焦?jié)奢x， 于慧臣， 鐘 斌， 李旭東， 周靜怡

(1 北京航空材料研究院 航空材料檢測與評價北京市重點實驗室，北京 100095； 2 北京航空材料研究院 材料檢測與評價航空科技重點實驗室，北京 100095； 3 北京航空材料研究院 先進高溫結構材料重點實驗室，北京 100095)

TA11鈦合金超高周疲勞行為

焦?jié)奢x1,2,3， 于慧臣1,2,3， 鐘 斌1,2,3， 李旭東1,2,3， 周靜怡1,2

(1 北京航空材料研究院 航空材料檢測與評價北京市重點實驗室，北京 100095； 2 北京航空材料研究院 材料檢測與評價航空科技重點實驗室，北京 100095； 3 北京航空材料研究院 先進高溫結構材料重點實驗室，北京 100095)

利用常規(guī)疲勞試驗方法獲得TA11合金在不同溫度，不同應力比下的3×107及1×108超高周疲勞極限，并采用三參數冪函數法獲得合金超高周疲勞中值S-N曲線及其描述方程。研究發(fā)現：與傳統(tǒng)1×107疲勞極限相比，TA11合金的超高周(3×107及1×108)疲勞強度表現出繼續(xù)降低的趨勢，這一趨勢在負應力比(R=-1)下不太明顯，在正應力比(R=0.1，0.5)下十分顯著，并且室溫下的降低幅度大于高溫下的降低幅度；斷口分析表明，室溫下TA11合金試樣的超高周疲勞裂紋均萌生于表面，高溫下TA11合金試樣的超高周疲勞裂紋萌生方式與應力比有關，R=-1和0.1時疲勞裂紋萌生于表面，R=0.5時疲勞裂紋萌生于內部；TA11合金試樣的表面狀態(tài)是導致其疲勞壽命分散的主要原因。

TA11合金；應力比；S-N曲線；超高周疲勞

工程上通常用疲勞循環(huán)數達到1×107周次時試樣不斷裂的最大應力來表征材料的疲勞極限，在進行安全壽命設計時，均以此疲勞極限作為主要參考指標。航空發(fā)動機在長期服役期間，關鍵部件承受振動或循環(huán)載荷作用，工作壽命高達1×107周次以上，用傳統(tǒng)的1×107周次條件疲勞極限進行壽命設計趨于危險。超高周疲勞研究專注于材料疲勞壽命超出1×107周次以后，特別是108～1011周次之間的疲勞行為和機理。從近十幾年來開展的超高周疲勞研究發(fā)現，高強鋼、鑄鐵以及鋁合金等金屬材料的疲勞S-N曲線在1×107周次處并沒有傳統(tǒng)意義上的疲勞極限，S-N曲線呈連續(xù)下降的趨勢[1-3]。隨著現代大型運輸機及大型客機的發(fā)展，航空發(fā)動機材料的長壽命、高可靠成為新的設計需求，美軍發(fā)動機結構完整性大綱(ENSIP)中亦明確要求發(fā)動機所有部件的最小設計壽命不低于109周次，因此，研究航空發(fā)動機用結構材料的超高周疲勞行為具有十分重要的意義[4]。

TA11合金是一種近α型鈦合金，其名義成分為Ti-8Al-1Mo-1V(質量分數/%)，該合金具有較高的比剛度、比強度，且在高溫下具有良好的熱穩(wěn)定性，高的蠕變強度和優(yōu)良的阻尼性能，是航空發(fā)動機轉子部件選材的重點，最高長期工作溫度為450 ℃[5-6]。低輻、高周疲勞開裂是航空發(fā)動機部件失效的主要形式，而在發(fā)生高周疲勞失效的部件中，轉子部件約占50%[7]，TA11合金作為轉子部件材料，對其進行超高周疲勞行為研究十分必要。目前超高周疲勞試驗技術主要有常規(guī)疲勞試驗和超聲疲勞試驗兩種。超聲疲勞試驗頻率在15～30 kHz之間，試驗效率高，但存在可能的頻率效應，不能保證試驗數據的高可信度；常規(guī)疲勞試驗頻率在100 Hz左右，試驗效率低、經濟性差，但是此方法避免了加載頻率對疲勞壽命的影響，數據可信度高，常用于為超聲疲勞定量研究提供參照標準。目前，國內外多數研究的超高周疲勞結果均基于超聲疲勞試驗得出[2,8-11]，然而不同材料的超高周疲勞行為受頻率效應的影響各異，其數據的可信度依然需要常規(guī)試驗的驗證。洪友士等[12]總結了加載頻率對超高周疲勞行為的影響，認為合金材料強度較高時，位錯可動性小，頻率效應降低；外加應力較大時，塑性變形較大，頻率效應較明顯；外加應力較小時，在近疲勞極限及門檻值區(qū)域，頻率效應可忽略。Takeuchi等[13]對Ti-6Al-4V合金超高周疲勞行為進行研究指出，裂紋起始于材料內部時，頻率影響可忽略，裂紋起始于材料表面時，頻率會提高疲勞強度。左景輝等[16]研究指出，Ti-6Al-4V合金疲勞S-N曲線不存在傳統(tǒng)意義的疲勞極限，另外，與傳統(tǒng)疲勞試驗相比，超聲疲勞加載下合金疲勞強度提高，壽命延長，同時，頻率對不同組織合金超高周疲勞強度的影響不同。可見，鈦合金超高周疲勞具有一定的頻率效應，且極易受顯微組織、外加應力、斷裂方式的影響。因此，為確保航空發(fā)動機材料疲勞數據的高可靠性，同時為鈦合金超聲疲勞試驗研究提供參照標準，本工作采用常規(guī)疲勞試驗方法系統(tǒng)研究了TA11合金在不同溫度、不同應力比下的超高周疲勞行為，綜合考慮試驗效率及經濟性，室溫下最長試驗周次為1×108，高溫下最長試驗周次為3×107，采用三參數冪函數法對不同條件下的超高周疲勞數據進行分析，獲得了中值S-N曲線方程，為合金超高周疲勞壽命預測提供技術支持；最后通過斷口分析研究，揭示了TA11合金在不同條件下的超高周疲勞斷裂機理。

1 實驗材料及方法

實驗材料為φ25 mm TA11鈦合金棒材，其主要化學成分為Ti-8Al-1Mo-1V(質量分數/%)，相變點為1030～1040 ℃。棒材由經過三次真空自耗電弧爐熔煉的鑄錠熱鍛而成，熱處理制度為910 ℃/1 h空冷+580 ℃/8 h空冷。在成品棒材上切取試樣，經磨拋腐蝕后，對棒材的橫、縱截面進行高、低倍觀察。棒材低倍組織未發(fā)現裂紋、夾雜、偏析、縮孔、氣孔和其他冶金缺陷，棒材橫截面為均勻的等軸α相，縱截面為均勻拉長的α相，晶間為少量的β相。橫、縱截面高倍組織形貌見圖1。

圖1 TA11合金組織形貌 (a)橫截面；(b)縱截面Fig.1 Morphologies of TA11 alloy (a) cross section; (b) longitudinal cross section

圖2 疲勞試樣形狀及尺寸圖Fig.2 Dimensions of specimen used in fatigue tests

沿棒材縱向切取圓柱形毛坯，精加工成疲勞性能測試試樣，試樣形狀及尺寸見圖2，試樣加工參照HB5287—1996“金屬材料軸向加載疲勞試驗方法”附錄B疲勞試樣加工工藝進行。超高周疲勞S-N曲線的測定嚴格按照HB5287—1996進行，試驗設備為QBG-500型高頻疲勞試驗機，試驗溫度分別為室溫、300 ℃和400 ℃，每種試驗溫度選擇R=-1，0.1，0.5 3個不同應力比進行試驗，加載波形為正弦波，加載方向為軸向，試驗頻率為90～125 Hz，不同試驗條件試樣數量為30根，室溫下最長試驗周次為1×108，300 ℃和400 ℃下最長試驗周次為3×107。首先采用升降法求得材料的超高周疲勞極限，再以該疲勞極限為最低應力水平，采用成組試驗法得到S-N曲線，然后按照HB5287—1996中推薦的解析法對不同條件下的疲勞試驗數據進行描述，得到單條S-N曲線。

2 結果與分析

2.1 中值S-N曲線方程的確定

圖3～5顯示不同溫度，不同應力比下的TA11合金超高周疲勞試驗結果。圖中黑色箭頭表示使用升降法測試超高周疲勞極限時該試樣達到1×108或3×107周次未發(fā)生斷裂，箭頭后面的數字表示某最大應力下在規(guī)定周次未發(fā)生斷裂的試樣根數。采用三參數冪函數法對不同條件下的試驗數據進行擬合分析，得到中值S-N曲線及其描述方程，S-N曲線見圖3～5中的實線部分，方程的對數表達式為：

lgN=B1+B2lg(Smax-B3)

式中：Smax為最大應力；N為循環(huán)壽命；B1，B2，B3為材料常數。不同試驗條件下中值S-N曲線方程的材料常數值見表1。

表1 TA11合金在不同溫度，不同應力比下的中值S-N曲線方程材料常數值

Table 1 Material constant values of the medianS-Ncurveequation for TA11 alloy at different temperaturesand different stress ratios

t/℃RMaterialconstantvaluesB1B2B325-113．54-3．98418．200．129．22-8．74333．570．534．83-11．03452．24300-117．24-5．36312．460．176．92-25．3200．585．77-28．870400-171．25-24．7600．161．40-20．0000．581．42-26．400

2.2 超高周疲勞壽命分析

表2顯示利用三參數冪函數法計算得到的TA11合金在不同溫度，不同應力比下的典型中值疲勞壽命及強度值。從表2及圖3～5可以看出，同一溫度下，應力比對TA11合金疲勞強度影響顯著，3種應力比下同一循環(huán)周次所對應疲勞強度的高低順序為R=0.5>R=0.1>R=-1；同一應力比下，疲勞強度滿足溫度越高，強度越低的規(guī)律。與傳統(tǒng)工程意義疲勞極限壽命1×107相比，TA11合金在3×107和1×108循環(huán)周次下，疲勞強度表現出繼續(xù)降低的趨勢，這說明以1×107作為TA11合金疲勞極限壽命是不安全的。從表2所示Δσmax(1×107與3×107)數值可以看出，在不同溫度下，負應力比(R=-1)與正應力比(R=0.1,0.5)相比，疲勞強度降低較小，約為10～20 MPa；在同一溫度下，正應力比R=0.1和R=0.5的Δσmax(1×107與3×107)十分接近，如室溫時分別為41 MPa和32 MPa，300 ℃時分別為24 MPa和25 MPa，400 ℃時分別為28 MPa和27 MPa。說明在同一溫度下，TA11合金超高周疲勞強度的降低幅度與正應力比的大小無關；然而對于同一應力比，400 ℃比300 ℃具有更大的超高周疲勞強度降低幅，說明在高溫下，對于同一應力比，溫度越高，超高周疲勞強度降低越明顯。將室溫下不同應力比的1×107與1×108周次疲勞強度進行對比發(fā)現，正應力比(R=0.1和R=0.5)1×108周次疲勞強度降低60～80 MPa，負應力比(R=-1)疲勞強度降低19 MPa。綜上所述，在負應力比下，TA11合金超高周疲勞強度較1×107周次降低約10～20 MPa；在正應力比下，超高周疲勞強度顯著降低，而且室溫降低幅度大于高溫降低幅度。

表2 TA11合金在不同溫度，不同應力比下的典型中值疲勞壽命及強度值Table 2 Typical median fatigue life and strength values for TA11 alloy at different temperatures and different stress ratios

圖3 TA11合金室溫超高周疲勞中值S-N曲線Fig.3 VHCF S-N curves for TA11 alloy at room temperature

圖4 TA11合金300 ℃超高周疲勞中值S-N曲線Fig.4 VHCF S-N curves for TA11 alloy at 300 ℃

2.3 超高周疲勞斷口分析

諸多研究表明[12,14]，在超高周疲勞過程中，不同的循環(huán)應力幅下，疲勞裂紋的萌生方式不同，隨著應力幅的降低，疲勞裂紋的萌生發(fā)生由表面到內部的轉變。在較高應力幅下，疲勞裂紋在試樣表面缺陷處萌生，疲勞壽命較短；在較低應力幅下，疲勞裂紋在試樣內部萌生，疲勞壽命較長，疲勞斷口呈現單個或多個“魚眼”特征裂紋源。對TA11合金超高周疲勞試樣斷口進行SEM觀察發(fā)現，在300 ℃和400 ℃，R=0.5試驗條件下，在高、中應力幅，裂紋萌生于試樣表面，在低應力幅，近3×107周次斷裂試樣裂紋萌生于內部，裂紋源呈現單個“魚眼”特征(見圖6(a),7(a))，能譜分析顯示“魚眼”中心無非金屬夾雜，高倍形貌顯示裂紋起源于解理小刻面(見圖6(b),7(b))。研究認為[15-16]，在鈦合金中，α相為密排六方結構，β相為體心立方結構，β相滑移系較多，在低應力幅下，滑移首先由β相開始，在兩相界面形成位錯堆積，產生局部應力集中，從而導致裂紋在晶界或相界萌生。同時也說明，對于TA11合金，在300 ℃和400 ℃，R=0.5試驗條件下，3×107壽命區(qū)試樣表面所受剪切應力難以促使表面開裂，此時，試樣內部產生局部應力集中，導致裂紋萌生。

圖5 TA11合金400 ℃超高周疲勞中值S-N曲線Fig.5 VHCF S-N curves for TA11 alloy at 400℃

合金在300 ℃，400 ℃，R=-1，0.1等試驗條件下，疲勞裂紋均起始于試樣表面，呈現單源或多源特征(見圖8)，近3×107周次斷裂試樣斷口未呈現R=0.5時的“魚眼”特征，其原因可能是在較低應力比下，3×107壽命區(qū)試樣內部應力集中尚不足以促使裂紋萌生，表面在剪切應力作用下萌生裂紋依然是試樣疲勞斷裂的主要方式。綜上可知，高溫下TA11合金的超高周疲勞(3×107)裂紋萌生方式與應力比有關。當R=-1和0.1時，裂紋萌生于試樣表面，試樣的表面狀態(tài)對超高周疲勞壽命的影響更大；當R=0.5時，裂紋萌生于試樣內部，斷口形貌呈現“魚眼”特征，材料內部的局部應力集中是導致疲勞裂紋萌生的主要原因。通過對合金在室溫下不同應力比的疲勞斷口形貌進行觀察發(fā)現，與300 ℃和400 ℃的情況不同的是，室溫下不同應力比的試樣疲勞裂紋均萌生于表面(見圖9)，這說明，在室溫，最長試驗壽命1×108條件下，TA11合金試樣的疲勞裂紋萌生方式與載荷大小、應力比無直接關系，試樣的表面狀態(tài)是影響合金室溫超高周疲勞壽命的主要因素。

圖6 300 ℃，R=0.5條件下的超高周疲勞斷口形貌(σmax=675 MPa，Nf=2.048×107) (a)宏觀形貌；(b)裂紋源區(qū)微觀形貌Fig.6 Fracture morphologies of VHCF specimens at 300 ℃ and stress ratio of 0.5 (σmax=675 MPa, Nf=2.048×107) (a) macro morphology; (b) micro morphology of the cracks initiation area

圖7 400 ℃，R=0.5條件下的超高周疲勞斷口形貌(σmax=650 MPa，Nf=2.86×107) (a)宏觀形貌；(b)裂紋源區(qū)微觀形貌Fig. 7 Fracture morphologies of VHCF specimens at 400 ℃ and stress ratio of 0.5 (σmax=650 MPa, Nf=2.86×107) (a) macro morphology; (b) micro morphology of the cracks initiation area

圖8 300 ℃和400 ℃，R=0.1條件下的超高周疲勞裂紋源區(qū)斷口形貌 (a)300 ℃，σmax=575 MPa， Nf=2.595×107；(b)400 ℃，σmax=550 MPa，Nf=2.4365×107Fig. 8 Fracture morphologies of the cracks initiation area of VHCF specimens at the testing temperatures of 300 ℃ and 400 ℃ and stress ratio of 0.1 (a) 300 ℃, σmax=575 MPa , Nf=2.595×107; (b) 400 ℃, σmax=550 MPa, Nf=2.4365×107

圖9 室溫，不同應力比條件下的超高周疲勞裂紋源區(qū)斷口形貌 (a)R=0.1，σmax=610 MPa，Nf=7.4147×107； (b)R=0.5，σmax=740 MPa，Nf=8.0317×107Fig.9 Fracture morphologies of the cracks initiation area of VHCF specimens in different stress ratios at room temperature (a) R=0.1, σmax=610 MPa, Nf=7.4147×107; (b) R=0.5, σmax=740 MPa, Nf=8.0317×107

從圖3～5可以看出，TA11合金疲勞性能數據分散性較大，且這種分散性在不同應力比的中應力幅區(qū)最為明顯，這與文獻[17]的試驗結果一致。表3顯示在室溫，R=0.1，750 MPa條件下5個試樣的疲勞壽命與相應的裂紋源特征?？梢钥闯?，5個試樣中短壽命與長壽命相差約兩個數量級，短壽命試樣疲勞裂紋更趨向于在表面多源萌生，長壽命試樣疲勞裂紋為在表面單源萌生。其原因可能是，盡管所有試驗試樣的表面狀態(tài)均滿足標準要求，但由于鈦合金的高缺陷敏感性，使得疲勞過程中產生于試樣表面的相對較大的缺陷極易成為鈦合金的疲勞裂紋源。在高應力幅下，試樣表面剪切應力很大，裂紋多源萌生，缺陷尺寸不足以影響疲勞壽命；在低應力幅下，試樣表面最薄弱部位優(yōu)先達到臨界應力萌生裂紋，疲勞壽命一致性也較高；只有在中應力幅下，試樣表面的剪切應力處于此類缺陷的臨界應力范圍內，這些缺陷的大小、數量及分布的不確定性使得合金疲勞壽命的分散性增大。因此，TA11合金試樣的表面狀態(tài)是導致疲勞壽命分散的主要原因。為了最大限度的降低TA11合金疲勞壽命的分散性，在進行鈦合金零部件設計及加工時，應確保零部件具有更低的表面粗糙度。

表3 室溫，R=0.1，750 MPa條件下，不同TA11合金試樣 疲勞試驗結果Table 3 Fatigue testing results of specimens for TA11 alloy at room temperature, stress ratio of 0.1 and load stress of 750 MPa

3 結 論

(1)利用常規(guī)疲勞試驗方法獲得了TA11合金在不同溫度，不同應力比下的3×107及1×108超高周疲勞極限，并采用三參數冪函數法獲得了合金超高周疲勞中值S-N曲線及其描述方程，可對合金在不同溫度，不同應力比下的疲勞強度及壽命進行有效預測。

(2)與傳統(tǒng)1×107疲勞極限相比，TA11合金的超高周(3×107及1×108)疲勞強度表現出繼續(xù)降低的趨勢，負應力比(R=-1)時降低10～20 MPa，正應力比(R=0.1、0.5)時，室溫下3×107疲勞強度降低30～40 MPa，1×108疲勞強度降低60～80 MPa，高溫下3×107疲勞強度降低20～30 MPa。

(3)室溫下TA11合金超高周疲勞(1×108)試樣的裂紋均萌生于表面；高溫下TA11合金超高周疲勞(3×107)試樣的裂紋萌生方式與應力比有關，R=-1和0.1時疲勞裂紋萌生于表面，R=0.5時疲勞裂紋萌生于內部。TA11合金試樣的表面狀態(tài)是導致合金疲勞壽命分散的主要原因。

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(責任編輯：張 崢)

Very High Cycle Fatigue Behavior of TA11 Titanium Alloy

JIAO Zehui1,2,3, YU Huichen1,2,3, ZHONG Bin1,2,3, LI Xudong1,2,3, ZHOU Jingyi1,2

(1 Beijing Key Laboratory of Aeronautical Materials Testing and Evaluation, Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China; 2 Aviation Key Laboratory of Science and Technology on Aeronautical Materials Testing and Evaluation, Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China; 3 Science and Technology on Advanced High Temperature Structural Materials Laboratory, Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)

The conventional fatigue test method was used to obtain the very high cycle fatigue (VHCF) limits of 3×107and 1×108cycles for TA11 titanium alloy in different temperatures and stress ratios. Three parameter power function method was used to obtain the VHCF medianS-Ncurves and equations. The results show that the VHCF strength of 3×107and 1×108cycles presented a continue reducing trend compared with the traditional 1 x 107fatigue limit. This trend is not obvious in negative stress ratio (R=-1), but significant in normal stress ratio (R=0.1 and 0.5), and the reduction amplitude of room temperature tests was greater than that of elevated temperature tests. The fracture morphologies showed that the VHCF cracks initiat at the specimen surface of TA11 alloy in room temperature tests, and the VHCF cracks initiation ways in elevated temperature tests relate to the stress ratio. The cracks initiate at the specimen surface whenR=0.1 and 0.5 but in the internal whenR=0.5; The surface state of TA11 alloy specimens is the main cause of its fatigue life dispersion.

TA11 alloy; stress ratio;S-Ncurves; very high cycle fatigue

2016-06-30；

2016-09-25

航空科學基金(2013ZF21014)

焦?jié)奢x(1986—)，男，博士研究生，工程師，主要從事航空發(fā)動機材料力學性能研究，(E-mail)jiaozehui@163.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2016.000113

TG146.2

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1005-5053(2017)01-0084-07