AZ31B镁合金表面激光熔覆Cu_Ni合金层

第20卷第9期中国有色金属学报2010年9月V ol.20 No.9The Chinese Journal of Nonferrous Metals Sep. 2010文章编号：1004-0609(2010)09-1665-06

AZ31B镁合金表面激光熔覆Cu-Ni合金层

崔泽琴1, 2, 吴宏亮1, 王文先1, 2, 许并社1, 2

(1. 太原理工大学材料科学与工程学院，太原 030024；

2. 太原理工大学新材料界面科学与工程教育部重点实验室，太原 030024)

摘 要：针对镁合金表面耐磨性和耐蚀性差的问题，利用横流CO2激光器在AZ31B镁合金表面激光熔覆Cu-Ni 合金层，并利用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和能谱分析仪(EDS)分析熔覆层与基体的结合界面特征以及显微组织和成分分布情况，测试合金层的显微硬度和耐蚀性。结果表明：合金层与基体结合良好，缺陷较少，但局部存在不均匀的Cu-Ni富集区，且在其边缘区域的枝晶间均匀分布着1~1.5 μm的十字状Laves相；合金层的硬度分布比较均匀，约为75HV0.05，明显高于基体的显微硬度45HV0.05；Cu-Ni合金层比AZ31B镁合金基体的腐蚀电位正移317 mV，腐蚀电流降低78 mA/cm2，耐蚀性也得到较大改善。

关键词：AZ31B镁合金；Cu-Ni合金层；激光熔覆；耐磨性；耐蚀性

中图分类号：TG 174.44 文献标志码：A

Laser cladding Cu-Ni alloy layer on AZ31B magnesium alloy

CUI Ze-qin1, 2, WU Hong-liang1, WANG Wen-xian1,2, XU Bing-she1,2

(1. College of Materials Science and Engineering, Taiyuan University of Technology, Taiyuan 030024, China;

2. Key Laboratory of Interface Science and Engineering in Advanced Materials of Ministry of Education,

Taiyuan University of Technology, Taiyuan 030024, China)

Abstract: To improve the wear resistance and corrosion resistance of the surface of magnesium alloy, the laser alloying experiment was carried out on the AZ31B magnesium alloy with pre-placed Cu-Ni powder using transverse flow CO2 laser. The microstructures, interface features and composition distribution of laser cladding layer were studied through OM, SEM and EDS. The results show that the Cu-Ni cladding layer and the substrate achieve a good metallurgical bonding without obvious defects. But there is uneven local Cu-Ni-rich region, and cross-like Laves phases with size of 1?1.5 μm evenly distribute between dendrites and in their edge regions. The microhardness of Cu-Ni cladding layer is more evenly distributed, about 75HV0.05, significantly higher than the matrix hardness (45HV0.05). Compared with AZ31B magnesium alloy, the corrosion potential of Cu-Ni alloy layer is shifted by 317 mV and corrosion current is reduced by

78 mA/cm2.

Key words: AZ31B magnesium alloy; Cu-Ni alloy layer; laser cladding; wear resistance; corrosion resistance

由于轻质高强易回收的优点，镁合金材料被誉为“21世纪最具发展前途的绿色工程结构材料”，因此，其在汽车及航空航天领域得到了广泛的应用[1]。但是，镁合金表面耐磨、耐蚀性能较差，这成为限制镁合金广泛应用的瓶颈[2]。因此，如何提高镁合金的耐磨、耐腐蚀及耐热等综合性能已成为当今镁合金材料研

基金项目：山西省自然科学基金资助项目(2008011044)

收稿日期：2009-11-15；修订日期：2010-02-06

通信作者：王文先，教授；电话/传真：0351-*******；E-mail：wwx960@https://www.wendangku.net/doc/674963749.html,

中国有色金属学报 2010年9月1666

究和发展的重要课题。有效的途径之一是对镁合金表

面进行表面改性处理，在基体材料的表面形成相应的

保护层[3]。

目前，在镁合金表面改性方面开展的研究工作主

要有扩渗合金化、气相沉积涂层、激光处理、金属镀层、阳极氧化和化学转化膜等方法[4?9]。其中，激光处

理方法因其独特的优势已开始用于提高镁合金表面性

能的研究。该方法包括激光表面重熔、激光合金化和

激光熔覆等[10?14]。而关于镁合金表面激光熔覆的研究

相对较多。VOLOVITCH等[13]通过激光表面熔覆Al-Si

合金粉末，发现腐蚀电位正移了300 mV，腐蚀电流比

基材低2个数量级，耐蚀性能有所提高。GAO等[14]

利用宽带激光熔覆技术在AZ91HP镁合金表面熔覆

Al-Cu粉末，试验发现熔覆层组织主要由Mg17Al12和AlCu4组成，硬度是基体的2.75倍，摩擦体积减少了85%，腐蚀电流降低了2个数量级，腐蚀电压提高了348 mV。这些试验表明，在镁合金表面形成适当的金

属间化合物是提高耐腐蚀性的有效方法。

目前的研究报道多集中于Al基强化层、Cu基强

化层以及陶瓷粉末强化层，而利用Ni基合金粉末来提

高镁合金表面性能的研究还很少见。本研究采用质量

比为1?1的Ni基和Cu基混合粉末进行镁合金激光表

面熔覆，以求改善镁合金表面的耐磨、耐蚀性。

1实验

试验基体材料选用变形镁合金AZ31B，其化学成

分如表1所示。试样尺寸为180 mm×60 mm×10 mm。

熔覆层材料选用具有很好的熔覆性，良好的韧性、耐

蚀性、耐磨性和抗氧化性的镍基自熔合金粉末Ni60

和纯度为99.9%的Cu粉的混合粉末，其质量比为1?1。Ni60粉末的成分如表2所列。

表 1 AZ31B镁合金的化学成分

Table 1 Chemical composition of AZ31B (mass fraction, %) Al Zn Mn Si Fe Mg

3.22 1.15 0.400 0.013 3 0.001 9 Bal.

表2Ni60合金粉末的化学成分

Table 2 Chemical composition of Ni60 alloy powder(mass fraction, %)

Fe Cr B Si C Ni ＜15 16 3.5 4.5 0.8 Bal.

试验前，用粗砂纸去除镁合金板表面氧化膜，之后用丙酮清洗，去除油污。试验采用预置粉末法，熔覆层厚度约为1 mm。激光熔覆利用5 kW横流CO2激光器进行，光斑直径为3 mm，焦距为+10 mm，试验过程中采用氩气保护，与激光束成45?，保护气流量为15 L/min。为使熔覆层表面成型良好，每道熔覆保持30%的搭接率，在下一次激光处理时，要冷却足够的时间使前一道的温度降至室温。试验所用工艺参数：激光功率1 500 W，扫描速度360 mm/min。激光熔覆层与基体结合界面特征及微观组织形貌通过CMM?20E型光学显微镜、JSM?6700F冷场发射电子显微镜 (SEM)及能谱仪(EDS)进行观察；通过HVS?1000A显微硬度计测试其硬度，所加载荷为0.49N，加载时间为15 s；采用PS?168A型电化学测量系统进行Cu-Ni熔覆层和AZ31B母材的电化学腐蚀性能试验，腐蚀介质为3.5%(质量分数)的NaCl(pH=7)溶液，测试面积为1 cm2，极化试验扫描速度为2 mV/s。

2 结果与分析

2.1显微组织分析

图1所示为熔覆层的低倍扫描电镜像。由图1可以看出，合金层厚度约为0.6 mm，合金层分布较均匀。

图1激光熔覆Cu-Ni合金层的SEM像

Fig.1SEM image of laser cladding Cu-Ni layer

对合金层各区域进行放大后，其显微组织形貌如图2所示。图2(a)、(b)、(c)所示分别为熔覆层上部、中部和基体结合界面的显微组织。由图2(a)可看出，合金层上部形成了细小的等轴晶和部分短小的树枝晶。这主要是由于激光能量集中，加热速度快，合金层表面冷却凝固速度快而形成的。由于成分过冷度的增大，界面上凸起部分能够伸入液体内部较长的距离，并向周围排溶质，于是在横向也产生了成分过冷，就

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图2Cu-Ni合金层的显微组织

Fig.2Microstructures of Cu-Ni layer: (a) Top; (b) Middle; (c) Bonding interface

从主干上长出了短小的二次横枝，但由于主干间距较小，就形成了定向生长很强烈的胞状树枝晶(见图2(b))。

由图2(c)可看出，界面处形成了一层厚约25 μm 的熔合区，以平面晶态形式生长，熔合区上部以胞状晶为主，主要是由于镁合金导热快，熔合区位置与基体之间温度梯度大，而结晶速度小，成分过冷接近于零。所以，平面晶得到发展，随着远离熔化边界，温度梯度变小，结晶速度逐渐增大，产生了较小的成分过冷，便出现了胞状结晶。

在扫描电镜下还观察到合金层局部区域出现了Cu-Ni富集区，如图1中的A区，对其放大后的SEM 像如图3所示。并对1区进行EDS分析，其主要成分

如表3所列。分析出现Cu-Ni富集区的原因主要是因

为镁合金基体与合金粉末的密度和熔点等物理性能差

异太大。由图3可看出，沿着富集区的边界，枝晶比

较明显，并且离富集区越远，枝晶间距相对增大。主

要是因为在富集区边界处，Ni、Cu等元素较充裕，在

冷却凝固过程中先形成富含Ni、Cu的枝晶，枝晶间

被少量的镁元素填充；随着枝晶的进一步伸入，Ni、

Cu等元素被大量的镁基体稀释，枝晶则被充裕的镁基

体包围，使其得不到发展，甚至出现了断续，如图3

中2区所示。

图3Cu-Ni富集区的SEM像

Fig.3SEM image of Cu-Ni-rich region

表3图3中区1成分

Table 3Composition of region 1 in Fig.3

Element w/% x/%

Cr 12.39

13.99

Fe 9.72

10.22

Ni 50.03

50.04

Cu 27.86 25.75

在图3中还发现在枝晶区域内分布着大量的十字

状的浅白色物质，对图3的区3放大，其放大图如图

4所示。由图4可见，这种浅白色的十字状相特别细

小，尺寸较大的也只有1.5 μm左右，较小的不到1 μm，

对其做EDS能谱分析，主要成分如表4所列。

由Mg-Ni二元相图[15]可知，当温度比较高(在

147 ℃左右)时，在Ni元素含量充足的氛围中会生成

金属间化合物MgNi2，因而由相图及EDS能谱分析推

断浅白色相为Laves相MgNi2。随着枝晶间距的增大，

Laves相MgNi2的数量减少，主要是因为随着枝晶间

距的增大，Mg基体对Ni的稀释率增大，减少了形成

MgNi2的物质条件。

中国有色金属学报 2010年9月1668

图4图3中区3的放大图

Fig.4Enlarged view of region 3 in Fig.3

表4 十字状物质相的成分表

Table 4Composition of cross-structure phase

Element w/% x/%

O 8.69

19.00

Mg 27.31 39.31

Si 5.45 6.79

Ni 58.56 34.91

为了进一步深入分析，对合金层与基体的结合区

域(图1的B区)进行放大，如图5(a)的所示，并对图

5(a)的1、2区域进行能谱分析，分析结果如图5(b)

和(c)所示。

由图5可见，熔合区附近组织为网状结构，突出

的亮白区域成分主要是由O、Mg、Ni、Cu等元素组

成，而Ni、Cu元素在镁基体中的溶解度极小，极易

在晶界处形成耐蚀的Mg2Ni和Mg2Cu等金属间化合

物，经腐蚀液的浸蚀，形成突出的网状结构；凹下的

灰色区域成分主要由O、Mg元素组成，确定其为Mg

基体。

2.2显微硬度分析

从熔覆层表层到基体每隔0.05 mm取一点熔覆层

的纵向显微硬度分布如图6所示。由图6(a)可以看出，

从合金表层到基体，显微硬度依次降低。合金层的显

微硬度达到75HV0.05~110HV0.05，明显高于基体的显微

硬度45HV0.05。分析其原因是合金表层生成的细小晶

粒造成细晶强化；合金层中部则是由于生成了Laves

相MgNi2；越接近熔合线，则随着稀释率的增大，硬

度值逐渐减小。图6(b)所示为距熔覆层表面0.2 mm处

的横向显微硬度分布图，从左到右每隔1 mm取一点，

以下每点读数3次，取其平均值得出。

图5图1 B区的SEM像和EDS能谱

Fig.5SEM image of region B in Fig.1 (a) and EDS spectra of zones 1 (b) and 2 (c)

从图6(b)可以看出，合金层的横向显微硬度分布均匀，基本都在75HV0.05左右，这和合金层纵向显微硬度图在0.2 mm位置的硬度值基本一致，但在14 mm 位置，硬度值却达到280HV0.05，分析其原因是由于局部分布不均匀的Cu-Ni富集相造成的。

2.3耐蚀性分析

电化学腐蚀性能结果如图7所示，其中曲线1和2分别是Cu-Ni合金层和原始镁合金的极化曲线。根据Tafel直线外推法计算得出动态极化腐蚀电位(φcorr)和腐蚀电流密度(J corr)，如图7所示。可见，Cu-Ni合

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图6Cu-Ni合金层显微硬度图

Fig.6 Microhardness of Cu-Ni alloy layer: (a) Longitudinal distribution; (b) Transverse distribution

图7Cu-Ni合金层和AZ31B母材的极化曲线图

Fig.7 Polarization curves of Cu-Ni alloy layer and AZ31B magnesium

金层的腐蚀电势比AZ31B母材的正移了316 mV，而腐蚀电流密度比AZ31B母材的低78 mA/cm2。与基材相比，在AZ31B镁合金表面激光Cu-Ni合金化后，其表面耐蚀性得到了明显改善。对于具有Cu-Ni合金层的镁合金，分析其耐蚀性提高的原因为：1) Cu-Ni合金层晶粒明显细化(见图1(a))，这就减少了组成电偶腐蚀的α-Mg和β-Mg17Al12的有效接触面积，从而抑制了腐蚀电流的增大；2) 合金层中形成金属间化合物，这些化合物相对于α-Mg均呈高的电势，从整体上来说提高了合金层的腐蚀电势，这是使具有Cu-Ni合金层的AZ31B镁合金在Cl?环境中耐蚀性增加的重要原因。而对于原始镁合金，其组织晶粒粗大，骨骼状β-Mg17Al12呈不连续分布在晶界，在3.5%的NaCl溶液介质中由α-Mg和β-Mg17Al12组成电偶腐蚀，不连续分布的β-Mg17Al12相使之反应剧烈[16]。

3结论

1) 在AZ31B镁合金表面激光熔覆Cu-Ni合金粉末后，Cu-Ni合金层与基体形成良好的冶金结合，且晶粒明显细化，但在局部区域出现了Cu-Ni富集区，在富集区边缘区域的枝晶间形成了十字状的Laves相。

2) Cu-Ni合金层的纵向显微硬度从表层的110HV0.05降低到基体的45HV0.05，横向显微硬度分布均匀，基本在75HV0.05左右。

3) 与原始AZ31B镁合金相比，Cu-Ni合金层的腐蚀电位正移了317 mV，腐蚀电流密度降低了78 mA/cm2，其耐蚀性得到明显改善。

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(编辑 杨 华)