張新琦，楊冬野，田文琦，司 珂，李九霄，鄒文兵

(1.上海工程技術(shù)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，上海 201620；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，哈爾濱 150001；3.上海航天精密機(jī)械研究所，上海 201699)

0 引 言

鎂合金是目前實(shí)際應(yīng)用中密度最小的金屬材料，具有比強(qiáng)度和比剛度高、導(dǎo)熱性好等優(yōu)點(diǎn)，在航空航天、汽車和電子產(chǎn)業(yè)具有良好的應(yīng)用前景[1]。然而，鎂合金存在化學(xué)性質(zhì)活潑、易氧化、強(qiáng)度較差等缺點(diǎn)，限制了其更廣泛的應(yīng)用[2]。鎂元素和稀土元素都具有密排六方晶體結(jié)構(gòu)，因此稀土元素在鎂中的固溶度較大，具有較好的固溶強(qiáng)化作用。所以，目前主要通過添加稀土元素來改善鎂合金的強(qiáng)度，得到了Mg-Y-Nd[3]、Mg-Gd-Y[4]、 Mg-Gd(Y)-Zn[5]等合金。LI等[6]研究表明，在AZ31鎂合金中添加釓可以有效細(xì)化晶粒；WEI等[7]向Mg-4Al-5RE(RE表示稀土元素)鎂合金中添加釓后，其屈服強(qiáng)度提升了約16.9%；姚懷等[8]研究表明，添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.0%釓的Mg-0.5Zr-1.8Zn合金具有良好的耐腐蝕性能。綜上，釓的添加可以有效改善鎂合金的組織及強(qiáng)度。目前，傳統(tǒng)鎂合金的制造方法主要是鑄造和塑性變形(軋制、鍛造等)，但傳統(tǒng)工藝存在加工周期長、生產(chǎn)成本高、難以成形復(fù)雜結(jié)構(gòu)零件等缺點(diǎn)。電弧增材制造(Wire Arc Addictive Manufacturing, WAAM)技術(shù)是一種以金屬絲為原料、焊接電弧為熱源，通過逐層堆積形成所需零件的制造方法，在航空航天、模具、汽車等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[9]。該技術(shù)不需要模具，且生產(chǎn)周期短。近年來，關(guān)于電弧增材制造鎂合金的研究不斷深入。SHEN等[10]使用電弧增材制造技術(shù)成功制備了成形良好的高質(zhì)量鎂合金件；GNEIGER等[11]用電弧增材制造技術(shù)制備了具有良好力學(xué)性能的稀土鎂合金。目前，有關(guān)電弧增材制造稀土鎂合金的研究主要集中在工藝參數(shù)優(yōu)化方面，而有關(guān)稀土元素的添加量對(duì)鎂合金顯微組織和力學(xué)性能的影響研究并不多[12]。

為此，作者向純鎂中加入不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的稀土元素釓制備Mg-Gd合金鑄錠，通過擠壓方式制成絲材，采用電弧增材制造方法制備Mg-Gd合金，研究釓含量對(duì)電弧增材制造成形Mg-Gd合金顯微組織和力學(xué)性能的影響，為進(jìn)一步提升鎂合金的性能提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為純度99.95%以上的純鎂與純度99%的純釓，均由上海航天精密機(jī)械研究所提供。按照釓質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為2%，3%,10%，將純釓與純鎂熔煉成液態(tài)金屬，攪拌均勻，除去熔渣，將金屬液倒入模具得到Mg-2Gd、Mg-3Gd、Mg-10Gd合金鑄錠。通過擠壓方式將鑄錠制成直徑為1 mm的絲材。沿平行于擠壓方向截取的絲材剖面顯微組織如圖1所示，可見Mg-2Gd合金、Mg-3Gd合金、Mg-10Gd合金絲材的顯微組織均主要為等軸晶粒，平均晶粒尺寸分別為95，66，67 μm。

圖1 Mg-Gd合金絲材的顯微組織Fig.1 Microstructures of Mg-Gd alloy wires: (a) Mg-2Gd alloy; (b) Mg-3Gd alloy and (c) Mg-10Gd alloy

采用YD-500FR型焊機(jī)和配套的送絲機(jī)，將3種Mg-Gd合金絲材通過逐層疊加方式制備合金試樣，工作電流為120 A，工作電壓為12 V，成形速度為10 mm·s-1，送絲速度為3 m·min-1，弧長約為5 mm，保護(hù)氣體(體積分?jǐn)?shù)為99.99%氬氣)的流量為15 L·min-1。焊槍完成單道次單層成形后，提高至下一層，返回初始位置，繼續(xù)進(jìn)行單道次單層成形。

在成形合金中部截取尺寸為12 mm×10 mm×10 mm的塊狀試樣，用D/MAX2500型多功能X射線衍射儀(XRD)分析物相組成，采用銅靶，工作電流30 mA，工作電壓40 kV，掃描范圍20°～80°，掃描速率2 (°)·min-1。塊狀試樣經(jīng)打磨、拋光，用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用VHX-600K型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察平行于沉積方向的顯微組織。按照GB/T 6394—2002，每個(gè)成形試樣上至少選取10張不同的金相照片，采用直線截點(diǎn)法統(tǒng)計(jì)橫向(垂直于沉積方向)、縱向(平行于沉積方向)的平均晶粒尺寸，并將橫向平均晶粒尺寸與縱向平均晶粒尺寸的比值定義為長徑比。采用SU1510型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察微觀形貌，并通過背散射電子成像模式觀察Mg-Gd合金的微觀形貌，用附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析。在成型合金中部沿成形方向截取如圖2所示的拉伸試樣，按照GB/T 228—2002在CMT-5205型微機(jī)控制電子試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm·min-1，預(yù)加載荷為50 kN，測(cè)試3個(gè)平行試樣。拉伸試驗(yàn)結(jié)束后采用SU1510型掃描電子顯微鏡觀察斷口形貌。

圖2 電弧增材制造成形Mg-Gd合金拉伸試樣尺寸Fig.2 Dimension of tensile sample of Mg-Gd alloy prepared by wire arc additive manufacturing

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對(duì)析出相的影響

由圖3可知，3種Mg-Gd合金的物相組成相同，主要由基體相α-Mg和第二相Mg5Gd組成,未檢測(cè)到其他相。研究[13]表明，稀土元素釓能夠與鎂形成共晶相，共晶溫度為821 K，生成的化合物為Mg5Gd。因此，加入到鎂中的稀土元素釓，部分固溶到鎂基體中形成固溶體，部分與鎂形成共晶化合物Mg5Gd。

圖3 電弧增材制造成形不同Mg-Gd合金的XRD譜Fig.3 XRD patterns of Mg-Gd alloys prepared by wirearc additive manufacturing

由圖4可以看出：當(dāng)釓元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2%，3%時(shí)，晶界處第二相呈圓形顆粒狀，而當(dāng)釓元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%時(shí)，晶界處的第二相變成長條狀；隨著釓含量的增多，析出的第二相尺寸增大、數(shù)量增多，形狀也越不規(guī)則。在非平衡凝固過程中，熔池溫度降低，釓的固溶度下降，釓元素富集在固/液相前沿，在凝固時(shí)，因?yàn)榫Ы缣幍尼徳睾扛?，所以趨于在晶界附近形成第二相Mg5Gd，隨著釓含量的增多，釓元素濃度增加，析出的顆粒狀第二相數(shù)量增多。此外，在熔池凝固過程中，晶內(nèi)的顆粒狀第二相被生長的基體晶粒推向晶界，彼此之間相互聚集、連接，因而造成了第二相的形貌由圓形顆粒狀逐步轉(zhuǎn)變?yōu)殚L條狀，且分布較分散。

圖4 電弧增材制造成形不同Mg-Gd合金的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of Mg-Gd alloys prepared by wire arc additive manufacturing: (a) Mg-2Gd alloy; (b) Mg-3Gd alloy and (c) Mg-10Gd alloy

2.2 對(duì)氣孔的影響

由圖5可見，隨著釓含量的增加，氣孔尺寸減小。在WAAM過程中，氣孔形成主要有以下2個(gè)原因[14-15]：(1)氫原子在固、液兩相中的溶解度存在差異；(2)絲材燃燒釋放的氣體未能在熔池凝固前逸出而形成氣孔。加入稀土元素形成的稀土化合物MG5Gd能夠不斷吸附、溶解游離態(tài)氫，達(dá)到良好的固氫作用[16]，并且釓含量越多，Mg5Gd數(shù)量越多，固氫作用越強(qiáng)，氫缺陷越少，氣孔尺寸越小。此外，熔池液態(tài)金屬黏度越小，流動(dòng)性越好，氣體逸出能力就越強(qiáng)[17]，形成的氣孔就越小。鎂合金易氧化，因此其金屬液中常伴有夾雜物，使金屬液黏度增加。稀土元素能夠有效減少鎂金屬液中氧化物夾雜[18]，從而降低其黏度，增加其流動(dòng)性，提升氣體逸出的能力，因此氣孔尺寸減小。

圖5 電弧增材制造成形不同Mg-Gd合金的OM形貌Fig.5 OM morpholog of Mg-Gd alloys prepared by wire arc additive manufacturing: (a) Mg-2Gd alloy; (b) Mg-3Gd alloy and (c) Mg-10Gd alloy

2.3 對(duì)晶粒尺寸的影響

由表1可以看出：隨著釓含量的增加，Mg-Gd合金的晶粒尺寸先減小后增大，而長徑比則逐漸接近1。長徑比接近1，說明晶粒呈等軸狀；長徑比越偏離1，則說明晶粒呈現(xiàn)柱狀。當(dāng)釓質(zhì)量分?jǐn)?shù)由2%增加到3%時(shí)，第二相Mg5Gd析出量增多，作為晶粒形核的核心促進(jìn)了異質(zhì)形核過程，從而細(xì)化了晶粒。但是，當(dāng)釓質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%時(shí)，在熔池凝固過程中釓元素在凝固前沿富集，形成偏析，且沿晶界分布的長條狀第二相Mg5Gd弱化了過冷效應(yīng)，無法有效抑制晶粒生長，造成晶粒變粗，且晶粒傾向于向等軸晶轉(zhuǎn)變[19-21]。

表1 電弧增材制造成形不同Mg-Gd合金的晶粒尺寸

2.4 對(duì)拉伸性能的影響

Mg-2Gd合金、Mg-3Gd合金、Mg-10Gd合金的抗拉強(qiáng)度分別為176，180，241 MPa，屈服強(qiáng)度分別為76，90，157 MPa，斷后伸長率分別為12.4%，12.3%，9.0%?？梢婋S著釓含量的增加，鎂合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度增大，而斷后伸長率降低。加入稀土元素釓可以提升鎂合金強(qiáng)度，但會(huì)降低塑性。稀土元素釓對(duì)鎂合金的主要強(qiáng)化機(jī)制為第二相強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化。第二相強(qiáng)化在很大程度上取決于第二相的尺寸及數(shù)量[22]，Mg-10Gd合金的第二相的尺寸和數(shù)量都明顯高于Mg-2Gd和Mg-3Gd合金，極大地增加了位錯(cuò)滑移阻力，并且第二相傾向于沿晶界分布，抑制位錯(cuò)沿晶界移動(dòng)，因此Mg-10Gd合金的強(qiáng)度顯著提高。釓固溶在鎂基體中，使得基體晶格畸變產(chǎn)生畸變應(yīng)力場，在此應(yīng)力場作用下，釓原子偏聚在位錯(cuò)線附近束縛位錯(cuò)，起到固溶強(qiáng)化效果[23]。一般而言，細(xì)小的晶粒會(huì)產(chǎn)生更大的晶界面積和更曲折的晶界，從而阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，使材料強(qiáng)度提升。Mg-10Gd合金的晶粒比Mg-3Gd合金的晶粒更粗大，但其強(qiáng)度卻更高，這是因?yàn)榫奂诰Ы绺浇尼徳丶訌?qiáng)了晶界對(duì)位錯(cuò)的阻礙能力[24]，彌補(bǔ)了晶粒粗大導(dǎo)致的阻礙位錯(cuò)能力的下降，使得Mg-10Gd合金獲得較高的強(qiáng)度。此外，氣孔既可以成為裂紋源，也易導(dǎo)致應(yīng)力集中而加劇微裂紋的擴(kuò)展，使得材料強(qiáng)度降低。隨著釓含量的增加，合金中氣孔含量減少，合金強(qiáng)度得以提升。

由圖6可見，3種不同釓含量的Mg-Gd合金拉伸試樣斷口上都存在韌窩和撕裂棱，說明都發(fā)生了韌性斷裂。Mg-2Gd合金和Mg-3Gd合金的拉伸斷口中存在韌窩和撕裂棱數(shù)量、尺寸相似，而Mg-10Gd合金拉伸斷口中韌窩數(shù)量明顯減少。這是由于大量的釓元素增加了合金的變形抗力，使其塑性變差[25]，初始微孔在外力作用下沿拉伸方向的擴(kuò)展受阻礙，導(dǎo)致韌窩減少。

圖6 電弧增材制造成形不同Mg-Gd合金的拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphology of Mg-Gd alloys prepared by wirc arc additive manufacturing: (a) Mg-2Gd alloy; (b) Mg-3Gd alloy and (c) Mg-10Gd alloy

3 結(jié) 論

(1) 電弧增材制造成形不同釓含量Mg-Gd合金的物相均由鎂基體和第二相Mg5Gd組成，隨著釓含量的增加，第二相傾向于在晶界附近析出，隨相互聚集、連接，使形狀由圓形顆粒狀向長條狀轉(zhuǎn)變。

(2) 隨著釓含量的增加，Mg-Gd合金中的氣孔數(shù)量減少，尺寸減小，晶粒尺寸先減小后增加，當(dāng)釓質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3%時(shí)，晶粒尺寸最小，晶粒向等軸晶轉(zhuǎn)變。

(3) 隨著釓含量的增加，Mg-Gd合金的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度增大，斷后伸長率降低。釓在鎂合金中的主要強(qiáng)化機(jī)制是固溶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化，晶界強(qiáng)化、氣孔減少對(duì)強(qiáng)度提升也具有一定的促進(jìn)作用。電弧增材制造成形不同釓含量Mg-Gd合金的斷裂方式均為韌性斷裂。