分享：钆含量对电弧增材制造成形 Mg-Gd合金显微组织和力学性能的影响

张新琦1,杨冬野1,田文琦1,司 珂1,李九霄1,邹文兵2,3

 (1.上海工程技术大学材料科学与工程学院,上海 201620;2.哈尔滨工业大学材料科学与工程学院, 哈尔滨 150001;3.上海航天精密机械研究所,上海 201699) 

摘 要:采用钨极惰性气体保护焊(TIG)电弧增材制造技术制备钆质量分数分别为2%,3%, 10%的 Mg-Gd合金,研究了钆含量对 Mg-Gd合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:不同钆 含量 Mg-Gd合金的显微组织均由镁基体和第二相 Mg5Gd组成。随着钆含量的增加,沿晶界分布 的第二相 Mg5Gd的数量和尺寸增加,形状由圆形颗粒状向长条状转变,合金中气孔数量及尺寸降 低,镁晶粒从柱状晶向等轴晶转变,且晶粒尺寸先减小后增大,当钆质量分数为3%时达到最小。 随着钆含量的增加,合金的强度增大,断后伸长率下降,断裂方式均为韧性断裂。

 关键词:电弧增材制造;显微组织;力学性能;镁合金;钆 中图分类号:TG444 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2022)12-0030-06

0 引 言

 镁合金是目前实际应用中密度最小的金属材 料,具有比强度和比刚度高、导热性好等优点,在航 空航天、汽车和电子产业具有良好的应用前景[1]。 然而,镁合金存在化学性质活泼、易氧化、强度较差 等缺点,限制了其更广泛的应用[2]。镁元素和稀土 30 张新琦,等:钆含量对电弧增材制造成形 Mg-Gd合金显微组织和力学性能的影响 元素都具有密排六方晶体结构,因此稀土元素在镁 中的固溶度较大,具有较好的固溶强化作用。所以, 目前主要通过添加稀土元素来改善镁合金的强度, 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镁合金中添加 钆可 以 有 效 细 化 晶 粒;WEI等[7]向 Mg-4Al-5RE (RE表示稀土元素)镁合金中添加钆后,其屈服强 度提升了约16.9%;姚怀等[8]研究表明,添加质量分 数1.0%钆的 Mg-0.5Zr-1.8Zn合金具有良好的耐腐 蚀性能。综上,钆的添加可以有效改善镁合金的组 织及强度。目前,传统镁合金的制造方法主要是铸 造和塑性变形(轧制、锻造等),但传统工艺存在加工 周期长、生产成本高、难以成形复杂结构零件等缺 点。 电 弧 增 材 制 造 (Wire Arc Addictive Manufacturing,WAAM)技术是一种以金属丝为原 料、焊接电弧为热源,通过逐层堆积形成所需零件的 制造方法,在航空航天、模具、汽车等领域得到了广 泛的应用[9]。该技术不需要模具,且生产周期短。 近年来,关于电弧增材制造镁合金的研究不断深入。 SHEN 等[10]使用电弧增材制造技术成功制备了成 形良好的高质量镁合金件;GNEIGER 等[11]用电弧 增材制造技术制备了具有良好力学性能的稀土镁合 金。目前,有关电弧增材制造稀土镁合金的研究主 要集中在工艺参数优化方面,而有关稀土元素的添 加量对镁合金显微组织和力学性能的影响研究并不 多[12]。 为此,作者向纯镁中加入不同质量分数的稀土 元素钆制备 Mg-Gd合金铸锭,通过挤压方式制成丝 材,采用电弧增材制造方法制备 Mg-Gd合金,研究 钆含量对电弧增材制造成形 Mg-Gd合金显微组织 和力学性能的影响,为进一步提升镁合金的性能提 供参考。 

1 试样制备与试验方法

 试验材料 为 纯 度 99.95% 以 上 的 纯 镁 与 纯 度 99%的纯钆,均由上海航天精密机械研究所提供。 按照钆质量分数分别为2%,3%,10%,将纯钆与纯 镁熔炼成液态金属,搅拌均匀,除去熔渣,将金属液 倒入模具得到 Mg-2Gd、Mg-3Gd、Mg-10Gd合金铸 锭。通过挤压方式将铸锭制成直径为 1 mm 的丝 材。沿平行于挤压方向截取的丝材剖面显微组织如 图1所示,可见 Mg-2Gd合 金、Mg-3Gd 合 金、Mg10Gd合金丝材的显微组织均主要为等轴晶粒,平均 晶粒尺寸分别为95,66,67μm。 图1 Mg-Gd合金丝材的显微组织 Fig 1 MicrostructuresofMg-Gdalloywires a Mg-2Gdalloy b Mg-3Gdalloyand c Mg-10Gdalloy 采用 YD-500FR 型焊机和配套的送丝机,将3 种 Mg-Gd合金丝材通过逐层叠加方式制备合金试 样,工作电流为120A,工作电压为12V,成形速度 为10mm·s -1,送丝速度为3 m·min -1,弧长约为 5mm,保护气体(体积分数为99.99%氩气)的流量 为15L·min -1。焊枪完成单道次单层成形后,提高 至下一层,返回初始位置,继续进行单道次单层成 形。 在成形合金中部截取尺寸为12mm×10mm× 10mm 的块状试样,用 D/MAX2500型多功能 X 射 线衍射仪(XRD)分析物相组成,采用铜靶,工作电 流30mA,工作电压40kV,扫描范围20°~80°,扫 描速率2(°)·min -1。块状试样经打磨、抛光,用体 积分 数 4% 的 硝 酸 酒 精 溶 液 腐 蚀 后,采 用 VHX600K 型光学显微镜(OM)观察平行于沉积方向的 显微组织。按照 GB/T6394—2002,每个成形试样 上至少选取10张不同的金相照片,采用直线截点法 统计横向(垂直于沉积方向)、纵向(平行于沉积方 向)的平均晶粒尺寸,并将横向平均晶粒尺寸与纵向 平均晶粒尺寸的比值定义为长径比。采用 SU1510 型扫描电子显微镜(SEM)观察微观形貌,并通过背 散射电子成像模式观察 Mg-Gd合金的微观形貌,用 31 张新琦,等:钆含量对电弧增材制造成形 Mg-Gd合金显微组织和力学性能的影响 附带的能谱仪(EDS)进行微区成分分析。在成型合 金中部沿成形方向截取如图2所示的拉伸试样,按 照 GB/T228—2002在 CMT-5205型微机控制电子 试验机上进行室温拉伸试验,拉伸速度为 1 mm· min -1,预加载荷为50kN,测试3个平行试样。拉 伸试验结束后采用SU1510型扫描电子显微镜观察 断口形貌。 图2 电弧增材制造成形 Mg-Gd合金拉伸试样尺寸 Fig 2 DimensionoftensilesampleofMg-Gdalloyprepared bywirearcadditivemanufacturing

 2 试验结果与讨论

 2.1 对析出相的影响

 由图3 可 知,3 种 Mg-Gd 合 金 的 物 相 组 成 相 同,主要由基体相 α-Mg和第二相 Mg5Gd组成,未 检测到其他相。研究[13]表明,稀土元素钆能够与镁 形成共晶相,共晶温度为 821 K,生成的化合物为 Mg5Gd。因此,加入到镁中的稀土元素钆,部分固 溶 到镁基体中形成固溶体,部分与镁形成共晶化合 图3 电弧增材制造成形不同 Mg-Gd合金的 XRD谱 Fig 3 XRDpatternsofMg-Gdalloyspreparedbywire arcadditivemanufacturing 物 Mg5Gd。 由图4 可以看出:当钆元素 质 量 分 数 为 2%, 3%时,晶界处第二相呈圆形颗粒状,而当钆元素质 量分数为10%时,晶界处的第二相变成长条状;随 着钆含量的增多,析出的第二相尺寸增大、数量增 多,形状也越不规则。在非平衡凝固过程中,熔池温 度降低,钆的固溶度下降,钆元素富集在固/液相前 沿,在凝固时,因为晶界处的钆元素含量更高,所以 趋于在晶界附近形成第二相 Mg5Gd,随着钆含量的 增多,钆元素浓度增加,析出的颗粒状第二相数量增 多。此外,在熔池凝固过程中,晶内的颗粒状第二相 被生长的基体晶粒推向晶界,彼此之间相互聚集、连 接,因而造成了第二相的形貌由圆形颗粒状逐步转 变为长条状,且分布较分散。 图4 电弧增材制造成形不同 Mg-Gd合金的SEM 形貌 Fig 4 SEM morphologyofMg-Gdalloyspreparedbywirearcadditivemanufacturing a Mg-2Gdalloy b Mg-3Gdalloyand c Mg-10Gdalloy 

2.2 对气孔的影响 

由图5可见,随着钆含量的增加,气孔尺寸减 小。在 WAAM 过程中,气孔形成主要有以下2个 原因[14-15]:(1)氢原子在固、液两相中的溶解度存在 差异;(2)丝材燃烧释放的气体未能在熔池凝固前逸 出而形成气孔。加入稀土元素形成的稀土化合物 MG5Gd能够不断吸附、溶解游离态氢,达到良好的 固氢作用[16],并且钆含量越多,Mg5Gd数量越多, 固氢作用越强,氢缺陷越少,气孔尺寸越小。此外, 熔池液态金属黏度越小,流动性越好,气体逸出能力 就越强[17],形成的气孔就越小。镁合金易氧化,因 此其金属液中常伴有夹杂物,使金属液黏度增 32 张新琦,等:钆含量对电弧增材制造成形 Mg-Gd合金显微组织和力学性能的影响 图5 电弧增材制造成形不同 Mg-Gd合金的 OM 形貌 Fig 5 OM morphologofMg-Gdalloyspreparedbywirearcadditivemanufacturing a Mg-2Gdalloy b Mg-3Gdalloyand c Mg-10Gdalloy 加。稀土元素能够有效减少镁金属液中氧化物夹 杂[18],从而降低其黏度,增加其流动性,提升气体逸 出的能力,因此气孔尺寸减小。

 2.3 对晶粒尺寸的影响 

由表1 可以看出:随着钆含量的增加,Mg-Gd 合金的晶粒尺寸先减小后增大,而长径比则逐渐接 近1。长径比接近1,说明晶粒呈等轴状;长径比越 偏离1,则说明晶粒呈现柱状。当钆质量分数由2% 增加到3%时,第二相 Mg5Gd析出量增多,作为晶 粒形核的核心促进了异质形核过程,从而细化了晶 粒。但是,当钆质量分数为10%时,在熔池凝固过 程中钆元素在凝固前沿富集,形成偏析,且沿晶界分 布的长条状第二相 Mg5Gd弱化了过冷效应,无法 有效抑制晶粒生长,造成晶粒变粗,且晶粒倾向于向 等轴晶转变[19-21]。 表1 电弧增材制造成形不同 Mg-Gd合金的晶粒尺寸 Table1 GrainsizeofwerearcadditivemanufacturingMg-Gd alloyspreparedbyWAAM 合金 直径/μm 平行于沉积方向 垂直于沉积方向 长径比 Mg-2Gd 48 38 1.26 Mg-3Gd 32 28 1.15 Mg-10Gd 62 60 1.03 

2.4 对拉伸性能的影响

 Mg-2Gd合金、Mg-3Gd合金、Mg-10Gd合金的 抗拉强度分别为176,180,241 MPa,屈服强度分别 为76,90,157 MPa,断 后 伸 长 率 分 别 为 12.4%, 12.3%,9.0%。可见随着钆含量的增加,镁合金的 抗拉强度和屈服强度增大,而断后伸长率降低。加 入稀土元素钆可以提升镁合金强度,但会降低塑性。 稀土元素钆对镁合金的主要强化机制为第二相强化 和固溶强化。第二相强化在很大程度上取决于第二 相的尺寸及数量[22],Mg-10Gd合金的第二相的尺 寸和数量都明显高于 Mg-2Gd和 Mg-3Gd合金,极 大地增加了位错滑移阻力,并且第二相倾向于沿晶 界分布,抑制位错沿晶界移动,因此 Mg-10Gd合金 的强度显著提高。钆固溶在镁基体中,使得基体晶 格畸变产生畸变应力场,在此应力场作用下,钆原子 偏聚在 位 错 线 附 近 束 缚 位 错,起 到 固 溶 强 化 效 果[23]。一般而言,细小的晶粒会产生更大的晶界面 积和更曲折的晶界,从而阻碍位错运动,使材料强度 提升。Mg-10Gd合金的晶粒比 Mg-3Gd合金的晶 粒更粗大,但其强度却更高,这是因为聚集在晶界附 近的钆元素加强了晶界对位错的阻碍能力[24],弥补 了晶粒粗大导致的阻碍位错能力的下降,使得 Mg10Gd合金获得较高的强度。此外,气孔既可以成为 裂纹源,也易导致应力集中而加剧微裂纹的扩展,使 得材料强度降低。随着钆含量的增加,合金中气孔 含量减少,合金强度得以提升。 由图6可见,3种不同钆含量的 Mg-Gd合金拉 伸试样断口上都存在韧窝和撕裂棱,说明都发生了 韧性断裂。Mg-2Gd合金和 Mg-3Gd合金的拉伸断 口中 存 在 韧 窝 和 撕 裂 棱 数 量、尺 寸 相 似,而 Mg10Gd合金拉伸断口中韧窝数量明显减少。这是由 于大量的钆元素增加了合金的变形抗力,使其塑性 变差[25],初始微孔在外力作用下沿拉伸方向的扩展 受阻碍,导致韧窝减少。

 3 结 论

 (1)电弧增材制造成形不同钆含量 Mg-Gd合 金的物相均由镁基体和第二相 Mg5Gd组成,随着 钆含量的增加,第二相倾向于在晶界附近析出,随相 互聚集、连接,使形状由圆形颗粒状向长条状转变。 (2)随着钆含量的增加,Mg-Gd合金中的气孔数 33 张新琦,等:钆含量对电弧增材制造成形 Mg-Gd合金显微组织和力学性能的影响 图6 电弧增材制造成形不同 Mg-Gd合金的拉伸断口形貌 Fig 6 TensilefracturemorphologyofMg-Gdalloyspreparedbywircarcadditivemanufacturing a Mg-2Gdalloy b Mg-3Gd alloyand c Mg-10Gdalloy 量减少,尺寸减小,晶粒尺寸先减小后增加,当钆质量 分数为3%时,晶粒尺寸最小,晶粒向等轴晶转变。 (3)随着钆含量的增加,Mg-Gd合金的抗拉强 度和屈服强度增大,断后伸长率降低。钆在镁合金 中的主要强化机制是固溶强化和第二相强化,晶界 强化、气孔减少对强度提升也具有一定的促进作用。 电弧增材制造成形不同钆含量 Mg-Gd合金的断裂 方式均为韧性断裂。 

来源：材料与测试网