周 航，張 崢

(北京航空航天大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，北京100191)

鋁硅系合金具有良好的鑄造性能，包括液態(tài)較高的流動(dòng)性、較小的收縮性，且熱裂、縮孔和疏松傾向?。煌瑫r(shí)還具有較好的強(qiáng)度和塑性、比重輕、焊接性好。該種合金經(jīng)高溫時(shí)效處理，可被廣泛應(yīng)用于制作各種耐熱零件及高負(fù)荷復(fù)雜部件[1-2]。汽車發(fā)動(dòng)機(jī)缸蓋用于密封氣缸頂部構(gòu)成燃燒室，為發(fā)動(dòng)機(jī)工質(zhì)燃燒提供做功空間，在工作中需要承受緊固螺栓的預(yù)緊力和高溫高壓燃?xì)獾臎_擊作用等機(jī)械應(yīng)力。同時(shí)由于缸蓋在工作中各部分受熱情況不同，缸蓋整體溫度分布不均勻(如火力面溫度較高而散熱片部分溫度較低、進(jìn)氣道和排氣道溫度不同等)，再加上氣缸內(nèi)氣體的溫度也呈現(xiàn)劇烈周期性波動(dòng)，導(dǎo)致缸蓋還要承受較大的熱應(yīng)力[3]。熱應(yīng)力帶來的損傷主要有：在發(fā)動(dòng)機(jī)的啟動(dòng)-停車過程中(啟動(dòng)循環(huán))，氣缸蓋被急劇地加熱和冷卻，產(chǎn)生較大的循環(huán)熱應(yīng)力，受到低周熱疲勞損傷；在發(fā)動(dòng)機(jī)啟動(dòng)后的每個(gè)工作循環(huán)中(吸氣-壓縮-做功-排氣循環(huán)過程)，氣缸蓋發(fā)生較小幅度的溫度變化，受到高周熱疲勞損傷；氣缸蓋局部材料在高于蠕變溫度的環(huán)境中長期工作，受到蠕變損傷；當(dāng)熱應(yīng)力和循環(huán)機(jī)械應(yīng)力疊加時(shí)，受到熱機(jī)疲勞損傷[4]。由此可見，由周期性冷熱溫度循環(huán)導(dǎo)致的熱疲勞問題是發(fā)動(dòng)機(jī)強(qiáng)度設(shè)計(jì)和改進(jìn)研究的一個(gè)重要部分。

熱疲勞的產(chǎn)生通常是由于材料在經(jīng)受交替加熱、冷卻的急劇溫度變化時(shí)，由于自身各部分熱傳遞能力的不同，外界溫度的改變無法立刻在材料內(nèi)部達(dá)到均勻一致，導(dǎo)致材料內(nèi)部形成溫度梯度，進(jìn)而造成各部分變形的不協(xié)調(diào)[5]。在此基礎(chǔ)上，材料各部分的自由膨脹或收縮受到自身或外部的部分或完全約束時(shí)，就會(huì)有熱應(yīng)力的產(chǎn)生。材料各部分變形不協(xié)調(diào)，可能存在于多個(gè)尺度上：可以是材料構(gòu)件宏觀整體受熱不均勻，如表面與內(nèi)部存在的溫度差；也可以是材料微觀組織各組成相熱膨脹性能差異導(dǎo)致的變形不協(xié)調(diào)。如果這種加熱、冷卻的溫度作用反復(fù)循環(huán)，熱應(yīng)力反復(fù)作用，就會(huì)導(dǎo)致?lián)p傷逐步積累，最后發(fā)生破壞，導(dǎo)致熱疲勞失效。

由于熱疲勞涉及溫度、應(yīng)力、高溫氧化等諸多影響因素，目前對其相關(guān)機(jī)理研究還不夠深入，而熱疲勞問題在工程實(shí)踐中的影響又日益突出[6-7]。本工作主要針對汽車發(fā)動(dòng)機(jī)的啟動(dòng)-循環(huán)過程受到的低周熱疲勞損傷進(jìn)行模擬實(shí)驗(yàn)，研究氣缸蓋在該過程中受急劇加熱和冷卻而產(chǎn)生的循環(huán)熱應(yīng)力對材料疲勞性能的影響，持續(xù)觀測疲勞過程中材料表面疲勞裂紋萌生及初期擴(kuò)展過程，并就其機(jī)制進(jìn)行分析和討論。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料及試樣

實(shí)驗(yàn)試樣取自汽車發(fā)動(dòng)機(jī)金屬型鑄造鋁合金缸蓋，材料為AlSi10Mg(Cu)，經(jīng)過T6熱處理，具體工藝為：固溶處理，溫度530℃，時(shí)長3h，水冷，淬火水溫80℃；人工時(shí)效處理，溫度210℃，時(shí)長1.5h，結(jié)束后風(fēng)冷，然后自然冷卻。材料成分符合德標(biāo)EN AC-43200，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 AlSi10Mg(Cu)鑄鋁合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of AlSi10Mg(Cu) cast alloy(mass fraction/%)

AlSi10Mg(Cu) 鑄鋁合金的微觀組織為樹枝狀初生α固溶體和(α+Si)共晶體所組成的亞共晶組織，如圖1所示。Si元素少量固溶于α-Al，與Mg，Cu等形成Mg2Si等化合物，其他大多以單相形式存在。淺色組織(1區(qū))為樹枝晶狀α-Al基體，深色組織(2區(qū))主要為分布較均勻的共晶Si相。

圖1 AlSi10Mg(Cu) 鑄鋁合金微觀組織Fig.1 Microstructure of AlSi10Mg(Cu) cast alloy

AlSi10Mg(Cu) 鑄鋁合金在不同溫度下的靜態(tài)拉伸力學(xué)性能如表2所示?？梢姡牧系膹椥阅Ａ?、屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度均隨溫度的增高而下降，且溫度越高，下降的趨勢越明顯，溫度在250℃及以上時(shí)，力學(xué)性能明顯下降。原因是材料AlSi10Mg(Cu)的熔點(diǎn)Tm約為650℃(923K)，因此當(dāng)溫度高于250℃(0.6Tm)時(shí)，材料處于高溫環(huán)境，會(huì)有一系列高溫?fù)p傷，如內(nèi)部粒子擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)加劇、晶界弱化、蠕變損傷等，使力學(xué)性能明顯下降。

表2 不同溫度下AlSi10Mg(Cu)鑄鋁合金的拉伸力學(xué)性能Table 2 Tensile mechanical properties of AlSi10Mg(Cu) cast alloy under different temperatures

熱疲勞實(shí)驗(yàn)試樣設(shè)計(jì)參照熱疲勞實(shí)驗(yàn)方法標(biāo)準(zhǔn)HB 6660-2011《金屬板材熱疲勞試驗(yàn)方法》，選擇帶預(yù)制V型缺口的板狀試樣。預(yù)制V型缺口的作用是為了造成應(yīng)力集中，縮短研究周期，加速研究進(jìn)程，并保證裂紋在預(yù)期位置處萌生及擴(kuò)展，以便于觀察裂紋的擴(kuò)展規(guī)律和采集記錄實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)。試樣厚度為2mm，形狀及尺寸如圖2所示。試樣的兩個(gè)主要表面經(jīng)機(jī)械拋光，以消除表面劃痕對裂紋萌生和擴(kuò)展的影響，便于觀察疲勞裂紋萌生過程中表面微觀組織的損傷演化情況。

圖2 熱疲勞實(shí)驗(yàn)試樣形狀及尺寸Fig.2 Schematic illustration of the thermal fatigue specimen

1.2 實(shí)驗(yàn)方案

熱疲勞實(shí)驗(yàn)旨在模擬汽車發(fā)動(dòng)機(jī)實(shí)際工況的“停-啟-?！毖h(huán)過程，實(shí)際發(fā)動(dòng)機(jī)啟動(dòng)所需時(shí)間約為10s，啟停過程中氣缸蓋火力面的溫度波動(dòng)范圍約為100～230℃。采用自約束熱疲勞實(shí)驗(yàn)方法，對試樣缺口端進(jìn)行局部冷熱循環(huán)，利用試樣整體溫度梯度引發(fā)的不均勻交變應(yīng)力-應(yīng)變的循環(huán)作用，使材料產(chǎn)生熱疲勞損傷。一個(gè)完整的冷熱循環(huán)包括：電阻爐中加熱，上升至疲勞循環(huán)上限溫度，而后下降，冷卻水中缺口端淬水冷卻至疲勞循環(huán)下限溫度，缺口端淬水深度控制在5～6mm。實(shí)驗(yàn)分3組進(jìn)行，各組循環(huán)下限溫度均為50℃，循環(huán)上限溫度(Tmax)分別為200，250℃和300℃，每組實(shí)驗(yàn)使用3個(gè)試樣。在疲勞實(shí)驗(yàn)過程中，每進(jìn)行一定周次疲勞循環(huán)(N)后，將試樣取出，經(jīng)超聲清洗后使用掃描電子顯微鏡JSM 6010觀察并記錄裂紋長度及缺口尖端區(qū)域微觀組織的損傷演化情況。

2 結(jié)果與分析

2.1 疲勞裂紋的萌生

Tmax為200℃時(shí)，疲勞裂紋萌生階段共晶硅粒子與基體的界面開裂損傷過程如圖3所示。循環(huán)至250周次后，圖3(b)箭頭所指兩粒子與基體結(jié)合界面發(fā)生開裂。循環(huán)550周次后(圖3(c))，界面破壞進(jìn)一步發(fā)展。循環(huán)至850周次后(圖3(d))，粒子與基體界面產(chǎn)生的裂紋繼續(xù)發(fā)展并侵入基體內(nèi)，與其他脫粘粒子開裂的界面相連接。圖4，5分別給出了Tmax為250，300℃時(shí)疲勞裂紋萌生階段共晶硅粒子與基體的界面開裂損傷過程，箭頭所指共晶硅粒子與鋁基體結(jié)合界面發(fā)生開裂，產(chǎn)生熱疲勞裂紋，并逐漸侵入基體。由圖3～5可知，熱疲勞裂紋主要萌生于脫粘的共晶硅粒子與鋁基體結(jié)合界面的開裂處，共晶硅粒子自身保持相對完整。實(shí)驗(yàn)中試樣承受來自兩方面的熱應(yīng)力：一是試樣缺口端局部冷熱循環(huán)導(dǎo)致的試樣未冷卻端對冷卻端產(chǎn)生的自約束熱應(yīng)力，二是鋁合金微觀組織中的硬質(zhì)相共晶硅粒子與鋁基體之間的熱膨脹系數(shù)不同而造成的內(nèi)部熱應(yīng)力。疲勞裂紋的萌生主要與第二種熱應(yīng)力有關(guān)，即具有不同熱膨脹系數(shù)的共晶硅粒子和鋁基體之間熱變形的不協(xié)調(diào)所引發(fā)的熱應(yīng)力[9]交變溫度循環(huán)作用下，合金中的共晶硅粒子周圍基體形成很大的局部應(yīng)力集中。這種集中應(yīng)力的反復(fù)循環(huán)作用最終導(dǎo)致共晶硅粒子和基體結(jié)合界面發(fā)生破壞，共晶硅粒子與基體脫粘分離，產(chǎn)生裂紋[10]。

圖3 不同循環(huán)次數(shù)后共晶硅粒子與基體間的界面開裂損傷過程(Tmax=200℃)(a)0次；(b)250次；(c)550次；(d)850次Fig.3 Evolution of crack from interface between eutectic silicon particles and matrix with different cycles(Tmax=200℃)(a)0cycle;(b)250cycle;(c)550cycle;(d)850cycle

圖4 不同循環(huán)次數(shù)后共晶硅粒子與基體間的界面開裂損傷過程(Tmax=250℃)(a)0次；(b)50次；(c)100次；(d)200次Fig.4 Evolution of crack from interface between eutectic silicon particles and matrix with different cycles(Tmax=250℃)(a)0cycle;(b)50cycle;(c)100cycle;(d)200cycle

圖5 不同循環(huán)次數(shù)后共晶硅粒子與基體間的界面開裂損傷過程(Tmax=300℃)(a)0次；(b)50次；(c)100次；(d)150次Fig.5 Evolution of crack from interface between eutectic silicon particles and matrix with different cycles(Tmax=300℃)(a)0cycle;(b)50cycle;(c)100cycle;(d)150cycle

此外，共晶硅粒子的分布形式也對疲勞裂紋的萌生有重要影響。引起裂紋萌生的脫粘共晶硅粒子通常位于大量共晶硅粒子聚集的區(qū)域內(nèi)，且在該區(qū)域內(nèi)可能同時(shí)有多個(gè)粒子發(fā)生脫粘，但在之后的疲勞循環(huán)過程中，通常只有少數(shù)脫粘粒子的界面裂紋會(huì)沿某一路徑相連接，最后形成主裂紋，其他裂紋不再有明顯生長。N=850次、Tmax=200℃時(shí)多條熱疲勞裂紋萌生于脫粘共晶硅粒子與鋁基體的界面處，如圖6所示。

圖6 多條熱疲勞裂紋萌生于脫粘共晶硅粒子與基體的界面處(850次，200℃)Fig.6 Thermal cracks from interfaces between debonded eutectic particles and matrix(850cycle,200℃)

2.2 疲勞裂紋的擴(kuò)展

熱疲勞裂紋萌生初期，除主裂紋之外，常伴有次級(jí)裂紋產(chǎn)生。主裂紋或次級(jí)裂紋的方向一般平行于試樣軸向(垂直于試樣自身約束熱應(yīng)力方向)或與試樣軸向成30°～45°，二者均萌生于脫粘的共晶硅粒子與基體結(jié)合界面的開裂處。一般來說，經(jīng)過一定疲勞循環(huán)周次后，次級(jí)裂紋在主裂紋的應(yīng)力松弛作用下，生長逐漸緩慢直至停止。Tmax為250℃的裂紋擴(kuò)展過程(單向箭頭)如圖7所示。主裂紋形成后，通常需要經(jīng)過一定次數(shù)的疲勞循環(huán)積累才能繼續(xù)向前擴(kuò)展侵入枝晶，裂紋擴(kuò)展的動(dòng)力主要來源于試樣缺口端局部冷熱循環(huán)導(dǎo)致的試樣未冷卻端對冷卻端產(chǎn)生的自約束熱應(yīng)力，該應(yīng)力方向如圖7(a)中雙向箭頭所示。由圖7(b)可以看到，疲勞主裂紋在循環(huán)至50周次時(shí)萌生，并于所在共晶區(qū)域內(nèi)充分?jǐn)U展，但因遇到枝晶阻礙未繼續(xù)向前生長，直至經(jīng)過350周次疲勞循環(huán)后(圖7(d))才得以繼續(xù)向前侵入基體。Tmax分別為200，300℃時(shí)熱疲勞裂紋擴(kuò)展過程如圖8，9所示。單向箭頭所指為主裂紋及次級(jí)裂紋，同時(shí)可見裂紋遇到鋁基體枝晶后擴(kuò)展速率減慢，沒有共晶硅粒子分布的鋁基體枝晶對裂紋的擴(kuò)展起阻礙作用。這一現(xiàn)象產(chǎn)生的原因是，鋁基體相具有較高的屈服強(qiáng)度，可以減小每次循環(huán)的塑性應(yīng)變幅，同時(shí)又有較好的塑性，可以使楔形裂紋尖端局部產(chǎn)生應(yīng)力松弛，因而裂紋在萌生過程中想要穿越鋁基體枝晶就必須積蓄更大的能量。而聚集了大量共晶硅粒子的共晶區(qū)域存在著較多的異相界面，這些界面在溫度循環(huán)載荷下由于界面兩側(cè)兩相熱變形的不匹配產(chǎn)生顯微應(yīng)力，因此不僅為裂紋萌生提供了永久損傷的薄弱核心，還為裂紋萌生之后的擴(kuò)展過程提供了能量較低的生長路徑，是材料熱疲勞破壞中的薄弱環(huán)節(jié)[11-12]。

圖7 熱疲勞裂紋擴(kuò)展過程(Tmax=250℃)(a)次；(b)50次；(c)150次;(d)350次Fig.7 Evolution of thermal fatigue crack propagation(Tmax=250℃)(a)0cycle；(b)50cycle；(c)150cycle;(d)350cycle

圖8 熱疲勞裂紋擴(kuò)展過程(Tmax=200℃)(a)0次；(b)850次；(c)1000次；(d)1150次Fig.8 Evolution of thermal fatigue crack propagation(Tmax=200℃)(a)0cycle；(b)850cycle；(c)1000cycle；(d)1150cycle

熱疲勞裂紋在擴(kuò)展階段除了沿長度方向向前生長之外，寬度方向上的不斷變寬也是裂紋長大的重要方式之一。如圖7(c)所示，裂紋在遇到枝晶困于共晶區(qū)域內(nèi)時(shí)，長度方向停止生長，但發(fā)生了明顯的增寬。裂紋侵入枝晶后，在沿長度方向生長的同時(shí)，在寬度方向也有明顯的擴(kuò)展。說明熱疲勞裂紋的擴(kuò)展是在長度和寬度上同時(shí)進(jìn)行的，此時(shí)裂紋擴(kuò)展量是一種混合量，應(yīng)綜合裂紋在長度和寬度兩個(gè)方向上的擴(kuò)展量來衡量。因而裂紋的張開和尖端鈍化在熱疲勞中是不可忽視的現(xiàn)象[13-14]。對比圖7～9可知，在3組實(shí)驗(yàn)條件下，疲勞裂紋的生長均包含長度方向和寬度方向兩種生長方式，隨Tmax由200℃增大至300℃，疲勞裂紋在寬度方向上的生長逐漸成為裂紋擴(kuò)展的主要分量。對于Tmax取200℃實(shí)驗(yàn)組(圖8)，在疲勞循環(huán)次數(shù)由850次增加至1150次過程中，裂紋在寬度方向上的生長量較小，且裂紋附近塑性變形較少。而對于Tmax取300℃實(shí)驗(yàn)組(圖9)，在疲勞循環(huán)次數(shù)由50次增加至450次過程中，可明顯觀察到裂紋的不斷增寬，且裂紋附近塑性變形較大。隨Tmax升高，一方面，試樣所受疲勞熱應(yīng)力增大，另一方面，材料的力學(xué)性能隨溫度升高而下降，導(dǎo)致裂紋張開及尖端鈍化對裂紋擴(kuò)展的影響不斷強(qiáng)化。

圖9 熱疲勞裂紋擴(kuò)展過程(Tmax=300℃)(a)0次；(b)50次；(c)150次;(d)350次Fig.9 Evolution of thermal fatigue crack propagation(Tmax=300℃)(a)0cycle；(b)50cycle；(c)150cycle;(d)350cycle

2.3 共晶硅粒子周圍應(yīng)力場模擬分析

使用ANSYS有限元分析軟件對疲勞實(shí)驗(yàn)中試樣微觀組織的不均勻性對應(yīng)力場分布的影響進(jìn)行模擬分析。在均勻試樣模型中，為試樣缺口尖端附近區(qū)域引入簡單的不規(guī)則分布共晶硅粒子群，并為共晶硅粒子與基體分別賦予各自的力學(xué)性能參數(shù)及熱性能參數(shù)，模擬實(shí)驗(yàn)中試樣冷卻瞬間共晶硅粒子周圍的Mises應(yīng)力場分布。試樣鋁基體及共晶硅粒子分別取純鋁及純硅性能參數(shù)，具體參數(shù)值見表3。

圖10為熱疲勞實(shí)驗(yàn)試樣缺口端共晶硅粒子附近微觀應(yīng)力場模擬結(jié)果。由圖10可知，試樣承受最大應(yīng)力主要集中在共晶硅粒子與基體界面處，共晶硅粒子對基體的應(yīng)力集中效應(yīng)明顯，粒子附近基體應(yīng)力梯度明顯且主要集中在粒子附近區(qū)域，應(yīng)力場波及范圍尺度和粒子尺寸相當(dāng)，超出此范圍基體內(nèi)應(yīng)力場較為均勻[15]。此外，相鄰粒子之間的區(qū)域也會(huì)產(chǎn)生較大的應(yīng)力場，且傾向于將粒子之間相互連接，因此大量共晶硅粒子聚集的共晶區(qū)域更有利于裂紋的生長，且生長路徑傾向于連接各粒子[16]。鋁硅合金熱疲勞過程的鋁硅相界面處的顯微應(yīng)力計(jì)算表明，鋁硅熱膨脹系數(shù)的差異將在鋁硅相界局部區(qū)域產(chǎn)生一定水平的顯微熱應(yīng)力[17]，鋁硅不同的物理性能是造成鋁硅合金熱疲勞失效的直接原因之一。有實(shí)驗(yàn)研究表明，鋁硅合金在其熱疲勞初期的主要損傷位置為鋁硅相界面，損傷方式為微孔產(chǎn)生并連接形成沿界面擴(kuò)展的裂紋[18]。

表3 ANSYS有限元計(jì)算材料參數(shù)Table 3 Materials parameters in ANSYS finite element analysis

圖10 熱疲勞實(shí)驗(yàn)試樣缺口端共晶硅粒子附近微觀應(yīng)力場模擬結(jié)果Fig.10 Accumulation of stress field distribution around eutectic silicon particles in notch tip of specimen under thermal fatigue load

3 結(jié)論

(1)熱疲勞裂紋萌生于脫粘共晶硅粒子與基體間的開裂界面。具有不同熱膨脹系數(shù)的共晶硅粒子和鋁基體在熱循環(huán)過程中，由于二者熱變形不協(xié)調(diào)在界面處產(chǎn)生循環(huán)顯微熱應(yīng)力，導(dǎo)致共晶硅粒子和鋁基體結(jié)合界面發(fā)生疲勞破壞。

(2)鋁枝晶對裂紋的擴(kuò)展起阻礙作用。由于枝晶中的鋁基體相具有較高的屈服強(qiáng)度，可以減小每次循環(huán)的塑性應(yīng)變幅，同時(shí)又具有較好的塑性，可以使楔形裂紋尖端局部產(chǎn)生應(yīng)力松弛。而聚集了大量共晶硅粒子的共晶區(qū)域存在著大量的異相界面，為裂紋的擴(kuò)展提供了能量較低的生長路徑。

(3)熱循環(huán)載荷作用下裂紋除沿長度方向生長之外，在寬度方向也有明顯擴(kuò)展，裂紋的張開和裂紋尖端鈍化也是熱疲勞裂紋生長過程中的重要影響因素。隨熱疲勞循環(huán)上限溫度升高，裂紋變寬對裂紋擴(kuò)展的影響逐漸增強(qiáng)。

(4)對共晶硅粒子附近應(yīng)力場的有限元模擬結(jié)果表明，在熱疲勞載荷下，共晶硅粒子附近基體存在明顯的應(yīng)力梯度，同時(shí)相鄰粒子之間區(qū)域存在較大應(yīng)力。