，表明在当前的加工条件下，暴露表面的Cu残留仍然是空间有限的。这些结果表明，Cu没有形成连续的富Cu层，并且在界面处没有观察到广泛的扩散区的证据。

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图5. 高倍率SEM/EDS表征Cu支撑和下层表面：(a) 在空心和实心支撑条件下Cu支撑表面和暴露下层表面的SEM图像、EDS谱以及Cu元素分布图；(b) 支撑移除后沿暴露下层表面测量的线EDS剖面

3.1.4. 热历史和冷却行为
为了阐明支撑几何形状对DED悬垂部分制造过程中下层表面形成的影响，分析了Cu支撑的热响应。在基于熔池的AM过程中，局部热条件强烈影响熔池稳定性、凝固行为和最终的表面形态。因此，检查不同支撑配置下的热响应可以深入了解第3.1.2节观察到的表面粗糙度差异。然而，由于热电偶嵌入在Cu支撑内部，目前的测量并不代表熔池本身的绝对温度，而是相同沉积条件下支撑内部的热响应。

图6(a)显示了在空心和实心配置中Cu支撑内部的温度-时间历史。在这两种情况下，由于持续的激光热输入，沉积过程中温度上升，在沉积结束后随着热量通过传导进入周围材料和通过对流散热到环境而下降。Riensche等人报告说，基材中的温度分布是部件几何形状、工艺参数和材料属性的函数，并强调在移动热源过程（如DED）中必须考虑对流边界条件[36]。测量到的最高温度对于空心支撑（139.1 °C）高于实心支撑（119.1 °C）。这种差异可以归因于空心结构的热质量较小。

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图6. 空心和实心Cu支撑的热响应和几何特性：(a) 温度-时间历史，(b) 支撑体积和表面积，(c) 平均冷却速率（|dT/dt|），以及(d) 热时间常数（τ）

冷却特性在图6(c)中进行了总结，该图比较了两种配置的平均冷却速率|dT/dt|。空心支撑的冷却速率（0.058 °C/s）高于实心支撑（0.041 °C/s），表明空心结构对热扰动的响应更快。相比之下，实心支撑由于其较大的热容量提供了更渐进的热响应。

为了进一步理解热响应的差异，图6(b)展示了支撑结构的几何特性。空心支撑的体积约为65,000 mm3，而实心支撑的体积显著较大，约为125,000 mm3。体积的差异直接影响支撑结构的热容量，进而影响其在沉积过程中的储热和散热能力。系统的热响应也可以用热时间常数（τ）来描述，它代表结构的特征冷却响应。热时间常数表示为

(2)
其中ρ是密度，V是体积，cp是比热容，h是对流热传递系数，A是暴露在对流的有效表面积。对于当前的比较分析，h假设为均匀的有效系数20 W/m2·K，以代表DED过程中氩气保护下顶表面的有效冷却[37]。ρ和cp的值取自Cu的热物理特性，ρ = 8,960 kg/m3和cp = 385 J/kg·K[38]。ρVcp项代表结构的热容量，而hA代表对流热传递项。计算出的热时间常数在图6(d)中显示，其中空心支撑的τ较小（718 s），而实心支撑的τ较大（1,723 s）。较小的τ表示更快的温度响应，而较大的τ对应于由于更大的热惯性而较慢的热衰减。

从工艺角度来看，支撑几何形状引起的热响应在控制DED过程中的熔池行为中起着关键作用。热量释放到下层基材中会影响沉积区域附近的局部热响应，特别是在沉积的初始层[39]。随着沉积的进行，热量积累逐渐改变局部冷却条件，从而改变熔池大小、寿命和流动动态。在悬垂区域，热边界条件与完全支撑区域的条件不同，熔融物质保持液态的持续时间成为控制珠状形成的关键参数。由于这种流体寿命强烈依赖于冷却速率，即使是微妙的热响应变化也会显著影响熔池流动、珠状扩散和随后的凝固行为。

在这个背景下，目前的结果表明，支撑几何形状影响了在固定热电偶位置测量的局部支撑侧热响应。空心支撑由于热容量较低，表现出局部更高的峰值温度和更快的热响应，表明支撑侧热响应中存在明显的热波动。这种条件可能导致下层区域的局部凝固不均匀和表面形成不均匀。相比之下，实心支撑由于其较大的热质量和较长的热时间常数，提供了更加缓冲的热环境。这种缓冲效果被认为与悬垂部分下更稳定的局部热响应有关，尽管当前数据集没有直接解析熔池热梯度或熔池动态。这种解释与第3.1.2节观察到的下层表面粗糙度显著降低一致。

这些发现表明，在DED中，支撑结构不仅充当机械辅助装置，还充当影响局部次表面热响应的热边界组件，从而影响下层表面形成。通过调整支撑的热容量和几何形状，可以调节局部热历史，从而改善悬垂部分的表面完整性。这一见解为基于DED的修复和再制造应用中的支撑设计提供了新的视角，在这些应用中，几何稳定性和表面质量都非常关键。对于需要改善下层表面完整性或尺寸可恢复性的应用（如模具修复或再制造过程），实心类型的支撑或具有足够大热质量的支撑可能提供更稳定的热边界条件。相反，当优先考虑减少支撑材料消耗时，空心支撑可能更有优势，前提是产生的热波动在目标表面质量的可接受范围内。

尽管Cu和H13之间的热物理不匹配在重复热循环过程中可能会产生局部热应力，但之前关于不同金属AM的研究表明，热膨胀不匹配在冷却过程中会产生残余应力[30]，[31]。在Fe–Cu基系统中，通常不期望有金属间相，除非在有限的溶解度范围内[32]。然而，目前的H13/Cu配置与永久结合的不同系统不同，因为Cu被用作可拆卸的支撑而不是永久的结构组成部分。此外，如第3.1.3节所讨论的，目前的研究中没有检测到连续的富Cu界面反应层。

残余应力结果进一步支持了这一解释。如图7所示，在测试的平面悬垂条件下，实心支撑条件显示出最低的残余应力，σx = 116.8 MPa和τxy = 197.4 MPa，而空心条件（138.5 MPa和258.2 MPa）和非支撑条件（139.2 MPa和272.8 MPa）则较高。FWHM值也仅在实心条件下降低，表明内部应力减小。这一趋势与实心支撑的较低峰值温度和更缓冲的热响应一致，表明沉积过程中的局部热边界条件更稳定。因此，尽管H13/Cu对中热膨胀不匹配是一个固有的考虑因素，但当前结果并未提供当前沉积条件下明显的界面不稳定性的证据。相反，特别是在实心配置中，Cu支撑似乎通过稳定沉积过程中的局部热场有助于减轻应力。

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图7. 不同支撑配置下平面T形悬垂试样的残余应力：(a) 残余应力（σx和τxy）以及(b) 非支撑、空心和实心条件的FWHM值

3.1.5. 微硬度分布和加工边缘形态
图8(a)展示了不同支撑条件下珠状高度随层号的变化。在空心和实心支撑配置下，整个沉积过程中珠状物的高度保持相对均匀，表明层与层之间的堆叠稳定。相比之下，无支撑条件下，随着层数的增加，珠状物的高度变化逐渐增大。这种不稳定性源于悬垂区域下方缺乏支撑边界，导致熔池固化过程中几何约束不足。因此，会出现局部凹陷和材料堆积不均，使得同一层内的沉积高度不均匀。

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图8. 平面悬垂试样的珠状物几何形状和显微硬度特性：(a) 随层数变化的珠状物高度，(b) 微观硬度分布，(c) 无支撑条件下的加工顶部边缘形态，以及(d) 有支撑条件下的加工顶部边缘形态

这种几何不稳定性的影响进一步体现在图8(b)所示的显微硬度分布中。在非悬垂区域，所有条件的硬度值大致为600 HV，说明支撑配置对整体沉积特性没有显著影响。然而，在无支撑条件下，悬垂边界附近观察到硬度降低了约30–40 HV。这种局部软化在空心或实心支撑条件下均未出现。

这种差异可以归因于几何不稳定性引起的热历史变化。在无支撑条件下，不规则的珠状物高度导致后续沉积过程中层厚不一致和熔化行为不均匀。正如Rahman等人[40]所报道的，多层沉积过程中的重复激光重加热引入了复杂的热循环，这会显著影响显微硬度分布。此外，Chechik等人[41]证明硬度强烈依赖于冷却速率和熔池大小，较大的熔池和较低的冷却速率会导致硬度下降。在本例中，悬垂边界附近的局部凹陷和材料堆积可能增加了有效熔池体积，从而导致局部冷却速率降低，进而使硬度下降。

此外，在无支撑条件下，由于几何形状不规则，测量路径可能会穿过多层，从而引入额外的硬度值变化。相比之下，空心和实心支撑条件保持了稳定的几何边界，确保了硬度测量在相似的微观结构区域内进行。这解释了为什么在有支撑条件下散布较小且没有局部软化现象。

几何稳定性的影响也体现在图8(c)和图8(d)中所示的加工边缘形态上。经过加工到预定义的参考平面后，无支撑条件下的边缘高度明显降低且不规则。这种行为直接反映了加工前珠状物高度的固有变化。初始沉积高度较低的区域在加工过程中优先被去除，导致边缘轮廓不均匀。

相比之下，空心和实心支撑条件下的加工后顶部边缘形态相对平坦且均匀。Cu支撑对悬垂底部区域的稳定作用抑制了珠状物凹陷，并保持了层厚的一致性。因此，沉积的几何形状保持均匀，使得加工过程中的材料去除更加可预测，同时保持了尺寸精度。

从机制角度来看，这些结果表明支撑结构不仅在沉积过程中维持几何稳定性方面起着关键作用，还在调节热历史和微观结构均匀性方面起到重要作用。基于上述显微硬度和微观结构演变对热历史的依赖性，缺乏支撑被解释为导致几何驱动的热不均匀性，从而引起局部热量积聚、冷却速率降低、微观结构粗化和硬度下降。相反，Cu支撑的存在提供了热散发和几何约束，抑制了这些不稳定性，使得机械性能更加均匀，加工后的完整性得到改善。因此，引入适当的支撑结构对于实现悬垂结构的几何精度和性能均匀性至关重要。

3.1.6. 微观结构特性和EBSD分析

图9总结了平面T形悬垂试样的微观结构特性。SEM观察（图9(a)）表明，在所有条件下，层状微观结构占主导地位，仅通过施加Cu支撑并未观察到主要微观结构的质变。这与之前基于EBSD的关于H13增材沉积的研究结果一致，其中马氏体和保留的奥氏体可以在包覆/沉积区域内共存。Trojan等人报告称，在H13工具钢的EBSD表征中观察到了马氏体和保留的奥氏体[9]。

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图9. 在不同支撑配置下制造的平面T形悬垂试样的微观结构表征：(a) 显示沉积区域中观察到的层状微观结构的SEM图像，(b) 从EBSD测量得出的晶粒尺寸分布以及EBSD相图，说明Fe-BCC和Fe-FCC相的分布，(c) 从EBSD数据获得的相分数分析。结果表明，缺乏支撑会导致悬垂端的局部热不稳定性，从而引起晶粒粗化和微观结构不均匀。

EBSD相量化（图9(b)）显示，空心和实心支撑条件下都以Fe-BCC为主要相，Fe-FCC的比例较小（分别为2.19%和0.63%），这支持了支撑配置不会在当前加工范围内引入异常相组成或新相的结论。

相比之下，无支撑条件下自由端悬垂区域附近的微观结构有明显差异。EBSD结果显示Fe-BCC的比例较高（84.31%），并且中位晶粒尺寸显著较大（11.66 μm），而空心（1.17 μm）和实心（1.37 μm）支撑条件下的中位晶粒尺寸较小。SEM图像同样显示非支撑自由端区域的层状结构更粗，边界更明显，表明出现了局部粗化。重要的是，这一区域与(i)观察到的珠状物凹陷和重叠积聚（第3.1.2节）以及(ii)识别的局部硬度下降（第3.1.5节）的位置相对应，表明存在热机械耦合效应。

从工艺角度来看，无支撑条件的自由端区域容易在多层沉积过程中受到几何诱导的热偏差影响。一旦发生珠状物凹陷和重叠，局部厚度和重新熔化/重加热历史会变得不均匀，导致同一位置的熱循环加剧。这种重复的激光重加热和复杂的热循环会改变局部冷却速率和热梯度，根据热历史的不同，可能会导致微观结构 refine 或粗化。在相关的研究中，已经报道每新增一层都会重新加热底层区域，改变局部冷却速率和热梯度，从而促进晶粒细化或引起粗化和缺陷形成[42]。在本例中，无支撑条件下的显著自由端不稳定性可能促进了局部热量积聚和高温暴露时间的延长，导致悬垂端附近的晶粒粗化和硬度下降。

相比之下，空心和实心支撑条件通过提供更受控制的熱边界和機械约束，减轻了自由端不稳定性，从而减少了局部熱历史变形。因此，两种有支撑的条件都保持了更细的微观结构尺度和更一致的相组成。这些结果表明，Cu支撑的主要作用不是改变H13的主要相组成，而是通过在悬垂端抑制局部热历史异常来稳定沉积过程。这种稳定性有助于实现更均匀的微观结构和性能分布，这对于修复导向的DED（定向沉积）工艺非常重要。

3.2. 倾斜悬垂

3.2.1. 宏观形态和横截面特性

图10展示了在相同加工条件下，以20°、30°、40°和50°倾斜角度制造的倾斜悬垂试样的宏观形态和放大后的OM（光学显微镜）图像。在观察的范围内，所有条件都保持了从水平截面到倾斜截面的过渡区域，没有突然塌陷。如图10(b)所示，在任何倾斜角度下，检查区域内均未观察到明显的熔合缺陷或其他可见的宏观缺陷。此外，各倾斜条件下的层状珠状物重叠形态相似。因此，在调查的倾斜角度范围（20°–50°）内，宏观几何形状或可见缺陷的形成方面没有显著差异。

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图10. 在相同加工条件下，以20°、30°、40°和50°倾斜角度制造的倾斜悬垂试样的宏观形态、下层表面特征和倾斜依赖的珠状物几何形状：(a) 宏观形态及其对应的OM（光学显微镜）侧视图图像，(b) 下层表面的放大图像，显示检查区域内没有可见的宏观缺陷，以及(c) 量化的珠状物高度和珠状物边界追踪图像，表明随着倾斜角度的增加，珠状物宽度增加而高度降低。

根据Kaji等人的研究，悬垂结构的稳定性取决于作用在熔池上的力的平衡[12]。他们强调评估最大倾斜角度（αmax）至关重要，因为一旦α超过最大限制，由于重力、表面张力和毛细力的平衡无法维持，结构就会塌陷。这表明悬垂结构在一定倾斜范围内可以保持其几何形状，而一旦倾斜角度超过允许的限制，结构可能会变得不稳定。同样，Belchou等人指出，在DED悬垂沉积中，倾斜角度是一个关键几何参数，因为它决定了层与层之间的台阶和沉积轨迹下方的局部支撑条件。倾斜角度的增加会扩大熔池和激光相互作用区域中的无支撑部分，可能导致欠构建或结构不稳定[13]。这些发现表明，随着倾斜角度的增加，有效支撑条件可能会恶化。

然而，如图10(a)所示，在本研究的调查范围内（20°–50°），没有观察到宏观塌陷。因此，在这个角度范围内，整体结构完整性得到保持，差异更可能首先出现在下层表面区域，而不是宏观几何形状上。因此，以下部分通过关注下层表面形态和粗糙度（Ra）定量比较了倾斜角度的影响。

图10(c)进一步说明了倾斜角度对珠状物几何形状的影响。随着倾斜角度的增加，珠状物形态发生了系统性的变化，表现为珠状物宽度增加和相应的高度降低。这一趋势表明，沉积表面的几何方向显著影响了DED过程中的熔池扩散行为。

从机制角度来看，这种行为可以归因于随着倾斜角度的增加，熔池中无支撑部分的逐渐增加，减少了熔池的约束，促进了熔融材料的侧向流动，从而形成了更宽更平的珠状物。随着倾斜角度的增加，更大部分的熔池变得無支撑，减少了熔融材料的有效约束。在这种情况下，重力促进了熔融金属沿倾斜表面的侧向流动，导致珠状物宽度增加。同时，熔融材料的重新分布减少了垂直堆积，从而导致珠状物高度降低。此外，更高倾斜角度下有效层堆叠效率的降低也进一步加剧了这一趋势。随着沉积方向偏离水平面，层的垂直生长分量减少，而水平扩散分量增加。这种材料流动方向的变化改变了沉积珠状物的纵横比，产生了更宽更平的几何形状。

这些珠状物几何形状的变化对表面形成和尺寸精度有重要影响。珠状物宽度的增加和高度的降低直接影响了层与层之间的重叠条件，进而影响了阶梯状特征和表面粗糙度的形成，如第3.2.2节所讨论的。因此，观察到的珠状物形态随倾斜角度的变化是控制倾斜悬垂结构表面完整性的一个关键几何因素。

3.2.2. 下层表面形态和粗糙度：投影高度和珠状物重叠的作用

图11和图12比较了在20°、30°、40°和50°倾斜角度下制造的试样的下层表面形态和粗糙度。平均粗糙度（Ra）在40°时达到最低值，在50°时再次增加（图12(a)）。单因素方差分析（ANOVA）表明，悬挑角度对水平方向和垂直方向上的表面粗糙度都有统计学上的显著影响（水平方向：F(3, 76) = 205.824, p < 0.001；垂直方向：F(3, 76) = 1,099.819, p < 0.001）。这一趋势表明，随着倾角的增加，表面的粗糙度并非单调递减。相反，粗糙度的形成机制似乎随着倾角的变化而变化：在低倾角时表现为阶梯状结构，在高倾角时则形成局部峰值。在最低的20°倾角下，光学显微镜（OM）图像显示层间距相对较宽（图11(a)），而高度剖面显示出具有较大振幅的重复波动（图12(b)和(c)）。由于倾斜表面是通过逐层沉积过程形成的，在相同的层厚度条件下，较小的倾角会导致更大的层高度（hproj）（图12(d)），因此表面会出现明显的阶梯状特征。Pereira等人报告称，较大的层厚度会加剧阶梯状效应并导致尺寸不精确，而重力也可能引起倾斜沉积定向（DED）结构中珠子宽度和高度的变化[27]。与这些观察结果一致，20°时的较高Ra值归因于更大层高度的叠加效应以及重力引起的珠子几何形状的变化。这表明熔融材料在倾斜表面上的重新分布导致了20°时观察到的表面形态。随着倾角增加到30°和40°，hproj逐渐减小，阶梯状现象也随之减轻，OM图像显示层边界变得不那么明显。表面剖面也显示出波动幅度减小和高度变化范围变窄。在3D表面形态中（图12(c)），连续的波纹变得不那么明显，表明表面形成更加稳定。特别是在40°条件下，Ra值最低，表明在这个倾角范围内阶梯状效应的影响最小。

然而，当倾角进一步增加到50°时，尽管hproj持续减小，Ra值却再次增加。与20°时观察到的大尺度波动不同，50°时的表面形态特征是局部的高峰和分布在下层表面的凸起。Gradl等人分析了不同倾角下的下层表面，并报告说随着倾角的增加，下层表面再次出现异常高的峰值[28]。这一观察结果表明，在高倾角条件下，峰状凸起会更加显著。这些局部凸起似乎是与颗粒附着和/或再固化材料相关的铁基表面特征（图11(b)）。在50°时，倾斜角度的增加可能减少了下层区域的有效支撑条件，从而破坏了熔池的扩展并降低了粉末捕获效率。因此，与颗粒附着和/或再固化材料相关的局部铁基表面凸起更容易保留在表面，导致局部峰状凸起的形成和相应的粗糙度增加。这种局部凸起与之前的报告一致，即未熔化或部分熔化的粉末颗粒可以附着在沉积表面上并增加表面粗糙度[43]。因此，50°时Ra值的增加主要归因于局部铁基表面凸起，而不是阶梯状效应的增强。总体而言，结果表明，下层表面的粗糙度受倾角的不同机制控制：在较低倾角下，表面形态主要由较大的层高度引起的阶梯状效应主导；而在较高倾角下，与颗粒附着和/或再固化材料相关的局部铁基表面凸起的贡献变得更加显著。在约40°的中间范围内，阶梯状效应的影响最小，而峰状凸起尚未成为主导，从而导致最低的表面粗糙度。

为了进一步研究这些表面特征的起源及其与沉积过程中珠子重叠的关系，下一节将分析沉积层的成分特性。

图13(a)展示了在20°、30°、40°和50°倾角下制备的下层表面的SEM图像及其相应的EDS Cu映射图，而图13(b)总结了每种条件下的Cu含量（重量%）。为了进一步澄清50°表面观察到的局部凸起的成分，还对凸起区域进行了高倍率SEM/EDS分析（见图13(c)）。EDS结果显示，Cu在下层表面并不是均匀分布的，而是以局部不连续区域的形式存在。这种空间异质性表明检测到的Cu并非由于整体冶金混合，而是源于沉积过程中的局部几何或界面相互作用。

定量分析显示，随着倾角的增加，Cu含量呈单调递减，从20°时的5.08 wt.%降至50°时的0.07 wt.%。这一趋势表明，成分分布受到倾斜依赖的几何因素的强烈影响，特别是投影层高度（hproj）和沉积层与底层Cu支撑之间的几何重叠。在本研究中，额外的珠子几何形状分析显示，珠子宽度从20°时的625.4 μm增加到50°时的692.5 μm，而珠子高度则从312.4 μm减小到286.4 μm。这些结果证实，在相同的工艺条件下，沉积几何形状随倾角系统性地变化。Pereira等人报告称，样品倾角影响了由于重力引起的下层材料重新分布而导致的珠子宽度和均匀性[27]。Ramiro-Castro等人也在单轨包层和倾斜壁沉积过程中报告了珠子高度、宽度、截面积和沉积效率的倾角依赖性变化[44]。因此，在较低倾角下检测到的较高Cu信号可以被解释为与较大的投影层高度和局部支撑接触条件的倾角依赖性变化一致，而不是扩散或冶金混合的直接证据。在较低倾角下，较大的投影层高度产生了更明显的阶梯状几何形状，这可以增加EDS测量区域内检测到的Cu含量。因此，当前的EDS趋势更适当地理解为与倾角依赖的珠子形状和局部支撑相互作用相关的几何耦合响应，而通过模拟或额外的横截面金相学直接可视化熔池形态仍然是未来工作的重点。

这里观察到的成分趋势也与第3.2.2节讨论的表面粗糙度演变一致。在低倾角下，增强的几何重叠和阶梯状效应主导了表面形态，导致较高的粗糙度。在这种情况下，相对较高的Cu信号反映了沉积层与支撑之间的更强几何相互作用。相比之下，在较高倾角下，几何重叠减少，Cu的影响最小，表面形态则受到与颗粒附着和/或再固化材料相关的局部现象（如铁基表面凸起）的控制。特别是图13(c)中的高倍率SEM/EDS结果显示，50°表面的凸起区域主要由铁基合金信号主导，Cu检测量可以忽略不计，表明这些局部凸起不是从支撑转移过来的富Cu残留物，而是来自沉积材料本身的表面特征。这些结果表明，下层表面检测到的成分信号不仅仅受扩散驱动的冶金过程控制，还与几何沉积特性密切相关。倾角被认为改变了下层区域附近的局部几何接触条件，这又与表面成分分布和表面形成机制有关。因此，EDS结果应被解释为几何-热相互作用效应，而不是纯粹的成分现象。除了几何效应外，与倾角相关的激光吸收变化也可能影响熔池行为。随着倾角的增加，激光束在表面的入射角度发生变化，这可能会改变熔池的吸收率和能量输入。然而，在本研究中观察到的表面粗糙度的非单调趋势表明，几何因素（如投影层高度和珠子重叠以及局部表面凸起的形成）比吸收相关效应起更重要的作用。因此，激光吸收的影响被认为是次要因素，可能局部改变熔池行为，但在本研究中并未单独量化，特别是在较高倾角下。

总之，本研究研究了Cu支撑结构和倾角对通过定向能量沉积（DED）制备的H13钢悬挑结构的热行为和表面特性的影响。特别关注了支撑结构的热响应和下层表面的形成机制。研究的主要发现如下：
• Cu支撑的内部配置显著影响了沉积过程中的热响应。空心支撑显示出更高的峰值温度和更短的热时间常数，表明其热响应行为更快。
• 在平面T型悬挑结构中，使用Cu支撑有效减少了参考边缘附近的下垂，并减轻了过度的珠子重叠，从而相比无支撑条件提高了几何稳定性。
• 对于20°–50°的倾斜悬挑结构，宏观形态保持稳定，没有结构塌陷。然而，下层表面的粗糙度随倾角呈现非单调趋势，在大约40°时达到最小值。
• 在较低倾角下，增加的有效层高度放大了阶梯状效应，导致更高的表面粗糙度。相比之下，50°时的粗糙度增加与颗粒附着和/或再固化材料相关的局部铁基表面凸起有关。
• 成分分析显示，下层表面检测到的Cu含量随着倾角的增加而减少，这归因于沉积层与底层Cu支撑之间的几何重叠变化。

总体而言，结果表明，DED中倾斜悬挑结构的形成与支撑诱导的热响应、几何沉积特性和局部表面凸起形成有关。这些发现为优化支撑设计和倾角条件以改善DED制造的组件的表面完整性提供了有用的见解。