.410 北京科技大学学报 第30卷 主要的疏松或孔隙，即凝固缩松、气体卷入疏松，这 同变形量下的热轧态微观组织，为典型的变形孪生 也是导致沉积坯致密度下降的原因).凝固缩松在 与动态再结晶混晶组织，同时喷射沉积过程所产生 温度过高、液相过多时产生，主要位于沉积坯的中心 的空隙弥合消失，材料完全致密化.变形量为70% 部位：而气体卷入疏松直接受雾化气体性质的影响， 时，沿旧晶界处分布着很多细小的等轴晶粒，可见形 也和气体质量流率与雾化金属质量流率比(G/M 变组织已发生再结晶（图2(a):变形量为75%时， 比)及散热条件有关，卷入沉积坯的氨、氧气体以气 合金中仍然存在很大部分的李晶组织（图2（凸）)：变 孔形式存在或使晶粒界表面产生氧化膜，导致材料 形量为85%时，再结晶组织大量增加，原晶粒的晶 致密度降低和冶金结合差， 界处和晶内形成无畸变的新晶粒（图2(c)·热轧过 本实验中所得AZ31合金沉积柱坯实际收得率 程中，随变形量的增大，动态再结晶使得喷射沉积态 为42.5%（质量分数）：采用阿基米德法测量沉积体 的微细组织得到进一步细化，晶粒尺寸达到约3~ 的密度为1.635~1.696gcm-3,根据晶格结构模 5m,但是由于变形时间短，板材与轧辊接触后冷 型计算所得合金理论密度为1.770gcm3,则其相 却速度快，变形温度较低，合金在变形量达到85% 对密度为92.37%~95.82%.此结果表明，在本实 时动态再结晶进行得并不完全 验喷射沉积工艺条件下，所形成的沉积体的密度和 多晶镁合金形变时一般以基面{0001}<1120> 收得率均较低，主要原因是G/M比偏高.Ci等利 滑移及{1012}<1i01>李生为主.由于六方结构镁 用低雾化压力的低压喷射成形技术(LPSF)研究了 的c与a轴比小于理想轴比1.633，通常只形成c 2024铝合金，认为减小雾化压力可以减少孔隙，提 高沉积体的密度1，这一实验结果同样适用于镁合 轴拉伸李晶{1012}<1101>，即晶粒的c轴方向受 金的喷射沉积制备 拉伸时形成孪晶（见图3）·孪生在一定程度上弥补 2.2喷射沉积A31镁合金热轧态微观组织 了柏氏矢量为a/3<1120>时其滑移不能产生c轴 图2是喷射沉积AZ31镁合金在325~350℃不 方向变形的不足，Westlake给出了{1012}李晶的位 h (c) 20m 20m 204m 图2喷射沉积合金在325~350℃不同变形量下的轧制态组织，(a)=70%;(b)e=75%;(c)e=85% Fig.2 Microstructures of as rolled alloy at 325~350C with different deformation quantities:(a)0%:(b)=5%:(c)=85% 图3热轧态合金中李晶组织的TEM明场像()和电子衎射谱(b) Fig.3 TEM bright micrograph (a)and electronic diffraction pattern (b)of twin in as hot rolled alloy主要的疏松或孔隙‚即凝固缩松、气体卷入疏松‚这 也是导致沉积坯致密度下降的原因［9］．凝固缩松在 温度过高、液相过多时产生‚主要位于沉积坯的中心 部位；而气体卷入疏松直接受雾化气体性质的影响‚ 也和气体质量流率与雾化金属质量流率比（G／M 比）及散热条件有关‚卷入沉积坯的氮、氧气体以气 孔形式存在或使晶粒界表面产生氧化膜‚导致材料 致密度降低和冶金结合差． 本实验中所得 AZ31合金沉积柱坯实际收得率 为42∙5％（质量分数）；采用阿基米德法测量沉积体 的密度为1∙635～1∙696g·cm —3‚根据晶格结构模 型计算所得合金理论密度为1∙770g·cm —3‚则其相 对密度为92∙37％～95∙82％．此结果表明‚在本实 验喷射沉积工艺条件下‚所形成的沉积体的密度和 收得率均较低‚主要原因是 G／M 比偏高．Cai 等利 用低雾化压力的低压喷射成形技术（LPSF）研究了 2024铝合金‚认为减小雾化压力可以减少孔隙‚提 高沉积体的密度［10］‚这一实验结果同样适用于镁合 金的喷射沉积制备． 2∙2 喷射沉积 AZ31镁合金热轧态微观组织 图2是喷射沉积 AZ31镁合金在325～350℃不 同变形量下的热轧态微观组织‚为典型的变形孪生 与动态再结晶混晶组织‚同时喷射沉积过程所产生 的空隙弥合消失‚材料完全致密化．变形量为70％ 时‚沿旧晶界处分布着很多细小的等轴晶粒‚可见形 变组织已发生再结晶（图2（a））；变形量为75％时‚ 合金中仍然存在很大部分的孪晶组织（图2（b））；变 形量为85％时‚再结晶组织大量增加‚原晶粒的晶 界处和晶内形成无畸变的新晶粒（图2（c））．热轧过 程中‚随变形量的增大‚动态再结晶使得喷射沉积态 的微细组织得到进一步细化‚晶粒尺寸达到约3～ 5μm．但是由于变形时间短‚板材与轧辊接触后冷 却速度快‚变形温度较低‚合金在变形量达到85％ 时动态再结晶进行得并不完全． 多晶镁合金形变时一般以基面｛0001｝＜112 — 0＞ 滑移及｛101 — 2｝＜11 — 01＞孪生为主．由于六方结构镁 的 c 与 a 轴比小于理想轴比1∙633‚通常只形成 c 轴拉伸孪晶｛101 — 2｝＜11 — 01＞‚即晶粒的 c 轴方向受 拉伸时形成孪晶（见图3）．孪生在一定程度上弥补 了柏氏矢量为 a／3＜112 — 0＞时其滑移不能产生 c 轴 方向变形的不足．Westlake 给出了｛101 — 2｝孪晶的位 图2 喷射沉积合金在325～350℃不同变形量下的轧制态组织．（a） ε＝70％；（b） ε＝75％；（c） ε＝85％ Fig．2 Microstructures of as-rolled alloy at 325～350℃ with different deformation quantities：（a） ε＝70％；（b） ε＝75％；（c） ε＝85％ 图3 热轧态合金中孪晶组织的 TEM 明场像（a）和电子衍射谱（b） Fig．3 TEM bright micrograph （a） and electronic diffraction pattern （b） of twin in as-hot rolled alloy ·410· 北 京 科 技 大 学 学 报 第30卷