DOI：10.11817/j.ysxb.1004.0609.2021-37942

双丝钨极氩弧增材制造高镁组分Al-Mg合金组织与性能研究

罗晓宇，冯曰海，鄂炫宇，韩豪

(南京理工大学材料科学与工程学院，南京 210094)

摘要：针对高强铝镁合金增材构件性能难以提升的问题，对提高铝镁合金中的镁组分这一方法进行探索性研究。基于钨极氩弧增材制造工艺，采用以ER5356为主要熔化丝材，以少量AZ31为辅助熔化丝材的双丝同步熔化方式，通过调整两种丝材的送丝速度比例，增材制造了五组高镁组分的铝镁合金直壁体，并对直壁体的显微组织特征、演化规律和力学性能进行研究。结果表明，随着AZ31与ER5356送丝速度比例从10%提升到33.33%，α-Al相由等轴晶转变为枝晶，β-Al₃Mg₂相转变为晶间偏析型离异共晶；试样的平均晶粒尺寸由17.26 μm先增大到21.35 μm再减小到14.69 μm；β相和共晶组织的含量呈上升趋势。相较于单丝铝镁合金增材构件，高镁组分增材构件的平均显微维氏硬度达到114.93 HV，提升了64.2%；抗拉强度达到342 MPa，提升了24.8%。

关键词：

双丝增材制造；高强铝镁合金；显微组织；力学性能；

中图文分类号：TG455

电弧增材制造技术(Wire Arc Additive Manufacture，WAAM)是一种基于逐层熔覆原理，在数字模型的指导下以电弧为热源，金属丝材熔化为填加材料逐层制造复杂零件的新型技术。该技术成形的零件化学成分均匀且致密度高，具有高效率、低成本等优点，在高强铝合金增材制造领域具有广阔的工业应用前景。尤其是高强铝镁合金，具有强度高、耐腐蚀性好和密度低等优势，利用电弧增材制造大型复杂高性能的铝镁合金构件已经成为航空、铁路、汽车、船舶等各个行业应用的迫切需求。

目前高强铝镁合金电弧增材使用的主要丝材包含Al-Cu-Mg系、Al-Mg-Zn系和Al-Mg-Si系等。研究主要集中在工艺规范参数^[1-3]、工艺模式^[4]、保护气体成分^[5]、热输入^[6-9]和后热处理工艺^[10-11]等对组织和性能的影响规律方面，力图从工艺角度提升材料的性能。近年来又发展了双送丝铝镁合金增材工艺方法，力求提升增材的效率与性能。何杰等^[12]研究了单、双填丝增材制造得到的铝合金构件在宏观尺寸、显微组织和力学性能上的差异，结果发现双填丝增材制造工艺的熔敷速率、纵向抗拉强度和纵向断后伸长率都有较显著的提高。Gu等^[13]研究了成分对双丝串联增材得到的铝铜镁增材构件开裂的影响，发现成分是决定增材构件裂纹敏感性的主要因素。张睿泽等^[14]通过控制双丝的送丝速度获得不同Mg/Si比的铝镁硅增材构件，研究Mg/Si比对增材构件组织及性能的影响。然而，从公开报道来看，目前进一步提升高强铝镁合金增材构件的性能比较困难，本文试图通过增加铝镁合金增材构件中的镁组分这一方法对上述难题进行探索性研究。

基于同步双丝钨极氩弧增材制造工艺，采用以Al-Mg-Zn系ER5356铝合金作为主要熔化丝材，以少量AZ31镁合金作为辅助熔化丝材的双丝共熔池同步熔化方式，通过调整镁、铝合金的送丝速度比例，增材制造了五组直壁体构件。对不同送丝速度比例下获得的增材构件进行显微组织、镁组分变化和力学性能方面的深入分析，力求获取送丝速度比例与显微组织和力学性能之间的变化规律，探索异质双丝增材制造高镁组分增材构件方法的可行性。

1 实验

1.1 实验材料

实验采用的基板为6061铝合金，尺寸为450 mm×200 mm×6 mm。丝材选用直径为1.2mm的AZ31镁合金和ER5356铝合金两种丝材，其中AZ31丝材的密度为1.78 g/cm³，ER5356丝材的密度为2.64 g/cm³。基板和丝材的化学成分如表1所示。

表1 丝材和基板的化学成分

Table 1 Chemical compositions of wires and substrate(mass fraction, %)

1.2 设备及工艺

双丝钨极氩弧增材制造系统的结构如图1所示，该系统是由米加尼克PI350钨极氩弧焊接电源、安川MH24工业机器人、机器人控制柜、钨极氩弧焊枪和双送丝机构组成。

增材制造前，先用砂轮机去除基板表面的氧化层，并用丙酮去除有机物，然后再进行双丝钨极氩弧增材试验。实验预设参数分别为堆覆电流220 A，交流频率70 HZ，堆覆速度20 cm/min，钨极直径4.8 mm，钨极内缩量4 mm，钨极尖角20°，喷嘴距工件高度8 mm，保护气(99.99%氩气)流量15L/min。通过调整AZ31和ER5356的送丝速度比例得到五组增材构件，根据式(1)可以算出Mg元素的质量分数E^[15]，式中WFS_i(i=AZ31，ER5356)为送丝速度，Di (i=AZ31，ER5356)为丝材直径，ρ_i(i=AZ31，ER5356)为丝材密度，E_Mg为丝材中Mg元素的质量分数。设计的AZ31与ER5356送丝速度及送丝速度比例和增材构件中Mg名义含量如表2所示。五组增材构件横截面的宏观形貌如图2所示。

图1 双丝钨极氩弧增材制造系统

Fig. 1 Double wires gas tungsten arc additive manufacturingsystem

表2 设计AZ31与ER5356送丝速度比例和Mg含量

Table 2 Designed wire feed speed ratio of AZ31 to ER5356 and Mg content

图2 不同送丝速度比例增材构件截面图

Fig. 2  Cross sections of the components with different ratio of the wire feed speed

1.3 检测方法

金相试样和力学性能测试试样均采用线切割从增材构件中切取。金相试样通过砂纸打磨、抛光处理后，使用科勒试剂腐蚀。完成试样处理后，首先用光学显微镜(GX71)观察试样的显微组织，然后使用X射线衍射仪(BrukerD8)对其进行了物相分析，最后用场发射环境扫描电镜(FEIQuanta 250F)和能谱仪(EDS)进行成分分析，同时进行了电子背散射衍射(EDAX-TSL)分析。

力学性能检测包括显微硬度测试和拉伸性能测试。显微硬度计(HVS-1000Z)，测定载荷0.5 kg，保荷时间10秒，测量间距0.5mm。万能试验机(CSS-44100)，在室温下以0.8mm/min的拉伸速率进行试验，测试试样的抗拉强度，每个试样切取三个垂直方向的试样。图3为拉伸试样尺寸示意图。

图3 拉伸试样尺寸

Fig. 3 Dimensions of tensile specimens

2 结果与分析

2.1 AZ31送丝速度比例增加对显微组织演化的影响

图4为AZ31送丝速度比例从10%提升到33.33%时增材试样的显微组织照片。从图4(a)和(b)中可以看出，送丝比例为10%和16.67%时，基体相均呈等轴晶形貌。送丝比例增加到20%时，基体相转变为等轴晶和枝晶(见图4(c))。送丝比例进一步增加到25%和33.33%时，基体相全部转变为枝晶(见图4(d)和(e))。基体相晶形貌变化的主要原因是，随着AZ31送丝比例逐渐增加，试样中的Mg含量逐渐增多，基体相成分过冷现象愈发显著，使得晶粒从等轴晶生长转变为枝晶生长。

从图4(a)-(c)中可知，析出相在基体相的内部和晶界处析出。AZ31送丝比例为10%和16.67%时，析出相呈不规则的片状分散分布(见图4(a)和(b))。送丝比例达到20%时，图4(c)中的析出相转变为枝晶沿着基体相的晶界生长。送丝比例增加到25%和33.33%时，共晶组织呈粗大的枝晶形貌，枝晶连接形成网状将基体相分割成独立的枝晶(见图4(d)和(e))。析出相转变为共晶组织主要是因为试样中Mg含量超过17.4%时，冷却过程将由固态相变转变为亚共晶反应，得到的组织也会由析出相转变为共晶组织。除析出相和共晶组织之外，图4(c)-(e)的显微组织中还存在边沿平直，棱角分明的小方片状组织，根据下文XRD和EDS试验结果可知，此为Al-Mg-Cr和Al-Mn-Fe三元中间相。

图4 不同送丝速度比例增材试样显微组织

Fig.4 Microstructure of the specimens with different ratio of the wire feed speed

图5(a)为五组增材试样的XRD衍射图谱，XRD试验结果表明，五组增材试样主要由α-Al相和β-Al₃Mg₂相组成，结合增材试样显微组织和XRD匹配结果可知，图4(d)和(e)中的共晶组织为(α+β)。由于试样中还存在其他合金元素，XRD还匹配出Al₆(Mn,Fe)、Al_0.7Fe₃Si_0.3、(Cr,Mn)Al₁₂和AlMg₄Zn₁₁等相。从图5(a)中可见，AZ31送丝比例为25%和33.33%时，β相衍射峰的数量明显增加，这可能是由于发生亚共晶反应使得产生衍射的晶面数量增多所致。

图5(b)给出了图5(a)中框选区域的详细信息，主要反应了图5(a)中最强峰和次强峰的图谱。从图5(b)中可以看出，当AZ31送丝速度比例从10%提升到33.33%时，α-Al相第一强峰的2θ角从38.411°逐渐偏移到了37.944°，第二强峰的2θ角从44.572°偏移到44.144°。这是因为Mg作为置换原子固溶于α-Al中，Al原子半径(0.1199 nm)小于Mg原子半径(0.1333nm)，随着试样中Mg含量增加，Al晶格参数增大，使得α-Al相衍射峰向小角度偏移。

图5 XRD结果

Fig. 5XRD analysis results

2.2 AZ31送丝速度比例增加对显微组织特征的影响

在五组增材试样的横截面上进行EBSD试验，图6为试验得到的反极图(IPF)。从图中可知，晶粒生长无明显择优取向，但对比图6(a)-(e)的颜色可以看出，随着AZ31送丝比例的增加，晶粒的主要颜色由紫和红转变为紫和蓝，说明α-Al相晶粒的<111>方向逐渐取代<001>方向与试样横截面法向接近平行。

对图6显微组织分析统计后，得到图7所示的结果。从图7(a)中可知，随着送丝比例从10%上升到33.33%，α-Al相晶粒的平均尺寸由17.26μm先增大到21.35μm，再减小到14.69μm。主要原因是，当送丝比例为20%时，由铝镁二元相图可知，其对应的液相线和固相线间距最大，此时α-Al相晶粒形核长大的时间最长，因此晶粒尺寸最大^[16]。从图7(b)中可以看出，β相和共晶组织占总面积百分比呈上升趋势。主要原因分为两种情况：当送丝比例小于等于20%时，送丝比例的提高会使α-Al相中Mg的过饱和度增大，促进β相的析出；当送丝比例大于20%后，将发生亚共晶反应，送丝比例的增大使得α-Al相晶粒尺寸减小的同时也会使剩余液相增多，剩余液相冷却至450℃(共晶反应温度)时将生成共晶组织，故而送丝比例越高，得到的共晶组织越多^[17]。Wang^[18]等人的文章中指出，施密德因子大于0.4的晶粒更容易发生滑移。图7(c)给出了五组增材试样中，施密德因子大于0.4的晶粒数目占比。从图中可以看出，晶粒数目占比均大于83.41%，说明五组增材试样都具有较好的延展性。但是，随着送丝比例的增加，晶粒数目占比的变化幅度较小，这说明送丝比例的增加对施密德因子的影响不显著。

图6 不同送丝速度比例增材试样IPF图像

Fig. 6IPFof the specimens with different ratio of the wire feed speed

图7 增材试样显微组织分析结果

Fig. 7 Microstructure analysis results of the specimens

2.3 AZ31送丝速度比例对增材构件镁组分含量的影响

图8给出了五组增材试样中Mg名义含量以及α-Al相和β-Al₃Mg₂相/共晶组织中的Mg含量。从图中可得，随着AZ31送丝比例增加，α-Al相中的Mg含量从7.60%提高到12.42%，β相/共晶组织中的Mg含量从20.51%提高到33.36%。结果说明，采用以少量AZ31镁合金作为辅助熔化丝材的双丝材共熔池的增材方式，能够增加α-Al相中的Mg含量，促进Mg在Al中的固溶。

图8 Mg名义含量和增材构件中α-Al相和β-Al₃Mg₂相/共晶组织的Mg含量

Fig. 8  The nominal Mg content and the Mg content in the α-Al phase and β-Al₃Mg₂ phase/eutectic structure in the components

图9是AZ31送丝速度比例为20%时，所得试样的SEM图像和EDS试验结果。图9(a)为试样的SEM图像，图中A点的EDS结果如图9(b)所示。A点处的Al含量达到90.36%，Mg含量为9.30%，其它元素含量都较少，可以判断A点指向为α-Al相。从图9(a)中可见，α-Al相呈灰色平面状。图9(c)为B点的EDS结果，其中Al含量为68.93%，Mg含量增加到30.66%，判断B点处应为β相。从图9(a)中可知，β相呈黑色凸起的圆形小颗粒状。图9(d)是C点的结果，此处Al含量为78.40%，Mg含量为11.72%，Mn和Cr元素的含量有所增加，分别为5.07%和1.94%，结合XRD试验结果可知，C点指向的应为(Cr,Mn)Al₁₂相。从SEM图像中可见，(Cr,Mn)Al₁₂相呈亮白色方片状分布在β相内部。

图10是送丝比例为33.33%时，所得试样的SEM图像和EDS试验结果。图10(a)为试样的SEM图像，图10(b)为图10(a)中A点的EDS结果。A点结果显示，Al和Mg含量分别为87.12%和12.42%，其余元素的含量均较低，确定为α-Al相。从图10(a)中可以看出，A点处的α-Al相呈相互分离的粗大枝晶形貌，判断此处是先共晶α-Al相。先共晶α-Al相晶粒的间隙处存在不规则块状组织(见B点)和团絮状组织(见C点)，成分分析结果分别如图10(c)和(d)所示。图10(c)中Al和Mg的含量均接近α-Al相水平；图10(d)中，Al含量为65.38%，Mg含量为33.36%，与β相相近。因为点B和C处的组织分布在先共晶α-Al相晶粒之间且相互独立，所以这两处应为晶间偏析型离异共晶(α+β)。在先共晶α-Al相较多的情况下发生共晶反应，共晶组织中的共晶α相与先共晶α-Al相相同，会依附于先共晶相生长，把共晶β相推向最后凝固的晶界处。除上述组织外，在图10(a)中还出现棒状组织(见D点)，EDS结果如图10(e)所示，其中Al含量为76.57%，Fe和Mn含量分别达到9.45%和5.38%，故D点指向为Al₆(Mn, Fe)相。

图9 送丝速度比例20%增材试样SEM图像和EDS结果

Fig.9 SEM image and EDS result of the specimen with 20% ratio of the wire feed speed

图10 送丝速度比例33.33%增材试样SEM图像和EDS结果

Fig.10 SEM image and EDS result of the specimen with 33.33% ratio of the wire feed speed

2.4 AZ31送丝速度比例增加对增材构件力学性能的影响

五组增材构件的显微维氏硬度和平均硬度值如图11所示，图中折线为测量值，虚线为平均值。AZ31送丝速度比例为10%、16.67%、20%、25%和33.33%时，试样的平均硬度分别是90.79 HV、102.02 HV、114.93HV、129.76 HV和137.39 HV。随着送丝比例增加，平均硬度值增大，硬度分布不均匀的现象逐渐显著，波动幅度从10HV增大到30HV。相比于ER5356钨极氩弧增材构件的平均硬度70 HV^[19]，送丝比例为20%时，增材试样的平均硬度提高了64.2%，这主要是因为Mg元素在Al基体中溶解后形成固溶体，而两种原子半径的差异会促使晶格的改变，增强了固溶强化的效果，从而提高增材试样的增材试样的抗拉强度。

图11 增材试样显微维氏硬度

Fig. 11  Micro Vickers hardness of the specimens

五组增材构件的抗拉强度如图12所示。从图中可知，AZ31送丝速度比例为16.67%时，试样的抗拉强度最高，达到342 MPa，与ER5356钨极氩弧增材构件的平均抗拉强度274 MPa^[19]相比提高了24.8%。而当送丝比例为20%、25%和33.33%时，试样的抗拉强度均较低，分别为142 MPa、110 MPa和78 MPa。这是由于AZ31送丝速度比例超过20%，Mg名义含量超过15.80%时，增材构件室温自然时效6 h后，内部开始出现少量裂纹。说明当Mg名义含量超过15.80%后，送丝比例的增加将使得产生微裂纹的概率增大，导致抗拉强度降低。

图12 增材试样抗拉强度

Fig. 12 Ultimatetensile strength of the specimens

3 结论

基于机器人同步双丝钨极氩弧增材制造工艺，同步熔化ER5356铝合金和AZ31镁合金丝材，成功增材制造了高镁组分比例的Al-Mg合金增材构件并详细研究了AZ31镁合金丝材送丝速度比例的变化对增材构件显微组织和力学性能的影响规律，得到以下结论：

1) 双丝钨极氩弧增材制造得到的高镁组分比例Al-Mg合金增材构件中，显微组织主要由α-Al相和β-Al₃Mg₂相组成。随着AZ31送丝速度比例从10%提高到33.33%，显微组织逐渐发生演化，α-Al相由等轴晶转变为枝晶，β相由不规则片状转变为枝晶状。当送丝比例大于25%时，α-Al相与β相共同形成晶间偏析型离异共晶(α+β)。

2) 高镁组分比例Al-Mg合金增材构件中，显微组织的特征随着AZ31送丝速度比例的增加而变化。α-Al相晶粒的平均尺寸呈先增大后减小的趋势，晶粒取向随机，无明显织构；β相和共晶组织占总面积比例呈上升趋势。

3) 调整AZ31的送丝速度比例可以实现Al-Mg增材构件中Mg组分含量的提高。随着送丝比例的增加，α-Al相中的Mg含量最高提升到8.35%；但送丝比例超过20%时，α-Al相中的Mg含量虽然可以提升到9.30%，但自然时效后产生微裂纹概率增加。

4) 相比于ER5356钨极氩弧增材构件，高镁组分Al-Mg合金增材构件的平均硬度达到114.93HV，提高了64.2%；抗拉强度最高达到342MPa，提高了24.8%。

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Research on Microstructure and Mechanical Properties of High Mg Content Al-Mg Alloys by Double Wires Gas Tungsten Arc Additive Manufacturing Process

Luo Xiao-yu, FengYue-hai, E Xuan-yu, Han Hao

(School of Material Science and Engineering, Nanjing University of Science &Technology, Nanjing210094, China)

Abstract:As the properties of the high strength Al-Mg alloy component is difficult to be improved, a new gas tungsten arc additive manufacturing process was proposed to increase the Mg content in Al-Mg alloy component. Two heterogeneous wires were synchronously fed into the same molten pool, using ER5356 as the main melting wire, and a small amount of AZ31 as the auxiliary melting wire. Five groups of thin wall components with high Mg content were deposited by adjusting the ratio of the feed speed of the two wires. The microstructuralcharacteristics, evolution and mechanical properties of the components were investigated. The results show that with the wire feed speed ratio between AZ31 and ER5356 increasing from 10% to 33.33%, theα-Al phase transforms from equiaxed grains to dendrites, and the β-Al₃Mg₂ phase transformsinto divorced eutectics. The average grain size increases from 17.26 μm to 21.35 μm and then decreases to 14.69μm, meanwhile, the content of the β phaseand the eutectic structure increases. Compared with the Al-Mg alloy component deposited by traditional single wire feed gas tungsten arc additive manufacturing process, the micro Vickers hardness of the high Mg content components reaches 114.93 HV on an average, increased by 64.2% and the ultimate tensile strength reaches 342 MPa, increased by 24.8%.

Key words:double wiresadditive manufacturing; high strength Al-Mg alloy; microstructure; mechanical properties

Foundation item:Project(17-H863) supported bythe National Defense Innovation Project Foundation of China

Received date: ; Accepted date:

Corresponding author: FENG Yue-hai; Tel: 13404161225; E-mail: fyh@njust.edu.cn

基金项目：国防创新项目（17-H863）

收稿日期：；修订日期：

通信作者：冯曰海，教授；电话：13404161225；E-mail：fyh@njust.edu.cn

基金项目：国防创新项目（17-H863）

收稿日期：；修订日期：

通信作者：冯曰海，教授；电话：13404161225；E-mail：fyh@njust.edu.cn