高性能镁合金增材制造技术研究进展

来源： 材料成型及模拟分析

摘要：镁合金在航空航天、轨道交通、新能源、生物医用等领域具有广阔应用前景，增材制造技术(Additive Manufacturing)的发展为成形复杂结构的高性能镁合金构件提供了可能。然而，镁合金熔沸点低、蒸气压高、氧化性强的特点易使增材制造构件内部形成孔隙、裂纹、夹杂物等缺陷，导致增材制造镁合金的应用水平远远落后于高温合金、铝合金、钛合金等材料，开发适用于镁合金的增材制造技术并通过材料改性与工艺优化减少冶金缺陷是突破增材制造镁合金应用瓶颈的关键。镁合金增材制造技术主要有激光选区熔化(Selective laser melting, SLM)、电弧增材制造(Wire arc additive manufacturing, WAAM)以及搅拌摩擦增材制造(Friction stir additive manufacturing, FSAM)和搅拌摩擦沉积增材(Additive friction stir deposition, AFSD)。通过归纳梳理镁合金增材制造技术的研究现状与技术进展，总结了镁合金在不同增材制造技术成形过程中的数值模拟研究结果，对比分析了不同增材制造技术关键工艺参数对镁合金构件组织结构和力学性能的影响，并对镁合金增材制造技术未来的研究重点进行了展望。

镁合金密度低、比强度高、综合力学性能优异，同时具有良好的阻尼特性、储氢能力和生物相容性，在航空航天、轨道交通、新能源、生物医用等领域的应用前景十分广阔[1-5]。然而，镁合金的化学性质十分活泼，铸造、锻造、焊接等传统成形工艺难以获得满意的控形-控性效果，迫切需要从原料形态、成形原理、构件结构与性能一体化设计的角度开发全新的先进制造技术。

近年来，增材制造技术(Additive manufacturing, AM)的快速发展为成形具有复杂结构的高性能镁合金构件提供了可能。AM 以激光、电子束或电弧等高能束为热源，以数字模型为基础，以粉材、丝材等为原料，通过逐层堆叠的方式构造三维实体，被认为是制造技术的一次革命性突破[6-10]。2010 年以来，AM 在镁合金构件设计与制造领域的应用水平愈发成熟。目前，镁合金增材制造技术主要有激光选区熔化(Selective laser melting, SLM)[11]和电弧增材制造(Wire arc additive manufacturing, WAAM)[12]，WAAM 技术包括熔化极气体保护焊(Gas metal arc welding, GMAW)[13]、钨极惰性气体保护焊(Gas tungsten arc welding, GTAW)[14]、等离子弧焊(Plasma arc welding, PAW)[12]和冷金属过渡弧焊(Cold metal transfer, CMT)[15]。
此外，有学者对基于搅拌摩擦成形原理开发的搅拌摩擦增材制造技术(Friction stir additive manufacturing, FSAM)和搅拌摩擦沉积增材技术(Additive friction stir deposition, AFSD)进行了探索[16-17]。表 1 和图 1 分别对比了镁合金增材制造技术的工艺特点和成形后构件的实物图。根据原料在成形时是否发生熔化，可将上述技术分为液相(SLM、WAAM)和固相(FSAM、AFSD)两类[18]，其中 SLM 的成形质量较好，WAAM 的成形效率较高，应依据构件的尺寸和结构及对效率和成本的综合要求选择合适的成形技术。

需要指出的是，镁合金熔沸点低、蒸气压高、氧化性强的特点极易使增材制造构件内部形成孔隙、裂纹、夹杂物等缺陷，这给镁合金增材制造构件的制备带来了很大困难。尽管镁合金增材制造技术的研究成果逐年增多，但相比于高温合金、铝合金、钛合金，镁合金增材制造构件的研究水平较为滞后[28-31]。开发更适合镁合金的增材制造技术并通过材料改性与工艺优化来减少冶金缺陷是突破其应用瓶颈的关键。基于此，本文综述镁合金增材制造技术的研究现状与发展趋势，总结不同增材制造技术在成形镁合金时的数值模拟研究结果，分析相应工艺参数对镁合金增材制造构件组织结构和力学性能的影响规律，并对镁合金增材制造技术未来的研究重点进行展望。

1 镁合金 SLM 增材制造技术
SLM 是 2000 年左右出现的一种新型增材制造技术，它利用高能激光热源将金属粉末完全融化后快速冷却凝固成形，从而得到高致密度、高精度的金属构件，其工作原理如图 2 所示[32]。

1.1 SLM 成形过程的数值模拟
SLM 成形过程中，镁合金粉末发生熔化并迅速凝固(冷却速率高达 104
～105 K/s)，熔池的温度梯度可达 103～105 K/cm，难以实时监控激光能量的传递与吸收、熔池的动力学行为[33-34]。

1.2 SLM 镁合金的微观组织
现阶段对于镁合金 SLM 增材制造技术的研究比较全面，按照合金元素的不同，主要的材料体系包括 Mg-Al-Zn(AZ 系列)、Mg-Zn-Zr(ZK 系列)、Mg-Y-RE(WE 系列)等商用牌号镁合金以及 Mg-Ca、Mg-Zn-Dy、Mg-Sn 等新型镁合金[24, 37-48]。表 2 总结了 SLM 成形典型牌号镁合金的组织结构特征。

1.3 SLM 镁合金的力学性能
随着技术水平的进步和工艺参数的优化，SLM镁合金的致密度越来越接近 100%，力学性能可以达到或超过锻造态镁合金。表 3 对比了 SLM 成形典型牌号镁合金的力学性能。

目前，大多数 SLM 镁合金的综合力学性能均优于相同成分的铸态镁合金，如何协同提高材料的强度、塑性、韧性是今后的研究重点。现阶段对 ZK 系列镁合金和 AZ 系列镁合金SLM 成形工艺的研究较为成熟。LIANG 等[46]研究指出，SLM-ZK60 镁合金在最佳工艺条件下的显微硬度和屈服强度分别为 90 HV 和 172.59 MPa，均高于铸态 ZK60 镁合金。王金业等[39]对比了最佳 SLM工艺参数所得 AZ91 镁合金与压铸态 AZ91 镁合金的力学性能(见表 4)，SLM 态镁合金的力学性能明显高于压铸态 AZ91 镁合金，其平均抗拉强度和延伸率分别比压铸态提高了 38.09%和 138.67%。

1.4 SLM 镁合金的性能优化

为解决 SLM 镁合金致密度较低、易产生内部缺陷等问题，常采用后处理方法来改善材料的微观组织以提高其力学性能。常用的后处理方法主要有热等静压(Hot isostatic pressing, HIP)和热处理(Heat treatment, HT)。LIU 等[56]对 SLM-AZ61 镁合金进行HIP 处理，有效改善了其微观组织和力学性能，如图 6 所示。

图 6 HIP 处理前后 SLM-AZ61 镁合金微观组织和力学性能的变化

2 镁合金 WAAM 增材制造技术
WAAM 又称为电弧法熔丝沉积成形，该技术以电弧或等离子弧作为热源将金属丝材熔化，按照成形路径逐层熔覆堆叠，根据三维数字模型由线-面-体制造出接近产品形状和尺寸要求的三维金属坯 体[59]，其工作原理如图 7 所示[60]。与 GMAW、GTAW和 PAW 技术相比，CMT 技术因热输入低、工艺参数精确可控等优点而成为镁合金 WAAM 的主流技术[12-15]。

2.1 WAAM 成形过程的数值模拟

目前有关 WAAM 成形镁合金的数值模拟研究较少。何俊杰等[61]利用 FLUENT 软件建立了镁合金 CMT 成形时焊丝-熔滴-熔池的多相流模型，研究了能量输入及焊丝抽送运动对熔池形态的影响，结果如图 8 所示，在焊丝回抽的短路阶段，熔池被向上提拉并在焊丝端部形成液桥，内部熔体在马兰戈尼效应(Marangoni effect)的作用下由边缘流向中间、由下方流向上方；当焊丝脱离熔池后，熔池受到液桥断裂的反作用力，熔体快速向后方流动而改变熔池形状，焊丝回抽过程中形成的马兰戈尼效应是影响熔池形态的主要因素。GRAF 等[62]利用 MSC. Marc 非线性有限元软件预测了 CMT 过程中焊丝进给速度、焊接路径对 AZ31 镁合金薄壁件温度场的影响，并通过实验手段验证了理论模型的可靠性。

2.2 WAAM 镁合金的微观组织

受制于复杂的制备工艺和高昂的生产成本，镁合金丝材的种类十分有限，现有比较成熟的商业化镁合金丝材主要是 AZ 系列，因此 WAAM 采用的原材料以 AZ 系列镁合金为主。表 5 总结了 WAAM 成形不同成分 AZ 系列镁合金的组织结构特征。

2.3 WAAM 镁合金的力学性能

国内外学者针对WAAM技术制备的AZ系列镁合金的力学性能开展了大量研究。表 6 总结了WAAM 成形不同成分 AZ 系列镁合金的力学性能。与 SLM 镁合金相比，WAAM 镁合金能够保持较高的力学强度，同时表现出更高的断裂延伸率。WAAM 镁合金的力学性能具有明显的各向异性，WANG 等[67]研究了 CMT-AZ31 镁合金横向和纵向的拉伸性能，发现沉积方向(TD)的屈服强度和抗拉强度分别为 85.4 MPa 和 225.7 MPa，而构建方向(BD)的屈服强度和抗拉强度分别为 125.9 MPa 和210.5 MPa。同样地，在 AZ61、AZ80M、AZ91、AEX11 等成分中也发现了 WAAM 构件的力学性能具有各向异性现象[63-66]。

2.4 WAAM 镁合金的性能优化

仅仅通过调节 WAAM 的工艺参数对材料力学性能的提升效果十分有限，因此有必要采用合适的后处理工艺来进一步改善材料性能。与 SLM 镁合金类似，WAAM 镁合金的后处理工艺也常采用热处理和压力加工等方法。GUO 等[76]对比了沉积态(AD)、固溶处理(T4)、固溶+不完全时效处理(T5)以及固溶+时效处理(T6)对 WAAM-AZ80M 镁合金组织和力学性能的影响，结果见图 11，T4 处理后共晶组织溶解，合金元素的显微偏析有所改善；T5 处理后网状β 相从共晶组织周围析出；T6 处理后细小的 β 相从基体中析出，分布于晶粒和晶界上。T6 处理同时提高了材料的强度和塑性，消除了沿沉积方向和构建方向的各向异性。
郭阳阳[77]研究了滚轧处理对WAAM-AZ80M 镁合金微观组织和力学性能的影响，发现滚轧处理可明显减少材料内部第二相的含量和尺寸，细化晶粒并弱化织构，未经滚轧试样的组织为粗大的等轴晶，平均晶粒尺寸为 56 μm；而经 2 kN 和 4 kN 轧制力滚轧处理后，试样的平均晶粒尺寸分别为 40 μm 和 35 μm，材料的强度和塑性随滚轧压力的增大而逐渐提高。此外，搅拌摩擦处理也能改善 CMT 镁合金的表面质量，可消除焊道搭接与基板的界面处孔洞，进一步细化晶粒而降低服役时的断裂风险，这验证了 CMT 与搅拌摩擦处理复合制造高性能镁合金的可行性[78]。

3 镁合金搅拌摩擦增材制造技术

近年来，研究人员基于搅拌摩擦成形原理开发了 FSAM 和 AFSD 两种新型固相焊接技术，它们的工作原理如图 12 所示[79]。

3.1 搅拌摩擦成形过程的数值模拟

现阶段有关镁合金 FSAM 增材制造技术的研究逐渐增多，国内外学者根据数值模拟结果对工艺参数进行了优化，同时研究了 FSAM 镁合金的微观组织和力学性能。李如琦等[85]建立了 FSAM成形多层 AZ31 镁合金薄板的计算流体力学模型，研究了搅拌头转速和板材层数对焊材流变行为、温度场以及应变率的影响，结果如图 13 所示，搅拌区焊材的应变率和再结晶晶粒尺寸随搅拌头转速的提高而增大，搅拌区晶粒尺寸随板材层数的增加而减小。

图 13 FSAM 过程中 AZ31 镁合金多层薄板的仿真结果[85]

3.2 搅拌摩擦成形镁合金的组织与性能

搅拌摩擦增材制造构件的成形质量与原料类型密切相关，由于商用牌号镁合金的制备工艺成熟、可稳定地生产粉材、丝材、板材等多种形式，因此搅拌摩擦成形的镁合金以商业牌号为主，包括 AZ系列和 WE 系列镁合金。表 7 总结了搅拌摩擦成形镁合金的组织特征与力学性能。

4 结论与展望

(1) 随着增材制造镁合金在航空航天、轨道交通、新能源、生物医用等领域的应用范围不断扩大，传统基于粉末冶金工艺开发的商用牌号镁合金粉末无法很好满足增材制造技术的特殊要求，迫切需要开发增材制造专用的具有特定成分、形貌和粒度的镁合金粉末体系，同时完善原材料的评价方法。

(2) 增材制造技术直接制备的镁合金构件往往存在一定的孔隙、裂纹、夹杂物等缺陷，有必要开发适当的后处理工艺，通过表面改性、热加工变形等方法改善构件的组织结构来提高其综合力学性能，以适应更加严苛的使用条件。

(3) 现阶段对于增材制造镁合金服役性能的研究主要集中在力学性能，考虑到构件在实际服役过程中可能同时受到载荷与腐蚀的耦合作用，后续应加强对构件腐蚀行为、应力腐蚀行为、腐蚀疲劳行为的研究，以应对不同的服役工况。

文章引用：郑洋,赵梓昊,刘伟等.高性能镁合金增材制造技术研究进展[J/OL].机械工程学报:1-16[2024-01-15].http://kns.cnki.net/kcms/detail/ ... 0922.1511.052.html.