李 陽，雷 卓，李建平，劉 磊，徐銘澤

(西安工業(yè)大學 材料與化工學院,西安 710021)

柴油機在工作過程中，燃燒室各部件需經(jīng)受高溫高壓燃氣高頻往復沖刷[1]，活塞作為發(fā)動機的核心零部件，在工作中直接與高溫高壓燃氣接觸，燃氣的平均溫度在800～1 000 ℃，瞬時溫度可達1 800～2 600 ℃[2]，活塞頂部溫度可達到425 ℃以上，這極易導致活塞頂部出現(xiàn)燒蝕、開裂等問題[3]，加之柴油機功率密度的日趨升高，使得活塞的燒蝕問題更加突出，對其性能提出了越來越高的要求，現(xiàn)代柴油機活塞的材料通常是共晶和過共晶鋁硅合金，因為其具備良好的鑄造性能和熱穩(wěn)定性。

目前相關工作者對活塞燒蝕機理的研究主要通過模擬真實工況的臺架測試和實驗室自制的燃氣燒蝕平臺測試等，文獻[4]利用自建燒蝕平臺對Al-Si合金及鋁基復合材料進行燒蝕試驗，發(fā)現(xiàn)鋁基復合材料的抗燒蝕性強于普通Al-Si合金，闡明了活塞合金燒蝕機理為熔化燒蝕和氣體流動剝蝕；文獻[5]利用氧乙炔燃氣平臺對活塞鋁合金進行燒蝕，模擬活塞真實工況，發(fā)現(xiàn)了活塞鋁合金的燒蝕主要是由于積碳與裸露的活塞鋁合金反應，生成極易水解的Al4C3陶瓷相，由于陶瓷相與鋁合金熱膨脹系數(shù)的較大差異，形成熱失配使材料開裂剝離。文獻[6-7]則利用臺架測試后的活塞進行分析，認為熱機疲勞是導致活塞失效的主要原因，研究發(fā)現(xiàn)熱機疲勞的起始是由于熱機械載荷過大導致的初生硅相開裂。文獻[8]采用專用設備和處理算法研究臺架測試中活塞缸內(nèi)壓力信號，對鋁合金活塞所經(jīng)歷的爆震程度進行分類，認為活塞輕度燒蝕主要由于熱腐蝕及積碳腐蝕所導致，重度燒蝕則是主要由磨損導致；此外，文獻[8]和文獻[5]在研究燒蝕機理時均將表面粗糙度作為燒蝕程度的重要判據(jù)。表面粗糙度不僅可以影響熱交換、易引起應力集中，導致疲勞極限降低[9-11]，還可反映材料內(nèi)部微觀組織的演變，材料的相變、氧化、內(nèi)部反應都會導致表面粗糙度發(fā)生改變。為了提高活塞的耐燒蝕性，相關工作者對活塞合金進行了熱暴露、熱疲勞、成分優(yōu)化等相關研究[12-15]，其中Si質(zhì)量分數(shù)對活塞合金影響較大，隨Si質(zhì)量分數(shù)的升高，Al-Si合金硬度、抗拉強度等力學性能逐漸增強，切削加工性能變差[16-17]，但Si質(zhì)量分數(shù)對Al-Si合金燒蝕性能的影響還尚不清楚，且較少出現(xiàn)利用表面粗糙度來表征合金在高溫燃氣沖擊下產(chǎn)生輕微燒蝕時的表面特性的研究方法。

綜上所述，燃氣沖擊下Si質(zhì)量分數(shù)對Al-Si合金燒蝕特性及粗糙度演變規(guī)律的影響尚未明確，因此本文以Al-Si二元合金作為研究對象，采用自建燃氣燒蝕平臺，對經(jīng)過變質(zhì)和T6熱處理的不同Si質(zhì)量分數(shù)的鑄造Al-Si合金進行測試，研究Si質(zhì)量分數(shù)對Al-Si活塞合金燒蝕特性的影響，并利用表面粗糙度表征合金在燃氣沖擊下的表面狀態(tài)，為材料的性能優(yōu)化和部件設計提供有效幫助。

1 試驗材料及方法

1.1 材料制備

Al-Si二元合金采用金屬型鑄造工藝，在ZP-25 型中頻感應電爐進行熔煉制備，其成分配比見表1。

表1 活塞鋁合金成分配比表

將工業(yè)純鋁(純度≥99.7%)、工業(yè)純硅(純度≥99.5%)加入到石墨坩堝中熔化；升溫至730～780 ℃，采用質(zhì)量分數(shù)w為1%～2%的P鹽和w=0.3%～0.4%的混合稀土(60Ce-40La)對熔液進行復合變質(zhì)處理，靜置保溫10 min；待熔液溫度降至710～730 ℃時，采用1.0%～1.5%的C2Cl6進行精煉除氣，靜置保溫15 min后加入質(zhì)量分數(shù)為1.5%～2.0%的Al-Ti-C做細化處理，保溫10 min后進行刮渣。將制備好的合金熔液倒入提前預熱好的金屬模具中，澆鑄溫度和模具預熱溫度分別為730 ℃和250 ℃。

1.2 燒蝕測試方法

用于燃氣沖擊試驗的試樣(30 mm×30 mm×10 mm)均取自鑄錠底部，本試驗采用T6熱處理優(yōu)化合金微觀結構，熱處理工藝見表2。

表2 Al-12%Si熱處理工藝參數(shù)Tab.2 Heat treatment process parameters of Al-12%Si alloy

試樣的正面(燃氣沖擊面)用SiC砂紙打磨至800#，以控制原始粗糙度(Ra1)在0.3～0.4 μm范圍內(nèi)，采用丁烷火焰對材料進行5次循環(huán)式燃氣沖擊，燃氣沖擊火焰溫度為1 200 ℃、燒蝕角度90°、試樣表面到火焰噴嘴的距離為(7±0.2) mm，利用燃氣沖擊將材料表面加熱到400 ℃左右，利用壓縮氣流迅速風冷至室溫，記錄燒蝕時間，繪制燃氣沖擊溫度曲線。燃氣沖擊過程循環(huán)5次，每次循環(huán)后測量材料的表面粗糙度(Rax)、質(zhì)量(mx)、中心厚度(dx)，試樣的線燒蝕率、質(zhì)量變化及粗糙度變化的計算式為

Δm=mx-m1,

(1)

ΔRa=Rax-Ra1,

(2)

(3)

1.3 表征

利用TR200手持式表面粗糙度儀，以觸針法(接觸式測量法)測量粗糙度，針尖材料為金剛石，半徑：5 μm，測量范圍：0.025～12.500 μm，分辨率：0.01 μm，測量行程長度：2 mm，對不同狀態(tài)下合金試樣表面粗糙度進行測量，每個試樣的表面粗糙度均進行6次測量，取平均值；利用分析天平(GL2241-1SCN)測量質(zhì)量，精度：0.1 mg；利用島津X射線衍射儀(LabXXRD-6000)進行材料的物相分析；利用光學顯微鏡(NIKON EPIHOT3000)觀察合金截面的金相組織；利用Quanta-400F型掃描電鏡觀察合金表面微觀組織形貌；利用掃描電子顯微鏡配備的能量色散光譜(EDS)分析各相成分；利用布氏硬度機測量合金在燃氣沖擊前后的力學性能。

2 試驗結果與分析

2.1 Al-Si合金原始組織

不同Si質(zhì)量分數(shù)的Al-Si合金在經(jīng)過T6熱處理后的微觀組織如圖1所示。

圖1 Al-Si合金T6態(tài)微觀組織

從圖1(a)～(c)中可以看出，Al-Si合金主要由灰白色、深灰色兩個相組成，其中灰白色部分為α-Al相，深灰色為Si相。根據(jù)形態(tài)特征，Si相中深灰色長條狀、短棒狀部分為共晶Si，長徑比多大于3；深灰色塊狀、球狀部分為初生Si。T6下的共晶硅為短纖維狀和粒狀；初生硅呈塊狀和球狀，Al-7%Si合金內(nèi)部只有共晶硅顆粒，而無初生硅；隨Si質(zhì)量分數(shù)的升高，初生硅逐漸出現(xiàn)并增多。圖1(d)～(f)為不同Si質(zhì)量分數(shù)的Al-Si合金T6后的掃描照片，其中灰色纖維狀、顆粒狀的為共晶硅；塊狀的為初生硅；白色顆粒狀、條狀的為稀土相。不同Si質(zhì)量分數(shù)的Al-Si合金在經(jīng)過T6熱處理后的物相分析如圖2所示。從物相分析中發(fā)現(xiàn)：Al-Si合金的衍射峰只有Al峰與Si峰，未見其他衍射峰。

圖2 Al-Si合金原始XRD分析

2.2 表面溫度曲線的測定

Al-Si合金在1 200 ℃的燃氣沖擊下被加熱到400 ℃，隨后利用壓縮氣流迅速風冷至室溫，利用紅外測溫儀對合金表面溫度進行實時監(jiān)測，其材料表面溫度曲線如圖3所示。

圖3 Al-Si合金燃氣沖擊過程中表面溫度曲線

從圖3可以看出:Al-7%Si經(jīng)過70 s加熱到400 ℃，Al-12%Si經(jīng)過60 s加熱到400 ℃，Al-18%Si經(jīng)過40 s加熱到400 ℃。因此，假設材料接收到相同熱量、比熱容相同，忽略Si質(zhì)量分數(shù)對材料及燃氣傳熱的影響，通過對比Al-Si合金燒蝕到相同溫度所需要的時間可以得出，隨著Si質(zhì)量分數(shù)的升高，Al-Si合金在燃氣沖擊下升溫到400 ℃所需要的時間越少，說明Al-Si合金的導熱能力隨著Si質(zhì)量分數(shù)的增加而降低，查閱資料可知純鋁的熱導率為237 W·(m·K)-1，純硅的熱導率為150 W·(m·K)-1，對于硅在鋁中的隨機分布，可采用串聯(lián)模型[18]計算Al-Si合金材料導熱熱導率：

(4)

式中：fv為Si的體積分數(shù);ka為Al的常溫固態(tài)熱導率;kb為Si的常溫固態(tài)熱導率。計算得出Al-Si合金熱導率隨著Si質(zhì)量分數(shù)的升高而逐漸降低，與燃氣沖擊下表面升溫曲線規(guī)律一致。

2.3 燃氣沖擊前后性能的演變

圖4為Al-Si合金燃氣沖擊前后性能的演變規(guī)律。其中圖4(a)為Al-Si合金試樣五次燃氣沖擊前后的線燒蝕率，在相同的燃氣溫度下通過分析Al-Si合金的線燒蝕率后發(fā)現(xiàn)，隨著燒蝕次數(shù)的增大，Al-Si合金線燒蝕率逐漸減??；隨著Si質(zhì)量分數(shù)的升高，Al-Si合金的線燒蝕率變化幅度越來越小，這說明隨著Si質(zhì)量分數(shù)的升高，Al-Si合金的抗燒蝕性逐漸增強。圖4(b)為Al-Si合金試樣五次燃氣沖擊前后的質(zhì)量變化，不同Si質(zhì)量分數(shù)的試樣在五次燃氣沖擊過程中均經(jīng)歷了失重到增重再到失重的過程。Al-Si合金第一次燃氣沖擊后質(zhì)量損失最為嚴重，之后次數(shù)下燃氣沖擊對Al-Si合金試樣質(zhì)量的影響較為微弱，質(zhì)量變化較小。

圖4(c)為Al-Si合金燒蝕前后的硬度變化，Al-Si合金在經(jīng)歷相同溫度、相同沖擊次數(shù)的燃氣沖擊后，試樣燃氣沖擊后的布氏硬度均低于對應合金試樣燃氣沖擊前的原始硬度，Al-7%Si燒蝕前后的硬度變化最大；Al-12%Si燒蝕前后硬度變化較?。籄l-18%Si燒蝕前后硬度基本無明顯變化，這說明Al-Si合金試樣在經(jīng)過相同溫度、相同次數(shù)的燃氣沖擊后，隨Si質(zhì)量分數(shù)的升高，Al-Si合金的抗燒蝕能力逐漸增強。通過燃氣沖擊前后的硬度變化得出的結論與Al-Si合金的線燒蝕率變化所反映的燒蝕特性相一致。

Al-Si合金燃氣沖擊前后試樣表面粗糙度變化如圖4(d)所示，從圖中可以看出Al-Si合金在燒蝕過程中粗糙度變化與質(zhì)量變化類似，也出現(xiàn)了隨著燒蝕次數(shù)的增加而呈現(xiàn)增失往復的過程，隨著Si質(zhì)量分數(shù)的升高，表面粗糙度變化趨勢逐漸減弱。w(Si)=18%的Al-Si隨燃氣沖擊次數(shù)的增多，表面粗糙度變化已經(jīng)十分微小。w(Si)=7%的Al-Si合金在五次燃氣沖擊中表面粗糙度呈現(xiàn)：增→減→減→減→平；w(Si)=12%的Al-Si合金在五次燃氣沖擊中表面粗糙度呈現(xiàn)：增→減→減→增→減；w(Si)=18%的Al-Si由于良好的耐蝕性，其粗糙度保持 “增→減→增→減→增”的往復過程，且變化十分微小。

圖4 Al-Si合金燒蝕過程中的性能變化

2.4 Al-Si合金燒蝕后物相分析

針對燃氣沖擊下Al-Si合金性能變化，對燃氣沖擊后的Al-Si合金進行微觀組織分析，其X射線衍射圖譜如圖5所示。

圖5 Al-Si合金燒蝕后XRD分析

從圖5可看出:燒蝕后不同Si質(zhì)量分數(shù)的Al-Si合金除了含有Al峰和Si峰之外，同時出現(xiàn)了較為微弱的Al2O3衍射峰出現(xiàn)，這說明盡管Al-Si合金表面溫度較低，但在1 200 ℃的高溫燃氣沖擊過程中出現(xiàn)了一定程度的氧化。

2.5 Al-Si合金燒蝕后宏觀及微觀形貌的變化

Al-Si合金在經(jīng)過1 200 ℃的燃氣沖擊5次后，表面宏觀形貌如圖6所示。Al-7%Si在五次燃氣沖擊后表面出現(xiàn)局部顏色加深的現(xiàn)象，Al-12%Si在燃氣沖擊過程中經(jīng)歷了表面顏色的加深與減弱，在五次沖擊完成后，表面呈現(xiàn)的狀態(tài)與燃氣沖擊前的無明顯變化；Al-18%Si表面在燒蝕過程中均無明顯變化，在五次燃氣沖擊完成后表面無明顯顏色變化，根據(jù)丁烷燃氣沖擊范圍，將燃氣沖擊后的Al-Si合金試樣分為三個區(qū)域，分別是：燒蝕中心區(qū)Ⅰ、燒蝕過渡區(qū)Ⅱ、燒蝕邊緣區(qū)Ⅲ。

基于圖6不同燒蝕區(qū)域的宏觀組織變化，對Al-Si合金進行截面分析，圖7為Al-Si合金在不同燃氣沖擊區(qū)域的截面金相。從圖7可看出： Si質(zhì)量分數(shù)分別為7%,12%,18%的Al-Si合金在遭受燃氣沖擊最為嚴重的燒蝕中心區(qū)Ⅰ均發(fā)現(xiàn)有少量孔洞和Al/Si相界的開裂現(xiàn)象，在遠離燒蝕中心區(qū)的Ⅱ區(qū)和Ⅲ區(qū)未發(fā)現(xiàn)明顯的孔洞及開裂；且w(Si)=7%合金燃氣沖擊中心處的孔洞較w(Si)=12%和w(Si)=18%合金明顯更多，w(Si)=18%的Al-Si的燃氣沖擊中心處未能觀察到明顯孔洞，但存在少量Al/Si相界的開裂。說明隨著燒蝕的進行，燒蝕中心被破壞的最為嚴重，隨著深度的增加，燒蝕破壞的程度越小，合金邊界處已超過了燒蝕作用的熱影響區(qū)范圍，且隨著Si質(zhì)量分數(shù)的升高，高溫燃氣沖擊對其內(nèi)部微觀組織的影響逐漸減弱。

針對Al-Si截面金相燒蝕中心區(qū)Ⅰ中所產(chǎn)生的Al/Si相界開裂及孔洞現(xiàn)象，在高倍掃描下對燒蝕中心區(qū)Ⅰ進行觀察，圖8為Al-Si合金燃氣沖擊后燒蝕中心區(qū)Ⅰ的高倍掃描照片。

從圖8(a)～(c)可以發(fā)現(xiàn)，隨著Si質(zhì)量分數(shù)的升高，氧化物明顯較少，且出現(xiàn)少量析出物，w(Si)=7%的Al-Si合金燒蝕中心有許多氧化物及析出物，且出現(xiàn)少量聚集現(xiàn)象。但隨著Si質(zhì)量分數(shù)的升高，Al-Si合金燒蝕中心處析出物逐漸減少，氧化程度逐漸減小，說明隨著Si質(zhì)量分數(shù)的升高，合金耐燒蝕性增強。這與之前通過Al-Si合金厚度變化、硬度變化所得出的結論一致。

2.6 Si質(zhì)量分數(shù)對Al-Si合金燒蝕特性及表面狀態(tài)的影響討論

為進一步分析Al-Si合金燒蝕機理，對燒蝕中心區(qū)在高溫燃氣沖擊下產(chǎn)生的孔洞進行高倍顯微形貌及元素的面分析,如圖9所示。

通過圖9可知：Al-Si合金在高溫燃氣沖刷下，合金表面存在大量的氧元素，且鋁元素的分布與氧元素有所重疊，結合合金燃氣沖擊后的物相分析可知：基體上的鋁元素與氧元素緊密結合形成了一層氧化鋁薄膜覆蓋在合金表面。硅元素主要分布在孔洞附近，結合圖8中第二相的析出與聚集說明Al-Si合金在高溫燃氣沖擊下，基體內(nèi)部高硅含量的共晶組織發(fā)生析出，在合金表面聚集，經(jīng)過高溫燃氣的剪切作用，合金表面發(fā)生熔化燒蝕，產(chǎn)生如圖9所示的孔洞，w(Si)=12%的Al-Si燒蝕孔洞處有白色物質(zhì)被沖斷和撕扯的痕跡，通過面掃描可知白色物質(zhì)為氧化鋁，高溫作用下，合金表面產(chǎn)生一層氧化鋁，高硅含量的共晶組織在高溫作用下析出并沖破氧化鋁薄膜，導致合金出現(xiàn)燒蝕孔洞。

圖9 Al-Si合金燒蝕中心孔洞處面能譜

Al-Si合金隨著Si質(zhì)量分數(shù)的升高，導熱能力逐漸降低，這是由于隨Si質(zhì)量分數(shù)的升高，造成共晶硅的增大以及α-Al基體中Si原子固溶度的升高，鋁基體晶格畸變加劇，破壞了原有的有序結構，進而導致Al-Si合金的導熱能力逐漸降低；由硬度變化、厚度變化可知：隨著Si質(zhì)量分數(shù)的升高，Al-Si合金抗燒蝕性能愈來愈好，Al-Si合金在燃氣沖擊過程中質(zhì)量出現(xiàn)了“減小→增大→減小”的增失往復過程，結合合金燒蝕中心宏觀組織及微觀分析可知：合金的第一次燃氣沖擊下的失重較為嚴重，這是由于高溫燃氣及氣流沖刷使得材料表面水分及附著物發(fā)生損失，隨后的回升是由于高溫燃氣沖擊下合金表面產(chǎn)生的Al2O3，以及高硅含量的共晶組織析出所導致，高硅含量的共晶組織由于較大的熱膨脹系數(shù)、較低的熔點而容易析出至合金表面；隨后的失重是由于合金表面共晶結構的物質(zhì)發(fā)生析出并聚集，當溫度到達這些析出顆粒的熔點時，經(jīng)過高溫燃氣的沖刷作用，這些聚集的顆粒及部分氧化層被剝離，導致了合金質(zhì)量的減少。隨Si質(zhì)量分數(shù)的升高，Al-Si合金的質(zhì)量變化逐漸減小，圖4(b)中w(Si)=7%的Al-Si本應由于較少的Si質(zhì)量分數(shù)和較低的耐燒蝕性，其質(zhì)量變化程度應大于w(Si)=7%，18%的Al-Si，猜測是由于燃氣沖擊過程中產(chǎn)生的氧化物及高硅含量析出物在氣流沖刷作用下被較大程度的剝離，反映在質(zhì)量變化上為：w(Si)=7%的Al-Si燒蝕過程中的質(zhì)量變化最小；Al-Si合金的粗糙度也出現(xiàn)了增失往復的變化，且隨著Si質(zhì)量分數(shù)的增大，Al-Si合金粗糙度變化的幅度逐漸減小，w(Si)=7%的Al-Si合金在五次燃氣沖擊過程中粗糙度呈現(xiàn)“增→減→減→減→平”的往復變化過程，這是由于w(Si)=7%的Al-Si耐燒蝕性能較差，在高溫燃氣沖擊下，合金內(nèi)部有較多的高硅含量的共晶組織析出，在氣流沖刷作用下，合金表面高硅含量的顆粒逐漸被剝離，造成粗糙度逐漸下降，之后在硅相顆粒被剝離大部分后，又將從內(nèi)部析出大量的共晶硅組織，以此往復進行；w(Si)=12%的Al-Si合金的耐蝕性能一般，在高溫燃氣沖擊下，會析出一部分高硅含量的共晶組織，造成粗糙度增大，隨后在燃氣沖擊作用下，硅相顆粒逐漸被剝離；w(Si)=18%的Al-Si合金的耐蝕性很強，即使受到高溫燃氣的沖擊，也只會析出很小部分的共晶組織，而這些少量的析出物又會很快被氣流所剝離，進而繼續(xù)有共晶物質(zhì)的析出以及氣流的剪切。本文猜測在輕微燃氣沖擊作用下：w(Si)=7%的Al-Si合金粗糙度將保持“增→減→減→減”的往復過程；w(Si)=12%的Al-Si合金粗糙度將保持“增→減→減”的往復過程；w(Si)=18%的Al-Si合金粗糙度將保持“增→減”的往復過程。當燒蝕程度增大，合金的破壞由腐蝕變?yōu)槟p時，結合本課題組保彤論文[4]可知：合金表面粗糙度將不復之前的規(guī)律，會隨著燒蝕程度的增大，粗糙度不斷增大。Al-Si合金的燒蝕主要是由高硅物質(zhì)析出和氣流沖擊共同作用的，高溫燃氣沖擊過程中，材料表面溫度迅速升高，熔點較低的共晶硅結構成分具有較大的熱膨脹系數(shù)和較低的熔點，容易克服物質(zhì)結構從而發(fā)生Al/Si相界開裂和共晶物質(zhì)的析出，經(jīng)過高溫燃氣的不斷沖刷，附著在活塞表面的共晶成分發(fā)生聚集，當溫度達到顆粒的熔點時，顆粒會以液態(tài)形式黏附在活塞表面，經(jīng)過高溫燃氣和壓縮空氣的氣動剪切作用，活塞表面就會發(fā)生熔化燒蝕。

3 結 論

1) Al-Si合金的抗燒蝕性隨Si質(zhì)量分數(shù)的升高而增大。隨Si質(zhì)量分數(shù)升高Al-Si合金的線燒蝕率越來越小，分別降低95%，92%，84%，燃氣沖擊前后硬度變化逐漸減小，分別降低13.6%，8.9%，1.0%。

2) Al-Si合金的質(zhì)量變化與粗糙度變化均呈現(xiàn)增失往復的過程，且隨著Si質(zhì)量分數(shù)的增大，增失往復的幅度減小，這是高硅含量的共晶物質(zhì)析出、Al2O3的產(chǎn)生以及氣流剝蝕共同作用的。Al-Si合金質(zhì)量的升高是由于Al2O3的產(chǎn)生以及高硅含量共晶物質(zhì)的析出，質(zhì)量的減小是由于氣流的剪切作用，剝離掉合金表面的共晶顆粒組織。在輕微燃氣沖擊作用下：w(Si)=7%的Al-Si合金粗糙度保持“增→減→減→減”的往復過程；w(Si)=12%的Al-Si合金粗糙度保持“增→減→減”的往復過程；w(Si)=18%的Al-Si合金粗糙度保持“增→減”的往復過程。

3) Al-Si合金在高溫燃氣沖擊下的燒蝕主要是高硅物質(zhì)析出與氣流沖刷共同作用的結果。Al-Si合金在燃氣沖擊后，合金表面在高溫下產(chǎn)生Al2O3，內(nèi)部共晶Si組織由于較大的熱膨脹系數(shù)，會克服物質(zhì)結構到達合金表面，在燃氣沖擊下聚集→剝離，產(chǎn)生孔洞。