Si含量對(duì)鑄造Al-Si合金燒蝕特性的影響*

李 陽(yáng)，雷 卓，李建平，劉 磊，徐銘澤

(西安工業(yè)大學(xué) 材料與化工學(xué)院,西安 710021)

柴油機(jī)在工作過程中，燃燒室各部件需經(jīng)受高溫高壓燃?xì)飧哳l往復(fù)沖刷[1]，活塞作為發(fā)動(dòng)機(jī)的核心零部件，在工作中直接與高溫高壓燃?xì)饨佑|，燃?xì)獾钠骄鶞囟仍?00～1 000 ℃，瞬時(shí)溫度可達(dá)1 800～2 600 ℃[2]，活塞頂部溫度可達(dá)到425 ℃以上，這極易導(dǎo)致活塞頂部出現(xiàn)燒蝕、開裂等問題[3]，加之柴油機(jī)功率密度的日趨升高，使得活塞的燒蝕問題更加突出，對(duì)其性能提出了越來越高的要求，現(xiàn)代柴油機(jī)活塞的材料通常是共晶和過共晶鋁硅合金，因?yàn)槠渚邆淞己玫蔫T造性能和熱穩(wěn)定性。

目前相關(guān)工作者對(duì)活塞燒蝕機(jī)理的研究主要通過模擬真實(shí)工況的臺(tái)架測(cè)試和實(shí)驗(yàn)室自制的燃?xì)鉄g平臺(tái)測(cè)試等，文獻(xiàn)[4]利用自建燒蝕平臺(tái)對(duì)Al-Si合金及鋁基復(fù)合材料進(jìn)行燒蝕試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)鋁基復(fù)合材料的抗燒蝕性強(qiáng)于普通Al-Si合金，闡明了活塞合金燒蝕機(jī)理為熔化燒蝕和氣體流動(dòng)剝蝕；文獻(xiàn)[5]利用氧乙炔燃?xì)馄脚_(tái)對(duì)活塞鋁合金進(jìn)行燒蝕，模擬活塞真實(shí)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(yīng)，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(xiàn)[6-7]則利用臺(tái)架測(cè)試后的活塞進(jìn)行分析，認(rèn)為熱機(jī)疲勞是導(dǎo)致活塞失效的主要原因，研究發(fā)現(xiàn)熱機(jī)疲勞的起始是由于熱機(jī)械載荷過大導(dǎo)致的初生硅相開裂。文獻(xiàn)[8]采用專用設(shè)備和處理算法研究臺(tái)架測(cè)試中活塞缸內(nèi)壓力信號(hào)，對(duì)鋁合金活塞所經(jīng)歷的爆震程度進(jìn)行分類，認(rèn)為活塞輕度燒蝕主要由于熱腐蝕及積碳腐蝕所導(dǎo)致，重度燒蝕則是主要由磨損導(dǎo)致；此外，文獻(xiàn)[8]和文獻(xiàn)[5]在研究燒蝕機(jī)理時(shí)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(yīng)力集中，導(dǎo)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(yīng)都會(huì)導(dǎo)致表面粗糙度發(fā)生改變。為了提高活塞的耐燒蝕性，相關(guān)工作者對(duì)活塞合金進(jìn)行了熱暴露、熱疲勞、成分優(yōu)化等相關(guān)研究[12-15]，其中Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)活塞合金影響較大，隨Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的升高，Al-Si合金硬度、抗拉強(qiáng)度等力學(xué)性能逐漸增強(qiáng)，切削加工性能變差[16-17]，但Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)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?xì)鉀_擊下產(chǎn)生輕微燒蝕時(shí)的表面特性的研究方法。

綜上所述，燃?xì)鉀_擊下Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)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(duì)象，采用自建燃?xì)鉄g平臺(tái)，對(duì)經(jīng)過變質(zhì)和T6熱處理的不同Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的鑄造Al-Si合金進(jìn)行測(cè)試，研究Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)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?xì)鉀_擊下的表面狀態(tài)，為材料的性能優(yōu)化和部件設(shè)計(jì)提供有效幫助。

1 試驗(yàn)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(yīng)電爐進(jìn)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?jǐn)?shù)w為1%～2%的P鹽和w=0.3%～0.4%的混合稀土(60Ce-40La)對(duì)熔液進(jìn)行復(fù)合變質(zhì)處理，靜置保溫10 min；待熔液溫度降至710～730 ℃時(shí)，采用1.0%～1.5%的C2Cl6進(jìn)行精煉除氣，靜置保溫15 min后加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.5%～2.0%的Al-Ti-C做細(xì)化處理，保溫10 min后進(jìn)行刮渣。將制備好的合金熔液倒入提前預(yù)熱好的金屬模具中，澆鑄溫度和模具預(yù)熱溫度分別為730 ℃和250 ℃。

1.2 燒蝕測(cè)試方法

用于燃?xì)鉀_擊試驗(yàn)的試樣(30 mm×30 mm×10 mm)均取自鑄錠底部，本試驗(yàn)采用T6熱處理優(yōu)化合金微觀結(jié)構(gòu)，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?xì)鉀_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(duì)材料進(jìn)行5次循環(huán)式燃?xì)鉀_擊，燃?xì)鉀_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?xì)鉀_擊將材料表面加熱到400 ℃左右，利用壓縮氣流迅速風(fēng)冷至室溫，記錄燒蝕時(shí)間，繪制燃?xì)鉀_擊溫度曲線。燃?xì)鉀_擊過程循環(huán)5次，每次循環(huán)后測(cè)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(jì)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(cè)量法)測(cè)量粗糙度，針尖材料為金剛石，半徑：5 μm，測(cè)量范圍：0.025～12.500 μm，分辨率：0.01 μm，測(cè)量行程長(zhǎng)度：2 mm，對(duì)不同狀態(tài)下合金試樣表面粗糙度進(jìn)行測(cè)量，每個(gè)試樣的表面粗糙度均進(jìn)行6次測(cè)量，取平均值；利用分析天平(GL2241-1SCN)測(cè)量質(zhì)量，精度：0.1 mg；利用島津X射線衍射儀(LabXXRD-6000)進(jìn)行材料的物相分析；利用光學(xué)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(jī)測(cè)量合金在燃?xì)鉀_擊前后的力學(xué)性能。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 Al-Si合金原始組織

不同Si質(zhì)量分?jǐn)?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(gè)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(zhǎng)條狀、短棒狀部分為共晶Si，長(zhǎng)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(wú)初生硅；隨Si質(zhì)量分?jǐn)?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?jǐn)?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?jǐn)?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(cè)定

Al-Si合金在1 200 ℃的燃?xì)鉀_擊下被加熱到400 ℃，隨后利用壓縮氣流迅速風(fēng)冷至室溫，利用紅外測(cè)溫儀對(duì)合金表面溫度進(jìn)行實(shí)時(shí)監(jiān)測(cè)，其材料表面溫度曲線如圖3所示。

圖3 Al-Si合金燃?xì)鉀_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(shè)材料接收到相同熱量、比熱容相同，忽略Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)對(duì)材料及燃?xì)鈧鳠岬挠绊?，通過對(duì)比Al-Si合金燒蝕到相同溫度所需要的時(shí)間可以得出，隨著Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的升高，Al-Si合金在燃?xì)鉀_擊下升溫到400 ℃所需要的時(shí)間越少，說明Al-Si合金的導(dǎo)熱能力隨著Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增加而降低，查閱資料可知純鋁的熱導(dǎo)率為237 W·(m·K)-1，純硅的熱導(dǎo)率為150 W·(m·K)-1，對(duì)于硅在鋁中的隨機(jī)分布，可采用串聯(lián)模型[18]計(jì)算Al-Si合金材料導(dǎo)熱熱導(dǎo)率：

(4)

式中：fv為Si的體積分?jǐn)?shù);ka為Al的常溫固態(tài)熱導(dǎo)率;kb為Si的常溫固態(tài)熱導(dǎo)率。計(jì)算得出Al-Si合金熱導(dǎo)率隨著Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的升高而逐漸降低，與燃?xì)鉀_擊下表面升溫曲線規(guī)律一致。

2.3 燃?xì)鉀_擊前后性能的演變

圖4為Al-Si合金燃?xì)鉀_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?xì)鉀_擊前后的線燒蝕率，在相同的燃?xì)鉁囟认峦ㄟ^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小；隨著Si質(zhì)量分?jǐn)?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?jǐn)?shù)的升高，Al-Si合金的抗燒蝕性逐漸增強(qiáng)。圖4(b)為Al-Si合金試樣五次燃?xì)鉀_擊前后的質(zhì)量變化，不同Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的試樣在五次燃?xì)鉀_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?xì)鉀_擊后質(zhì)量損失最為嚴(yán)重，之后次數(shù)下燃?xì)鉀_擊對(duì)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?xì)鉀_擊后，試樣燃?xì)鉀_擊后的布氏硬度均低于對(duì)應(yīng)合金試樣燃?xì)鉀_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??；Al-18%Si燒蝕前后硬度基本無(wú)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?xì)鉀_擊后，隨Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的升高，Al-Si合金的抗燒蝕能力逐漸增強(qiáng)。通過燃?xì)鉀_擊前后的硬度變化得出的結(jié)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?xì)鉀_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(fù)的過程，隨著Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的升高，表面粗糙度變化趨勢(shì)逐漸減弱。w(Si)=18%的Al-Si隨燃?xì)鉀_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?xì)鉀_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?xì)鉀_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(fù)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(duì)燃?xì)鉀_擊下Al-Si合金性能變化，對(duì)燃?xì)鉀_擊后的Al-Si合金進(jìn)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?jǐn)?shù)的Al-Si合金除了含有Al峰和Si峰之外，同時(shí)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?xì)鉀_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?xì)鉀_擊5次后，表面宏觀形貌如圖6所示。Al-7%Si在五次燃?xì)鉀_擊后表面出現(xiàn)局部顏色加深的現(xiàn)象，Al-12%Si在燃?xì)鉀_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?xì)鉀_擊前的無(wú)明顯變化；Al-18%Si表面在燒蝕過程中均無(wú)明顯變化，在五次燃?xì)鉀_擊完成后表面無(wú)明顯顏色變化，根據(jù)丁烷燃?xì)鉀_擊范圍，將燃?xì)鉀_擊后的Al-Si合金試樣分為三個(gè)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(duì)Al-Si合金進(jìn)行截面分析，圖7為Al-Si合金在不同燃?xì)鉀_擊區(qū)域的截面金相。從圖7可看出： Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為7%,12%,18%的Al-Si合金在遭受燃?xì)鉀_擊最為嚴(yán)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(yuǎn)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?xì)鉀_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?xì)鉀_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(jìn)行，燒蝕中心被破壞的最為嚴(yán)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?jǐn)?shù)的升高，高溫燃?xì)鉀_擊對(duì)其內(nèi)部微觀組織的影響逐漸減弱。

針對(duì)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(duì)燒蝕中心區(qū)Ⅰ進(jìn)行觀察，圖8為Al-Si合金燃?xì)鉀_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?jǐn)?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?jǐn)?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?jǐn)?shù)的升高，合金耐燒蝕性增強(qiáng)。這與之前通過Al-Si合金厚度變化、硬度變化所得出的結(jié)論一致。

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

為進(jìn)一步分析Al-Si合金燒蝕機(jī)理，對(duì)燒蝕中心區(qū)在高溫燃?xì)鉀_擊下產(chǎn)生的孔洞進(jìn)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?xì)鉀_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(jié)合合金燃?xì)鉀_擊后的物相分析可知：基體上的鋁元素與氧元素緊密結(jié)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(jié)合圖8中第二相的析出與聚集說明Al-Si合金在高溫燃?xì)鉀_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?xì)獾募羟凶饔?，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(dǎo)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?jǐn)?shù)的升高，導(dǎo)熱能力逐漸降低，這是由于隨Si質(zhì)量分?jǐn)?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(jié)構(gòu)，進(jìn)而導(dǎo)致Al-Si合金的導(dǎo)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?jǐn)?shù)的升高，Al-Si合金抗燒蝕性能愈來愈好，Al-Si合金在燃?xì)鉀_擊過程中質(zhì)量出現(xiàn)了“減小→增大→減小”的增失往復(fù)過程，結(jié)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?xì)鉀_擊下的失重較為嚴(yán)重，這是由于高溫燃?xì)饧皻饬鳑_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?xì)鉀_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(dǎo)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(diǎn)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(jié)構(gòu)的物質(zhì)發(fā)生析出并聚集，當(dāng)溫度到達(dá)這些析出顆粒的熔點(diǎn)時(shí)，經(jīng)過高溫燃?xì)獾臎_刷作用，這些聚集的顆粒及部分氧化層被剝離，導(dǎo)致了合金質(zhì)量的減少。隨Si質(zhì)量分?jǐn)?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(yīng)由于較少的Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)和較低的耐燒蝕性，其質(zhì)量變化程度應(yīng)大于w(Si)=7%，18%的Al-Si，猜測(cè)是由于燃?xì)鉀_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?。籄l-Si合金的粗糙度也出現(xiàn)了增失往復(fù)的變化，且隨著Si質(zhì)量分?jǐn)?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?xì)鉀_擊過程中粗糙度呈現(xiàn)“增→減→減→減→平”的往復(fù)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?xì)鉀_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(fù)進(jìn)行；w(Si)=12%的Al-Si合金的耐蝕性能一般，在高溫燃?xì)鉀_擊下，會(huì)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?xì)鉀_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(qiáng)，即使受到高溫燃?xì)獾臎_擊，也只會(huì)析出很小部分的共晶組織，而這些少量的析出物又會(huì)很快被氣流所剝離，進(jìn)而繼續(xù)有共晶物質(zhì)的析出以及氣流的剪切。本文猜測(cè)在輕微燃?xì)鉀_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(fù)過程；w(Si)=12%的Al-Si合金粗糙度將保持“增→減→減”的往復(fù)過程；w(Si)=18%的Al-Si合金粗糙度將保持“增→減”的往復(fù)過程。當(dāng)燒蝕程度增大，合金的破壞由腐蝕變?yōu)槟p時(shí)，結(jié)合本課題組保彤論文[4]可知：合金表面粗糙度將不復(fù)之前的規(guī)律，會(huì)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?xì)鉀_擊過程中，材料表面溫度迅速升高，熔點(diǎn)較低的共晶硅結(jié)構(gòu)成分具有較大的熱膨脹系數(shù)和較低的熔點(diǎn)，容易克服物質(zhì)結(jié)構(gòu)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?xì)獾牟粩鄾_刷，附著在活塞表面的共晶成分發(fā)生聚集，當(dāng)溫度達(dá)到顆粒的熔點(diǎn)時(shí)，顆粒會(huì)以液態(tài)形式黏附在活塞表面，經(jīng)過高溫燃?xì)夂蛪嚎s空氣的氣動(dòng)剪切作用，活塞表面就會(huì)發(fā)生熔化燒蝕。

3 結(jié) 論

1) Al-Si合金的抗燒蝕性隨Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的升高而增大。隨Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)升高Al-Si合金的線燒蝕率越來越小，分別降低95%，92%，84%，燃?xì)鉀_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(fù)的過程，且隨著Si質(zhì)量分?jǐn)?shù)的增大，增失往復(fù)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?xì)鉀_擊作用下：w(Si)=7%的Al-Si合金粗糙度保持“增→減→減→減”的往復(fù)過程；w(Si)=12%的Al-Si合金粗糙度保持“增→減→減”的往復(fù)過程；w(Si)=18%的Al-Si合金粗糙度保持“增→減”的往復(fù)過程。

3) Al-Si合金在高溫燃?xì)鉀_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(jié)果。Al-Si合金在燃?xì)鉀_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(huì)克服物質(zhì)結(jié)構(gòu)到達(dá)合金表面，在燃?xì)鉀_擊下聚集→剝離，產(chǎn)生孔洞。