AZ91D鎂合金表面激光等離子復合噴涂Al-Si/Al+Al2 O3涂層的研究

錢建剛, 張家祥,, 王 純, 李淑青

(1.北京航空航天大學化學與環境學院,北京 100191;2.中航工業航空制造工程研究所高能束流加工技術國防科技重點實驗室,北京 100024)

鎂合金具有低密度、高的比強度和比剛度、良好的阻尼性能和鑄造性能,以及可回收再利用等特點而受到越來越多的重視,因此,鎂合金在航空航天、汽車等工業中得到廣泛應用[1,2]。但是,鎂的電極電位很低,是極活潑的金屬,在空氣中表面易氧化生成一層疏松的氧化膜,導致鎂合金的耐蝕性很差;此外,鎂合金的耐磨性和硬度不高,在一定程度上制約了鎂合金的開發和應用[3,4]。因此,在不改變鎂合金基體優良性能的基礎上,對鎂合金進行適當的表面處理,以提高其耐蝕性和耐磨性等綜合性能,已成為目前人們研究的熱點。

等離子噴涂技術具有加工速度快、加工效率高等特點,能在較短時間內制備較厚涂層,已在航空航天領域得到廣泛應用。但是,等離子噴涂涂層具有典型的層狀結構,涂層與基體的結合形式主要為機械結合,結合強度較低,涂層在使用過程中容易脫落失效[5,6],且涂層的孔隙率較高[7,8],經常需要進行后續處理。激光重熔處理能促使涂層內部元素發生擴散,使涂層與基體間由原來的機械結合變為冶金結合,提高了涂層的結合強度。另外,激光熱效應能使涂層中的未熔顆粒二次熔化,涂層孔隙率減小,提高了涂層的耐蝕性。因此,激光重熔技術成為一種重要的涂層表面改性技術。R.krishnan et al[9]研究了在純銅表面進行激光熔覆Al2O3陶瓷涂層。結果表明：涂層中的亞穩相γ-Al2O3和孔洞都明顯減少,基體的耐磨性和耐蝕性得到極大提高。Guy Antou etal[10]研究了激光重熔 Y2O3穩定的 ZrO2熱障涂層過程中,激光功率對涂層結構的影響,結果表明：在一定功率范圍內,隨激光能量密度的增加,涂層內部孔洞減少,孔隙率降低,涂層耐蝕性增加。但是激光重熔技術需要兩步工序,加工效率低。因此,本實驗采用一種全新加工技術,將等離子束與激光束同時作用在工件表面,使涂層制備僅需一步就能完成。即保證了涂層的優異性能又能極大提高工作效率。

Al2O3陶瓷涂層具有化學穩定性好,硬度高、耐磨性好,成本低等特點,常作為提高基體表面性能的噴涂材料。然而,Al2O3與鎂合金基體物理化學性能相差太大,Al2O3熱膨脹系數為 7×10-6/K,而鎂合金熱膨脹系數為 26×10-6/K,如果直接在鎂合金基體上噴涂Al2O3涂層,會出現涂層與基體結合較差甚至是脫落。Al-Si共晶合金的熱膨脹系數介于Al2O3與AZ91D鎂合金之間,采用Al-Si共晶粉作為過渡層可以有效的緩解陶瓷涂層與基體之間因熱物理性能差別較大而導致的熱應力及凝固收縮缺陷。M.Hazra等[11]對鎂合金表面進行激光重熔研究發現Al2O3涂層中混入Al粉能明顯提高涂層與基體的結合。因此,本研究選用Al+Al2O3混合粉作為表層,來進一步提高涂層層間的相容性,提高層間結合強度。

1 試驗材料與方法

本實驗采用基體材料為AZ91D鎂合金,基體材料尺寸為50mm×30mm×10mm,其化學組成成分,見表1。涂層材料采用粒度為80～106μm的Al-Si粉(其中Si質量分數為12%)、38～75μm的純Al粉和28～45μm的 Al2O3粉。鎂合金基體用乙醇或丙酮清洗除油,然后用粒度為 500～850μm金剛砂對表面進行噴砂粗化。噴砂過程參數為：空氣壓力為0.52MPa;噴砂距離為100mm;噴砂角度為70°～80°;噴砂時間為10～15s。將Al粉和Al2O3粉按質量比 1∶3機械混合均勻,然后將噴涂粉末在 100℃下烘烤 2～3h來減少粉末中的水汽,增加噴涂粉末的流動性。

表1 AZ91D鎂合金的化學組成(質量分數/%)Table 1 Chemical composition of AZ91D magnesium alloy(mass fraction/%)

噴涂前,需對基體進行預熱處理,以除去基體表面的水汽,增加表面活性,去除表面殘余應力。預熱溫度不能超過 160℃,因為鎂合金熔點較低(約560℃),過高的預熱溫度會使得基體發生變形;另外,預熱溫度過高,會造成基體表面氧化不利于基體與涂層的結合。因此,本實驗采用 100℃預熱溫度。

本實驗采用一種全新的工藝方法,將 APS-2000K型等離子噴涂設備和3kW Nb：YAG激光器固定在同一卡具上,使等離子束和激光束同時作用在基體表面,在鎂合金基體上噴涂約 150μm厚的Al-Si過渡層和200μm厚的Al+Al2O3面層,裝置示意圖見圖 1。其中等離子噴涂工藝參數如表 2所示,激光器工藝參數為：激光功率采用 1500W, 1 800W和2000W三種功率;掃描速度為280mm/s;光斑直徑為φ4.5mm;搭接率為30%。整個加工過程在Ar保護下進行,Ar氣體流量為8L/min。

圖1 激光等離子復合噴涂裝置示意圖Fig.1 The schematic diagram of the laser p lasmahybrid sp raying equipment

表2 等離子噴涂工藝參數Table 2 Technology parameters of p lasma sp raying

利用JSM-5800型掃描電鏡(SEM)觀察不同激光功率下涂層的表面及截面形貌;采用 X射線衍射儀對不同激光功率下涂層表面進行物相分析;利用光學顯微鏡法,采用IAS 8金相圖像分析軟件測定不同激光功率下涂層的孔隙率;用HX-1000型韋氏硬度計對不同激光功率下涂層硬度進行測量(載荷大小為50g,加載時間為10s)。

2 結果與討論

2.1 涂層形貌

噴涂所用Al-Si合金粉末和Al+Al2O3粉末的顆粒形貌如圖2所示。由圖2a可看出：Al-Si合金噴涂粉末顆粒呈球形或橢球形,粒徑較均勻。因此,該粉末具有良好的流動性,有利于噴涂的進行。面層噴涂粉末為Al粉與Al2O3粉的機械混合粉,由圖2b可看出：Al粉顆粒呈球形或橢球形,而Al2O3粉顆粒呈多角形,這兩種粉末混合均勻,這將有利于噴涂后涂層面層成分和性能的均勻。

圖2 噴涂粉末形貌圖Fig.2 Morphologies of the spraying powers (a)Al-Si;(b)Al+Al2O3

不同激光功率下,Al-Si/Al+Al2O3涂層表面形貌如圖 3所示。由圖 3可以看出：不同激光功率下涂層的表面均還存在未熔顆粒,但未熔顆粒都比較少。隨激光功率由1500W增大到1800W,涂層表面的未熔顆粒減少,表面變得越來越光滑(圖3b);當激光功率繼續增大到 2000W時,涂層表面的未熔顆粒雖然繼續減少,但是涂層表面卻出現了較大的孔洞(圖3c)。這是因為采用激光等離子同時復合技術后,使得等離子束和激光束同時作用在基體表面的同一部位,激光束的介入,使等離子噴涂到基體的粉末顆粒二次熔化,未熔顆粒變小直至消失;隨著激光功率增大,激光束的熱效應增加,未熔顆粒二次熔化就越充分,涂層表面未熔顆粒就越少;但是如果激光功率過大,則會造成涂層表層中低熔點元素(Al)發生蒸發,從而在原來的位置上產生孔洞。

不同激光功率下,Al-Si/Al+Al2O3涂層的截面形貌如圖4所示。由圖4可以看出：Al-Si過渡層與基體以及Al-Si過渡層與Al+Al2O3面層之間界面不明顯,說明過渡層與基體以及過渡層與面層之間相容性較好,結合良好。這是因為Al-Si共晶合金的熱膨脹系數介于Al2O3(7×10-6/K)和AZ91D鎂合金(26×10-6/K)之間,采用Al-Si共晶粉作為過渡層能有效地緩解陶瓷涂層與基體之間因熱物理性能差別較大而導致的熱應力及凝固收縮缺陷。另外,面層采用Al+Al2O3混合粉,使Al元素含量在涂層中呈梯度變化,有效改善了各層間的物理化學差異,增加了涂層各層間的相容性。

三種激光功率下涂層都不存在單獨等離子噴涂時涂層所特有的層狀結構。涂層結構較為致密,并隨激光功率的增加,涂層結構變得更加致密,這可由涂層孔隙率得到證實。激光功率為 1500W時涂層孔隙率為4.5%,而當激光功率為1800W時涂層孔隙率減小為2.6%。但是,激光功率不能無限增大,當增加到一定程度(2000W)后,涂層內部出現明顯的孔洞,孔隙率增加到8.3%。這是由于在噴涂過程中,激光束介入所帶來的熱效應促使噴涂顆粒熔化,顆粒間熔為一體,顆粒間界面消失,顆粒鋪展時在界面產生的孔隙消失,涂層結構變得致密。但激光功率過大,會使涂層和基體中低熔點元素如Al和Mg發生蒸發,從而在涂層中產生較大的孔洞。另外,激光功率過大,使熱量得不到及時散去而造成基體過熱,在界面處容易產生裂紋,這不利于涂層與基體的結合。

2.2 涂層相組成

圖5為在不同激光功率下Al-Si/Al+Al2O3涂層表面的相組成。由圖 5可以看出：三種激光功率下涂層都僅由Al和穩定相α-Al2O3兩種相組成。在噴涂Al2O3時,因為γ-Al2O3的固液界面能比α-Al2O3低,γ-Al2O3更容易成核。因此,液態的 Al2O3在凝固過程中,優先生成亞穩態的γ-Al2O3。等離子噴涂顆粒冷卻速度極快,涂層中不可避免會存在殘留的亞穩態γ-Al2O3相。而圖5中沒有出現γ-Al2O3的衍射峰,是由于激光等離子復合噴涂過程中,激光功率足夠大,促使亞穩態γ-Al2O3充分轉變成為穩定相α-Al2O3。另外,由Al和α-Al2O3兩相衍射峰強度比可知,激光功率為2000W時Al的含量比1800W時有所減少。這是因為Al的熔點較低,在2000W如此大的激光功率下,涂層表層中Al元素發生蒸發,這也進一步證實了前面的實驗結果(圖3c)。

圖5 不同激光功率下涂層的相組成Fig.5 XRD patterns of the coatings on the different laser powers

2.3 涂層硬度

不同激光功率下Al-Si/Al+Al2O3涂層的截面硬度分布如圖 6所示。由圖6可以看出,涂層硬度由表及里逐漸減小,涂層表面硬度最大,最大硬度為HV0.05275,遠遠高于基體AZ91D鎂合金的硬度(約HV0.0555)。這是由于涂層表層噴涂粉末中含有75%的 Al2O3,而Al2O3的硬度極高,因此,激光等離子同時復合噴涂的Al-Si/Al+Al2O3涂層對基體硬度有了極大提高。另外,隨著激光功率由 1500W增大到 1800W,涂層的表面硬度也有所增加,但當激光功率繼續增大到 2000W時,涂層的表面硬度基本不變。這是由于激光功率的增大,激光的熱效應增加,使得涂層中的未熔顆粒二次熔化,并且熔化的顆粒重結晶速度很快,晶粒得到明顯細化。另外,這一熱效應還會使涂層變得更加致密。因此,涂層硬度會隨激光功率的增加而有所增加。但是激光功率過大,涂層中低熔點元素會發生蒸發形成孔洞,涂層孔隙率增加,涂層變得疏松,進而導致涂層硬度降低。當激光功率為 2000W,這一影響比較明顯,因此,涂層硬度沒有明顯變化。

圖6 不同激光功率條件下涂層截面硬度分布Fig.6 Themicro-hardness of the coatings on the different laser powers verses the distance from the surface

3 結論

實驗采用一種全新的加工技術,將等離子噴涂和激光重熔技術的優點結合在一起,在AZ91D鎂合金表面成功制備了Al-Si/Al+Al2O3涂層。

(1)涂層中未熔顆粒較小,并隨激光功率的增加而減少,涂層變得更加平整致密。但是當激光功率超過1800W時,涂層表面出現較大孔洞;Al-Si過渡層明顯改善了涂層與基體的相容性,涂層層間結合良好,當激光功率為 2000W,涂層內部出現大的孔洞并且在過渡層與基體界面處出現裂紋。

(2)涂層僅由Al相和穩定相α-Al2O3兩種相組成,不存在殘留的亞穩相γ-Al2O3。

(3)隨激光功率的增加,涂層孔隙率降低,由原來的4.5%降低為 2.6%,但是當激光功率超過1800W時,涂層孔隙率反而增加到8.3%。

(4)噴涂后基體硬度有了極大提高,由 HV0.0555增加到 HV0.05275,涂層表面硬度最大,并且隨激光功率的增加而增加,但當激光功率過大,涂層硬度不再增加甚至略有降低。

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