文章編號：2096-2983（2025）03-0053-10

關(guān)鍵詞：電弧增材制造；Mg-6Gd-1Y-0.2Zr合金；組織演變；力學性能中圖分類號：TG146.22 文獻標志碼：A

Abstract： Large-scale magnesium aloy components fabricated via wire-arc additive manufacturing （WAAM） hold promising application prospects in aerospace， transportation， and electronic communication sectors. However， currnt research on WAAM magnesium alloys produced by tungsten inert gas （TIG）-based WAAM technology mainly focuses on Mg -Al series alloys，and there are relatively few studies on rare earth magnesium alloys. Thin-walled parts of Mg-6Gd-lY-0.2Zr alloy were fabricated by TIG-WAAM， and their microstructure characteristics and mechanical properties were studied. The results show that the thin-waled part has a well-formed surface，and its microstructure is mainly composed of α_a-Mg matrix， Mg₂₄（Gd，Y）₅ phase and γ^′ phase. Due to undergoing different numbers of thermal cycles， the grain size and mechanical properties are unevenly distributed along the height direction of the thin-walled part. The average grain sizes at the bottom， middle and top sections of the thin-walled part are 44， 10l and 80μm respectively. The Vickers hardness decreases gradually from the bottom to the top.The ultimate tensile strengths （UTS） in the horizontal and height directions are （243±3） MPa and （219±10） ） MPa， respectively; the yield strengths （YS） are （ 159±1 ）MPa and （143±6） （ MPa respectively； the elongations （EL） are （15.0±1.4）% and （17.2±0.9）% ，respectively. The performance differences between directions can be attributed to the formation of columnar grains structures due to the temperature gradient during the cooling， which leads to anisotropic microstructure and mechanical properties of the thin-walled part.

Keywords： wire-arc additive manufacturing; Mg-6Gd-1Y-0.2Zr alloy; microstructure evolution; mechanical properties

鎂的密度僅為 1.7g/cm³ ，是目前已知的最輕的金屬材料之一。鎂因其具有密度低、比強度高、電磁屏蔽性好和易于加工等優(yōu)點，被廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車制造、生物醫(yī)藥和3C電子等領(lǐng)域[1-3]。然而，因鎂合金屬于密排六方（hexagonalclose-packed，HCP）晶體結(jié)構(gòu)，在塑性變形過程中其滑移系難以全部開動，塑性較差，結(jié)構(gòu)件的成形較困難[4]。目前，采用傳統(tǒng)的變形加工方法難以制造出大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)的零部件，而鑄造鎂合金中經(jīng)常存在晶粒粗大、縮孔、夾雜等缺陷[5-6]。因此，迫切需要開發(fā)新的制造技術(shù)來生產(chǎn)高性能鎂合金構(gòu)件。

增材制造是一種基于逐層堆積原理的創(chuàng)新技術(shù)，適用于直接制造復(fù)雜結(jié)構(gòu)的零件，與傳統(tǒng)的制造工藝（如鑄造、鍛造等）相比，表現(xiàn)出諸多優(yōu)勢[7-8]。與以金屬粉末為原料的粉末床熔融（powderbedfusion，PBF）技術(shù)相比，使用金屬絲為原料的電弧增材制造（wire-arc additive manufacturing，WAAM）技術(shù)具有更高的沉積效率和更低的制造成本，更適合直接制造大尺寸金屬部件[9-1]。通過WAAM技術(shù)制備多種鋁合金零件的可行性已得到充分證明[12-14]相比于其他WAAM技術(shù)，非熔化極鎢惰性氣體（tungsteninertgas，TIG）WAAM技術(shù)具有精度高、電弧穩(wěn)定性高等優(yōu)點，可應(yīng)用于多種金屬材料，如鋁合金、鋼、鎳基合金[15]、鈦合金[16-17]等。同時，TIG-WAAM技術(shù)在制備過程中施加交流電或變極性電流時對氣孔和氧化物夾雜不敏感的鋁合金[13]和鎂合金具有獨特的優(yōu)勢。Guo等[18]驗證了鎢極氣體保護電弧（gastungstenarc，GTA）WAAM技術(shù)制備鎂合金的可行性，研究結(jié)果表明，通過增加GTA-WAAM的脈沖頻率和減少熱輸入，能細化鎂合金的晶粒，脈沖頻率為 10Hz 時制備的鎂合金具有最佳力學性能，極限抗拉強度（ultimatetensile strength，UTS）可達 260MPa ，伸長率（elongation，EL）可達23% 。Yang等[19]分析了冷金屬轉(zhuǎn)移（coldmetaltransfer，CMT）WAAM技術(shù)制備AZ31合金的顯微組織，發(fā)現(xiàn)主要為 α_a-Mg 基體相、 .β-Mg₁₇Al₁₂ 相和ηAl₈Mn₅ 相組成的柱狀晶。Cai等[2采用GTA-WAAM技術(shù)制備了AZ91D合金薄壁件，結(jié)果表明，等軸晶粒在樣品中占主導地位，樣品的整體硬度分布比較均勻，垂直和水平方向的力學性能相近，表現(xiàn)出比鑄件更高的綜合力學性能。

盡管采用WAAM技術(shù)在制備AZ系列鎂合金領(lǐng)域發(fā)展迅速，但制備的合金的強度很難滿足工業(yè)領(lǐng)域日益增長的需求。以稀土（rareearth，RE）元素Gd和Y為主要添加元素的Mg-RE系列合金，被認為能通過沉淀強化顯著提高其強度，這種強化效果通常通過在相對較高溫度下進行固溶處理后，再在相對較低溫度下進行時效處理來實現(xiàn)的[21]。Zr通常添加到Mg-RE合金中作為晶粒細化劑，以改善晶界強化效果[22]。近年來，WAAM制備Mg-RE-Zr合金的微觀結(jié)構(gòu)調(diào)控和力學性能優(yōu)化已成為研究熱點[23-25]。Wang等[23]探索了TIG-WAAM技術(shù)制備Mg-Y-RE-Zr合金的可行性，結(jié)果表明，合金的微觀結(jié)構(gòu)沿構(gòu)建方向的不均勻性，可歸因于多次熱循環(huán)導致合金中不同高度熱歷史的差異。研究[26]進一步表明，TIG-WAAM技術(shù)制備的 Δmg -Gd-RE-Zr合金件的第8層（位于合金件整高度的1/3處）表現(xiàn)出最好的力學性能，UTS為 347MPa ，EL為 7.1% 。這歸功于沉積過程中的熱循環(huán)和細晶強化。Li等[25]采用WAAM技術(shù)制備出一種新型 Mg–4.4Gd. 2.2Y-1.0Zn-0.5Zr 合金，通過控制熱處理產(chǎn)生的沉淀物實現(xiàn)了較好的強塑性匹配。Li等[27采用TIG技術(shù)制備出ME21合金，并得出其斷裂多發(fā)生在柱狀晶體和熱影響區(qū)的交界處。Wang等[28]利用

TIG-WAAM技術(shù)制備出 Mg-3.2Gd-0.6Y-0.5Zr 合金，其晶粒尺寸為 （12.3±7.4）μm ，強塑性匹配良好。盡管利用TIG-WAAM技術(shù)制備 Δmg -RE系列合金已經(jīng)有了一些基礎(chǔ)研究[29-30]，但對 TIG-WAAM技術(shù)制備 Mg-Gd-Y-Zr 合金微觀結(jié)構(gòu)演變的研究有待深入。

本研究使用TIG-WAAM技術(shù)制備了Mg-6Gd-1Y-0.2Zr 合金薄壁件，系統(tǒng)研究了沿構(gòu)建方向微觀結(jié)構(gòu)的演變和力學性能的變化，旨在為TIG-WAAM技術(shù)制備高性能Mg-RE鎂合金構(gòu)件的研究提供指導。

1試驗

1.1 沉積件制備

選用寶鋼金屬有限公司生產(chǎn)的直徑為 1.6mm 的 Mg-6Gd-lY-0.2Zr 合金絲作絲材，尺寸為 300mm× 180mm×25mm 的AZ31鎂合金擠壓板作基板。在進行TIG-WAAM沉積前，使用800#砂紙打磨基板表面并用無水乙醇清洗，以改善TIG-WAAM技術(shù)制備的薄壁件與基體之間的良好結(jié)合。TIG-WAAM系統(tǒng)主要包括配備有送絲機構(gòu)的焊接設(shè)備、帶焊槍的六軸工業(yè)機器人、氬氣輸送裝置和機器人控制器，TIG-WAAM工藝參數(shù)如表1所示。 Δmg -6Gd-1Y-0.2Zr 合金薄壁件尺寸為 150mm×120mm×20mm （見圖1）。絲材和薄壁件的化學成分使用電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜儀測定，結(jié)果見表2。

1.2 表征方法

觀察用的樣品，是先使用電火花線切割機從薄壁件上不同位置切下，然后進行機械研磨和 0.05μm 金剛石懸浮液拋光處理，再使用 4mL 硝酸 +96mL 乙醇的混合溶液蝕刻 10s 使用光學顯微鏡（opticalmicroscope，OM）觀察金相組織，使用配備電子背散射衍射（electronbackscatterdiffraction，EBSD）系統(tǒng)以及能量色散譜儀（energy dispersive spectrometer，EDS）系統(tǒng)的掃描電子顯微鏡（scanningelectron

表2絲材和薄壁件的化學成分（質(zhì)量分數(shù) % ）

microscope，SEM）表征微觀結(jié)構(gòu)、晶粒尺寸、晶粒取向和化學元素分布。采用X射線衍射儀（X-raydiffraction，XRD）進行物相分析，掃描步長為 2（^°）/min 采用透射電子顯微鏡（transmission electron microscope，TEM）對第二相顆粒和納米級析出物進行了表征。在顯微硬度測試儀上進行維氏硬度測試。室溫拉伸試驗在萬能試驗機上進行。采用SEM觀察樣品斷口形貌。

2 結(jié)果與討論

2.1 物相

Mg-6Gd-1Y-0.2Zr合金薄壁件不同區(qū)域的XRD分析結(jié)果如圖2所示，3個區(qū)域均有 α_a-Mg 基體相和 Mg₂₄（Gd，Y）₅ 相的特征峰?？傮w而言，3個區(qū)域的XRD結(jié)果沒有明顯差異，這表明通過TIG-WAAM技術(shù)制備的 Mg-6Gd-lY-0.2Zr 合金薄壁件在沉積高度方向上成分均勻。

2.2 顯微組織

圖3為Mg-6Gd-1Y-0.2Zr合金薄壁件不同區(qū)域的OM圖。由圖3可知，未發(fā)現(xiàn)裂紋、夾雜物等缺陷，僅存在少量孔洞。這些孔洞可能成為拉伸變形時的裂紋萌生點，從而降低薄壁件力學性能。在3個區(qū)域取樣進行高倍觀察可見，隨著沉積高度的增加，晶粒尺寸逐漸增大。這種現(xiàn)象主要是由于沉積高度不同引起熔池內(nèi)凝固速率和溫度梯度發(fā)生變化所導致的。合金絲熔化形成熔滴落入熔池，隨后凝固。在底部區(qū)域，由于基板和工作臺溫度較低，熔池熱量迅速被傳導至基板和工作臺，因此，具有較高的凝固速率和較大的溫度梯度。相比之下，經(jīng)過多層沉積后，熔池熱量需要通過已沉積層傳導至基板和工作臺，導致凝固速率降低和溫度梯度減小，從而促使晶粒長大。這有利于形成尺寸較大的柱狀晶。因此，底部區(qū)域為較細小的等軸晶，頂部區(qū)域為較粗的等軸晶，而中部區(qū)域柱狀晶較多，且平均晶粒尺寸明顯大于底部區(qū)域和頂部區(qū)域的晶粒尺寸。薄壁件底部、中部、頂部區(qū)域的平均晶粒尺寸分別為 44，101，80μm 。

Fig.2XRD patterns of different regions in the Mg-6Gd1Y-0.2Zr alloy thin-walled part

（a）頂部區(qū)域

（c）中部區(qū)域

圖4為了 Mg-6Gd-lY-0.2Zr 合金薄壁件不同位置SEM圖以及中部區(qū)域EDS元素分布圖。從圖4可知，不同區(qū)域中均存在大量彌散分布的白色第二相顆粒。圖4（d）（e和（f顯示這些第二相顆粒主要含Gd、Y、Zr。有研究[22.31]表明，Gd 和Y傾向于富集在Zr顆粒表面，并在此處形核，因此，EDS分析中出現(xiàn)Gd、Y和Zr重疊富集的現(xiàn)象。結(jié)合XRD譜圖可以推斷晶內(nèi)的第二相顆粒為 Mg₂₄（Gd，Y）₅ 相。

TEM-EDS結(jié)果顯示，第二相顆粒主要含有Mg、Gd、Y，這與SEM-EDS的分析結(jié)果相同。晶界處第二相對應(yīng)的選區(qū)電子衍射見圖5（b），顯示該相具有體心立方（body-centeredcubic，BBC）結(jié)構(gòu)，與之前報道的 Mg₂₄Y₅ 相的結(jié)構(gòu)一致[2。結(jié)合EDS分析，可以判斷晶內(nèi)的第二相顆粒為 Mg₂₄（Gd，Y）₅ 相。此外，從圖5（c）可知，晶內(nèi)存在大量 γ^′ 相，長度在幾百納米至幾個微米之間，平行于 {0001}a-Mg 晶面。圖5（d）的TEM-EDS結(jié)果顯示，這些 γ^′ 相主要含有Gd和 Y 。 γ^′ 相通常是在 250^°C 下長時間時效過程中形成的[32-34]。本研究中，的形成是由于 TIG-

圖4Mg-6Gd-1Y-0.2Zr合金薄壁件不同區(qū)域的SEM和EDS圖

Fig.4SEM and EDS images of different regions in the Mg-6Gd-1Y-0.2Zr alloy thin-walled pal

Fig.5TEM and EDS images of the middle region in the Mg-6Gd-1Y-0.2Zr aloy thin-walled part

WAAM過程中的熱積累引起了原位時效效應(yīng)[35]是 Mg-6Gd-lY-0.2Zr 合金中的主要強化相之一。

2.3 力學性能

對Mg-6Gd-1Y-0.2Zr合金薄壁件每間隔 1mm 取點、進行維氏硬度測試，結(jié)果如圖6所示。由圖6可知，維氏硬度從底部至頂部逐漸減小。維氏硬度的分布與WAAM技術(shù)制備的其他鎂合金的相似[19，36-37]，原因是在 TIG-WAAM過程中底部經(jīng)歷更多次熱循環(huán)和熱積累，引起了原位時效效應(yīng)，析出了更多的 γ^′ 相。

TIG-WAAM過程中，最下層經(jīng)歷熱循環(huán)的次數(shù)最多，這顯著影響最終的微觀結(jié)構(gòu)和力學性能，特別是對于具有復(fù)雜物相的 Mg-RE 合金[8-39]。對Mg-6Gd-1Y-0.2Zr合金薄壁件進行室溫拉伸性能測試，沿薄壁件高度方向和水平方向的應(yīng)力-變曲線如圖7（a所示，不同方向的力學性能如圖7（b所示。由圖7可知，薄壁件具有比較好的強塑性。

對室溫拉伸試樣的斷口形貌進行觀察，如圖8所示。由圖8可知，薄壁件高度方向和水平方向的拉伸斷口形貌相似，均存在明顯的韌窩（黃色箭頭所示）和解離面（藍色箭頭所示），這表明TIG-WAAM技術(shù)制備的Mg-6Gd-1Y-0.2Zr合金薄壁件為韌性和脆性混合的斷裂模式。

力學性能上體現(xiàn)出各向異性特征，在WAAM技術(shù)制備的試樣中普遍存在[19，25，37]。這是由于：在WAAM過程中沉積層間的堆積特性，導致熔池內(nèi)溫度場分布極不均勻；同時，劇烈的熔體流動使熔融金屬難以達到自發(fā)形核所需的成分過冷度。隨沉積層數(shù)的增加，大部分熱量難以快速沿基板傳遞，此時沉積層內(nèi)溫度梯度最大的方向為薄壁件高度方向，因此液相熔體有沿高度方向外延生長、凝固的趨勢，從而形成了沿高度方向的柱狀晶和在力學性能上帶來了較明顯的各向異性。另外，在沉積過程中復(fù)雜的熱歷史作用也在許多研究[17.19-20，23-24，39]中指出。隨著薄壁件沉積高度的增加，在電弧沉積和冷卻過程中，部分熱量的傳遞對底部有多次循環(huán)的原位熱處理作用，這種間斷但持續(xù)的原位熱處理對Mg-RE合金中的細小沉淀相析出起到一定的促進作用。在 Mg-6Gd-lY-0.2Zr 合金薄壁件中大量γ相在晶內(nèi)析出，對薄壁件起到了一定的強化作用。

圖7Mg-6Gd-1Y-0.2Zr合金薄壁件的拉伸性能

圖8Mg-6Gd-1Y-0.2Zr合金薄壁件斷口形貌圖

Fig.8 Fracture morphologies images of the Mg-6Gd-1Y-0.2Zr alloy thin-walled part

3結(jié)論

本研究中，使用TIG-WAAM技術(shù)成功制備了Mg-6Gd-lY-0.2Zr 合金薄壁件。對其顯微組織演變和力學性能進行了分析和討論，得出的主要結(jié)論如下：

（1）TIG-WAAM技術(shù)制備的Mg-6Gd-1Y-0.2Zr合金薄壁件由 α_a-Mg 基體相 .Mg₂₄（Gd，Y）₅ 相和 γ^′ 相組成，其中 γ^′ 相的形成歸因于制造過程中的原位熱處理作用，其對提高薄壁件底部區(qū)域的維氏硬度有貢獻。

（2）隨著薄壁件高度的增加，沉積過程中的熱量難以向基板傳遞，因此熔池內(nèi)凝固速率降低和溫度梯度減小，導致薄壁件中部出現(xiàn)柱狀晶。Mg-6Gd-1Y-0.2Zr 合金薄壁件底部、中部、頂部的平均晶粒尺寸分別為 44，101，80μm

（3） Mg-6Gd-1Y-0.2Zr 合金薄壁件沿高度方向和水平方向的UTS分別為（ 243±3 MPa和（ 219± 10）MPa，YS分別為（ 159±1 ）MPa和（ 143±6 ）MPa，EL分別為 （15.0±1.4）% 和 （17.2±0.9）% ，由于復(fù)雜的熱歷史和柱狀晶特征，薄壁件性能呈現(xiàn)出一定的各向異性。

參考文獻：

[1]MORDIKE B L，EBERT T. Magnesium： propertiesapplications-potential[J]. Materials Science and Engineering：A，2001，302（1）：37-45.

[2] WU G H， WANG C L，SUN M， et al. Recent developments and applications on high-performance cast magnesium rare-earth alloys[J]. Journal of Magnesium and Alloys，2021， 9（1）： 1-20.

[3] 吳志鵬，徐繼張，肖建如.可吸收鎂合金在生物醫(yī)學中 的應(yīng)用現(xiàn)狀與展望[J].有色金屬材料與工程，2024，

45（6）： 24-31.

Texture effects on plastic deformation of magnesium[J]. Materials Science and Engineering： A， 2005， 395（1/2）： 338-349.

[5]WEI K W， GAO M， WANG Z M， et al. Effect of energy input on formability， microstructure and mechanical properties of selective laser melted AZ91D magnesium alloy[J]. Materials Science and Engineering： A， 2014， 611： 212-222.

[6]WEI K W， WANG Z M， ZENG X Y. Influence of element vaporization onformability，composition， microstructure， and mechanical performance of the selectivelasermeltedMg-Zn-Zr components[J]. Materials Letters，2015，156：187-190.

[7]MARTIN J H， YAHATA B D， HUNDLEY J M， et al. 3D printing of high-strength aluminium alloys[J]. Nature， 2017， 549（7672）： 365-369.

[8]GU D D， SHI X Y， POPRAWE R， et al. Materialstructure-performance integrated laser-metal additive manufacturing[J]. Science， 2021， 372（6545）： eabg1487.

[9]FANG X W， YANG J N， WANG S P， et al. Additive manufacturing of high performance AZ31 magnesium allywithfullequiaxedgrains：microstructure， mechanical property，and electromechanical corosion performance[J].JournalofMaterialsProcessing Technology，2022， 300： 117430.

[10]LI S，LI J Y，JIANG Z W，et al. Controlling the columnar-to-equiaxed transition during directed energy deposition of inconel 625[J]. Aditive Manufacturing， 2022， 57： 102958.

[11]MARQUES D A， OLIVEIRA J P， BAPTISTA A C. A short review on the corrosion behaviour of wire and arc additive manufactured materials[J]. Metals， 2023， 13（4）： 641.

[12]CHEN C， SUN G R， DU WB， et al. Effect of equivalent heat input on WAAM Al-Si alloy[J]. International Journal of Mechanical Sciences， 2023， 238： 107831.

[13]HAUSER T， REISCH R T， BREESE P P， et al. Porosity inwire arc additive manufacturing of aluminium allys[J]. Additive Manufacturing，2021， 41： 101993.

[14] CHANG T X， FANG X W， LIU G， et al. Wire and arc additive manufacturing of dissimilar 2319 and 5B06 aluminum alloys[J]. Journal of Materials Science amp; Technology，2022，124： 65-75.

[15]CHEEPU M，LEE C I， CHO S M. Microstructural characteristics of wire arc additive manufacturing with inconel 625 by super-TIG welding[J].Transactions of the Indian Institute ofMetals，2020，73（6）：1475-1479.

[16]DAVIS A E， BREHENY C I， FELLOWES J， et al. Mechanicalperformance andmicrostructural characterisation of titanium alloy-alloy composites built by wire-arc additive manufacture[J]. Materials Science and Engineering： A， 2019，765： 138289.

[17] HUANG Y Q， HUANG J K， YU X Q，et al. Microstructure characterization and texture evolution of Ti-6Al-4V cladding layer fabricated by alterative current assisted TIG[J]. Surface and Coatings Technology， 2022， 431： 128014.

[18]GUO J， ZHOU Y， LIU C M， et al. Wire arc additive manufacturing of AZ31 magnesium alloy：grain refinement by adjusting pulse frequency[J]. Materials， 2016， 9（10）： 823.

[19]YANG X， LIU J R， WANG Z N， et al. Microstructure and mechanical properties of wire and arc additive manufactured AZ31 magnesium alloy using cold metal transfer process[J]. Materials Science and Engineering： A，2020， 774： 138942.

[20]CAI X Y， CHEN F K， DONG B L， et al. Microstructure and mechanical properties of GTA-based wire arc additive manufactured AZ91D magnesium alloy[J]. Journal of Magnesium and Alloys， 2024， 12（8）： 3180-3192.

[21]唐偉能，劉世杰.GWZ721鎂合金型材擠壓過程組織演 變機制[J].有色金屬材料與工程，2022，43（5）：13-21.

[22]SUN M， YANG D P， ZHANG Y， et al. Recent advances in the grain refinement effects of Zr on Mg alloys： a review[J]. Metals， 2022，12（8）： 1388.

[23]WANG Q M， WU G H， TONG X. An investigation into wire arc additive manufacturing of Mg-Y-RE-Zr alloy[J]. Materials Letters，2022，326： 132922.

[24] TONG X， WU G H， EASTON M A， et al. Microstructural evolution and strengthening mechanism of Mg-Y-RE-Zr alloy fabricated by quasi-directed energy deposition[J]. Additive Manufacturing， 2023，67： 103487.

[25]LI X Z， FANG X W， FANG D Q， et al. On the excellent strength-ductility synergy of wire-arc directed energy depositedMg-Gd-Y-Zn-Zralloy via manipulating precipitates[J]. Additive Manufacturing， 2023，77：

103794.

[26]MA D， XU C J， SUI S， et al. Microstructure evolution and mechanical propertiesof wire arc additively manufactured Mg-Gd-Y-Zralloy bypostheat treatments[J]. Virtual and Physical Prototyping， 2023， 18（1）： e2225492.

[27] LI T T， SONG G， ZHANG Z D，et al. Mechanical properties and microstructures of laser-TIG welded ME21 rare earth Mg alloy[J]. Materials，2019，12（13）： 2188.

[28]WANG Z H， WANG J F， LIN X， et al. Microstructure and mechanical properties of a dilute Mg-Gd-Y-Zr alloy fabricated using wire-arc directed energy deposition additive manufacturing[J]. Journal of Materials Research and Technology，2024， 29： 4881-4894.

[29]武千業(yè)，吳玉娟，鄧慶琛，等.鎂合金及其鎂基材料增材 制造技術(shù)研究現(xiàn)狀與展望[J].有色金屬工程，2024， 14（12）： 63-82.

[30]黃科，李新志，方學偉，等.鎂合金電弧熔絲增材制造技 術(shù)研究現(xiàn)狀與展望[J].金屬學報，2025，61（3）： 397-419.

[31]孫明，程廣奎，李喜闊，等. Mg-Zn-Y 系鎂合金的研究 現(xiàn)狀與展望[J].有色金屬材料與工程，2024，45（1）： 66-77.

[32] LIU Z Y， CHEN B， ZHAO P Y， et al. Atomic-scale characterization of the precipitates in a Mg-Gd-Y-Zn-Mn alloyusing scanning transmissionelectron microscope[J]. Vacuum， 2023， 207： 111668.

[33] KIM J K， KO W S， SANDLOBES S， et al. The role of metastable LPSO building block clusters in phase transformations of an Mg-Y-Zn alloy[J]. Acta Materialia， 2016， 112： 171-183.

[34]NIE JF，OH-ISHI K， GAO X， et al. Solute segregation and precipitation in a creep-resistant Mg-Gd-Zn alloy[J]. Acta Materialia， 2008， 56（20）： 6061-6076.

[35]MA D， XU C J， SUI S， et al. Enhanced strength-ductility synergy in a wire and arc additively manufactured Mg alloy via tuning interlayer dwell time[J]. Journal of Magnesium and Alloys， 2023， 11（12）： 4696-4709.

[36] YANG Y H， GUAN Z P， MA P K， et al. Wire arc additive manufacturing of a novel ATZM31 Mg alloy： microstructure evolution and mechanical properties[J]. Journal of Magnesium and Alloys， 2024， 12（12）： 5024-5037.

[37]WANG P， ZHANG H Z， ZHU H， et al. Wire-arc additive

manufacturing of AZ31 magnesium alloy fabricated by cold metaltransferheat source：processing， microstructure，and mechanical behavior[J]. Journal of Materials Processing Technology，2021， 288： 116895.

[38]MUKHERJEE T，ELMERJW，WEIHL，et al.Control of grain structure，phases， and defects in additive manufacturing of high-performance metallic components[J].ProgressinMaterialsScience，2023，138：

101153.

[39]MANJHI SK，SEKARP，BONTHA S，et al.Effect of CMT-WAAM process parameters on bead geometry， microstructure and mechanical properties of AZ31 Mg alloy[J].JournalofMaterialsEngineeringand Performance，2024，33（16）：8567-8581.

（編輯：何代華）