Mg元素对强流脉冲电子束改性后Al-20Si合金表面微观组织及性能的影响

（东北大学 冶金学院，沈阳 110819）

铝硅合金作为典型的铸造合金，以其优异的力学性能，成为了制造发动机活塞首选的金属材料，因而被广泛应用于汽车制造业。铸造的铝硅合金通常采用添加少量的Mg和Fe来提高材料的强度及韧性[1-4]，然而添加Mg元素对铝硅合金组织中初生硅的细化能力有限，限制了材料应用范围。因此，如何通过细化初生硅拓展铝硅合金的应用领域，成为一些学者研究的重点[5-6]。对于初生硅，常用的细化方法有半固态搅拌、快速凝固、变质处理及高能束表面处理，但对于初生硅的复合改性研究较少。

作为新兴的表面改性技术，强流脉冲电子束以其操作简单、工艺可控性强、高效、无污染、低能耗、重复性能好以及效率高等优点，成为国内外一些研究学者的研究重点，并在各种工业常用材料的表面改性领域得到了广泛的应用[7-11]。强流脉冲电子束在处理脆性材料时，易导致材料表面大量熔坑及微裂纹的产生，严重恶化其表面力学性能。在强流脉冲电子束的微裂纹消除方面，目前只有胡亮等人[12]利用稀土Nd消除了强流脉冲电子束处理后Al-17.5Si合金表面的微裂纹，但是稀土是一种比较稀缺的资源。本文重点研究了添加常见金属元素Mg对于经强流脉冲电子束处理后Al-20Si合金表面微裂纹的消除作用，并通过对维氏显微硬度及材料耐磨性的测量，研究了Mg元素的添加对于Al-20Si合金表面显微硬度及耐磨性的影响。同时运用扫描电镜考察了改性前后材料表面的组织形貌，揭示了合金的表面力学性能与其表面微观组织的内在联系。通过前期探索发现，添加5%的Mg对于合金组织中的初生硅细化最佳。

1 实验

1.1 原料及合金的制备

实验所选用的原料为铝锭（Al 99.79%）、2202硅（Si 99.4%）及镁锭（Mg 99.90%）。将原料切成小块，按一定的比例在井式加热炉中加热熔炼、除气，随后在φ15 mm×80 mm的304不锈钢模具中进行浇铸，其合金的化学成分见表1。然后对铸锭进行线切割，制成10 mm×10 mm×10 mm的块状。先后使用不同粗糙程度的砂纸对切割好的样品进行粗抛，再使用粒度为2.5 μm的金刚石研磨膏进行精抛，直到表面光亮无划痕。最后用无水乙醇对抛光好的样品表面进行清洗、快速吹干、密封保存，待电子束处理。

表1 合金的化学成分Tab.1 Chemical compositions of alloy wt.%

1.2 强流脉冲电子束处理

采用“MMLAB-HOPE-I”型电子束装置对材料进行表面改性。其相应的工艺参数：真空室的真空度为～6×10-3Pa，加速电压为27 kV，能量密度为～5 J/cm2，脉冲频率为0.2 Hz，脉冲持续时间为～3 μs，靶距为10 cm，脉冲处理次数为5、15、25次。

1.3 表面微观组织及性能分析

使用Hitachi S-4800型场发射扫描电子显微镜及仪器配备的EDS能谱仪，观察了改性前后铝硅合金表面的微观组织形貌及25次脉冲后合金表面的元素分布。利用PW3040/60型X射线衍射仪对材料表面改性前后的物相组成进行了分析。采用 LM247AT型维氏硬度计对改性前后样品表面α(Al)硬度进行测量，在每个样品表面随机选取5个点进行测量，测量时载荷为10 g，加载时间为15 s，取平均值。最后，用MFT-4000多功能材料表面性能试验仪进行往复摩擦试验，测量强流脉冲电子束改性前后的摩擦系数。摩擦系数检测参数：载荷为10 g，摩擦副为ϕ6 mm的Si3N4球，往复长度为7 mm，往复时间为20 min。

2 结果及分析

2.1 扫描电镜（SEM）分析

强流脉冲电子束改性前后Al-20Si合金的微观组织与形貌如图1所示。从图1a可以看出，未处理合金表面由粗大的板块状初生硅、弥散分布的针状共晶硅和铝基体组成，这些微观组织在铝硅合金组织中十分常见[13-14]。由图1b—d可以发现，材料表面经电子束轰击后，有明显的微裂纹。文献[15-16]报道了电子束处理过程中微裂纹形成的机理：在电子束轰击后，冷却的过程中，合金的表面发生体积收缩，重熔层下的过冷基体抑制体积收缩，从而使合金表面产生了超过材料抗拉强度的拉应力，导致材料熔坑底部产生了微裂纹，严重影响了合金表面的力学性能[17]。由于合金在冷却的过程中容易产生很高的拉应力，因此微裂纹易产生在脆性相中，而初生硅具有高脆性，所以微裂纹较易出现在初生硅相中[18]。

强流脉冲电子束改性前后Al-20Si-5Mg合金表面微观组织及形貌如图2所示。通过与图1a未添加Mg元素的原始样品对比，发现添加Mg元素的合金中产生了Mg2Si相，同时还可以看出，初生硅明显得到了细化。对比图2b—d，发现添加Mg元素的合金表面经电子束处理后，无微裂纹产生。这是因为在添加Mg元素的合金中，熔坑结构产生在Mg2Si相中，且细化了初生硅，在其表面超快冷过程中，微裂纹在熔坑底部的扩展受到极大地抑制[18]。这说明添加Mg元素能够达到如添加稀土Nd消除微裂纹的效果。除了上述现象外，从图2还可以发现，随着脉冲次数的逐渐递增，熔坑结构的密度减小，说明电子束对合金表面有着抛光作用[19-20]。

Al-20Si-5Mg经过25次强流脉冲处理后，合金表面形成的“晕圈”结构微观SEM形貌及相应区域的元素分布如图3所示。由图3a可以看出，强流脉冲电子束处理后，Al-20Si-5Mg合金表面形成了常见的“晕圈”组织。图3b—d为相应区域的Al、Si、Mg元素面扫分布图。从图3可以明显发现，强流脉冲电子束处理后，“晕圈”结构组织内部的Al、Si、Mg元素发生了相互扩散。在强流脉冲电子束对Al-20Si-5Mg表面进行轰击的过程中，由于电子束在极短的时间使得样品表面发生熔化，同时Mg2Si相与铝基之间存在Mg元素和Si元素化学梯度，导致了熔化的Si原子与Mg原子持续地向铝基体扩散，直到合金的表面各元素呈现均匀分布[16-17]。

2.2 TEM分析

Al-20Si-5Mg合金经过25次脉冲处理后，表面形成了大量的纳米初生硅相。从图4a可以发现，样品被轰击后，样品表面分布着大量游离纳米初生硅相，其晶粒尺寸为10～200 nm。图4b为相应选区的电子衍射花纹（SAED）。郝仪等[16]认为这些纳米初生硅相属于晕圈组织（初生硅）的一部分。这些纳米初生硅相形成的原因可以作出如下解释：强流脉冲电子束能对于样品表面进行快速加热，使得样品表面快速熔化，大量的液态硅原子存在于熔化的样品表面。这些液态硅原子以一定的扩散速度连续不断地向硅晶核迁移，并聚集在硅晶核上，集聚的硅晶核形成了硅晶粒。由于强流脉冲电子束的快速冷却效应，硅晶粒没有进一步长大就发生了凝固，因此合金表面形成了大量的纳米硅晶粒。同时由于晶核位向各不相同，形成了不同位向的晶粒，从而在样品的表面产生了多晶纳米硅，图4b中的多晶衍射环可以验证这一点。

2.3 XRD分析

强流脉冲电子束改性前后Al-20Si-5Mg合金表面的XRD图如图5所示。从图5a可以发现，施加电子束后，Al-20Si-5Mg合金表面无新的相产生。随后，以2θ=37°附近的Si(222)衍射峰作为研究对象，对其进行放大，发现电子束使Si(222)衍射峰产生了宽化及偏移。

在强流脉冲电子束处理过程中，衍射峰宽化和偏移的现象十分常见，许多有关强流脉冲电子束处理的文献中都对其进行了阐述。郝仪等[16]对铝硅合金进行强流脉冲电子束改性后发现，XRD图谱中，Si相和Al相衍射峰均呈现宽化现象，且宽化现象随着脉冲次数增加而更加明显，并指出这是由于在电子束处理过程中，超快速凝固使得合金表面晶粒得到细化，生成了细晶甚至超细晶组织。高波等[21-22]认为衍射峰向高角度偏移的原因归咎于以下两点：一是材料表面产生了大量残余应力；二是Al元素固溶于Mg相中形成过饱和固溶体时，造成Mg晶格常数发生了畸变。胡亮等[17]对Al-17.5Si-0.3Nd合金进行研究发现，随着脉冲次数的增加，XRD图谱中Si相和Al相的衍射峰都会从高角度向低角度逐渐偏移。这是因为脉冲次数的逐渐递增可以使得合金表面承受的外界拉应力逐渐增大，逐渐超过了向高角度偏移的压应力的影响，使得Si相和Al相的衍射峰在拉应力的作用下逐渐向低角度方向偏移。

2.4 显微硬度分析

强流脉冲电子束对Al-20Si和Al-20Si-5Mg合金表面轰击后，材料表面α(Al)显微硬度的变化情况如图6所示。通过对比发现，电子束处理能极大提高材料表面α(Al)的硬度，Al-20Si合金显微硬度由未轰击样品的745.5 MPa增加到25次改性后的2170.6 MPa，Al-20Si-5Mg合金的显微硬度由未轰击样品的1061.3 MPa增加到25次改性后的2403.6 MPa。胡亮等[17]对Al-17.5Si-0.3Nd合金进行电子束处理后发现，合金表面α(Al)的显微硬度得到提高。其原因归咎于以下三点：第一，强流脉冲电子束能细化材料表面的α(Al)晶粒，使得合金表面组织含有较多的晶界，这些晶界能阻碍硬度产生的滑移变形，从而提高材料表面α(Al)的硬度；第二，强流脉冲电子束轰击铝硅合金表面后，一些细小的溶质硅原子固溶于铝晶格中，形成了过饱和铝基固溶体，使得表面产生了畸变的铝晶格，位错的滑移受到阻碍，从而提高了合金表面α(Al) 的硬度；第三，强流脉冲电子束还诱发合金表面产生了大量的位错缠结，阻碍后续位错运动，从而提高表面α(Al)的硬度。综上所述，强流脉冲电子束轰击材料表面后，材料表面α(Al)的硬度提高主要是由细晶强化、固溶强化及位错强化等因素共同作用引起的。

同时，对比添加与未添加Mg元素的铝硅合金表面α(Al)的显微硬度可以发现，在相同脉冲次数下，Al-20Si-5Mg合金表面α(Al)的显微硬度比Al-20Si合金高。添加Mg元素后，未轰击合金样品的显微硬度由745.5 MPa增加到1061.3 MPa。25次脉冲后，显微硬度由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元素细化，形成了较小的Mg2Si颗粒，弥散分布在样品表面，使得基体铝晶格中溶入了更多Mg2Si颗粒，导致了更多的铝晶格发生畸变，引起位错滑移阻力的增大，从而使得合金表面α(Al)的硬度得到提高[16,23-24]。

2.5 耐磨性分析

强流脉冲电子束对Al-20Si和Al-20Si-5Mg合金表面轰击后，合金表面耐磨性的变化如图7所示。两组体系中，未改性合金表面的摩擦系数最大，且合金表面的摩擦系数随着脉冲次数的增加而逐渐减小。Al-20Si合金的摩擦系数由未改性的0.511减小到25次脉冲后的0.329，Al-20Si-5Mg合金的摩擦系数由未改性的0.372减小到25次脉冲后的0.274，说明改性后材料表面的耐磨性得到提高。这是因为强流脉冲电子束使合金的表面发生了细晶强化和固溶强化[25-27]。

同时发现，在相同脉冲次数下，Al-20Si-5Mg合金表面α(Al)的摩擦系数比Al-20Si合金低。添加Mg元素后，Al-20Si合金摩擦系数由未轰击样品的0.551减小到0.372。25次脉冲后，摩擦系数由0.329减小到0.274。这说明Mg元素能显著增加材料的耐磨性。其原因可归咎于以下两点：一是因为在表层弥散分布着初生硅及Mg2Si小颗粒，提高了材料的表面硬度，降低了摩擦副与合金之间的粘着力，从而增强了材料的表面耐磨性；二是由于细小的硬质相Mg2Si颗粒与α(Al)基体结合得更加紧密，能有效地减少磨损过程中硬质相Mg2Si颗粒从α(Al)基体上的剥落，强化了铝硅合金抵抗粘着和变形的能力[28-30]。

3 结论

1）通过SEM图像发现，Mg元素的添加对强流脉冲电子束改性造成的铝硅合金表面微裂纹有明显的降低作用。

2）硬度检测说明，强流脉冲电子束处理可明显提高合金表面α(Al)基体的硬度。同时，在相同脉冲次数的情况下，Mg元素的添加能提高α(Al)基体的硬度。

3）耐磨性检测说明，在相同脉冲次数的情况下，添加Mg元素的铝硅合金的摩擦系数比未添加Mg元素时要低，说明Mg元素能提高合金的耐磨性。