孟君晟，齐兴权，周志文，李冬

(黑龙江科技大学材料科学与工程学院，哈尔滨150022)

0 引言

镁合金作为一种轻质材料，具有良好的导热和减震性能，已广泛应用于汽车、航空航天等领域［1－3］。AZ31B是较为常用的商业镁合金，适合制造飞机和汽车的结构部件，如气缸头，气囊外壳，方向盘等［4］。以往，研究人员对AZ31变形镁合金较为关注的是其组织演变及性能。为了进一步提高其应用领域和耐蚀耐磨性能，许多学者开始利用表面强化技术对AZ31镁合金进行表面改性，如金属镀膜、气相沉积、离子注入、激光熔覆、微弧氧化等［5－11］，其中应用较多是激光熔覆技术。崔泽琴等［12－13］利用激光熔覆技术在AZ31镁合金表面制备了Cu-Ni合金层、Al2O3-TiO2复合涂层，提高了AZ31镁合金的耐腐蚀性能和耐磨损性能;冯辉等［14］利用激光熔覆技术制备出SiC增强Al-Si基复合涂层，涂层的显微硬度可达216HV0.2。但这些表面强化方法存在能耗高、污染大或成本高，涂层质量差等不足，限制了推广和规模化生产。氩弧熔覆技术是一种新兴的表面强化技术，主要特点是能量相对集中，氩气保护，设备价格低、易于操作，目前在钢铁材料表面强化方面有一定的应用［15－18］，但作为镁合金材料表的面强化方法尚未见文献发表。笔者利用氩弧熔覆技术，选用铝－硅合金粉末和碳化硅粉作为熔覆材料，在AZ31B镁合金表面制备出耐磨涂层，并对复合涂层的显微组织结构和摩擦磨损性能进行研究。

1 涂层制备与检测

1.1 涂层的制备

基体材料选用AZ31B镁合金板，加工为60 mm×20 mm×15 mm试样，表面用砂纸打磨，去除表面氧化膜，用丙酮进行清洗处理。熔覆材料选用Al-Si合金粉末和SiC粉末，其中SiC的纯度为99.9%，粒度约为48 μm，选定总质量为5 g，SiC的粉末的质量占总质量的10%。将选定的熔覆粉末在球磨机中进行球磨混合5 h，将混合好的粉末用胶水调成均匀的黏稠状，涂覆于基体试件上，预涂覆层厚度约为1 mm，压实后置于室温通风处进行自然干燥24 h，然后在DHG－9070A型干燥箱中150℃烘干2 h。选用MW3000型数字化焊机进行熔覆实验，工艺参数为:电流100 A，电压15 V，气体流量9 L/min，熔覆速度2 mm/s。

1.2 涂层的检测

涂层的制备熔覆涂层的横截面金相试样，做水砂磨光和MgO溶液抛光处理等程序，使用4%的草酸溶液进行腐蚀。利用Bruker D8 Advance型X射线衍射仪作物相分析;采用Zeiss Axio Lab.A1光学显微镜、Cam Scan MX2600型热场发射扫描电子显微镜对涂层进行显微组织分析。由显微维氏硬度计(MHV2000型)测试熔覆涂层的显微硬度。采用干滑动摩擦磨损实验机(MMS－2B型)进行室温磨损实验，对磨试样为淬火态的GCr15(硬度为55HRC)，磨损实验参数:载荷为50 N，时间10 min，下对磨试样转数为200 r/min。测量磨损失重，利用相对耐磨性εs来评价涂层的摩擦磨损性能。

式中:Bb——熔覆涂层的磨损失重，g;

Ba——基体的磨损失重，g。

2 结果与讨论

2.1 涂层物相组成

图1为氩弧熔覆SiC增强Al－Si基涂层X射线衍射图谱。熔覆层主要为Mg2Si、Mg2C3、Mg17Al12、Al3.21Si0.47，没有明显的SiC峰出现。这是因为氩弧熔覆过程中，熔池温度达到SiC分解的温度，而Si原子扩散能力远小于C原子，存在Si原子富集区和C原子富集区，在Si原子富集区会有Al3.21Si0.47和Mg2Si析出;在C原子富集区则会生成Mg2C3，这与文献［14］获得的结果一致。

图1 氩弧熔覆涂层X射线衍射图谱Fig.1 XRD pattern of composite coating by argon arc cladding

2.2 涂层组织分析

氩弧熔覆SiC增强Al-Si基涂层横截面光学照片如图2所示。从图2中可看出，熔覆层与基体界面间没有缺陷，达到良好的结合。图3所示为图2顶部(A)、中部(B)、底部(C)的扫描电镜照片及能谱分析位置。

图2 熔覆层横截面形貌光学显微照片(100×)Fig.2 Cross-section microstructure of composite coating of coating

图3 熔覆层SEM形貌及能谱分析Fig.3 SEM micrographs and energy spectrum showing microstructure of coating

图3a为顶部组织形貌，主要是以不规则的白色颗粒状形式存在，尺寸为8～10 μm，Spectrum2位置能谱分析可知，这种物质主要由Mg(15.41%)、Si(2.12%)、C(20.15%)、Al(62.32%)等元素组成，说明熔入的SiC发生分解生成新的物相;从图3b可知，中部有黑色块状物相析出，尺寸为2～5 μm，分布较为均匀，由Spectrum2位置能谱分析可知，黑色物相主要含有Al(56.28%)、Mg(10.29%)、Si(24.28%)、C(33.43%)元素;由能谱分析可知，黑色颗粒中含有较多的Al、Si和C元素，而白色颗粒中Si的含量较少，结合XRD分析，白色物质可能是Mg17Al12化合物，黑色颗粒状物质可能为Al3.21Si0.47;镁铝合金化合物的密度低于铝硅合金，易于上浮到表面。图3c所示为底部组织形貌，主要是由树枝晶构成，熔覆层组织形貌的形成影响因素是温度梯度G与凝固速度R的比值。熔覆层组织尺寸大小主要受冷却速度的影响，在熔池的底部靠近基体，导热速度较快，温度梯度大，G/R比值大，凝固由底部向表面生长，当G/R比值减小时，组织发生变化，由平面晶－胞状晶－树枝晶进行转变［19］。另外，在氩弧熔覆过程中，熔池上部直接受电弧作用，造成SiC颗粒熔化分解生成其他物相，由于获得的新物相密度小，有上浮的趋势，因此在熔池底部黑色颗粒相少，熔覆层中上部黑色颗粒分布均匀。

图4为氩弧熔覆SiC涂层显微硬度分布曲线。

图4 熔覆层显微硬度曲线Fig.4 Microhardness profile of argon shielded arc clad coating

从图4中可以看出，熔覆层能达到2 mm，且有较高的平均硬度，可达2.5 GPa，是AZ31B镁合金4倍以上，且涂层的硬度分布平缓，热影响区的显微硬度有所提高。熔覆层生成了分散均匀的铝硅化合物和镁硅化合物，尺寸细小，提高了熔覆层的硬度。由于熔池温度高，热量通过结合界面传导到基体，当温度达到350℃时，镁合金基体会发生较为充分的再结晶，形成的晶粒大小均匀稳定，硬度有所提高［20］。熔覆层硬度升高主要的强化机制:一是由于氩弧熔覆是快热快冷过程，使得晶粒细小，达到细晶强化;二是在涂层中固溶了Al、Si等元素，起到了固溶强化的作用;三是在涂层中形成了金属间化合物，阻碍了基体的位错运动［21］，从而得到强化。

2.3 涂层摩擦磨损分析

在相同的摩擦磨损条件下，熔覆涂层磨损失重为0.153 g，AZ31B镁合金基体磨损失重为0.761 g，根据相对耐磨性计算公式可以得出，熔覆涂层的耐磨性较AZ31B镁合金基体提高近5倍。

图5为AZ31B镁合金基体与熔覆层摩擦系数随摩擦时间的变化曲线;由图5可以看出，基体的平均摩擦系数大约是0.7，而10%SiC的熔覆层摩擦系数约为0.57，摩擦系数明显降低。在载荷作用下随摩擦时间的增长，AZ31B镁合金表面温度会升高，由于其硬度低，导致黏着倾向增大，而摩擦系数的大小与摩擦副之间黏着程度有关，因此，基体表面摩擦系数高;相对于镁合金基体而言，氩弧熔覆SiC复合涂层具有较高的显微硬度，在与摩擦副GCr15接触的过程中，黏着程度大幅度下降，涂层中硬质相细小，与基体具有良好的强韧性的配合，使得摩擦系数降低，耐磨性提高。

图5 AZ31B镁合金与熔覆层相对耐磨性Fig.5 Wear resistance comparison between AZ31B magnesium alloy and coating

AZ31B镁合金基体与熔覆层磨损表面形貌见图6。图6a为AZ31B镁合金基体磨损形貌。从图6a可知，基体AZ31B镁合金表面黏着程度严重。在GCr15钢与AZ31B镁合金表面相互接触过程中，GCr15钢表面微凸体会与镁合金表面的微凸体形成接触点，由于镁合金基体的硬度极低，所以这些接触点会发生塑性流动而形成黏着接点，接点在运动方向上长大并被剪断，同时又会形成新的接点。如此反复下去，整个表面布满了被剪断的接点和转移的磨屑，使大片的材料从基体表面剥落和磨屑附着在基体表面。这是黏着磨损的重要特征，说明AZ31B镁合金在干滑动摩擦磨损作用下主要的磨损机制是黏着磨损。图6b所示为氩弧熔覆SiC涂层的磨损表面形貌。从图6b中可以看出，熔覆涂层表面比较光滑，黏着程度较轻，只有部分磨屑附着在表面，表面有一定的犁沟，其磨损机理主要是磨粒磨损。从磨损表面形貌进一步验证了摩擦系数降低耐磨性提高的结果。分析原因主要是由于熔覆涂层表面生成了强化相，并且强化的尺寸细小，分布均匀，使涂层获得细晶强化和弥散强化，使涂层的硬度得到提高。在50 N载荷作用下，GCr15表面微凸体难以有效的压入到涂层的表面，在与涂层的相互接触中，无法形成黏着接点，使得黏着磨损状况大幅度下降，在表面的磨损情况来看，主要是微凸体对表层的切削作用，使表层形成了一道道犁沟，从而判定氩弧熔覆层的主要磨损机制是磨粒磨损。

图6 AZ31B镁合金与熔覆层磨损表面形貌Fig.6 Micrographs showing worn surface morphology of AZ31B magnesium alloy and coating

3 结论

(1)采用氩弧熔覆技术，以SiC粉和Al-Si粉为原料，制备Al-Si基熔覆层，熔覆层与基体结合良好，在熔覆区及结合界面没有发现气孔、夹杂、裂纹等缺陷。

(2)涂层主要有黑色的块状相组成，尺寸为2～5 μm，分布较均匀，氩弧熔覆层物相组成为Mg2Si、Mg2C3、Mg17Al12、Al3.21Si0.47。

(3)氩弧熔覆层平均硬度可达2.5 GPa，在室温干滑动摩擦磨损条件下，熔覆层的摩擦系数仅为0.57，耐磨性能比基体提高近5倍。

［1］ AGHION E，BRONFIN B.Magnesium alloys development towardsthe 21st century［J］.Mater Sci Forum，2000(3):350－351.

［2］ MORDIKE B L，EBERT T.Magnesium properties-applications potentiall［J］.Mater Sci Eng，A，2001(1):37－42.

［3］ 钟皓，刘培英，周铁涛.镁及镁合金在航空航天中的应用及前景［J］.航空工程与维修，2002(4):41－42.

［4］ ZHANG G Y，LUO Z C，ZHANG H，et al.Ignition-proofmechanism of magnesium alloy added with rare earth La from first-principle study［J］.Rare Earths，2012，30(6):573.

［5］ DAS S，MORALES A，ALPAS A.Microstructural evolution during high temperature sliding wear of Mg－3%Al-1%Zn(AZ31)alloy［J］.Wear，2010，268(2):94－103.

［6］ PARK C H，OH C S，KIM S.Dynamic recrystallization of the H-and O-tempered Mg AZ31 sheets at elevated temperatures［J］.Materials Science and Engineering:A，2012，542(1):127－139.

［7］ HABIBNEJAD KORAYEM M，MAHMUDI R，GHASEMI H et al.Tribological behavior of pure Mg and AZ31 agnesium alloy strengthened by Al2O3nano-particles［J］.Wear，2010，268(4):405－412.

［8］ TIAN X B，WEI C B，RICKY K Y.Corrosion resistance improvement of magnesium alloy using nitrogen plasma ion implantation［J］.Surface＆Coatings Technology，2005，198(3):454－458.

［9］ HIKEMET ALTUN，SADRI SEN.The effect of PVD coating on the corrosion behavior of AZ91 magnesium alloy［J］.Materials and Design，2006，27(5):1174－1179.

［10］ 高亚丽，熊党生，王存山，等.医用镁合金激光熔覆羟基磷灰石涂层初探［J］.特种铸造及有色金属，2009，29(4):131－136.

［11］ LIANG JUN，GUO BAOGANG，TIAN JUN，et al.Effects of NaAlO2 on structure and corrosion resistance of micro-arc oxidation coatings formed on AM60B magnesium alloy in phosphate-KOH electrolyte［J］.Surface＆Coatings Technology，2005(2):121－126.

［12］ 崔泽琴，吴宏亮，王文先，等.AZ31B镁合金表面激光熔覆Cu-Ni合金层［J］.中国有色金属学报，2010，20(9):1665－1670.

［13］ 崔泽琴，吴宏亮，王文先，等.镁合金表面激光熔覆Al－Si/Al2O3-TiO2复合涂层界面特征及耐磨性［J］.中国激光，2011，38(6):2－6.

［14］ 冯辉，崔泽琴，王文先，等.镁合金表面激光熔覆Al-Si基纳米SiC复合涂层的组织及性能［J］.应用激光，2012，32(1):13－17.

［15］ 徐峰，李文虎，艾桃桃，等.Q235钢表面氩弧熔覆TiC复合涂层的组织与性能［J］.表面技术，2013，41(5):53－55.

［16］ 孟君晟，王振廷，邝栗山，等.氩弧熔敷原位自生TiC增强Ni基复合涂层的显微组织及工艺［J］.中国表面工程，2009，22(1):33－36.

［17］ 丁天，孟君晟，乔盛楠，等.35CrMnSi表面氩弧熔覆原位自生TiC复合涂层的组织及耐磨性［J］.表面技术，2014，43(5):53－55.

［18］ 董刚，严彪，李翔，等.TiC增强铁基熔覆层制备方法的研究进展［J］.表面技术，2009，38(1):69－72.

［19］ 彭成章，张小波.激光熔覆镍基纳米Al2O3复合涂层的组织和摩擦性能［J］.矿冶工程，2008，28(6):107－109.

［20］ 蒋永锋，包晔峰，郁中太.不同退火条件下AZ31镁合金的组织和硬度分析［J］.材料热处理技术，2009，38(4):9－11.

［21］ 杨涛，宋丹丹.汽车用AZ31镁合金激光熔覆Al－Si涂层的组织与性能［J］.金属热处理，2014，39(12):118－121.