AZ91D镁合金表面激光熔覆AlSi+Al2O3涂层.docx

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AZ91D镁合金表面激光熔覆AlSi+Al2O3涂层

AZ91D镁合金表面激光熔覆Al-Si+Al2O3涂层

YaoJuna,b,G.P.Suna,Hong-YingWanga,S.Q.Jiaa,S.S.Jiaa,∗

摘要

本文利用5千瓦的激光器在AZ91D镁合金表面进行了Al+Si+Al2O3（质量比为7:

1:

2）粉末涂层的激光熔覆研究。

对表面熔覆层的微观组织和相组成进行了分析，此外，对熔覆层的形态，以及熔覆层的Si和Al2O3颗粒体积分数和分布进行了研究。

详细测量了各激光参数下的表层的平均硬度。

结果表明表层的微结构硬度显著提高到210HV0.05，高于基体的60–70HV0.05，而且复合涂层表面的平均显微硬度随激光功率的增大而减小，并且在低功率下减小的更快。

虽然表面熔覆层的平均硬度保持不变，但是在一些区域有略微的波动，这主要是由于熔覆层中硬质颗粒的随机分布造成的。

最终通过实验确定了在AZ91D镁合金表面激光熔覆Al+Si+Al2O3涂层的最佳工艺参数，生成了结构均一并且具有高硬度的涂层结构。

关键词：

激光熔覆；涂层；参数；显微硬度；镁合金

1、引言

在航空航天和汽车对轻量化材料需求量的增加，以及我们的研发人员年年专注于研究如何提高镁及其合金的强度、以及其降低密度（从1.74到1.85克每立方厘米），和35%相比，铝基合金是小于65%的钛合金。

然而，镁有一些不良特性，包括低的耐腐蚀性和耐磨性，抗蠕变能力差和高的化学反应活性，这限制了其许多应用。

镁的化学性质非常活泼，我们都知道当它与水或空气接触时，氢氧化物/氧化物就会在它表面层上形成。

解决这些问题的一个方法是对镁及其合金的表面进行涂层防护，通过激光表面处理技术来提高镁及其合金表面的机械和化学性能引起了人们的广泛关注。

激光表面处理技术包括激光相变，表面熔化（LSM），激光表面合金化（LSA）和激光表面熔覆（LSC）[9，12]。

在LSM下，基体表面性能由于微观结构的均匀化和晶粒细化而得到了改善。

此外，不同的沉淀物可能形成的镁相的增加是由于非平衡凝固的[15]过饱和度。

然而，因为熔化层的组合物相对于基板和大量的拉伸应力的限制同样可能产生[14–16]。

适当的合金化增加工作能力。

它已经被证实，LSC是合适的技术[20,21]。

嘎伦等人，[22,23]研究了激光表面Al和Al+Ni以及纯镁合金中发现的耐磨性显著提高。

最大限度的提高耐磨性，在激光表面合金化镁达到Al+Ni。

在其他人的努力，杜塔等人。

[24]研究镁合金表面以提高抗腐蚀性和抗磨损性，他们得出的结论是，耐腐蚀性和耐磨性提高。

然而，有关于Al+Si+Al2O3的镁合金激光熔覆的小报告。

在本次研究中，已经尝试了通过在7:

1:

2比值与Al+Si+Al2O3激光表面熔覆来提高AZ91D镁合金的耐磨性和耐腐蚀性（重量%）。

在这方面，它可能会提到，Si和Al2O3颗粒在基体唯一可能产生一个弱界面的强度[25]。

另一方面，铝作为合金元素以提高镁及其合金的耐蚀性有明显作用[26]。

由于Al和Si+Al2O3的结合能，也许是因为赋予增强的腐蚀性和改进的耐腐蚀性能的附加优势使界面结合良好。

从微观结构的激光加工区的详细表征，成分和物相分析了其存在优化激光加工参数。

最后，对表面熔覆层和激光熔覆层建立显微硬度参数。

可以预计，显微硬度明显提高，组织细化的激光表面熔覆可以提供更好的抗磨损和腐蚀的镁合金，因此是有效的，在下一篇文章中，进一步了解材料的性能应进行研究，以达到目标。

2、实验过程

在镁合金基体中，从镁合金AZ91D压铸板直接切断作为激光熔覆的目标。

化学成分，利用光学发射光谱测定，表1中列出。

模铸板（100mm×150mm×3.5mm）制备出来。

这些盘子在用600目砂纸磨光表面之前，为了产生一个光滑的表面光洁度，用无模污染物和用酒精清洗，以及干燥的空气。

然后，该粉产生一个1–2毫米的预置涂层和深度的预置粉末以一定比例的树脂混合。

【27,28】。

36–72h的预置涂层干燥后，再加热，不久之前准备的表面熔覆与脉冲激光进行。

激光束传输通过光纤与600米内径，导致强度均匀分布。

激光功率范围从500到5000W，工件台的范围从3到28的mm/s−1速度，和屏蔽气体与0.1761s−1流量氩气。

它的焦距为142毫米，和散焦距离为89毫米。

一个Ø3毫米的光斑进行耦合。

一个HX-1000型显微硬度计是用于测量硬度。

使用的负载为50g和加载时间为15秒。

硬度的平均值是从五到八的测量点的顶表面上相同的深度和沿包层的横截面。

相位分析微观结构用扫描电子显微镜（SEM）研究（模型jsm-5600，日本）和X射线衍射（XRD）（D型/最大2500pc理学，日本）。

3、结果与讨论

3.1、激光参数对表面熔覆层显微组织的影响

图1a是激光熔覆后AZ91D压铸板试件的横截面。

这是一个类型的AZ91D镁合金激光熔覆。

对激光熔覆层的厚度与脉率的变化，激光束扫描速度和重叠率以及与入射光束的功率。

涂层的顶部包层区，由Al+Si+Al2O3，和底部基板，镁合金构成。

图1b是激光熔覆AZ91D镁合金与Al+Si+Al2O3的顶表面的扫描电镜照片。

表面层的显微组织主要是基体中的Al的晶界可以看出一个分散的Si和Al2O3颗粒。

只对铝及其合金镁的缺乏和存在产生良好的耐腐蚀性的激光熔覆层。

事实上，前区的复合材料微观结构也被发现从低到高的共晶取决于合金元素的浓度和激光表面熔覆工艺参数。

因此，一个详细的研究，应采取相关的微观结构形态与表面熔覆以及激光参数的Si和Al2O3颗粒分布。

图1c是AZ91D表面包覆Al+Si+Al2O3的SEM形貌。

界面是无缺陷的，其微观结构主要是树突状性质。

Si和Al2O3颗粒没有显注变化其分布在同一深度，但在Si和Al2O3颗粒尺寸呈梯度分布，这是不同的深度，初生Si和Al2O3颗粒体积逐渐增加从熔覆层底部的距离。

此外，在层与基体之间的界面，可能发生以下的化学反应[29,30]：

Al2O3+3Mg=3MgO+2Al

（1）

2Mg+Si=Mg2Si

（2）

Yjun等人。

在合金和化合物杂志407（2006）201–207

图1。

（a）截面的显微照片显示镀层和AZ91D基体，（b）顶表面激光熔覆的SEM照片和（c）复合激光熔覆AZ91DAl+Si+Al2O3表面的衬底界面。

这些化学反应可能是有益于熔覆层与AZ91D基体的结合，。

表面熔覆层的宽度随激光功率和扫描速度下降而下降。

图2a和图b显示，激光功率和扫描速度对（a）和（b）包覆Al+Si+Al2O3形成的AZ91D镁合金表面熔覆层宽度。

应当指出的是，表面熔覆层与激光功率的增加的宽度（图2a），主要是因为增加的吸收的能量与激光功率。

另一方面，熔覆区扫描速度随宽度的增加而减小（图2b），由于扫描速度的增加，降低了激光–物质相互作用的时间和激光能量密度的吸收。

然而，应该指出的是，应用程序的一个非常高的功率或太低的扫描速度会导致地表蒸发和火山口的形成，相反，应用非常低功率或高扫描速度可能导致熔化不足。

因此，合适的功率和扫描速度的选择是实现表面熔覆层硬质颗粒合金元素均匀混合的关键。

图2。

材料表面的激光熔覆层的宽度的变化（a）（b）的激光功率和扫描速度。

Y．jun等人。

在合金和化合物杂志407（2006）201–207

图3。

表面激光熔覆层的显微组织变化（Al+Si+Al2O3）与激光功率2千瓦（a），2.5千瓦（b）和3.5千瓦（c）（所有在300毫米/分钟的扫描速度）。

图3a–c显示与Al+Si+Al2O3激光表面熔覆的激光功率（a）2，（b）2.5和（c）3.5千瓦（所有在300毫米/分钟的扫描速度）。

它可以看出，Si和Al2O3在颗粒分布上表面熔覆层激光功率的变化。

此外，熔覆层的形态，体积分数和分布的Si和Al2O3的发现与激光参数的变化也进行了研究。

图3a–c的比较表明，处理的样品有较低的功率比，进行高功率粒子的体积分数越高。

随着激光功率的增加熔深和稀释率也增加，因此，粒子的体积分数减小。

图4a，b概述了激光参数对激光熔覆层的顶表面上的Si和Al2O3颗粒体积分数的影响。

这是明显的从图4b，激光功率的增加导致减少在颗粒体积分数的主要原因是深熔渗透的颗粒，这是颗粒体积分数较低的结果。

此外，随着扫描速度的降低，颗粒体积分数降低，由于较低的相互作用时间，从而导致较低的热输入。

析出物的体积分数对复合熔覆层的机械性能起着至关重要的作用。

然而，值得注意的是，尽管更多的颗粒可以被保留在熔覆层，但低功率的激光应用使其不熔化和混合，以及Si和Al2O3颗粒均匀分布会产生一个营和。

另一方面，高功率和低的扫描速度，还可以使熔覆层内的应力水平的增加和表面弧坑裂纹的形成，如图5中看到的，这表明在熔覆层的AZ91D典型裂缝时，施加的功率为3.5千瓦。

因此，对激光参数的选择是实现一个均匀的缺陷与一个适当的粒子密度基本自由组织。

在目前的条件下，最佳范围为2–2.5千瓦和扫描速度为300–350毫米/分钟。

图4。

表面的激光熔覆层的体积分数的变化（a）（b）分别为激光功率和扫描速度。

图5。

显微照片显示的横截面熔覆层与基体AZ91D（扫描速度为300毫米/分钟，功率为3.5千瓦）。

图6。

表面的X-射线衍射（a）无热激光（b）浮出水面，Si、Al和Al2O3的激光复合

3.2、相分析

图6a，b是为比较上表面X射线衍射谱（a）和（b），AZ91D基体表面激光熔覆层的Al+Si+Al2O3处理与一个2.5千瓦的激光功率和扫描速度300毫米/分钟。

对AZ91D基体的X射线衍射图（图6a），图明显为纯镁和Mg17。

图6b，激光表面熔覆层，主要有铝，硅和Al2O3。

X-射线衍射谱图结果表明，激光表面熔覆层的微观组织结构。

3.3、显微硬度的研究

在顶面及沿横截面测量的激光表面熔覆层与基体显微硬度的平均值。

表面熔覆层的显微硬度与AZ91D相比显著增加。

图7a和b显示效果（a）（b）的激光功率和扫描速度对平均显微硬度的顶表面Al+Si+Al2O3的激光熔覆影响，可以清楚的看出图7的表面熔覆层的波动从90到210HV的不同处理条件下的显微硬度。

它可以从图7a看出，熔覆层的复合材料试样的平均显微硬度以及激光功率是随浮出水面的增加而减小。

然而，减少的速度在较低功率水平下。

值得注意的是，表面熔覆层显微硬度的提高是由于Si和I2O3粒子的存在。

存在的铝也对复合镀层显微硬度的提高有积极的影响。

激光功率的增加导致Si和Al2O3颗粒表面包覆层的体积分数减少，因此，显微硬度降低。

另一方面，随着扫描速度的增大，表面层的平均硬度下降，是由于减少相互作用的时间，导致结果不熔化和混合。

同时测定的几个选定试样的显微硬度变化作为深度的函数。

图8显示加工具有不同条件下试样的硬度深度剖面。

它是从图8的表面熔覆层已明显看出比AZ91D基体硬度有所提高提高。

此外，虽然表面熔覆层的平均硬度保持不变，但在一些地区的阅读有一个小的波动，可能是由于在熔覆层中硬质颗粒的随机分布。

图7。

材料表面的激光熔覆层的AZ91D显微硬度的变化（a）（b）分别是激光功率和扫描速度。

图8。

从表面的横截面的显微硬度分布（a）功率为2.5千瓦，扫描速度为500毫米/分钟；（b）2.5千瓦，300毫米/分钟；（c）无热激光治疗；（d）2千瓦，500毫米/分钟。

4、结论

通过Al+Si+Al2O3粉末对AZ91D基体表面成功激光熔覆。

从本研究中所产生的结论如下：

（1）形成AZ91D无缺陷均匀微观结构与Al+Si+Al2O3层的合适激光参数为2–2.5千瓦的激光功率；扫描的速度300–350毫米/分钟。

（2）表面熔覆层组织由铝基质中的分散体Si和Al2O3颗粒。

保税区的形态主要是由树突Mg17Al12共晶层定义。

（3）X射线衍射分析表明，在基板Si+Mg17Al12明显表示Al2O3和铝表面熔覆层。

（4）表面层的显微硬度显著提高到210HV0.05相比于60–70HV0.05的基板。

然而，它的值被发现可以减少激光功率和扫描速度。

致谢

这项工作是由内蒙古教育部和中国科学技术支持（no.nj04006）。