技术领域
[0001] 本
发明属于镁合金制备技术领域，尤其涉及一种高性能耐热镁合金、镁合金型材及其制备方法。
背景技术
[0002] 镁合金是以镁为
基础加入其他元素组成的合金。其特点是：
密度小(1.8g/cm3 镁合金左右)，强度高，
弹性模量大，
散热好，消震性好，承受冲击
载荷能
力比
铝合金大，耐有机物和
碱的
腐蚀性能好。主要
合金元素有铝、锌、锰、铈、钍以及少量锆或镉等。目前使用最广的是镁
铝合金，其次是镁锰合金和镁锌锆合金。主要用于航空、航天、运输、化工、火箭等工业部
门。在实用金属中是最轻的金属，镁的比重大约是铝的2/3，是
铁的1/4。它是实用金属中的最轻的金属，高强度、高刚性。密度低、比性能好、减震性能好、导电导热性能良好、工艺性能良好、耐蚀性能差、易于
氧化燃饶、耐热性差。其加工过程及腐蚀和力学性能有许多特点：散热快、
质量轻、刚性好、具有一定的耐蚀性和尺寸
稳定性、抗冲击、耐磨、衰减性能好及易于回收；另外还有高的导热和
导电性能、无
磁性、屏蔽性好和无毒的特点。应用范围：镁合金广泛用于携带式的器械和
汽车行业中，达到轻量化的目的。然而，现有高性能耐热镁合金、镁合金型材及其制备过程不能准确检测镁合金在生产过程中纯净度不利于对纯度的控制；同时，不能准确的检测镁合金质量数据。
[0003] 二十世纪后期以来，全球的
能源、环境问题日趋严重，作为国民经济的支柱产业之一汽车工业也面临同样挑战，降低能源消耗和减少污染已成为当务之急。镁合金作为金属中最轻的工程结构材料，具有较好的阻尼性能、较高的比强度和比
刚度、优良的
机械加工性能及比工程塑料好得多的回收性能，在降低汽车等运输工具的重量、节省能源、减少环境污染及增强运行可靠性方面具有无可比拟的优势。镁合金的开发利用，特别是应用于
发动机活塞、缸体、自动变速箱及
油底壳等高温场合的高性能耐热镁的开发利用，作为交通运输工具轻量化的首先代用材料具有很广阔的应用前景。近年来随着对镁合金研究的不断深入，人们发现镁合金的低纯净度已成为制约其应用的
瓶颈之一。Mg合金中夹杂物与气体的存在严重损害了合金的强度、韧性、疲劳、流动性和
耐腐蚀性能等。现有高性能耐热镁合金、镁合金型材及其制备过程不能准确检测镁合金在生产过程中纯净度不利于对纯度的控制；同时，不能准确的检测镁合金质量数据。
[0005] 现有高性能耐热镁合金、镁合金型材及其制备过程不能准确检测镁合金在生产过程中纯净度不利于对纯度的控制；同时，不能准确的检测镁合金质量数据。
[0006] 现有技术中，镁合金抗腐蚀性低。
发明内容
[0007] 针对现有技术存在的问题，本发明提供了一种高性能耐热镁合金、镁合金型材及其制备方法。
[0008] 本发明是这样实现的，一种高性能耐热镁合金、镁合金型材制备系统，包括：
[0009]
温度检测设备，与主控设备连接，用于通过温度检测器实时检测镁合金制备时温度数据；
[0010] 时间设备，与主控设备连接，用于通过
电子时间表显示镁合金制备时间数据；
[0011] 操作设备，与主控设备连接，用于通过操作按键控制制备设备的控制操作；
[0012] 主控设备，与温度检测设备、时间设备、操作设备、原料称取设备、混合熔炼设备、除渣设备、浇注设备、
退火设备、纯度检测设备、质量检测设备、显示设备连接，用于通过
单片机控制各个设备正常工作；
[0013] 原料称取设备，与主控设备连接，用于通过电子秤称取含铝5％、锌7％、铋0.4％、
硅1％、锰0.4％、钆4％、
钙0.8％、总量小于0.02％的杂质混合料
块，在称取镁；
[0014] 混合熔炼设备，与主控设备连接，用于通过熔炼炉镁、混合料块混合并熔炼，得镁合金溶液，熔炼温度750℃；整个熔炼过程采用混合CO2和SF6气体全程保护；
[0015] 除渣设备，与主控设备连接，用于通过扒渣铲对镁合金溶液进行扒渣，去除浮于液面的
熔渣；
[0016] 浇注设备，与主控设备连接，用于将精炼的镁合金熔液保持温度在 700-710℃之间进行浇注，制成镁合金坯；
[0017] 退火设备，与主控设备连接，用于将镁合金坯进行退火，退火时通入氮气进行保护，退火完成后制得镁合金；
[0018] 纯度检测设备，与主控设备连接，用于检测镁合金纯度操作；
[0019] 质量检测设备，与主控设备连接，用于通过检测设备检测镁合金质量数据；
[0020] 显示设备，与主控设备连接，用于通过显示器显示操作界面及检测的温度、纯度、质量数据。
[0021] 本发明的另一目的在于提供一种高性能耐热镁合金、镁合金型材制备方法包括以下步骤：
[0022] 步骤一，通过温度检测设备利用温度检测器实时检测镁合金制备时温度数据；通过时间设备利用电子时间表显示镁合金制备时间数据；通过操作设备利用操作按键控制制备设备的控制操作；
[0023] 步骤二，通过电子秤称取含铝5％、锌7％、铋0.4％、硅1％、锰0.4％、钆 4％、钙0.8％、总量小于0.02％的杂质混合料块，在称取镁；
[0024] 步骤三，通过熔炼炉镁、混合料块混合并熔炼，得镁合金溶液，熔炼温度750℃；整个熔炼过程采用混合CO2和SF6气体全程保护；
[0025] 步骤四，通过扒渣铲对镁合金溶液进行扒渣，去除浮于液面的熔渣；
[0026] 将精炼的镁合金熔液保持温度在700-710℃之间进行浇注，制成镁合金坯；镁合金坯根据实际需要，定制相关形状和尺寸。
[0027] 步骤五，通过退火设备将镁合金坯进行退火，退火时通入氮气进行保护，退火完成后制得镁合金；
[0028] 步骤六，通过纯度检测设备检测镁合金纯度操作；通过质量检测设备利用检测设备检测镁合金质量数据；
[0029] 步骤七，通过显示设备利用显示器显示操作界面及检测的温度、纯度、质量等数据。
[0030] 进一步，纯度检测设备检测方法包括：
[0031] 1)，选取多个镁合金样品，每个所述镁合金样品的厚度不大于1mm，重量为2.5g；
[0032] 2)，分别将每个镁合金样品置于50ml的
硫酸溶液中充分溶解，冷却至常温后置于100ml的容量瓶中；
[0033] 3)，在步骤2)的容量瓶中加入3ml的
硝酸、2ml的丙
酮、2ml的硝酸
银溶液后混匀并用纯净
水稀释至100ml，将容量瓶放置于70℃±1℃的水浴锅中加热 8min，取出流水冷却至室温，移入暗室放置10min；
[0034] 4)，取所述步骤3)中的溶液移至3cm的比色皿中并在7221分光光度计 420nm
波长处测量其吸光度，从工作曲线上查的相应的氯含量；
[0035] 5)，按照步骤2)、步骤3)、步骤4)的顺序进行空白试验，得到空白值，并以氯含量与所述空白值的差值作为样品的纯度值。
[0036] 进一步，质量检测设备检测方法包括：
[0037] (1)、使用自动编程系统，镁合金
压铸件通过机械手放入X光下后自动移动
位置，对镁合金压铸件不同位置进行检测；
[0038] (2)、将镁合金压铸件在X光下的成像分割成若干个25×20mm的矩形，以便针对每个区域内的
缺陷情况进行孔隙率的判定；
[0039] (3)、系统根据X光对镁合金压铸件不同区域的壁厚的穿透力不同，针对不同壁厚区域的单个镁合金压铸件实现高
低电压自动切换检测；
[0040] (4)、系统根据气孔部位的灰度值与其他区域的不同来识别气孔，并且使用系统将计算出气孔的孔隙率和等效直径；
[0041] (5)、将最大允许的气孔标准设定在程序中，如果超过这个允许值，程序将会自动识别，将不合格的区域标注为红色，标注为红色的镁合金压铸件按照废品判定报废。
[0042] 本发明的另一目的在于提供一种利用所述的高性能耐热镁合金、镁合金型材制备方法制备的高性能耐热镁合金，所述高性能耐热镁合金的组份按质量比由铝5％、锌7％、铋0.4％、硅1％、锰0.4％、钆4％、钙0.8％，余量为镁组成；铝、锌、铋、硅、锰、钆、钙、镁的杂质总量小于0.02％。
[0043] 本发明的另一目的在于提供一种利用所述高性能耐热镁合金制备的镁合金型材。
[0044] 本发明的另一目的在于提供一种高性能耐热镁合金的处理方法包括：
[0045] 利用钕玻璃脉冲激光对高性能耐热镁合金表面进行激光冲击处理，使镁合金表
面层产生超高应变速率的塑性
变形，晶粒内部存在的大量位错和孪晶，高密度位错相互缠结，并与孪晶相互交叉导致晶粒细化。
[0046] 进一步，在质量分数为3.5％NaCl溶液中，采用动电位扫描技术和慢应变速率拉伸
应力腐蚀试验分析冲击后的腐蚀行为。
[0047] 进一步，镁合金表面层的强化层0.8mm。
[0048] 本发明的优点及积极效果为：
[0049] 本发明通过纯度检测设备采用氯化银
浊度法是最为快速、严谨的判断方法，准确度高，非常合理的指导了镁合金在生产过程中纯净度的控制，因此非常适合工业生产中镁合金纯净度的检测；同时，通过质量检测设备利用
计算机程序来计算X光下镁合金压铸件内部气孔的孔隙率，最大气孔的等效直径，并且能够通过计算机程序判定镁合金压铸件的合格情况，具有检测精确、效率高的特点。
[0050] 本发明利用钕玻璃脉冲激光对高性能耐热镁合金表面进行激光冲击处理，金相
显微镜(OM)和透射电子显微镜(TEM)微观组织表明激光冲击
波导致镁合金表面层(强化层约0.8mm)产生超高应变速率的塑性变形，晶粒内部存在大量位错和孪晶，高密度位错相互缠结，并与孪晶相互交叉导致晶粒细化。镁合金冲击表层硬度比基体提高60％，表面残余压应力达120MPa。在质量分数为3.5％NaCl溶液中，采用动电位扫描技术和慢应变速率
拉伸应力腐蚀试验分析其冲击后的腐蚀行为，结果表明激光冲击后自腐蚀电位提高，腐蚀
电流增大，抗腐蚀性有所降低，但激光冲击后镁合金抗应力腐蚀性能提高。
[0051] 本发明提供的高性能耐热镁合金，微观组织分析：
[0052] 激光冲击高性能耐热镁合金板材后横截面的金相照片。其左侧为激光冲击区表层，右侧为基体材料。从图中可以发现冲击区微观组织结构明显不同于基体材料，冲击区
晶界明显增多，晶粒细化明显，晶粒细化层厚度约0.2mm，晶粒尺寸约10μm，而基体材料晶粒尺寸约30μm。高性能耐热镁合金的微观组织主要由α相、骨骼状的β相组成。其中β相为Mg17All2金属间化合物，弥散地分布于晶界。
[0053] 图3为激光冲击高性能耐热镁合金后冲击区表层的透射电子显微镜(TEM) 像。由图可见，表层区域发生剧烈塑性变形导致大量位错并伴有孪晶产生。根据金属塑性变形理论可知，材料的变形方式主要取决于层错能和滑移系数目两个因素，材料的塑性变形机制主要有位错滑移、孪晶和晶界滑动三种机制。镁合金层错能为60～78mJ/m2，属于中等层错能，且具有密排六方结构，仅有一个滑移面和三个滑移方向。
[0054] 因其塑性变形能力较差，在外力作用下不易产生宏观屈服且容易在晶界处产生大的应力集中，且其滑移系数目较少，因此其塑性变形方式依赖于孪生和滑移的协同作用，并受制于孪生。其主要的孪晶系为拉伸孪晶和压缩孪晶。其中发生孪晶变形的
剪切应力最小，所以一般以孪晶变形为主，如图3(a)所示，孪晶(MT)不断调整晶体取向以有利于滑移的发生。图3(b)为图3(a) 方框区域的放大图。由于激光冲击波持续时间较短(ns级)，因此所发生的塑性变形为高应变速率塑性变形，金属滑移的本质是位错的运动，孪晶和位错运动最终导致塑性变形发生。从图3(b)中可以看出激光冲击后发生高应变率塑性变形，导致晶粒内部出现高密度位错线(Dls)、孪晶以及堆垛层错(S Fs)，堆垛层错垂直于孪晶界(TB)。图3(c)为在高应变速率和高应力作用下高性能耐热镁合金激光冲击后的微观组织结构。可以发现高性能耐热镁合金在激光冲击后产生高密度位错，位错相互缠结，平均位错间距大约在30～ 60nm之间，位错缠结(DTs)逐渐演变为位错胞(DCs)，如图3(d) 所示，在晶粒内部位错胞与孪晶交叉并演变为亚晶界，高密度位错和孪晶导致晶格畸变能增加，从而发生动态再结晶，以达到细化晶粒的目的。
[0055] 激光冲击产生高冲击波，冲击波引起表层金属产生高应变速率的塑性变形，导致材料内产生高密度位错和孪晶，引起表面强度和硬度提高，
[0056] 高性能耐热镁合金强化层厚度约0.8mm。维氏硬度测试数据如表1所示，结果表明激光冲击后，高性能耐热镁合金表面硬度从原来的43HV增加到 68HV，表层硬度比基体提高约58％，距离表层越远，硬度逐渐下降并接近基体硬度。
[0057] 激光冲击时，冲击波区域的金属向未冲击区域产生移动，由于未冲击区的约束和弹性恢复，容易在表面产生残余压应力。采用
X射线残余应力测试仪测定表层残余压应力约为120MPa，与硬度类似，且距离表层越远，残余应力也逐渐下降。
附图说明
[0058] 图1是本发明
实施例提供的高性能耐热镁合金、镁合金型材制备方法
流程图。
[0059] 图2是本发明实施例提供的高性能耐热镁合金、镁合金型材制备系统结构
框图。
[0060] 图中：1、温度检测设备；2、时间设备；3、操作设备；4、主控设备；5、原料称取设备；6、混合熔炼设备；7、除渣设备；8、浇注设备；9、退火设备； 10、纯度检测设备；11、质量检测设备；12、显示设备。
[0061] 图3是本发明实施例提供的镁合金激光冲击区表层的TEM照片图。
[0062] 图中：(a)孪晶；(b)图(a)方框区域的放大图；(c)位错缠结；(d)位错胞与孪晶交叉。
[0063] 图4是本发明实施例提供的高性能耐热镁合金不同冲击次数下的极化曲线图。
具体实施方式
[0064] 为能进一步了解本发明的发明内容、特点及功效，兹例举以下实施例，并配合附图详细说明如下。
[0065] 下面结合附图对本发明的结构作详细的描述。
[0066] 如图1所示，本发明提供的高性能耐热镁合金、镁合金型材制备方法包括以下步骤：
[0067] S101:通过温度检测设备利用温度检测器实时检测镁合金制备时温度数据；通过时间设备利用电子时间表显示镁合金制备时间数据；通过操作设备利用操作按键控制制备设备的控制操作；
[0068] S102:通过电子秤称取含铝5％、锌7％、铋0.4％、硅1％、锰0.4％、钆4％、钙0.8％、总量小于0.02％的杂质混合料块，在称取镁；
[0069] S103:通过熔炼炉镁、混合料块混合并熔炼，得镁合金溶液，熔炼温度750℃；整个熔炼过程采用混合CO2和SF6气体全程保护；
[0070] S104:通过扒渣铲对镁合金溶液进行扒渣，去除浮于液面的熔渣；
[0071] 将精炼的镁合金熔液保持温度在700-710℃之间进行浇注，制成镁合金坯；镁合金坯根据实际需要，定制相关形状和尺寸。
[0072] S105:通过退火设备将镁合金坯进行退火，退火时通入氮气进行保护，退火完成后制得镁合金；
[0073] S106:通过纯度检测设备检测镁合金纯度操作；通过质量检测设备利用检测设备检测镁合金质量数据；
[0074] S107:通过显示设备利用显示器显示操作界面及检测的温度、纯度、质量等数据。
[0075] 如图2所示，本发明提供的高性能耐热镁合金、镁合金型材制备系统包括：温度检测设备1、时间设备2、操作设备3、主控设备4、原料称取设备5、混合熔炼设备6、除渣设备7、浇注设备8、退火设备9、纯度检测设备10、质量检测设备11、显示设备12。
[0076] 温度检测设备1，与主控设备4连接，用于通过温度检测器实时检测镁合金制备时温度数据；
[0077] 时间设备2，与主控设备4连接，用于通过电子时间表显示镁合金制备时间数据；
[0078] 操作设备3，与主控设备4连接，用于通过操作按键控制制备设备的控制操作；
[0079] 主控设备4，与温度检测设备1、时间设备2、操作设备3、原料称取设备5、混合熔炼设备6、除渣设备7、浇注设备8、退火设备9、纯度检测设备10、质量检测设备11、显示设备12连接，用于通过单片机控制各个设备正常工作；
[0080] 原料称取设备5，与主控设备连接，用于通过电子秤称取含铝5％、锌7％、铋0.4％、硅1％、锰0.4％、钆4％、钙0.8％、总量小于0.02％的杂质混合料块，在称取镁；
[0081] 混合熔炼设备6，与主控设备连接，用于通过熔炼炉镁、混合料块混合并熔炼，得镁合金溶液，熔炼温度750℃；整个熔炼过程采用混合CO2和SF6气体全程保护；
[0082] 除渣设备7，与主控设备连接，用于通过扒渣铲对镁合金溶液进行扒渣，去除浮于液面的熔渣；
[0083] 浇注设备8，与主控设备连接，用于将精炼的镁合金熔液保持温度在 700-710℃之间进行浇注，制成镁合金坯；
[0084] 退火设备9，与主控设备4连接，用于将镁合金坯进行退火，退火时通入氮气进行保护，退火完成后制得镁合金；
[0085] 纯度检测设备10，与主控设备4连接，用于检测镁合金纯度操作；
[0086] 质量检测设备11，与主控设备4连接，用于通过检测设备检测镁合金质量数据；
[0087] 显示设备12，与主控设备4连接，用于通过显示器显示操作界面及检测的温度、纯度、质量等数据。
[0088] 本发明提供的纯度检测设备10检测方法如下：
[0089] 1)，选取多个镁合金样品，每个所述镁合金样品的厚度不大于1mm，重量为2.5g；
[0090] 2)，分别将每个镁合金样品置于50ml的硫
酸溶液中充分溶解，冷却至常温后置于100ml的容量瓶中；
[0091] 3)，在步骤2)的容量瓶中加入3ml的硝酸、2ml的丙酮、2ml的硝酸银溶液后混匀并用纯净水稀释至100ml，将容量瓶放置于70℃±1℃的水浴锅中加热 8min，取出流水冷却至室温，移入暗室放置10min；
[0092] 4)，取所述步骤3)中的溶液移至3cm的比色皿中并在7221分光光度计 420nm波长处测量其吸光度，从工作曲线上查的相应的氯含量；
[0093] 5)，按照步骤2)、步骤3)、步骤4)的顺序进行空白试验，得到空白值，并以氯含量与所述空白值的差值作为样品的纯度值。
[0094] 本发明提供的质量检测设备11检测方法如下：
[0095] (1)、使用自动编程系统，镁合金压铸件通过机械手放入X光下后自动移动位置，对镁合金压铸件不同位置进行检测；
[0096] (2)、将镁合金压铸件在X光下的成像分割成若干个25×20mm的矩形，以便针对每个区域内的缺陷情况进行孔隙率的判定；
[0097] (3)、系统根据X光对镁合金压铸件不同区域的壁厚的穿透力不同，针对不同壁厚区域的单个镁合金压铸件实现高低电压自动切换检测；
[0098] (4)、系统根据气孔部位的灰度值与其他区域的不同来识别气孔，并且使用系统将计算出气孔的孔隙率和等效直径；
[0099] (5)、将最大允许的气孔标准设定在程序中，如果超过这个允许值，程序将会自动识别，将不合格的区域标注为红色，标注为红色的镁合金压铸件按照废品判定报废。
[0100] 下面结合具体分析对本发明的应用作进一步描述。
[0101] 本发明利用钕玻璃脉冲激光对高性能耐热镁合金表面进行激光冲击处理，金相显微镜(OM)和透射电子显微镜(TEM)微观组织表明激光冲击波导致镁合金表面层(强化层约0.8mm)产生超高应变速率的塑性变形，晶粒内部存在大量位错和孪晶，高密度位错相互缠结，并与孪晶相互交叉导致晶粒细化。镁合金冲击表层硬度比基体提高60％，表面残余压应力达120MPa。在质量分数为3.5％NaCl溶液中，采用动电位扫描技术和慢应变速率拉伸应力腐蚀试验分析其冲击后的腐蚀行为，结果表明激光冲击后自腐蚀电位提高，腐蚀电流增大，抗腐蚀性有所降低，但激光冲击后镁合金抗应力腐蚀性能提高。
[0102] 本发明提供的高性能耐热镁合金，微观组织分析：
[0103] 激光冲击高性能耐热镁合金板材后横截面的金相照片。其左侧为激光冲击区表层，右侧为基体材料。从图中可以发现冲击区微观组织结构明显不同于基体材料，冲击区晶界明显增多，晶粒细化明显，晶粒细化层厚度约0.2mm，晶粒尺寸约10μm，而基体材料晶粒尺寸约30μm。高性能耐热镁合金的微观组织主要由α相、骨骼状的β相组成。其中β相为Mg17All2金属间化合物，弥散地分布于晶界。
[0104] 图3为激光冲击高性能耐热镁合金后冲击区表层的透射电子显微镜(TEM) 像。由图可见，表层区域发生剧烈塑性变形导致大量位错并伴有孪晶产生。根据金属塑性变形理论可知，材料的变形方式主要取决于层错能和滑移系数目两个因素，材料的塑性变形机制主要有位错滑移、孪晶和晶界滑动三种机制。镁合金层错能为60～78mJ/m2，属于中等层错能，且具有密排六方结构，仅有一个滑移面和三个滑移方向。
[0105] 因其塑性变形能力较差，在外力作用下不易产生宏观屈服且容易在晶界处产生大的应力集中，且其滑移系数目较少，因此其塑性变形方式依赖于孪生和滑移的协同作用，并受制于孪生。其主要的孪晶系为拉伸孪晶和压缩孪晶。其中发生孪晶变形的剪切应力最小，所以一般以孪晶变形为主，如图3(a)所示，孪晶(MT)不断调整晶体取向以有利于滑移的发生。图3(b)为图3(a) 方框区域的放大图。由于激光冲击波持续时间较短(ns级)，因此所发生的塑性变形为高应变速率塑性变形，金属滑移的本质是位错的运动，孪晶和位错运动最终导致塑性变形发生。从图3(b)中可以看出激光冲击后发生高应变率塑性变形，导致晶粒内部出现高密度位错线(Dls)、孪晶以及堆垛层错(S Fs)，堆垛层错垂直于孪晶界(TB)。图3(c)为在高应变速率和高应力作用下高性能耐热镁合金激光冲击后的微观组织结构。可以发现高性能耐热镁合金在激光冲击后产生高密度位错，位错相互缠结，平均位错间距大约在30～ 60nm之间，位错缠结(DTs)逐渐演变为位错胞(DCs)，如图3(d) 所示，在晶粒内部位错胞与孪晶交叉并演变为亚晶界，高密度位错和孪晶导致晶格畸变能增加，从而发生动态再结晶，以达到细化晶粒的目的。
[0106] 激光冲击产生高冲击波，冲击波引起表层金属产生高应变速率的塑性变形，导致材料内产生高密度位错和孪晶，引起表面强度和硬度提高，
[0107] 高性能耐热镁合金强化层厚度约0.2mm。维氏硬度测试数据如表1所示，结果表明激光冲击后，高性能耐热镁合金表面硬度从原来的43HV增加到68HV，表层硬度比基体提高约58％，距离表层越远，硬度逐渐下降并接近基体硬度。
[0108] 激光冲击时，冲击波区域的金属向未冲击区域产生移动，由于未冲击区的约束和弹性恢复，容易在表面产生残余压应力。采用X射线残余应力测试仪测定表层残余压应力约为120MPa，与硬度类似，且距离表层越远，残余应力也逐渐下降。
[0109] 电化学特性分析：
[0110] 图4为LSP前后试样的极化曲线。曲线1为未处理试样的极化曲线，曲线2、3、4分别为激光冲击1次、2次和4次后试样的极化曲线。从图中可以看出，自腐蚀电位由未处理试样的－1.56V分别提高到处理试样的－ 1.293V(1次)、－1.356V(2次)、－1.295V(4次)，自腐蚀电位分别正移了267mV(1次)、204mV(2次)、265m V(4次)，腐蚀电流则由8.29e－7A提高到4.699e－6A(1次)、 4.194e－6A(2次)、4.92e－6A(4次)。激光冲击1次、2 次和4次后试样的极化曲线没有明显的变化，说明激光冲击次数对耐腐蚀性影响并不明显。
[0111] 虽然激光冲击后自腐蚀电位有所提高，但腐蚀电流也有所增大，表面激光冲击后未能提高镁合金的耐腐蚀性，这一结论和文献一致。其原因在于：激光冲击后晶粒细化，晶界增多，晶界β相作为腐蚀
阴极，α－Mg为腐蚀
阳极，易发生电偶腐蚀，晶界的增多并没有起到防护作用，在高应变速率下发生的塑性变形导致
原子排列不规则，晶格畸变能增大，表面活性更高，且表面存在激光冲击产生的残余压应力，在不承受外载荷时会导致应力腐蚀，从而降低了试样的耐腐蚀性能。
[0112] 应力腐蚀试验
[0113] 将高性能耐热镁合金
母材和激光冲击试样分别在空气和质量分数为 3.5％的NaCl溶液中进行满应变速率拉伸(SSRT)试验，拉伸试验结果如表1所示。表1可以看出，试样在溶液中的延伸率、
抗拉强度和断裂时间均有不同程度的降低。这表明在SSRT试验中，无论是否激光冲击，高性能耐热镁合金在3.5％NaCl溶液中均具有应力腐蚀敏感性，但激光冲击后高性能耐热镁合金的抗应力腐蚀敏感性明显提高。究其原因在于激光冲击后镁合金近表层约1mm处产生残余压应力，这种残余压应力可抵消外载荷，使得材料内实际所产生的拉应力减小，较小的应力导致裂纹尖端产生较小的应变，一般来说，裂纹瞬间出现时大量位错沿滑移面滑移到裂纹尖端处，但激光冲击产生的高密度位错相互缠结，滑移阻力较大，激光冲击后获得的表层高密度位错、孪晶和亚晶等微结构阻止了裂纹的产生和扩展，因此在相同外载荷下激光冲击后的材料抗应力腐蚀敏感性明显提高。
[0114] 表1
[0115]
[0116] 下面结合具体效果对本发明的应用作进一步描述。
[0117] 1)高性能耐热镁合金在强激光、高应变速率冲击后，近表层微观组织产生孪晶和高密度位错缠结、位错胞等微结构，表层晶粒明显得到细化。
[0118] 2)极化曲线表明激光冲击后镁合金的自腐蚀电位提高，但腐蚀电流增大，耐腐蚀性并未提高。
[0119] 3)镁合金慢应变速率拉伸试验结果表明激光冲击后在表层产生残余压应力，这种残余压应力可抵消外载荷，从而提高高性能耐热镁合NaCl溶液中的抗应力腐蚀敏感性。
[0120] 以上所述仅是对本发明的较佳实施例而已，并非对本发明作任何形式上的限制，凡是依据本发明的技术实质对以上实施例所做的任何简单
修改，等同变化与修饰，均属于本发明技术方案的范围内。
