王繼娜，徐開東

（河南城建學(xué)院土木與材料工程系，平頂山 467036）

0 引 言

鎂合金作為目前已使用密度最小的金屬結(jié)構(gòu)材料，是實(shí)現(xiàn)裝備輕量化的一條重要途徑，但它的耐蝕和耐磨等性能較差，限制了其進(jìn)一步發(fā)展［1－2］。研究表明，金屬材料的失效（如腐蝕、磨損和斷裂等）多始于表面，因此從理論上講可以通過對(duì)其表面組織結(jié)構(gòu)和性能的優(yōu)化有效提高其耐蝕、耐磨等性能［3］。鎂合金常用的表面強(qiáng)化工藝主要有熱噴涂、電鍍和微弧氧化等。激光技術(shù)憑借清潔、節(jié)能及易控等特點(diǎn)，使激光熔覆等激光強(qiáng)化工藝在材料表面處理方面得到了越來越廣泛的應(yīng)用。

目前，鎂合金激光表面強(qiáng)化研究中涉及較多的是以鋁粉為合金化元素，通過細(xì)化表層晶粒和生成Mg2Al3、Mg17Al12等鋁鎂金屬間化合物來改善鎂合金的耐蝕和耐磨性能［4－5］。此外，Majumdar等采用鎳粉、Al－SiC和 Al－Al2O3等復(fù)合粉體為強(qiáng)化原料對(duì)鎂合金進(jìn)行了激光表面強(qiáng)化處理，使其耐蝕性和耐磨性得到了一定程度的改善，但仍存在組織不均勻、基體氣化嚴(yán)重以及相容性差等缺點(diǎn)［6－12］。TiB2具有密度小、熔點(diǎn)高、耐磨性和熱穩(wěn)定好等特點(diǎn)，在鋼、鋁合金和鈦合金等基材的表面改性方面已得到了廣泛應(yīng)用［13－14］。但從目前的報(bào)道來看，關(guān)于TiB2金屬陶瓷材料在鎂合金表面改性方面的研究較少。為提高鎂合金材料的耐蝕性能和耐磨性能，作者以Al－TiB2復(fù)合粉體為強(qiáng)化材料，采用激光熔覆工藝對(duì)鎂合金進(jìn)行了表面強(qiáng)化處理，研究了鎂釓系鎂合金的激光熔覆行為，重點(diǎn)考察了TiB2含量對(duì)強(qiáng)化效果的影響、TiB2與基體的相容性及強(qiáng)化層的耐磨性。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)基體材料為擠壓態(tài) Mg－15Gd－3Y稀土變形鎂合金，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為15.26Gd，2.11Y，余 Mg。以 Al－TiB2復(fù)合粉體作為強(qiáng)化材料，其中TiB2的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0，30%，50%，70%和100%，在氮?dú)獗Ｗo(hù)氣氛中將復(fù)合粉體球磨30min混合均勻，而后利用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%的聚乙烯醇溶液與合金化粉體混勻后涂覆在經(jīng)砂紙研磨處理后的鎂合金表面，風(fēng)干后的涂層厚度控制在0.6mm左右。

采用LCY－400型Nd：YAG脈沖激光器對(duì)鎂合金表面進(jìn)行熔覆強(qiáng)化處理，優(yōu)化工藝參數(shù)：脈寬0.8ms、頻率45Hz、光斑直徑1.0mm、電流220A、掃描速度350mm·min－1。為防止鎂合金基體及復(fù)合粉體在激光熔覆過程中發(fā)生氧化，采用了雙層微柵穩(wěn)氣流型氣氛保護(hù)裝置。

1.2 試驗(yàn)方法

采用FEI Quanta 450型掃描電鏡（SEM）觀察和分析強(qiáng)化層的微觀組織；采用JEM－2100型高分辨透射電鏡（TEM）分析強(qiáng)化層的微觀精細(xì)結(jié)構(gòu)和相容性，試樣取自與表面平行且距表面20μm層深處，用細(xì)砂紙研磨試樣至50μm后用離子減??；利用X′pert pro MPD型X射線衍射儀（XRD）測(cè)強(qiáng)化層的物相；采用Micromet－3型顯微硬度儀測(cè)定激光強(qiáng)化層沿厚度方向的硬度分布，所加載荷為0.5N，保壓時(shí)間15s；摩擦磨損性能測(cè)試采用MMS－1G型銷盤式摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)，摩擦盤材料為GCr15鋼（經(jīng)850°C油浴淬火、180°C低溫回火處理，硬度為62HRC），對(duì)磨面均用600＃砂紙拋光，丙酮清洗，摩擦速率為4m·s－1，載荷為40N，試驗(yàn)時(shí)間為200s，室溫下進(jìn)行測(cè)試。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 表面強(qiáng)化層的微觀組織

由圖1可知，表面強(qiáng)化后可分為合金化層、過渡層和基體三部分，且隨著TiB2含量的增加，合金化層組織的均勻性呈下降的趨勢(shì)。當(dāng)TiB2質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于70%時(shí)，合金化層的組織較為均勻，引入的增強(qiáng)相呈彌散分布；當(dāng)TiB2質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于70%時(shí)，由于熔池中沒有足夠的熔鋁作為粘結(jié)劑，導(dǎo)致合金化組織不均勻；當(dāng)TiB2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為100%時(shí)，在其自身重力和熔池對(duì)流綜合作用下出現(xiàn)了TiB2“嵌入”基體的現(xiàn)象，整體分布均勻性較差。從合金化層的厚度來看，隨著TiB2含量的增加，尤其是質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過70%時(shí)，合金化層的深度較淺，這可能是由于鋁和TiB2對(duì)激光吸收利用率差異引起的。此外，熔池內(nèi)熔融金屬液的黏性也是影響合金化層組織和成分均勻性的重要因素，在激光掃描的瞬間，預(yù)鋪在鎂合金表面的合金粉體首先受熱熔化，隨后才是基體材料的熔化，因此，一定量鋁的存在能夠增加熔池的對(duì)流效應(yīng)，有利于合金化層微觀組織的均勻性和增強(qiáng)相的彌散分布。

2.2 合金化層的XRD譜

由圖2可見，鎂合金基體的物相主要是鎂；純鋁合金化層的主要產(chǎn)物相為鋁、Al2Gd和Al2Y等；純TiB2合金化層的主要物相為鎂和TiB2；其余合金化層中的物相除了鋁、Al2Gd和Al2Y外，主要是TiB2。

鎂合金基體中的原始物相（如MgGd3、GdMg5和Mg24Y5等）的熔點(diǎn)較低，由于其在熔覆過程中發(fā)生了分解，致使其特征衍射峰并不明顯；而分解出來的釓和釔與合金化元素鋁原位反應(yīng)合成了高溫硬質(zhì)相Al2Gd和Al2Y。隨著復(fù)合粉體中鋁質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加，高溫硬質(zhì)相Al2Gd和Al2Y的特征衍射峰強(qiáng)度呈逐漸增強(qiáng)的趨勢(shì)，這表明合金化層中新相Al2Gd和Al2Y的相對(duì)含量隨著鋁元素在合金化層成分中比例的增加而增加，且殘留的鋁主要以固溶的形式存在于合金化層中，從而形成了富鋁的合金化層。

由于鎂鋁間化合物Mg2Al3和Al12Mg17等物相的熔點(diǎn)較低，在激光熔覆時(shí)，激熱激冷的特點(diǎn)決定了它們?cè)谌鄢啬踢^程中難以形成，故衍射峰強(qiáng)度很低。由鎂鋁、鋁釓、鋁釔二元合金相圖可知，在鎂合金表面激光熔覆過程中，釓、釔幾乎全部形成了鋁化物高溫硬質(zhì)相，這表明激光熔覆是一種非平衡的處理過程。進(jìn)一步分析不同合金化層的XRD譜發(fā)現(xiàn)，除了TiB2的特征衍射峰外，沒有發(fā)現(xiàn)其它鈦和硼的化合物，這表明在激光熔覆過程中TiB2并未發(fā)生分解，只是在熔池的激冷凝固過程中固溶于合金化層中，從而作為第二相對(duì)合金化層起到了強(qiáng)化作用。

2.3 增強(qiáng)相的相容性

受到分辨率的制約，SEM只能觀察到組織中各種物相大致的分布情況，不能對(duì)更為深入的精細(xì)組織和結(jié)構(gòu)形貌進(jìn)行分析。為了研究在激光熔覆時(shí)原位合成的高溫硬質(zhì)相和引入的TiB2增強(qiáng)相與基體的相容性，選擇Al－50TiB2合金化層進(jìn)行了TEM研究。

由圖3（a）可知，原位合成的新相如 Al2Gd、Al2Y等在合金化層中的分布比較均勻，絕大多數(shù)呈近球形，這種形貌保證了其在受力時(shí)不會(huì)對(duì)組織產(chǎn)生割裂作用；形成的化合物尺寸大部分小于100nm；進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)，粒徑稍大的析出相并不是單個(gè)的析出相，而是多個(gè)粒子的團(tuán)聚體。故SEM形貌上微米級(jí)析出相實(shí)際上是納米級(jí)原位合成相的團(tuán)聚體，這是因?yàn)榧す馊鄹策^程中熔池內(nèi)對(duì)流不充分造成的。引入的TiB2增強(qiáng)相整體分布均勻，粒徑相對(duì)較大，為200nm左右，但局部存在“鏈條式”的團(tuán)聚現(xiàn)象，如圖3（b）所示，且形貌以四邊形為主，這可能是因?yàn)橐氲腡iB2增強(qiáng)相的原始粒徑較大，瞬間不能完全熔化，或熔化的熔液在激冷凝固過程中難以分散造成的。總體來看，原位合成的新相如Al2Gd、Al2Y及引入的TiB2增強(qiáng)相與基體的相容性良好，且基本上沒有尖角形或針狀組織，這對(duì)于利用新型金屬陶瓷來改善合金化層性能，尤其是含有脆性硬質(zhì)相強(qiáng)化層的耐磨性能具有重要意義。

2.4 強(qiáng)化層的硬度及耐磨性能

由圖4可知，與鎂合金基體相比，強(qiáng)化層的表面顯微硬度提高了4～6倍；隨著復(fù)合粉體中TiB2含量的增加，強(qiáng)化層的硬度呈逐漸增加的趨勢(shì)，厚度一般在220μm左右，而純TiB2合金化層的厚度最小，僅為120μm左右，其過渡層相對(duì)較大。強(qiáng)化層顯微硬度的提高主要有兩方面的原因：一是激熱激冷導(dǎo)致的晶粒顯著細(xì)化；二是合金化層中原位合成的金屬間化合物及增強(qiáng)相TiB2的引入。此外，其表面的“類釉質(zhì)”陶瓷化也是硬度升高的重要因素。

由表1可知，當(dāng)引入的強(qiáng)化相TiB2質(zhì)量分?jǐn)?shù)為70%時(shí)，摩擦因數(shù)達(dá)到了最大，但仍小于未經(jīng)合金化處理鎂合金的，純TiB2強(qiáng)化層的摩擦因數(shù)最??；隨著TiB2含量的增加，磨損質(zhì)量損失先增大后減小，70%時(shí)最大，純TiB2強(qiáng)化層的磨損質(zhì)量損失最小。由前文分析可知，強(qiáng)化層中原位形成了粒徑細(xì)小、硬度較高且分布均勻的金屬間化合物，對(duì)提高強(qiáng)化層的整體硬度貢獻(xiàn)較大，而引入的具有較高熔點(diǎn)的強(qiáng)化相TiB2在激光熔覆化過程中率先析出，在熔池的對(duì)流作用下“鑲嵌”于基體中，這些強(qiáng)化相在摩擦磨損過程中受剪切應(yīng)力的作用而脫落，加速磨損，從而對(duì)磨損性能起到負(fù)面作用，其磨損機(jī)制也由粘著磨損轉(zhuǎn)變?yōu)橐阅チＤp為主。與未經(jīng)強(qiáng)化處理的鎂合金相比，激光表面強(qiáng)化層的摩擦因數(shù)和磨損質(zhì)量損失都表現(xiàn)出了一定程度的減小，尤其是純TiB2強(qiáng)化層，在高能激光束的作用下，呈現(xiàn)出陶瓷化，基本沒出現(xiàn)明顯的磨損現(xiàn)象，因此適宜的TiB2含量（如30%）有利于改善鎂合金材料的摩擦磨損性能。

表1 TiB2質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)強(qiáng)化層摩擦磨損性能的影響Tab.1 Effect of mass fraction of TiB2on friction and wear properties of strengthened layer

3 結(jié) 論

（1）當(dāng)TiB2質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于70%時(shí)，激光熔覆強(qiáng)化層的組織細(xì)小均勻，大于70%時(shí)，強(qiáng)化層中出現(xiàn)了塊狀的TiB2強(qiáng)化相；原位合成的高溫硬質(zhì)相Al2Gd、Al2Y等金屬間化合物尺寸在100nm左右，分布均勻，而引入的強(qiáng)化相TiB2呈彌散分布，粒徑為200nm左右，局部出現(xiàn)了“鏈條式”團(tuán)聚現(xiàn)象。

（2）復(fù)合粉體中的鋁元素與基體中的釓、釔等元素產(chǎn)生了原位反應(yīng)，生成了高溫硬質(zhì)相Al2Gd和Al2Y等金屬間化合物，且熔覆過程中引入的強(qiáng)化相TiB2未發(fā)生分解，與新形成的高溫相及基體相容性良好，但分布特點(diǎn)和結(jié)構(gòu)差異顯著。

（3）與鎂合金基體相比，強(qiáng)化層的顯微硬度提高了4～6倍，且隨著TiB2含量的增多，合金化層的硬度呈增加的趨勢(shì)；適量的TiB2增強(qiáng)相有利于改善鎂合金材料的摩擦磨損性能。

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