萬文娟，　韓　波，　韓　偉，　張　繼

(1.鋼鐵研究總院 高溫合金新材料北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 北京 100081； 2.鋼鐵研究總院， 北京 100081)

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鑄造TiAl合金疲勞壽命統(tǒng)計(jì)分布

萬文娟1，韓波2，韓偉2，張繼1

(1.鋼鐵研究總院 高溫合金新材料北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 北京 100081； 2.鋼鐵研究總院， 北京 100081)

對鑄造Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr(原子分?jǐn)?shù)/%)合金層片組織進(jìn)行了疲勞測試，獲得了單一應(yīng)力下的疲勞壽命數(shù)據(jù)，通過斷口觀察和數(shù)據(jù)統(tǒng)計(jì)處理，分析了疲勞壽命的分布特點(diǎn)及其控制因素。結(jié)果表明：實(shí)驗(yàn)合金的疲勞壽命具有顯著波動(dòng)，波動(dòng)范圍為103～106周；并集中分布在長、短兩個(gè)壽命區(qū)間內(nèi)。這一現(xiàn)象和導(dǎo)致疲勞試樣失效的疲勞裂紋源的類型有關(guān)；其中，短壽命試樣的疲勞裂紋起源于疏松孔洞，長壽命試樣的疲勞裂紋源為彌合界面和軟取向?qū)悠缑?。建立了三種裂紋源對疲勞壽命的影響的兩參數(shù)威布爾分布模型，可進(jìn)行對應(yīng)于某一失效概率的疲勞壽命預(yù)測。三種疲勞裂紋源中，疏松孔洞對疲勞壽命不利影響的程度最為嚴(yán)重。

TiAl合金；疲勞壽命；鑄造缺陷；威布爾分布

TiAl合金具有較高的高溫比強(qiáng)度和良好的抗蠕變和抗氧化性能，是一種頗具應(yīng)用潛力的新型輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料，用于高溫下工作的轉(zhuǎn)動(dòng)件尤其具有優(yōu)勢。如GE公司發(fā)動(dòng)機(jī)在GEnx低壓渦輪后兩級葉片采用TiAl合金，為實(shí)現(xiàn)該航空發(fā)動(dòng)機(jī)的高效率、低油耗設(shè)計(jì)目標(biāo)發(fā)揮了重要作用[1-2]。

TiAl合金層片組織微觀上力學(xué)性能具有較大的各向異性，其中疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展的抗力是隨機(jī)的，由此導(dǎo)致疲勞壽命表現(xiàn)出明顯的分散性[3-6]。而疲勞壽命的分散性是工程結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)、特別是轉(zhuǎn)動(dòng)件設(shè)計(jì)必須考慮的因素，揭示疲勞壽命的統(tǒng)計(jì)分布規(guī)律及其控制因素是建立結(jié)構(gòu)件疲勞壽命預(yù)測模型的必要條件。

Jha等研究了Ti-48Al-2Mn-2Nb(原子分?jǐn)?shù)/%)+2TiB2(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)合金等軸層片組織在相同實(shí)驗(yàn)條件下的疲勞壽命波動(dòng)性，認(rèn)為組織中等軸層片團(tuán)的隨機(jī)分布所導(dǎo)致的表面形核和亞表面形核兩種失效機(jī)制的競爭才是造成壽命大幅波動(dòng)的根本原因，其應(yīng)力-壽命關(guān)系也應(yīng)采用雙重機(jī)制進(jìn)行描述[3-4]。然而，對于其他非等軸層片組織TiAl合金而言，其疲勞壽命分散性控制因素及壽命統(tǒng)計(jì)分布規(guī)律仍有待研究。

本工作采用旋轉(zhuǎn)彎曲的加載方式，對含有單一取向?qū)悠M織[7-9]的鑄造Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr(原子分?jǐn)?shù)/%)合金進(jìn)行了高溫疲勞性能測試，分析了單一應(yīng)力下的疲勞壽命分布特點(diǎn)，并通過斷口觀察和采用統(tǒng)計(jì)分布方法分析討論了導(dǎo)致疲勞壽命這一分布特點(diǎn)的原因。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

采用離心鑄造工藝獲得尺寸為100 mm×70 mm×10 mm的板狀Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2 Zr(原子分?jǐn)?shù)/%)鑄錠。在1270 ℃/180 MPa/Ar/1.5 h條件下對板狀鑄錠進(jìn)行熱等靜壓處理后，為穩(wěn)定組織，對鑄錠進(jìn)行950 ℃/12 h真空退火處理并爐冷至室溫。

沿板狀鑄錠寬度方向切取試樣，研磨和拋光后，采用OLYMPUS GX71金相顯微鏡和JEOL JSM-6480LV掃描電鏡觀察鑄錠橫截面缺陷分布情況。之后選用3%HF+24%HNO3+23%H2O+50%丙三醇 (體積分?jǐn)?shù))溶液對拋光態(tài)試樣進(jìn)行腐蝕，利用金相顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察。

沿板狀鑄錠寬度方向掏取圓棒，機(jī)加工后獲得沙漏型光滑疲勞試樣(試樣長52 mm，中心位置直徑為4 mm)，試樣的軸向平行于板狀鑄錠的寬度方向。為減少試樣表面狀態(tài)對疲勞性能的影響，采用2000#SiC砂紙沿軸向?qū)ζ谠嚇颖砻孢M(jìn)行拋光。

2　結(jié)果與分析

2.1組織觀察

對板狀鑄錠橫截面的金相試樣進(jìn)行觀察，其宏觀組織為由鑄錠表面向內(nèi)整齊對長的柱狀晶組織，柱狀晶寬度約90～360 μm，柱狀晶生長方向垂直于鑄錠表面和寬度方向，在最后凝固線上離散分布有尺寸不同的等軸層片團(tuán)(50～2000 μm)，如圖1(a)所示。微觀上，柱狀晶區(qū)全為γ-TiAl/α2-Ti3Al兩相層片組織(見圖1(b))，且γ/α2層片界面垂直于柱狀晶生長方向，因而，層片界面也平行于鑄錠表面和寬度方向，試樣內(nèi)層片組織具有整體一致取向。離散分布在最終凝固線上的極少量等軸層片團(tuán)中，層片取向隨機(jī)，與柱狀晶中層片取向差異較大，如圖1(c)所示。

觀察試樣拋光面發(fā)現(xiàn)，在板狀鑄錠橫截面上，在距試樣中軸線約2 mm的區(qū)域范圍內(nèi)分布有孔洞缺陷，在其他區(qū)域分布較少。其中多數(shù)是形狀不規(guī)則的顯微疏松，如圖2(a)所示，氣孔較少。除孔洞缺陷外，還觀察到一種由孔洞缺陷經(jīng)熱等靜壓處理轉(zhuǎn)變而成的彌合界面缺陷，一般為粗糙曲面，如圖2(b)中所示。在熱等靜壓處理過程中，由于高溫高壓作用，孔洞缺陷周圍區(qū)域發(fā)生變形，導(dǎo)致部分孔洞雖崩塌壓合，但其內(nèi)表面卻未能相互結(jié)合完全致密化，從而產(chǎn)生界面型的殘留缺陷。

圖1　板狀鑄錠橫截面金相組織　(a)柱狀晶組織(等軸層片團(tuán)如箭頭所示)；(b)γ/α2層片組織；(c)等軸層片團(tuán)Fig. 1　　　　Microstructures of the cross section of the plate-like ingot　(a)columnar grains (an equiaxed colony as indicated by the arrow);(b)γ/α2 lamellar microstructure; (c)the equiaxed colony

圖2　板狀鑄錠橫截面上觀察到的缺陷　(a)疏松孔洞；(b)彌合界面Fig.2　Defects observed on the cross section of the plate-like ingot　(a)shrinkage porosity;(b)bridged porosity interface

2.2疲勞壽命分布和斷口分析

實(shí)驗(yàn)合金疲勞試樣在給定條件下的疲勞測試結(jié)果見應(yīng)力-壽命散點(diǎn)圖(圖3)。如圖所示，疲勞壽命數(shù)據(jù)表現(xiàn)出較大的分散性，壽命最小值Nfmin和最大值Nfmax分別是3.48×103周和5.71×106周，兩者之間相差三個(gè)數(shù)量級。并且，疲勞壽命主要分布在兩個(gè)區(qū)間：一是短壽命區(qū)間，即3.48×103～1.96×104周，對應(yīng)試樣占總試樣數(shù)量的比例為42.5%；二是長壽命區(qū)間，即6.32×105～5.71×106周，占比55%。

圖3　　　　Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr鑄造合金層片組織的750 ℃疲勞測試結(jié)果Fig. 3　　　　Fatigue test results of Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr cast alloy with lamellar microstructure tested at 750 ℃

Ti-48Al-2Mn-2Nb(原子分?jǐn)?shù)/%)+2TiB2(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)合金等軸層片組織在σmax=475 MPa，600 ℃和R=0.1的實(shí)驗(yàn)條件下得到的疲勞壽命為2.5×103～1.2×107周，同樣具有大幅波動(dòng)[3]。與之相比，實(shí)驗(yàn)合金在給定條件下的疲勞壽命波動(dòng)范圍稍小，但仍高達(dá)三個(gè)數(shù)量級。兩種合金的疲勞壽命分布特點(diǎn)相似，均集中在短壽命區(qū)和長壽命區(qū)兩個(gè)區(qū)間內(nèi)。對于等軸層片組織，合金中層片團(tuán)取向的隨機(jī)分布是導(dǎo)致疲勞壽命產(chǎn)生明顯波動(dòng)的重要原因。層片團(tuán)取向的隨機(jī)分布導(dǎo)致軟取向?qū)悠瑘F(tuán)(如層片界面和外加載荷方向的夾角約45°[11])出現(xiàn)位置和概率隨機(jī)，從而產(chǎn)生了兩種疲勞裂紋形核方式：表面裂紋形核和亞表面裂紋形核，二者對應(yīng)的萌生抗力和萌生壽命具有顯著差異。由于TiAl合金對長裂紋擴(kuò)展的阻力較低[12]，其疲勞壽命主要取決于疲勞裂紋萌生階段，導(dǎo)致兩種失效機(jī)制對應(yīng)試樣的疲勞壽命分別集中分布在短壽命區(qū)間和長壽命區(qū)間[13]。

然而，對于實(shí)驗(yàn)合金而言，其組織中層片取向一致，其組織中并不存在大量取向隨機(jī)的層片團(tuán)。并且，其層片界面平行于外加應(yīng)力，處于硬取向，為擇優(yōu)取向?qū)悠M織；因此，實(shí)驗(yàn)合金疲勞壽命大幅波動(dòng)的原因與等軸層片組織合金中壽命波動(dòng)的原因并不相同。對實(shí)驗(yàn)合金疲勞試樣進(jìn)行了斷口觀察，通過對比短壽命和長壽命試樣的斷口形貌進(jìn)行分析。

斷口觀察發(fā)現(xiàn)，在圖3中所測試的試樣中，所有斷口均具有一致的宏觀形貌，斷面整體較平整，并與外加應(yīng)力方向垂直。斷口周圍無明顯宏觀塑性變形，表現(xiàn)出脆性斷裂特征。斷口具有明顯低應(yīng)力高周疲勞斷裂特征，可分為三個(gè)區(qū)域：疲勞源、裂紋擴(kuò)展區(qū)(疲勞區(qū))和瞬時(shí)斷裂區(qū)(瞬斷區(qū))，如圖4，分別對應(yīng)于疲勞破壞過程的三個(gè)階段，即疲勞裂紋萌生、疲勞裂紋擴(kuò)展和失穩(wěn)斷裂階段。

圖4　疲勞斷口宏觀形貌A：疲勞源，B：疲勞區(qū)，C：瞬斷區(qū)Fig.4　　　　Macroscopic fracture morphology of a fatigue specimen,A: crack initiation, B: crack propagation and C: final fracture

與等軸層片組織疲勞斷口上明顯不同的是，實(shí)驗(yàn)合金所有試樣的疲勞裂紋均萌生自在循環(huán)加載過程中承受最大應(yīng)力的表面層，無亞表面或試樣內(nèi)部裂紋萌生。因而，等軸層片組織中的雙重裂紋形核失效機(jī)制無法解釋實(shí)驗(yàn)合金的壽命波動(dòng)和長短壽命分區(qū)現(xiàn)象。

對于實(shí)驗(yàn)合金，短壽命和長壽命試樣斷口特征的明顯區(qū)別在于，二者的疲勞源類型完全不同。短壽命試樣的疲勞裂紋源均為大尺寸(140～890 μm)的疏松孔洞，如圖5(a)，在應(yīng)力集中系數(shù)更大的孔洞尖角處易萌生裂紋。多數(shù)試樣的疲勞裂紋自單一裂紋源萌生和擴(kuò)展，僅在兩個(gè)試樣斷面上觀察到雙裂紋源。對于長壽命試樣，其疲勞裂紋源均具界面型特征，可分為彌合界面和軟取向?qū)悠缑鎯煞N類型，分別見圖5(b)和(c)。其中，多數(shù)試樣為彌合界面(60～140 μm)裂紋起源，僅有少數(shù)試樣的疲勞裂紋萌生自等軸層片團(tuán)的軟取向?qū)悠缑?120～240 μm)。彌合界面裂紋源處呈現(xiàn)出明顯不同于周圍層片組織的粗糙溝壑狀特征，這是由于壓合面未致密化導(dǎo)致的。疲勞裂紋沿軟取向?qū)悠缑婷壬鷷r(shí)，疲勞源處具有平行層疊的光滑沿層特征。

統(tǒng)計(jì)不同類型疲勞裂紋源對應(yīng)的疲勞試樣的數(shù)量發(fā)現(xiàn)，大部分試樣的疲勞裂紋萌生于疏松孔洞和彌合界面，二者在所有40個(gè)試樣中所占比例均為42.5%；而疲勞裂紋萌生于等軸層片團(tuán)的軟取向?qū)悠缑娴脑嚇觾H占15%。

疲勞裂紋萌生后，以裂紋源為中心、沿多條路徑向試樣內(nèi)部輻射狀擴(kuò)展，源區(qū)周圍區(qū)域由于疲勞過程中的擠壓摩擦而較為平滑，呈現(xiàn)出小的、較平坦的半圓形裂紋擴(kuò)展區(qū)，如圖4所示。

對于實(shí)驗(yàn)合金試樣而言，雖壽命長短不同，但疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)的特征相似。在疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)可見明顯穿層片擴(kuò)展特征，如圖6(a)所示。在裂紋穿層片擴(kuò)展過程中，可觀察到層片的微觀塑性變形特征：穿層片且與層片成一定角度的平行線狀顯微滑移和/或顯微孿生痕跡(見圖6(b))，以及解理河流花樣和二次裂紋。沿主裂紋的擴(kuò)展路徑未見孔洞缺陷或彌合界面，僅在一個(gè)短壽命試樣裂紋擴(kuò)展區(qū)觀察到由于軟取向?qū)悠缑娑鴮?dǎo)致的穿層片和沿層片界面交替的臺階式擴(kuò)展斷面，如圖6(c)所示。這意味著，在裂紋擴(kuò)展過程中，軟取向?qū)悠缑鎸χ髁鸭y擴(kuò)展方向有一定影響，而孔洞缺陷和彌合界面并非是影響裂紋穩(wěn)態(tài)擴(kuò)展的主要因素。當(dāng)裂紋擴(kuò)展至線彈性斷裂尺度時(shí)，長裂紋快速擴(kuò)展直至發(fā)生斷裂。瞬斷區(qū)斷面粗糙，具有明顯穿層片斷裂特征，并發(fā)生大量層間開裂，形成沿層片界面二次裂紋。

由斷口觀察結(jié)果可知，短壽命和長壽命試樣的疲勞裂紋源類型和尺寸明顯不同，短壽命試樣的裂紋源為疏松孔洞(140～890 μm)，而長壽命試樣的裂紋源為彌合界面(60～140 μm)和軟取向?qū)悠缑?120～240 μm)。而在疲勞裂紋擴(kuò)展區(qū)以及瞬斷區(qū)，不同壽命的試樣的裂紋擴(kuò)展特征相似，均為穿層片斷裂。因而，實(shí)驗(yàn)合金的疲勞壽命大幅波動(dòng)是由于引起失效的疲勞裂紋源的不同所導(dǎo)致的。疲勞源類型和尺寸不同、導(dǎo)致疲勞裂紋萌生抗力和萌生壽命不同，由于TiAl合金疲勞壽命主要取決于裂紋萌生階段，因而對實(shí)驗(yàn)合金的疲勞壽命產(chǎn)生了不同程度的影響，導(dǎo)致疲勞壽命出現(xiàn)大幅波動(dòng)。

圖5　典型疲勞裂紋源特征　(a)疏松孔洞；(b)彌合界面；(c)軟取向?qū)悠缑鍲ig.5　　　　Typical characteristics of fatigue crack initiators　(a)shrinkage porosity；(b)bridged porosity;(c)soft-oriented lamellar interface

圖6　疲勞裂紋擴(kuò)展特征　(a)裂紋穿層片擴(kuò)展；(b)顯微滑移和/或?qū)\生痕跡；(c)臺階式裂紋擴(kuò)展Fig.6　　　　Characteristics of fatigue crack propagation　(a)translamellar crack propagation;(b)deformation traces caused by microslipand microtwinning;(c)step-like crack propagation

2.3疲勞壽命統(tǒng)計(jì)分布

研究發(fā)現(xiàn)，實(shí)驗(yàn)合金疲勞壽命大的分散性對應(yīng)的是不同類型疲勞裂紋源的問題，因而，可采用威布爾分布對實(shí)驗(yàn)合金在同一測試條件下所獲得的疲勞壽命數(shù)據(jù)進(jìn)行分析。威布爾分布是瑞典物理學(xué)家Waloddi Weibull分析材料強(qiáng)度時(shí)在實(shí)際經(jīng)驗(yàn)的基礎(chǔ)上推導(dǎo)出來的分布形式[13]，能充分反映材料缺陷和應(yīng)力集中源對材料疲勞壽命的影響，并且適用于小樣本抽樣。

在某一應(yīng)力水平下，若疲勞試樣的疲勞壽命Nf服從威布爾分布，則疲勞壽命的三參數(shù)威布爾分布函數(shù)為：

(1)

式中：F(Nf)是疲勞試樣在低于或等于給定周次Nf時(shí)發(fā)生失效的統(tǒng)計(jì)概率；N0是位置參數(shù)，即最小壽命參數(shù)，表示試樣在N0之前不會(huì)失效；Na是特征壽命參數(shù)，當(dāng)Nf=Na時(shí)，F(xiàn)(Nf)=0.632；m為形狀參數(shù)，又稱威布爾系數(shù)。

當(dāng)N0=0時(shí)，三參數(shù)威布爾分布退化為二參數(shù)威布爾分布，疲勞壽命的分布函數(shù)為：

(2)

在二參數(shù)威布爾分布中，常采用線性回歸法、矩量法和極大似然法分析疲勞壽命數(shù)據(jù)[14]，以估算特征壽命參數(shù)Na和形狀參數(shù)m。在本研究中，將采用線性回歸法估算兩個(gè)參數(shù)。

在一組總數(shù)為n的疲勞試樣的壽命數(shù)據(jù)中，根據(jù)試樣對應(yīng)的壽命長短從小到大排列試樣，則其中第i個(gè)試樣失效時(shí)的累計(jì)失效概率F(Nfi) 可用中位秩算法[14]求得：

(3)

對(2)式做變形處理，并取兩次自然對數(shù)，可得：

(4)

根據(jù)式(4)，可對疲勞壽命數(shù)據(jù)進(jìn)行線性回歸，求出Na和m，并獲得相關(guān)系數(shù)r，該值越大說明數(shù)據(jù)點(diǎn)與所獲直線匹配度越高。如果數(shù)據(jù)點(diǎn)明顯是非線性的或相關(guān)系數(shù)值太低，說明二參數(shù)威布爾分布并不能很好地描述實(shí)驗(yàn)合金的疲勞壽命數(shù)據(jù)。

圖7中顯示，在σmax=400 MPa,R=-1和750 ℃的測試條件下，在實(shí)驗(yàn)合金疲勞壽命數(shù)據(jù)的兩參數(shù)威布爾分布曲線中，試樣的疲勞失效概率F(Nf)是疲勞壽命Nf的函數(shù)。對于因疏松孔洞、彌合界面或軟取向?qū)悠缑媸У母鹘M試樣，其疲勞數(shù)據(jù)點(diǎn)都是線性的。這意味著，圖7中的疲勞壽命數(shù)據(jù)的兩參數(shù)威布爾分布可以很好地描述三組不同疲勞裂紋源失效試樣的疲勞失效行為，解釋了實(shí)驗(yàn)合金疲勞壽命的明顯波動(dòng)和分區(qū)分布行為。

圖7　　　　Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr鑄造合金層片組織疲勞壽命數(shù)據(jù)的兩參數(shù)威布爾分布曲線Fig. 7　　　　Two-parameter Weibull plot for fatigue life data of Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr cast alloy with lamellarmicrostructure

圖7中的曲線特征表明了疲勞裂紋源對疲勞壽命的影響特點(diǎn)。其中，三維形態(tài)的疏松孔洞對疲勞壽命的影響最為不利，它對疲勞壽命的影響程度顯著高于二維形態(tài)的彌合界面和軟取向?qū)悠缑妫瑥亩鴮?dǎo)致對應(yīng)試樣的疲勞壽命位于圖3中的短壽命區(qū)。在循環(huán)應(yīng)力作用下，三維孔洞的存在會(huì)導(dǎo)致其周圍基體應(yīng)力集中。對于給定尺寸孔洞缺陷，如果缺陷位于自由表面而非試樣內(nèi)部，那么，所對應(yīng)的應(yīng)力強(qiáng)度因子將高出55%[15]。而實(shí)驗(yàn)合金試樣中的孔洞裂紋源均位于試樣表面層，因而，其周圍區(qū)域的高度應(yīng)力集中加速了疲勞裂紋的萌生。

彌合界面和軟取向?qū)悠缑鎸ζ趬勖挠绊懗潭缺容^接近，這和二者均為二維形態(tài)有關(guān)。如圖7所示，兩種界面型疲勞源對疲勞壽命的影響程度均明顯低于三維形態(tài)的疏松孔洞，使對應(yīng)的疲勞壽命提高了2～3個(gè)數(shù)量級，對應(yīng)于圖3中的長壽命區(qū)；不過，雖形態(tài)類似，但二者本質(zhì)并不同，因而對疲勞壽命的影響程度也有差異。彌合界面是孔洞缺陷經(jīng)熱等靜壓后得到的壓合面，并無冶金結(jié)合，在外力作用下易起到初始裂紋的作用。而軟取向?qū)悠缑媸且苯鸾Y(jié)合面，只是由于和外力的相對取向不利(如二者夾角為約45°)，易發(fā)生微觀塑性變形，從而導(dǎo)致沿該弱結(jié)合面萌生裂紋。圖7中也顯示，兩種裂紋源對應(yīng)的回歸直線有交點(diǎn)。在ln(Nf)低于交點(diǎn)值時(shí)，彌合界面對疲勞壽命的影響程度較軟取向?qū)悠缑嫔源?；反之，則軟取向?qū)悠缑鎸ζ趬勖绊懗潭雀蟆?/p>

疏松孔洞失效試樣的威布爾系數(shù)m是1.859，其特征疲勞壽命Na為9.83×103周。這一線性回歸模型還可用于預(yù)測對應(yīng)某一失效概率的疲勞壽命，如，失效概率為0.1%時(shí)，對應(yīng)疲勞壽命為2.39×102周。彌合界面失效試樣的威布爾系數(shù)m為1.2183，其特征疲勞壽命Na是2.30×106周；當(dāng)失效概率為 0.1%時(shí)，對應(yīng)疲勞壽命為7.94×103周。對于軟取向?qū)悠缑媸г嚇樱渫紶栂禂?shù)m為3.112，其特征疲勞壽命是1.86×106周；失效概率為0.1%時(shí)所對應(yīng)的疲勞壽命為2.02×105周。在三種疲勞源對應(yīng)的疲勞壽命分布模型中，軟取向?qū)悠缑鎸?yīng)的威布爾系數(shù)最高，即疲勞壽命分散程度最低；彌合界面裂紋源的威布爾系數(shù)最低，疲勞壽命數(shù)據(jù)分散程度最高。

圖8　　　　Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr合金疲勞壽命和裂紋源尺寸之間的關(guān)系Fig. 8　　　　Relationship between fatigue life and crack initiator size of Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr alloy

從實(shí)驗(yàn)合金疲勞壽命的兩參數(shù)威布爾分布結(jié)果可知，疲勞壽命的大幅波動(dòng)和集中分布在長短兩個(gè)壽命區(qū)的現(xiàn)象，是因?yàn)槠诹鸭y源的性質(zhì)不同導(dǎo)致的。疏松孔洞裂紋萌生失效機(jī)制對應(yīng)著短壽命區(qū)間，彌合界面和軟取向?qū)悠缑媪鸭y萌生兩種失效機(jī)制對應(yīng)長壽命區(qū)間。不過，在任一壽命區(qū)間內(nèi)，疲勞壽命仍有約一個(gè)數(shù)量級的波動(dòng)。在短壽命區(qū)中，這一小幅波動(dòng)可能是由于孔洞缺陷尺寸不同所導(dǎo)致的，如圖8所示，雖然并不嚴(yán)格符合，但從整體而言，仍表現(xiàn)出疲勞壽命隨疏松孔洞裂紋源尺寸增大而降低的趨勢。而在長壽命區(qū)內(nèi)，疲勞源尺寸和疲勞壽命之間卻并未見明顯規(guī)律。不過，當(dāng)對應(yīng)的疲勞壽命接近時(shí)，軟取向?qū)悠缑娴某叽绱笥趶浐辖缑娴某叽纭＿@說明，若二者尺寸接近，彌合界面對疲勞壽命的影響程度更大、對應(yīng)的疲勞壽命更低。

基于上述結(jié)果和分析，減少合金中的缺陷和等軸層片團(tuán)的數(shù)量以及縮小其尺寸對推遲疲勞裂紋萌生是有利的，進(jìn)而有助于減輕對疲勞壽命的不利作用和減小疲勞壽命的波動(dòng)幅度。對于實(shí)驗(yàn)合金而言，鑄造缺陷(疏松孔洞和彌合界面)作為疲勞裂紋源的試樣占總數(shù)比例高達(dá)85%，因而，可通過優(yōu)化鑄造工藝和調(diào)整熱等靜壓處理工藝、減少鑄造缺陷的數(shù)量和尺寸來實(shí)現(xiàn)提高疲勞壽命、減輕疲勞壽命波動(dòng)這一目標(biāo)。

3　結(jié)論

(1)鑄造Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr (原子分?jǐn)?shù)/%)合金試樣在750 ℃,σmax=400 MPa(R=-1)條件下，在單一應(yīng)力作用下，疲勞壽命具有明顯波動(dòng)，波動(dòng)幅度高達(dá)三個(gè)數(shù)量級。疲勞壽命主要集中分布在兩個(gè)區(qū)間內(nèi)，即短壽命區(qū)103～104周和長壽命區(qū)105～106周。

(2)所有疲勞試樣均以表面裂紋起源方式發(fā)生失效。疲勞壽命的大幅波動(dòng)是由于導(dǎo)致試樣失效的疲勞裂紋源類型不同：短壽命試樣的疲勞裂紋起源于疏松孔洞，長壽命試樣的疲勞裂紋則萌生自彌合界面和軟取向?qū)悠缑?。同類型裂紋源失效試樣的疲勞壽命差別較小，導(dǎo)致壽命集中分布。

(3)定應(yīng)力下，三種疲勞裂紋源對實(shí)驗(yàn)合金疲勞壽命的影響規(guī)律可采用兩參數(shù)威布爾分布模型進(jìn)行描述。疏松孔洞、彌合界面和軟取向?qū)悠缑鎸?yīng)的威布爾系數(shù)m分別為1.859,1.2183和3.112，特征疲勞壽命Na分別為9.83×103周、2.30×106周和1.86×106周。這一線性回歸模型可用于預(yù)測對應(yīng)某一失效概率的疲勞壽命。

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Statistical Distribution of Fatigue Life for Cast TiAl Alloy

WAN Wenjuan1,HAN Bo2,HAN Wei2,ZHANG Ji1

(1．Beijing Key Laboratory of Advanced High Temperature Materials, Central Iron & Steel Research Institute, Beijing 100081, China;2．Central Iron & Steel Research Institute, Beijing 100081, China)

Statistic distribution of fatigue life data and its controls of cast Ti-47.5Al-2.5V-1.0Cr-0.2Zr (atom fraction/%) alloy were investigated. Fatigue tests were operated by means of load-controlled rotating bending fatigue tests (R=-1) performed at a frequency of 100 Hz at 750 ℃ in air. The fracture mechanism was analyzed by observing the fracture surface morphologies through scanning electron microscope，and the achieved fatigue life data were analyzed by Weibull statistics. The results show that the fatigue life data present a remarkable scatter ranging from 103to 106cycles, and distribute mainly in short and long life regime. The reason for this phenomenon is that the fatigue crack initiators are different with different specimens. The crack initiators for short-life specimens are caused by shrinkage porosity, and for long-life ones are caused by bridged porosity interface and soft-oriented lamellar interface. Based on the observation results of fracture surface, two-parameter Weibull distribution model for fatigue life data can be used for the prediction of fatigue life at a certain failure probability. It has also shown that the shrinkage porosity causes the most detrimental effect to fatigue life.

TiAl alloy; fatigue life; casting defects; Weibull statistics

(責(zé)任編輯：徐永祥)

2015-12-21；

2016-01-17

萬文娟(1985—)，女，博士研究生，主要研究方向鑄造TiAl合金，(E-mail)wanwenjuanwwj@126.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2016.4.010

TG146.2

A

1005-5053(2016)04-0071-07