張志堅(jiān)，司乃潮，孫少純，劉光磊，吳勤方

(1.江蘇大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，鎮(zhèn)江 212013；2.蘇州明志科技有限公司，蘇州 215217)

隨著汽車工業(yè)的發(fā)展和發(fā)動(dòng)機(jī)技術(shù)的進(jìn)步，發(fā)動(dòng)機(jī)正向高功率密度、輕量化方向發(fā)展。發(fā)動(dòng)機(jī)缸蓋、箱體逐漸采用鋁合金、鎂合金來制造[1]。鋁硅合金ZAlSi7Cu4是制造發(fā)動(dòng)機(jī)缸體、活塞等的主要材料。發(fā)動(dòng)機(jī)在起動(dòng)和停機(jī)時(shí)，伴有劇烈變化的非穩(wěn)定溫度場(chǎng)，瞬間最高溫度可達(dá) 1 000℃，此時(shí)將產(chǎn)生較大的熱應(yīng)力，使零件局部進(jìn)入塑性區(qū)，并伴隨短期蠕變[2]。隨著發(fā)動(dòng)機(jī)功率系數(shù)的增大及大型化，對(duì)熱應(yīng)力及其伴生的損壞采取措施具有比以往任何時(shí)候更重要的意義。迄今為止，對(duì)金屬高溫疲勞和熱疲勞的研究主要集中在鎳基合金、鉻鉬鋼和奧氏體不銹鋼等各種高溫合金方面，對(duì)航空工業(yè)中使用的高強(qiáng)度鋁合金亦有研究，而關(guān)于鋁硅合金的研究則相對(duì)較少，系統(tǒng)研究更少見報(bào)道[3?7]。國內(nèi)關(guān)于熱疲勞的定量研究還比較落后，更難以解決生產(chǎn)實(shí)踐中的熱疲勞問題。

本文作者在不考慮外加機(jī)械應(yīng)力作用的條件下，應(yīng)用自約束型熱疲勞實(shí)驗(yàn)機(jī)模擬發(fā)動(dòng)機(jī)的部分溫度場(chǎng)，研究由于外界溫度漲落在材料內(nèi)部產(chǎn)生的熱應(yīng)力而造成的裂紋萌生及其擴(kuò)展機(jī)制，通過詳盡的跟蹤觀察和記錄，系統(tǒng)測(cè)定在熱疲勞過程中，不同循環(huán)次數(shù)下不同處理工藝合金的裂紋萌生位置和擴(kuò)展路徑。特別研究了溫度幅的變化對(duì)裂紋生長(zhǎng)的影響，并為優(yōu)化熱處理工藝提供相應(yīng)的依據(jù)，旨在對(duì)生產(chǎn)過程起指導(dǎo)性作用。

1 實(shí)驗(yàn)

采用先進(jìn)的 Cosworth法及低壓鑄造初步制得發(fā)動(dòng)機(jī)缸體，再對(duì)整缸體分別進(jìn)行兩種熱處理，采用鑄態(tài)合金作為試驗(yàn)對(duì)比樣。熱處理完成后，再切割成所需塊狀試樣，進(jìn)行熱疲勞試驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)所采用的材料為ZAlSi7Cu4，化學(xué)成分見表1。材料分為3種狀態(tài)：1)T6(合金 a)；2)鑄態(tài)淬火＋時(shí)效(合金 b)；3)鑄態(tài)(合金c)。處理工藝為：1)固溶溫度(490±5)℃，保溫6 h時(shí)，時(shí)效溫度(165±5)℃，保溫5 h；2)鑄態(tài)淬火即澆注保壓5 min后連同砂型淬入水中，時(shí)效溫度(180±5)℃，保溫6 h。將坯料用電火花線切割成熱疲勞試樣如圖1所示。對(duì)3種狀態(tài)的試樣進(jìn)行熱循環(huán)試驗(yàn)，試驗(yàn)在自制的自約束冷熱疲勞試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。試樣裝卡在立方卡具的4個(gè)側(cè)面，保證每塊試樣的加熱與冷卻位置一致。通過傳動(dòng)裝置上下垂直運(yùn)動(dòng)，從而達(dá)到試樣加熱及冷卻的自動(dòng)化完成。循環(huán)溫度分別為20?300 ℃、20?350 ℃、20?400 ℃。采用設(shè)時(shí)控制，用電位差計(jì)對(duì)加熱爐進(jìn)行校溫，所測(cè)得的溫度誤差范圍為±3 ℃。加熱到最高溫度且保溫時(shí)間為120 s，循環(huán)水冷卻時(shí)間為10 s，循環(huán)過程如圖2所示。試樣入水深度為(10±2)mm。熱疲勞試驗(yàn)前，將所有熱疲勞試樣機(jī)械拋光，在光學(xué)顯微鏡下觀察缺口及附近區(qū)域以無裂紋為合格。試驗(yàn)中，在進(jìn)行一定周次的熱循環(huán)之后，將試樣從試驗(yàn)裝置取下，采用 Leica光學(xué)顯微鏡和掃描電子顯微鏡觀察裂紋的萌生與擴(kuò)展，同時(shí)測(cè)定其V型缺口處裂紋長(zhǎng)度。

表1 合金的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of alloy (mass fraction, %)

圖1 熱疲勞試樣示意圖Fig.1 Schematic diagram of thermal fatigue sample(mm)

圖2 熱循環(huán)過程示意圖Fig.2 Schematic diagram of thermal cycle

2 結(jié)果與分析

2.1 熱疲勞生長(zhǎng)行為分析

表2所列為3種狀態(tài)的合金在不同循環(huán)溫度下裂紋生長(zhǎng)到0.1 mm時(shí)所對(duì)應(yīng)的循環(huán)次數(shù)，且將裂紋生長(zhǎng)到0.1 mm所需循環(huán)次數(shù)定義為裂紋萌生期。由表2可以看出，當(dāng)裂紋長(zhǎng)度達(dá)到0.1 mm 時(shí)，合金a所需的循環(huán)次數(shù)最長(zhǎng)，合金b次之，合金c的最短。這說明經(jīng)過 T6處理的該合金熱疲勞抗性要優(yōu)于其他兩種合金。

表2 裂紋長(zhǎng)度達(dá)到0.1 mm時(shí)的熱循環(huán)次數(shù)Table 2 Thermal cycles number corresponding to crack length of 0.1 mm

圖3 不同循環(huán)溫度下合金的熱疲勞裂紋擴(kuò)展曲線Fig.3 Crack growth curves of alloys tested at different cycle temperatures: (a)20?300 ℃; (b)20?350 ℃; (c)20?400 ℃

圖3所示為在不同循環(huán)溫度下，3種合金的熱疲勞裂紋宏觀擴(kuò)展動(dòng)力學(xué)曲線(N均代表循環(huán)次數(shù))。整個(gè)過程的熱疲勞裂紋生長(zhǎng)行為，包括了熱裂紋的萌生與擴(kuò)展。許多實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明[8?11]，合金熱疲勞裂紋的長(zhǎng)大速率隨著循環(huán)次數(shù)的增加先增大后減小。由圖3可以看出，在3種溫度下，裂紋的生長(zhǎng)模式基本呈現(xiàn)出一種非規(guī)范性“S”型曲線，即裂紋萌生期生長(zhǎng)較慢，擴(kuò)展期內(nèi)生長(zhǎng)相對(duì)較快，經(jīng)歷一定循環(huán)周期后，生長(zhǎng)速度降低，趨于穩(wěn)定。除去0.1 mm的裂紋萌生期，可以發(fā)現(xiàn)，在Paris區(qū)，裂紋長(zhǎng)度a與冷熱循環(huán)次數(shù)N呈近似線性關(guān)系。裂紋亞穩(wěn)擴(kuò)展速率d a/dN受裂紋尖端熱應(yīng)力場(chǎng)強(qiáng)度因子幅控制[12]，二者關(guān)系滿足Paris公式[12]：

式中：σ為熱應(yīng)力，C、Y、n 是有關(guān)常數(shù)。在亞穩(wěn)擴(kuò)展初期, 一方面，隨著a的增大，da/dN 也相應(yīng)增大；另一方面，隨著a的增加，又引起局部約束比減小，使熱應(yīng)力松馳，導(dǎo)致da/dN降低。在一定范圍內(nèi), 這兩種相反作用的效果抵消，表現(xiàn)為da/dN近似等于常數(shù)。

由圖3同時(shí)可以看出，合金a的熱疲勞抗性要好于合金 b和 c。這主要由于 T6處理后，微合金元素Ti、Cr等在固溶過程中可更好地溶解于基體中，細(xì)化晶粒，在強(qiáng)化基體的同時(shí)，使基體的強(qiáng)度與塑性韌性很好結(jié)合。時(shí)效時(shí)Mn元素沿晶界析出可以抑制晶界裂紋的擴(kuò)展，同時(shí)晶粒越細(xì)小，晶界越曲折，長(zhǎng)度和面積越大，對(duì)裂紋擴(kuò)展產(chǎn)生的阻力也越大。對(duì)于合金b，鑄態(tài)淬火經(jīng)時(shí)效后，強(qiáng)度和硬度比較高，未循環(huán)時(shí)基體顯微硬度是三者最高，經(jīng)檢測(cè)達(dá)到 178 HV。但是在循環(huán)過程中軟化卻特別迅速，說明試樣在熱處理過程淬硬，迫使塑性降低，從而影響了其熱疲勞抗性。

2.2 熱疲勞裂紋生長(zhǎng)形貌與擴(kuò)展路徑分析

圖4所示為在 20?350 ℃溫度環(huán)境下循環(huán)到6 000次時(shí)3種合金的裂紋萌生情況。在熱疲勞裂紋的孕育期，合金均會(huì)因受熱應(yīng)力作用發(fā)生明顯的塑性變形，使得V型缺口邊緣凹凸不平，并且在V型缺口邊緣上出現(xiàn)微小的凹坑，如圖4所示。隨冷熱循環(huán)次數(shù)的增加，凹坑的尺寸不斷增大，數(shù)目不斷增多。由圖4可見，合金a的V型缺口邊緣較b和c平整。說明合金a抵抗塑性變形的能力要強(qiáng)于合金b和c的，即熱疲勞抗力較高。在圖4(b)中，箭頭所指處便是萌生的一系列小裂紋，且裂紋較尖銳，有進(jìn)一步生長(zhǎng)的趨勢(shì)。由圖4(c)可以發(fā)現(xiàn)，片狀硅相的脆裂引發(fā)并加劇了裂紋從缺口處的萌生。

圖4 在20?350 ℃條件下3種合金的裂紋萌生情況Fig.4 Situation of crack initiation of alloys under conditions of 20?350 ℃ and cycle number of 6 000: (a)Alloy a; (b)Alloy b; (c)Alloy c

在冷熱循環(huán)過程中由于試樣V型缺口尖端處存在最大的應(yīng)力集中，隨著熱應(yīng)變的不斷積累，熱疲勞裂紋的萌生優(yōu)先發(fā)生在缺口的尖端部位[13]。一般在缺口處有多個(gè)小裂紋萌生。而在隨后的試驗(yàn)過程中，只有一個(gè)或兩個(gè)小裂紋能夠繼續(xù)擴(kuò)展，或優(yōu)先迅速擴(kuò)展。這是由于主裂紋的形成在一定程度上緩解了小裂紋尖端的局部應(yīng)力集中，從而使其余的小裂紋減慢或停止生長(zhǎng)，如圖5所示。

圖5 在20?350 ℃條件下3種合金的裂紋擴(kuò)展情況Fig.5 Situation of crack expansion of alloys under conditions of 20?350 ℃ and cycle number of 9 000: (a)Alloy a;(b)Alloy b; (c)Alloy c

圖5所示為在20?350 ℃溫度環(huán)境下循環(huán)到9 000次時(shí)3種合金的裂紋擴(kuò)展情況。隨著循環(huán)次數(shù)的增加，合金承受的熱應(yīng)力也越來越大，造成尖端處的微小裂紋開始迅速擴(kuò)展。由圖5可見，裂紋最初在1～2晶粒范圍內(nèi)，都是沿晶界擴(kuò)展，主要是晶界為合金薄弱環(huán)節(jié)，在高溫空氣環(huán)境下，由于氧在晶界上的削弱作用，使材料表現(xiàn)為高脆性[14?15]，而此范圍內(nèi)沿晶分布的相與基體的結(jié)合強(qiáng)度也由于熱應(yīng)力的作用下降，使得尖端處裂紋向前擴(kuò)展所需的驅(qū)動(dòng)力大大減小，但此時(shí)晶粒的強(qiáng)度還比較高，裂紋擴(kuò)展遵循耗能最小原理擇優(yōu)沿晶界擴(kuò)展；而后由于基體塑性變形的累積，尖端附近晶粒的強(qiáng)度有所減弱，裂紋便開始進(jìn)行沿晶和穿晶的混合擴(kuò)展。

從圖5可以發(fā)現(xiàn)：1)合金 a的裂紋較平直(見圖5(a))，而合金b和c的裂紋曲折度較高(見圖5(b)和(c))。說明合金b和c的基體塑性較差，并且基體成分均勻性不好，合金組織對(duì)主裂紋擴(kuò)展路徑影響較大；2)由圖5(a)可見，合金a的裂紋尖端已發(fā)生嚴(yán)重鈍化，而合金b和c的裂紋尖端卻很尖銳，并且合金c裂紋尖端處出現(xiàn)較多的分叉。說明合金a的組織塑性更好，起到鈍化主裂紋尖端的作用[7]。裂紋的擴(kuò)展在此處受到較大的阻力，經(jīng)高倍顯微鏡分析，此處晶粒內(nèi)部存在一粗大的Al2Cu顆粒，因其長(zhǎng)軸方向垂直于裂紋擴(kuò)展方向，阻礙了裂紋的繼續(xù)擴(kuò)展，受到熱應(yīng)力的作用，此Al2Cu顆粒已產(chǎn)生了裂紋，并且主裂紋由于此顆粒的影響改變了其本來的擴(kuò)展路徑。合金b和c通過將前端裂紋尖銳化以降低自身裂紋繼續(xù)向前擴(kuò)展所需驅(qū)動(dòng)力。3)合金b上側(cè)裂紋高倍圖，圖5(b)左上角小圖所示，可以發(fā)現(xiàn)，此裂紋穿過了共晶區(qū)域，向前方的深灰色骨骼相擴(kuò)展，此相經(jīng)能譜分析為AlMnFeSi相，含有少量微量元素Ni和Cr。并且此相由于熱應(yīng)力的作用已發(fā)生部分?jǐn)嗔?，在與上側(cè)主裂紋垂直處發(fā)現(xiàn)一條很明顯的裂紋，貫穿相的短軸。隨著熱循環(huán)的繼續(xù)，上側(cè)主裂紋正如預(yù)期的沿著此相的此條裂紋穿過，而此Fe相碎裂嚴(yán)重，上端由于熱應(yīng)力及裂紋的作用已經(jīng)與基體剝離。4)合金c前端裂紋的分叉說明試樣基體的塑性和成分均勻性不好(見圖6(b))，裂紋通過分叉以尋求最佳的擴(kuò)展路徑，即所需驅(qū)動(dòng)力最小，最終確定一條或兩條主裂紋繼續(xù)向前擴(kuò)展。

圖6所示為合金b和c表面因熱應(yīng)力作用造成缺陷而引發(fā)的裂紋。圖6(a)和(b)分別是圖5(b)和(c)標(biāo)記處的放大圖。如圖6(a)所示，合金b的基體因受熱應(yīng)力影響產(chǎn)生了針孔疏松。而此針孔疏松導(dǎo)致了周邊 3個(gè)晶粒內(nèi)部萌生了4條微細(xì)裂紋，自身及同主裂紋都呈明顯對(duì)接趨勢(shì)。如圖6(b)所示，合金c裂紋尖端的一條微裂紋已經(jīng)開始向上方氧化孔洞處擴(kuò)展，而孔洞由于曲率半徑較小，也萌生了微裂紋，兩者正呈現(xiàn)裂紋對(duì)接的趨勢(shì)，此現(xiàn)象將嚴(yán)重削弱合金的強(qiáng)度性能。圖6(c)是圖6(b)中氧化腐蝕孔洞處的能譜分析。由圖6(c)可見，此孔洞處富含Cu和O兩種元素，應(yīng)為AlCu相的脆裂。AlCu相一般是沿晶界分布，而晶界為合金薄弱環(huán)節(jié)，在高溫空氣環(huán)境下，氧在晶界上的削弱作用，使材料表現(xiàn)為高脆性。材料的開裂又進(jìn)一步加劇了氧化腐蝕。同時(shí)，含Cu相的電位比α固溶體高，造成其抗蝕性降低，更易被氧化腐蝕。

圖7所示為合金b的相與基體界面處產(chǎn)生的裂紋。圖7(a)和(b)所示為連續(xù)基體。由于相和基體的熱膨脹系數(shù)不同，因而在熱循環(huán)過程中就會(huì)在兩相的界面產(chǎn)生熱應(yīng)力，隨著應(yīng)力集中的不斷加大，很容易引起相和基體界面的開裂。由圖7可知，裂紋并非一整條萌生，而是在Al2Cu及硅相與基體的界面處同時(shí)產(chǎn)生數(shù)條短裂紋，呈疊加狀態(tài)，這樣可以大大降低裂紋萌生所需驅(qū)動(dòng)力，最終這些裂紋在后續(xù)循環(huán)中受熱應(yīng)力作用，連接成一條長(zhǎng)裂紋繼續(xù)向前擴(kuò)展。

圖6 缺陷引發(fā)裂紋形貌Fig.6 Crack morphologies caused by defects: (a)Crack caused by pin-hole shrinkage; (b)Crack caused by oxidation cave; (c)EDS analysis from thermal-shock crack propagated through oxidation cave in Fig.6(b)

圖7 相與基體界面處萌生裂紋Fig.7 Crack initiation on interface between phases and matrix

圖8 相顆粒對(duì)裂紋擴(kuò)展路徑影響Fig.8 Influence of phase and particles on crack propagation path: (a)Si phase; (b)Al2Cu phase; (c)Crack stop

圖8所示為Si顆?；駻l2Cu相對(duì)裂紋擴(kuò)展路徑的影響。圖8(c)中A表示裂紋擴(kuò)展路徑，B表示裂紋擴(kuò)展終止。Si顆粒與基體之間的彈性模量和膨脹系數(shù)間的差異會(huì)使材料內(nèi)部產(chǎn)生徑向的張應(yīng)力和切向壓應(yīng)力，這種應(yīng)力的存在和熱應(yīng)力的相互作用，會(huì)使裂紋前進(jìn)的方向發(fā)生偏轉(zhuǎn)、微橋接和彎曲。由圖8可見，當(dāng)Si顆粒(或其他析出相Al2Cu)較粗大，不夠圓整，或成長(zhǎng)條狀時(shí)，Si顆粒的位向?qū)?duì)裂紋的擴(kuò)展路徑產(chǎn)生影響[16?18]。這時(shí)，如果前端裂紋擴(kuò)展路徑與Si顆粒長(zhǎng)軸方向形成夾角近似大于 60°時(shí)，裂紋通常會(huì)將此Si顆粒擊穿，從中間向前擴(kuò)展，即“穿墻”擴(kuò)展，如圖5所示；如果與短軸方向形成夾角近似大于60°時(shí)，裂紋通常會(huì)沿著此Si顆粒的邊緣繼續(xù)向前擴(kuò)展，即“繞墻”擴(kuò)展。無論“穿墻”擴(kuò)展還是“繞墻”擴(kuò)展都會(huì)減緩裂紋的擴(kuò)展速度。此外，這種偏轉(zhuǎn)會(huì)使裂紋面變得粗糙，誘發(fā)裂紋閉合(見圖8(c))，并且Si顆粒的長(zhǎng)度越長(zhǎng)，產(chǎn)生裂紋的曲折越大，進(jìn)而形成的裂紋表面的粗糙度也越大，最終所起的裂紋閉合作用越強(qiáng)。

2.3 溫度對(duì)熱疲勞裂紋生長(zhǎng)的影響

在熱循環(huán)過程中，溫度差 ΔT引起的膨脹熱應(yīng)變?yōu)棣力(α為材料的線膨脹系數(shù))，如果該應(yīng)變完全被約束，則產(chǎn)生熱應(yīng)力Δσ=?EαΔT (E為彈性模量)。當(dāng)熱應(yīng)力超過材料高溫下的彈性極限時(shí)，將發(fā)生局部塑性變形。經(jīng)過一定循環(huán)次數(shù)后，熱應(yīng)變將引起疲勞裂紋。由熱應(yīng)力公式可知，溫度幅 ΔT的變化將嚴(yán)重影響到熱應(yīng)力的變化。若下限溫度保持不變，則溫度副取決于上限溫度。此時(shí)上限溫度的改變將造成材料熱應(yīng)力的變化，反應(yīng)到材料的表觀形貌上即為熱疲勞裂紋生長(zhǎng)的不同。

根據(jù)圖3所示的熱疲勞裂紋擴(kuò)展動(dòng)力學(xué)曲線，運(yùn)用割線法計(jì)算出3種溫度下，裂紋生長(zhǎng)到一定長(zhǎng)度所需循環(huán)次數(shù)。假設(shè) ai＜ak＜ai+1且 Ni＜Nk＜Ni+1，計(jì)算Δa—N曲線上兩個(gè)相鄰數(shù)據(jù)點(diǎn)的斜率得到裂紋擴(kuò)展速率和載荷循環(huán)次數(shù)：

式中：ai(ak)和Ni(Nk)分別為第i(k)個(gè)數(shù)據(jù)點(diǎn)對(duì)應(yīng)的裂紋長(zhǎng)度和載荷循環(huán)次數(shù)。

圖9所示為不同溫度下3種合金V型缺口處裂紋生長(zhǎng)到0.43mm時(shí)所需的冷熱循環(huán)次數(shù)。由圖9可知，合金a的熱疲勞抗性在上限溫度為300～400 ℃區(qū)間都要高于合金b和c的；隨著上限溫度的提高，3種合金的熱疲勞裂紋生長(zhǎng)會(huì)加快，合金的壽命均會(huì)下降；對(duì)于3種合金而言，300～350 ℃區(qū)間的斜率明顯大于350～400 ℃區(qū)間的，說明在上限溫度為300～350 ℃的區(qū)間內(nèi)，隨著上限溫度的提高，ZAlSi7Cu4合金的熱疲勞抗性下降較為迅速，此區(qū)間材料對(duì)溫度的敏感性也相對(duì)更高。因此，此類合金在這一區(qū)間的溫度環(huán)境中使用時(shí)，要尤其注意控制溫度的變化。

圖9 溫度對(duì)熱疲勞裂紋生長(zhǎng)的影響Fig.9 Influence of temperature on crack growth with crack length of 0.43 mm

3 結(jié)論

1)在 20?300 ℃、20?350 ℃、20?400 ℃3 種溫度環(huán)境下，T6處理的ZAlSi7Cu4(合金a)的熱疲勞抗性都優(yōu)于鑄淬＋時(shí)效態(tài)(合金 b)及鑄態(tài)(合金 c)的ZAlSi7Cu4的熱疲勞抗性。合理的處理工藝可以使材料組織的不均勻性及局部應(yīng)力得以降低和消除，同時(shí)使材料獲得強(qiáng)度與塑性的最佳配合，延緩裂紋的萌生與擴(kuò)展，從而有效提高材料的熱疲勞抗力。

2)對(duì)于鑄淬＋時(shí)效態(tài)(合金b)及鑄態(tài)(合金c)的ZAlSi7Cu4合金，在熱循環(huán)過程中，熱應(yīng)力造成的針孔疏松和氧化腐蝕孔洞均可能引發(fā)熱裂紋的萌生。

3)相或顆粒的位向會(huì)影響到裂紋的擴(kuò)展路徑。前端裂紋擴(kuò)展路徑與顆粒長(zhǎng)軸方向形成夾角近似大于60°時(shí)，進(jìn)行“穿墻”擴(kuò)展；若與短軸方向形成夾角近似大于60°時(shí)，裂紋通常會(huì)沿著顆粒的邊緣繼續(xù)向前擴(kuò)展，即“繞墻”擴(kuò)展。

4)在下限溫度不變的情況下，隨著上限溫度的提高，3種狀態(tài)的ZAlSi7Cu4的壽命都縮短。下限溫度為20 ℃時(shí)，在上限溫度為300～350 ℃區(qū)間內(nèi)，隨著上限溫度的提高，合金的溫度敏感性要高于其在350～400 ℃區(qū)間內(nèi)的溫度敏感性。

[1]陳大輝, 賈祥磊, 朱秀榮, 費(fèi)良軍, 彭銀江, 張立君.發(fā)動(dòng)機(jī)缸蓋鑄造鋁合金的研究進(jìn)展[J].鑄造技術(shù), 2010, 31(7):882?887.CHEN Da-hui, JIA Xiang-lei, ZHU Xiu-rong, FEI Liang-jun,PENG Yin-jiang, ZHANG Li-jun.Aluminum cast alloys development for engine cylinder heads[J].Foundry Technology,2010, 31(7): 882?887.

[2]才玉國, 苗華迅.主機(jī)缸套裂紋和穴蝕的分析與處理[J].世界海運(yùn), 2002, 25(4): 39?40.CAI Yu-guo, MIAO Hua-xun.Analysis and treatment of crack and cavitation of main engine cylinder liner[J].World Shipping,2002, 25(4): 39?40.

[3]周小平, 胡心彬, 江 鋒.新型熱作模具鋼的熱疲勞性能[J].金屬熱處理, 2011, 36(1): 107?109.ZHOU Xiao-ping, HU Xin-bin, JIANG Feng.Thermal fatigue property of a new type hot-work die steel[J].Heat Treatment of Metals, 2011, 36(1): 107?109.

[4]王 泓.材料疲勞裂紋擴(kuò)展和斷裂定量規(guī)律的研究[D].西安:西北工業(yè)大學(xué), 2002: 1.WANG Hong.Quantitative assessment of fatigue and fracture properties of materials[D].Xi’an: Northwestern Polytechnical University, 2002: 1.

[5]SAMROUT H, ELABDI R.Fatigue behavior of 28CrMoV5 steel under thermo-mechanical loading[J].International Journal of Fatigue, 1998, 20(8): 555?563.

[6]胡海云, 魯長(zhǎng)宏.金屬熱疲勞的非平衡統(tǒng)計(jì)理論研究[J].北京理工大學(xué)學(xué)報(bào), 2001, 4 (2): 146?150.HU Hai-yun, LU Chang-hong.Non-equilibrium statistical theory for the thermal fatigue of metals[J].Journal of Beijing Institute of Technology, 2001, 4(2): 146?150.

[7]ARAMI H, KHALIFEHZADEH R, AKBARI M,KHOMAMIZADEHA F.Microporosity control and thermalfatigue resistance of A319 aluminum foundry alloy[J].Materials Science and Engineering A, 2008, 472: 107?114.

[8]陳石富, 馬惠萍, 鞠 泉, 趙光普.GH230合金的熱疲勞行為[J].鋼鐵研究學(xué)報(bào), 2011, 23(3): 29?34.CHEN Shi-fu, MA Hui-ping, JU Quan, ZHAO Guang-pu.Thermal fatigue behavior of superalloy GH230[J].Journal of Iron and Steel Research, 2011, 23(3): 29?34.

[9]XIA Peng-cheng, YU Jin-jiang, SUN Xiao-feng, GUAN Heng-rong, HU Zhuang-qi.Thermal fatigue property of DZ951 alloy[J].Rare Metal Materials and Engineering, 2008, 37(1):50-53.

[10]司乃潮, 華雄飛, 司松海, 袁婷婷, 李達(dá)云.La對(duì)定向凝固Al-4.5%Cu合金熱疲勞性能的影響[J].鑄造, 2009, 58(3):262?265.SI Nai-chao, HUA Xiong-fei, SI Song-hai, YUAN Ting-ting, LI Da-yun.Effect of La on thermal fatigue property of unidirectional solidification of Al-4.5%Cu alloy[J].Foundry,2009, 58(3): 262?265.

[11]KWAI S.CHAN, PEGGY JONES, WANG Qi-gui.Fatigue crack growth and fracture paths in sand cast B319 and A356 aluminum alloys[J].Materials Science and Engineering A, 2003, 341:18?34

[12]陳麗娜, 尤顯卿, 楊慶海, 劉 寶, 張 焱.鈷磷鍍層表面熱疲勞裂紋的萌生及擴(kuò)展機(jī)理[J].稀有金屬與硬質(zhì)合金, 2010,38(1): 25?29.CHEN Li-na, YOU Xian-qing, YANG Qing-hai, LIU Bao,ZHANG Yan.Initiation and propagation mechanism of thermal fatigue crack on the surface of Co-P coating[J].Rare Metals and Cemented Carbides, 2010, 38(1): 25?29.

[13]夏鵬成, 于金江, 孫曉峰, 管恒榮, 胡壯麒.DZ40M合金的熱疲勞性能[J].稀有金屬材料與工程, 2011, 40(1): 152?155.XIA Peng-cheng, YU Jin-jiang, SUN Xiao-feng, GUAN Heng-rong, HU Zhuang-qi.Thermal fatigue properties of DZ40M alloy[J].Rare Metal Materials and Engineering, 2011,40(1): 152?155.

[14]司乃潮, 郭 毅, 李國強(qiáng).稀土Ce對(duì)Al-Cu4.5%合金熱疲勞性能的影響[J].中國有色金屬學(xué)報(bào), 2006, 16(4): 606?611.SI Nai-chao, GUO Yi, LI Guo-qiang.Effect of RE cerium on thermal fatigue property of Al-4.5%Cu alloy[J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2006, 16(4): 606?611.

[15]司乃潮, 吳 強(qiáng), 李國強(qiáng).Ti對(duì)Al-4.5%Cu合金熱疲勞性能的影響[J].鑄造, 2006, 55(7): 731?734.SI Nai-chao, WU Qiang, LI Guo-qiang.Effect of Ti on thermal fatigue property of Al-4.5%Cu alloy[J].Foundry, 2006, 55(7):731?734.

[16]TILMANN B, DETLEF L, JOCHEN L, INGO H.Damage mechanisms of cast Al-Si-Mg alloys under superimposed thermal-mechanical fatigue and high-cycle fatigue loading[J].Materials Science and Engineering A, 2007, 468: 184?192.

[17]LI Wei, CHEN Zhen-hua, CHEN Ding, FAN Cang, WANG Can-rang.Thermal fatigue behavior of Al-Si/SiCpcomposite synthesized by spray deposition[J].Journal of Alloys and Compounds, 2010, 504: 522?526.

[18]C M LAWRENCE WU, HAN G W.Thermal fatigue behaviour of SiCp/Al composite synthesized by metal infiltration[J].Composites Part A: Applied Science and Manufacturing, 2006,37(11): 1858?1862.