電弧增材制造AZ31鎂合金組織與力學性能分析

梁文奇　任香會　于振濤　韓善果　王瑞超　黃學飛

0 引言

近年來，隨著結構件輕量化的發展，鎂合金材料受到了廣泛關注。目前，鎂合金主要通過鑄造、鍛造等傳統熱加工方式成形。雖然鑄造鎂合金的比強度很高，但其屈服極限較低，不足以承受較大載荷，且在鑄造過程中容易產生裂紋和縮孔等缺陷。此外，鎂的晶體結構為密排六方結構，在室溫下僅有3個滑移系，室溫加工性能不佳，且成形效率不高，難以制備出具有復雜內部結構的制品。隨著近年來鎂合金材料在醫療器械領域應用的不斷發展，高質量及具備復雜結構的鎂合金零部件的需求越來越大，人們對鎂合金的加工成形工藝提出了更高層次的要求，具備結構設計和成形優勢的增材制造技術受到了業界研究人員的關注。

因為鎂合金粉末具有蒸發溫度低、蒸氣壓高、易燃易爆等固有特性，在增材制造過程中容易引起粉末飛濺，所以傳統的粉末基激光增材制造技術（Laser Additive Manufacturing， LAM）在制備含鎂金屬材料時很難成功精確成形，或即便能夠最終完成制備，其所耗費的原材料和時間代價也過高。而電弧增材制造（Wire Arc Additive Manufacturing， WAAM）通過使用金屬絲材熔覆、堆積的方式避免了此類不足，是一種理想的鎂合金增材制造方法，破除了增材制造應用于鎂合金等材料的技術障礙。而基于熔化極惰性氣體保護焊（Melt Inert-gas Welding， MIG）的WAAM工藝具有平臺搭建簡便、沉積效率高的特點，能夠很好地應用于鎂合金的增材制造。Shen等探究了 TIG-MIG 復合增材制造方法對AZ31B合金性能的影響，通過調控工藝參數，最終獲得的增材制造AZ31B鎂合金質量較好，證明WAAM 是一種適合鎂合金增材制造的方法。Li等采用WAAM技術制備了單層AZ31薄膜，結果表明與鑄態AZ31相比，WAAM法制備的AZ31具有晶粒更細化、無織構取向和穩定的腐蝕性能等明顯優勢。Han等進行了 AZ91D 鎂合金的等離子弧增材制造實驗，證明了電弧增材制造AZ91D鎂合金具有比鑄造AZ91D更高的耐腐蝕性，但其獲得的沉積層表面存在斷續、駝峰等影響試樣成形的缺陷，難以進行多層試樣的制備。

本文將對基于MIG焊的電弧增材制造工藝開展兩組不同路徑的AZ31鎂合金增材制造實驗，并對其微觀組織和力學性能進行分析，為鎂合金成形工藝研究提供工藝參數及性能參考。

1 實驗

選取直徑Ф1.2 mm的AZ31B鎂合金焊絲作為電弧增材制造原材料，焊絲抗拉強度為320 MPa， 其化學成分如表1所示。并采用此焊絲熔煉出10 mm厚的塊體作為增材基板。

實驗中所用的增材制造系統由 KUKA KR20工業機器人、CLOSS QINTRON 400焊接電源及其配套送絲機構組成，保護氣選用15 L/min高純氬。實驗開始前，使用角磨機去除基板表面氧化膜，再用酒精清理后吹干，調節焊槍與基板距離至約12 mm， 在基板上進行兩組不同沉積路徑的電弧增材制造實驗，如圖1所示，過程中始終保持焊絲與基板處于垂直方向。圖1（a）單道次多層往復堆積路徑實驗中，堆積電流為70 A，焊接速度為35 cm/min， 增材構件的高度為7.2 cm， 寬度為1.3 cm， 長度為11.5 cm； 圖1（b）多道次多層往復堆積路徑實驗中，堆積電流為80 A，焊接速度為15 cm/min， 增材構件的高度為3.2 cm， 寬度為6.5 cm， 長度為13 cm。

用電火花線切割機床將成形構件切割出金相試樣以及60 mm×12 mm×2 mm的拉伸試樣，對金相試樣打磨拋光后使用Zeiss MM-440D金相顯微鏡進行金相組織觀察，并分析其化學成分。采用Wilson VH1202維氏顯微硬度儀對增材構件自下而上進行顯微硬度測試，每個取樣點間隔0.5 mm， 選用0.3 kg的加載載荷，加載時間10 s； 采用GP-TS 2000M/300kN伺服控制萬能材料試驗機進室溫拉伸斷裂實驗，拉伸速率為1 mm/min。

2 結果與分析

2.1 宏觀形貌

如圖2所示，電弧增材制造AZ31鎂合金構件表面呈現出典型的金屬熔覆特征，每道次沉積層內具有明顯的魚鱗紋特征，層與層之間存在清晰的熔合線。其中單道次多層往復堆積路徑下的增材構件相較之下具有較好的平整度，構件兩端高度一致。其沉積層的層厚隨著層數的增加而增加，原因在于每道次沉積層經歷多次熱輸入與重熔作用，使得熔池的流動性增加，而越高層數的沉積層受到的累積熱輸入越少，頂部沉積層則只經歷受到一次熱輸入的常規熔化、凝固過程。多道次多層往復堆積路徑下的增材構件由于每層需要沉積的熔融金屬量較大，因此預設參數時選擇了更慢的焊接速度以期望獲得更高的致密度。但實際構件呈現出每層沉積層的高度并不穩定、構件頂部存在一定程度起伏的現象，且當沉積層數較多時在較高處出現了未熔合連接的間隙，如圖2（b）中框圖所示。

2.2 化學成分及致密度

表2 為增材構件化學成分，與表1中原始焊絲化學成分對比可以發現，Al、Fe、Mn等合金元素的相對含量發生了微量的增加，而Zn元素的相對含量有略微的降低，這是由于Mg、Zn元素其本身具備的低蒸氣壓、易燒損性質導致的，增材構件成分仍符合GB/T 5153-2016中對AZ31鎂合金的要求，氣體雜質元素的引入也在所容許的范圍內。

基于阿基米德法測得單道次多層往復堆積構件密度為1.763 3 g/cm3，多道次多層往復堆積構件成形良好區域的密度為1.749 4 g/cm3，而AZ31軋板密度為1.78 g/cm3，由此推算構件致密度分別為99.06%及98.28%。

2.3 微觀組織

參考圖3通過Calphad軟件Jmatpro計算所得的AZ31鎂合金平衡凝固條件下的相組成圖，得知室溫下AZ31鎂合金的析出相包括Al3Fe、 Al4Mn、Mg2Si以及Mg17Al12，結合圖3（d）X射線衍射譜圖可知WAAM-AZ31構件室溫下的相組成為α-Mg基體以及β-Mg17Al12析出相。

由圖 4可見，熔敷區組織的晶粒尺寸相較于基板發生了明顯的細化，且其分布更為彌散、均勻。其原因在于鎂合金絲材在增材過程中發生了高溫熔化，而鎂合金具備的高導熱系數，有利于熔池的快速冷卻。較大的過冷度再加之良好的散熱條件使得熔池金屬快速凝固、結晶并抑制晶粒長大。

如圖 5所示，隨著高度的增加，構件的熱影響區范圍呈現擴大的趨勢，底部、中部、頂部的熱影響區厚度分別約為300、550、750 μm， 這也與宏觀形貌中沉積層厚度隨著構件高度的增加而增大的趨勢相一致。由圖5（c）可見構件底部的平均晶粒尺寸約為：焊縫區10 μm、熱影響區18 μm， 顯著小于中部及頂部區域：焊縫區15 μm、熱影響區30 μm（圖5（e）、圖5 （g）），原因在于構件底部的熔覆金屬在凝固時基板的熱積累較小，獲得了較大的溫度梯度和凝固速度，使得晶粒得以細化。

2.4 力學性能

如圖6所示，電弧增材制造AZ31鎂合金顯微硬度值隨著高度增加而呈現出有規律的起伏，其原因在于增材構件是由一層一層的焊道熔合組成，其成分和組織隨焊道和層間交界區循環變化，層間交界區由于較大的熱輸入會導致晶粒有粗化的趨勢，使得其硬度值表現低于焊道，因此硬度值也呈現出這種起伏變化的趨勢。

單道次多層往復堆積路徑下的增材構件平均顯微硬度值為52.7HV，多道次多層往復堆積路徑下的增材構件平均顯微硬度值為53.2HV，兩者兩差不大但后者的分布更為集中，硬度基本分布在45HV～60HV。

圖7為電弧增材制造AZ31鎂合金拉伸應力-應變曲線，可見單道次多層往復堆積路徑下的增材構件成分均勻、性能穩定，平均屈服強度Rp0.2為77.3 MPa， 平均抗拉強度Rm為235 MPa， 基本達到原始焊絲75%的力學性能水平；平均斷后伸長率達26.3%，顯著優于多道次多層往復堆積路徑構件。而多道次多層往復堆積路徑下的構件顯然成分分布不均勻、致密度不足，構件存在較多缺陷，但成形效果最佳區域的試樣力學性能表現較為良好，屈服強度Rp0.2為76 MPa， 抗拉強度Rm為237 MPa， 斷后伸長率達22%。拉伸斷面掃描電鏡圖如圖8所示，兩個路徑下的增材構件斷口有明顯的撕裂棱和尺寸分布雜亂的韌窩凹坑，具有典型的韌性斷裂特征。多道次多層往復堆積構件的拉伸斷口宏觀形貌顯然較單道次多層往復堆積更為平整，這也與拉伸實驗結果中多道次多層往復堆積構件較差的斷后伸長率表現相印證，其斷口形貌中也發現了不同尺寸的氣孔、未熔合空位等缺陷，也在很大程度降低了其拉伸性能。

3 結論

1）焊絲與增材構件的化學成分相比未發生較大變化，Mg、Zn元素發生了微量的燒損，Al、Fe、Mn等合金元素的含量發生了相對增加，有微量氣體雜質元素的引入，構件成分仍在國標規定的范圍內。證實了電弧增材制造AZ31鎂合金方案中的成分一致性。

2）結合平衡相圖得知室溫下AZ31鎂合金主要組織為α-Mg以及β-Mg17Al12，通過金相分析得出增材構件的微觀組織相較于基板分布更為彌散、均勻、細小。

3）單道次多層往復堆積路徑相較于多道次多層往復堆積路徑，構件表面更為平整，兩端高度一致且內部更為致密。前者平均屈服強度為77.3 MPa， 平均抗拉強度為235 MPa， 平均顯微硬度為52.7HV，平均斷后伸長率為26.3%；而后者成分分布不均勻，構件內部存在氣孔。

本文摘自《材料科學與工藝》2023年第5期