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将试样置于真空容器中（真空度为10～Pa），

通氩气保护，然后采用横流COz激光器对试样进

行激光熔凝处理．激光熔凝工艺参数：

扫描速度

50mm／s，激光功率2～5kW，光斑直径3nlm，搭

接率30％．

采用XRD一6000型x射线衍射仪、

JSM一5600LV型扫描电镜对熔凝层的物相及微观

结构进行分析．利用DMH一2I。

S型努氏硬度计测

试熔凝试样的显微硬度，载荷0．05N，加载时间

10s，沿激光硬化区由表及里每隔0．05lTlm测试3

次，取其算术平均值．摩擦磨损实验在CETR

UMT一2磨损实验机上进行，采用球盘往复磨损方

式．上试样为直径5film的GCrl5钢球

（HRc55），下试样为激光熔凝样品．实验中，上试

样所加法向载荷为5N，滑移距离5mm，时间30

rain．腐蚀实验在Potentiostat／Gaivanostat

Model273上进行，参比电极为甘汞电极，腐蚀介

质为3．5％NaCl溶液．

2实验结果与分析

2．1激光功率对熔凝层p相含量的影响

不同激光功率下熔凝层中p相含量发生明显

的变化，图1所示为不同功率下熔凝层x射线分

析结果．可见随激光功率增加，p相衍射峰增强．

由图1所得半定量分析结果如图2所示，在扫描

速度一定情况下，随激光功率的增加，p相和a相

主强峰的强度比f口／J。

逐渐增加．这主要由于激

光熔凝过程中，高能量密度的激光束使低熔点的

镁合金表层Mg发生烧损，导致熔凝区镁元素含

量降低，铝元素的相对含量升高，合金成分点向富

铝区偏移．另一方面由于激光熔凝过程具有远离

平衡态的动力学转变特征，改变了p—Mg。

，A1-z相

在平衡相图中的位置，即可能由于熔凝过程中的

非平衡转变而导致该相含量相对铸态材料有所增

加．

图1不同功率下熔凝层x射线分析

ig．1X—raydiffractionspeelrUlq2Softhemelted

layersunderdifferentpowers

图2半定量分析结果

Fig2Resultsofthesemi—quantitativeassessment

．2激光功率对熔凝层组织的影响

在扫描速度和光斑直径固定的情况下，不同

激光功率下熔凝层显微组织如图3所示，分析可

知，其均为显著细化的树枝晶，且随激光功率的增

加，枝晶尺寸增加．这主要由于激光热源的快速

加热、快速冷却特性，当激光功率较小时，形成的

熔池较浅，周围基体散热条件较好，使得在随后的

凝固过程中晶核在长度和宽度方向都投有充分时

间长大，形成的枝晶尺寸较细小；

随着激光功率的

增大，形成的熔池较深，枝晶生长空间增大，温度

梯度增加，枝晶的生长更易进行，枝晶尺寸随之增

大．

进一步分析发现，随功率增加，枝晶尺寸在长

度上增加幅度远大于宽度上的增加幅度．据测

定，激光功率由2kW增加到5kW时，枝晶长度

方向的增加幅度约为宽度方向上增加幅度的10

倍．这是由于在激光加热过程中，熔池中散热主

要依靠基体反向向外排出，熔池具有定向凝固的

图3不同功率下熔凝层显微组织

Fig．3Microstructureofthemeltedlayersunderdifferentpowers

特征，使得枝晶长度方向生长远远大于宽度方向

生长．

2．3激光功率对熔凝层硬度的影响

图4为不同激光功率下熔凝层横截面硬度分

布曲线，由此可见，不同功率下熔凝层硬度曲线均

呈台阶形，即熔凝层表层元素烧损及枝晶略微粗

化，使其硬度最大值出现在亚表层，过渡到枝晶粗

大的热影响区硬度则陡降，直到镁合金基体时硬

度降为最低（80HK）．然而随激光功率的增加，

熔凝层硬度呈现先增加后降低的趋势，这主要由

于熔凝层的硬度受枝晶细化程度、硬质相

肛Mg，，AI。

：

的含量及其在熔凝层中的分布所影

响，通常枝晶越细小，硬质相含量越高，硬度越高．

在本研究中，随激光功率增加，熔凝层组织逐渐粗

化，但硬质相p—Mg。

，A1。

。

的含量逐渐增加，两者的

综合作用在激光功率为3kw时为最佳，从而使其硬度值最高，而后随着功率增加，硬度下降．

2．4激光功率对熔凝层耐磨性的影响

不同功率下熔凝层磨损体积y。

如图5所示．

由图可见，经不同功率处理的熔凝层耐磨性均较

d／ram

图4熔凝层显微硬度

Fig．4Microhardnessofthemeltedlayers

原始镁合金有很大提高．而且随着激光功率增

加，熔凝层耐磨性的变化趋势与硬度变化趋势相

一致，即在激光功率为3kW时熔凝层耐磨性最

好，而后随着激光功率增加，耐磨性降低．

在干滑动磨损试验条件下，镁合金的磨损特

征主要以磨粒磨损为主，图6为不同功率下激光

熔凝层磨痕形貌，可见熔凝层表面出现了作为磨

粒磨损特征的犁沟，且在激光功率为3kW时，磨

痕宽度最小．在磨粒磨损条件下，耐磨性与硬度

存在相对应的关系，硬度越高，耐磨性越好，熔凝

层的硬度结果表明在激光功率为3kW时硬度最

高，相应地其耐磨性也最佳，而后随功率增加，硬

度降低，耐磨性下降．

2．5激光功率对熔凝层耐蚀性的影响

图7所示为原始镁合金和激光熔凝处理镁合

金的阳极极化曲线，自腐蚀电位和自腐蚀电流密

度如表2所示．经高功率激光熔凝后，熔凝层中

腐蚀电流密度与原始镁合金相比有所降低，腐蚀

电位略微升高，熔凝层耐蚀性有所提高．而且随激光功率增加，耐蚀性提高显著

图6不同功率下熔凝层磨损形貌

Fig，6Wornmotphologyofthemeltedlayersunderdifferentpowers

图7原始镁合金和熔凝层的极化曲线

Fig．7Potentlodynamlcpolarizationcurvesof

as—receivedMgahoyandthemehedlayers

表2原始镁台垒和熔凝层的腐蚀电位和腐蚀电

流密度

Tab．2EandJofas—receivedMgalloyandthemelted

1ayers

镁舍金的显微组织。

晶粒的大小、p相的数

量与分布）对其腐蚀行为有很大的影响，原始镁

合金显微组织由粗大的a—Mg晶粒和断续分布在

晶界处呈骨骼状的pMg。

，A1，。

组成．在3．5％

NaCI溶液中a-Mg和5-Mg。

组成原电池，电

位较低的。

一Mg充当阳极，电位较高的p—Mg，，A1-z

充当阴极，发生严重的电偶腐蚀．而经激光熔凝

处理后，a晶粒变得细小，同时5-Mg，，A1-。

含量有

所增加，在熔凝层中的分布形式也由处于晶界处

的恶化耐蚀性的骨骼状组织变为枝晶问组织，。

相含量的增加及均匀连续的分布对易受侵蚀的n

晶粒起到了保护作用，而且熔凝层中p—Mg所固溶Al含量也增加，所阻熔凝层的耐蚀性得以提

高．随激光功率增加，A1在n—Mg中的固溶度增

加，卢一Mg。

，AI。

相含量增加且分布更加均匀，对n

晶粒的保护作用增大，耐蚀性提高更加显著．

3结论

L1）熔凝层相组成为口一Mg和p—Mgl，A1Ⅲ随

激光功率增加，p—Mg，，A【。

的古量增加．

（2）熔凝层组织为典型细化的树枝晶，随功

率增加，枝晶尺寸增加．

【3）熔凝层硬度和耐磨性随激光功率增加有

所变化，在枝晶细化和J9一Mg”A1，：

硬质相的综合

作用下熔凝层在激光功率为3kw时硬度最高，

磨损体积最小，耐磨性最好．

（4）激光熔凝后，镁舍金的耐蚀性较原始镁

合金有所提高，而且随激光功率增加耐蚀性提高

显著，

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