image
Home Journals Journal of Materials Engineering
Journal of Materials Engineering

Abbreviation (ISO4): Journal of Materials Engineering      Editor in chief: Xiangbao CHEN

About  /  Aim & scope  /  Editorial board  /  Indexed  /  Contact  / 
Online first  /  Current issue  /  All issues  /  Top access  /  RSS

Journal of Materials Engineering >

2023 , Vol. 51 >Issue 11: 34 - 51

DOI: https://doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2021.001133

REVIEW

Research progress in additive manufacturing technology of magnesium alloys

  • Qingzhuang LI 1 ,
  • Hanzheng ZHANG 2 ,
  • Shuo WANG 1 ,
  • Peng WANG , 1 ,
  • Mengnan FENG 1
Expand
  • 1. Hebei Key Laboratory of Advanced Materials for Transportation Engineering and Environment，School of Materials Science and Engineering，Shijiazhuang Tiedao University，Shijiazhuang ;050043，China
  • 2. Production Technology Development Center，Great Wall Motor Company Limited，Baoding 071000，Hebei，China

Received date: 2021-11-23

  Revised date: 2022-01-01

  Online published: 2024-03-10

Fold

Abstract

Magnesium alloy as the most potential light structural material， has the advantages of high specific strength， specific stiffness and easy recycling， which contributes to the realization of lightweight in the industrial field. Compared with the traditional manufacturing technologies， the new and advanced manufacturing technology of additive manufacturing represent for high manufacturing efficiency， excellent performance， and forming complex structures. The technology of additive manufacturing for magnesium alloy， which has broad application prospects in the industrial field， is urgently required to be studied. In this paper， the recent studies of the three major additive manufacturing technologies for magnesium alloy：selective laser melting， wire+arc additive manufacturing， and friction stir additive manufacturing were summarized and analyzed from the aspects of forming characteristic， defect control， and features of microstructure and property.Finally，the developments in shape and performance control of the additive manufacturing technology for magnesium alloy：simulation analysis， process control， and heat source regulation were discussed.

Key words： magnesium alloy; additive manufacturing; forming characteristic; defect control; microstructure and property

Cite this article

Qingzhuang LI , Hanzheng ZHANG , Shuo WANG , Peng WANG , Mengnan FENG . Research progress in additive manufacturing technology of magnesium alloys[J]. Journal of Materials Engineering, 2023 , 51(11) : 34 -51 . DOI: 10.11868/j.issn.1001-4381.2021.001133

镁合金具有低密度、高比强度、高比刚度、良好的电磁屏蔽性和机械加工性等优点，是目前可应用的最轻量化工程材料，同时镁合金具有良好的生物相容性、生物降解性，适合作为医学植入物，被誉为“21世纪的绿色工程材料”。伴随着各国对节能减排、绿色环保以及可持续发展的要求不断提高，镁合金在航天航空、医用医学、汽车制造业等领域［1-3］得到了广泛应用。
镁为密排六方结构，具有较高的线膨胀系数和热导率［4］。相比于其他材料，镁合金对热过程敏感，可加工性较差，难以制造形状复杂的零件［5-6］，因此镁合金铸锻件废品率较高。随着航空航天和汽车制造等领域对低成本、结构复杂的镁合金构件的需求日益增长［7］，传统制造方式显然已经无法满足生产需求。
增材制造技术是一种将材料由下而上，逐层递增的制造技术，又称快速成形技术［8］。该技术借助计算机辅助可实现零件的直接制造，与传统制造技术相比，增材制造技术具有生产效率高、材料利用率高、性能优良等诸多优点，并且可成形结构复杂的零件，有效减少制造成本，摆脱了铸造技术的模具限制。因此增材制造技术更适合制造结构复杂的高性能镁合金零件［9］。本文首先介绍了常见镁合金的分类和镁合金增材制造技术的特点和难点，然后分别从宏观成形特征、缺陷控制和组织性能等方面介绍了镁合金增材制造技术国内外的研究现状与进展，并对镁合金增材制造技术的未来发展方向进行展望。

1 常用镁合金成分及其分类

纯镁由于其强度太低而很少被直接使用，在增材制造中常用镁合金按牌号分为AZ系列（AZ31， AZ61，AZ80，AZ91），ZK系列（ZK60，ZK61），WE系列（WE43，WE54，WE93）。根据标准GB/T 5153—2016，不同牌号的镁合金化学成分如表1所示。AZ系列（Mg-Al-Zn）镁合金是以Mg-Al系镁合金为基础发展而来的，适量的Zn元素添加可以提升试件的抗蠕变性能并减轻镁合金中的Fe，Ni等杂质元素对腐蚀性能所造成的不利影响，具有均衡的力学性能和一定的耐腐蚀能力，是目前在增材制造研究中应用最广泛的镁合金。ZK系列（Mg-Zn-Zr）镁合金是在Mg-Zn系镁合金的基础上添加Zr元素发展而来，是一种很有研究前景的生物医用材料。研究表明，镁中添加Zr元素后可以有效地细化晶粒，且有较强的固溶强化作用，提升镁合金的力学性能［10-11］。WE（Mg-RE）系列镁合金属于稀土镁合金，添加稀土元素的镁合金在室温下表现出良好的抗蠕变性能和拉伸性能。由于稀土镁合金材料成本较高，目前对增材制造的研究主要集中在AZ系镁合金，对其他系合金尤其是稀土镁合金的增材制造研究较少，开发低成本、高性能的稀土镁合金对镁合金增材制造的研究具有重要意义［12］。
表1 不同牌号镁合金化学成分（质量分数/%）

Table 1 Chemical compositions of different grades of magnesium alloys （mass fraction/%）

Material Mg Zn Al Mn RE Si Cu Ni Fe Zr Y
AZ31 Bal 0.6-1.4 2.5-3.5 0.2-1.0 — <0.05 <0.01 <0.001 <0.003 — —
AZ61 Bal 0.7-1.5 5.9-6.6 0.15-0.4 — <0.1 <0.05 <0.005 <0.05 — —
AZ80 Bal 0.2-0.8 8.0-9.2 0.12-0.5 — <0.1 <0.05 <0.005 <0.05 — —
AZ91 Bal 0.4-0.9 8.5-9.5 0.17-0.4 — <0.05 <0.02 <0.001 <0.004 — —
ZK60 Bal — 4.8-6.2 — — — — — — ≥0.45 —
ZK61 Bal 0.05 5.0-6.0 0.1 — 0.05 0.05 0.005 0.05 0.3-0.9 —
WE43 Bal 0.2 — 0.03 3.0-3.5 — 0.02 0.005 0.01 0.4-1.0 3.7-4.3
WE54 Bal 0.2 — 0.03 2.5-4.0 0.01 0.03 0.005 — 0.4-1.0 4.8-5.5
WE93 Bal — 0.1 — 2.5-3.7 0.01 — 0.004 — 0.4-1.0 8.2-9.5

2 镁合金增材制造技术的特点和问题分析

金属材料的增材制造过程与焊接热源的特点密切相关，基于先进焊接技术的进步，金属材料的增材制造得到了迅速的发展［13］。镁合金增材制造技术按照焊接热源可以分为激光选区熔化（selective laser melting， SLM）、电弧增材制造（wire+arc additive manufacturing， WAAM）和搅拌摩擦增材制造（friction stir additive manufacturing， FSAM）。三种镁合金增材制造技术原理图如图1所示［14-16］。
图1 镁合金增材制造不同工艺示意图 (a)SLM[14]；(b)WAAM[15]；(c)FSAW[16]

Fig.1 Schematic diagram of the different additive manufacturing methods of magnesium alloys (a)SLM[14]；(b)WAAM[15]；(c)FSAW[16]

SLM采用激光作为热源对金属粉末逐层扫描来获得设计的金属零件，适用于制造小体积、结构复杂、对精度要求较高的零件。激光能量密度较高，斑点中心温度远高于镁合金沸点，在成形过程中常发生镁合金蒸发和元素烧损。另外，实验结果容易受各种条件（粉末形状及尺寸、实验系统、环境）影响，工艺窗口狭窄，参数选择不当会导致成形表面质量较差，出现球化和蒸发等缺陷。目前国内外对镁合金SLM的研究仍处于发展的初步阶段，几乎所有的研究都是通过大量实验来探索合适的工艺参数，对比其微观结构、力学性能，相关研究尚未成熟［14，17-37］。由于各实验中最优工艺参数与实验系统、硬件设备等因素密切相关，实验的可重复性较低，这使得各实验的最优工艺参数的实用价值不明显。现有的实验结果难以建立准确的理论模型，加深建模和模拟方面的研究将有助于镁合金SLM的广泛应用。
WAAM依靠焊接电弧熔化焊丝沉积成形，具有低成本、沉积效率高等优点，适合较大体积复杂结构的增材制造。电弧热源热输入较大，在WAAM成形过程中易出现热裂纹和气孔，并产生严重的热积累效应，试样下层经受高温热积累和多次热循环往往会发生晶粒粗化和晶粒取向改变［38-39］，而热应力引起的材料变形则会导致成形精度下降。现阶段研究主要集中在单道单层和单道多层堆焊成形和组织性能方面［15，40-55］。
FSAM通过搅拌头的旋转和移动与层叠的薄板产生摩擦热来使材料发生塑性变形并熔合在一起，具有制造效率高、性能优良等优点，适用于较大体积构件的增材制造。在传统镁合金加工制造过程中常遇到粗晶、热裂纹、气孔、氧化和蒸发等诸多问题［56］。与传统制造技术相比，FSAM工艺的热输入更少、热影响区更窄，并且基于搅拌摩擦动态再结晶过程可以获得超细晶粒，有效地减少了传统制造技术中的缺陷，使FSAM工艺成为最适合于进行镁合金增材制造的工艺之一［16，57-62］。不过采用FSAM工艺制造镁合金目前还存在一定的问题，增材制造后试样中的孔隙、带状组织和钩状缺陷无法得到良好的解决［63］。
三种镁合金增材制造工艺在适用条件、制造效率、热源能量输入以及增材后构件的组织形貌等方面存在明显区别，其工艺特点对比如表2所示［14-17，19，26-27，55，63］。此外，增材制造工艺中的安全问题至关重要，在SLM工艺中，由于所用镁粉材料热积聚快、表面积大，彼此间不能充分散热，在与氧接触的情况下极易发生燃烧和爆炸，需要严格遵守镁合金粉末在保存和使用过程中的规范性操作，安全隐患尤为突出；WAAM工艺中，由于采用镁合金焊丝作为原材料，制造过程不易发生燃烧和爆炸，安全性高；FSAM工艺中，通常选用镁合金板材、丝材或粉材作为原材料，但是作为固相增材制造工艺的一种，其制造过程温度较低，只是将材料加热至热塑性状态而非熔化状态，并且制造件尺寸大、散热好，因此制造过程较为安全。
表2 镁合金增材制造不同工艺特点对比

Table 2 Comparison of the characteristics of magnesium alloys manufactured by different additive manufacturing methods

Method Feedstock Advantage Disadvantage Common defect Ref
SLM Power

High forming precision，

fine grains

High cost，

low efficiency

Element loss，

oxidation，

rubber powders

 ［14，17，19，26-27］
WAAM Wire

High efficiency，

low cost

Low forming precision，

high heat input，

coarse crystal grains

Hot cracking，

pore

 ［15，55］
FASM

Power/

sheet/

rod

Low heat input，

fine grains

Stir head limited，

rigid fixing

Hook defect，

banded structure，

cavity

 ［16，63］

3 镁合金增材制造技术研究现状

3.1 宏观成形特征

镁合金SLM过程受到多种工艺参数和材料参数的影响，这些参数的变化会导致所制造构件的化学成分、力学性能和几何形状发生明显的变化。目前镁合金SLM研究工作主要集中于探究实验参数（粉末特征、激光功率密度、扫描速度、脉冲频率等）对试样成形的影响规律。因此，识别和关注重要参数至关重要［25］。研究表明激光功率和扫描速度是决定SLM制备镁合金成形质量的重要因素［14］。采用低能量密度（如较小的激光功率和扫描速度）不能使镁合金粉末完全熔化，形成粉末烧结，造成高孔隙率和球化现象；随着能量密度升高，试样成形得到改善，但较高的能量密度则会使镁合金烧损严重，剧烈蒸发。采用SLM工艺进行不同镁合金材料增材制造的成形对比如表3所示［19，21，26-27］。Chi等［19］使用SLM技术研究了不同激光能量密度对镁合金粉末成形的影响，研究发现，采用脉冲波激光易造成镁合金剧烈的蒸发，成形质量较差；当选用7.84×109 J/m2的连续波激光时，试样表面质量最优。Wei等［21］采用AZ91D镁合金粉末进行SLM成形实验，研究发现，当激光能量密度在83~166.7 J/mm3范围内时，试样成形较好，致密度最高可达99.52%，当能量密度高于166.7 J/mm3时，镁蒸发产生的反冲压力会使附近镁合金粉末被吹离，导致成形失败。在多孔镁合金的成形研究［26-27］中，较低的功率密度会出现“胶粉”缺陷，成形最优功率密度在1000 J/mm3左右。
表3 不同镁合金材料SLM成形对比

Table 3 Macrostructure of the different magnesium alloys manufactured by SLM

Powder Feature

98.97% Mg+

1.03% O［19］

（mass fraction）
AZ91D［21］
Porous Mg-Ca［26］
Porous ZK61［27］
此外，在镁合金粉末种类、特性、尺寸精度和成形机理等方面还有广阔的研究空间。Fu等［34］和Suchý等［35］采用SLM成功制备了GZ151K镁合金和WE43镁合金构件，证明了稀土镁合金SLM工艺的可行性，但是在增材制造过程中出现了严重的飞溅现象，比钢、钛、铝合金的飞溅现象要明显得多。Ng等［17］采用SLM对不同类型的镁合金粉末进行单道成形实验，研究发现采用直径较小且表面光滑的球形粉末成形较好，使用形状不规则的粉末无法实现良好成形，实验结果如图2所示［17］。
图2 镁合金不同粉末类型的SLM成形特征［17］(a)粗糙粉末；(b)光滑球形粉末；(c)粗糙粉末成形特征；(d)光滑球形粉末成形特征

Fig.2 Forming characteristics for different types of powders in SLM of magnesium alloy(a)coarse powders;(b)smooth powders;(c)forming characteristic for coarse powders;(d)forming characteristic for smooth powders

目前关于镁合金WAAM的研究大多采用非熔化极惰性气体钨极保护焊（tungsten inert gas welding， TIG）和熔化极惰性气体保护焊（melt inert-gas welding， MIG），电弧热输入较大，在增材制造过程中易产生热积累，随着沉积层数增加，上层镁合金流动性增加，试样普遍呈现出“上宽下窄”的成形特点，镁合金WAAM采用不同工艺成形对比如表4 ［15，40，42，46，48］所示。
表4 镁合金（AZ31）不同WAAM工艺成形对比

Table 4 Macrostructure of AZ31 magnesium alloys manufactured by different WAAM technology

WAAM technology Feature

TIG-WAAM

（frequencies）［40］

TIG-WAAM

（current）［42］

MIG-WAAM

（water-cooling on the bottom）［15］

CMT-WAAM

（single pass）［46］

CMT-WAAM

（back and forth pass）［48］
对于AZ31镁合金的TIG-WAAM，在沉积过程中发现宏观形貌很大程度上取决于电弧频率和电流大小。Guo等［40］研究了脉冲频率（1，2，5，10，100 Hz和500 Hz）对TIG-WAAM的影响，研究发现随着脉冲频率的增加，层厚先减小后增大再保持稳定，而层宽则先增大后减小到一定值。在10 Hz频率下制备的样品层厚最小（1.7 mm），宽度最大（7.3 mm）。施瀚超等［42］研究发现随着电流从80 A 增加到120 A，试样的层厚从2.1 mm 逐步减小到1.4 mm，层宽从4.9 mm 增加到8.4 mm。由此可见，在保持其他工艺参数不变的情况下改变电流大小，镁合金WAAM成形试样层厚和层宽变化范围较大，增大电流，成形试样层厚减小，层宽增加。
对于AZ31镁合金的MIG-WAAM，影响样品宏观形貌的焊接参数主要有送丝速度和焊接速度。在相同条件下，若送丝速度过大，单位时间内焊丝熔化量增加，不利于后续的增材制造过程；若焊接速度过大，会出现驼峰现象，因此在进行镁合金MIG-WAAM前，必须选择合适工艺参数。Takagi等［15］采用MIG在单道堆焊确定合适工艺参数的基础上进行了AZ31镁合金的多层多道增材制造，试样表面粗糙度较大，但对整个试样的CT扫描发现，除了试样底部和基板之间的边界外，没有观察到尺寸大于或等于1 mm3的缺陷。此外，通过发展新的焊接技术应用于镁合金WAAM可以改善试样的宏观成形，扩展镁合金WAAM的应用领域。
新兴的冷金属过渡（cold metal transfer，CMT）技术是在MIG基础上开发的一种新型焊接技术，具备较低热输入和稳定的熔滴过渡过程，其工艺特点适合镁合金这类低熔沸点且对热过程敏感的轻质合金的增材制造，目前已有一些研究［41，43］侧重于探索CMT焊接速度、送丝速度等参数对镁合金单层单道堆焊成形特征（润湿角、熔宽和余高等）的影响规律，实验中均得到了表面光滑，无明显缺陷并且与母材结合良好的焊缝，各试样接触角均在115°以上，进一步证明了镁合金CMT-WAAM研究的可行性，并且对镁合金CMT-WAAM进行了初步研究［45-54］。倪加明等［51］开展了CMT-WAAM AZ31镁合金的成形特性研究，并成功制备了镁合金单道多层增材试样。结果表明，镁合金WAAM的工艺参数优选范围较大，电流为120~160 A、沉积速度为10~12 mm/s时，沉积焊缝宽高比和接触角较大，各沉积层宽度均匀一致。在镁合金CMT-WAAM过程中，增材制造的路径问题也是需要考虑的关键因素，Yang等［46］在沉积过程中采用了单向沉积的CMT-WAAM工艺，获得了30层、长约190 mm、高约70 mm的AZ31镁合金薄壁，试样宏观形貌左侧高，右侧有些塌陷。Wang等［48］采用往返双向CMT-WAAM工艺成功制备了50层AZ31镁合金薄壁构件。试样表面均匀，残余应力较低，没有发生明显的变形，从构件的宏观形貌中没有发现未熔合和热裂纹等缺陷。除测试外，由于电弧增材过程的热积累对构件的成形和组织有重要影响，通过有限元建模，可以深入分析成形过程中的热力学行为以及残余应力和变形的演变机制，为工艺参数优化提供更加简便快捷的方法，目前对于此项研究较少。
在FSAM过程中，材料发生塑性流动，试样成形很难得到控制，一般通过改变搅拌头的转速和焊接速度来控制热输入改善试样宏观成形。搅拌头转速越高，产生的热量越大，导致冷却过程中的热应力越大，而搅拌头转速越低，产生的摩擦热不足以使材料发生流动。焊接速度过高或过低都会造成的试样中产生缺陷。因此，成形良好的镁合金FSAM试样需要合适的搅拌头转速和焊接速度。Palanivel等［16］通过堆叠板材实现了WE43镁合金FSAM成形，实验研究了在相同焊接速度下102 mm/min两种不同搅拌头转速（800 r/min和1400 r/min）对试样成形的影响，研究表明，在较高转速下试样成形较差，出现了更多带状组织和裂纹等缺陷。图3为WE43镁合金FSAW工艺在相同焊接速度下不同搅拌头转速的宏观成形截面形貌［16］。Calvert和 McClelland等［59-60］采用合适的FSAW工艺参数成功制备了WE43镁合金构件，试样成形良好，未发现明显缺陷。Wlodarski等［62］采用FSAM工艺在1000 r/min的搅拌头转速和100 mm/min的焊接速度下成功制备了7层AZ31镁合金构件，证明了这种增材方法在合适的工艺参数下能够生产没有缺陷的镁合金构件。近年来，研究人员在FSAM的基础上进行了工艺的改进以增加其应用领域，Ho等［61］基于FSAM通过添加粉末材料获得了混合均匀的AZ31B镁合金-羟基磷灰石复合材料。
图3 WE43镁合金FSAW工艺成形［16］ (a)搅拌头转速为1400 r/min；(b)搅拌头转速为800 r/min

Fig.3 Macrostructure of WE43 magnesium alloys manufactured by FSAW technology(a)tool rotation rates of 1400 r/min;(b)tool rotation rates of 800 r/min

3.2 制造缺陷控制

在镁合金增材制造过程中，常见的冶金缺陷有气孔、热裂纹、未熔化孔隙等。对于镁合金SLM成形工艺，镁合金SLM成形样品中气孔归因于在高激光功率和低扫描速度下产生的小孔效应，形成较深的熔池，随着熔池向前移动和熔池凝固，蒸气来不及析出，形成气孔［14］。可以使用较大的激光输入能量，但不蒸发镁合金，合理地降低熔融金属的动态黏度，保证熔融金属的充分扩散，减少粉体飞溅，从而改善层间的润湿性，减少构件中的气孔。镁的沸点和熔点之间只有 440 °C［64］，导致SLM过程中镁合金的剧烈蒸发，出现粉体飞溅，元素烧损等问题。镁对氧的高亲和力是镁合金SLM的另一个主要问题，镁合金的氧化可能会阻碍层间结合并导致球化。除了引入污染外，如果氧化层被激光束破坏，它会沿着镁合金试样的晶界积聚，导致微裂纹的产生［18］。目前减少镁合金SLM成形构件中的缺陷最主要的方式是调整工艺参数，其中激光功率和扫描速度是决定SLM制备的镁合金成形质量的重要因素，合适的工艺参数可以有效减少球化、元素烧损、气孔等缺陷。谢辙［20］通过适当增加激光扫描间距配合减小激光能量密度有效减少了元素烧损。此外，粉末特征、合金元素和铺粉厚度等因素对成形也有很大影响。Zhang等［27］研究了不同Zn含量对ZK61镁合金试样成形的影响，发现随着Zn元素的减少，试样表面成形缺陷会得到缓解。Savalani等［24］研究了预热和铺粉厚度对试样成形质量的影响，发现在0~0.25 mm范围内，铺粉厚度和氧化程度成反比，但铺粉较厚会造成更大孔隙率，添加预热可以增加材料润湿性，试样表面成形更规则。对镁合金SLM可以进行后处理来提高试样的致密度，Liu等［30］研究了热等静压（HIP）后处理对SLM AZ61镁合金的影响，结果表明经HIP处理，显著降低了试样表面的孔隙度，提高了材料的致密度。
在镁合金WAAM工艺中，氢在镁合金中的溶解度随温度的降低而减小，由于镁的低密度和 WAAM 过程的快速冷却，气体在凝固过程中无法快速向上移动并从熔池中逸出而形成气孔，类似现象在铝合金WAAM 中也观察到［65］。通过做好对焊丝的保存、焊前母材清理以及调整焊接参数可对熔池中的气体逸出和溶入进行控制，比如适当提高焊接电流和焊接速度，使熔池中气体的逸出条件优于溶入条件，可减少气孔的产生。Ying等［55］采用TIG-WAAM技术制备了AZ61镁合金构件。研究了不同工艺条件下，对材料内部孔隙率的影响，在电流为130 A、电压为12.5 kV、送丝速度为820 mm/min的工艺参数下，获得了晶粒细小、低孔隙率（0.029%）的优质组织。由于电弧热输入量大，在层间过渡区域会形成薄弱带，在镁合金WAAM成形实验中往往会出现热裂纹等问题，其主要是由于生成的低熔点共晶化合物分布于晶间，在受到较大收缩应力的情况下开裂形成热裂纹。这种微观缺陷集中分布是造成镁合金增材制造力学性能各向异性的主要原因。为减少热裂纹的产生，除了严格控制母材和焊丝的元素含量外，这一问题可以通过优化WAAM工艺，或增加层间冷却［66］减小热输入来进行改善。Bi等［45］采用三角形摆动CMT电弧成功进行了AZ91镁合金增材制造，摆动电弧使熔池内的热量分布更加均匀，并且电弧振荡能显著细化AZ91镁合金沉积层的晶粒，消除沉积层中的柱状晶，减少构件中缺陷。Wang等［48］通过进行镁合金CMT单道单层实验，分析CMT不同工艺下的电流电压波形和熔滴过渡特点，选择更低热输入的CMT工艺参数进行镁合金WAAM，有效减少了WAAM成形构件的缺陷。由于镁合金对热输入极其敏感，可以采用一些辅助措施如添加基板的水冷装置来增加镁合金MIG-WAAM过程中的散热，减少增材制造过程中的热积累，改善试样的微观组织。此外，镁合金WAAM成形过程中复杂的热循环导致残余的内应力过大，造成熔池不稳定，成形零件会产生热变形和塌陷，导致精度偏低，降低WAAM成形质量，通过调节电弧电流电压可以在一定程度上提高WAAM成形精度［67］。随着传感技术、图像处理技术和机器视觉识别技术的不断发展，在增材制造过程中，可以借助视觉传感及分析处理等技术，对增材制造过程的堆积状态进行实时反馈监控和在线调节控制，进而实现WAAM过程的精确控制。
孔隙、带状组织和钩状缺陷等问题常出现于镁合金FSAM成形构件中。当增材制造过程中热输入不够时，会造成熔敷金属的塑性变形不充分，材料流动性差，试样内部出现未完全闭合的现象，形成孔隙；当热输入过大时，会造成搅拌头前进侧的材料膨胀溢出，回填不充分，形成孔隙；当采用不带螺纹的柱状或者锥状搅拌头时，也会造成材料塑性变形不充分，形成孔隙。钩状缺陷和带状组织往往在较高的热输入时产生，且钩状缺陷弯曲的方向跟搅拌头周围的材料移动的方向相一致。Palanivel等［16］研究发现，增材制造过程中搅拌头较高的转速造成了镁合金更大程度的软化，加剧了塑性流动的不稳定性，形成了带状组织和钩状缺陷，并且由于搅拌头后方材料填充不足，出现了较大孔隙。可通过合理控制焊接速度、搅拌头旋转速度来调整焊接热输入，或者选择合适的搅拌头几何形状等手段来避免缺陷的产生。Calvert［59］在镁合金FSAM成形过程中采用液氮冷却，获得了镁合金各向同性试样，可见降低热输入配合改善实验散热条件，有助于消除力学行为的各向异性，从而提升试件的使用性能。另外，压力控制系统可以实时调节搅拌头轴肩压力，保证在搅拌头行进过程中提供稳定的锻造力，进行压力控制系统的研制可有效维持镁合金增材制造过程的稳定并改善试样的性能［68-69］。

3.3 组织性能特点

微观组织直接影响试样的性能，不同制造工艺的微观组织存在较大的差异，表5为镁合金增材制造不同工艺成形试样的微观组织（晶粒尺寸、相组成）对比［16，19，21，26-27，34，36-37，40-42，44-46，59-60］。由表5可以发现，由于镁合金种类比较多，其成分相差较大，在增材制造后相组成各有不同。此外，镁合金SLM与FSAW相较于WAAM晶粒细小，这主要是得益于激光快速冷却以及搅拌摩擦中的动态再结晶，而WAAM由于热积累严重而导致晶粒粗大。
表5 镁合金增材制造不同工艺成形试样的组织特征对比

Table 5 Comparison of the microstructure characteristics for magnesium alloys manufactured by different additive manufacturing methods

Material Method Grain size/μm Phase composition Ref

98.97% Mg+1.03% O［19］

（mass fraction）

 SLM 2.3-4.9 α-Mg ［19］
AZ91D［21］ SLM 1.0-2.9 α-Mg，β-Mg17Al12 ［21］
Porous Mg-Ca［26］ SLM 5.0 （average） α-Mg ［26］
Porous ZK61［27］ SLM 1.1-1.6 α-Mg，MgZn，Mg7Zn3 ［27］
GZ151K［34］ SLM 2.0 （average） α-Mg，Mg3Gd，GdH2 ［34］
Mg-Y-Sm-Zn-Zr alloy［36］ SLM 1.0–3.0 α-Mg，（Mg，Zn）3（Y，Sm），Y2O3 ［36］
AZ91D［37］ SLM 3.0-5.0 α-Mg，β-Mg17Al12， ［37］
AZ31［40］ TIG-WAAM（different pulse frequency） 21.0-39.0 Not given ［40］
AZ31［42］ TIG-WAAM（different current） 28.0-32.0 Not given ［42］
AZ80M［44］ TIG-WAAM Not given α-Mg，β-Mg17Al12，Al2Y ［44］
AZ31［41］ CMT-WAAM（pulsed-CMT） Not given α-Mg，β-Mg17Al12 ［41］
AZ91［45］ CMT-WAAM 20.1-48.5 α-Mg，β-Mg17Al12，Al8Mn5 ［45］
AZ31［46］ CMT-WAAM（single pass） 17.0-39.0 α-Mg，β-Mg17Al12，Al8Mn5 ［46］
WE43［16］ FSAM 2.0-3.0 α-Mg，Mg2Y ［16］
WE43［59］ FSAM 2.0-2.4 Not given ［59］
WE43［60］ FSAM 2.0-3.0 Not given ［63］
为了提高镁合金SLM零件性能，近年来广大学者研究了工艺参数（激光扫描间距、功率密度等）和合金元素等实验条件对试样微观组织的影响规律。激光热源具有快速冷却的工艺特点，可以细化晶粒，晶粒尺寸普遍在5 μm以下，起到一定改善构件组织的作用。表6为不同镁合金SLM试样微观组织对比［26-27，34，36］。Ng等［18］研究了脉冲波和连续波激光的不同功率对试样显微组织的影响，研究发现，降低功率有助于晶粒细化，在平均能量密度相近的条件下，采用连续波成形的试样晶粒尺寸比脉冲波明显较小。Wei等［21］研究了AZ91D镁合金激光扫描中心区（CST）和相邻两道扫描轨迹重叠区（OLR）的微观形貌，研究发现，试样组织主要由α-Mg基体和β-Mg17Al12构成，重叠区显微组织较中心区明显粗大。Liu等［26］采用SLM工艺成功制备了多孔Mg-Ca合金，研究了不同激光功率成形件的显微结构，发现不同功率下的晶粒尺寸没有发生明显变化，随着远离熔池，晶粒形态逐渐由等轴晶过渡到柱状晶，能量密度为875 J/mm3时成形件的微观组织如表6所示［21，26-27，34，36］，显微组织较铸造组织明显细化。
表6 不同镁合金材料SLM试样微观组织对比

Table 6 Comparison of the microstructure characteristics for different magnesium alloys manufactured by SLM

Material Microstructure
AZ91D［21］
Porous Mg-Ca［26］
Porous ZK61［27］
GZ151K［34］
Mg-Y-Sm-Zn-Zr alloy［36］
除了减小激光功率密度之外，合金元素的添加也可以有效细化晶粒，Zhang等［27］研究了不同Zn含量对ZK61镁合金SLM成形试样微观组织的影响，研究发现，Zn元素在增加形核率的同时，会与Mg大量形成Mg7Zn3等高温相，从而加快熔池的冷却速率，抑制晶粒生长，随着Zn含量的上升，晶粒直径由6.1 μm变为1.1 μm，晶界偏析形成网状结构，晶粒内析出相也随之增多。Wang等［36］对SLM沉积的Mg-3.4Y-3.6Sm-2.6Zn-0.8Zr （质量分数）多元素混合稀土镁合金的微观结构、析出相和元素偏析进行了研究。结果表明，扫描轨迹中心主要为细化的等轴晶粒，晶粒尺寸为1~3 μm；重叠区主要由柱状晶组成。对于上述两个区域的析出相、Mg基体、共晶相（Mg，Zn）3（Y，Sm）分布在晶界中，并且产生了Y2O3和Zr元素偏析，与铸态显微组织明显不同。Fu等［34］采用SLM工艺制备的GZ151K合金晶粒细小（2 μm），远小于铸造GZ151K合金的晶粒尺寸（41 μm）［70］，第二相细小，织构较弱。另外，激光能量密度较高，元素烧损在SLM工艺中很难避免，试样的组织结构往往随之改变，魏恺文等［23］选用AZ91D镁合金开展了SLM成形实验，研究发现，试样中镁元素的质量分数由90.63%下降至87.00%，铝元素的质量分数由8.97%上升至12.56%，这证明了激光对Mg元素的选择性烧损，成形组织中的β-Mg17Al12含量明显高于铸造组织，但成形过程较高的冷却速率使得β-Mg17Al12分布更加均匀。徐春杰等［37］采用SLM制备了AZ91D镁合金并与传统铸造工艺进行了对比，研究表明SLM-AZ91D试样基体组织为α-Mg，少量β-Mg17Al12相存在于晶界和晶內，相比于铸态AZ91D合金晶粒尺寸（20~30 μm），SLM-AZ91D试样的组织非常细小，约为3~5 μm，同时提出由于存在溶质截留效应及Mg元素汽化和烧损，组织中的Al元素含量呈增加趋势，有助于SLM-AZ91D试样的组织细化。
电弧热源热输入较大，与其他增材制造方法相比，电弧增材成形试样晶粒明显粗大，在WAAM工艺下，试样晶粒直径通常在20 μm以上，并且工艺参数（如电弧功率大小、焊接速度和脉冲频率）显著影响试样的微观组织。Guo等［40］研究了不同TIG电弧脉冲频率对微观结构的影响，研究发现，较高的脉冲频率会加剧熔池震荡效应，使枝晶破碎产生更多的晶核，达到细化晶粒的效果，图4为不同脉冲频率下的微观组织，随着脉冲频率的增加，晶粒尺寸先减小后增加。施瀚超和姚巨坤等［42-43］分别研究了不同电流对试样的微观组织影响规律和微观组织分布特征，研究发现，随着电弧电流的增加，试样晶粒尺寸增加并不明显，沉积层组织主要由等轴晶和柱状晶组成。Takagi等［15］采用MIG电弧探索了焊接速度等参数对AZ31镁合金单道单层成形的影响。结果表明，焊接速度越高，试样微观组织越细小。与试样顶层相比，试样底部观察到的显微组织更细小。试样中心部分的孔隙率是SLM样品的1/2000倍。Wang等［48］采用CMT电弧，通过调整不同工艺模式对AZ31镁合金进行单道多层成形实验。结果发现，薄壁墙体的显微组织表现出明显的层状特征，由细小柱状枝晶的沉积层和粗大等轴晶的热影响区组成。Yang等［46］采用CMT电弧进行了AZ31镁合金的单道多层成形实验，结果表明，平均一次枝晶臂间距从沉积层底部的17 μm增加到顶部的39 μm，枝晶间共晶的体积分数从52.1%下降到39.3%，除了墙体顶层外，其他沉积层的微观组织形貌均由柱状晶组成，而最顶部的沉积层组织则是由柱状晶向等轴晶转变。根据枝晶择优生长理论［71］，最接近温度梯度方向的结晶取向通常在枝晶生长中占据最有利的位置，从而形成沿温度梯度方向生长的柱状枝晶。熔池中的温度梯度方向通常垂直于液-固界面，即熔池的边界。因此，除顶层为等轴晶外，其他沉积层组织均由柱状晶组成。
图4 不同脉冲频率下TIG-WAAM镁合金的微观组织［40］ (a)500 Hz；(b)100 Hz；(c)10 Hz；(d)5 Hz；(e)2 Hz；(f)1 Hz

Fig.4 Microstructures of magnesium alloys with different pulse frequency manufactured by TIG-WAAM［40］ (a)500 Hz;(b)100 Hz;(c)10 Hz;(d)5 Hz;(e)2 Hz;(f)1 Hz

FSAM成形过程中会发生动态再结晶过程，可以获得均匀的显微组织，有利于提高构件的综合力学性能。McClelland等［60］以WE43镁合金棒材为研究对象进行了FSAM实验，研究发现，增材制造过程中无明显热积累，显微组织分布均匀，存在大量的动态再结晶，不同位置的晶粒尺寸差异不大，均为2~3 μm，实现了晶粒细化。同时阐明了FSAM过程中动态再结晶的机理，由于搅拌摩擦热过程可以达到熔点的60%~90%，高于再结晶温度，成形过程中的再结晶是热变形储存能的释放造成了新晶界的形成和迁移的过程。Palanivel等［16］研究了不同搅拌头转速对FSAM镁合金成形构件的微观组织的影响，发现较高的转速会加剧Mg2Y金属间化合物在晶界的偏析，减小转速后镁合金成形件具有较为均匀的微观组织。Calvert［59］以粉末和棒材为原料，采用FSAM技术制备WE43镁合金试样，与原始棒材相比，制备的镁合金试样晶粒由母材的15 μm细化到2.0~2.4 μm。Wlodarski等［62］研究了AZ31镁合金FSAW成形后的组织形貌，如图5所示。从图5（a）中可以清楚地看到试样的七个沉积层，不同沉积层由于处于不同的热循环和搅拌作用下，其微观结构和晶粒尺寸明显不同。图5（c）~（g）显示了搅拌摩擦两次的沉积层（第2~6层）组织形貌，而图5（b），（h）显示了仅搅拌摩擦一次的沉积层（底层和顶层）组织形貌。可以看出，第1~6层的晶粒尺寸在4.5~7.8 μm之间，均小于基板的晶粒尺寸（8.5 μm），并且晶粒尺寸呈现出随着增材高度（沉积层数）增加而减小的规律，这主要是由于增材过程中发生了动态重结晶。
图5 FSAM AZ31镁合金的微观组织［62］(a)搅拌区；(b)第1层；(c)第2层；(d)第3层；(e)第4层；(f)第5层；(g)第6层；(h)第7层；(i)基板

Fig.5 Microstructures of AZ31 Mg alloy by FSAM［62］(a)stir zone of build;(b)1st layer;(c)2nd layer;(d)3rd layer;(e)4th layer;(f)5th layer;(g)6th layer;(h)7th layer;(i)substrate

镁合金不同增材制造工艺对试样的力学性能有显著的影响，表7 ［16，21，30，34，40，42，44-46，48，54，59-60］为镁合金增材制造不同工艺试样力学性能对比，三种方法制造的试样极限抗拉强度（ultimate tensile strength， UTS）超过300 MPa，其中WAAM和FSAM成形试样塑性较好，伸长率（elongation， EL）整体在10%以上，WAAM成形试样最大伸长率达到了31%。
表7 镁合金不同增材制造工艺的试样力学性能对比

Table 7 Comparison of the mechanical properties of magnesium alloy samples manufactured by different additive manufacturing methods

Material Method YS/MPa UTS/MPa EL/%
AZ91D ［21］ SLM 254.0 296.0 1.2-1.8
GZ151K［34］ SLM 345.0 368.0 3.0
AZ61［30］ SLM 233.0 287.0 3.1
SLM+HIP 126.0 274.0 8.2
AZ31［40］ TIG-WAAM（different pulse frequency） 79.0-104.0 221.0-263.0 ＞23.0
AZ31［42］ TIG-WAAM（different current） 78.0-89.0 230.0-236.0 24.9-31.0
AZ80M［44］ TIG-WAAM 146.0a 308.7a 15.4a
119.0b 237.3b 12.2b
AZ31［54］ TIG-WAAM 109.1±17.9a 222.9±5.4a 20.3±3.8a
94.7±2.0b 190.7±23.3b 13.8±4.0b
AZ91［45］ CMT-WAAM Not given 250.3±2.6a 17.5±1.6a
245.2±1.0b 16.3±1.0b
AZ31［46］ CMT-WAAM（single pass） 71.2±4.5a 151.9±12.9a 7.5±1.3a
131.6±4.2b 210.5±3.5b 10.5±1.6b
AZ31［48］ CMT-WAAM（back and forth pass） 85.4±3.0a 225.7±12.1a 28.3±2.0a
125.9±5.0b 210.5±18.2b 17.2±4.2b
WE43［16］ FASM 265.0±7.0 300.0±9.0 29.8±0.2
Rolling 310.0±3.0 357.0±4.0 2.9±0.1
WE43［59］ FSAM（powder feeding and water cooling）

217.0a

208.0b

220.0c

274.0a

218.0b

276.0c

13.3a

10.8b

13.6c

FSAM（powder feeding and liquid nitrogen cooling）

246.0a

252.0b

220.0c

286.0a

289.0b

297.0c

12.5a

13.0b

11.8c

FSAM（sheet feeding and liquidnitrogen cooling）

251.0a

243.0b

260.0c

281.0a

277.0b

288.0c

16.5a

12.4b

15.8c

WE43［60］ FSAM（sheet feeding）

230.0±12.8a

213.8±7.5b

200.8±6.7c

283.0±6.1a

268.5±3.4b

264.7±10.8c

11.7±1.1a

13.8±2.4b

11.0±2.5c

Note: a-in deposition direction;b-in build direction;c-in thickness direction.

在镁合金SLM成形过程中，由于激光斑点较小，能量集中，可以在有限的时间内迅速熔化粉末和冷却，这种快速加热和凝固过程可以细化镁合金晶粒，使得材料能够承受更大的负载，改善材料的力学性能。Wei等［21］研究了AZ31镁合金SLM成形试样力学性能，结果表明，不同功率下试样的抗拉强度和屈服强度（yield strength， YS）均高于铸造件，但伸长率较低。图6 ［21，44］为SLM和WAAM成形件拉伸断口对比，SLM成形件断裂类型为韧脆混合断裂，WAAM成形件整体呈现韧性断裂，从断口形貌中可以看出电弧增材成形构件具有较好的塑性，而SLM成形件的低塑性可能与其较高的孔隙率有关。Liu等［30］ 比较了SLM试样和SLM+HIP试样的力学性能。研究表明，采用SLM+HIP工艺可以明显降低孔隙率，大幅提高试样的伸长率，从3.1%提高到8.2%，同时保持试样的抗拉强度。
图6 镁合金SLM（a）和WAAM（b）成形件的拉伸断口微观形貌［21，44］

Fig.6 Tensile fracture morphologies of magnesium alloys manufactured by SLM（a） and WAAM（b）［21，44］

WAAM试样的力学性能表现出了明显的各向异性。Guo等［44］在AZ80M镁合金TIG-WAAM研究中发现，成形件垂直方向的屈服强度、抗拉强度和伸长率均弱于水平方向，层间过渡区的粗晶区以及显微缺陷（气孔、裂纹等）是造成垂直方向力学性能较差的主要原因。Takagi等［15］采用MIG-WAAM工艺研究了镁合金多层多道构件的力学性能，与轧制镁合金试样相比，使用MIG-WAAM制备的试样抗拉强度相等，但伸长率更高。Yang等［46］进行镁合金CMT-WAAM拉伸实验后发现由于存在大量的垂直枝晶，垂直方向试件具有较好的拉伸性能。从薄壁构件的底部到顶部，枝晶间共晶的体积分数先减小后稳定，而极限抗拉强度先增加后稳定。同时提出为了提高AZ31镁合金试样的拉伸性能，必须控制柱状枝晶的生长方向和共晶的体积分数。这种现象在铝合金［72］和钛合金［73］的增材制造中也有报道。Wang等［48］采用CMT-WAAM技术制造AZ31镁合金薄壁构件并评估其力学性能。结果表明水平方向的屈服强度低于垂直方向的屈服强度，水平方向的极限抗拉强度高于垂直方向。这主要是因为HAZ过渡层中存在微小的气孔并且晶粒比较粗大，导致在垂直方向上的极限抗拉强度比在水平方向上的极限抗拉强度相对较低。提出通过防止晶粒粗化和抑制孔隙率可以提高CMT-WAAM构件的强度。根据标准ASTM B91-12，锻造的AZ31镁合金的抗拉强度和屈服强度分别为234 MPa和131 MPa。Liu等［74］报道铸造AZ31镁合金的抗拉强度为201.2 MPa，伸长率为17.2%。相比之下，WAAM工艺制备的AZ31镁合金构件的力学性能与锻态和铸态AZ31镁合金的力学性能相当，表明CMT-WAAM工艺制备的AZ31镁合金构件具有较好的力学性能。
在FSAM实验中，Calvert［59］采用WE43粉末和板材为实验原料进行了FSAM实验，分别研究了粉末进料水冷、粉末进料液氮冷却、板条进料液氮冷却等条件下成形件的显微组织和力学性能。研究发现，在增材制造过程中使用液氮冷却的镁合金试样力学性能表现为各向同性，而其他冷却条件下试样水平方向力学性能均优于垂直方向；试样经过180 ℃下44 h时效处理，试样抗拉强度平均提高了50 MPa，而伸长率平均降低了6%。目前在实验中经过时效处理后试样最大抗拉强度已经超过了300 MPa［16］，其中以板材为进料的FSAM方法获得了更大伸长率，这得益于搅拌摩擦过程使镁合金板材获得的超塑性。

4 结束语

本文综述了镁合金增材制造领域最新研究进展，主要介绍了目前镁合金增材制造的研究内容与难点，对镁合金的不同增材制造方法成形件的成形特征、组织性能和常见缺陷进行了分析讨论，得出以下结论。
（1）SLM适用于较小尺寸、对精度要求高、结构复杂的镁合金零件。SLM过程涉及大量的工艺参数，现阶段研究大多探究在特定条件下的镁合金SLM实验的最佳工艺参数，研究的最佳工艺参数差别较大，实验的可重复性较差，如何系统地表征工艺参数与镁合金SLM构件宏观成形、微观组织和力学性能的影响规律，对SLM工艺进行优化是一个重要方向。另外，镁合金SLM工艺目前仍面临气孔、粉体飞溅、元素烧损等问题，并且对影响实验结果的相关条件理解有限，深入开展镁合金SLM模拟研究并完善相关实验条件参数数据库有助于推动SLM的研究进程，从而进一步改善SLM成形质量。
（2）WAAM热输入较大，电弧稳定性和熔滴过渡过程不易控制，在增材制造过程中易产生晶粒粗大，热裂纹等问题，如何减少镁合金WAAM构件中的缺陷并提高成形件使用性能是当前待解决的问题之一。低热输入的CMT技术适合于镁合金这种对热输入敏感的轻质合金的增材制造，镁合金CMT增材制造的研究与应用是未来镁合金WAAM领域发展趋势。此外，对于镁合金WAAM成形零件精度偏低的问题，可以使用视觉传感技术，实时监控、反馈信号，实现WAAM过程的精确控制，改善成形质量。
（3）FSAM和WAAM与SLM相比，适用于较大尺寸镁合金零部件的增材制造。FSAM加工参数对最终构件的显微晶粒尺寸及宏观力学性能有直接影响，目前尚缺乏针对加工参数与构件显微结构、力学性能的系统研究。在镁合金FSAM过程中伴随多道次非均匀温升和复杂的再结晶过程，从宏观到微观的组织结构演化与性能改变机理仍然缺乏清晰的认识，这些仍然是镁合金FSAM技术的瓶颈问题。此外，FSAM工艺目前存在孔隙、带状组织和钩状缺陷等问题，开展压力控制系统的研究对镁合金FSAM成形稳定性及减少构件缺陷具有重要意义。
综上，近年来镁合金增材制造技术引起了人们的广泛关注，但镁合金增材制造的研究仍处于初步阶段，随着相应问题进一步研究和突破，镁合金增材制造技术将会得到更广泛的发展和应用。

References

Publishing order | Descend order by publishing year | Descend order by cited within
1
KULEKCI M K. Magnesium and its alloys applications in automotive industry［J］.The International Journal of Advanced Manufacturing Technology， 2008， 39（9/10）： 851-865.

2
DZIUBA D， MEYER-LINDENBERG A， SEITZ J M， et al. Long-term in vivo degradation behaviour and biocompatibility of the magnesium alloy ZEK100 for use as a biodegradable bone implant［J］.Acta Biomaterialia， 2013， 9（10）： 8548-8560.

3
OGAWA Y， ANDO D， SUTOU Y， et al. A lightweight shape-memory magnesium alloy［J］.Science， 2016， 353（6297）： 368-370.

4
中国航空材料手册委员会. 中国航空材料手册［M］. 北京： 中国标准出版社， 2002.

Committee for the Chinese Aerospace Materials Handbook. Handbook of Chinese aerospace materials［M］. Beijing： China Standard Press， 2002.

5
LUO A A， SACHDEV A K. Mechanical properties and microstructure of AZ31 magnesium alloy tubes［M］∥Essential Readings in Magnesium Technology.Cham，Springer：2016： 381-387.

6
张占领， 张艳琴， 刘真.镁合金压铸件常见缺陷及改进措施［J］.铸造技术， 2019，40（7）：718-721.

ZHANG Z L， ZHANG Y Q， LIU Z. Common defects of magnesium alloy castings and improvement measures［J］.Foundry Technology， 2019，40（7）：718-721.

7
MOSTAFA Y， ELBESTAWI M A. A review of metal additive manufacturing technologies［J］.Solid State Phenomena， 2018， 278： 1-14.

8
EMMELMANN C， KRANZ J， HERZOG D， et al. Laser additive manufacturing of metals［M］∥Laser Technology in Biomimetics： Basics and Applications. Berlin， Heidelberg： Springer Berlin Heidelberg， 2014： 143-162.

9
WILLIAMS S W， MARTINA F， ADDISON A C， et al. Wire+ arc additive manufacturing［J］.Materials Science and Technology， 2016， 32（7）： 641-647.

10
MA H T， YUAN R， XIE Y P， et al. The role of Ag， Ca， Zr and Al in strengthening effects of ZK series alloys by altering G.P. zones stability［J］.Acta Materialia，2018，147： 42-50.

11
汪荣香，洪立鑫，章晓波.生物医用镁合金耐腐蚀性能研究进展［J］.材料工程，2021，49（12）：14-27.

WANG R X， HONG L X， ZHANG X B， et al. Research progress in corrosion resistance of biomedical magnesium alloys［J］.Journal of Materials Engineering，2021，49（12）：14-27.

12
YAN Y， XIONG X M， CHEN J， et al. Research advances in magnesium and magnesium alloys worldwide in 2020［J］.Journal of Magnesium and Alloys， 2021， 9（3）： 705-747.

13
关桥.焊接/连接与增材制造（3D打印）［J］.焊接， 2014，73 （5）： 1-8.

GUAN Q.Welding/Joining and additive manufacturing （3D printing）［J］.Welding and Joining， 2014，73 （5）： 1-8.

14
WU C L， WEI Z， MAN H C. Additive manufacturing of ZK60 magnesium alloy by selective laser melting： parameter optimization， microstructure and biodegradability［J］.Materials Today Communications， 2021， 26： 101922.

15
TAKAGI H， SASAHARA H， ABE T， et al. Material-property evaluation of magnesium alloys fabricated using wire-and-arc-based additive manufacturing［J］.Additive Manufacturing， 2018， 24： 498-507.

16
PALANIVEL S， NELATURU P， GLASS B， et al. Friction stir additive manufacturing for high structural performance through microstructural control in an Mg based WE43 alloy［J］.Materials & Design， 2015， 65： 934-952.

17
NG C， SAVALANI M， MAN H， et al. Layer manufacturing of magnesium and its alloy structures for future applications［J］.Virtual and Physical Prototyping， 2010， 5（1）： 13-19.

18
NG C C， SAVALANI M M， LAU M L， et al. Microstructure and mechanical properties of selective laser melted magnesium［J］.Applied Surface Science， 2011， 257（17）： 7447-7454.

19
CHI C N， SAVALANI M， MAN H C. Fabrication of magnesium using selective laser melting technique［J］.Rapid Prototyping Journal， 2011， 17（6）： 479-490.

20
谢辙. 选区激光熔化成形AZ91D镁合金的工艺与机理研究［D］. 武汉：华中科技大学， 2013.

XIE Z. Research on processing and mechanism of AZ91D magnesium alloy by selective laser melting［D］.Wuhan： Huazhong University of Science & Technology， 2013.

21
WEI K， GAO M， WANG Z， et al. Effect of energy input on formability， microstructure and mechanical properties of selective laser melted AZ91D magnesium alloy［J］.Materials Science and Engineering： A， 2014， 611： 212-222.

22
SCHMID D， RENZA J， ZAEH M F， et al. Process influences on laser-beam melting of the magnesium alloy AZ91［J］.Physics Procedia， 2016， 83： 927-936.

23
魏恺文， 王泽敏， 曾晓雁. AZ91D镁合金在激光选区熔化成形中的元素烧损［J］.金属学报， 2016， 52（2）： 184-190.

WEI K W， WANG Z M， ZENG X Y. Element loss of AZ91D magnesium alloy during selective laser melting process［J］.Acta Metallurgica Sinica， 2016， 52（2）： 184-190.

24
SAVALANI M M， PIZARRO J M. Effect of preheat and layer thickness on selective laser melting （SLM） of magnesium［J］.Rapid Prototyping Journal， 2016， 22（1）： 115-122.

25
PAWLAK A， ROSIENKIEWICZ M， CHLEBUS E. Design of experiments approach in AZ31 powder selective laser melting process optimization［J］.Archives of Civil and Mechanical Engineering， 2017， 17（1）： 9-18.

26
LIU C， ZHANG M， CHEN C. Effect of laser processing parameters on porosity， microstructure and mechanical properties of porous Mg-Ca alloys produced by laser additive manufacturing［J］.Materials Science and Engineering：A， 2017， 703：359-371.

27
ZHANG M， CHEN C， LIU C， et al. Study on porous Mg-Zn-Zr ZK61 alloys produced by laser additive manufacturing［J］.Metals， 2018， 8（8）： 635.

28
BAER F， BERGER L， JAUER L， et al. Laser additive manufacturing of biodegradable magnesium alloy WE43： a detailed microstructure analysis［J］.Acta Biomaterialia， 2019， 98： 36-49.

29
ESMAILY M， ZENG Z， MORTAZAVI A N， et al. A detailed microstructural and corrosion analysis of magnesium alloy WE43 manufactured by selective laser melting［J］.Additive Manufacturing， 2020， 35： 101321.

30
LIU S， GUO H. Influence of hot isostatic pressing （HIP） on mechanical properties of magnesium alloy produced by selective laser melting （SLM）［J］.Materials Letters， 2020， 265： 127463.

31
TELANG V S， PEMMADA R， THOMAS V， et al. Harnessing additive manufacturing for magnesium based metallic bioimplants： recent advances and future perspectives［J］.Current Opinion in Biomedical Engineering， 2021， 17（1）： 100264.

32
DOÑATE-BUENDÍA C， GU D， SCHMIDT M， et al. On the selection and design of powder materials for laser additive manufacturing［J］.Materials & Design， 2021， 204： 109653.

33
YANG Y， LU C， SHEN L， et al. In-situ deposition of apatite layer to protect Mg-based composite fabricated via laser additive manufacturing［J］.Journal of Magnesium and Alloys， 2023， 11（2）： 629-640.

34
FU P H， WANG N Q， LIAO H G， et al. Microstructure and mechanical properties of high strength Mg-15Gd-1Zn-0.4Zr alloy additive-manufactured by selective laser melting process［J］.Transactions of Nonferrous Metals Society of China， 2021， 31（7）： 1969-1978.

35
SUCHÝ J， KLAKURKOVÁ L， MAN O， et al. Corrosion behaviour of WE43 magnesium alloy printed using selective laser melting in simulation body fluid solution［J］.J Manuf Process， 2021， 69： 556-566.

36
WANG W， HE L， YANG X， et al. Microstructure and microhardness mechanism of selective laser melting Mg-Y-Sm-Zn-Zr alloy［J］.Journal of Alloys and Compounds， 2021， 868： 159107.

37
徐春杰， 华心雨， 马东， 等. 选区激光熔化AZ91D镁合金的组织与性能［J］.铸造技术， 2021， 42（9）： 749-753.

XU C J， HUA X Y， MA D. Study on microstructure and properties of selective laser melted （SLM） magnesium alloy AZ91D［J］.Foundry Technology， 2021， 42（9）： 749-753.

38
LI J， LI H， LIANG Y， et al. The microstructure and mechanical properties of multi-strand， composite welding-wire welded joints of high nitrogen austenitic stainless steel［J］.Materials， 2019， 12（18）： 2944.

39
ZHANG B， WANG C， WANG Z， et al. Microstructure and properties of Al alloy ER5183 deposited by variable polarity cold metal transfer［J］.Journal of Materials Processing Technology， 2019， 267： 167-176.

40
GUO J， ZHOU Y， LIU C， et al. Wire arc additive manufacturing of AZ31 magnesium alloy： grain refinement by adjusting pulse frequency［J］.Materials， 2016， 9（10）： 823.

41
曲宏韬， 申俊琦， 步贤政， 等. AZ31镁合金CMT堆焊工艺与接头组织研究［J］.航天制造技术， 2017（1）： 34-37.

QU H T， SHEN J Q， BU X Z， et al. Study on cladding process and microstructure of magnesium alloys employing CMT welding［J］.Aerospace Manufacturing Technology， 2017（1）： 34-37.

42
施瀚超，胡立杰，郑涛.电流对电弧增材制造AZ31镁合金成型与组织性能的影响［J］.铸造技术， 2018， 39（10）： 2285-2288.

SHI H C， HU L J， ZHENG T. Effects of electric current on the forming， microstructure and mechanical properties of AZ31 alloy prepared by wire arc additive manufacturing［J］.Foundry Technology， 2018， 39（10）： 2285-2288.

43
姚巨坤， 江宏亮， 殷凤良. 镁合金CMT-电弧增材再制造工艺与组织性能研究［J］.工具技术， 2019， 53（1）： 65-69.

YAO J K， JIANG H L， YIN F L. Study on remanufacturing process and microstructure of magnesium alloy CMT-arc additives［J］.Tool Technology， 2019， 53（1）： 65-69.

44
GUO Y， PAN H， REN L， et al. Microstructure and mechanical properties of wire arc additively manufactured AZ80M magnesium alloy［J］.Materials Letters， 2019，247：4-6.

45
BI J， SHEN J， HU S， et al. Microstructure and mechanical properties of AZ91 Mg alloy fabricated by cold metal transfer additive manufacturing［J］.Materials Letters， 2020， 276： 128185.

46
YANG X， LIU J， WANG Z， et al. Microstructure and mechanical properties of wire and arc additive manufactured AZ31 magnesium alloy using cold metal transfer process［J］.Materials Science and Engineering： A， 2020， 774： 138942.

47
GUO Y， QUAN G， JIANG Y， et al. Formability， microstructure evolution and mechanical properties of wire arc additively manufactured AZ80M magnesium alloy using gas tungsten arc welding［J］.Journal of Magnesium and Alloys， 2021， 9（1）： 192-201.

48
WANG P， ZHANG H， ZHU H， et al. Wire-arc additive manufacturing of AZ31 magnesium alloy fabricated by cold metal transfer heat source： processing， microstructure， and mechanical behavior［J］.Journal of Materials Processing Technology， 2021， 288： 116895.

49
占宇航， 郭阳阳， 李章张， 等. 工艺参数对电弧增材制造镁合金组织和性能的影响［J］.热加工工艺， 2022，51（19）：26-29.

ZHAN Y H， GUO Y Y， LI Z Z， et al. Effect of process parameters on microstructure and properties of magnesium alloy produced by wire arc additive manufacturing［J］.Hot Working Technology， 2022，51（19）：26-29.

50
GUO Y， QUAN G， CELIKIN M， et al. Effect of heat treatment on the microstructure and mechanical properties of AZ80M magnesium alloy fabricated by wire arc additive manufacturing［J］.Journal of Magnesium and Alloys， 2022， 10（7）： 1930-1940.

51
倪加明， 刘思余， 李志豪， 等. 镁合金电弧熔丝增材成形质量控制研究［J］.热加工工艺， 2021， 50（13）： 128-132.

NI J M， LIU S Y， LI Z H，et al. Study on forming quality control of magnesium alloy wire arc additive manufacturing［J］.Hot Working Technology， 2021， 50（13）： 128-132.

52
KLEIN T， ARNOLDT A， SCHNALL M， et al. Microstructure formation and mechanical properties of a wire-arc additive manufactured magnesium alloy［J］.JOM，2021，73（4）：1126-1134.

53
LI J， QIU Y， YANG J， et al. Effect of grain refinement induced by wire and arc additive manufacture （WAAM） on the corrosion behaviors of AZ31 magnesium alloy in NaCl solution［J］.Journal of Magnesium and Alloys， 2023， 11（1）： 217-229.

54
FANG X， YANG J， WANG S， et al. Additive manufacturing of high performance AZ31 magnesium alloy with full equiaxed grains： microstructure， mechanical property， and electromechanical corrosion performance［J］.Journal of Materials Processing Technology， 2022， 300： 117430.

55
YING T， ZHAO Z X， YAN P F， et al. Effect of fabrication parameters on the microstructure and mechanical properties of wire arc additive manufactured AZ61 alloy［J］.Materials Letters， 2022， 307：131014.

56
冯吉才， 王亚荣， 张忠典. 镁合金焊接技术的研究现状及应用［J］.中国有色金属学报， 2005， 15（2）： 165-178.

FENG J C， WANG Y R， ZHANG Z D. Status and expectation of research on welding of magnesium alloy［J］.The Chinese Journal of Nonferrous Metals， 2005， 15（2）： 165-178.

57
KUMAR SRIVASTAVA A， KUMAR N， DIXIT A RAI. Friction stir additive manufacturing-an innovative tool to enhance mechanical and microstructural properties［J］.Materials Science and Engineering： B， 2021， 263： 114832 .

58
DESAI A M， KHATRI B C， PATEL V， et al. Friction stir welding of AZ31 magnesium alloy： a review［J］.Materialstoday Proceedings， 2021，47 （4） ： 6576-6584.

59
CALVERT J R. Microstructure and mechanical properties of WE43 alloy produced via additive friction stir technology［D］. Virginia Tech， 2015.

60
McCLELLAND Z， AVERY D Z， WILLIAMS M B， et al. Microstructure and mechanical properties of high shear material deposition of rare earth magnesium alloys WE43［C］∥Magnesium Technology 2019. Cham，Switzerland：Springer International Publishing， 2019： 277-282.

61
HO Y H， JOSHI S S， WU T C， et al. In-vitro bio-corrosion behavior of friction stir additively manufactured AZ31B magnesium alloy-hydroxyapatite composites［J］.Materials Science and Engineering： C， 2020， 109： 110632.

62
WLODARSKI S， AVERY D Z， WHITE B C， et al. Evaluation of grain refinement and mechanical properties of additive friction stir layer welding of AZ31 magnesium alloy［J］.Journal of Materials Engineering and Performance， 2021， 30（2）： 964-972.

63
赵梓钧， 杨新岐， 李胜利，等. 工具形状及工艺过程对搅拌摩擦增材成形及缺陷的影响［J］.材料工程， 2019， 47（9）：84-92.

ZHAO Z J， YANG X Q， LI S L， et al. Influence of tool shape and process on formation and defects of friction stir additive manufactured build［J］.Journal of Materials Engineering， 2019， 47（9）：84-92.

64
SALEHI M， MALEKSAEEDI S， FARNOUSH H， et al. An investigation into interaction between magnesium powder and Ar gas： implications for selective laser melting of magnesium［J］.Powder Technology， 2018， 333： 252-261.

65
郜庆伟， 赵健， 舒凤远， 等. 铝合金增材制造技术研究进展［J］ .材料工程， 2019， 47（11）： 32-42.

GAO Q W， ZHAO J， SHU F Y，et al. Research progress in aluminum alloy additive manufacturing［J］.Journal of Materials Engineering， 2019， 47（11）： 32-42.

66
LEI Y， XIONG J， LI R. Effect of inter layer idle time on thermal behavior for multi-layer single-pass thin-walled parts in GMAW-based additive manufacturing［J］.The International Journal of Advanced Manufacturing Technology，2018，96：1355-1365.

67
HUI W J， OUYANG J H， KOVACEVIC R. Rapid prototyping of 4043 Al-alloy parts by VP-GTAW［J］.Journal of Materials Processing Technology， 2004， 148： 93-102.

68
LONGHURST W R， STRAUSS A M， COOK G E， et al. Investigation of force-controlled friction stir welding for manufacturing and automation［J］.Proceedings of the Institution of Mechanical Engineers Part B， 2010， 224（6）： 937-949.

69
李晗， 史清宇， 刘瞿， 等. 搅拌摩擦焊下压力控制系统的开发及在模拟非刚性环境下的验证试验［J］.机械工程学报， 2015， 51（22）： 60-65.

LI H， SHI Q Y， LIU Q， et al. Development of pressure control system for friction stir welding and experiment in simulated non-rigid environment［J］.Journal of Mechanical Engineering， 2015， 51（22）： 60-65.

70
RONG W， WU Y J， ZHANG Y， et al. Characterization and strengthening effects of gamma' precipitates in a high-strength casting Mg-15Gd-1Zn-0.4Zr （wt.%） alloy［J］.Materials Characterization， 2017， 126： 1-9.

71
ZHANG J， SONG B， WEI Q， et al. A review of selective laser melting of aluminum alloys： processing， microstructure， property and developing trends［J］.Journal of Materials Science & Technology， 2019， 35（2）： 270-284.

72
FROEND M， VENTZKE V， DORN F， et al. Microstructure by design： an approach of grain refinement and isotropy improvement in multi-layer wire-based laser metal deposition［J］.Materials Science and Engineering： A， 2020， 772： 138635.

73
ZHU Y Y， TANG H B， LI Z， et al. Solidification behavior and grain morphology of laser additive manufacturing titanium alloys［J］.Journal of Alloys and Compounds， 2019， 777： 712-716.

74
LIU H， GONG N， PANG L， et al. Microstructure and mechanical properties of as-cast AZ31 with the addition of Sb［J］.Materials Science and Engineering： A， 2008， 497（1/2）： 254-259.

Options
Outlines

/

〈 〉