权利要求

1.一种表面改性的稀土镁合金，其特征在于，以AlSi10Mg合金粉末与纳米TiB2陶瓷颗粒充分混合后的合金粉末为激光熔覆于稀土镁合金基材表面。

2.一种表面改性的稀土镁合金的制备方法，制备如权利要求1所述的表面改性的稀土镁合金，其特征在于，包括以下步骤：

S1：称取AlSi10Mg合金粉末和TiB2纳米级陶瓷颗粒;

S2：将所述AlSi10Mg合金粉末和TiB2纳米级陶瓷颗粒置于球磨机中充分搅拌混合;

S3：对混合后的合金粉末进行干燥处理;

S4：对稀土镁合金基材进行表面预热;

S5：对预热后的稀土镁合金基材表面依次进行打磨、清洗和干燥处理;

S6：对所述稀土镁合金基材表面进行氧化膜去除以及表面钝化处理;

S7：将所述合金粉末作为熔覆材料在处理后的所述稀土镁合金基材表面进行激光熔覆;

所述激光熔覆条件为：激光输出功率为 1.2~1.5 kW，激光扫描速度为 8~12 mm/s，光斑直径为 1.3~1.8 mm，送粉量为 1.3~1.6 g/min;所述激光熔覆在惰性气氛中进行。

3.根据权利要求2所述的表面改性的稀土镁合金的制备方法，其特征在于，所述TiB2纳米级陶瓷颗粒的粒径为50 nm。

4.根据权利要求2所述的表面改性的稀土镁合金的制备方法，其特征在于，S2中，所述纳米TiB2陶瓷颗粒质量比为0.3~0.5%，球磨机转速为150 r/min，混合时间为6 h，每30 min反向旋转。

5.根据权利要求2所述的表面改性的稀土镁合金的制备方法，其特征在于，S3中，所述干燥处理的温度为80~100 ℃，时间为6~8 h。

6.根据权利要求2所述的表面改性的稀土镁合金的制备方法，其特征在于，S4中，所述稀土镁合金基材的预热温度为 100~120℃。

7.根据权利要求2所述的表面改性的稀土镁合金的制备方法，其特征在于，S5中，打磨依次采用220#、400#、800#的SiC金相砂纸进行打磨，所述清洗采用无水乙醇进行清洗。

说明书

技术领域

[0001]本发明涉及合金技术领域，尤其涉及表面改性的稀土镁合金。

背景技术

[0002]镁合金密度约为1.74 g/cm3，只有铝、钛和钢的2/3、1/3和1/4，是工程金属中最轻的结构材料。此外，镁合金拥有良好的导电导热性能、出色的电磁屏蔽及阻尼减振性能、良好的生物相容性等多项优良特性，被誉为“21世纪绿色工程材料”。随着科技发展，镁合金在航空航天、国防军事、及生物医疗等领域展现出显著的应用价值。

[0003]在航空航天和国防领域，镁合金因其优异的电磁屏蔽和弹性模量，已应用于人造卫星和飞船等关键机械部件，使其成为航空航天和国防工业中不可替代的工程材料。但传统镁合金较低的绝对强度和室温塑性，限制了其在航空航天领域的广泛应用。近年来，稀土镁合金由于具有更优异的物理和化学性能得到了众多研究者的关注，但其较低的硬度和较差的耐磨耐蚀性限制了更广泛的应用。

[0004]镁合金的常见表面改性技术包括电镀、阳极氧化、热喷涂、离子注入及激光熔覆等。激光熔覆技术通过精确控制能量传递，实现对工件表面的选择性局部强化，适用于复杂形状的工件，且可实现自动化控制。与传统方法相比，激光熔覆技术具有组织细致密集、热影响区域小、处理后变形小、效率更高等特点，因此在表面改性领域被广泛应用。

[0005]当前，国内外对稀土镁合金表面改性的研究尚少，且主要集中在使用传统金属粉末作为熔覆材料，对表面性能的提升效果已接近瓶颈。因此，如何采用更优异的熔覆材料应用于稀土镁合金表面改性成为亟待解决的技术难题。

发明内容

[0006]本发明的目的在于提出一种基于激光熔覆技术，使得AlSi10Mg合金粉末与纳米TiB2陶瓷颗粒充分混合后的合金粉末作为涂层覆盖于稀土镁合金表面，以提高稀土镁合金表面硬度、耐磨性和耐蚀性的稀土镁合金及其制备方法。

[0007]为达到上述目的，本发明提出一种表面改性的稀土镁合金，以AlSi10Mg合金粉末与纳米TiB2陶瓷颗粒充分混合后的合金粉末为激光熔覆于稀土镁合金基材表面。

[0008]本发明还提出一种表面改性的稀土镁合金的制备方法，包括以下步骤：

S1：称取AlSi10Mg合金粉末和TiB2纳米级陶瓷颗粒;

S2：将AlSi10Mg合金粉末和TiB2纳米级陶瓷颗粒置于球磨机中充分搅拌混合;

S3：对混合后的合金粉末进行干燥处理;

S4：对稀土镁合金基材进行表面预热;

S5：对预热后的稀土镁合金基材表面依次进行打磨、清洗和干燥处理;

S6：对稀土镁合金基材表面进行氧化膜去除以及表面钝化处理;

S7：将合金粉末作为熔覆材料在处理后的稀土镁合金基材表面进行激光熔覆;

激光熔覆条件为：激光输出功率为 1.2~1.5 kW，激光扫描速度为 8~12 mm/s，光斑直径为 1.3~1.8 mm，送粉量为 1.3~1.6 g/min;激光熔覆在惰性气氛中进行。

[0009]进一步的，TiB2纳米级陶瓷颗粒的粒径为50 nm。

[0010]进一步的，S2中，纳米TiB2陶瓷颗粒质量比为0.3~0.5%，球磨机转速为150 r/min，混合时间为6 h，每30 min反向旋转。

[0011]进一步的，S3中，干燥处理的温度为80~100 ℃，时间为6~8 h。

[0012]进一步的，S4中，稀土镁合金基材的预热温度为 100~120℃。

[0013]进一步的，S5中，打磨依次采用220#、400#、800#的SiC金相砂纸进行打磨，清洗采用无水乙醇进行清洗。

[0014]与现有技术相比，本发明的优势之处在于：

1、本发明采用AlSi10Mg合金粉末和TiB2纳米级陶瓷颗粒的合金粉末作为稀土镁合金表面涂层，与传统涂层相比，添加TiB2纳米级陶瓷颗粒的合金涂层厚度增加，金属间化合物的种类增多，在覆盖层-过渡层以及过渡层-镁基体界面均未发现裂纹，另外由于过渡层的存在，能够有效阻止镁基体对顶部覆盖层的稀释，因此涂层的硬度和耐腐蚀性能够得到进一步提高。与此同时，激光熔覆层组织更加致密，涂层中的气孔明显减少。

[0015]2、在制备方法中，本发明对稀土镁合金进行预热能够有效防止在激光熔覆过程中裂纹的产生;采用低功率激光熔覆，降低了激光熔覆层与稀土镁合金基材之间的热应力、避免了在熔覆层与基材结合界面处形成硬而脆的金属间化合物，防止加热温度过高而造成的稀土镁合金基材塌陷、过量熔化和烧穿;得到的激光熔覆层组织呈现枝晶组织形态，晶粒得到细化，激光熔覆层与稀土镁合金基材的结合区组织为定向生长的树枝晶，且与稀土镁合金基材呈联生结晶特征，使熔覆层与稀土镁合金基材之间形成了良好的冶金结合，进而提高了稀土镁合金表面的硬度、耐磨性和耐蚀性，从而扩大其应用范围。

附图说明

[0016]图1为实施例1中纳米TiB2陶瓷颗粒增强AlSi10Mg粉末表面形貌图;

图2为实施例1中激光熔覆层截面形貌图;

图3为实施例1中激光熔覆层与稀土镁合金基材硬度比较图;

图4为实施例1中激光熔覆层与稀土镁合金基材耐磨性比较图;

图5为实施例1中激光熔覆层与稀土镁合金基材极化曲线比较图。

具体实施方式

[0017]为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明的技术方案作进一步地说明。

[0018]实施例1：

本发明提供了一种稀土镁合金表面纳米陶瓷颗粒增强铝基涂层方法，以商用AlSi10Mg合金粉末与纳米TiB2陶瓷颗粒充分混合后的合金粉末为熔覆材料在预处理的镁稀土合金基材表面进行激光熔覆，得到了表面改性的稀土镁合金;

制备方法如下：

S1:称取AlSi10Mg合金粉末和TiB2纳米级陶瓷颗粒;在本实施例中，AlSi10Mg合金粉末采用江西宝航新材料有限公司提供的采用真空气雾保护法制备的AlSi10Mg合金粉末，粉末粒度为80 μm。所述合金粉末包括8.0%的Si、1%的Mg和余量Al。

[0019]纳米陶瓷颗粒为商用TiB2纳米级陶瓷颗粒，粒径为50 nm。

[0020]S2：将AlSi10Mg合金粉末和TiB2纳米级陶瓷颗粒放入球磨机中充分搅拌混合，球磨机转速为150 r/min，混合时间为6 h，每30 min反向旋转，混粉期间应定期检查球磨机内粉末状态，避免出现粉末粘结现象。

[0021]S3：对混合后的合金粉末进行干燥处理;干燥处理的温度为100 ℃，时间为8 h。

[0022]S4：对稀土镁合金基材进行表面预热;预热的温度为120℃，能够有效的防止激光熔覆过程中的裂纹产生，在本实施例中，镁合金基体为Mg-Gd-Y系列稀土镁合金中的VW94镁合金;以质量分数计，镁合金包括7%的Gd、5.5%的Y、0.5%的Zr、2.5%的Zn和余量Mg。

[0023]S5：对预热后的稀土镁合金基材表面依次进行打磨、清洗和干燥处理;打磨优选为依次采用220#、400#、800#的SiC金相砂纸进行打磨。在本实施例中，清洗采用无水乙醇进行清洗;干燥为热风机吹干。

[0024]S6：通过采用物理和化学联合的方法去除氧化膜和表面钝化处理，彻底清除了稀土镁合金基材表面的氧化膜，消除了氧化膜的有害影响;

S7：将合金粉末作为熔覆材料在处理后的稀土合金基材表面进行激光熔覆;激光输出功率为1.2kW，激光扫描速度为8mm/s，光斑直径为1.8 mm，送粉量为1.6 g/min。

[0025]激光熔覆优选在惰性气氛中进行，所述惰性气氛优选为高纯Ar气;所述高纯Ar气的流量优选为15 L/min。在本发明中，通过高纯氩气对激光熔池的保护和激光熔覆工艺参数的优化，防止了熔化金属的氧化及气孔等缺陷的形成，如图1和图2所示，进而能够在稀土镁合金基材的表面获得成型良好、无气孔和裂纹、结合牢固的熔覆层。

[0026]为了进一步的论述本发明的技术效果，将本实施例中激光熔覆层与基材进行对比，所得样品的截面显微硬度分布如图3所示。熔覆层的硬度值约为150 HV0.1。值得注意的是，在过渡区处存在硬度峰值，达到约 260 HV0.1，而基体的硬度仅为约 85 HV0.1。两个样品的摩擦系数 (COF) 曲线如图4所示。结果表明，基材的平均 COF 约为 0.5，而熔覆层的平均 COF 约为 0.3。这种对比凸显了两种材料表现出的不同摩擦学行为。熔覆层由于其更均匀、更细的微观结构而表现出较低的摩擦系数。图5显示了暴露于 3.5 wt.% NaCl 溶液时的基体和熔覆层的动电位极化曲线。极化曲线分析表明，熔覆层表面的腐蚀电位为-1.108V，明显高于基体的-1.725 V。这些结果表明熔覆层在腐蚀介质中更加稳定，有效地抑制了镁的溶解。因此，基体的抗腐蚀能力得到了显著提高。

[0027]上述仅为本发明的优选实施例而已，并不对本发明起到任何限制作用。任何所属技术领域的技术人员，在不脱离本发明的技术方案的范围内，对本发明揭露的技术方案和技术内容做任何形式的等同替换或修改等变动，均属未脱离本发明的技术方案的内容，仍属于本发明的保护范围之内。

说明书附图(5)