導言：作為一種高效、低成本的增材制造技術，電弧定向能量沉積( DED )已逐步應用于AZ系列和鎂稀土( Mg-RE )合金大構件的制備。然而，眾所周知，AZ系鎂合金的強度較低，而Mg - RE合金的塑性較差。在此，我們描述了一種新型的Mg - 4.4 Gd - 2.2 Y - 1.0 Zn - 0.5 Zr ( wt % )合金，該合金通過熱處理調控析出相具使其具有優異的強度-塑性協同性(屈服強度157±1.15 MPa ,極限抗拉強度288±2.52 MPa ,伸長率17.1±0.32 %)。此外，系統地揭示了電弧DED獨特的熱歷史和熱處理誘導析出相演變導致的梯度組織形成機制。固溶處理形成的致密層片狀長周期堆垛有序( LPSO )結構和時效處理形成的大量納米β′相提高了合金的強度。增加的應變硬化率和LPSO結構的斷裂抑制沖擊共同作用提供了顯著的延展性。折彎變形的LPSO -結構和特殊的納米尺度封閉體積構型的共同作用，有效地緩解了應力集中，抑制了裂紋擴展，是這種優異的強度-延性協同作用的主要機制。本研究為絲材電弧制備高性能大尺寸鎂合金構件的合金設計和析出相調控提供了新的思路DED。

隨著人類節能環保意識的逐漸增強，對輕質高性能結構材料的廣泛使用需求日益高漲。鎂合金作為21世紀的綠色工程結構材料之一，具有密度低、比強度高、阻尼性能好等優點，在汽車、航空航天等領域具有廣闊的應用前景。然而，鎂合金由于其特殊的六方晶體結構，在室溫下表現出較差的塑性成形性能。采用傳統的鍛造、軋制和擠壓等方法制備具有復雜幾何形狀和優異性能的大尺寸鎂合金構件具有極大的挑戰性。因此，迫切需要探索替代工藝，如新興的增材制造( AM )技術，以改善鎂合金的組織和性能。

近年來關于鎂合金增材制造的研究方興未艾。迄今為止，激光粉末床熔融( L-PBF )、激光定向能量沉積( L-DED )和電弧定向能量沉積( wire-arc DED )是三種常用的鎂合金增材制造技術。雖然晶粒細化且強度較高鎂合金可以通過L - PBF技術實現，由于Mg元素的劇烈蒸發形成大量缺陷，導致低塑性。

Jiang et al . 和Zheng et al深入研究了合金成分和熱循環對L - DED制備Mg - Gd系合金組織演變和力學性能的影響。L - DED制備的Mg - Gd系合金強度可達250 MPa以上，但延伸率僅為2 %左右。此外，由于鎂合金粉末具有高爆炸性，在L - PBF和L - DED中都被用作原材料，因此安全性是未來工程應用中不可回避的問題。相比之下，絲材-電弧DED利用絲材快速制備具有中等復雜幾何形狀和獨特微觀結構的大尺寸構件。對于Az系列通過電弧DED制備鎂合金，在抑制缺陷、改善組織和提高性能方面進行了廣泛的研究。實際上，電弧DED制備的AZ系鎂合金的塑性已達到變形狀態的標準，但強度仍需進一步提高。基面上析出的少量納米Mg17Al12相是AZ系鎂合金強度較低的主要原因。為了實現這一目標，近年來一些研究者將目光重新投向了鎂稀土( Mg-RE )合金的絲-弧DED。特別地，Tong等人研究了原位熱處理對準DED制備過程的影響WE43 ( Mg-4.15Y-2.13Nd-1.12Gd-0.55Zr)對微觀組織演變和力學性能的影響。Cao等采用超聲頻率脈沖電弧DED技術成功實現了GW63K ( Mg-5.82Gd-2.58Y-0.36Zr)合金的制備。此外，電弧DED制備的GW63K合金經過熱處理后形成分散的納米級析出物，導致強度增加。值得注意的是，WE43和GW63K合金的強度均超過300 MPa，而延伸率則被限制在5 - 7 %范圍內。Mg - RE合金的低塑性是因為致密的納米析出相阻礙了位錯的滑移。

在此，西安交通大學機械工程學院制造系統工程國家重點實驗室黃科教授團隊研究了通過調控析出相，利用電弧定向能量沉積Mg - Gd - Y - Zn - Zr合金優異的強塑性協同作用。在這項研究中，通過使用定制的電弧DED成功地制造了具有單層多層特征的組件Mg - Gd - Y - Zn - Zr合金，借助先進的表征技術，系統研究了固溶處理和時效處理對析出相、晶粒特征、拉伸性能和變形行為的影響。此外，還揭示了熱處理引起的微觀組織演變、強度提高和優異的強塑性協同作用的詳細機制。為了給具有復雜幾何形狀的大尺寸鎂合金構件的合金設計和析出相調控提供新的思路，本研究探索了一種具有優異強塑性協同作用的GWZ系列鎂合金，并將其應用于絲-弧DED技術。相關研究成果以題“On the excellent strength-ductility synergy of wire-arc directed energy deposited Mg-Gd-Y-Zn-Zr alloy via manipulating precipitates ”發表在金屬頂刊Additive Manufacturing上。

鏈接：https://www.sciencedirect.com/science/article/abs/pii/S2214860423004074

圖1 . 樣品的示意圖。( a )薄壁件的宏觀形貌及試樣的提取位置。( b )拉伸試樣尺寸。( c )微結構表征樣品的尺寸。( d )斷裂拉伸試樣的TEM表征位置。采用電感耦合等離子體原子發射光譜儀( Inductively Coupled Plasma- Atomic Emission，ICP-AES )測量了焊絲和熔敷金屬的成分

光譜學(礦質無機營養, NexION 350D)。如圖1a所示，采用直徑為1.2 mm、實際化學成分為Mg - 4.26 Gd - 2.06 Y - 1.18 Zn - 0.36 Zr ( wt % )的定制GWZ421K鎂合金作為填充焊絲，通過絲-弧DED系統制備薄壁構件。基材為軋制態AZ31鎂合金板材，尺寸為160 mm × 160 mm × 30 mm。綜合考慮薄壁構件的表面粗糙度、成形效率和工藝穩定性，采用雙向沉積策略，送絲速度設置為4.5 m / min，行進速度設置為0.4 m / min，電流為78 A，電壓為12.4 V。如圖1a所示，單道多層薄壁構件的長度、高度、寬度和層數分別約為126 mm、84 mm、10 mm和28層。由于Mg和Zn元素的蒸發通量高于其他合金元素，沉積成分的實際化學成分變化為4.41 % Gd，2.19 % Y，0.95 % Zn和0.45 % Zr 。

圖2 . 確定熱處理工藝參數的標準。( a )成型試樣的DSC曲線。( b ) T6態試樣的時效硬化曲線。由于Mg - Gd - Y - Zn - Zr合金具有顯著的固溶強化和時效硬化特性，因此對制備態試樣的固溶和時效處理參數進行了研究。以10℃/ min的升溫速率進行差示掃描量熱( DSC )分析，確定固溶處理的溫度。GWZ421K試樣的DSC曲線如圖2a所示，峰值溫度為527℃，表明共晶相在接近527 ℃的溫度下發生溶解，因此選擇530℃進行1 ~ 14 h的固溶處理。根據殘余析出相數量和晶粒長大程度，確定了優化的固溶時間。綜合后續實驗結果，確立最優的溶液參數為溫度530℃，時間12 h。根據先前的研究結果，Mg - Gd - Y - Zn - Zr合金的理想時效溫度為200℃。因此，本研究中的樣品在上述最佳溶液參數處理后，在200℃下老化10 ~ 144 h。如圖2b所示，根據峰值顯微硬度發現最佳時效處理時間為96 h。為便于使用，將未經熱處理的試樣定義為鑄態試樣，經固溶處理和固溶+時效處理的試樣分別定義為T4和T6態試樣。

圖3 . 成形試樣的熔池形貌和金相組織。( a )底部區域熔池形貌。( a1 )的金相結構。底部區域HAZ，( a2 ) MPB，( a3 ) MPC。( b )中間區域熔池形貌。中間區域( b1 ) HAZ，( b2 ) MPB，( b3 ) MPC的金相組織。( c )頂部區域熔池形貌。頂部區域( c1 ) HAZ，( c2 ) MPB，( c3 ) MPC的金相組織。絲-弧DED制備的GWZ421K合金的熔池形貌和金相組織如圖3所示。很明顯，金相組織呈層狀周期性圖案分布。如圖3( a、b、c)所示，底部和中部區域的熔池高度約為3 mm，頂部區域的熔池高度約為4.35 mm。這一現象可歸因于在后續層沉積過程中前一層的重熔，導致底部和中部區域的熔池高度降低了31 %。此外，各層的金相組織呈現梯度分布，即包括熱影響區( HAZ )、熔池邊界( MPB )和熔池中心( MPC )。根據后續的TEM和XRD結果，圖3中的金相組織主要由α - Mg和β - ( Mg、Zn)3( Gd , Y)共晶相組成。這些棒狀共晶相主要分布在晶界附近。顯然，HAZ中的共晶相含量相對較低MPB和MPC，可歸因于在后續層沉積過程中，由于在線固溶處理，共晶相溶解到基體中。熱影響區的高度可以通過OM圖像的亮度來測量，約為0.9 mm。雖然僅從OM圖像上很難清晰區分MPB和MPC，但這兩個區域的高度總和可以近似估計為2.1 mm。此外，如圖3( a1 , a2 , a3 , b1 , b2 , b3 , c1 , c2 , c3)所示，隨著沉積層的增加，這3個特征區域的金相組織幾乎保持一致。

圖4 . 樣品的TEM結果。( a )析出相的明場( BF )圖像。( b )長方體相的SAED花樣。( c ) β-( Mg、Zn)3 ( Gd，O )的SAED花樣。Y )。( d )典型析出相的EDS面掃描。( e )基面γ′相的BF圖像，( f )基面γ′相的高分辨TEM ( HRTEM )圖像和相應的( g )基面γ′相的SAED圖像。TEM圖像沿[ 20 ] α區軸拍攝。圖4為制備態試樣中析出相的TEM表征結果。如圖4a - c所示，選區電子衍射( SAED )結果表明，微米尺度下的析出相為β - ( Mg、Zn)3( Gd , Y)，而亞微米尺度下的析出相為長方體相。SAED圖譜也表明這些β - ( Mg、Zn)3( Gd , Y)具有面心立方( fcc )結構。圖4d的EDS面掃描結果表明，長方體相主要富集稀土元素根據前期研究[ 6 ]，長方體相極有可能是面心立方結構的( Gd , Y)H2化合物。此外，如圖4e - g所示，在原始樣品中可以觀察到少量寬度約為1.5 nm的基面γ′相。此外，圖4 ( f , g)顯示，基面γ′相與α- Mg之間的位向關系為( 0001 ) γ′/ / ( 0001 )α - Mg和[ 20 ] γ′/ / [ 20 ]α-Mg [ 34 ]。

圖5 .( a , c)和( b、d) T4試件橫截面的反極圖( IPF ) ( a , b)和極圖( c、d)。

圖6 .( a )原始態和( b ) T4態樣品不同取向差角度的晶界分布圖。統計了( c )鑄態和( d ) T4態試樣的晶粒尺寸。( e )統計熔池不同區域的晶界特征。利用EBSD技術對鑄態和T4態試樣的晶體學取向、晶粒尺寸分布和晶界性能進行了檢測，如圖所示。5和6 .可以從中發現圖5( a , b)和圖6( a , b)表明，在構建和T4試樣呈現梯度分布。具體而言，如所示圖6c中，對于自生試樣，粗大晶粒( ~ 51 ? m)分布在HAZ，細化晶粒分布在MPB ( ~ 29 ? m)和 MPC ( ~ 30 ? m)。如圖6d所示當進行固溶處理時，晶粒會發生一定程度的長大，這可歸因于T4處理過程中高溫誘導的熱激活和高達98 %的HAGBs提供的高界面能促進晶界遷移[ 35 ]。圖5( a , b)和圖6( a , b)表明MPB的高度約為400 ? m。由于圖3表明MPB和MPC的總高度為2.1 mm，因此MPC的高度約為1.7 mm。此外，As - Build和T4樣品表現出近隨機的晶粒取向，最大的均勻分布倍數( MUD )值約為2 - 4 (圖5c - d )，與區域無關。如圖6e所示取向差在2 ~ 15 °之間的小角度晶界( LAGBs )在原始態和T4態試樣中的含量都只有2 ~ 3 %左右。此外，取向差角大于45 °的大角度晶界( HAGBs )約占75 %。從統計結果圖6e可以推斷，固溶處理對絲材電弧的晶界性能幾乎沒有影響Ded -制備的Gwz421K合金。

圖7 .( a )原始試樣，在530℃下固溶處理( b ) 6 h，( c ) 12 h和( d ) 14 h的SEM結果。圖7b和S1中的表征結果表明，在固溶初期，連續網狀的β - ( Mg、Zn)3( Gd , Y)轉變為鏈狀的X相。事實上，先前的研究表明，晶界附近的β - ( Mg、Zn)3( Gd , Y)有向X相轉變的趨勢，而晶粒內部的β - ( Mg，Zn ) 3( Gd , Y)更容易轉變為層片狀的14H - LPSO結構。

圖8 . ( a , a1 ~ a5)原始樣品、( b , b1 ~ b5)溶液在530℃下處理12 h ( S12樣品)的SEM圖像和相應的EDS 映射的結果。( c , c1 ~ c5)溶液在530℃下處理12 h ( S12試樣)的高角角暗場( HAADF )圖像和相應的EDS 映射的結果。8a和8b，可以注意到隨著固溶時間的延長，長方體相發生了一定程度的長大。長方體相的形成極大地影響了合金的力學性能，尤其是其延伸率，但長方體相的形成難以避免。

在本研究中，使用定制的MgGd - Y - Zn - Zr合金通過電弧DED成功制備了具有單道多層特征的零件。特別地，優異的強度-塑性協同作用是通過熱處理調控析出相來實現的。此外，詳細揭示了析出相演變和強度提高的內在機制，以及熱處理誘導的優異強塑性協同作用。得出的主要結論如下：

具有獨特的梯度分布的定制化微結構GWZ421K構件采用絲-弧DED技術制備。后續沉積層的在線熱處理負責晶粒長大，導致HAZ區域晶粒粗大。由于較高的冷卻速率和成分過冷度，在MPB區域獲得了細化的晶粒。

（2）通過調節固溶參數，鑄態試樣中連續網狀的微米β共晶相在T4試樣中轉變為晶界附近的納米級X相和晶內致密的LPSO結構。此外，這些分散在晶界附近的納米β顆粒應該是高溫固溶過程中晶粒生長受限的原因。通過調整時效參數，在T6態試樣中實現了致密納米β′相的析出。

（3）沿TD方向的T6樣品表現出優異的強度-塑性協同性，其UTS為288 ± 2.52 MPa，YS為157 ± 1.15 MPa，EL為17.1 ± 0.32 %，這與先前報道的大多數增材制造和傳統Mg - RE合金相當甚至更高。這些致密的層片狀LPSO結構和豐富的納米β′析出相應該是YS增強的原因。強化貢獻主要來源于納米β′相( 41.1 % )。

（4）折彎變形的LPSO -結構和納米級閉合體積對裂紋擴展的有效抑制應該是T6試樣優異的強塑性協同作用的原因。