综述：镁合金电弧增材制造技术的最新进展

《Journal of Invertebrate Pathology》：Recent progress in wire arc additive manufacturing of magnesium alloys

　　Liming Mou|Hanxiao Chen|Chuang Li|Jianguo Liang|Huibo Xie|Kai Guan
国家汽车底盘集成与仿生学重点实验室、教育部汽车材料重点实验室、吉林大学材料科学与工程学院，长春130022，中国

**摘要**
电弧增材制造（WAAM）已成为加工镁（Mg）合金的一种有前景的技术，其优势包括接近净形成型、高沉积效率以及能够制造复杂几何形状的零件。航空航天和国防应用中对轻质材料需求的增长进一步推动了WAAM与镁合金的结合，镁合金以其优异的比强度而闻名。这种结合不仅提高了设计灵活性，还克服了传统制造方法的局限性，加速了工业应用。本综述总结了目前对WAAM制造的镁合金的理解，重点关注了电弧热源分类、工艺参数与沉积特性之间的关系，以及实现最佳强度-延展性平衡的微观结构策略。我们还探讨了影响机械性能和耐腐蚀性的潜在机制。最后，综述总结了现有挑战，并提出了有前景的研究方向，以促进WAAM加工镁合金在各个行业的应用。

1. **引言**
在双碳战略下，材料界越来越强调采用可持续、环保和低碳的做法，以推动更绿色的材料生命周期[[1], [2], [3], [4], [5]]。这一关注点，加上对节能意识的提高，极大地推动了轻质和高性能结构材料的需求[[6], [7], [8], [9], [10]]。在航空航天和轨道交通等领域对轻量化的追求进一步加剧了对具有最佳机械性能和阻尼能力工程材料的需求[[11], [12], [13]]。由于镁合金具有低密度、高比强度、优异的阻尼性能和良好的机械性能，它们在汽车和航空航天行业中的轻量化应用中引起了极大的兴趣[[14], [15], [16], [17]]。除了结构用途外，镁离子还通过增强生物活性在促进骨组织生长方面发挥着重要作用[[18], [19], [20], [21], [22]]。随着工业的快速转型[[23,24]]，对高性能工程材料的需求持续增加。工业4.0或第四次工业革命代表了将先进信息技术与现代制造深度融合的范式转变，旨在提高生产力、降低成本和改善质量[[25,26]]。这一变革以多种核心技术为基础，其中增材制造（AM）是一个关键的推动者。值得注意的是，AM尤其在镁合金方面具有特殊潜力，因为它能够精确控制工艺参数，从而灵活调整微观结构和性能，从而实现快速的产品迭代[[27], [28], [29]]。然而，镁的高化学反应性和快速氧化倾向给AM带来了相当大的挑战，常常影响几何精度和拓扑分辨率。使用高能束（如激光、电子束和电弧）的金属AM工艺已成为灵活高效制造高性能组件的关键技术。这些技术大致分为基于粉末的方法和基于线材的方法[[30,31]]。基于粉末的方法包括选择性激光熔化（SLM）和电子束熔化（EBM），它们利用集中能源熔化金属粉末。现有研究已经深入探讨了通过SLM制造的镁合金，并取得了一系列重要成果[[32], [33], [34], [35]]。据报道，镁粉被认为相对危险。电弧增材制造（WAAM）利用电弧熔化送丝材料并逐层构建组件，已经引起了越来越多的人对镁合金加工的兴趣[[36], [37], [38]]。WAAM因其高沉积速率和接近净形的制造能力而非常适合制造大型组件[[39], [40], [41], [42]]。尽管如此，在WAAM制造的镁合金中通常会观察到一些缺陷，但这些缺陷通常比传统加工材料的缺陷要轻微。然而，一些研究表明，尤其是孔隙缺陷会显著降低WAAM制造合金的强度和延展性[[43,44]]。这些缺陷通常受到工艺参数（如行进速度和层间停留时间（IDT）的影响。因此，开发有效的缓解策略以修改微观结构和提升机械性能至关重要。

本综述系统地总结了WAAM的基本原理和基于电弧的热源分类。详细分析了典型WAAM制造镁合金的微观结构特征、机械性能、腐蚀行为及相关机制。通过整合现有研究成果，本综述旨在为设计和开发具有增强强度-延展性协同性的WAAM加工镁合金提供一致的框架和有价值的指导。

2. **WAAM的热源**
WAAM使用电弧作为热源，根据计算机辅助设计（CAD）模型逐层熔化金属丝材。通过将传统的电弧焊接方法与增材制造原理相结合，WAAM能够生产出具有复杂几何形状的大规模金属部件。WAAM中常用的电弧变体包括等离子弧焊接（PAW）、气体钨弧焊接（GTAW）、气体金属弧焊接（GMAW）和冷金属转移（CMT）。电弧热源的选择和控制对于确定沉积材料的微观结构特性和整体质量至关重要[[45]]。以下部分详细介绍了这些基于电弧的能量源在WAAM中的特性和应用。

2.1. **PAW-WAAM**
PAW技术是一种先进的焊接工艺，主要使用等离子弧作为热源[[46]]。实验装置如图1a所示。使用专门的金属焊丝作为包覆材料。通过精确控制焊接过程，材料可以逐层沉积，最终制造出具有复杂几何形状的金属部件[[47]]。等离子弧以其高温和高能量为特征，能够快速熔化金属丝材并将其沉积到基材上，形成致密而坚固的焊缝。PAW工艺以其高精度、高效率和高质量的焊缝以及处理多种材料的多样性而著称。然而，该工艺目前面临一些阻碍其发展和广泛应用的挑战，主要包括设备操作要求高、健康和安全风险以及复杂的设备设置[[47]]。

2.2. **GTAW-WAAM**
GTAW通常使用不可消耗的钨电极产生电弧，该电弧由惰性气体（如氩气）保护[[37]]。该工艺涉及将金属丝（或填充棒）熔化到基材上，逐层构建所需的金属部件[[48]]。在WAAM过程中，GTAW可以精确控制熔池的形状和大小，以实现高质量的金属沉积。图1b展示了GTAW的焊枪单元。为了提高成型性能，一些研究人员引入了超声波频率脉冲（UFP）[[49,50]]。GTAW工艺以其高质量的焊接接头而闻名，特别适用于需要高焊接质量的应用[[48]]。需要注意的是，GTAW有一些不容忽视的局限性。与其他焊接方法相比，GTAW的焊接速度相对较慢，可能会影响生产效率。GTAW设备成本较高，因此初始投资较大。此外，GTAW需要较高的操作技能，需要专业培训才能熟练掌握[[48]]。

2.3. **GMAW-WAAM**
GMAW，也称为金属惰性气体（MIG）焊接或金属活性气体（MAG）焊接，是一种广泛使用的焊接工艺，它使用连续送入的可消耗丝电极和保护气体来防止熔池受到大气污染[[49]]。图1c展示了GMAW-WAAM系统的焊枪喷嘴子单元。GMAW具有几个显著的优点，包括高生产效率、低焊接成本、增强的焊接耐腐蚀性和易于控制焊接质量[[49]]。然而，由于其相对复杂的工艺特性，GMAW也存在一些缺点，如焊缝表面不够光滑以及容易产生内部缺陷和残余应力[[49]]。因此，在实际应用中，需要选择适合特定要求和条件的焊接工艺。

2.4. **CMT-WAAM**
CMT由Fronius于2004年提出，是一种旨在实现低热输入和几乎无飞溅的焊接技术[[50]]。尽管基于GMAW的原理，CMT集成了丝材 retreat机制和先进的数字波形控制来调节电弧动态和熔滴传输[[51]]。图2a展示了典型的CMT-WAAM系统示意图。该工艺依靠数字控制系统来监控短路周期并精确协调送丝运动。通过交替的高电流和低电流周期（通常称为“冷-热”周期），CMT减少了热输入，限制了热量向基材的传播[[51]]。这种受控的热管理提高了焊接质量，增强了沉积效率，并促进了工艺稳定性[[51]]。图2b–c展示了CMT-WAAM过程中的电弧特性和金属传输过程[[51]]。CMT沉积过程包括三个不同的阶段：提升阶段：丝材快速电阻加热，为其熔化做准备；燃烧阶段：熔融丝滴转移到熔池中；短路阶段：丝材接触基材时电弧熄灭，沉积材料迅速固化[[51]]。每个阶段都极大地影响了沉积材料的热历史，从而控制了微观结构的演变，并最终决定了制造部件的机械性能[[51]]。

2.5. **热源的比较与评估**
PAW产生的电弧能量密度最高（约11,000 °C，10^9–10^10 W·m^-2），可实现高效沉积，但会导致合金蒸发增加和孔隙率略有升高。相比之下，GTAW和GMAW的电弧温度较低（约7000 °C）[[52]]。如表1所总结的[[53]]，GTAW和PAW需要独立的送丝过程以实现灵活的沉积控制，而GMAW和CMT采用同轴焊枪和丝材布置，简化了路径规划[[53]]。GMAW具有最高的沉积速率，但热输入较高且电弧稳定性较低；PAW介于两者之间；GTAW的热输入最低，但沉积速率较高[[53]]。CMT以适中的速率实现高质量沉积，同时平衡了尺寸精度和沉积效率[[54]]。

**表1. 各种WAAM技术的比较[[53]]**
| 技术 | 热源 | 特征 |
|-------------|-----------------------------|-------------------------------------------|
| PAW |等离子弧 | 高能量密度；高效沉积 |
| GTAW |不可消耗电极；独立送丝过程；典型沉积速率：1–2 kg·h^-1 | |
| GMAW |可消耗丝电极；典型沉积速率3–4 kg·h^-1；电弧稳定性低，飞溅多 | |
| CMT |往复式可消耗丝电极；典型沉积速率2–3 kg·h^-1；低热输入 | |
| （PAW基） |等离子 | 不可消耗电极；独立送丝过程；典型沉积速率2–4 kg·h^-1；需要丝材和焊枪旋转 | |

3. **参数对WAAM过程中镁合金成形性和性能的影响**
WAAM的主要工艺参数包括行进速度、送丝速率、层间停留时间（IDT）和焊接电流[[55]]。适当优化这些参数可以精确控制沉积过程中的热输入、温度梯度、冷却速率和层尺寸（宽度和高度）。这种控制对于实现目标微观结构和机械性能以及减少缺陷形成至关重要[[55]]。为了改善沉积形态和表面质量，人们进行了大量参数优化研究[[56]]。图3展示了在不同行进速度（4、5和6 mm·s^-1）下通过WAAM制造的GWZ941合金单层的宏观和横截面形态[[56]]。这些层表现出特征性的鱼鳞状图案，具有连续性、均匀性和高质量的表面。当熔池接触角超过115°且稀释率低于15%时，可以获得更好的性能[[57]]。因此，评估了不同行进速度下的接触角和相应的稀释率，结果表明行进速度为6 mm·s^-1是最优的，与其他速度相比，其成形性和焊接 adhesive性更好[[56]]。不同行进速度下单层沉积的几何特性 [56]。

| 行进速度（mm·s-1） | 沉积宽度（mm） | 沉积深度（mm） | 沉积增强（mm） | 接触角（°） | 稀释比例（%） |
|--------------|-----------|------------|-----------|-----------|-----------|
| 41 | 5.65 ± 0.18 | 0.60 ± 0.03 | 5.10 ± 0.08 | 110.25 ± 0.56 | 7.3 ± 0.25 |
| 10 | 6.59 ± 0.10 | 0.91 ± 0.05 | 4.82 ± 0.04 | 123.80 ± 0.63 | 15.1 ± 0.56 |
| 16 | 5.10 ± 0.08 | 15.83 ± 0.11 | 0.84 ± 0.03 | 129.86 ± 0.60 | 12.5 ± 0.3 |
行进速度对WAAM制造零件的几何精度以及传递到基材的热能都有深远影响。通常，较慢的速度对应较高的热输入，反之亦然 [58]。然而，超过一个临界阈值后，过高的行进速度会导致快速固化，阻碍熔融物质的逸出，并促进孔洞和其他缺陷的形成，最终损害机械性能。WAAM中不同层的热行为已得到广泛研究 [[59], [60], [61], [62]]。这些研究表明，由于热量积累，初始层的峰值温度会增加，但随着沉积的进行逐渐下降并最终稳定。值得注意的是，对预沉积层的 excessive 热输入不利于获得均匀的沉积。基于这一理解，当行进速度从150增加到350 mm·min-1时，WAAM制造样品的最终抗拉强度（UTS）和屈服强度（YS）显著提高 [63]。

在WAAM中，线材送进速度是指单位时间内送入熔池的线材长度，这是一个关键参数。它显著影响制造零件的微观结构、机械性能和耐腐蚀性能。为了确保高质量的制造，必须在线材送进速度和行进速度之间进行优化。因此，在沉积效率和成型质量之间找到平衡至关重要。在GTAW-WAAM中，优化通常会考虑线材送进速度和送进角度。经过优化的线材送进速度为190 cm·min-1，结合焊接电流120 A、线材送进高度偏移2 mm以及线材送进角度30°，可以最大化沉积物的可用横截面积，这凸显了协同参数优化的重要性 [64]。

IDT也是WAAM中的另一个关键参数，已被证明在调整强度-韧性平衡方面有效。研究不同IDT下的热循环以评估热量积累并确定最佳参数，如图4所示 [61]。不同IDT下的热循环表明，在0秒和30秒时（图4a–b），熔合区的最低温度超过250°C，导致先前沉积的层部分熔化、晶粒粗化和层间结合力减弱。将IDT增加到60秒（图4c）可使最低温度稳定在约170°C，从而允许适度的动态恢复，同时防止过度老化或熔化。在这种条件下，晶粒保持细小且均匀，沉淀物基本保持其强化效果，薄壁零件显示出一致的层高、清晰的鱼鳞状图案和光滑的表面。在IDT为120秒时（图4d），热响应类似，温度最低点在大约60秒后达到稳定状态，略微减少了热量积累和相关的微观结构恢复。

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图4. (a–d) 不同IDT（0秒、30秒、60秒和120秒）下WAAM过程中的温度-时间曲线 [61]。

暴露于较高峰值温度和重复热循环的沉积层表现出更粗的晶粒和细小沉淀物的部分溶解，这局部降低了硬度和强度 [62]。在WAAM制造的ATZM31合金中测量到的晶粒尺寸证实了这一趋势，顶部、中部和底部的晶粒尺寸分别为46.0 μm、73.5 μm和61.1 μm [59]。在WAAM制造的Mg-Li合金的机械性能中也观察到了类似现象，发现不同水平位置的力学性能有显著变化。UTS变化约为20 MPa，而延伸率（EL）变化约为4% [65]。这些观察结果表明，优化IDT不仅需要控制宏观结构，还需要仔细管理峰值温度，以最小化微观结构的退化 [[66], [67], [68], [69]]。

WAAM中的焊接电流直接影响几何完整性、机械性能和沉积效率。然而，由于电导率、熔点和热膨胀系数取决于材料，因此电流参数必须针对特定合金进行调整。此外，电流选择与行进速度、层厚度、焊缝宽度和电源能力相关。迄今为止，关于WAAM中电流参数选择的系统研究仍然有限。

4. 通过WAAM制造的Mg合金微观结构的修改策略

4.1. 消除缺陷和细化晶粒

通过WAAM工艺制造的Mg合金具有更好的成形性以及创建复杂几何形状的能力，与传统的铸造方法相比。然而，WAAM工艺可能会引入微观缺陷，尤其是孔洞 [70]。WAAM组件中的孔隙主要来源于气体捕获、熔池中气泡排出不足或凝固收缩。这些孔洞作为应力集中器，促进了裂纹的起始和扩展，从而降低了显微硬度、抗拉强度和疲劳抗力。在WAAM制造的GW63K合金中，检测到的最大微孔直径为48.7 μm（图5a）。定量分析表明，直径小于10 μm的微孔占总孔隙数量的93%（图5b–d）[49]。微孔表现出明显的层间偏聚趋势，高孔隙密度主要集中在特定的层间区域，这与WAAM工艺的逐层沉积特性密切相关。作为优先裂纹起始位置，这些孔洞倾向于分布在层间界面处，从而促进层间裂纹的扩展，显著降低了组件的结构完整性 [43]。

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图5. (a) 计算机断层扫描（CT）特征结果，显示检测到的微孔的三维（3D）分布；(b–d) 微孔缺陷的定量统计分析 [49]。

热裂纹是降低机械性能的一个关键因素。在AZ31合金的WAAM焊接中，裂纹主要发生在最终凝固阶段的晶界（GB）处，这是由于溶质偏聚和低熔点共晶相在半固态范围内削弱了GB的凝聚力。凝固收缩和热应力共同导致GB处的残余液膜在拉伸作用下失效，引发裂纹。据报道，焊接速度对热裂纹有显著影响：较低的速度增加热量输入并促进裂纹形成，而较高的速度则细化微观结构，减少偏聚并抑制热裂纹 [71]。

为了解决WAAM制造组件中的孔隙问题，提出了多种缓解策略：外部超声冲击（UI）处理、层间锤击处理、整合层间摩擦搅拌处理（IFSP）和主动热管理。在Mg合金的WAAM过程中引入UI可以通过声学空化和流体流动来改变熔池动力学和凝固过程 [72,73]。它增强了热量和溶质的传输，提高了冷却速率，并降低了温度梯度，从而促进了成分过冷和异质形核 [74,75]。在AZ31合金中，施加UI后，粗大的柱状晶粒（约279 μm）细化为等轴晶粒（约147–138 μm），显著改善了成型方向（BD）的性能，YS、UTS和EL分别从约70 MPa提高到91 MPa、约163 MPa和从约6.6%提高到19.1% [76]。一致的研究发现，经过UI处理的WAAM制造的AZ31合金在沉积方向（DD）上的再结晶面积分数增加了69%，UTS从205 MPa提高到230 MPa，增长了12.2% [77]。总体而言，UI产生了一种精细、低缺陷的微观结构，提高了AM Mg合金的强度和韧性。

通过层间锤击处理制造了一种高性能的AZ31 Mg合金（图6a），与标准WAAM制造的合金相比，UTS增加了8.1%，YS增加了37%。层间锤击增加了位错密度，促进了部分再结晶，并减少了孔隙，从而改善了AZ31合金的机械性能 [78]。同样，整合IFSP可以细化晶粒并破碎粗大的共晶相，同时增强层间结合力，形成层状异质微观结构，从而提高了强度、韧性和微观结构的均匀性（图6b）[79]。

此外，通过主动热管理也可以有效细化WAAM制造的Mg合金的晶粒，其中外部温度控制用于调节凝固过程中的冷却速率。通过在基底周围和底部实施辅助冷却，提高了WAAM制造的WE43 Mg合金的机械性能（图7a）[80]。这种热干预使UTS提高了约12%，YS提高了6%，EL提高了72%。强度的提高主要归因于晶粒的细化和更细的β?相沉淀物的形成，而韧性的增加则源于硬而脆的共晶相体积分数的减少 [81]。在另一项研究中，基底底部应用了液氮冷却，AZ31的性能显著提升：UTS、YS和EL分别提高了58%、50%和174%（图7b）。这种显著提升归因于更高的形核率，这得益于纳米级沉淀物的更高密度，它们作为有效的异质形核位点，促进了进一步的晶粒细化和机械强化 [82]。

图7. (a) 采用旁路水管冷却（80）和（b）液氮冷却（82）的WAAM工艺示意图 [80]。

通过利用电弧振荡也可以实现Mg合金的晶粒细化，这是CMT-WAAM工艺的独特特性。电弧振荡被证明可以通过增强熔池动力学有效细化AZ31的微观结构 [83]。振荡CMT电弧引起的电磁搅拌和马兰戈尼对流破坏了柱状晶粒的方向性生长，而振荡电弧引起的增强流体流动促进了快速凝固，并有利于形成细小的等轴晶粒。在此基础上，通过在WAAM制造AZ31的过程中在IDT期间均匀沉积8 wt.%的SiC颗粒（SiCps）（图8a），实现了原位粒子辅助形核 [84]。由于SiCps与α-Mg基体的晶格失配度（约为4%）较低，它们作为有效的异质形核位点，促进了外延生长，具有低能量取向关系，如（0001）Mg//(111）SiC [85]。这种策略使平均晶粒尺寸从约102 μm减小到19 μm（图8b）。电弧振荡和SiCps辅助形核的联合效应显著提高了机械性能。WAAM制造的AZ31组件的UTS为265 MPa，EL约为20%。与基线样品相比，沿BD和DD方向的YS分别增加了约24%和38%，UTS分别增加了约51%和33%，EL分别增加了100%和163%。

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图8. (a) 结合电弧振荡和SiC颗粒强化的WAAM系统示意图；(b) 带有晶粒尺寸分布的逆极图 [84]。

4.2. 热处理

如上所述，WAAM制造的Mg合金组件不可避免地存在微孔和微观结构不均匀的问题。为了提高其服役性能并减少潜在的经济损失，实施成本效益高的策略至关重要。这些策略大致分为两类：沉积过程中工艺参数的现场优化和沉积后的处理 [[86], [87]]。鉴于增材制造的近净形特性，对于Mg合金（特别是Mg-RE（稀土）系统），后处理技术通常更倾向于热处理而不是热等静压（HIP），因为后者在成本和适用性方面存在限制。

值得注意的是，尽管WAAM工艺的凝固速率明显高于传统铸造工艺，但仍未实现单相过饱和固溶体的形成，沿GB的明显溶质偏聚和硬而脆的共晶相仍然存在。众所周知，GB偏聚和脆性共晶相对Mg合金的机械性能有害 [88]。因此，固溶处理（T4）促进了GB偏聚和脆性共晶相重新溶解到α-Mg基体中，降低了GB应力集中。随后的低温时效（T6）使得纳米级沉淀物均匀分布，从而实现了有效的沉淀强化。

如表3所总结的，与铸造件相比，WAAM制造的Mg-RE合金需要较低的固溶温度和时间，这归因于沉积过程中的部分现场均匀化 [90,91]。WAAM制造的低合金镁（Mg）-稀土（RE）合金在AD微观结构中表现出显著减少的共晶相和晶界RE偏聚区域[44,49,[92], [93], [94], [95]]。值得一提的是，GW63K合金对温度非常敏感，在500°C下保持1小时（T4处理）时会发生异常的晶粒生长，这与在相似溶解条件下的传统铸造Mg-RE合金明显不同[11,96]。在峰值时效后，会形成高密度的棱柱状β′沉淀物，从而导致显著的沉淀强化，使YS从AD状态的大约140 MPa增加到T6处理后的大约250 MPa[96]。在特定的变形条件下，位错与纳米沉淀物之间的相互作用可以激活额外的塑性机制，包括Orowan循环、粒子剪切和界面位错形核，这些机制共同促进了动态应变硬化并提高了宏观延展性。

表3. 不同工艺下镁合金的热处理参数。

| 合金 | 化学成分（重量%） | 工艺 | 热处理参数 |
|--------------|-------------------|----------------------------|---------------------------------------|
| AZ80M | Mg-7.6Al-0.3Zn-0.2Mn-0.2Y-0.1Ca | GTAW | 410°C × 1.5 h, 180°C × 25 h |
| GWZ42 | Mg-4.26Gd-2.06Y-1.18Zn-0.36Zr | | - |
| | 530°C × 12 h + 200°C × 96 h | |
| GW63K | Mg-5.9Gd-2.8Y-0.7Zr | CMT | 400°C × 1 h + 200°C × 72 h |
| GW63K | Mg-6Gd-3Y-0.5Zr | UFP-GTAW | 450°C × 1 h + 200°C × 48 h |
| GWZ631K | Mg-6Gd-3Y-0.5Zn-0.5Zr | UFP-GTAW | 500°C × 1 h + 200°C × 24 h |
| GWZ94 | Mg-8.91Gd-3.96Y-0.97Zn-0.36Zr | CMT | 520°C × 1 h + 200°C × 128 h |
| GWZ10 | Mg-10.32Gd-2.64Y-0.50Zn-0.35Zr | UFP-GTAW | 500°C × 12 h + 200°C × 24 h |
| GW63K | Mg-6Gd-3Y-0.5Zr | CMT | 480°C × 0.5 h + 175/200/225°C × 270 / 80 / 30 h |
| GW63K | Mg-6Gd-3Y-0.5Zr | GTAW | 500°C × 8 h + 200°C × 80 h |

5. WAAM制造的镁合金的微观结构和综合性能
5.1. 非平衡凝固下的微观结构
WAAM工艺特有的高能量密度和快速冷却使镁合金熔池经历非平衡凝固。这种条件产生的微观结构与传统的铸造或锻造工艺产生的结构有很大不同。在这些非平衡条件下的快速冷却速率抑制了晶粒生长，促进了显著的晶粒细化[99,100]。最终的晶粒形态（无论是等轴的、柱状的还是混合状的）高度依赖于具体的加工参数和合金成分[101,102]。此外，WAAM的层叠制造方式产生了独特的层状微观结构，这已经得到了广泛研究[44,96,103]。这种结构主要由两个区域组成：层间的再熔区，其特征是细小的晶粒尺寸；以及层内的非再熔区，其特征是较大的晶粒尺寸。非再熔区可以进一步分为热影响区和熔池中心。此外，由于镁合金的热稳定性相对较低，工艺本身的热量输入类似于原位热处理，进而影响了晶粒尺寸和沉淀物的形成。非平衡凝固的镁合金通常会形成多种次要相。以下部分将分析WAAM制造的镁合金的微观结构，重点讨论Mg-Al系列和Mg-RE系列。

5.1.1. 基于Mg-Al的合金
在基于镁的合金中，Mg-Al系列是锻造和铸造应用中最重要的工业类别。这些合金具有优良的加工性能和高加工效率，从而降低了成本并提高了生产力[104],[105],[106]。根据Mg-Al平衡相图，主要的金属间化合物（Mg17Al12相）在约437°C时沉淀[107,108]。锰（Mn）通过形成稳定的金属间化合物来捕获可溶铁，从而提高了合金对铁杂质的耐受性并改善了其耐腐蚀性[109]。因此，商业Mg-Al合金通常含有Mn，这会导致Al?Mn?相的形成[110],[111],[112]。此外，WAAM特有的快速过冷现象会在AZ31合金的Al8Mn5相内部产生多种微观结构。值得注意的是，Al?Mn?相也可以作为Mg??Al??相的形核位点[43]。这些相的存在有助于晶粒细化，从而提高了机械性能和/或耐腐蚀性[112]。
通过WAAM工艺制造的Mg-Al系列合金由于其较高的冷却速率，具有更细小的Mg17Al12相和更小的初生树枝晶臂间距。例如，AZ31的微观结构已经得到了广泛研究。先前的研究报告了其周期性的带状结构，其特征是层间区域为等轴晶粒，层内为柱状晶粒[76]。其他研究描述了组件顶层的微观结构，包括垂直排列的柱状晶粒、亚稳态柱状晶粒和等轴晶粒[113]。最顶层出现等轴晶粒是由于从柱状到等轴的转变[114,115]。树枝晶臂以大约60°的角度定向，对应于AZ31中优先的生长方向<10–10>。垂直和方向改变的柱状晶粒是由于在先前沉积层上的外延生长所致。

5.1.2. 基于Mg-RE的合金
通过WAAM工艺制造的Mg-RE合金表现出优异的机械性能，包括高强度、韧性和抗蠕变性，使其在航空航天、军事和汽车应用中具有潜力[44,49,50,80,93,96,[116],[117],[118],[119]。这些性能主要源于晶粒细化和高密度纳米沉淀物的作用，后者有效阻碍了位错运动[119],[120],[121]。AD Mg-RE合金的微观结构由等轴晶粒、共晶相和含有RE元素的过饱和α-Mg组成[44,49,50,95,118,122]。这种偏聚是由于RE元素在凝固过程中的优先分配引起的，如图9中的分配系数（k值）所示[49]。当RE含量超过固溶度极限时，会在晶界和基体内部形成Mg??(Gd, Y)?、Mg??Nd?和Mg?Nd等次要相，进一步细化晶粒并提高强度。此外，由于Zr在熔融镁中的固溶度<0.5 wt.%，未溶解的Zr颗粒会残留在凝固后的微观结构中。这些颗粒可以作为α-Mg的有效形核位点，从而优化微观结构[123,124]。此外，在后续时效处理过程中，α-Mg基体内还会形成大量含RE的纳米沉淀物，显著提高了强度。

图9. GW63K合金的热力学计算：(a) 合金元素的分配系数；(b) α-Mg固溶体中的溶质分数与固相分数[49]。

5.2. 机械性能分析
由于其优异的成形性和操作安全性，WAAM在制造大型部件方面引起了广泛的研究兴趣。通常，WAAM制造的镁合金可以实现强度和延展性的卓越结合[44,61,76,79,82]。表4总结了Mg-Al合金和Mg-RE合金的机械性能，在某些合金中可以看出沿BD和DD的方向存在明显的各向异性。这种现象在AZ31合金中尤为明显。沿DD方向的UTS、YS和EL分别为约220 MPa、约110 MPa和约20%，而在BD方向则分别降至约190 MPa、约95 MPa和约13%，并且应变硬化范围较短。断裂分析表明，BD断裂表面的孔隙作为优先的裂纹起始位点，导致延展性和应变硬化能力降低[125]。其他研究表明，机械异质性主要源于层间晶粒结构的变化和积累的微孔[59,126]。WAAM制造的Mg-RE合金在AD方向上主要表现为UTS和EL的差异，这是由于热循环导致的第二相分布不均匀，缩短了应变硬化范围。在GWZ1031K中，沿DD方向的性能（UTS 271 MPa，YS 154 MPa，EL 8.7%）优于BD方向（UTS 247 MPa，YS 150 MPa，EL 3.3%），这归因于BD方向第二相含量的增加，导致过早开裂并降低了塑性[50]。

表4. 通过WAAM制造的Mg-Al、Mg-RE合金及其应用外部场的机械性能总结。

类型 | 合金或工艺 | 状态 | UTS (MPa) | YS (MPa) | EL (%) | 方向 |
|------------|---------------------------------|-------------|-------------|-------------|------------|
| Mg-Al系列 | AZ31/CMTAD | 210 | 125 | 17.2 | BD | |
| | 225 | 85 | 28.3 | | |
| | AZ31/CMTAD | 210 | 131 | 10.5 | BD | |
| | 151 | 17.5 | | |
| | AZ31/CMTAD | 217 | 113 | 20 | BD | |
| | 224 | 119 | 23 | BD | |
| | AZ31/GTAW | 190 | 94 | 13.8 | BD | |
| | 222 | 109 | 20.2 | BD | |
| | AZ31/UFP-GTAW | 203 | 20.1 | BD | |
| | 211 | –20.2 | BD | |
| | AZ61/CMTAD | 256 | 99 | 15.3 | BD | |
| | 264 | 104 | 15.4 | BD | |
| | AZ61/GTAW | 260 | 105 | 16.0 | BD | |
| | AZ61/CMTAD | 275 | –16.8 | BD | |
| | AZ80/GTAW | 237 | 151 | 19 | BD | |
| | 258 | 159 | 12.0 | BD | |
| | GWZ42 | 1K/CMTAD | 224 | 121 | 11.4 | BD | |
| | 224 | 123 | 12.7 | BD | |
| | T42 | 291 | 114 | 16.0 | BD | |
| | T62 | 85 | 157 | 16.2 | BD | |
| | GW63K-GTAW | 237 | 151 | 18.9 | BD | |
| | 232 | 150 | 8.3 | BD | |
| | T63 | 257 | 153 | 17.9 | BD | |
| | GW63K-CMTAD | 258 | 159 | 12.0 | BD | |
| | 93 | 263 | 162 | 12.2 | BD | |
| | T42 | 257 | 153 | 17.9 | BD | |
| | GW63 | 232 | 150 | 227 | BD | |
| | T63 | 201 | 199 | 6.7 | BD | |
| | GWZ84 | 1K/CMTAD | 243 | 167 | 5.2 | BD | |
| | [133]T4 | 220 | 132 | 5.9 | BD | |
| | T42 | 260 | 154 | 15.5 | BD | |
| | T62 | 258 | 231 | 11.1 | BD | |
| | GWZ93 | 2K/CMTAD | 243 | 196 | 157 | BD | |

图10总结了代表性的机械数据，显示AM镁合金通常优于铸造合金。具体来说，激光AM合金由于具有超细晶粒而表现出高强度，而WAAM制造的镁合金在实现高强度和延展性的良好结合方面具有更大的潜力。Mg-RE合金在热处理前后的机械性能有显著变化，其强度和延展性强烈依赖于RE元素的含量。含有高含量RE元素的镁合金的强度远高于Mg-Al合金。

5.3. 强化机制
高强度是镁合金的关键机械性能，直接决定了它们在实际应用中的性能。研究其背后的强化机制对于理解其在应力下的变形和断裂行为至关重要[142]。这种理解为优化合金成分、热处理和微观结构提供了基本指导，以实现强度和韧性的最佳组合，从而大幅拓宽了它们的应用潜力。WAAM制造的镁合金的高强度主要源于以下四种强化机制：

5.3.1. 晶粒细化强化
通过WAAM工艺制造的镁合金由于快速凝固而通常具有细化的晶粒结构。晶粒细化对机械强度的贡献通常使用经典的Hall-Petch关系进行评估，该关系表明晶粒尺寸的减小与YS和UTS的相应增加相关[143],[144]。与传统制造方法相比，WAAM制造的镁合金经历了更高的凝固和冷却速率[145,146]，这促进了快速形核并抑制了晶粒生长，从而显著细化了晶粒。值得注意的是，传统铸造的AZ31通常具有约100 μm的粗等轴晶粒[147]，而WAAM制造的AZ31则具有20–50 μm的细晶粒[83,125,128,148]。在Mg-RE合金中，晶粒细化更为明显：WAAM制造的Mg-4Y-3Nd-1.5Al合金表现出平均尺寸约为15 μm的细等轴晶粒，相应的晶粒细化强化贡献约为63 MPa[149]。同样，AD GW63K和GWZ631K合金的晶粒细化强度增量分别为约58 MPa和约64 MPa，平均晶粒尺寸分别为17.8 μm和15.6 μm[96]。这些结果证实了晶粒细化强化在WAAM制造的镁合金整体强化中的关键作用[11,82]。

5.3.2. 固溶强化
固溶强化受溶质原子含量和溶质与基体原子之间的原子尺寸不匹配的影响，其中较大的不匹配会诱导更强的晶格畸变和增强位错运动的抵抗能力[150]。WAAM工艺特有的高冷却速率导致非平衡凝固，从而有效地提高了基体中的溶质浓度[56,151]。此外，循环热处理促进了溶质的重新分布和微观结构的均匀化，从而在部件尺度上实现了更均匀和稳定的固溶强化效果。这种微观结构演变也解释了相对较低的T4温度和较短的保持时间[152]。
对于WAAM制造的GW102K合金，在AD状态下Gd和Y的原子分数分别为0.46 at.%和0.18 at.%，经过T4处理后分别增加到1.48 at.%和0.57 at.%。因此，固假设直径均匀的球形相以三角形阵列分布（dt），Orowan机制可以用以下数学公式描述 [119,160]：Δσ=Gb2πK(Lp?dt)ln(Lp?dt^2/b)，其中 Lp 表示相邻沉淀粒子之间的平均中心距离，该距离由相的排列和体积分数决定。b 代表 Mg 中滑移位错的 Burgers 向量的大小。G 是基体的剪切模量，v 是基体的泊松比。K 是与 v 相关的参数，可以表示为 [119,160]：1/K=1/(11?v+1)。下载：下载高分辨率图像（884KB）下载：下载全尺寸图像。图 11. (a–c) GW42K 和 GW102K 合金的微观结构 [159]，以及 (d–f) 沿 [0001] 方向轴的 GWZ1031K 合金，在 T6 处理后沿不同方向轴获得的相应衍射图案 [50]。然而，上述方程仅是粗略的指示，因为沉淀相并不完全是球形的。沉淀相的体积分数和实际分布显著影响增强效果，使得获得精确估计变得具有挑战性 [50,96,119]。5.3.4. LPSO 相强化 LPSO 相的强化机制主要通过几种途径实现。首先，它有效地固定位错并阻碍其滑移 [161,162]。其次，LPSO 相与 Mg 基体之间的晶格失配增加了位错运动的阻力。在经过 T6 处理的 WAAM 制备的 GWZ421K 合金中，其屈服强度（YS）达到了 157 MPa，抗拉强度（UTS）为 288 MPa，延伸率（EL）为 17.1% [44]。定量分析表明 LPSO 相对屈服强度的贡献为 24.7 MPa。优异的延展性归因于 LPSO 相内广泛的弯曲带形成，这些弯曲带能够吸收塑性应变并抑制裂纹的产生。LPSO 相通过限制位错运动同时允许通过弯曲带介导的塑性，建立了最佳的强度-延展性平衡。可以使用以下方程来评估 LPSO 的相对强度 [163]：σLPSO=σm/S·VLPSO^2，其中 σm 是 α-Mg 基体在屈服时承受的应力，S 是 LPSO 相的纵横比，VLPSO 是 LPSO 相的体积分数。LPSO 相的形态和体积分数对于改善材料的机械性能至关重要 [164]。然而，LPSO 相具有双重作用：虽然 Zn 促进的 LPSO 形成可以抑制晶粒生长，但它消耗了稀土元素（RE），减少了 β′ 相的沉淀，从而削弱了沉淀强化作用。因此，以 β′ 相为主的合金（GW63K，约 252 MPa）的屈服强度高于含有 LPSO 的合金（GWZ631K，约 186 MPa）[96]。5.4. 腐蚀性能分析到目前为止，关于通过 WAAM 制备的 Mg 合金成分的研究主要集中在它们的微观结构和机械性能上。然而，尽管这些成分在应用中具有关键重要性，但它们的腐蚀行为仍然相对较少被研究。Mg 的高反应性和低标准电极电位使其天生容易腐蚀，这对它的合金构成了重大挑战 [[165], [166], [167], [168], [169]]。诸如晶粒尺寸和金属间化合物等因素显著影响耐腐蚀性 [125,170,171]。由于 Mg 的标准电极电位非常低，当存在电化学上更贵贵的第二相或微观结构不均匀性时，其合金容易发生微电池腐蚀。先前的研究表明，铸造 AZ31 的耐腐蚀性优于 WAAM 制备的 AZ31，这主要是由于 WAAM 合金中 α-Mg 和 Al?Mn? 相之间的电位差加剧了微电池腐蚀，如图 12a, b 所示 [172]。同样，WAAM 制备的 GWZ1042K 在 3.5 wt.% NaCl 溶液中的腐蚀速率远高于铸造合金。这是由于熔池边界处的第二相含量较高，导致严重的局部微电池腐蚀 [173]。相比之下，在挤压的 Mg-6Gd-2Y-0.5Nd-0.2Zr 合金中，第二相含量仅为 0.19%，从而导致腐蚀速率约为 0.85 mm·y^-1 [174]。在基于激光的 AM 过程中也观察到了类似的腐蚀特征。激光粉末床熔合制备的 GZ112K 合金的腐蚀速率远高于铸造合金，这主要是由于沿晶界（GB）形成的高密度 (Mg,Zn)?Gd 相加剧了微电池腐蚀 [175]。这些结果表明，精确控制第二相含量和微观结构特征可以有效地提高 Mg 合金的耐腐蚀性。下载：下载高分辨率图像（809KB）下载：下载全尺寸图像。图 12. (a) 铸造 AZ31 和 (b) WAAM AZ31 的扫描凯尔文探针力显微镜测试结果 [172]。表 5 总结了不同工艺制备的 Mg 合金的耐腐蚀性能。总体而言，AM-Mg 合金的耐腐蚀性低于铸造合金。通过开发新的成分和优化工艺参数来修改微观结构对于提高 WAAM 制备的 Mg 合金的耐腐蚀性至关重要。表 5. 不同工艺制备的 Mg 合金的耐腐蚀性能总结。合金工艺腐蚀介质腐蚀性能（mm·y^-1）参考文献AZ31 WAAM 3.5 wt.% NaCl 3.43（根据电化学结果计算）[125]AZ31 铸造 0.5 M (≈2.92 wt.%) NaCl 0.7[172]AZ31 WAAM 0.5 M (≈2.92 wt.%) NaCl 3.26[172]Mg-6Gd-2Y-0.5Nd-0.2Zr 挤压 5 wt% NaCl 溶液饱和 Mg(OH)2 ～0.85[174]GZ112K 铸造 3.5 wt.% NaCl 1.63[175]GZ112K LPBF 3.5 wt.% NaCl 26.12[175]AZ61 SLM 模拟体液 (SBF) 1.55[176]AZ91 DSlM Hanks 溶液 2.43[177]AZ61 粉末冶金 SBF 3.5[178]WE43 SLM 0.1 M (≈0.58 wt.%) NaCl 5–7.2[179]WE43 铸造 0.1 M (≈0.58 wt.%) NaCl 0.8–1.2[179]AZ31 WAAM 3.5 wt.% NaCl 14.94（根据电化学结果计算）[180]AZ31 WAAM 3.5 wt.% NaCl 0.815（根据电化学结果计算）[181]6. WAAM 制备的 Mg 合金的挑战与前景6.1. 挑战(1) 氧化和腐蚀敏感性 Mg 在高温下对氧气有很强的亲和力，导致在 WAAM 过程中表面迅速氧化。此外，电线的氧化可能在 WAAM 制备的组件中引入孔隙等缺陷，这不仅会降低表面质量，还会影响层与层之间的结合，从而影响机械完整性。此外，腐蚀是 WAAM Mg 合金的主要挑战，因为微观结构的不均匀性和熔池边界处的不连续第二相会加剧局部微电池腐蚀，降低其抗腐蚀性。(2) 电线原料的限制 WAAM Mg 合金的挑战主要源于电线原料，特别是难以生产具有可控直径和定制成分的 Mg 合金电线。电线制造的复杂性和成本限制了其可用性，从而限制了工艺的稳定性、微观结构控制和性能的一致性。(3) 微观结构控制 WAAM 通常会在不添加稀土元素的情况下产生粗糙的柱状晶粒和沿晶界的强取向。这些特征对机械性能产生负面影响，并导致最终组件的明显各向异性。此外，由于严重的热梯度、循环重热以及内在的热裂纹敏感性、晶界脆性相和强的结构约束，大规模 WAAM 制备的 Mg 合金仍存在裂纹问题。6.2. 前景尽管 WAAM 制备的 Mg 合金组件在航空航天和汽车行业中的轻量化应用具有巨大潜力，但仍需要持续的努力和更多投入。(1) 高性能合金的开发从合金设计的角度来看，未来的工作应开发特定于 WAAM 的 Mg 合金，其中非平衡凝固和循环热暴露驱动溶质过饱和和动态相变，尤其是在 Mg-RE 系统中。理解成分、工艺参数和微观结构之间的关系对于控制金属间相、减少缺陷以及提高机械性能和耐腐蚀性至关重要。(2) 开发专用的 WAAM 焊接电线为了实现高强度 Mg 合金的应用，应开发专用焊接电线，以满足航空航天等领域的严格性能要求，确保高质量的高效 WAAM 加工。因此，未来的研究必须配合开发具有高抗氧化性和表面稳定性的 Mg 合金电线的专门工作。(3) 工艺优化优化 WAAM 工艺参数对于提高 Mg 合金组件的微观结构完整性和机械性能至关重要。将 WAAM 与减材加工或基于激光的增材工艺相结合，可以实现更好的尺寸精度和表面质量，从而扩大 WAAM 制备的 Mg 零件的应用范围。CRediT 作者贡献声明 Mou Liming：撰写 – 审稿与编辑，撰写 – 初稿。Chen Hanxiao：撰写 – 审稿与编辑，撰写 – 初稿。Li Chuang：撰写 – 初稿，验证。Liang Jianguo：撰写 – 初稿。Xie Huibo：撰写 – 初稿。Guan Kai：撰写 – 审稿与编辑，监督，资金获取。