引反疲劳裂纹的分析和活塞铝合金模型铸造的S.doc

1、引反疲劳裂纹的分析和活塞铝合金模型铸造的S-N回应材料科学与工程Thomas O .Mbuya, Lan Sinclair ,Andrew .J, Moffat, PhilippaA.S .Reed摘要为了提供在一个合适的环境下的实际模拟，在过100个小时260摄氏度时效下的模型Al7 Si - Sr和Al0.7 Si活塞合金引发疲劳裂纹的和S - N的疲劳行为已经被研究。结果表明，庑殿没有影响Al7 Si - SR的S - N的行为 。即使在没有庑殿的区域，该合金孔隙度低，这是由于缺乏显着的孔隙度分布变化。然而，由于孔隙度显著减少的。庑殿在很大程度上改善了疲劳性能合金Al0.7 Si，在本次

2、调查中，据观察，在两个庑殿合金，引发疲劳裂纹，其孔隙率呈现无能现象。相反，观察疲劳裂纹主要来自金属间化合物颗粒（尤其是AL9FeNi相）两种合金，有时来自氧化物颗粒Al0.7 Si合金。在庑殿Al0.7 Si金属间化合物集群，疲劳开裂也经常出现。疲劳寿命分散现象被研究讨论，由疲劳裂纹引起的颗粒和整体的粒度的分布遵循幂律分布函数的。关键词：铸造铝活塞合金裂纹萌生;疲劳;金属间化合物;铸造缺陷1简介轻型车为了提高性能的需求用柴油发动机，必然伴随着设计一个新的合适的材料的发动机部件，由此能够承受日益严重需要的服务环境1。此外，该材料必须仍然燃油效率尽可能符合环保法例的要求，因此必须减少碳氢化合物的排

3、放 。历来轻型汽车发动机的活塞是含有典型的共晶硅合金1-3铜铸造，1-2镍，1的镁及其他微量元素2-4。然而，活塞工作需要在最高温度可达400 C和峰20兆帕的压力下，有必要发展新合金含有更高的铜（4）和Ni（3）的含量，以确保足够的高温疲劳性能5 。通过扫描电子显微镜（SEM）和同步辐射X射线断层扫描（SRCT）有显示一个复杂的三维（3D）互连的硅粒子的微观结构和金属间化合物的几种类型（例如，AL9FeNi，AL7CU4NI和AL3(CUNI)2）对这些合金疲劳失效的微观结构影响的机械特性是具有挑战性的，但他们的成功应用也是必需的。乔伊斯等人以前的工作的研究表明，在室温和高温（200 C和3

4、50 C）附近的两个共晶活塞合金的疲劳裂纹的引发主要发生在初级Si颗粒。他们没有观察到，尽管是在毛孔直径100微米观察和低铜（0.94）和镍（0.96 wt的）的合金之一，引发疲劳裂纹的任何孔隙度，然而，约20的疲劳引发事件被观察到在AL3(CUNI)2金属间化合物集群颗粒,但只有在室温下与更高的铜（3.1）和镍（2.27 wt）含量的合金 。作者认为，金属间化合物粒子可能主宰初级Si颗粒以减少疲劳性能。莫法特等，调查共晶铝硅活塞合金中的12.45硅，3.9的铜和2.8镍，如表1所示，并证实，疲劳裂纹的引发不仅发生在初级Si颗粒也在几种金属间化合物。主要出现在引发疲劳裂纹的金属间化合物，如Al

5、9 FeNi，虽然其他如Al7CuNi和Al3（CuNi）2，观察相邻裂纹引发的区域。此外，经常被观察到的小孔隙（最大尺寸50-75微米）的金属间化合物是在起始位点7。莫法特等进一步调查研究，其他三个模型类似的合金含量的合金的疲劳行为，除了减少硅含量6.9 wt到（未修改和Sr的修改）0.67wt（见表1）。为修改Sr含有6.9wt硅合金，作者观察到裂纹引发事件发生Al9FeNi和Al3（CuNi）2颗粒。500微米大的毛孔也被观察引发疲劳裂纹，有时也被认为金属间化合物如Al3Ni2。未修改的合金表现出类似的引发行为，虽大共晶硅粒子还观察到引发裂缝和裂纹发起毛孔相对于修改后的略小。然而，在低S

6、i合金（0.67SI），疲劳裂纹发起完全由孔隙。在某些情况下，AL 9FeNi和Al3（CuNi）2颗粒引发毛孔间隙。此外，虽然短期的疲劳裂纹观察到与所有合金金属间化合物的强烈互动，在低Si合金多孔地区显著的影响他们的行为 。莫法特等人的工作主要是研究在引发疲劳裂纹降低硅的含量与金属间化合物颗粒硅粒子的作用（尤其是AL9 FeNi阶段）采取更为主导作用，这是显而易见的，但是，硅的减少也伴随着增加的孔隙率（由于困难的铸性11），然后，特别是对低Si合金疲劳行为是占主导地位，为了明确地描述他们的疲劳行为的微观结构的影响，低Si合金热等压静压力（庑殿），以减少孔隙。本文分析疲劳裂纹的引发和S - N

7、庑殿合金的响应与以前的观察之间的比较。表1。组成的模型铸造铝活塞合金。合金SI（重量）铜（重量）镍（重量）镁（重量）铁（重量）锰（重量）钛（重量）锆（重量）V（重量）P（PPM）SR（PPM）Al12.5Si12.453.932.780.670.440.030.010.050.04550Al7Si，锶6.903.893.000.620.220.030.010.050.0445-50150-155Al7Si - unmod6.903.893.000.620.220.030.010.050.0445-500Al0.7Si0.673.912.990.800.210.050.010.010.01450

8、2。实验方法2.1。材料根据调查的模型活塞合金在表1所示 。由此可以看出，他们组成的主要区别是SI级 。该合金已编译，根据其近似的硅含量分为A112.5SI,Al7Si SR,Al7Si，Al0.7Si和Al0.7Si 。Al7Si - Sr和Al7Si 之间唯一的区别是，粗针状共晶硅粒子细的纤维结构转换，前者是未经修改而后者则是由高级修改， Al12.5Si合金包含原始未修改的铝硅共晶硅晶体。合金Al0.7Si在技术上不是铸铁而是铝硅合金，不包含在其分支的硅晶粒子。四个合金中含有几种金属间化合物相如AL9 FeNi，AL3（NICU）2，AL7CUNI,NIAL3和AL2CU5MgSi6 。

9、这些金属间化合物和Si颗粒的机械性能，在以往的工作中得到了广泛的调查这些粒子被发现比铝模型更硬和更困难。在莫法特的工作中，在230C经过8小时T5状态下未完成的活塞合金已被供应，从活塞冠取标本出，进一步在260岁经过100小时提供的服务条件的下进行实际模拟。Al7Si - SR和Al0.7Si合金在当前的工作，也提供未完成的活塞，庑殿在490C和100兆帕用时4小时，在480C溶液处理为2小时，水淬和8小时终于在230C。并在260以前的工作，为100 h。虽然当前工作的重点是庑殿Al7Si - SR和Al0.7Si合金的样板，其他合金的S - N数据，莫法特进行了比较 。孔隙度和第二阶段的总

10、体分布在庑殿和没有庑殿的两种合金（Al7Si - Sr和Al0.7Si）样板（即Si和金属间化合物），对其已经进行了详细分析，使用3D同步辐射X射线断层扫描 （SRCT）成像以及标准的2D安德伍德描述的体视学方法（例如，直系分数分析）12 。此分析是在单独的文件中进行的。然而，二维图像分析，还使用光学显微镜（OM）和扫描电子显微镜（SEM）在后向散射模式的样本随机选择S - N结合。使用图像J对粒子进行了分析，。粒子参数的调查其包括了金属间化合物和Si颗粒面积比例（Af），最大鼬尺寸（Lmax）和圆（为4（ A）/（P）2，A=颗粒面积和P =周长）。圆形接近零拉长或复杂形状的颗粒，并统一为圆

11、形颗粒 。2.2。拉伸和疲劳试验基准室温拉伸试验（RT）被使用在位移速率为1毫米/分钟50千牛英斯特朗5569中。所有标本均根据ASTM E8M，有一个直径5毫米轨距，12.5毫米轨距的长度。应变测量获得轨迹引伸剪辑。所测量的6mm6mm50mm弯铁条SN试样被Al7Si-Sr和Al0.7硅合金活塞头切割成片，在260C下进行100个小时的老化，就如2.1节中描述的。测试之前，每个试样顶面用细粒度的磨料抛光后，使用0.05米的氧化物抛光悬浮。此外，边缘被修圆磨光，以减少疲劳裂纹的产生。室温下S - N的疲劳试验，在50KN的英斯特朗电子拉力机上显示不同应变振幅，其使用的弯曲加载几何为4，载荷比

12、为0.1，量程为15mm。最初用15Hz的频率，但后来增加为50Hz后，它被证实在测试温度为20C下对疲劳无明显效果。由于4点弯曲几何，最大诱导拉力在试样的顶部抛光表面进行测试。对于大多数的试样，最大施加载荷引起的表面拉应力超过材料的屈服应力，虽然大部分试样在很大程度上保持弹性。通过比较实际表面应变(使用应变规测量)相对应的拉伸应力-应变曲线来近似最大顶面应力。应该指出，这是一阶近似，因为这些合金的循环硬化仍在研究，因此没有考虑在此阶段。通过采用SEM配备一个能量色散谱单元分析断裂表面来研究断口致命的疲劳裂纹，这是用来识别得阶段。此外，选定的S N试样表面上的二次裂纹的起源也通过扫描电镜分析。

13、阶段的确定通过他们的EDX结果与以前对类似合金研究结果的比较。3、结果3.1、孔隙率和拉伸数据从 3D SRCT数据获得的合适与不合适的合金的孔隙率水平在基线拉伸数据表2中给出。该表显示，Al7SiSr合金孔隙率从体积分数为0.04到0.01有轻微减少，正如预计的非热等静压材料已合理健全。在不合适状态下，Al7硅的孔隙率与Al0.7硅相比较低，原因可能是添加了较多的硅到合金中，相比较低硅合金，改善了其铸造性11。然而，Al7SiSr的最大孔的最大尺寸是228米在热等静压合金相对129米在非热等静压合金中。值得注意的是，这种较大的孔隙在热等静压和非热等静压材料中都是比较少的，超过孔隙孔径总体的9

14、8和94的分别小于50米，在热等静压和非热等静压Al7SiSr合金中。另一方面，在合金Al0.7Si中孔隙率水平显着降低，从体积分数的0.26降低到0.03。在热等静压和非热等静压Al0.7Si合金中，最大孔隙的最大尺寸为536米和52米，按照这个顺序。此外，在热等静压和非热等静压Al0.7Si合金中，超过99和78的孔径口被发现小于50米。很明显，虽然孔径总体的主要部分是50米以下，数量较大的孔隙（即，50米），是在非热等静压材料中。这对疲劳失效具有特别意义，因为这些较大的孔隙倾向于引起起致命的疲劳裂纹。此外，SRCT分析的总量一般小于6立方毫米，相比进行疲劳试验的试样或铸铁部件小得多。如此

15、粗大的毛孔将位于试样中压力最大的地区或铸铁成分中，因此，比直接从有限的SRCT体积分析得到的高。统计分析表明，三参数对数正态分布函数给出了以前研究结果的18最适合的孔径分布。三参数对数正态分布的概率密度函数，Lmax的是孔径（就最大金属尺寸而言），是形状参数（或标准差），尺度参数（或平均值），门限参数，它代表了最小孔径。孔径数据以及三参数对数正态分布适合的累积概率图显示在图1a中。拟合分布参数同他们的拟合值R2也列在图中。当R20.95，概率密度函数被认为是最适合数据的。请注意，图1a中的N值代表了孔的数量。热等静压Al7Si - Sr和Al0.7Si合金的延展性被提高了68和100，分别如表

16、2所示。但是，改进的0.2屈服强度（YS）和两种合金的抗拉强度（UTS）值普遍低于5，对合金Al0.7Si的抗拉强度期望提高18。热等静压不显著影响屈服强度和抗拉强度，这与文献中的大多数结果相一致。图1 （一）概率分布图对孔隙大小的数据（对数正态分布）和（二）颗粒大小的数据（韦伯），在热等静压和非热等静压 Al0.7Si和Al7Si - Sr合金中。3.2、共晶硅和金属间化合物颗粒的分布以前的报告表明，髋不影响整体铝铸件的微观结构。但是，应该指出，髋合金在老化前被融化加热。预计这对金属间化合物颗粒不会有任何的的影响，因为它们在高温下，在活塞合金中很稳定。相反，共晶硅粒子在溶液处理下成粒状珠光体

17、和变粗糙;到何种程度取决于温度和时间。此外，深蚀刻和三维图像分析显示，修改后的共晶硅铸态组织中的颗粒出现作为一个相互联系的纤维珊瑚状结构。据报道，固溶处理将这些相互关联的珊瑚状结构转化为离散和孤立的硅颗粒。热等静压和非热等静压 Al0.7Si中，共晶硅粒子分布可能存在差异，但不在本文讨论中。有兴趣的读者可参考在这方面提供详细讨论的资料。当前文件的范围被限制于臀部合金的微观结构特征的影响，有关于疲劳裂纹的萌生和疲劳寿命总额。然而，典表2 孔隙度和模型活塞合金的拉伸数据。a、 最大的多孔区域通过SRCT观测区域的最大尺寸。Mbuya等。 /材料科学与工程一528（2011）7331 7340图2

18、典型的光学显微照片（一）热等静压Al7Si - Sr合金，金属间化合物和共晶硅结构的存在及（b）热等静压Al0.7Si合金金属间化合物的分布说明型的热等静压Al7Si - Sr和Al0.7Si合金的微观结构如图2所示。可以看出，Al7Si - Sr合金中含有金属间化合物颗粒以及细共晶硅粒子（图2a），而合金Al0.7Si包含的金属间化合物的分布不均（图2b）。表3总结了各种粒子在Al7Si Sr合金和Al0.7Si热等静压合金的合金量化参数，在Al0.7Si, 和Al7Si Sr这两种合金里，平均面积分数被证明分别是在相当于10.5 3.0和10.82.8%的金属间化合物里（3.0%是标准偏差

19、）。然而，在Al7Si Sr热等静压合金中所有粒子的平均面积分数被发现在19.43.0%.这个范围里。可预期的面积在这两种合金金属间化合物的分数相媲美，因为两种合金之间唯一的区别是硅含量。请注意，整体Al7Si - Sr合金中的大部分硅粒子的面积分数在表3中没有给出，因为它仅仅是所有的粒子和金属间化合物之间的差异。而然，在这种金属中硅粒子的总数是集中在相对平均水平高得多的35.1 5.2的面积比例的共晶区域里。此外，经常在合金Al0.7Si中观察到的金属间化合物集群内的金属间化合物的平均面积比例估计为21.5 2.1。表3中还提供了粒子的最大等效直径及其圆度值的平均和标准偏差。此外，最大粒子的

20、最大等效直径的平均和标准偏差，在每个显微图像的分析下一起为圆度提供了价值。还提供了这两种金属的最大粒子尺寸和圆度值作为衡量条件。对在总体中的较大颗粒的数据是很重要的，因为它往往控制疲劳裂纹的萌生，如前面提到的这些粒子。此外，较大的颗粒相对较小的粒子而言有较低的圆度值（即，他们不太圆）。粒度数据分析表明文献的统计分布函数除了硅粒子的大小以外没有给出一个良好的适合的数据。硅颗粒大小分布被发现是近似于正态分布（三参数），与文献报道的结果一致28。然而，这三个威布尔函数里的参数被发现更适合的硅粒子大小，正如安德森达林的参数拟合优度测试，如图1b。威布尔累积概率函数，其中P是威布尔模数，L0为尺度参数和

21、LT是临界值参数。图中还提供了各种粒度数据的概率图，连同威布尔适合各自的参数。如图1b。相比其它函数，威布尔函数提供了最接近于适合的粒度数据。然而，在两种合金的金属间化合物中仍有显著的不足之处，并且在拟合优度测试中所有粒子的总体被证明在Al7SiSr热等静压合金中，如图1b。另一方面，金属间化合物的粒度数据如图3，遵循幂次定律的功能：硅颗粒大小分布上的尾部也显示，按照幂次定律的功能。此定律功能的意义将在以后讨论。表3共晶硅和Al7Si - Sr和Al0.7Si合金金属间化合物的粒度分布的定量参数。 粒子大小(m)图3。上部Al7Si - SR和Al0.7Si合金的共晶硅和金属间化合物颗粒的粒度

22、分布。3.3。 S - N疲劳数据图4所示的S - N数据，作为最大应变与总疲劳寿命周期的根据。值得注意的是数据表现出显著的分散，这是典型的疲劳寿命分布，通常归因于缺陷分布29。然而，某些趋势仍然可以从数据推断。非热等静压合金之间的比较表明，合金Al0.7Si在疲劳性能方面的调查有四个最坏的合金。例如，在0.5的最大应变， 在高达的周期（径向跳动）中，没有观察到在Al7Si SR非热等静压合金和Al7Si-unmod非热等静压合金中有传统合金，而Al0.7Si失败了，在比他们约低于两个数量级的疲劳循环中。合金Al7Si-unmod似乎是表现最好的合金展品，在最大应力应用方面相对于Al7SiSr

23、有更好的疲劳寿命。另一方面，Al12.5Si比起Al7SiSr显示了较差的合金疲劳性能，尤其是在较高疲劳强度下即（max 0.5）。显示了和Al0.7Si相似的性能。然而，在较低的疲劳强度下，Al0.7Si合金的疲劳寿命也更低。该图还显示，模式化合金Al7Si不能提高疲劳性能，但是Al0.7Si合金却显着提高，Al0.7Si热等静压合金比起 Al0.7Si 非热等静压合金和Al12.5Si非热等静压合金具有更好的抗疲劳性能。3.4。疲劳裂纹的萌生发表热等静压合金故障分析表明，疲劳裂纹的萌生，只发生在金属间化合物和氧化物或愈合毛孔有时。图5（a和b）显示了三个标本的热等静压Al7Si- Sr合金

24、的疲劳裂纹起始位点相比于较小的氧化物5（c）而言，是从大Al9FeNi颗粒发起疲劳裂纹。这是显著需要注意的是已失效的的标本，从已失效的Al9FeNi颗粒（图5（a和b）相比已失效的氧化物（1.9 106循环周期）的疲劳寿命要低得多（4 1045 105循环周期）。大图的疲劳数据的分散可因此部分归因于裂纹发起粒子的大小。图6显示了两个疲劳裂纹萌生的网站，在Al0.7Si热等静压合金试样，其中至少有四个主要的疲劳裂纹的合并失败。图中显示了较大的颗粒，虽然可以在两个起始位点看到，几个粒子也观察到聚集在起始区。这使得它难以以起始位点的大小来量化与疲劳寿命关系。这两种合金的金属间化合物集群的疲劳裂纹的萌

25、生有一个共同的特点，如图7-9和7所示，显示了两种可能的疲劳裂纹萌生在这种试样的另外的起始点（A和B）。起始位点表明，A似乎是作为一个愈合的氧化膜的孔，而在B包含氧化物和金属间化合物颗粒。一开始缺陷裂纹对疲劳寿命的影响也在图8中被描绘出来。在图8（A）中，裂纹起源于集群的金属间化合物和标并且样品在69，908次周期循环后失效。在图8（b）中，样品在Al9FeNi粒子做了22,402次循环后失效。在这两种情况下的颗粒大小的影响，可以归因于裂纹起源的金属间化合物（或地区分数）所覆盖的区域。图集群的区域（或面积分数）如图8（a）被发现875（区域范围17.8）而不是21730如图8（b）（区域范围3

26、7.7）。在金属间化合物的集群和氧化物的疲劳裂纹的萌生是更贴切地说明了二次裂纹，如图 9。它清楚地表明，颗粒失败是因为开裂或接口剥落。定性的讲，有较高的倾向，打击发生在金属间化合物集群的一个粒子，如图9（b），而不是图9（a）。粒子较少集群和剥离发生的更加频繁，在氧化物的失效机理主要是通过剥离，如图9（C和D）所示。在图9（D）的氧化膜，似乎已表明氧化膜是弱粘结铝矩阵。此外，氧化物很有可能位于沿枝晶间区域或者是晶界处30。最近的一个试验结果表明，金属间化合物的附近有一个滑移带如图10所示。尤其是在图10（a）的右上角能清楚地观察到持续滑移带。滑线约在与载荷方向（垂直）大约呈45可以在所有其他的

27、图像上看到。铝基体断裂纹早期的增长显然是受滑移线的约束的如图10（d）所示。图10（b）也显示了两条滑线是来自于粒子尖端的裂纹。滑移线在90时分离，每条滑移线与载荷方向呈45。这种滑移带早就被预言发生在临近的粒子间隙之间或者通过有限的元素分析失效的粒子得出。31,32.在图11中一个显著的观察表明：金属间化合物附近的铝基中沉淀物的析出的减少。这些沉淀物的DZ区也能在如图9（c和d）所示的氧化物颗粒附近的地区被观察到。这些粒子失效DZ区的作用会在第4节讨论。另一个关键的观察是关于铝合金Al7Si-Sr的，虽然裂缝经常在其共晶硅粒子中被发现，但这些裂缝一般如图10（b）所示。然而，作者观察发现短裂

28、纹的增长在相当大程度上受硅粒子的影响。会在每当遇到这些裂缝共晶区域的硅粒子时有显著的影响。短裂纹主要是通过硅/铝界面。关于这些合金短裂纹的性质会在将来的出版物中有一个详细的讨论。T.O.Mbuyaetal./材料科学工程A528(2011)73317340 Fig. 5. 疲劳裂纹的萌发状态 for hipped Al7SiSr at (a) Al9FeNi (N = 410,975 cycles), (b) Al9FeNi (N = 517,568 cycles) and (c) at oxide (N = 1,912,793 cycles) (max = 0.68；R=0.1)Fig. 6

29、. (a and b) 两条关于金属间化合物Al0.7Si的样本不同的疲劳裂纹的萌发状态。样品在由于聚集产生失少4次不同的裂纹在158934次循环后样品失效。 (max = 0.58; R = 0.1).3.5粒子的大小与疲劳寿命的关系 广泛的实验证据16,3336证明，铸件的疲劳性能是被大量的晶体中的缺陷控制的。 37表明，在缺少孔隙度的情况下，裂纹萌生的循环次数是AC8A T6由铸件中最大的的硅粒子决定。因此，希望在一个给定铸件的粒子样本中，最大的粒子裂纹萌生更容易的位置，特别是那些接近表面的。然而，Casellas（吉尔卡塞拉斯）等。 38也表明了参数R的式子。 （3）获得孔径分布拟合幂

30、函数，与Weibull模数（P）的疲劳寿命数据和巴黎指数（M）中裂纹增长数据如下：。 村上和远藤39表示间隙和夹杂物（在这方面可以参考氧化物，硅或金属间化合物颗粒）可以用于疲劳寿命与缺损大小相同的方式处理，我们已经看到，疲劳寿命分布在Al7Si - SR和Al0.7Si合金颗粒控制。Fig. 7. Fatigue crack initiations sites (white arrows) at clusters of oxides and intermetallics in a hipped Al0.7Si specimen (N = 181,567 cycles) (max = 0.58;

31、 R = 0.1).Fig. 8. Fatigue crack initiation sites for hipped Al0.7Si at (a) intermetallic clusters (N = 69,908 cycles), (b) Al9FeNi (N = 22,402 cycles) (max = 0.85; R = 0.1).Fig. 9. Secondary fatigue crack initiation at (a) intermetallics (b) intermetallic clusters and (c) and (d) at oxides in a hipp

32、ed Al0.7Si specimen (N = 158,934 cycles; max = 0.58;R = 0.1).当然，在这些合金的疲劳寿命分布的变化，因此也可以预测使用的粒度分布参数（R）和巴黎指数（M）从长期的疲劳裂纹测量获得。两庑殿合金巴黎指数已确定40，两种合金的整体粒度分布的R值在表4所示。这两种合金的P值分别为R和M值代入计算。 （4）。得到的P值分别为1.36和2.04Al7Si - Sr和Al0.7Si。Fig. 10. Secondary fatigue cracking and slip banding in the _-matrix near particles

33、at (a) hipped Al0.7Si (N = 6,960,494 cycles; max = 0.42; R = 0.1), (b) hipped Al7SiSr(N = 193,205 cycles; max = 0.76; R = 0.1), (c) and (d) hipped Al0.7Si specimen (N = 158,934 cycles; max = 0.58; R = 0.1).预测和Weibull模数（P值）的实验值Al7Si - Sr和Al0.7Si合金。Fig. 10. Secondary fatigue cracking and slip banding

34、in the _-matrix near particles at (a) hipped Al0.7Si (N = 6,960,494 cycles; max = 0.42; R = 0.1), (b) hipped Al7SiSr(N = 193,205 cycles; max = 0.76; R = 0.1), (c) and (d) hipped Al0.7Si specimen (N = 158,934 cycles; max = 0.58; R = 0.1). Fig. 11. Illustration of precipitate denuded zones near interm

35、etallics in a hippedAl0.7Si specimen (N = 158,934 cycles; max = 0.58; R = 0.1).是否从实验中的这个阶段结束P的估计值是很难的，由于缺乏足够的实验数据获得实际的Weibull模量。然而，疲劳寿命数据的Weibull模数的第一次估计是图。 12。从图获得的P值。 12（也包括在表4）1.612.17Al7Si - Sr和Al0.7Si，分别。预测和实验测定的P值，但仍需额外的疲劳寿命数据通过合理的运算作进一步的明确的结论。4讨论在开头介绍处，如莫法特等讨论。5,7表明，初晶硅，金属间化合物粒子（主要Al9FeNi）和孔隙

36、度Al12.5Si首选起始位点。随着Si含量的疲劳裂纹的萌生这样的孔隙度的影响主要是从毛孔中最低的Si合金（即Al0.7Si）。然而，金属间化合物还观察到启动疲劳裂纹或裂纹开始在所有合金毛孔。uffiere等观察了位于间隙顶端处粒子的疲劳裂纹的萌生。41表明，位于毛孔的秘诀在A356型合金硅颗粒和晶界的疲劳裂纹源于。毛孔旁边的粒子的存在，增加了当地循环的应力和应变的加剧，导致形成疲劳裂纹42。孔隙率可以消除或减少通过海运到它在疲劳裂纹萌生 43是无所作为的。臀部铸件已被证明具有较高的疲劳寿命约一个数量级19,23,24,4446。在本次调查，合金a7si模式化简后如图4所示没有改善疲劳性能观察

37、。缺乏改善后疲劳抗力模式化往往是由于存在氧化物薄膜，不影响航运 46 , 47 。此外，增加散射在疲劳寿命往往是伴随增加疲劳后的生活模式化29,46,47。例如，Mashl and Diem 46 报道模式化后疲劳寿命一个微妙的增加，但增加散射和把这归因于氧化物薄膜从最疲劳裂纹。疲劳裂纹然而，没有观察到经常主动从氧化物薄膜在臀部Al7SiSr合金虽然重要的散射仍然只在版本观察。在这种合金的疲劳性能的缺乏改善，因此可能与缺乏孔隙度分布的显著变化，在3.1节讨论。观察分散可部分归因于不同大小的疲劳裂纹萌生粒子。然而图4显示模式化改善Al0.7Si合金的疲劳性能。此外，主动从孔隙没有观察到致命的疲劳

38、裂纹。这是由于显着降低孔隙度这种合金后引爆。虽然大多数疲劳裂纹起源于金属粒子，氧化物薄膜还观察到这种合金萌生疲劳裂纹在图所示7和9（C和D）。氧化物颗粒的类似图9所示（c和d）经常观察显微合金，其中一些可能与孔隙度有关联，又被关闭了，但可能不完全焊接后的模式化由斯特利等人建议。 45。该Al9FeNi阶段起着主导作用，疲劳裂纹萌生在臀部合金。这是符合莫法特的工作5 , 7表明，这一阶段开始经常在臀部合金疲劳裂纹。由陈等人进行的nanoidentation研究，6提供了刚度（E）和硬度值在各中级阶段中发现这些合金。结果表明，Al9FeNi相的硬度低于其他大多数经常发生的阶段，如硅、AlFeMnS

39、i, Al3Ni2 和Al7Cu4Ni。莫法特7用这个数据来预测Al9FeNi阶段要求相对较低的菌株失败，从而对它们在裂纹萌生的优惠作用的原因。此外，在金属间化合物集群的优惠开裂，可与负荷转移影响。由于这些集群地区含有高体积分数刚性粒子（见表3），可能是其细观应力会因更高的整体负荷转移到这些地区 5。颗粒大小和形状在局部应力应变场发展发挥重要作用。疲劳裂纹的大小萌生颗粒观察到高于平均规模。此外，这些较大的颗粒往往更细长的描绘了他们的低循环（见表3）。较大的粒子优惠破坏是与以往的结果一致的由乔伊斯等人提出。 10发现，硅颗粒的大小，是导致裂纹产生高于平均大小的硅颗粒在一个活塞合金研究。他们认为，

40、这种观察的事实，大颗粒更可能含有缺陷和重入的角落（尺寸效应），因此更容易失败。48也表明，大大型的主要硅粒子比小共晶硅粒子需要较少的断裂应力。至于粒子形状，它认为粒子锋利重入角很可能会引起更高的应力集中 49。此外，贝尔杜等人 50报告，大和细长颗粒往往更容易开裂。细长颗粒是否将优先失败也可以最终取决于其方向加载方向。此外，这些也可能影响颗粒失效模式与颗粒断裂趋势，这些粒子等面向的是它们的长轴平行于加载方向 51。颗粒/基体界面分离是可能受到青睐如果粒子是面向正常的轴载荷。弱沉淀洁净区的界面附近的金属粒子可能发挥的作用（参见图11（a）在铝铸件对其破坏机制没有得到重视。starink 52表明

41、，不同失效应力之间的大和小颗粒实际上可能是由于这一作用沉淀洁净软区（又称无析出区）在屏蔽的负荷转移的颗粒。作者表明，不论颗粒大小虽然颗粒强度保持近似恒定的，由于裸露区的屈服更小的粒子更有效地屏蔽从基体压力。Bischofberger等人。 53先前报道的zai Al Si合金Al5FeSi颗粒周围存在自由地区和建议裂缝最初在这一地区形成在粒子破裂发生前。很明显，这种沉淀洁净区不仅影响应力的粒子，但也可确定粒子通过剥离或断裂机制失败。进一步详细分析复杂的作用的应力/应变传递和演变这些不同领域之间的金相组织在启动/积累和传播的损害将是有价值的。5、结论 臀部模型al7si锶和al0.7si合金的疲

42、劳裂纹萌生和疲劳行为的SN为研究。结果表明，模式化不影响Al7SiSr的SN行为，但明显提高Al0.7Si合金的行为。缺乏改善Al7SiSr臀部的疲劳性能是由于这一事实，在这种合金模式化并没有任何显着影响的孔隙度的水平。而，疲劳裂纹萌生被证明发生在金属粒子（主要是Al9FeNi相阶段）而不是从孔隙度。在臀部Al7SiS合金，疲劳裂缝观察主要来自金属间化合物颗粒，有时从氧化物颗粒。此外，疲劳裂纹也经常观察到这种合金金属簇。分散在疲劳寿命被发现是相关的大小颗粒和整体疲劳裂纹萌生粒度分布遵循幂律分布函数。鸣谢第一作者（TOM）承认（感谢）工程科学学院的财政资助，在英国南安普敦大学，通过SES助学金和ORSAS奖项。笔者也想感谢内罗毕大学的额外拨款。