鎂合金鑄件耐蝕性較差，惡劣環(huán)境下的零部件易發(fā)生腐蝕失效，成為制約其更廣泛應用的關鍵因素。目前常用的防腐措施都存在不同程度的局限性，特別是對復雜外形的鎂合金鑄件11~41.因此，研究新的表面防腐技術成為擴大鎂合金鑄件應用范圍的重要課題。
采用鑄造法對鑄件進行表面改性，工藝簡單不需要特殊設備，在燒注過程中直接完成。OlivierBeort等151利用壓力鑄造工藝制備了高體積分數(shù)SiC顆粒強基金項目：國家自然科學基金（50775085）化鋁基復合材料，并且研究了在預制塊與熔體界面加入Mg對界面組織的影響，以及加入Cu、Zn對復合材料層強度的影響。D.Coupard等16在利用壓力鑄造工藝制備CuSm2合金為基體材料的復合材料，重點研究了制備預制塊時粘結劑的種類和石墨、鋁粉的體積分數(shù)，認為二者對鑄滲層質(zhì)量有很大影響。LMPeng等171在施加壓力為0.93MPa的條件下制備Si3，-Al基復合材料，結合界面*高斷裂強度可以達到8.2MPa研究了壓力鑄滲下氣孔的控制及復合材料的界面反應，認為反應程度隨著鑄滲溫度的提高而增加。本文利用消失模鑄造工藝，采用一定的真空度來增大熔融基體的浸滲驅(qū)動力，在鎂合金的表面通過液-固相反應制備復合層。在相關研究的基礎上八用金屬鋁粉作為合金化材料匕一-乙打一-心之。
系低溫玻璃粉為陶瓷化材料，*終在鑄件表面獲得合金化/陶瓷化復合層。
1試驗1.1試驗材料基體材料選擇AZ91D鎂合金，其化學成分w（%）鎂；選擇金屬鋁粉作為合金化材料，鋁粉顆粒尺寸為0.15mm，選擇PbO-ZnO-Na2系低溫玻璃粉作為陶瓷化材料，分別配制合金化、陶瓷化涂料進行鎂合金鑄件表面復合改性研究。
1.2表面復合層的制備用既定的泡沫制備模樣，其尺寸為50mmX70mmX50mm，直燒道尺寸為冷膠粘接成形。在泡沫模樣表面均勻涂刷制備好的特種涂料，首先在模樣表面涂刷一層由鋁粉配制的合金化涂料，等其干燥后，在合金化涂料表面涂刷由低溫玻璃粉制備的陶瓷化涂料。每一次涂料的厚度根據(jù)要求和其他工藝參數(shù)來確定。*后浸涂消失模涂料，在50°C烘干，用于澆注試驗。工藝參數(shù)為：鎂合金的澆注溫度800真空度一0.06MPa在高溫下澆注，聚苯乙烯模樣發(fā)生軟化，裂ft解熔融的金屬液首先與表面的合金化涂料接觸，涂料中的粘結劑受熱燃燒，金屬鋁粉熔化并向基體擴散，熔化的鋁粉和基體中的鎂發(fā)生反應生產(chǎn)金屬間化合物，形成合金化層。然后外層的低溫玻璃粉在熱作用下熔化，隨著溫度下降會在鑄件表面形成一層陶瓷層，并且與合金層之間結合良好。復合層形成原理圖及*終鑄件表面組織示意圖如。
鑄件表面制備的復合層通過掃面電鏡進行觀察，分析表面合金層組織特征、陶瓷層形貌。線掃描和能譜測試用于分析表層至基體主要元素分布情況，揭示復合層的形成過程和影響因素。顯微硬度的測量在HV-1000型顯微硬度計上進行。
2試驗結果及討論2.1鑄件表面復合層組織結構不同涂料厚度條件下澆注得到的鑄件表面復合層微觀結構。通過在模樣的表面涂刷合金化和陶瓷化兩層涂料，等鑄件凝固后在表面分別形成合金層和陶瓷層的復合層。當涂料厚度不同時，得到的復合層形貌也有所區(qū)別。a是模樣表面合金化、陶瓷化涂料厚度分別為0.2、1.5mm得到的復合層組織結構，在表面得到200Mm左右厚度的陶瓷層，在陶瓷層與基體之間形成合金化層。當涂料厚度發(fā)生變化時，鑄件表面的陶瓷層厚度與合金化層中第2相體積分數(shù)隨之也發(fā)生變化，如b.當合金化涂層較薄時，由于熔體潛熱可以使涂料中的金屬鋁粉充分熔化，并且在高溫狀態(tài)下保持的時間較長，因此熔化的鋁粉可以在基體中長距離的擴散，并且和熔融的基體發(fā)生反應生成第3相，在生成第2相數(shù)量一定的情況下，擴散越充分，第2相在表層基體上的分布就越疏松。當合金化涂料完全熔化后，熱量就會傳遞給外層的陶瓷涂料，低溫的玻璃粉達到熔點后熔化，然后和合金層形成結合界面。當合金化涂料增厚時，澆注溫度不變，合金化涂料完全熔化需要較多的熱量，因此熔化的鋁粉在高溫下停留時間縮短，并且金屬鋁粉的質(zhì)量增加，生成第2相也隨之增加，所以在合金化層中第2相的體積分數(shù)就明顯提高。*后外層的低溫玻璃粉在余熱作用下熔化，*終在鑄件的表面形成一定厚度的陶瓷層。制備復合層時，根據(jù)不同的工藝參數(shù)，應適當?shù)恼{(diào)整合金化、陶瓷化涂料的厚度，涂料太薄，生成的復合層不能給基體提供保護，太厚會導致涂料熔合不充分，生成的復合層質(zhì)量較差。
2.2鑄件表面復合層成分分析為了研究從表面陶瓷層、合金層至合金基體各元素的分布變化，對復合層進行線掃描分析，如所示。陶瓷層成分以PbO-ZnO-Na2O系低溫玻璃粉為主，主要含有O、Na、Zn、Pb元素，在陶瓷層與合金層的結合界面處，氧元素含量明顯提高，主要是由于在界面含有一定量的氧化物夾雜。從鎂、鋁元素分布曲線看，除了鋁元素在界面附近有少量的向陶瓷層擴散外，鎂元素幾乎沒有向陶瓷層擴散，在界面處成分發(fā)生突變。然而，從陶瓷層至合金層的轉(zhuǎn)變過程中，發(fā)現(xiàn)低溫玻璃粉的成分沒有發(fā)生突變的現(xiàn)象，這可以從Pb、Zn、Na元素成分分布曲線看出，特別是Pb、Zn元素的變化趨勢是一個逐漸降低的過程。這說明在表面復合化的過程中，外面的陶瓷涂料在熔化后，向合金層擴散，使界面實現(xiàn)冶金結合，這有利于提高界面的結合強度。I不同合金化涂料厚度制備的復合層表面復合層成分線掃描復合層XRD分析Fig.消失模的鑄造雖然工序簡單但金屬液體充型的過程很難控制，特別是表面復合化過程中諸多因素的影響。如果工藝控制不當就會帶來很多缺陷，如中所示，主要原因有兩個方面：一方面是在充型過程中，低溫玻璃粉受到?jīng)_刷，被卷入熔體中形成夾雜，另一方面是由于澆注溫度較高，鎂合金很容易氧化，氧化物一旦卷入到熔體當中，凝固后就成為夾雜。因此，如果制備高質(zhì)量的復合層，工藝必須嚴格控制，降低涂料沖刷以減少缺陷，控制熔體氧化，澆注時徹底排渣，避免氧化夾雜在澆注過程中卷入熔體?？傊ｈT造工藝的控制必須有一定工藝設備作為前提，然后再通過控制工藝參數(shù)來獲得較佳的結果。
是表面復合層的XRD分析，AZ91D鎂合金基體主要有a-Mg與P-vAlnMgn組成，而合金層除了原來的相，還新生成AbMg2、Al、MgZn相，這主要是因為在合金化的過程中，金屬液與合金化涂料接觸并使其熔化，在界面處鋁含量較高，由Mg-Al二元相圖可知，主要生成的產(chǎn)物為AbMg2、Al，在鋁含量較低的地方生成金屬間化合物P-AlMg，如a.b是表面陶瓷層的XRD衍射分析，結果表明低溫的玻璃粉在受熱后發(fā)生晶化現(xiàn)象，生成多種氧化物相，從熱力學角度看，非晶態(tài)處于較高自由能的亞穩(wěn)狀態(tài)，在適當?shù)臈l件下，必定向能量較低的亞穩(wěn)非晶態(tài)或能量更低的平衡晶態(tài)轉(zhuǎn)變。因此外層的低溫玻璃粉預制層在受到金屬液體的傳熱后，使體系的能量降低向晶態(tài)轉(zhuǎn)變，在鑄件表面生成由氧化物組成的陶瓷層。
2.3鑄件表面復合層性能分析所示的是不同工藝得到表層組織對應的顯微硬度，表面單一合金層硬度從表層至基體的變化比較緩慢，*高達到170HV左右，逐漸降至與基體相同的硬度，形成的合金層大約300 ~500Mm厚。由于單一的陶瓷層與基體之間有明顯的界面，所以硬度變化明顯，直接從表面陶瓷層的硬度500HV降至基體的硬度50HV左右，*高硬度要高于復合層，這王要是由于單一的陶瓷層，陶瓷化涂料熔合充分。從圖中可知，復合層的硬度變化中間有一個過渡區(qū)域，從460HV降至合金層的100HV左右，雖然表面陶瓷層和基體也形成結合界面，但中間有合金層過渡，避免了陶瓷層與基體的直接結合。
是表面單一的合金層、復合層和未處理鎂合金的電化學腐蝕行為。本。通過對每條曲線進行Tafel擬合，得到腐蝕電位（E）、腐蝕電流（1）、極化阻抗（R/（n.cm2））。參數(shù)見表1所示。從極化曲線和對其擬合的結果上可以看出，與AZ91D相比，在經(jīng)過消失模鑄造表面合金化、復合化后，試樣的腐蝕電位明顯升高，特別是復合化試樣，腐蝕電位*高提升了400mV左右，腐蝕電流下降了3個數(shù)量級，極化電阻升高3個數(shù)量級，因此經(jīng)復合化處理后試樣耐蝕性顯著提高。
表1不同工藝下試樣的動電位極化曲線參數(shù)試樣合金層復合層3結論利用消失模鑄造工藝，用金屬鋁粉作為合金化材料，PbO-ZnO-Na2O系低溫玻璃粉為陶瓷化材料，真空度一0.06MPa800°C條件下澆注，在鑄件表面獲得合金化/陶瓷化的復合層，合金層主要形成P-Al12Mg17、Al3Mg2合金化合物，陶瓷層由多種氧化物組成。
復合層顯微硬度從表面陶瓷層的460HV降至合金層的100HV左右，再降至基體硬度，硬度變化有合金層過渡區(qū)域。由合金層連接陶瓷層和基體一定程度上可以提高界面的韌性。
鎂合金經(jīng)過消失模鑄造表面復合改性后，鑄件的腐蝕電位提升了400mV，腐蝕電流下降了3個數(shù)量級，大大提高了鎂合金的耐蝕性。