顧玉麗，陶春虎，何玉懷，胡春燕，滕旭東

(1.北京航空材料研究院，中國航空工業(yè)集團(tuán)公司失效分析中心，試金石檢測技術(shù)有限公司，北京 100095;2.中國人民解放軍駐南方航空動(dòng)力機(jī)械公司軍事代表室，湖南 株洲 412002)

0 引言

疲勞斷裂失效是機(jī)械零部件主要的失效形式，尤其在航空零部件中疲勞失效所占的比例為最高［1－2］。通常，疲勞失效按照所受應(yīng)力和循環(huán)周次的大小可分為低周疲勞和高周疲勞。前者是指金屬材料在較高的交變應(yīng)力作用下至斷裂的循環(huán)周次≤104的疲勞，后者是指金屬材料在較低的交變應(yīng)力作用下至斷裂的循環(huán)周次在105～107的疲勞，S－N曲線和疲勞極限一直是人們作為疲勞設(shè)計(jì)的依據(jù)，并且把金屬材料經(jīng)過107循環(huán)周次而不發(fā)生斷裂的疲勞強(qiáng)度定義為疲勞極限。

許多機(jī)械部件如汽車、高速列車和發(fā)動(dòng)機(jī)部件等在服役過程中經(jīng)常要遭受高頻率低載荷的振動(dòng)應(yīng)力，循環(huán)周次通常是在107以上，這使得基于傳統(tǒng)的S－N曲線和疲勞極限的無限壽命設(shè)計(jì)變得不安全。目前，美國空軍已經(jīng)在“發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)完整性大綱ENSIP(Engine Structural Integrity Program)”中重新規(guī)定“發(fā)動(dòng)機(jī)部件的高周疲勞壽命應(yīng)達(dá)到109循環(huán)周次”［3］。許多研究者將高周疲勞壽命≥107的疲勞稱為超高周疲勞，金屬材料的超高周疲勞行為日益受到研究者和研究機(jī)構(gòu)的關(guān)注，特別是超聲疲勞試驗(yàn)機(jī)設(shè)備的開發(fā)和應(yīng)用，能夠?qū)崿F(xiàn)低應(yīng)力幅、高頻率的超高周疲勞性能試驗(yàn)并且在短時(shí)間內(nèi)完成測試，超聲疲勞試驗(yàn)(頻率為20 kHz)是目前測試金屬材料超高周疲勞的最有效和最常用的方法［4－5］。

近年來，《國際疲勞雜志》(International Journal of Fatigue)發(fā)表了多篇關(guān)于金屬材料超高周疲勞研究的文章［6－8］，本研究綜述了金屬材料超高周疲勞的S－N曲線特征、裂紋萌生機(jī)理、斷口特征和影響因素，并在此基礎(chǔ)上進(jìn)行了歸納總結(jié)，提出了未來的發(fā)展方向。

1 超高周疲勞的S－N曲線和斷口特征

通常，國內(nèi)外應(yīng)用超聲疲勞試驗(yàn)機(jī)測試金屬材料的應(yīng)力幅與循環(huán)次數(shù)間的S－N曲線，用其表征金屬材料的超高周疲勞性能。目前，超高周疲勞試驗(yàn)尚未有統(tǒng)一的試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)，超聲疲勞試驗(yàn)設(shè)備主要是使用各自開發(fā)的試驗(yàn)系統(tǒng)，國外應(yīng)用自行設(shè)計(jì)的試驗(yàn)設(shè)備測試金屬材料在500～1000℃的超高周疲勞性能;國內(nèi)的試驗(yàn)設(shè)備主要是中國科學(xué)院金屬所購買的日本島津公司設(shè)備和西南交通大學(xué)自建的超聲疲勞系統(tǒng)，只能進(jìn)行室溫試驗(yàn)，試驗(yàn)載荷多為對(duì)稱載荷，即應(yīng)力比為R=－1。

疲勞斷口記載了疲勞損傷直至斷裂的全過程。斷口呈現(xiàn)出在形貌上相互區(qū)別的3個(gè)區(qū)域，包括裂紋源區(qū)、裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)，是研究疲勞斷裂機(jī)制的重要環(huán)節(jié)之一，金屬材料超高周疲勞的S－N曲線和其斷口形貌存在某種對(duì)應(yīng)關(guān)系。

目前，超高周疲勞的研究主要涉及的材料有高強(qiáng)度鋼、鑄鐵、鈦合金、鋁合金、鎳基合金等，大量的研究表明，金屬材料的超高周疲勞S－N曲線主要存在3種形態(tài)特征:持續(xù)下降型、階梯下降型和傳統(tǒng)無限壽命型特征，曲線的類型受多種因素的影響，包括金屬材料的種類、夾雜物的大小、殘余應(yīng)力(表面處理)等。

自Naito［9］開始報(bào)道滲碳鋼存在超高疲勞現(xiàn)象以來，研究者針對(duì)鋼鐵材料開展了大量的研究，對(duì)超高疲勞研究最多的金屬材料就是各種鋼材。從對(duì)夾雜物比較敏感的高強(qiáng)度鋼來說，超高周疲勞(＞107)的裂紋一般都是從夾雜物處起源。Chapetti等［10］總結(jié)了高強(qiáng)鋼不同S－N曲線所對(duì)應(yīng)的斷口特征:在高應(yīng)力短壽命階段的S－N曲線階段，斷口特征為裂紋沿表面起源和擴(kuò)展;在低應(yīng)力長壽命階段的S－N曲線階段，斷口特征為裂紋沿試樣內(nèi)部起源和擴(kuò)展。

Zhang等［11］對(duì)幾種強(qiáng)度級(jí)別相同但所含夾雜不同的高強(qiáng)度鋼的超高周疲勞特性進(jìn)行了對(duì)比研究，得到了典型的3種類型的S－N曲線(圖1)，其中，S－N曲線為持續(xù)下降型的高強(qiáng)鋼在斷口源區(qū)處的夾雜物尺寸大約為29 μm，S－N曲線為階梯下降型的高強(qiáng)鋼在斷口源區(qū)處的夾雜物尺寸大約為2.4 μm，S－N曲線為傳統(tǒng)無限壽命型的高強(qiáng)鋼在斷口源區(qū)處的夾雜物尺寸小于1 μm。

邵紅紅等［12］得出了具有良好強(qiáng)韌性配比的40CrNiMoA鋼的兩種組織的超高周疲勞S－N曲線分別為持續(xù)下降型和階梯下降型，斷口源區(qū)均位于試樣表面。

對(duì)于鋁合金和鈦合金等，S－N曲線呈持續(xù)下降型［13－14］，Morrissey 等［3］通過試驗(yàn)得到航空發(fā)動(dòng)機(jī)用鎳基單晶高溫合金PWA1484的S－N曲線，試驗(yàn)溫度為593℃，循環(huán)周次在106～109之間，呈持續(xù)下降型，試樣在循環(huán)周次達(dá)到109時(shí)發(fā)生了斷裂，不存在傳統(tǒng)的疲勞極限;疲勞斷口顯示裂紋源位于試樣的中心位置，裂紋源為碳化物或非金屬夾雜，圖2為 PWA1484的 S－N曲線。Shyam［15］也發(fā)表了關(guān)于鎳基高溫合金 Rene＇88DT 的超高周疲勞的論文，S－N曲線同樣表示循環(huán)周次達(dá)到107時(shí)試樣仍然發(fā)生了斷裂。

圖2 PWA1484的S－N曲線［16］Fig.2 S-N curve of ultra－h(huán)igh cycle fatigue for PWA1484

目前，中航工業(yè)失效分析中心也進(jìn)行了金屬材料的超高周疲勞行為研究，對(duì)DZ125合金的研究結(jié)果表明，DZ125合金在循環(huán)次數(shù)大于108的情況下發(fā)生了疲勞斷裂，傳統(tǒng)上將107循環(huán)周次的疲勞應(yīng)力數(shù)據(jù)作為無限壽命疲勞設(shè)計(jì)存在不足，疲勞裂紋起源于試樣的表面，斷口的源區(qū)由多個(gè)斜面組成［16］。

2 超高周疲勞裂紋萌生的斷口特征和機(jī)理

金屬材料的超高周疲勞一般為單個(gè)裂紋源，裂紋萌生的位置可能在試樣表面、亞表面、內(nèi)部夾雜和空洞等缺陷處。大量的研究結(jié)果顯示裂紋內(nèi)部萌生和表面萌生對(duì)應(yīng)著不同的疲勞壽命，高周疲勞階段裂紋的萌生通常是在試樣表面，而超高周階段裂紋可能會(huì)從表面轉(zhuǎn)入內(nèi)部，也可能還在表面，這與金屬材料的種類、夾雜物、缺陷的大小、殘余應(yīng)力(表面狀態(tài))等因素有關(guān)［17］。疲勞裂紋從表面轉(zhuǎn)入內(nèi)部的機(jī)制被認(rèn)為是在超高周疲勞階段的應(yīng)力幅非常小，在表面的平面應(yīng)力狀態(tài)下的局部循環(huán)塑性變形很小;因此，裂紋會(huì)轉(zhuǎn)入應(yīng)力更加集中的內(nèi)部缺陷處萌生。

斷口源區(qū)的“魚眼”是高強(qiáng)度鋼超高周疲勞裂紋內(nèi)部萌生的典型斷口特征，也是其他金屬材料利用其研究的模型之一，許多研究者利用光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡和原子力顯微分析等方法進(jìn)一步觀察魚眼，發(fā)現(xiàn)裂紋源夾雜周圍存在一“光學(xué)黑區(qū)”，斷口形貌顯示魚眼的特征如圖3所示?！棒~眼”型斷口表面一般分為3個(gè)區(qū)域:裂紋源區(qū)內(nèi)的“光學(xué)黑區(qū)”區(qū)域、平滑區(qū)域和平滑區(qū)域外的粗糙區(qū)域。

圖3 42CrMo4－L超高周疲勞斷口的“魚眼”形貌圖［17］Fig.3 “Fish－eye”morphology of ultra－h(huán)igh cycle fatigue fracture surface of 42CrMo4－L

Murakami等［18］將“光學(xué)黑區(qū)”稱為 ODA(optically dark areas)，并認(rèn)為ODA的形成與H有關(guān)，黑區(qū)的面積與循環(huán)周次和H的含量相關(guān)，試樣的H含量越大，循環(huán)周次越低所形成的黑區(qū)面積越大。Furuya等［19］同樣認(rèn)為“光學(xué)黑區(qū)”的形成與H有關(guān)，但失效機(jī)理與H脆是不同的。國內(nèi)的李永德等也研究了H對(duì)高強(qiáng)彈簧鋼50CrV4超高周疲勞的影響，認(rèn)為“光學(xué)黑區(qū)”的形成與H的作用有著緊密的聯(lián)系。一些研究者［20］將“光學(xué)黑區(qū)”稱為顆粒小亮片區(qū)GBF(granular bright facet)，認(rèn)為GBF的形成與非金屬夾雜物周圍的碳化物相關(guān)。

王弘［21］提出疲勞裂紋內(nèi)部萌生的“點(diǎn)缺陷沉淀機(jī)理”理論，用該理論解釋了一些文獻(xiàn)中的試驗(yàn)結(jié)果，對(duì)某一鎳基高溫合金無論應(yīng)力大小裂紋總是在表面起源，而在高溫760℃和較小的應(yīng)力下裂紋在內(nèi)部萌生的解釋為:室溫下，點(diǎn)缺陷擴(kuò)散緩慢造成疲勞裂紋內(nèi)部萌生壽命大于表面萌生壽命;在高溫下，點(diǎn)缺陷擴(kuò)散加快造成由點(diǎn)缺陷引起的疲勞裂紋萌生壽命小于低應(yīng)力幅下塑性變形引起的疲勞裂紋萌生壽命。

近幾年，國際上對(duì)航空用鎳基高溫合金的研究更加地深入和具體，由PWA1484的斷口形貌可見，在超高周階段，裂紋起源于試樣內(nèi)部，通過背散射觀察到裂紋源為夾雜物(圖4)。Bathias［22］研究了航空渦輪盤金屬材料粉末鎳基高溫合金N18在450℃時(shí)的超高周疲勞行為，發(fā)現(xiàn)該合金在超高周疲勞階段裂紋源位于試樣內(nèi)部的缺陷處，認(rèn)為超高周壽命階段裂紋的萌生位置取決于缺陷的尺寸、位置和試驗(yàn)的環(huán)境;Shyam等對(duì)Rene＇88DT的超高周疲勞裂紋萌生的表述為:室溫下裂紋在試樣表面處萌生，高溫(593℃)下裂紋在試樣亞表面處萌生，均萌生于大晶粒處。

圖4 PWA1484的超高周疲勞斷口源區(qū)形貌［16］Fig.4 Morphology of ultra－h(huán)igh cycle fatigue crack initiation zone for PWA1484

Miao等［23］研究了無宏觀缺陷的鎳基粉末高溫合金Rene＇88DT的超聲疲勞裂紋初始階段，深入地分析了超聲疲勞初始階段金屬材料的微觀結(jié)構(gòu)特征(晶粒取向和孿晶界)，結(jié)果表明，裂紋初始于大晶粒尺寸、孿晶界和高施密德因子的晶粒，斷口形貌如圖5所示。

圖5 Rene＇88DT的超高周疲勞斷口源區(qū)形貌［24］Fig.5 Morphology of ultra－h(huán)igh cycle fatigue crack initiation zone for Rene＇88DT

3 超高周疲勞的影響因素

影響金屬材料常規(guī)疲勞行為(低周和高周疲勞)的因素很多，國內(nèi)外已經(jīng)進(jìn)行了大量的研究，包括溫度、加載頻率、加載方式和表面處理等因素，但對(duì)超高周疲勞的影響因素研究尚未深入，主要是加載頻率、加載環(huán)境和表面處理對(duì)超高周疲勞的影響研究。在這里簡單闡述一下加載頻率對(duì)金屬材料超高周疲勞的影響。

用超聲疲勞設(shè)備測試金屬材料的超高周疲勞性能，試驗(yàn)的振動(dòng)頻率為20 kHz，遠(yuǎn)高于傳統(tǒng)高周疲勞疲勞試驗(yàn)機(jī)的幾十到幾百Hz的頻率，頻率的改變對(duì)試驗(yàn)結(jié)果的影響成為超聲疲勞研究的熱點(diǎn)問題，并且目前沒有統(tǒng)一的結(jié)論。

80年代初，研究者們認(rèn)為頻率效應(yīng)與金屬材料的晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)，對(duì)于體心立方金屬有頻率效應(yīng)，對(duì)于面心立方金屬和合金金屬材料的影響很小，這樣的結(jié)論可以被解釋為:面心立方金屬材料的位錯(cuò)激活能較小，高頻和低頻下的滑移同樣活躍，加載頻率對(duì)疲勞的影響很小;體心立方金屬材料的位錯(cuò)激活能較高，臨界剪切力較大，高頻和低頻下的滑移程度不同，加載頻率對(duì)疲勞的影響較大;合金金屬材料的強(qiáng)度較高，位錯(cuò)可動(dòng)性較小，高頻和低頻的滑移程度相同，加載頻率對(duì)疲勞的影響很小。有的研究者［22］通過進(jìn)行幾個(gè)鋼種的超聲疲勞試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)頻率高時(shí)會(huì)使疲勞壽命增加，同時(shí)提高疲勞強(qiáng)度，因此，要用“超聲頻率修正系數(shù)”對(duì)試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行修正，與常規(guī)試驗(yàn)結(jié)果吻合。一些研究者的研究結(jié)果表明，頻率對(duì)金屬材料的疲勞壽命、裂紋萌生和擴(kuò)展均沒有影響，鎳基單晶高溫合金PWA1484的頻率效應(yīng)研究結(jié)果表明，在1000℃時(shí)高頻和低頻的疲勞壽命相同，裂紋都是起源于碳化物，但在高頻下裂紋是沿{111}八面體滑移面擴(kuò)展，在低頻下裂紋是垂直于應(yīng)力軸方向擴(kuò)展。

4 結(jié)束語

隨著工業(yè)技術(shù)水平的進(jìn)步和金屬材料強(qiáng)度的提高，工程構(gòu)件面臨的超高周范圍的疲勞失效行為已經(jīng)引起了廣泛的關(guān)注，以目前的研究狀況，今后的工作內(nèi)容主要集中于以下幾個(gè)方面:

1)建立超高周疲勞的試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)，整理和積累金屬材料的超高周疲勞數(shù)據(jù)，組建數(shù)據(jù)庫;

2)研究超高周疲勞裂紋的萌生和初始擴(kuò)展機(jī)制，明確裂紋源由表面轉(zhuǎn)入內(nèi)部的轉(zhuǎn)移和競爭機(jī)制;

3)定量估算超高周疲勞壽命，嘗試借助斷口微觀定量方法對(duì)超高周疲勞裂紋的萌生和初始擴(kuò)展階段進(jìn)行研究;

4)研發(fā)與改進(jìn)超高周疲勞試驗(yàn)設(shè)備，使其更好地為進(jìn)行材料超高周疲勞研究服務(wù)。

［1］王仁智，吳培遠(yuǎn).疲勞失效分析［M］.北京:機(jī)械工業(yè)出版社，1987.

［2］鄒寒松，曹江，邢曉鵬.九級(jí)整流葉片斷裂分析［J］.失效分析與預(yù)防，2010，5(6):160－162.

［3］Morrissey R J，Golden P J.Fatigue Strength of a Single Crystal in the Gigacycle Regime［J］.International Journal of Fatigue，2007，29(9－11):2079－2084.

［4］Stanzl S.A New Experimental Method for Measuring Life Time and Crack Growth of Materials under Multi－stage and Random Loadings［J］.Ultrasonics，1981，19(6):269－ 272.

［5］Tien J K，Gamble R P.The Room Temperature Fatigue Behavior of Nickel－based Superalloy Crystals at Ultrasonic Frequency［J］.Metall Trans A，1971:1933－1938.

［6］Akiniwa Y，Stanzl－Tschegg S，Mayer H，et al.Fatigue Strength of Spring Steel under Axial and Torsional Loading in The Very High Cycle Regime［J］.International Journal of Fatigue，2008，30(12):2057－2063.

［7］Sohar C R，Betzwar－Kotas A，Gierl C，et al.Gigacycle Fatigue Behavior of a High Chromium Alloyed Cold Work Tool Steel［J］.International Journal of Fatigue，2008，30(7):1137－1149.

［8］Harlow D G，Wei R P.Sakai T，et al.Grack Growth Based Probability Modeling of S-N Response for High Strength Steel［J］.International Journal of Fatigue，2006，28(11):1479－1485.

［9］Natio T，Uedo H，Kikuchi M.Fatigue Behavior of Carburized Steel with Internal Oxides and Nonmartensitic Microstructure Near the Surface［J］.Metallurgical and Materials Transactions A，1984，15(7):1431－1436.

［10］Chapetti M D，Tagawa T，Miyata T.Ultra－long Cycle Fatigue of High－Strength Carbon Steels PartⅠ:Review and Analysis of The Mechanism of Failure［J］.Materials Science ＆ Engineering A，2003，15(7):227－235.

［11］Zhang J M，Li S X，Yang Z G，et al.Influence of Inclusion Size on Fatigue Behavior of High Strength Steels in The Gigacycle Fatigue Regime［J］.International Journal of Fatigue，2007，29(4):765－771.

［12］邵紅紅，蔣小燕，張道軍.40CrNiMoA鋼不同微觀組織超聲疲勞壽命研究［J］.材料工程，2008，(5):24－28.

［13］Mayer H.Ultrasonic Torsion and Tension－compression Fatigue Testing:Measuring Principles and Investigations on 2024－T351 A－luminium Alloy［J］.International Journal of Fatigue，2006，28(11):1446－1455.

［14］Morrissey R，Nicholas T.Staircase Testing of A Titanium Alloy in The Gigacycle Regime［J］.International Journal of Fatigue，2006，28(11):1577－1582.

［15］Shyam A，Torbet J.Ultrasonic Fatigue of A Nickel－base Turbine Disk Alloy at Room and Elevated Temperatures［J］.The Minerals，Metals ＆ Materials Society，2005.

［16］顧玉麗，陶春虎，何玉懷，等.DZ125定向凝固高溫合金的超聲疲勞行為研究［J］.失效分析與預(yù)防，2011，6(2):85－89.

［17］Bayraktar E，Garcias I M.Failure Mechanisms of Automotive Metallic Alloys in Very High Cycle Fatigue Range［J］.International Journal of Fatigue，2006，28(11):1590－1602.

［18］Murakami Y，Yokoyama N N，Nagata J.Mechanism of Fatigue in Ultralong Life Regime［J］.Fatigue ＆ Fracture of Engineering Materials＆ Strutures，2002，25(8－9):735－746.

［19］Furuya Y，Matsuoka S.Gigacycle Fatigue Properties for High－strength Low－alloy Steel at 100 Hz，60 Hz，and 20 kHz［J］.Scripta Materillia.2002，46:157－162.

［20］聶義宏，惠衛(wèi)軍，傅萬堂，等.中碳高強(qiáng)度彈簧鋼NHS1超高周疲勞破壞行為［J］.金屬學(xué)報(bào)，2007，43(10):1031－1036.

［21］王弘.40Cr、50車軸鋼超高周疲勞性能研究及疲勞斷裂機(jī)理探討［C］//西南交通大學(xué)博士論文集.成都:西南交通大學(xué)，2004:50－102.

［22］Bathias C，Paris P C.Gigacycle Fatigue of Metallic Aircraft Components［J］.International Journal of Fatigue，2010，32(6):894－897.

［23］Miao J，Pollock T M，Jones W J.Crystallographic Fatigue Crack Initiation in Nickel－based Superalloy Rene＇88DT at Elevated Temperature［J］.Acta Materialia，2009，57(20):5964－5974.