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汽車發(fā)動(dòng)機(jī)用AZ91鎂合金的表面等離子熔凝處理

2016-06-08 11:01:37 安裝信息網(wǎng)

譚小鋒1，2 郭朋彥2 石博強(qiáng)3

（1．北京勞動(dòng)保障職業(yè)學(xué)院；2．華北水利水電大學(xué)；3．北京科技大學(xué)）

摘要采用等離子熔凝工藝對(duì)汽車發(fā)動(dòng)機(jī)用AZ91鎂合金進(jìn)行了表面改性處理，分析了熔凝電流對(duì)熔凝改性層顯微組織、耐磨性能和耐腐蝕性能的影響。結(jié)果表明，等離子熔凝層的物相種類與AZ91鎂合金基體一致，都為a-Mg和β-Mg17A112相；熔凝層中的β-Mg17Al12相含量都要比AZ91鎂合金基體中多，且隨著熔凝電流的增大，熔凝層中的β-Mg17 Al12相含量不斷增加；電流為45、55和65 A時(shí)熔凝層的磨損質(zhì)量損失都要比AZ91鎂合金基體低，且隨著電流的增大，熔凝層的磨損質(zhì)量損失逐漸降低；經(jīng)過(guò)等離子熔凝改性后的合金的耐腐蝕性能得到提高，耐腐蝕性能從高至低依次為：65 A熔凝層>55 A熔凝層>45 A熔凝層>A291鎂合金基體，腐蝕形貌的觀察結(jié)果與動(dòng)電位極化曲線的觀察結(jié)果一致。

關(guān)鍵詞 A291鎂合金；等離子熔凝；組織；耐磨；耐腐蝕

中圖分類號(hào) TG146. 22；TG178DOI:10. 15,980/j．tzzz. 2016. 05. 009

鎂合金已廣泛應(yīng)用于汽車，航空航天等領(lǐng)域，并在汽車發(fā)動(dòng)機(jī)缸體中得到應(yīng)用。然而，由于汽車發(fā)動(dòng)機(jī)缸體部件的工作條件十分惡劣，導(dǎo)致AZ91鎂合金的硬度、耐磨性和耐腐蝕性能成為了制約其應(yīng)用的關(guān)鍵，因此需要對(duì)其進(jìn)行表面改性處理來(lái)提高其使用性能。本課題通過(guò)等離子束對(duì)汽車發(fā)動(dòng)機(jī)用AZ91鎂合金表面進(jìn)行等離子熔凝改性處理，對(duì)比分析了不同改性熔覆層對(duì)材料組織、硬度、耐磨性能和耐腐蝕性能的影響，為高性能汽車用鎂合金的開(kāi)發(fā)與應(yīng)用提供參考。

1 試驗(yàn)材料與測(cè)試方法

AZ91鎂合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）：Al為8. 91%、Zn為0.79%、M n為0.11%、Si為0.012%、Fe為0. 003%、Cu為0.001%、Ni為0.000 4%，余量為Mg。在進(jìn)行等離子表面改性處理前，需對(duì)AZ91鎂合金進(jìn)行切割、打磨、丙酮除油、蒸餾水和乙醇清洗、吹干等步驟。AZ91鎂合金的表面等離子熔凝改性工藝：電流分別為45、55和65 A，等離子束掃描速度為2 mm/s，保護(hù)氣體流量為0. 12m3／h，噴嘴和基體的距離為5mm。

表面改性層及其磨損形貌和腐蝕形貌采用KYKY-2800B型掃描電鏡進(jìn)行觀察，并用附帶的能譜儀對(duì)改性層局部進(jìn)行能譜分析；物相分析采用D8 AD-VANCE X射線衍射儀進(jìn)行測(cè)量，掃描速度為1.5(。)／min；顯微硬度測(cè)試采用HVS-1000型數(shù)顯顯微硬度計(jì)進(jìn)行測(cè)量，加載載荷為1. 96 N，保載時(shí)間為10 s；耐磨性能測(cè)試在TRB多功能摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，對(duì)磨材料為GCr15鋼，用TC-FA1004型電子天平稱量試樣磨損前后的質(zhì)量；電化學(xué)性能測(cè)試在Zahner電化學(xué)工作站中進(jìn)行，標(biāo)準(zhǔn)三電極體系，工作電極為待測(cè)試樣，參比電極采用飽和甘汞電極、輔助電極為鉑電極。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

圖1為AZ91鎂合金基體的SEM形貌和XRD圖譜。由圖1a可見(jiàn)，AZ91鎂合金主要由a-Mg固溶體、離異共晶β-Mg17Al12相和二次析出β相組成，這主要是由于當(dāng)合金冷卻到共晶溫度時(shí)，將發(fā)生L→a-Mg+β-Mg17Al12的共晶轉(zhuǎn)變，其中，a-Mg依附初生固溶體生長(zhǎng)，而β-Mg17Al12相主要分布在晶界處。隨著冷卻過(guò)程的進(jìn)一步進(jìn)行，晶界處的過(guò)飽和a-Mg固溶體會(huì)由于成分過(guò)冷而析出二次β-Mg17Al12相。由圖1b可知，合金組織主要含有密排六方a-Mg和體心立方β-Mg17Al12相。

圖2是電流為55 A時(shí)的AZ91鎂合金表面熔凝層的橫截面形貌和X射線衍射圖譜。在熔凝層橫截面形貌中AZ91鎂合金基體、過(guò)渡區(qū)和熔凝區(qū)清晰可見(jiàn)。在激光熔凝過(guò)程中，AZ91鎂合金表層在較短的時(shí)間內(nèi)熔化，并在低溫作用下凝固形成了枝晶狀a-Mg和短桿狀或粒狀的β-Mg17Al12相。對(duì)比過(guò)渡區(qū)和熔凝區(qū)與基體的顯微組織可見(jiàn)，經(jīng)過(guò)熔凝處理后的AZ91改性層的組織得到了明顯細(xì)化，在整個(gè)改性層中也沒(méi)有明顯氣孔、夾雜或者裂紋等缺陷；從熔凝層物相分析結(jié)果可見(jiàn)，熔凝層的物相種類與AZ91鎂合金基體一致，均為a-Mg和β-Mg17Al12相，但是XRD附帶的JADE6.0分析軟件測(cè)定的經(jīng)過(guò)熔凝改性處理后的熔凝層中的a-Mg相的晶格常數(shù)有所增大，這可能是由于a-Mg固溶體中的Al元素是過(guò)飽和造成的。

圖3是電流為55 A時(shí)的AZ91鎂合金表面的熔凝層和過(guò)渡層的顯微組織�？梢钥闯�，經(jīng)過(guò)等離子熔凝表面改性處理后，熔凝層表面可見(jiàn)短桿狀或者顆粒狀的β-Mg17Al12相分布在基體上，與圖1相比，等離子熔凝改性后的a-Mg晶粒尺寸更�。粚�(duì)等離子熔覆過(guò)渡層的表面形貌進(jìn)行觀察（見(jiàn)圖3b），可見(jiàn)較多的枝晶狀組織，但是這種枝晶組織并沒(méi)有表現(xiàn)出明顯的擇優(yōu)取向。這可能是由于在等離子束攪拌作用下，熔池中的對(duì)流作用使得枝晶分枝被沖斷，而不會(huì)出現(xiàn)平行于散熱方向的枝晶生長(zhǎng)。

圖4是A291鎂合金基體和電流分別為45、55和65 A時(shí)的熔凝層表面的X射線衍射圖譜以及a-Mg和β-Mg17Al12相的衍射強(qiáng)度的比值Iβ/la�？梢钥闯�，改變等離子熔凝電流并沒(méi)有改變?nèi)勰龑又械奈锵鄻?gòu)成。不同電流改性下的熔凝層仍然由a-Mg和β-Mg17Al12相組成，只是相含量發(fā)生了變化。AZ91鎂合金基體和電流為45、55和65 A時(shí)的熔凝層中的兩相衍射峰強(qiáng)度Iβ/I a比值分別為0. 067、0.071、0.076和0.084。由此可見(jiàn)，熔凝層中的β-Mg17Al12相含量都要比AZ91鎂合金

基體中多，且隨著熔凝電流的增大，熔凝層中的β-Mg17Al12相含量不斷增加。這可能是由于隨著電流增加，熔凝層中的Mg的揮發(fā)量會(huì)增加，同時(shí)Al含量相對(duì)增加，從而造成衍射峰強(qiáng)度Iβ/la比值增加。

圖5為不同熔凝電流改性下熔凝層的顯微硬度分布曲線�？梢钥闯觯诓煌碾娏飨�，隨著距熔凝層距離的增加，顯微硬度呈現(xiàn)逐漸降低的趨勢(shì)，但都大于AZ91鎂合金基體。從圖5還可以看出，隨著熔凝電流的增加，熔凝層的厚度不斷增加，當(dāng)電流從45 A增加至65 A時(shí)，熔凝層的厚度約增加了1 mm。硬度逐漸降低的原因在于表層組織中冷卻速度較快，組織相對(duì)熔凝層中部和底部更加細(xì)小，且晶粒尺寸更��；此外，還可以發(fā)現(xiàn)，3種熔凝電流下改性層的顯微硬度最高值都出現(xiàn)在次表層，這可能是由于表層元素?fù)]發(fā)更為嚴(yán)重以及枝晶部分粗化的緣故。

圖6是AZ91鎂合金基體和電流分別為45、55和65 A時(shí)熔凝層的干摩擦磨損測(cè)試結(jié)果�？梢钥闯�，在相同摩擦磨損條件下，AZ91鎂合金基體的磨損量為35.4 mg;當(dāng)對(duì)AZ91鎂合金基體進(jìn)行等離子熔凝改性處理后，電流為45、55和65 A時(shí)的磨損量都要比AZ91鎂合金低，且隨著電流的增加，熔凝層的磨損量逐漸降低。這說(shuō)明對(duì)AZ91鎂合金進(jìn)行表面等離子熔凝改性處理可以提高其耐磨損性能。究其原因，主要是由于等離子熔凝改性后的熔凝層中的β-Mg17Al12相含量更高，從而得到較高硬度的改性層。根據(jù)Archard磨損方程可知，硬度較高的改性層的耐磨性能相對(duì)更高。

圖7為AZ91鎂合金基體及在電流為55 A時(shí)的熔凝層表面磨損形貌�？梢钥闯觯珹Z91鎂合金表面出現(xiàn)了連續(xù)且平行的犁溝，局部區(qū)域還出現(xiàn)了片狀剝落的特征，見(jiàn)圖7a箭頭處，局部放大形貌中可見(jiàn)細(xì)小的磨屑分布在犁溝中。能譜分析表明，這些白色的顆粒狀磨屑主要含有Mg、Al和O元素，結(jié)合文獻(xiàn)可知，這些都是氧化磨損過(guò)程中形成的MgO和Al2O3化合物。整體而言，AZ91鎂合金基體的磨損形式主要為粘著磨損、磨粒磨損和氧化磨損；當(dāng)對(duì)基材進(jìn)行55 A的等離子熔凝改性處理后，磨損形貌中只有較淺的犁溝存在，沒(méi)有發(fā)生片狀剝落現(xiàn)象，局部犁溝放大形貌中未見(jiàn)顆粒狀磨屑存在，此時(shí)的磨損形式主要為粘著磨損和氧化磨損。表面磨損形貌的對(duì)比分析結(jié)果表明，等離子熔凝層的耐磨性能明顯要高于AZ91鎂合金基體，這與磨損量測(cè)試結(jié)果一致。

圖8為AZ91鎂合金基體和電流為45、55和65 A時(shí)的熔凝層在3. 5%的Na Cl溶液中的動(dòng)電位極化曲線�？梢钥闯�，AZ91鎂合金基體的腐蝕電位為-1. 685 V;電流為45 A的熔凝層的腐蝕電位為一1. 639 V;電流為55 A的熔凝層的腐蝕電位為-1. 632V;電流為65 A的熔凝層的腐蝕電位為-1. 621 V。不同電流下的等離子熔凝層的腐蝕電位都相對(duì)AZ91鎂合金發(fā)生了正向移動(dòng)，同時(shí)腐蝕電流密度降低。根據(jù)腐蝕電位與耐腐蝕性能的對(duì)應(yīng)關(guān)系可知，自腐蝕電位越

負(fù)其耐蝕性能越差。由此可見(jiàn)，經(jīng)過(guò)等離子熔凝改性后合金的耐腐蝕性能得到提高，耐腐蝕性能從高至低依次為：65 A熔凝層>55 A熔凝層>45 A熔凝層>AZ91鎂合金基體。

圖9為AZ91鎂合金基體和電流為55A時(shí)的熔凝層經(jīng)過(guò)電化學(xué)腐蝕后的表面形貌�？梢钥吹�，在AZ91鎂合金表面腐蝕形貌中可以發(fā)現(xiàn)尺寸不等的腐蝕坑洞，這主要是由于a-Mg和β-Mg17Al12相發(fā)生了電偶腐蝕，而這些腐蝕優(yōu)先在缺陷較多的晶界處發(fā)生。隨著腐蝕反應(yīng)的進(jìn)行，點(diǎn)腐蝕逐漸發(fā)展成為腐蝕坑洞；55 A時(shí)的

熔凝層表面腐蝕程度相對(duì)AZ91鎂合金要輕，這主要是由于等離子熔凝層中的β-Mg17Al12相和晶粒尺寸得到細(xì)化，發(fā)生電偶腐蝕的程度降低，整體熔凝層呈現(xiàn)均勻腐蝕特征，耐腐蝕性能得到明顯改善。腐蝕形貌的觀察結(jié)果與動(dòng)電位極化曲線的結(jié)果一致。