高性能鎂合金增材制造成形過程數(shù)值模擬,、顯微組織及力學(xué)性能與優(yōu)化研究

來源： 增材制造碩博聯(lián)盟

鎂合金在航空航天,、軌道交通,、新能源,、生物醫(yī)用等領(lǐng)域具有廣闊應(yīng)用前景,，增材制造技術(shù)(Additive Manufacturing)的發(fā)展為成形復(fù)雜結(jié)構(gòu)的高性能鎂合金構(gòu)件提供了可能。然而,，鎂合金熔沸點(diǎn)低,、蒸氣壓高、氧化性強(qiáng)的特點(diǎn)易使增材制造構(gòu)件內(nèi)部形成孔隙,、裂紋,、夾雜物等缺陷，導(dǎo)致增材制造鎂合金的應(yīng)用水平遠(yuǎn)遠(yuǎn)落后于高溫合金,、鋁合金,、鈦合金等材料，開發(fā)適用于鎂合金的增材制造技術(shù)并通過材料改性與工藝優(yōu)化減少冶金缺陷是突破增材制造鎂合金應(yīng)用瓶頸的關(guān)鍵。鎂合金增材制造技術(shù)主要有激光選區(qū)熔化(Selective laser melting, SLM),、電弧增材制造(Wire arc additive manufacturing, WAAM)以及攪拌摩擦增材制造(Friction stir additive manufacturing, FSAM)和攪拌摩擦沉積增材(Additive friction stir deposition, AFSD),。通過歸納梳理鎂合金增材制造技術(shù)的研究現(xiàn)狀與技術(shù)進(jìn)展，總結(jié)了鎂合金在不同增材制造技術(shù)成形過程中的數(shù)值模擬研究結(jié)果,，對(duì)比分析了不同增材制造技術(shù)關(guān)鍵工藝參數(shù)對(duì)鎂合金構(gòu)件組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響,，并對(duì)鎂合金增材制造技術(shù)未來的研究重點(diǎn)進(jìn)行了展望。論文原文下載見本文末

鎂合金密度低,、比強(qiáng)度高,、綜合力學(xué)性能優(yōu)異，同時(shí)具有良好的阻尼特性,、儲(chǔ)氫能力和生物相容性,，在航空航天、軌道交通,、新能源,、生物醫(yī)用等領(lǐng)域的應(yīng)用前景十分廣闊[1-5]。然而,，鎂合金的化學(xué)性質(zhì)十分活潑,，鑄造、鍛造,、焊接等傳統(tǒng)成形工藝難以獲得滿意的控形-控性效果,，迫切需要從原料形態(tài)、成形原理,、構(gòu)件結(jié)構(gòu)與性能一體化設(shè)計(jì)的角度開發(fā)全新的先進(jìn)制造技術(shù),。關(guān)注公眾號(hào): 增材制造碩博聯(lián)盟，免費(fèi)獲取海量增材資料,，聚焦增材制造研究與工程應(yīng)用,！

近年來，增材制造技術(shù)(Additive manufacturing, AM)的快速發(fā)展為成形具有復(fù)雜結(jié)構(gòu)的高性能鎂合金構(gòu)件提供了可能,。AM 以激光、電子束或電弧等高能束為熱源,，以數(shù)字模型為基礎(chǔ),，以粉材、絲材等為原料,，通過逐層堆疊的方式構(gòu)造三維實(shí)體,，被認(rèn)為是制造技術(shù)的一次革命性突破[6-10]。2010 年以來,，AM 在鎂合金構(gòu)件設(shè)計(jì)與制造領(lǐng)域的應(yīng)用水平愈發(fā)成熟,。目前，鎂合金增材制造技術(shù)主要有激光選區(qū)熔化(Selective laser melting, SLM)[11]和電弧增材制造(Wire arc additive manufacturing, WAAM)[12]，WAAM 技術(shù)包括熔化極氣體保護(hù)焊(Gas metal arc welding, GMAW)[13],、鎢極惰性氣體保護(hù)焊(Gas tungsten arc welding, GTAW)[14],、等離子弧焊(Plasma arc welding, PAW)[12]和冷金屬過渡弧焊(Cold metal transfer, CMT)[15]。

此外,，有學(xué)者對(duì)基于攪拌摩擦成形原理開發(fā)的攪拌摩擦增材制造技術(shù)(Friction stir additive manufacturing, FSAM)和攪拌摩擦沉積增材技術(shù)(Additive friction stir deposition, AFSD)進(jìn)行了探索[16-17],。表 1 和圖 1 分別對(duì)比了鎂合金增材制造技術(shù)的工藝特點(diǎn)和成形后構(gòu)件的實(shí)物圖。根據(jù)原料在成形時(shí)是否發(fā)生熔化,，可將上述技術(shù)分為液相(SLM,、WAAM)和固相(FSAM、AFSD)兩類[18],，其中 SLM 的成形質(zhì)量較好,，WAAM 的成形效率較高，應(yīng)依據(jù)構(gòu)件的尺寸和結(jié)構(gòu)及對(duì)效率和成本的綜合要求選擇合適的成形技術(shù),。

需要指出的是,，鎂合金熔沸點(diǎn)低、蒸氣壓高,、氧化性強(qiáng)的特點(diǎn)極易使增材制造構(gòu)件內(nèi)部形成孔隙,、裂紋、夾雜物等缺陷,，這給鎂合金增材制造構(gòu)件的制備帶來了很大困難,。盡管鎂合金增材制造技術(shù)的研究成果逐年增多，但相比于高溫合金,、鋁合金,、鈦合金，鎂合金增材制造構(gòu)件的研究水平較為滯后[28-31],。開發(fā)更適合鎂合金的增材制造技術(shù)并通過材料改性與工藝優(yōu)化來減少冶金缺陷是突破其應(yīng)用瓶頸的關(guān)鍵,。基于此,，本文綜述鎂合金增材制造技術(shù)的研究現(xiàn)狀與發(fā)展趨勢(shì),，總結(jié)不同增材制造技術(shù)在成形鎂合金時(shí)的數(shù)值模擬研究結(jié)果，分析相應(yīng)工藝參數(shù)對(duì)鎂合金增材制造構(gòu)件組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響規(guī)律,，并對(duì)鎂合金增材制造技術(shù)未來的研究重點(diǎn)進(jìn)行展望,。

1 鎂合金 SLM 增材制造技術(shù)

SLM 是 2000 年左右出現(xiàn)的一種新型增材制造技術(shù)，它利用高能激光熱源將金屬粉末完全融化后快速冷卻凝固成形,，從而得到高致密度,、高精度的金屬構(gòu)件，其工作原理如圖 2 所示[32],。關(guān)注公眾號(hào): 增材制造碩博聯(lián)盟,，免費(fèi)獲取海量增材資料，聚焦增材制造研究與工程應(yīng)用！

1.1 SLM 成形過程的數(shù)值模擬
SLM 成形過程中,，鎂合金粉末發(fā)生熔化并迅速凝固(冷卻速率高達(dá) 10e4～10e5 K/s),，熔池的溫度梯度可達(dá) 103～105 K/cm，難以實(shí)時(shí)監(jiān)控激光能量的傳遞與吸收,、熔池的動(dòng)力學(xué)行為[33-34],。

1.2 SLM 鎂合金的微觀組織

現(xiàn)階段對(duì)于鎂合金 SLM 增材制造技術(shù)的研究比較全面，按照合金元素的不同,，主要的材料體系包括 Mg-Al-Zn(AZ 系列),、Mg-Zn-Zr(ZK 系列)、Mg-Y-RE(WE 系列)等商用牌號(hào)鎂合金以及 Mg-Ca,、Mg-Zn-Dy,、Mg-Sn 等新型鎂合金[24, 37-48]。表 2 總結(jié)了 SLM 成形典型牌號(hào)鎂合金的組織結(jié)構(gòu)特征,。

1.3 SLM 鎂合金的力學(xué)性能

隨著技術(shù)水平的進(jìn)步和工藝參數(shù)的優(yōu)化,，SLM鎂合金的致密度越來越接近 100%，力學(xué)性能可以達(dá)到或超過鍛造態(tài)鎂合金,。表 3 對(duì)比了 SLM 成形典型牌號(hào)鎂合金的力學(xué)性能,。

目前，大多數(shù) SLM 鎂合金的綜合力學(xué)性能均優(yōu)于相同成分的鑄態(tài)鎂合金,，如何協(xié)同提高材料的強(qiáng)度,、塑性、韌性是今后的研究重點(diǎn)�,，F(xiàn)階段對(duì) ZK 系列鎂合金和 AZ 系列鎂合金SLM 成形工藝的研究較為成熟,。LIANG 等[46]研究指出，SLM-ZK60 鎂合金在最佳工藝條件下的顯微硬度和屈服強(qiáng)度分別為 90 HV 和 172.59 MPa,，均高于鑄態(tài) ZK60 鎂合金,。王金業(yè)等[39]對(duì)比了最佳 SLM工藝參數(shù)所得 AZ91 鎂合金與壓鑄態(tài) AZ91 鎂合金的力學(xué)性能(見表 4)，SLM 態(tài)鎂合金的力學(xué)性能明顯高于壓鑄態(tài) AZ91 鎂合金,，其平均抗拉強(qiáng)度和延伸率分別比壓鑄態(tài)提高了 38.09%和 138.67%,。

1.4 SLM 鎂合金的性能優(yōu)化

為解決 SLM 鎂合金致密度較低、易產(chǎn)生內(nèi)部缺陷等問題,，常采用后處理方法來改善材料的微觀組織以提高其力學(xué)性能,。常用的后處理方法主要有熱等靜壓(Hot isostatic pressing, HIP)和熱處理(Heat treatment, HT)。LIU 等[56]對(duì) SLM-AZ61 鎂合金進(jìn)行HIP 處理,，有效改善了其微觀組織和力學(xué)性能。

2 鎂合金 WAAM 增材制造技術(shù)

WAAM 又稱為電弧法熔絲沉積成形,，該技術(shù)以電弧或等離子弧作為熱源將金屬絲材熔化,，按照成形路徑逐層熔覆堆疊，根據(jù)三維數(shù)字模型由線-面-體制造出接近產(chǎn)品形狀和尺寸要求的三維金屬坯 體[59]，其工作原理如圖 7 所示[60],。與 GMAW,、GTAW和 PAW 技術(shù)相比，CMT 技術(shù)因熱輸入低,、工藝參數(shù)精確可控等優(yōu)點(diǎn)而成為鎂合金 WAAM 的主流技術(shù)[12-15],。

2.1 WAAM 成形過程的數(shù)值模擬

目前有關(guān) WAAM 成形鎂合金的數(shù)值模擬研究較少。何俊杰等[61]利用 FLUENT 軟件建立了鎂合金 CMT 成形時(shí)焊絲-熔滴-熔池的多相流模型,，研究了能量輸入及焊絲抽送運(yùn)動(dòng)對(duì)熔池形態(tài)的影響,，結(jié)果如圖 8 所示，在焊絲回抽的短路階段,，熔池被向上提拉并在焊絲端部形成液橋,，內(nèi)部熔體在馬蘭戈尼效應(yīng)(Marangoni effect)的作用下由邊緣流向中間、由下方流向上方,；當(dāng)焊絲脫離熔池后,，熔池受到液橋斷裂的反作用力，熔體快速向后方流動(dòng)而改變?nèi)鄢匦螤�,，焊絲回抽過程中形成的馬蘭戈尼效應(yīng)是影響熔池形態(tài)的主要因素,。GRAF 等[62]利用 MSC. Marc 非線性有限元軟件預(yù)測(cè)了 CMT 過程中焊絲進(jìn)給速度、焊接路徑對(duì) AZ31 鎂合金薄壁件溫度場(chǎng)的影響,，并通過實(shí)驗(yàn)手段驗(yàn)證了理論模型的可靠性,。

2.2 WAAM 鎂合金的微觀組織

受制于復(fù)雜的制備工藝和高昂的生產(chǎn)成本，鎂合金絲材的種類十分有限,，現(xiàn)有比較成熟的商業(yè)化鎂合金絲材主要是 AZ 系列,，因此 WAAM 采用的原材料以 AZ 系列鎂合金為主。表 5 總結(jié)了 WAAM 成形不同成分 AZ 系列鎂合金的組織結(jié)構(gòu)特征,。

2.3 WAAM 鎂合金的力學(xué)性能
國內(nèi)外學(xué)者針對(duì)WAAM技術(shù)制備的AZ系列鎂合金的力學(xué)性能開展了大量研究,。表 6 總結(jié)了WAAM 成形不同成分 AZ 系列鎂合金的力學(xué)性能。與 SLM 鎂合金相比,，WAAM 鎂合金能夠保持較高的力學(xué)強(qiáng)度,，同時(shí)表現(xiàn)出更高的斷裂延伸率。WAAM 鎂合金的力學(xué)性能具有明顯的各向異性,，WANG 等[67]研究了 CMT-AZ31 鎂合金橫向和縱向的拉伸性能,，發(fā)現(xiàn)沉積方向(TD)的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為 85.4 MPa 和 225.7 MPa，而構(gòu)建方向(BD)的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別為 125.9 MPa 和210.5 MPa,。同樣地,，在 AZ61、AZ80M,、AZ91,、AEX11 等成分中也發(fā)現(xiàn)了 WAAM 構(gòu)件的力學(xué)性能具有各向異性現(xiàn)象[63-66],。

2.4 WAAM 鎂合金的性能優(yōu)化

僅僅通過調(diào)節(jié) WAAM 的工藝參數(shù)對(duì)材料力學(xué)性能的提升效果十分有限，因此有必要采用合適的后處理工藝來進(jìn)一步改善材料性能,。與 SLM 鎂合金類似,，WAAM 鎂合金的后處理工藝也常采用熱處理和壓力加工等方法。GUO 等[76]對(duì)比了沉積態(tài)(AD),、固溶處理(T4),、固溶+不完全時(shí)效處理(T5)以及固溶+時(shí)效處理(T6)對(duì) WAAM-AZ80M 鎂合金組織和力學(xué)性能的影響，結(jié)果見圖 11,，T4 處理后共晶組織溶解,，合金元素的顯微偏析有所改善；T5 處理后網(wǎng)狀β 相從共晶組織周圍析出,；T6 處理后細(xì)小的 β 相從基體中析出,，分布于晶粒和晶界上。T6 處理同時(shí)提高了材料的強(qiáng)度和塑性,，消除了沿沉積方向和構(gòu)建方向的各向異性,。

郭陽陽[77]研究了滾軋?zhí)幚韺?duì)WAAM-AZ80M 鎂合金微觀組織和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)滾軋?zhí)幚砜擅黠@減少材料內(nèi)部第二相的含量和尺寸,，細(xì)化晶粒并弱化織構(gòu),，未經(jīng)滾軋?jiān)嚇拥慕M織為粗大的等軸晶，平均晶粒尺寸為 56 μm,；而經(jīng) 2 kN 和 4 kN 軋制力滾軋?zhí)幚砗�,，試樣的平均晶粒尺寸分別為 40 μm 和 35 μm，材料的強(qiáng)度和塑性隨滾軋壓力的增大而逐漸提高,。此外,，攪拌摩擦處理也能改善 CMT 鎂合金的表面質(zhì)量，可消除焊道搭接與基板的界面處孔洞,，進(jìn)一步細(xì)化晶粒而降低服役時(shí)的斷裂風(fēng)險(xiǎn),，這驗(yàn)證了 CMT 與攪拌摩擦處理復(fù)合制造高性能鎂合金的可行性[78]。

3 鎂合金攪拌摩擦增材制造技術(shù)

近年來,，研究人員基于攪拌摩擦成形原理開發(fā)了 FSAM 和 AFSD 兩種新型固相焊接技術(shù),，它們的工作原理如圖 12 所示[79]。

3.1 攪拌摩擦成形過程的數(shù)值模擬

現(xiàn)階段有關(guān)鎂合金 FSAM 增材制造技術(shù)的研究逐漸增多,，國內(nèi)外學(xué)者根據(jù)數(shù)值模擬結(jié)果對(duì)工藝參數(shù)進(jìn)行了優(yōu)化,，同時(shí)研究了 FSAM 鎂合金的微觀組織和力學(xué)性能。李如琦等[85]建立了 FSAM成形多層 AZ31 鎂合金薄板的計(jì)算流體力學(xué)模型,，研究了攪拌頭轉(zhuǎn)速和板材層數(shù)對(duì)焊材流變行為,、溫度場(chǎng)以及應(yīng)變率的影響，結(jié)果如圖 13 所示,，攪拌區(qū)焊材的應(yīng)變率和再結(jié)晶晶粒尺寸隨攪拌頭轉(zhuǎn)速的提高而增大,，攪拌區(qū)晶粒尺寸隨板材層數(shù)的增加而減小,。

3.2 攪拌摩擦成形鎂合金的組織與性能

攪拌摩擦增材制造構(gòu)件的成形質(zhì)量與原料類型密切相關(guān),，由于商用牌號(hào)鎂合金的制備工藝成熟,、可穩(wěn)定地生產(chǎn)粉材、絲材,、板材等多種形式,，因此攪拌摩擦成形的鎂合金以商業(yè)牌號(hào)為主，包括 AZ系列和 WE 系列鎂合金,。表 7 總結(jié)了攪拌摩擦成形鎂合金的組織特征與力學(xué)性能,。關(guān)注公眾號(hào): 增材制造碩博聯(lián)盟，免費(fèi)獲取海量增材資料,，聚焦增材制造研究與工程應(yīng)用,！

4 結(jié)論與展望

(1) 隨著增材制造鎂合金在航空航天、軌道交通,、新能源,、生物醫(yī)用等領(lǐng)域的應(yīng)用范圍不斷擴(kuò)大，傳統(tǒng)基于粉末冶金工藝開發(fā)的商用牌號(hào)鎂合金粉末無法很好滿足增材制造技術(shù)的特殊要求,，迫切需要開發(fā)增材制造專用的具有特定成分,、形貌和粒度的鎂合金粉末體系，同時(shí)完善原材料的評(píng)價(jià)方法,。

(2) 增材制造技術(shù)直接制備的鎂合金構(gòu)件往往存在一定的孔隙,、裂紋、夾雜物等缺陷,，有必要開發(fā)適當(dāng)?shù)暮筇幚砉に�,，通過表面改性、熱加工變形等方法改善構(gòu)件的組織結(jié)構(gòu)來提高其綜合力學(xué)性能,，以適應(yīng)更加嚴(yán)苛的使用條件,。

(3) 現(xiàn)階段對(duì)于增材制造鎂合金服役性能的研究主要集中在力學(xué)性能，考慮到構(gòu)件在實(shí)際服役過程中可能同時(shí)受到載荷與腐蝕的耦合作用,，后續(xù)應(yīng)加強(qiáng)對(duì)構(gòu)件腐蝕行為,、應(yīng)力腐蝕行為、腐蝕疲勞行為的研究,，以應(yīng)對(duì)不同的服役工況,。