Mg元素對(duì)強(qiáng)流脈沖電子束改性后Al-20Si合金表面微觀組織及性能的影響

（東北大學(xué) 冶金學(xué)院，沈陽(yáng) 110819）

鋁硅合金作為典型的鑄造合金，以其優(yōu)異的力學(xué)性能，成為了制造發(fā)動(dòng)機(jī)活塞首選的金屬材料，因而被廣泛應(yīng)用于汽車(chē)制造業(yè)。鑄造的鋁硅合金通常采用添加少量的Mg和Fe來(lái)提高材料的強(qiáng)度及韌性[1-4]，然而添加Mg元素對(duì)鋁硅合金組織中初生硅的細(xì)化能力有限，限制了材料應(yīng)用范圍。因此，如何通過(guò)細(xì)化初生硅拓展鋁硅合金的應(yīng)用領(lǐng)域，成為一些學(xué)者研究的重點(diǎn)[5-6]。對(duì)于初生硅，常用的細(xì)化方法有半固態(tài)攪拌、快速凝固、變質(zhì)處理及高能束表面處理，但對(duì)于初生硅的復(fù)合改性研究較少。

作為新興的表面改性技術(shù)，強(qiáng)流脈沖電子束以其操作簡(jiǎn)單、工藝可控性強(qiáng)、高效、無(wú)污染、低能耗、重復(fù)性能好以及效率高等優(yōu)點(diǎn)，成為國(guó)內(nèi)外一些研究學(xué)者的研究重點(diǎn)，并在各種工業(yè)常用材料的表面改性領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[7-11]。強(qiáng)流脈沖電子束在處理脆性材料時(shí)，易導(dǎo)致材料表面大量熔坑及微裂紋的產(chǎn)生，嚴(yán)重惡化其表面力學(xué)性能。在強(qiáng)流脈沖電子束的微裂紋消除方面，目前只有胡亮等人[12]利用稀土Nd消除了強(qiáng)流脈沖電子束處理后Al-17.5Si合金表面的微裂紋，但是稀土是一種比較稀缺的資源。本文重點(diǎn)研究了添加常見(jiàn)金屬元素Mg對(duì)于經(jīng)強(qiáng)流脈沖電子束處理后Al-20Si合金表面微裂紋的消除作用，并通過(guò)對(duì)維氏顯微硬度及材料耐磨性的測(cè)量，研究了Mg元素的添加對(duì)于Al-20Si合金表面顯微硬度及耐磨性的影響。同時(shí)運(yùn)用掃描電鏡考察了改性前后材料表面的組織形貌，揭示了合金的表面力學(xué)性能與其表面微觀組織的內(nèi)在聯(lián)系。通過(guò)前期探索發(fā)現(xiàn)，添加5%的Mg對(duì)于合金組織中的初生硅細(xì)化最佳。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 原料及合金的制備

實(shí)驗(yàn)所選用的原料為鋁錠（Al 99.79%）、2202硅（Si 99.4%）及鎂錠（Mg 99.90%）。將原料切成小塊，按一定的比例在井式加熱爐中加熱熔煉、除氣，隨后在φ15 mm×80 mm的304不銹鋼模具中進(jìn)行澆鑄，其合金的化學(xué)成分見(jiàn)表1。然后對(duì)鑄錠進(jìn)行線切割，制成10 mm×10 mm×10 mm的塊狀。先后使用不同粗糙程度的砂紙對(duì)切割好的樣品進(jìn)行粗拋，再使用粒度為2.5 μm的金剛石研磨膏進(jìn)行精拋，直到表面光亮無(wú)劃痕。最后用無(wú)水乙醇對(duì)拋光好的樣品表面進(jìn)行清洗、快速吹干、密封保存，待電子束處理。

表1 合金的化學(xué)成分Tab.1 Chemical compositions of alloy wt.%

1.2 強(qiáng)流脈沖電子束處理

采用“MMLAB-HOPE-I”型電子束裝置對(duì)材料進(jìn)行表面改性。其相應(yīng)的工藝參數(shù)：真空室的真空度為～6×10-3Pa，加速電壓為27 kV，能量密度為～5 J/cm2，脈沖頻率為0.2 Hz，脈沖持續(xù)時(shí)間為～3 μs，靶距為10 cm，脈沖處理次數(shù)為5、15、25次。

1.3 表面微觀組織及性能分析

使用Hitachi S-4800型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡及儀器配備的EDS能譜儀，觀察了改性前后鋁硅合金表面的微觀組織形貌及25次脈沖后合金表面的元素分布。利用PW3040/60型X射線衍射儀對(duì)材料表面改性前后的物相組成進(jìn)行了分析。采用 LM247AT型維氏硬度計(jì)對(duì)改性前后樣品表面α(Al)硬度進(jìn)行測(cè)量，在每個(gè)樣品表面隨機(jī)選取5個(gè)點(diǎn)進(jìn)行測(cè)量，測(cè)量時(shí)載荷為10 g，加載時(shí)間為15 s，取平均值。最后，用MFT-4000多功能材料表面性能試驗(yàn)儀進(jìn)行往復(fù)摩擦試驗(yàn)，測(cè)量強(qiáng)流脈沖電子束改性前后的摩擦系數(shù)。摩擦系數(shù)檢測(cè)參數(shù)：載荷為10 g，摩擦副為?6 mm的Si3N4球，往復(fù)長(zhǎng)度為7 mm，往復(fù)時(shí)間為20 min。

2 結(jié)果及分析

2.1 掃描電鏡（SEM）分析

強(qiáng)流脈沖電子束改性前后Al-20Si合金的微觀組織與形貌如圖1所示。從圖1a可以看出，未處理合金表面由粗大的板塊狀初生硅、彌散分布的針狀共晶硅和鋁基體組成，這些微觀組織在鋁硅合金組織中十分常見(jiàn)[13-14]。由圖1b—d可以發(fā)現(xiàn)，材料表面經(jīng)電子束轟擊后，有明顯的微裂紋。文獻(xiàn)[15-16]報(bào)道了電子束處理過(guò)程中微裂紋形成的機(jī)理：在電子束轟擊后，冷卻的過(guò)程中，合金的表面發(fā)生體積收縮，重熔層下的過(guò)冷基體抑制體積收縮，從而使合金表面產(chǎn)生了超過(guò)材料抗拉強(qiáng)度的拉應(yīng)力，導(dǎo)致材料熔坑底部產(chǎn)生了微裂紋，嚴(yán)重影響了合金表面的力學(xué)性能[17]。由于合金在冷卻的過(guò)程中容易產(chǎn)生很高的拉應(yīng)力，因此微裂紋易產(chǎn)生在脆性相中，而初生硅具有高脆性，所以微裂紋較易出現(xiàn)在初生硅相中[18]。

強(qiáng)流脈沖電子束改性前后Al-20Si-5Mg合金表面微觀組織及形貌如圖2所示。通過(guò)與圖1a未添加Mg元素的原始樣品對(duì)比，發(fā)現(xiàn)添加Mg元素的合金中產(chǎn)生了Mg2Si相，同時(shí)還可以看出，初生硅明顯得到了細(xì)化。對(duì)比圖2b—d，發(fā)現(xiàn)添加Mg元素的合金表面經(jīng)電子束處理后，無(wú)微裂紋產(chǎn)生。這是因?yàn)樵谔砑覯g元素的合金中，熔坑結(jié)構(gòu)產(chǎn)生在Mg2Si相中，且細(xì)化了初生硅，在其表面超快冷過(guò)程中，微裂紋在熔坑底部的擴(kuò)展受到極大地抑制[18]。這說(shuō)明添加Mg元素能夠達(dá)到如添加稀土Nd消除微裂紋的效果。除了上述現(xiàn)象外，從圖2還可以發(fā)現(xiàn)，隨著脈沖次數(shù)的逐漸遞增，熔坑結(jié)構(gòu)的密度減小，說(shuō)明電子束對(duì)合金表面有著拋光作用[19-20]。

Al-20Si-5Mg經(jīng)過(guò)25次強(qiáng)流脈沖處理后，合金表面形成的“暈圈”結(jié)構(gòu)微觀SEM形貌及相應(yīng)區(qū)域的元素分布如圖3所示。由圖3a可以看出，強(qiáng)流脈沖電子束處理后，Al-20Si-5Mg合金表面形成了常見(jiàn)的“暈圈”組織。圖3b—d為相應(yīng)區(qū)域的Al、Si、Mg元素面掃分布圖。從圖3可以明顯發(fā)現(xiàn)，強(qiáng)流脈沖電子束處理后，“暈圈”結(jié)構(gòu)組織內(nèi)部的Al、Si、Mg元素發(fā)生了相互擴(kuò)散。在強(qiáng)流脈沖電子束對(duì)Al-20Si-5Mg表面進(jìn)行轟擊的過(guò)程中，由于電子束在極短的時(shí)間使得樣品表面發(fā)生熔化，同時(shí)Mg2Si相與鋁基之間存在Mg元素和Si元素化學(xué)梯度，導(dǎo)致了熔化的Si原子與Mg原子持續(xù)地向鋁基體擴(kuò)散，直到合金的表面各元素呈現(xiàn)均勻分布[16-17]。

2.2 TEM分析

Al-20Si-5Mg合金經(jīng)過(guò)25次脈沖處理后，表面形成了大量的納米初生硅相。從圖4a可以發(fā)現(xiàn)，樣品被轟擊后，樣品表面分布著大量游離納米初生硅相，其晶粒尺寸為10～200 nm。圖4b為相應(yīng)選區(qū)的電子衍射花紋（SAED）。郝儀等[16]認(rèn)為這些納米初生硅相屬于暈圈組織（初生硅）的一部分。這些納米初生硅相形成的原因可以作出如下解釋?zhuān)簭?qiáng)流脈沖電子束能對(duì)于樣品表面進(jìn)行快速加熱，使得樣品表面快速熔化，大量的液態(tài)硅原子存在于熔化的樣品表面。這些液態(tài)硅原子以一定的擴(kuò)散速度連續(xù)不斷地向硅晶核遷移，并聚集在硅晶核上，集聚的硅晶核形成了硅晶粒。由于強(qiáng)流脈沖電子束的快速冷卻效應(yīng)，硅晶粒沒(méi)有進(jìn)一步長(zhǎng)大就發(fā)生了凝固，因此合金表面形成了大量的納米硅晶粒。同時(shí)由于晶核位向各不相同，形成了不同位向的晶粒，從而在樣品的表面產(chǎn)生了多晶納米硅，圖4b中的多晶衍射環(huán)可以驗(yàn)證這一點(diǎn)。

2.3 XRD分析

強(qiáng)流脈沖電子束改性前后Al-20Si-5Mg合金表面的XRD圖如圖5所示。從圖5a可以發(fā)現(xiàn)，施加電子束后，Al-20Si-5Mg合金表面無(wú)新的相產(chǎn)生。隨后，以2θ=37°附近的Si(222)衍射峰作為研究對(duì)象，對(duì)其進(jìn)行放大，發(fā)現(xiàn)電子束使Si(222)衍射峰產(chǎn)生了寬化及偏移。

在強(qiáng)流脈沖電子束處理過(guò)程中，衍射峰寬化和偏移的現(xiàn)象十分常見(jiàn)，許多有關(guān)強(qiáng)流脈沖電子束處理的文獻(xiàn)中都對(duì)其進(jìn)行了闡述。郝儀等[16]對(duì)鋁硅合金進(jìn)行強(qiáng)流脈沖電子束改性后發(fā)現(xiàn)，XRD圖譜中，Si相和Al相衍射峰均呈現(xiàn)寬化現(xiàn)象，且寬化現(xiàn)象隨著脈沖次數(shù)增加而更加明顯，并指出這是由于在電子束處理過(guò)程中，超快速凝固使得合金表面晶粒得到細(xì)化，生成了細(xì)晶甚至超細(xì)晶組織。高波等[21-22]認(rèn)為衍射峰向高角度偏移的原因歸咎于以下兩點(diǎn)：一是材料表面產(chǎn)生了大量殘余應(yīng)力；二是Al元素固溶于Mg相中形成過(guò)飽和固溶體時(shí)，造成Mg晶格常數(shù)發(fā)生了畸變。胡亮等[17]對(duì)Al-17.5Si-0.3Nd合金進(jìn)行研究發(fā)現(xiàn)，隨著脈沖次數(shù)的增加，XRD圖譜中Si相和Al相的衍射峰都會(huì)從高角度向低角度逐漸偏移。這是因?yàn)槊}沖次數(shù)的逐漸遞增可以使得合金表面承受的外界拉應(yīng)力逐漸增大，逐漸超過(guò)了向高角度偏移的壓應(yīng)力的影響，使得Si相和Al相的衍射峰在拉應(yīng)力的作用下逐漸向低角度方向偏移。

2.4 顯微硬度分析

強(qiáng)流脈沖電子束對(duì)Al-20Si和Al-20Si-5Mg合金表面轟擊后，材料表面α(Al)顯微硬度的變化情況如圖6所示。通過(guò)對(duì)比發(fā)現(xiàn)，電子束處理能極大提高材料表面α(Al)的硬度，Al-20Si合金顯微硬度由未轟擊樣品的745.5 MPa增加到25次改性后的2170.6 MPa，Al-20Si-5Mg合金的顯微硬度由未轟擊樣品的1061.3 MPa增加到25次改性后的2403.6 MPa。胡亮等[17]對(duì)Al-17.5Si-0.3Nd合金進(jìn)行電子束處理后發(fā)現(xiàn)，合金表面α(Al)的顯微硬度得到提高。其原因歸咎于以下三點(diǎn)：第一，強(qiáng)流脈沖電子束能細(xì)化材料表面的α(Al)晶粒，使得合金表面組織含有較多的晶界，這些晶界能阻礙硬度產(chǎn)生的滑移變形，從而提高材料表面α(Al)的硬度；第二，強(qiáng)流脈沖電子束轟擊鋁硅合金表面后，一些細(xì)小的溶質(zhì)硅原子固溶于鋁晶格中，形成了過(guò)飽和鋁基固溶體，使得表面產(chǎn)生了畸變的鋁晶格，位錯(cuò)的滑移受到阻礙，從而提高了合金表面α(Al) 的硬度；第三，強(qiáng)流脈沖電子束還誘發(fā)合金表面產(chǎn)生了大量的位錯(cuò)纏結(jié)，阻礙后續(xù)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而提高表面α(Al)的硬度。綜上所述，強(qiáng)流脈沖電子束轟擊材料表面后，材料表面α(Al)的硬度提高主要是由細(xì)晶強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化及位錯(cuò)強(qiáng)化等因素共同作用引起的。

同時(shí)，對(duì)比添加與未添加Mg元素的鋁硅合金表面α(Al)的顯微硬度可以發(fā)現(xiàn)，在相同脈沖次數(shù)下，Al-20Si-5Mg合金表面α(Al)的顯微硬度比Al-20Si合金高。添加Mg元素后，未轟擊合金樣品的顯微硬度由745.5 MPa增加到1061.3 MPa。25次脈沖后，顯微硬度由2170.6 MPa提高到2403.6 MPa。添加Mg元素后，硬度提高的原因是由于粗大的初生硅被Mg元素細(xì)化，形成了較小的Mg2Si顆粒，彌散分布在樣品表面，使得基體鋁晶格中溶入了更多Mg2Si顆粒，導(dǎo)致了更多的鋁晶格發(fā)生畸變，引起位錯(cuò)滑移阻力的增大，從而使得合金表面α(Al)的硬度得到提高[16,23-24]。

2.5 耐磨性分析

強(qiáng)流脈沖電子束對(duì)Al-20Si和Al-20Si-5Mg合金表面轟擊后，合金表面耐磨性的變化如圖7所示。兩組體系中，未改性合金表面的摩擦系數(shù)最大，且合金表面的摩擦系數(shù)隨著脈沖次數(shù)的增加而逐漸減小。Al-20Si合金的摩擦系數(shù)由未改性的0.511減小到25次脈沖后的0.329，Al-20Si-5Mg合金的摩擦系數(shù)由未改性的0.372減小到25次脈沖后的0.274，說(shuō)明改性后材料表面的耐磨性得到提高。這是因?yàn)閺?qiáng)流脈沖電子束使合金的表面發(fā)生了細(xì)晶強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化[25-27]。

同時(shí)發(fā)現(xiàn)，在相同脈沖次數(shù)下，Al-20Si-5Mg合金表面α(Al)的摩擦系數(shù)比Al-20Si合金低。添加Mg元素后，Al-20Si合金摩擦系數(shù)由未轟擊樣品的0.551減小到0.372。25次脈沖后，摩擦系數(shù)由0.329減小到0.274。這說(shuō)明Mg元素能顯著增加材料的耐磨性。其原因可歸咎于以下兩點(diǎn)：一是因?yàn)樵诒韺訌浬⒎植贾跎杓癕g2Si小顆粒，提高了材料的表面硬度，降低了摩擦副與合金之間的粘著力，從而增強(qiáng)了材料的表面耐磨性；二是由于細(xì)小的硬質(zhì)相Mg2Si顆粒與α(Al)基體結(jié)合得更加緊密，能有效地減少磨損過(guò)程中硬質(zhì)相Mg2Si顆粒從α(Al)基體上的剝落，強(qiáng)化了鋁硅合金抵抗粘著和變形的能力[28-30]。

3 結(jié)論

1）通過(guò)SEM圖像發(fā)現(xiàn)，Mg元素的添加對(duì)強(qiáng)流脈沖電子束改性造成的鋁硅合金表面微裂紋有明顯的降低作用。

2）硬度檢測(cè)說(shuō)明，強(qiáng)流脈沖電子束處理可明顯提高合金表面α(Al)基體的硬度。同時(shí)，在相同脈沖次數(shù)的情況下，Mg元素的添加能提高α(Al)基體的硬度。

3）耐磨性檢測(cè)說(shuō)明，在相同脈沖次數(shù)的情況下，添加Mg元素的鋁硅合金的摩擦系數(shù)比未添加Mg元素時(shí)要低，說(shuō)明Mg元素能提高合金的耐磨性。