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作为“21世纪的绿色工程材料”,镁合金以其独特的优异性能(轻质高强),在航空、航天、汽车、电子等行业应用潜力很大。但由于镁合金耐磨和耐蚀等性能较差,在一定程度上制约了它的应用。由于腐蚀与磨损是材料的表面行为,因此,为了拓展和开发镁合金的潜力,采用适当的表面改性技术改善镁合金的表面性能,具有重要的现实意义。由于合金在不同的冷却速度下凝固时,获得的组织会有差异,故首先做了AZ31镁合金在空气、水、淬火油和液氮中冷却的凝固试验,分析了不同冷却速度对镁合金组织与性能的影响,并估算了镁合金的冷却速度。其次,采用500W脉冲固体Nd:YAG激光器在AZ31B镁合金表面进行了两种冷却条件下(常规空气冷却和液氮冷却)的激光熔凝试验,以期提高镁合金表面的耐磨性能和耐腐蚀性能。采用金相显微镜(OM)、显微硬度仪、X射线衍射(XRD)仪、透射电子显微镜(TEM)、电化学测量系统和摩擦磨损试验机等,深入分析和研究了这两种冷却条件下熔凝层的显微组织、显微硬度、耐磨性和耐蚀性等。镁合金凝固试验结果表明,不同冷却条件下凝固的AZ31镁合金组织都是由a-Mg相和β-Mgl7All2相组成。镁合金在水中冷却的组织,其晶粒比空气冷却的晶粒更加细小,β-Mgl7Al12沿晶界析出,但是与空气冷却相比,数量没有明显减少。镁合金在淬火油中冷却的组织,β-Mg17Al12连接成树枝状分布,由于数量较多,已不能看到晶界。液氮中冷却的镁合金,β-Mg17Al12相数量最少。镁合金在空气、淬火油、水、液氮中冷却的显微硬度依次提高,分别为53.7HV0.05、55.3 HV0.05、59 HV0.05和72.1 HV0.05。估算了镁合金在水中与液氮中的冷却速度,分别为50.1 K/s和324.9 K/s。激光熔凝常规空气冷却结果表明,激光熔凝层晶粒比未处理AZ31B母材明显细化。熔凝层的物相跟未处理母材一样,都是由a-Mg相和β-Mg17A112相构成。由于熔凝层受细晶强化、固溶强化、沉淀强化和位错强化作用,其硬度,耐磨性和耐蚀性比未处理母材明显提高。硬度值最高达到94～102HV0.05,明显高于原始镁合金的显微硬度(约55HV0.05),提高了约70.9%～85.5%。其他参数相同时,在同等条件的摩擦环境下,扫描速度分别为5mm/s、7mm/s和9mm/s时,激光熔凝层磨损失量分别为2.2×10-3g、1.7×10-3g和2×10-3g,熔凝层磨损失量分别是未处理镁合金母材磨损失量(2.8×10-3g)的78.6%、60.7%和71.4%。电化学腐蚀试验结果表明,空气冷却熔凝层的腐蚀电位最高为-1461 mV,比未处理母材(-1524 mV),提高了63mV；与原始镁合金相比,空气冷却激光熔凝层的自腐蚀电流降低了约1个数量级。经计算,未处理AZ31B镁合金母材的平均腐蚀速率为0.0684g/(cm2·h)。其它参数相同,扫描速度分别为5 mm/s、7 mm/s和9 mm/s时,激光熔凝层的平均腐蚀速率分别为0.036 g/(cm2·h)、0.0324g/(cm2·h)、0.0396g/(cm2·h),均小于未处理镁合金母材,这说明空气冷却激光熔凝明显提高了镁合金的耐蚀性。激光熔凝液氮冷却结果表明,相同参数下,液氮冷却熔凝层的晶粒比空气冷却熔凝层更加细小。液氮冷却熔凝层的显微硬度达到95～148HV0.05,明显高于原始镁合金的显微硬度(约55HV0.05),且高于空气冷却熔凝层(94-102HV0.05)。磨损实验表明,液氮冷却熔凝层的磨损失量为1×10-3g,小于空气冷却熔凝层的1.7×10-3g,减少幅度为41.2%。在质量分数为3.5%的NaCl溶液中的电化学极化曲线测试结果表明,相同熔凝参数下液氮冷却熔凝层的腐蚀电位为-1439mV,比未处理母材(-1524mV)提高了85mV,高于空气冷却熔凝层腐蚀电位的提高量(63mV)。与原始镁合金相比,液氮冷却激光熔凝层的自腐蚀电流降低了约1个数量级。液氮冷却激光熔凝层的平均腐蚀速率为0.0108g/(cm2·h),小于未处理母材的0.0684 g/(cm2·h)和空气冷却熔凝层的0.0324g/(cm2·h)。这说明液氮冷却条件下,对镁合金腐蚀性能的提高优于空气冷却条件。激光熔凝AZ31B镁合金中容易出现的缺陷为裂纹、气孔和合金元素的烧损。研究发现,裂纹主要是结晶裂纹,气孔主要为氢气孔。