通过调节热输入，在CMT+P定向能量沉积技术制备的Mg-Al合金中实现强度与塑性的协同效应

《Journal of Materials Research and Technology》：Achieving strength-ductility synergy in Mg-Al alloy fabricated by CMT+P directed energy deposition through heat input regulation

　　张琪飞|李中华|何公|张润坤|刘斌|张鹏飞|白培康|冯新宇
中国北方大学机械工程学院，太原030051

**摘要**
镁合金因其低密度、高比强度和良好的导热性而被广泛应用于航空航天、生物医学和交通运输领域。电弧定向能量沉积（WA-DED）技术具有高沉积效率和低成本，是一种制造大型高强度镁铝合金零件的有前景的方法。在本研究中，采用了冷金属转移加脉冲（CMT+P）工艺，在五种不同的热输入条件（160、205、240、342和410 J/mm）下制备了AZ31镁合金薄壁零件，分别标记为S1-S5。通过数值模拟与多种表征方法相结合，系统地分析了这种合金的微观结构和性能。侧壁微观结构由等轴晶粒组成，呈阶梯状分布，在任何热输入条件下均未观察到明显的晶体织构。在该工艺范围内，随着热输入的增加，晶粒尺寸先增大后减小，而孔隙率则呈现相反的趋势。通过调整沉积热输入，S4薄壁零件表现出优异的强度和延展性。本研究阐明了热输入通过调节微观结构来影响力学性能的机制，为AZ31镁合金的WA-DED工艺优化提供了理论基础。

**1. 引言**
随着全球对轻量化、节能和环保材料需求的增加，六方密排（HCP）镁合金在汽车、航空航天和轨道交通等行业获得了广泛应用，这得益于其高比强度、強电磁屏蔽能力和良好的减振性能[1]。目前，大多数镁合金仍采用传统的铸造方法制造。然而，最终产品常常存在强度不足、可能发生微观偏析以及凝固晶粒形状粗糙的问题[2]。随着结构变得越来越复杂，性能要求不断提高，传统的铸造方法已难以满足需求[3][4]。因此，探索先进的制造技术对于改善力学性能和生产具有复杂几何形状的大规模镁合金部件至关重要。增材制造（AM）技术利用高能热源逐层制造零件，克服了传统制造的局限性，为制造复杂结构部件提供了新的方法[5][6][7]。选择性激光熔化（SLM）[8]、电子束熔化（EBM）[9]、增材摩擦搅拌沉积（AFSD）[10][11]和电弧定向能量沉积（WA-DED）（也称为电弧增材制造，WAAM）是当前主要的镁合金增材制造技术[12]。与其他技术相比，WAAM具有沉积效率高、尺寸限制少、制造成本低和能量利用率高等优点[13][14]。这种方法可以通过清除氧化层、降低孔隙率、减缓冷却速率以及清洁阴极来防止镁合金沉积过程中产生热裂纹[15]。随着航空航天领域对大型镁合金零件需求的持续增长，WAAM技术受到了广泛关注。冷金属转移加脉冲技术是WAAM中最先进的技术之一，能够更精确地控制液滴热行为和热输入，从而有效管理孔隙率。目前，WAAM已应用于钢[16]、钛合金[17]、铝合金[18]和镍基合金[19]的制造。由于镁合金焊丝种类有限，相关研究主要集中在AZ31[20][21]、AZ61[22]、AZ80M[23][24]和AZ91D系列[25][26]上。

近年来，关于WAAM技术在镁合金应用方面的研究十分活跃。Kim等人[27]在AZ31镁合金的WAAM过程中增加了额外氩气保护，并将其与传统保护方法进行了比较，结果表明全局保护条件下零件的尺寸精度提高、表面氧化减少且拉伸强度增强。Cheng等人[28]使用不同的振荡模式制备了AZ31镁合金薄壁零件，与非电弧振荡样品相比，电弧振荡样品的屈服强度从70 MPa上升到90 MPa，极限拉伸强度从196 MPa增加到233 MPa。Cao等人[29]采用新型超声波频率脉冲WAAM技术制备了AZ31镁合金样品，有助于降低孔隙率、细化晶粒并实现各向同性力学性能。Zhao等人[30]结合CMT-DED和电弧复合层间超声冲击处理技术，使AZ31镁合金的行进方向（TD）和建造方向（BD）拉伸强度分别提高了16.82%和14.46%，屈服强度和延伸率也有所提高。

总之，凝固速率和温度分布对WAAM镁合金样品的力学性能和微观结构有影响，而热输入与这两个因素密切相关，通过调整热输入可以实现对晶粒细化和力学性能的控制。Wang等人[21]使用CMT-WAAM技术制备了AZ31镁合金样品，并通过调整CMT参数研究了工艺、微观结构和力学性能。Zhang等人[31]研究了焊接速度对AZ31镁合金堆焊层微观结构的影响，当送丝速度为4 m/min时，结果表明焊接速度降低时β相会在晶界聚集形成带状结构，热影响区更容易出现液化裂纹。Guo等人[32]研究了不同脉冲频率对AZ31镁合金宏观形态、微观结构和力学性能的影响，结果表明脉冲频率的变化导致熔池振荡和冷却速率变化，进而影响晶粒尺寸、晶粒形状和拉伸性能。Yang等人[33]使用CMT工艺制备了AZ31镁合金薄壁零件，研究显示各层的微观结构从垂直柱状晶粒转变为等轴晶粒，顶层出现等轴晶粒，拉伸性能表现出明显的各向异性。Wang等人[34]使用O-TIG和PC-TIG焊接方法制备了EV33合金，并系统研究了焊接电流和脉冲电流频率对焊接强度的影响，结果表明焊接电流和脉冲电流的增加导致熔合区（FZ）晶粒尺寸增大，脉冲电流使用比O-TIG焊接更有利于晶粒细化，且焊接电流越大，FZ的微观组织不均匀性显著降低。

本研究采用了CMT+P工艺，结合了CMT的低热输入和无飞溅特性以及脉冲模式的高能量调节能力，通过精确控制沉积过程中的热输入，系统分析了热输入对WA-DED AZ31镁合金微观结构和力学性能的影响。本研究为镁合金增材制造的工艺优化和性能提升提供了重要的理论基础。

**2. 实验与方法**
2.1. 材料
实验中使用的材料包括基材和焊丝。基材为AZ31挤压板，焊丝为1.2 mm AZ31镁合金丝，其化学成分见表1。

表1. AZ31基材和焊丝的主要化学成分（重量%）
元素 | Al | Zn | Mn | Si | Fe | Cu | Ni | Mg
--- | --- | --- | --- | --- | --- | --- | ---
AZ31 | 2.5-3.5 | 0.6 | 0.2-1.4 | 0.2 | ≤0.08 | ≤0.01 | ≤0.01 | ≤0.01 | 平衡

2.2. 制造工艺
在WA-DED工艺中，AZ31镁合金基材的尺寸为300 × 300 × 10 mm。基材首先用角磨机进行表面研磨以去除氧化层，然后用酒精清洗以去除油脂和污染物。该系统包括WA-DED系统（包含焊接电源、送丝系统、循环水冷却系统和保护气体）和信号采集系统（如图1(a)所示）。

在沉积过程中，采用了针对镁合金的CMT单参数焊接过程专家库，即通过调整送丝速度来控制电流和电压。随着送丝速度的增加或减少，电流和电压的变化趋势相同。本研究中，采用同时调整送丝速度和行进速度的复合设计，在宽范围内的热输入下进行了实验研究。经过大量工艺测试，选择了11 m/min、12 m/min和13 m/min的送丝速度，制备了五个具有不同壁厚、成型稳定、无宏观缺陷且热输入差异显著的零件。该热输入范围有效覆盖了从成型极限到较高热输入的整个工艺窗口。

沉积过程中的电流和电压信号值通过电流-电压传感器和信号采集仪器获得。沉积过程中的热输入以线能量量化，计算方法基于参考文献[35]。

(1) 其中，表示行进速度，表示热效率（设为0.8[36]），表示收集的数据点数，分别表示沉积过程中的电流和电压瞬态值。图2(a)-(c)显示了送丝速度为11 m/min、12 m/min和13 m/min时的信号值。通过对沉积过程中的平均电流、电压和热输入值进行等效计算，沉积参数如图2(d)和表2所示。

表2. 薄壁零件WA-DED的实验设计
| 样品 | 送丝速度（m/min） | 行进速度（mm/s） | 电流范围（A） | 电弧电压（V） |
| S1 | 11 | 10 | 11 | 31 | 7.7 |
| S2 | 12 | 10 | 12 | 72 | 20.2 |
| S3 | 13 | 10 | 14 | 52 | 20.7 |
| S4 | 12 | 61 | 12 | 72 | 20.2 |
| S5 | 12 | 51 | 12 | 72 | 20.2 |

在本研究中，制备了50层薄壁零件，热输入分别为160 J/mm、206 J/mm、240 J/mm、342 J/mm和410 J/mm，分别标记为S1、S2、S3、S4和S5。在加工过程中，AZ31镁合金采用双向路径（正向和反向）沉积（如图1(d)所示），以减少因小波纹缺陷造成的材料浪费。焊丝长度保持为12 mm，使用纯度99.99%的氩气以20 L/min的恒定流量进行保护。

2.3. 微观结构和力学测试
图1(b)显示了微观结构和拉伸样品的位置。样品经过研磨和抛光后，用腐蚀溶液（1 ml硝酸、4 g草酸和100 ml蒸馏水）侵蚀表面2-20秒。使用扫描电子显微镜（SEM，ZEISS Sigma 300）研究样品的微观结构，并使用Image-Pro Plus软件分析析出相的大小。该样品还采用电子背散射衍射（EBSD）观察微观结构，扫描步长为1 μm，扫描电压为15 kV。然后使用AZtecCrystal软件分析数据。使用Rigaku Smart Lab X射线衍射仪进行X射线衍射（XRD）分析样品的相组成，选择Cu Kα射线，工作电压为40 kV，电流为40 mA，扫描速度为2°/min，步长为0.01°，扫描范围为10-90°。使用高分辨率透射电子显微镜（HRTEM，Tolas FX200，美国）检测金属样品不同区域的微观结构和元素分布，TEM样品通过线切割和离子减薄制备。显微硬度测试按照ISO 65071标准进行，测量点间隔为0.5 mm，加载压力为1 N，持续10秒。图1(c)显示了拉伸样品的尺寸。根据GB/T228-2002“金属材料室温拉伸试验方法”，拉伸样品的尺寸如下：总长度为64 mm，标距长度为30 mm。拉伸试验在TD和BD方向上进行，使用Instron 3382万能试验设备，应变率为1 mm/min。为了确保拉伸试验结果的准确性，每个组至少测试了三个样品。2.4. 孔隙率测试为了进一步分析AZ31镁合金薄壁零件的孔隙率并准确计算样品中孔隙的分布，使用扫描电子显微镜（SEM）沿每个样品的沉积方向从底部到顶部随机捕获了30张背散射电子（BSE）图像。然后利用Python脚本的图像处理技术自动识别并计算每张图像中的孔隙以及孔隙的总体百分比。图3显示了图像处理流程。下载：下载高分辨率图像（129KB）下载：下载全尺寸图像图3. 图像处理示意图。2.5. 有限元方法模拟为了获得不同热输入下AZ31镁合金WA-DED的热循环条件，使用了Simufact Welding软件来模拟增材制造过程的热过程，并采用生死元法进行模拟。根据实际的层数、层高和层宽建立了不同的有限元模型，如图4(a)所示，即S2零件的有限元模型。为了更好地捕捉沉积过程中的热性能，将沉积区域及其周围区域划分为密集的网格，远离沉积区域的网格相对较粗。有限元模型与实验模型一致。下载：下载高分辨率图像（362KB）下载：下载全尺寸图像图4. 用于模拟的模型和参数：(a) 有限元模型；(b) 热源模型；(c) 热物理参数。在有限元方法中，瞬态热传递由三维热传递方程控制，该方程由公式(2)表示[38]：(2)在公式中，表示坐标，表示比热容，表示密度，表示热导率，表示温度，表示热输入，表示时间。相变温度和热物理性能是使用JMatPro软件计算的。和分别表示金属的固态和液态的温度，分别为563°C和630°C。电弧热源由双椭球形热源模型描述，热源模型由公式(3)表示[39]：(3)其中，表示电压，表示电流，表示热源的移动速度，表示时间。模拟过程参数和实验过程参数相同，和表示双椭球形热源前后椭球的分布系数，和表示前后椭球在X方向上的长度，和表示椭球在Y和Z方向上的半长度。热源模型的尺寸参数如图4(b)所示。焊丝的热物理参数如图4(c)所示。不同热输入热源的参数见表3。表3. 热源模型参数。空白单元（毫米）（毫米）（毫米）（毫米）S1 73.5 4.5 2.5S2 7.4 3.7 5.5 2.6S3 8.2 4.1 5.7 2.7S4 7.4 3.7 6.5 3.2S5 7.4 3.7 6.5 3.4在有限元模拟中选择双椭球形热源模型需要验证。在对不同热输入的单次通过实验进行了热源验证，以确定模拟过程的有效性。将表2中列出的各种沉积过程参数应用于单次通过沉积实验，并将实际熔接 bead的截面形态与数值模拟结果进行比较以进行验证。图5左侧显示了实验获得的沉积层的截面视图（黑线表示熔合线），右侧显示了数值模拟获得的沉积层温度场的等高线图（红色区域表示熔池）。两者的比较表明，模拟的熔池形态与实验结果基本一致，从而准确验证了实验和模拟结果。下载：下载高分辨率图像（398KB）下载：下载全尺寸图像图5. 不同热输入下WA-DED镁合金的单次通过有限元模型验证：(a) 160 J/mm；(b) 205 J/mm；(c) 240 J/mm；(d) 342 J/mm；(e) 410 J/mm。3. 结果3.1. 数值模拟分析图6(a-d)显示了S2零件第一层、第二层、第25层和第45层的温度场模拟结果。当沉积层数较少时，沉积高度较低，热循环次数较少，基材的散热效果较好，温度场呈椭圆形。随着沉积高度的增加，基材的散热效果减弱，基材的散热方式变为沉积部分向空气环境的对流和辐射散热。温度场逐渐稳定，沉积层的宽度也变得稳定。在沉积过程中，电弧产生的热量始终从顶部传递到底部，并向相反方向扩散。随着沉积层数的增加，热源对前一层的影响范围增大，顶部区域对沉积层的影响大于中间区域。后续多次沉积产生的热量在材料中积累，从而降低了温度梯度。下载：下载高分辨率图像（254KB）下载：下载全尺寸图像图6. 有限元方法模拟的温度场结果：(a) 第1层；(b) 第2层；(c) 第25层；(d) 第45层。3.2. 宏观形貌图7显示了不同热输入下薄壁零件的宏观截面。根据公式(4)，净成形质量由最大宽度（图7(a)中的黄色框）和最小宽度（图7(a)中的黑色框）之差表示，即。图7(c)显示了不同热输入下薄壁零件的Δw值，其中S1、S2、S3、S4和S5的Δw值分别为约10.2毫米、7.9毫米、7.6毫米、7.4毫米和7.2毫米。结果表明，随着热输入的增加，净成形质量逐渐提高。图7. 不同热输入下五十层薄壁零件：(a) 宏观形貌；(b) 截面的最大和最小宽度；(c) 截面的宽度波动图。3.3. 微观结构特征3.3.1. 晶粒形态和晶体结构图8显示了不同热输入下样品的EBSD结果。在逐层往复沉积过程中，50层薄壁零件的单层沉积层根据晶粒特征沿垂直方向分为熔池中心（MPC）、熔池边界（MPB）和热影响区（HAZ），每个区域都呈现等轴晶粒。新沉积层对新层的重熔效应导致MPC中的晶粒细化，而持续的热输入导致前一层升温，促使HAZ中的晶粒粗化。晶粒尺寸统计显示，当热输入为160 J/mm时，HAZ、RZ和DZ中的晶粒尺寸分别为20.36 μm、14.25 μm和15.21 μm；当HI为205 J/mm时，分别为21.64 μm、15.32 μm和17.15 μm；当HI为240 J/mm时，分别为23.18 μm、16.42 μm和20.43 μm；当HI为342 J/mm时，分别为21.89 μm、14.47 μm和17.18 μm；当HI为410 J/mm时，分别为17.13 μm、18.54 μm和19.44 μm。总体而言，晶粒尺寸遵循以下趋势：HAZ > MPC > MPB。HAZ中的晶粒最大，主要是由于重熔以及来自沉积层的后续热传导导致晶界迁移，多次热循环的累积效应为晶粒生长提供了足够的时间和能量[40]。相比之下，MPB的平均晶粒尺寸最小，这主要与其独特的热力学、凝固机制和微观结构演变有关[41]。一方面，高速冷却显著抑制了晶粒生长所需的热激活过程。另一方面，MPB中的严重过冷促进了异质成核，显著增加了成核速率，在短时间内形成了大量晶核。MPC中的平均晶粒尺寸介于HAZ和MPB之间，这是由于极高的峰值温度和远低于MPB的冷却速率共同作用的结果。下载：下载高分辨率图像（3MB）下载：下载全尺寸图像图8. 不同热输入下YOZ截面的逆极图（IPF）和晶粒尺寸分布：(a) S1；(b) S2；(c) S3；(d) S4；(e) S5。热输入的变化对每个区域中晶粒尺寸的演变有显著影响。随着热输入的增加，晶粒尺寸先增加后减小。这是因为在低热输入条件下，熔池的冷却速率较快，晶粒在高温区停留的时间较短。晶界迁移和晶粒生长的驱动力被抑制，晶粒无法充分生长。随着热输入的增加，冷却速率减小，晶粒在高温区的停留时间延长，生长条件变得更加有利，晶粒尺寸逐渐增加。当热输入达到某个值时，过度的热输入导致熔池中的剧烈搅拌和对流，破坏了正在生长的晶粒，使其成为新的成核核心。这导致晶粒尺寸减小。随着热输入的继续增加，热量积累显著增加，熔池的冷却速率减慢，高温持续时间延长，晶粒细化效果逐渐被“由高温热量积累主导的晶粒粗化”所超越，导致晶粒尺寸进一步增大。图9显示了不同热输入下AZ31镁合金样品的极图（PF）。在(0001) PF中，S1、S2、S3、S4和S5样品的织构强度分别为2.09、2.34、2.72、2.12和2.33。S3样品的织构强度最高，这与其较大的晶粒尺寸有关。S1样品的织构强度最低，因为S1样品的沉积过程冷却速率最快，熔池存在时间较短。晶粒没有足够的时间沿特定方向完全生长，因此形成了相对随机的晶体取向，从而导致整体织构强度较低。热输入直接决定了AZ31镁合金增材制造过程中的晶粒生长行为和织构演变。然而，整体织构强度相对较弱，这可能是因为细小的等轴晶体结构是降低织构强度的关键因素。一些研究也支持这一观点[42]。下载：下载高分辨率图像（2MB）下载：下载全尺寸图像图9. 不同热输入下样品的极图强度：(a) S1；(b) S2；(c) S3；(d) S4；(e) S5。CMT+P工艺模式可以熔化AZ31镁合金中的 dendrites，导致 dendrites 破裂和晶粒细化。图10显示了不同热输入条件下AZ31镁合金的YOZ平面滑移Schmid因子和晶界分布。从图中的颜色代码可以看出，红色粒子表示Schmid因子较大，该区域的组织更容易滑移。蓝色粒子表示Schmid因子较小，该区域的组织难以滑移。根据Gussev等人的研究[43]，Schmid因子值低于0.35的硬取向晶粒难以滑移，而Schmid因子值高于0.4的软取向晶粒容易滑移。Somekawa等人[44]报告称，角度较小的晶界（LAGB）小于15°对位错的影响很小，而角度较大的晶界（HAGB）大于15°会提高成形变形能力。从图中可以看出，五个样本的平均Schmid因子分别为0.314、0.318、0.324、0.332和0.317，HAGB值分别为91.3%、94.7%、95.4%、96.2%和93.6%。随着热输入的增加，HAGB值先减少后增加，这表明S4样本的裂纹缺陷较少，并且具有较好的抗拉强度和伸长率。下载：下载高分辨率图片（2MB）下载：下载全尺寸图片

图10. 不同热输入下WA-DED AZ31镁合金样本的Schmid因子和晶界分布：(a) S1；(b) S2；(c) S3；(d) S4；(e) S5

3.3.2. 沉析相分析
在25至30层范围内的AZ31镁合金薄壁部分使用XRD进行扫描，以确定样本的组织成分。如图11所示，不同样本中的主要成分是α-Mg相，未检测到明显的沉析相。这是因为β-Mg17Al12相和η-Al8Mn5相的体积分数相对较小，因此相应的相峰未被检测到。随着热输入的增加，中间区域(1011)晶面的衍射角首先向右移动，然后向左移动。晶面间距的值随着衍射角2θ的增加而减小，晶面之间的原子结合能力随着衍射角的增加而增强。下载：下载高分辨率图片（201KB）下载：下载全尺寸图片

图11. 不同热输入下薄壁部分的XRD图谱

图12显示了不同热输入条件下沉析相的形态特征。从图中可以看出，当热输入较低时，合金的冷却速度较快，沉析相的形成和分布难以完全控制，导致沉析相尺寸较小且分布不均匀。随着热输入的增加，沉析相的尺寸逐渐增大，并且在显微结构中均匀分布。当热输入超过某个值时，沉析相颗粒变大。这是因为熔池的冷却速度较慢，沉析相在高温状态下停留时间较长而生长。对不同热输入下中间区域沉析相的尺寸进行了统计分析，结果分别为1.04 μm、1.21 μm、1.77 μm、1.18 μm和1.32 μm。下载：下载高分辨率图片（1MB）下载：下载全尺寸图片

图12. 不同热输入下薄壁部分的SEM图像：(a1-c1) S1；(a2-c2) S2；(a3-c3) S3；(a4-c4) S4；(a5-c5) S5

为了清楚地分析沉析相的类型和形态，使用TEM进一步表征了S2样本的显微结构。根据图13和表4中的TEM-EDS结果，图13(a-b)中的微米级片状和纳米级颗粒状沉析相是β-Mg17(Al, Zn)12。然而，铸态镁合金的沉析相主要由β-Mg17Al12相组成。这是因为β-Mg17Al12中的一些Zn原子替换了Al原子。β-Mg17Al12中Zn含量高的原因是部分Zn原子作为替代原子存在于Al中，形成了沉析相β-Mg17(Al, Zn)12[33]。从图13(b)可以看出，颗粒状沉析相富含Al和Mn元素，而Mg元素较少。Mg-Al富集区被Al-Mn富集区包围。Pan等人[45]计算出η-Al8Mn5与β-Mg17(Al, Zn)12之间的晶格失配仅为1.21%，表明η-Al8Mn5可以为β-Mg17(Al, Zn)12提供有效的异质成核核心。β-Mg17(Al, Zn)12的出现通常伴随着η-Al8Mn5。从图13(e-f)的结果还可以观察到，Al8Mn5沉析相除了呈颗粒状外，还呈现长条状、立方体和椭圆形。总之，在AZ31镁合金薄壁部分的形成过程中，片状沉析相是β-Mg17(Al, Zn)12相，片状和颗粒状复合沉析相是η-Al8Mn5 + β-Mg17(Al, Zn)12复合相，而较大的圆形、长条状和立方体相是η-Al8Mn5相。Li等人[46]的研究还表明，在WA-DED制造的AZ31镁合金部件中，β-Mg17(Al, Zn)12相主要以亚微米或纳米级片状和板状分布在α-Mg晶粒内或晶界处，通常伴随着η-Al8Mn5颗粒。这种高度分散的细小第二相可以通过钉扎位错运动来产生显著的沉淀强化效应，从而有效提高合金的屈服强度和抗拉强度。然而，尽管脆性β相的网状分布可以阻碍位错滑移和晶界迁移并增强强度，但它严重削弱了基体的连续性，成为变形过程中裂纹萌生和扩展的通道，导致合金的塑性显著降低。下载：下载高分辨率图片（3MB）下载：下载全尺寸图片

图13. AZ31镁合金不同形状沉析相的EDS分析结果

表4. 选定区域的TEM-EDS元素含量值
元素 (At%) 12 34 56 78 9 12 34 56 78 9 12 34 56 78 9 12 34 56 78 9 12 34 56 78 9 12
Mg 54.14 55.29 68.56 44.39 67.58 64.43 33.52 36.88 21.35 28.23 32.77 26.21 34.98 28.96 37.77 36.31 48.12
Al 28.23 32.77 26.21 34.98 28.96 21.98 37.77 36.31 48.12 11.42 7.36 1.21 20.54 0.11 13.24 28.63 26.75 30.49
Zn 6.21 4.58 3.62 20.09 3.35 0.35 0.08 0.06 0.04 3.3 3.3

3.3. 样品中的孔隙率
如图14所示，使用纵向截面的BSE图计算不同热输入下的孔隙率，即图中空隙面积与总面积的比率。然后对每个BSE图的孔隙尺寸进行了统计分析。结果表明，S4样本的平均孔隙最小，为5.37 μm；而在S3样本中，大于9 μm的孔隙比例较高，平均孔隙最大，为7.23 μm（如图14(a2-e2)所示）。随后对孔隙率进行了统计分析，如图14(f)所示，S1、S2、S3、S4和S5样本的孔隙率分别为0.1142%、0.1097%、0.0985%、0.0818%和0.1435%。孔隙率呈现出先减少后增加的趋势。这是因为当热输入较低时，容易产生熔合不完全的缺陷。同时，熔池温度较低，液态金属的流动性较差，气体（如氢气）在金属中的溶解度降低，原本溶解在金属中的气体容易析出形成气泡，从而导致缺陷增加。当热输入达到342 J/mm时，样本的孔隙率达到最小值。然而，当热输入达到410 J/mm时，孔隙率上升至0.1435%。这是因为热输入的增加导致熔池的相对表面积减小，从而减少了热辐射和热传导，进一步降低了冷却速度[42]。较低的冷却速度促使过饱和气体在固液界面迅速析出并聚集；同时，镁合金的沸点较低（约1090°C），极高的热输入会导致镁元素剧烈蒸发，引发熔池内的湍流并容易将保护性气体吸入熔池形成缺陷[47]。冷却速度的降低增加了沉积金属高温氧化的风险。氧化膜的形成不仅阻碍了气泡的逸出，还可能成为孔隙形成的核心。

图14. 不同热输入下薄壁部分的截面孔隙率：(a1-e1) S1-S2孔隙分布；(a2-e2) 孔隙统计；(d) 孔隙率百分比比较

3.4. 力学性能
3.4.1. 微硬度
图15显示了不同热输入下薄壁部分的微硬度分布。当热输入分别为160 J/mm、205 J/mm、240 J/mm、342 J/mm和410 J/mm时，薄壁部分的微硬度值分别为62.9 HV、65.4 HV、68.7 HV、71.3 HV和67.4 HV。微硬度的变化呈波浪状，这是由于随着沉积高度的变化，薄壁部分的显微结构分层，导致不同区域的晶粒尺寸存在差异。在MPB和MPC区域，晶粒较细，微硬度较高；而在HAZ区域，晶粒较粗，微硬度较低。晶粒尺寸的变化直接导致微硬度的波动。从图中可以看出，随着热输入的增加，微硬度值先增加后减少，这主要是由热输入对显微结构的影响所致。下载：下载高分辨率图片（372KB）下载：下载全尺寸图片

图15. 不同热输入下薄壁部分的微硬度图：(a) 测量硬度分布；(b) 微硬度的平均值和标准差

3.4.2. 抗拉性能
图16显示了不同热输入下TD和BD区域薄壁部分的抗拉性能。总体而言，TD区域的抗拉性能优于BD区域。在160 J/mm至342 J/mm的热输入范围内，TD区域的屈服强度和抗拉强度均呈现上升趋势。其中，S4样本的抗拉性能最好，其行进方向的抗拉强度为255.6 MPa，屈服强度为93.8 MPa，伸长率为29.1%；BD区域的抗拉强度为243.4 MPa，屈服强度为92.1 MPa，伸长率为20.8%。这种改进与第二相的均匀分布和孔隙缺陷的减少密切相关。TD和BD区域之间的抗拉强度差异最小，仅为5.2 MPa；而S2样本的差异最大，相差22.9 MPa。然而，当热输入超过342 J/mm时，抗拉强度下降：行进方向的抗拉强度降至236.3 MPa（伸长率28.2%），BD区域的抗拉强度降至228.7 MPa（伸长率24.3%）。这种现象可能归因于沉积过程中的镁烧蚀、层间热影响区的膨胀以及高温下氢溶解度的变化，共同导致孔隙缺陷的形成。孔隙和裂纹缺陷的存在进一步降低了成型部件的抗拉性能，尤其是在沿BD方向的拉伸测试中这种效应更为明显。下载：下载高分辨率图片（1MB）下载：下载全尺寸图片

图16. (a) 不同热输入下TD和BD区域的应力-应变曲线；(b) 不同热输入下的抗拉强度、屈服强度和伸长率；(c) 采用不同方法制备的AZ31镁合金的抗拉结果

然而，WA-DED制造的AZ31镁合金薄壁部分的抗拉性能显著依赖于热输入和各向异性。这种差异本质上是微层异质结构与不同载荷条件下的宏观缺陷分布相互作用的结果。在微观层面上，加工过程中，热循环部件由快速凝固的细晶带（MPB和MPC）和粗晶带（HAZ）的“硬-软”层状复合结构组成。当沿BD方向加载时，较软的HAZ区域优先发生塑性变形，但由于相邻高强度MPB的强烈几何约束，异质界面处的尖锐几何位错引发了显著的异质变形诱导的背应力增强效应，因此在BD区域保持了较高的屈服强度。层间界面处的主导拉应力显著放大了由层间微孔引起的应力集中效应，导致材料在脆性HAZ粗晶带的塑性前沿提前失效。相反，当沿着TD方向加载时，与层状界面平行的力轴大大减弱了材料对层间缺陷损伤和几何截断效应的机械敏感性，使得宏观应变能够在连续基体中更充分地演变，从而导致TD方向的最终抗拉强度和断裂伸长率更高。与CMT-WAAM方法[21]、[33]、气体钨弧基线弧增材制造（GTA-WAAM）方法[48]、超声波频率脉冲WAAM方法[49]、弧振荡CMT-WAAM方法[50]、层间超声波冲击WAAM方法[51]、WAAM样品的低塑性抛光方法[52]、低温冷却CMT-WAAM方法[53]、WAAM工艺参数优化方法[54]、[55]、大尺寸块WAAM方法[56]、[57]、电子束增材制造（EBAM）方法[9]、铸造方法[58]、[59]、激光-弧共轴混合增材制造（LACHAM）方法[60]、摩擦搅拌增材制造（FSAM）[61]、滚压制造方法[62]和挤压制造方法[63]相比，通过CMT+P WA-DED制造方法沉积的AZ31镁合金表现出更好的机械性能，如图16(c)所示。

3.4.3 断裂机制
AZ31镁合金在不同热输入条件下的TD和BD方向的拉伸断裂形态如图17所示。断裂主要表现出韧性断裂（凹坑和撕裂脊）和脆性断裂（解理表面撕裂脊和第二相粒子）的特征。TD方向的断裂主要以韧性断裂为主。当热输入较低时，无论是移动方向还是建造方向都存在未熔合缺陷。随着沉积电流的增加，电弧热输入增加，熔池温度升高，焊丝完全熔化，液态金属分布均匀，孔隙较小，且没有熔合缺陷。当热输入为342 J/mm时，凹坑数量最多且尺寸较小。当热输入超过这个值时，水平和垂直断裂面上会出现孔洞缺陷，这会导致TD和BD方向的拉伸性能下降。

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图17. 不同热输入下AZ31镁合金的TD和BD拉伸断裂形态：(a1-b1) S1；(a2-b2) S2；(a3-b3) S3；(a4-b4) S4；(a5-b5) S5

4. 讨论
4.1 不同热输入下的微观结构演变
基于通过不同热输入工艺沉积的镁合金薄壁零件的仿真结果，提取了每层的循环热曲线，如图18所示。选择了第二层（点1）、第二十五层（点2）和第四十五层（点3）的中心点作为特征测量点，其具体位置如图4(a)所示。根据不同热输入条件下每层的循环热曲线，可以清晰地分析沉积层自身温度及其后续沉积过程对该层微观结构和性能的影响规律。如图18(a1-a5)所示，当热输入为160 J/mm和205 J/mm时，第二层的中心测量点仅在液相线温度下经历两次重熔事件。随着热输入的进一步增加，该测量点的重熔事件次数增加到三次。图18(b1-b5)和(c1-b5)显示，第二十五层和第四十五层的中心测量点经历了更高的重熔温度。这导致零件顶部区域的熔体尺寸增大，析出相的数量减少。在热输入恒定的条件下，随着沉积高度的增加，沉积层的冷却速率逐渐减小。原因是沉积过程开始时，基底温度相对较低，沉积层与基底之间形成较大的温度梯度，使热量能够快速传递给基底。随着沉积过程的进行，热量在零件内部积聚，当沉积达到一定高度时，热量难以直接传递给基底，只能逐层向下传递。此时，温度梯度显著减小，从而导致冷却速率降低。当沉积高度达到某个特定值时，热输入量、沉积层表面的热耗散量以及零件的内部热传导量达到动态平衡，冷却速率趋于稳定。根据循环热曲线的分析，零件底部和中间区域的沉积层经历了多次短暂的凝固温度区间。这一过程可以实现多次原位固溶强化，对零件的机械性能有积极影响。

在WA-DED过程中，当熔池冷却至AZ31镁合金的熔点（650°C）时，α-Mg相和Al8Mn5相首先同时析出。随着温度的降低，两种相的质量分数逐渐增加。液相完全凝固后，α-Mg相的质量分数在室温下最终略有下降。当温度降至440°C时，Al8Mn5相开始转变为Al11Mn4相，冷却速率较快。Al8Mn5相仍然存在，没有足够的时间转变为Al11Mn4相。在大约254°C的温度下，Al11Mn4相转变为Al4Mn相。在170°C时，Mg17Al12开始从α-Mg相中析出，最终平衡相由α-Mg相、Al8Mn5相和Mg17Al12相组成。AZ31镁合金薄壁零件在沉积过程中经历了多次热循环，与固态镁合金不同，AZ31沉积状态下的大尺寸Al8Mn5相并未完全熔化。低熔点共晶相Mg17Al12溶解在基体中，然后随着沉积区域样品温度的降低，Mg17Al12相会以Al8Mn5为异质形核位点形成复合相，如图13所示。

4.2 强化机制
在CMT+P过程中，AZ31镁合金的薄壁部分主要由等轴晶体组成，晶体内分散着Al-Mn相，晶界附近还有Al-Mg相。AZ31镁合金的屈服强度由四个部分决定：纯镁的固有屈服强度、晶界强化效应、固溶强化效应和析出强化效应。固有强度可以通过以下公式表示：
(5) 表示泰勒因子， 是剪应力的分量。对于纯镁，[65]，[66]。通过计算可以得出。众所周知，细晶强化比粗晶强化更能有效提高材料的机械性能，细晶强化机制（）可以用霍尔-佩奇（Hall-Petch）方程描述如下：
(6)
其中 是霍尔-佩奇斜率，1/2 [67]，d是晶粒尺寸 [68]。S1、S2、S3、S4和S5样品的平均晶粒尺寸分别为16.61 μm、18.04 μm、20.01 μm和19.44 μm，如图8所示。固溶强化模型可以用以下公式表示：
(7)
其中 是常数（对于镁合金，通常取为2/3）， 是元素的固溶强化系数（，）[69]， 是固溶原子的原子浓度。
在AZ31镁合金基体上，分布着各种析出相粒子。析出相对基体的强化效应体现在位错之间的相互作用上。对于微米级粒子，这种相互作用主要是基于奥罗万（Orowan）模型的奥罗万旁路机制。屈服强度的增加可以用以下公式表示 [70]：
(8)
其中 表示剪切模量； 是基体的伯格斯矢量； 是平均粒子间距； 是粒子的平均直径。可以看出，这种增强效应与粒子间距成反比，间距越小，增强效果越显著。
(9)
综合考虑所有强化方法，CMT + P WA-DED AZ31镁合金的屈服强度可以用以下公式表示：
(10)
在本研究中，晶界强化、固溶强化和析出强化的区分主要是基于使用理论模型和微观结构进行的定量计算。霍尔-佩奇关系用于描述晶界强化，溶质原子晶格畸变模型用于固溶强化，奥罗万模型用于析出强化。表5详细列出了晶界强化、固溶强化和析出强化对AZ31镁合金屈服强度的贡献值。值得注意的是，晶粒细化对AZ31镁合金的屈服强度影响最大，而析出强化的影响最小，晶界强化效应明显大于析出强化和固溶强化。图19显示，实验测得的屈服强度通常低于理论计算值。这种偏差揭示了理想物理模型与增材制造复杂结构之间的多维不匹配。在物理机制层面，理论模型通常基于线性叠加的假设，未能充分考虑晶界、位错和析出相之间的复杂非线性相互作用和耦合效应，导致预测值与实际情况存在偏差。从微观结构的角度来看，在镁合金的沉积过程中，结构的非均匀性以及沉积状态中存在的微观孔隙、氧化物夹杂物和残余拉应力可能导致应力集中效应，从而引起材料的过早屈服。总之，这种偏差不仅定义了传统强化理论的应用范围，还为深入分析“工艺-微观结构-性能”之间的内在关系提供了关键的实验反馈。

表5. 列出了计算AZ31镁合金屈服强度的相关参数和理论值。
样品/MPa/MPa/MPa/MPa/MPa
S1 16.61 1.04 2.53 1.70 68.70
S2 18.04 1.21 3.57 1.74 65.92
S3 20.01 1.77 3.12 1.48 62.59
S4 17.85 1.18 2.86 1.53 66.27
S5 19.44 1.32 3.74 1.19 63.51
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图19. CMT+P WA-DED AZ31镁合金对其屈服强度的强化贡献

5. 结论
在本研究中，通过CMT + P工艺制备了不同热输入下的AZ31镁合金薄壁零件。利用SEM、XRD、EBSD和TEM分析了样品的宏观形态、微观结构演变、孔隙缺陷、机械性能和热积累。研究结论如下：
(1) CMT+P工艺在制造AZ31镁合金方面表现出优异的性能，能够生产出成型质量高且没有明显宏观缺陷的零件。优化热输入可以显著改善熔池的润湿和扩散性能，有效抑制层间形变的波动，从而实现无宏观缺陷和高精度的成型。
(2) 在不同热输入下，沉积状态的微观结构主要由等轴晶体组成，没有明显的强纹理。晶粒尺寸随热输入先增加后减小。析出相主要由α-Mg基体、β-Mg17(Al, Zn)12相和η-Al8Mn5相组成。当热输入为342 J/mm时，析出相的尺寸较小且分布均匀。
(3) 孔隙率最初减小，随后随热输入的增加而增大。适当的热输入（342 J/mm）提高了液态金属的流动性，有助于气泡的排出，将孔隙率降低到0.0818%；而过热状态（410 J/mm）加剧了镁元素的蒸发，使孔隙率增加到0.1435%。
(4) S4样品表现出优异的强度-韧性性能。该零件的TD抗拉强度为255.6 MPa，伸长率为29.1%；BD抗拉强度为243.4 MPa，伸长率为20.8%。(5) 优化后的热输入量（342 J/mm）为制造具有复杂大尺寸几何形状的AZ31镁合金薄壁零件提供了核心工艺基准。通过在制造过程中整合动态过程控制和主动层间冷却策略，可以有效减轻由热物理边界条件变化引起的粗大微观结构问题，从而确保在整个零件尺寸范围内强塑性协同机制的稳定运行。

作者贡献声明：
张启飞：撰写——原始草案，撰写——审阅与编辑，方法论，研究；
李中华：资金获取，撰写——审阅与编辑；
龚轩：软件应用，验证；
张润坤：研究，方法论；
刘斌：监督，资源协调；
张鹏飞：数据整理，形式分析；
白培康：监督，资源协调；
冯新宇：数据可视化，验证。

利益冲突声明：
作者声明没有已知的财务利益冲突或个人关系可能影响本文报告的工作结果。

数据可用性：
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