洪友士

(中國科學(xué)院力學(xué)研究所非線性力學(xué)國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 (LNM),北京 100190)

引言

在鄭哲敏先生仙逝一周年之際,我懷著崇敬的心情,以此文告慰鄭先生.

鄭哲敏先生是我的博士導(dǎo)師.我1986 年9 月至1991 年7 月師從鄭先生在中科院力學(xué)所獲得博士學(xué)位.此前,我于1981 年在清華大學(xué)獲得碩士學(xué)位.碩士導(dǎo)師陳南平先生是鄭先生在西南聯(lián)大的同學(xué),他得悉中科院力學(xué)所剛成立材料力學(xué)性能研究室,鄭先生是主任.經(jīng)陳先生推薦,并經(jīng)鄭先生親自面試,我于1981 年4 月進(jìn)入力學(xué)所.從1981 年到2021 年的40 年里,我一直在鄭先生深邃思想的指導(dǎo)、關(guān)心和關(guān)注下學(xué)習(xí)和工作.特別是鄭先生十分重視材料微結(jié)構(gòu)在力學(xué)行為中的作用,并十分強(qiáng)調(diào)在疲勞與斷裂研究中努力實(shí)現(xiàn)宏-細(xì)-微觀相結(jié)合.鄭先生的這一學(xué)術(shù)思想深深影響了我,影響了力學(xué)所,乃至影響了中國力學(xué)界.

在我從事合金材料超高周疲勞研究的20 多年里,經(jīng)常得到鄭先生的關(guān)注和指點(diǎn).在2016 年1 月16 日慶祝力學(xué)所建所60 周年的大會上,我在發(fā)言中說:“近期我和同事們在超高周疲勞研究方面取得新突破.我們揭示了超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的形成機(jī)理、提出了有科學(xué)支持證據(jù)的新模型.”鄭先生當(dāng)時非常關(guān)注我發(fā)言的這段話.會后,他馬上與LNM的主任們聯(lián)系,讓他們安排一次學(xué)術(shù)活動,讓我講講關(guān)于超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)形成機(jī)理的最新結(jié)果.幾天后,我在LNM 報告會上分享了這些結(jié)果.92 歲高齡的鄭先生全程參會.他既肯定了我們的工作,又提出了進(jìn)一步深入研究的指導(dǎo)意見.

超高周疲勞 (107周次以上的疲勞斷裂) 是材料力學(xué)行為研究的一個重要方面,是固體力學(xué)中疲勞分支學(xué)科的新領(lǐng)域,其改變了107周次定義的傳統(tǒng)疲勞極限概念,衍生了不同于傳統(tǒng)疲勞機(jī)制的新科學(xué)問題;現(xiàn)代國防和民用的國家工業(yè)領(lǐng)域中,如飛機(jī)、高鐵、核電等的關(guān)鍵結(jié)構(gòu),亟需超高周疲勞的理論和方法來確保直至1011載荷周次的安全使用壽命.由科學(xué)未知和工程需求的推動,合金材料超高周疲勞研究在國際上受到越來越廣泛的重視.在這方面,我們提出了超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)新概念[1],獲得了高強(qiáng)合金超高周疲勞裂紋萌生區(qū)的應(yīng)力強(qiáng)度因子閾值為柏氏矢量和剪切模量的函數(shù)[1-2];發(fā)現(xiàn)該特征區(qū)為納米晶層,提出了裂紋面相互作用的大數(shù)往復(fù)擠壓 (numerous cyclic pressing,NCP) 模型解釋其形成機(jī)理[3].NCP 模型的觀點(diǎn)顛覆了已有超高周疲勞裂紋萌生模型.關(guān)于裂紋萌生特征區(qū)及其形成機(jī)理的發(fā)現(xiàn)引起了國際疲勞界的廣泛關(guān)注.在2016 年～2018 年,這方面的成果多次受邀在重要國際會議作大會報告,包括第12 屆國際疲勞大會(2018)、第21 屆和第22 屆歐洲斷裂大會 (2016,2018)、第7 屆國際超高周疲勞大會 (2017) 等.NCP模型發(fā)表已有6 年,相關(guān)的研究又有新的發(fā)展.本文將簡要敘述超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的基本屬性與形成機(jī)理,然后基于近年文獻(xiàn)中的結(jié)果,進(jìn)一步論述與超高周疲勞裂紋萌生機(jī)理相關(guān)的若干問題.

1 超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的基本屬性與形成機(jī)理

1.1 超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)及其基本屬性

高強(qiáng)合金超高周疲勞的主要特點(diǎn)之一是裂紋萌生于材料 (試樣) 內(nèi)部,這是裂紋內(nèi)部萌生競爭勝過表面萌生的結(jié)果[4];而對于低周和高周疲勞,裂紋往往以駐留滑移帶的機(jī)理起源于材料 (試樣) 表面.以高強(qiáng)鋼為例[1],超高周疲勞內(nèi)部萌生的裂紋在斷裂面上呈現(xiàn)“魚眼 (FiE) ”特征,在其范圍內(nèi),往往包含一表面相對粗糙的小區(qū)域 (圖1(a)).該區(qū)域被稱為細(xì)顆粒區(qū) (FGA)[5],或稱光學(xué)暗區(qū) (ODA)[6],或稱粒狀光亮小面 (GBF)[7],本文將其稱為FGA.圖1(b) 示意高強(qiáng)鋼超高周疲勞裂紋萌生于夾雜物,形成FGA 區(qū),隨后發(fā)展到FiE 區(qū),然后直至最后斷裂.圖2 是鈦合金的例子[8],裂紋萌生區(qū)被稱為粗糙區(qū) (RA).在RA區(qū)域 (圖2(a)) 內(nèi),可觀察到小刻面 (facet,圖2(b)),這是由于α相解理導(dǎo)致的裂紋起源[9].研究指出,FGA或RA 是高強(qiáng)合金超高周疲勞裂紋萌生的特征區(qū),FGA 或RA 所對應(yīng)的參量是高強(qiáng)合金超高周疲勞裂紋萌生的特征參量[1,10].

圖1 (a) 高強(qiáng)鋼 (1% C,1% Cr) 超高周疲勞 (R=-1,Nf=1.79 × 107)裂紋內(nèi)部萌生的掃描電鏡圖像[1],(b) 超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)及其斷裂面示意圖Fig.1 (a) SEM image of VHCF internal crack initiation (R=-1,Nf=1.79 × 107) for a high-strength steel (1% C,1% Cr)[1] and (b) schematic of VHCF crack initiation characteristic region together with fracture surface

圖2 鈦合金 (Ti-6Al-4V) 超高周疲勞 (R=0.5,σm=468 MPa,Nf=4.61 × 108) 裂紋內(nèi)部萌生的掃描電鏡圖像[8]:(a) 斷裂面的RA 形貌,(b) 箭頭表示RA 中的小刻面 (facet)Fig.2 SEM image of VHCF internal crack initiation (R=0.5,σm=468 MPa,Nf=4.61 × 108) for a titanium alloy (Ti-6Al-4V)[8]:(a) RA morphology of fracture surface and (b) arrows indicating facets in the RA region

研究揭示,在負(fù)應(yīng)力比下,超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)FGA 或RA 是一層微結(jié)構(gòu)細(xì)化的納米晶層[3,10].這里應(yīng)力比R=σmin/σmax,其中σmin是最小應(yīng)力,σmax是最大應(yīng)力.高強(qiáng)鋼中的FGA 或鈦合金中的RA 有3 個主要屬性.

(1) FGA 或RA 的第1 個主要屬性:對應(yīng)FGA或RA 的應(yīng)力強(qiáng)度因子閾值 ΔKFGA或ΔKRA為常量,且可表達(dá)為材料柏氏矢量b和剪切模量μ的函數(shù)[1-3,10].

FGA 或RA 區(qū)域?qū)俣塘鸭y范疇,其擴(kuò)展受材料微結(jié)構(gòu)制約.對于平面應(yīng)變I 型裂紋,裂尖塑性區(qū)尺度rp為[11]

式中,υ是泊松比,σy是屈服強(qiáng)度.另一方面,材料微結(jié)構(gòu)特征尺度lm與材料基本力學(xué)性能有如下關(guān)系[12]

式中,b為材料柏氏矢量模,μ為材料剪切模量.假定當(dāng)FGA 或RA 的裂尖塑性區(qū)尺寸與材料微結(jié)構(gòu)特征尺度相等,FGA 或RA 裂紋終止即達(dá)到轉(zhuǎn)入裂紋下一階段的轉(zhuǎn)捩點(diǎn).這樣

式 (3) 表明,超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)FGA或RA 對應(yīng)的特征參量 ΔKFGA或ΔKRA可表達(dá)為材料剪切模量和柏氏矢量的函數(shù).

(2) FGA 或RA 的第2 個主要屬性:超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)即FGA 或RA 消耗95%以上的疲勞總壽命[1,10].

以高強(qiáng)鋼為例,估算裂紋萌生特征區(qū)所消耗的疲勞壽命,即圖1(b) 中FGA 區(qū)域所對應(yīng)的疲勞萌生壽命Ni.假定Paris 公式 (式(4)) 適用于描述FGA 區(qū)域之外的裂紋擴(kuò)展速率da/dN與ΔK的關(guān)系,即

式中,A和m是材料參數(shù).對式 (4) 積分可得從FGA裂紋長度aFGA到FiE 裂紋長度aFiE的疲勞壽命N1以及從aFiE到最后斷裂的裂紋長度ac的疲勞壽命N2(圖1(b)).這樣,FGA 消耗的壽命即裂紋萌生壽命Ni為

圖3(a) 是對一種高強(qiáng)鋼的計(jì)算結(jié)果[1],表明當(dāng)疲勞壽命在106～ 107之間,FGA 消耗的疲勞周次即裂紋萌生壽命占總壽命的70%～ 95%;當(dāng)疲勞壽命在107以上,FGA 消耗的疲勞周次即裂紋萌生壽命占總壽命的95%以上;當(dāng)疲勞壽命在5.0 × 107以上,FGA 消耗的疲勞周次即裂紋萌生壽命占總壽命達(dá)到99%.圖3(b) 是對一種鈦合金的計(jì)算結(jié)果[10],表明當(dāng)疲勞壽命在107以上,RA 消耗的疲勞周次即裂紋萌生壽命占總壽命的92%以上;當(dāng)疲勞壽命在108以上,RA 消耗的疲勞周次即裂紋萌生壽命占總壽命達(dá)到99%.

圖3 裂紋萌生壽命占疲勞總壽命的比例Fig.3 Ratio of crack initiation life to total fatigue life

(3) FGA 或RA 的第3 個主要屬性:在裂紋萌生區(qū),即FGA 或RA 區(qū)域,裂紋速率相當(dāng)?shù)?僅為10-11～10-13m/cyc[1,10,13].

圖4(a) 是對一種高強(qiáng)鋼超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)即FGA 裂紋擴(kuò)展速率的估算結(jié)果[1],表明FGA 裂紋速率隨疲勞斷裂周次急劇下降,當(dāng)疲勞壽命在106～ 107之間,速率為10-11～ 10-12m/cyc;當(dāng)疲勞壽命在1.0 × 107～ 4.0 × 108之間,速率為10-12～10-13m/cyc.通過發(fā)展Tanaka-Mura 模型[1],從而模擬得到的FGA 區(qū)裂紋速率與實(shí)驗(yàn)估算結(jié)果的趨勢一致 (圖4(a)).圖4(b) 是對一種鈦合金 (Ti-6Al-4V)多種應(yīng)力比 (R=-1,-0.1,0.1,0.5) 條件下的估算結(jié)果,表明在疲勞壽命107～ 109周次范圍,裂紋萌生速率為10-11～ 10-13m/cyc[10].

圖4 超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)裂紋速率與疲勞壽命的關(guān)系Fig.4 Crack growth rate in initiation characteristic region of VHCF as a function of fatigue life

研究者們設(shè)計(jì)了多種方法,多次嘗試對超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的裂紋速率進(jìn)行實(shí)驗(yàn)測定.但由于FGA 尺度很小,裂紋速率很慢,給實(shí)驗(yàn)觀測帶來很大的難度,這些嘗試只觀測到FGA 以外的FiE區(qū)域的裂紋發(fā)展痕跡及其速率[14-18].

我們在旋轉(zhuǎn)彎曲和軸向振動循環(huán)加載中,采用兩級載荷的周期性變幅加載方式,首次直接觀測到高強(qiáng)鋼超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的裂紋長度變化痕跡[13](圖5),由此直接測量得到FGA 的裂紋速率(圖6).可以看到,在不同的兩級循環(huán)載荷條件下,超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的裂紋速率為4.8 × 10-13m/cyc,1.2 × 10-11m/cyc,7.2 × 10-11m/cyc.這些結(jié)果與FGA外的數(shù)據(jù)[16,18]很好銜接.此外,采用超聲頻率軸向兩級變幅加載對一種馬氏體不銹鋼的測定,給出超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的裂紋速率為10-11～ 10-12m/cyc[19].裂紋萌生速率的直接測量結(jié)果與此前的估算結(jié)果相符合.

圖5 高強(qiáng)鋼 (GCr15) 變幅循環(huán)加載超高周疲勞 (R=-1,Nf=1.3 ×108) 裂紋萌生特征區(qū)掃描電鏡圖像[13]:(a) 包含裂紋擴(kuò)展痕跡的FGA區(qū)域特征,(b) 局部圖像顯示裂紋擴(kuò)展痕跡寬度 (雙箭頭線段)Fig.5 SEM images for a high-strength steel (GCr15) specimen under variable amplitude cycling (CGD:crack growth direction) (R=-1,Nf=1.3 × 108) [13]:(a) crack growth traces in FGA region,(b) enlargement of crack growth traces in (a),and double arrow bars indicating trace width

圖6 圖中為我們獲得的FGA 裂紋速率[13],為文獻(xiàn)[16]獲得的FGA 之外裂紋速率,為文獻(xiàn)[18]獲得的FGA 之外裂紋速率Fig.6 Symbols representing FGA crack growth rate[13],representing crack growth rate outside FGA[16],representing crack growth rate outside FGA[18]

超高周疲勞裂紋萌生階段的裂紋速率僅為10-11～10-13m/cyc,即每個載荷循環(huán)周次對應(yīng)的裂紋增長的長度比合金材料的原子間距或柏氏矢量小1 至3 個量級.實(shí)際上,這里所說的裂紋速率是平均意義上的數(shù)值.如此低的裂紋速率是由于在超高周疲勞裂紋萌生階段,裂紋發(fā)展在空間上和時間上不連續(xù)、不均勻的結(jié)果.也就是說,對于裂紋萌生區(qū)域的一個給定位置,不是每個載荷循環(huán)周次都造成該位置的裂紋增長,而是需要很多周次的載荷循環(huán),才使得該位置擴(kuò)展一個柏氏矢量的長度,從而導(dǎo)致了如此低的平均裂紋速率.

1.2 超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)形成機(jī)理與NCP 模型

通過對不同加載應(yīng)力比、不同斷裂周次疲勞裂紋萌生區(qū)對應(yīng)位置上下斷裂面和剖面微結(jié)構(gòu)深入觀察和對比分析,揭示了超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的本質(zhì)特征是裂紋雙面納米晶層;在此基礎(chǔ)上,我們提出了“大數(shù)往復(fù)擠壓 (numerous cyclic pressing,NCP)”模型來解釋該特征區(qū)的形成機(jī)理[3].圖7 是NCP 模型示意圖:在循環(huán)載荷作用下,作為裂紋源的缺陷周邊局域塑性變形累積導(dǎo)致裂紋萌生 (圖7(a));萌生裂紋面受到循環(huán)載荷導(dǎo)致的往復(fù)擠壓,引發(fā)局部劇烈塑性變形,使得萌生裂紋表層的微結(jié)構(gòu)發(fā)生碎化直至原有的粗晶細(xì)化為納米晶 (圖7(b));經(jīng)過百萬、千萬周次的載荷循環(huán),裂紋面兩側(cè)形成一層納米晶層并具有粗糙斷裂面特征;當(dāng)達(dá)到裂紋萌生與穩(wěn)定擴(kuò)展的轉(zhuǎn)捩點(diǎn),NCP 過程終止,FGA 達(dá)到其臨界尺度 (圖7(c)).

圖7 大數(shù)往復(fù)擠壓模型示意圖Fig.7 Schematic of NCP model

對于內(nèi)部缺陷萌生裂紋的應(yīng)力強(qiáng)度因子KI的表達(dá)式為[20]

式中,σ0是拉伸應(yīng)力,是缺陷在垂直于拉應(yīng)力平面的投影面積.由式(6)可以寫出

式中,aFGA是FGA等效尺度, ΔKFGA是FGA 對應(yīng)的應(yīng)力強(qiáng)度因子幅值, Y′=4/π.聯(lián)立式(3), 可以得到

式中,μ是材料剪切模量,b是材料柏氏矢量模,σmax是循環(huán)加載的最大應(yīng)力,Y=6πY′=24.式 (8) 表明,對于給定的材料,FGA 尺度與材料的柏氏矢量和剪切模量相關(guān),并與循環(huán)載荷最大應(yīng)力的平方成反比.

NCP 模型表明形成FGA 納米晶層需要兩個基本條件:(1) 萌生的裂紋面之間存在壓應(yīng)力以導(dǎo)致裂紋面之間的接觸擠壓作用;(2) 足夠數(shù)量的載荷循環(huán)周次以使得裂紋面之間有充分多次數(shù)的接觸擠壓過程.此外,超高周疲勞裂紋萌生過程及其特征區(qū)的形成與裂紋閉合作用和殘余應(yīng)力釋放相聯(lián)系,并且可能存在裂紋面微區(qū)相變引起的體積膨脹的疊加作用.在NCP 過程,由于壓應(yīng)力的作用,裂紋面之間發(fā)生局部剪切變形,即導(dǎo)致了局部塑性變形從而引起裂紋面表層的微結(jié)構(gòu)細(xì)化.

在提出NCP 模型的過程中[3],我們采用不同應(yīng)力比 (R=-1,-0.5,0.1,0.3)、不同疲勞斷裂周次 (105～108)、同一試樣斷裂面上下位置完全對應(yīng)的兩側(cè)斷裂面觀測等研究方案,從不同角度確認(rèn)了NCP 機(jī)理與模型符合超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)物理過程的客觀屬性.隨后,我們又通過一系列案例,證實(shí)了NCP機(jī)理與模型的正確性,包括中碳結(jié)構(gòu)鋼[21],等軸組織鈦合金 (R=-1～0.8)[8,22],雙態(tài)組織鈦合金 (R=-1～0.5)[10,23],變幅加載[13]等.

特別是,德國T.Beck 和M.Sander 兩個團(tuán)隊(duì)通過實(shí)驗(yàn)和計(jì)算的針對性研究,論述并證實(shí)了NCP機(jī)理與模型[24].他們采用一種馬氏體不銹鋼,恒幅循環(huán)加載,應(yīng)力比R=-1,-0.5,0.1,0.5,和一種高強(qiáng)結(jié)構(gòu)鋼,變幅加載,應(yīng)力比R=-1.結(jié)果表明在負(fù)應(yīng)力比條件下,超高周疲勞呈現(xiàn)具有微結(jié)構(gòu)細(xì)化和納米晶層的裂紋萌生特征區(qū);而在R=0.5,不存在FGA 特征;在R=0.1,部分局域存在FGA 特征.他們的計(jì)算結(jié)果 (圖8) 表明,萌生裂紋尖端裂紋面之間的接觸應(yīng)力隨應(yīng)力比的增大而變小:當(dāng)R=-1 和-0.8,接觸應(yīng)力與疲勞強(qiáng)度之比可達(dá)1.5 以上;此比例隨應(yīng)力比增大而變小;當(dāng)R=0.2 和0.5,此比值為0,即裂紋面之間不存在接觸應(yīng)力.他們的實(shí)驗(yàn)結(jié)果和數(shù)值分析證實(shí)了NCP 機(jī)理與模型.

圖8 裂紋萌生階段裂紋面最大接觸應(yīng)力分布隨裂紋長度和加載應(yīng)力比的變化[24]Fig.8 Variation of the maximum contact stress between crack surfaces in initiation stage with crack size and stress ratio[24]

2 超高周疲勞裂紋萌生機(jī)理與模型的若干問題

關(guān)于超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)本質(zhì)屬性及其機(jī)理和模型,有若干受關(guān)切的問題需要進(jìn)一步明確論述和回答.這些問題是:(1) 微結(jié)構(gòu)細(xì)化并演化為納米晶層的特征區(qū)是發(fā)生在裂紋形成之前或之后?(2) 特征區(qū)的形成與加載應(yīng)力比的關(guān)系? (3) 特征區(qū)納米晶層的厚度、連續(xù)性和微結(jié)構(gòu)細(xì)化程度? (4) 特征區(qū)的形成是否需要真空環(huán)境?

2.1 問題1:微結(jié)構(gòu)細(xì)化并演化為納米晶層的特征區(qū)是發(fā)生在裂紋形成之前或之后

原有的觀點(diǎn)和模型 (如文獻(xiàn)[25-26]) 認(rèn)為,超高周疲勞裂紋萌生區(qū)粗糙斷裂面的微結(jié)構(gòu)細(xì)化和納米晶層是完成于裂紋萌生和初始擴(kuò)展之前,即在萌生裂紋的缺陷周邊,先形成納米晶微結(jié)構(gòu),然后再發(fā)生裂紋萌生和初始擴(kuò)展.而NCP 機(jī)理與模型的觀點(diǎn)認(rèn)為,超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)斷裂面相對粗糙的微結(jié)構(gòu)細(xì)化和納米晶層是完成于裂紋萌生和初始擴(kuò)展之后[3].這可以通過同一材料在不同應(yīng)力比的超高周疲勞以及不同加載周次的情況來說明.如果微結(jié)構(gòu)細(xì)化并演化為納米晶層的特征區(qū)是發(fā)生在裂紋形成之前,那么,在不同應(yīng)力比下都應(yīng)發(fā)生類似的微結(jié)構(gòu)細(xì)化和納米晶化.然而,對于負(fù)應(yīng)力比 (如R=-1)的超高周疲勞,斷裂面出現(xiàn)明顯的包含納米晶層的特征區(qū)FGA 或RA,而對于正應(yīng)力比 (如R=0.5) 的超高周疲勞,斷裂面不出現(xiàn)微結(jié)構(gòu)細(xì)化的FGA 或RA 特征.對此,已經(jīng)在高強(qiáng)鋼[3]和鈦合金[10]的案例中得到了證實(shí).這里,再以一個新例子來說明.圖9是對一種馬氏體不銹鋼在R=-1 和R=0.5 的觀測結(jié)果[24],表明在R=-1 情況,裂紋萌生區(qū)有FGA 特征且為微結(jié)構(gòu)細(xì)化層 (圖9(a)和圖9(b));而在R=0.5 情況,裂紋萌生區(qū)不出現(xiàn)FGA 特征且剖面的微結(jié)構(gòu)未細(xì)化 (圖9(c)和圖9(d)).這再次證實(shí)了微結(jié)構(gòu)細(xì)化并演化為納米晶層的特征區(qū)是發(fā)生在裂紋形成之后.另一方面,有若干結(jié)果 (如文獻(xiàn)[3,24]) 表明,在高周疲勞范疇,特別是105周次量級,裂紋萌生區(qū)不存在FGA 特征.這說明僅靠裂尖的塑性變形不足以導(dǎo)致形成微結(jié)構(gòu)細(xì)化的納米晶層.需要說明:裂尖塑性變形有可能使裂尖塑性區(qū)局部材料發(fā)生塑性變形并引起一定程度的微結(jié)構(gòu)細(xì)化,為后續(xù)由于裂紋面相互作用形成納米晶層提供先期的材料狀態(tài),但僅靠裂尖塑性區(qū)的過程不足以形成納米晶層.

圖9 一種馬氏體不銹鋼超高周疲勞裂紋萌生區(qū)[24]:(a) σa=530 MPa,Nf=2.68 × 107,R=-1,(b) 圖(a)小方條位置的特征區(qū)剖面微結(jié)構(gòu)細(xì)化的納米晶層,(c) σa=264 MPa,Nf=5.42 × 108,R=0.5,(d) 圖(c)小方條位置的裂紋萌生區(qū)剖面微結(jié)構(gòu)未細(xì)化Fig.9 VHCF crack initiation region of a martensitic stainless steel[24]:(a) σa=530 MPa,Nf=2.68 × 107,R=-1,(b) profile section of rectangular bar in (a) showing characteristic region of nanograin layer,(c) σa=264 MPa,Nf=5.42 × 108,R=0.5,(d) profile section of rectangular bar in (c) showing no evidence of microstructure refinement in crack initiation region

2.2 問題2:特征區(qū)的形成與加載應(yīng)力比的關(guān)系

NCP 機(jī)理與模型的觀點(diǎn)認(rèn)為,對于負(fù)應(yīng)力比情況的超高周疲勞,如R=-1 或-0.5,裂紋萌生區(qū)斷裂面形成微結(jié)構(gòu)細(xì)化的特征區(qū)具有高可能性;對于正應(yīng)力比情況的超高周疲勞,如R=0.3 或0.5,裂紋萌生區(qū)斷裂面形成微結(jié)構(gòu)細(xì)化的特征區(qū)具有低可能性.進(jìn)一步考察應(yīng)力比在0 附近情況的超高周疲勞,如R=-0.1 或0 或0.1,總的來說,當(dāng)應(yīng)力比在0 附近,裂紋萌生區(qū)斷裂面微結(jié)構(gòu)細(xì)化的特征區(qū)有可能在局部位置出現(xiàn),也可能不存在,這里用3 個實(shí)例來闡釋.圖10 是第1 個例子,當(dāng)R=0.1,超高周疲勞裂紋萌生區(qū)存在局部的微結(jié)構(gòu)細(xì)化層[24].圖11 是第2 個例子,顯示新近關(guān)于增材鈦合金的結(jié)果,表明當(dāng)R=0.1,超高周疲勞裂紋萌生區(qū)存在局部的納米晶層[27].圖12 和圖13 是第3 個例子,顯示關(guān)于鈦合金的結(jié)果[22],表明當(dāng)R=0,超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)即RA 區(qū)的微結(jié)構(gòu)并未被細(xì)化為納米晶層.總之,當(dāng)應(yīng)力比在0 附近,有可能出現(xiàn)具有微結(jié)構(gòu)細(xì)化的FGA或RA,也有可能不出現(xiàn)這種特征.

圖10 (a) 一種馬氏體不銹鋼超高周疲勞 (σa=388 MPa,Nf=1.92 ×109,R=0.1) 裂紋萌生區(qū)斷面形貌[24],(b) 圖(a)小方條剖面的局部位置呈現(xiàn)微結(jié)構(gòu)細(xì)化的納米晶層Fig.10 (a) VHCF crack initiation region of a martensitic stainless steel(σa=388 MPa,Nf=1.92 × 109,R=0.1)[24] and (b) profile section of rectangular bar in (a) showing nanograin layer in localized domain

圖11 (a) 一種增材鈦合金超高周疲勞裂紋萌生區(qū)斷裂面特征[27],(b) 圖(a)小方條剖面的局部位置呈現(xiàn)微結(jié)構(gòu)細(xì)化的納米晶層Fig.11 (a) Fracture surface morphology of VHCF crack initiation region for an additively made titanium alloy[27] and (b) profile section of rectangular bar in (a) showing nanograin layer in localized domain

圖12 一種鈦合金在R=0 超高周疲勞裂紋萌生區(qū)斷裂面形貌(σa=207 MPa,Nf=8.633 × 108)[22]Fig.12 Fracture surface morphology of VHCF crack initiation region at R=0 for a titanium alloy (σa=207 MPa,Nf=8.633 × 108)[22]

圖13 (a) 圖12 中B1 處截取透射電鏡樣品顯示的剖面特征,(b-e) 選區(qū)電子衍射斑圖為孤立衍射點(diǎn),表明微結(jié)構(gòu)未細(xì)化[22],電子衍射直徑200 nmFig.13 (a) TEM image of profile sample from location B1 shown in Fig.12 and (b-e) isolated spots of selective electron area diffraction(SAD) indicating no evidence of microstructure refinement[22],SAD diameter 200 nm

應(yīng)力比在0 附近的超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的形態(tài)同理可得到NCP 原理的解釋.即當(dāng)應(yīng)力比在0 附近,外加循環(huán)壓應(yīng)力導(dǎo)致的裂紋面相互作用不明顯,若有其他擾動因素,如裂紋閉合作用、微結(jié)構(gòu)相變引起的體積膨脹等,有可能造成在裂紋萌生區(qū)局部位置出現(xiàn)裂紋面的相互接觸和擠壓,從而導(dǎo)致局部位置的微結(jié)構(gòu)細(xì)化并形成局域納米晶層.

2.3 問題3:特征區(qū)納米晶層的厚度、連續(xù)性和微結(jié)構(gòu)細(xì)化程度

超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)微結(jié)構(gòu)細(xì)化的表層可以是連續(xù),也可以不連續(xù),且不同局部的厚度可以不一樣,這與材料類型不同和循環(huán)加載程度不同使得裂紋面相互作用程度各異有關(guān).文獻(xiàn)[28]對兩種高強(qiáng)鋼和兩種鈦合金超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)微結(jié)構(gòu)細(xì)化程度和納米晶尺度及分布開展了系統(tǒng)研究,結(jié)果如圖14～圖16 所示.

圖14(a) 是高強(qiáng)鋼超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的納米晶尺度結(jié)果[28],圖中A1 和B1 是R=-1 加載情況,B2 是R=-0.5 加載情況,前者的平均晶粒尺度為51 nm,后者為73 nm.這與此前對R=-1 測得平均晶粒尺度48 nm 的結(jié)果[3]基本一致.注意到R=-1 加載情況比R=-0.5 加載情況微結(jié)構(gòu)細(xì)化的程度更顯著,平均晶粒尺度更小.這可以得到NCP 機(jī)理的解釋,因?yàn)镽=-1 加載情況比R=-0.5 加載情況導(dǎo)致的裂紋面相互接觸和擠壓更顯著.

圖14(b) 是雙態(tài)組織鈦合金的結(jié)果[28],平均晶粒尺度為105.5 nm.圖14(c) 是等軸組織鈦合金的結(jié)果[28],平均晶粒尺度為59.5 nm.顯示出等軸組織鈦合金相對于雙態(tài)組織鈦合金在超高周疲勞裂紋萌生過程微結(jié)構(gòu)細(xì)化程度更顯著,平均晶粒尺度更小.

圖14 超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)納米晶層晶粒尺度分布[28]:(a) 高強(qiáng)鋼A1 (R=-1,σa=775 MPa,Nf=2.40 × 107),B1 (R=-1,σa=989 MPa,Nf=1.11 × 108),B2 (R=-0.5,σa=633 MPa,Nf=4.81 × 108),(b) 雙態(tài)組織鈦合金D1 (R=-1,σa=550 MPa,Nf=4.52 × 107),D2 (R=-1,σa=450 MPa,Nf=1.79 × 109),(c) 等軸組織鈦合金E1 (R=-1,σa=444 MPa,Nf=1.06 × 108),E2 (R=-1,σa=434 MPa,Nf=4.51 × 108)Fig.14 Grain size distribution of nanograin layer in crack initiation characteristic region of VHCF[28],(a) high-strength steels,A1 (R=-1,σa=775 MPa,Nf=2.40 × 107),B1 (R=-1,σa=989 MPa,Nf=1.11 ×108),B2 (R=-0.5,σa=633 MPa,Nf=4.81 × 108),(b) titanium alloys with duplex microstructure,D1 (R=-1,σa=550 MPa,Nf=4.52 × 107),D2 (R=-1,σa=450 MPa,Nf=1.79 × 109),(c) titanium alloys with equiaxed microstructure,E1 (R=-1,σa=444 MPa,Nf=1.06 × 108),E2(R=-1,σa=434 MPa,Nf=4.51 × 108)

圖15 顯示高強(qiáng)鋼和鈦合金超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)納米晶層厚度隨離開裂紋源的變化[28].對于高強(qiáng)鋼 (圖15(a)),B1 和B2 樣品顯示納米晶層厚度略有變小的趨勢,A1 樣品顯示該厚度先增大然后變小.對于鈦合金 (圖15(b)),厚度有波動,但沒有變小的趨勢.當(dāng)然,圖15 的結(jié)果是特征區(qū)萌生初期的部分,即非?？拷鸭y源的范圍.總體上,在這一范圍,納米晶層厚度變化不顯著.

圖15 超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)納米晶層厚度隨離開裂紋源的變化[28]:(a) 高強(qiáng)鋼,(b) 鈦合金Fig.15 Variations of nanograin layer thickness of VHCF crack initiation characteristic region with the distance away from crack origin [28]:(a) high-strength steels and (b) titanium alloys

借助選區(qū)電子衍射斑圖的屬性進(jìn)一步分析納米晶尺度的變化.對于如圖16 的衍射斑圖[29],如果晶粒足夠小、足夠多,衍射斑圖將是連續(xù)環(huán) (圖16(b)).一般地,對于晶粒相對小、數(shù)量相對多的情況,衍射環(huán)趨于連續(xù);反之,晶粒相對大,數(shù)量相對少的情況,衍射環(huán)趨于斷續(xù) (圖16(a));極端情況是檢測區(qū)域只有一個晶粒,衍射斑圖為規(guī)則的孤立分布的斑點(diǎn),如圖13 的例子.由此定義無量綱晶粒尺度d*來描述超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)晶粒尺度的大小和分布[28]

圖16 (a) SAD 斷續(xù)衍射環(huán),(b) SAD 連續(xù)衍射環(huán),表明(a)對應(yīng)的微結(jié)構(gòu)晶粒尺度大于(b)對應(yīng)的微結(jié)構(gòu)晶粒尺度[29]Fig.16 (a) Discrete diffraction rings of SAD and (b) continuous diffraction rings of SAD,indicating grain size related with (a) larger than that related with (b)[29]

這里,l是不連續(xù)衍射環(huán)的總長度,l0是連續(xù)衍射環(huán)的周長.可見,d*數(shù)值越大,對應(yīng)的晶粒尺度越小.

圖17 是由d*數(shù)值表示的高強(qiáng)鋼和鈦合金超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)晶粒尺度的大小和分布[28].圖17(a) 顯示高強(qiáng)鋼在靠近裂紋起源處的晶粒細(xì)化程度最顯著,晶粒尺度最小;隨離開裂紋源,晶粒尺度逐漸增大.圖17(b) 顯示鈦合金微結(jié)構(gòu)細(xì)化的程度隨離開裂紋面而逐漸弱化.很有意思的是,在裂紋萌生區(qū)范圍內(nèi),鈦合金隨離開裂紋源,晶粒細(xì)化的程度基本無變化,如圖17(c) 所示.

圖17 無量綱晶粒尺度 d* 描述超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的晶粒尺度變化[28]:(a) 高強(qiáng)鋼 d* 沿裂紋發(fā)展路徑的變化,(b) 鈦合金 d* 沿裂紋面深度的變化,(c) 鈦合金 d* 沿裂紋發(fā)展路徑的變化Fig.17 Distribution of normalized quantity d* describing the variation of grain size in VHCF crack initiation characteristic region[28]:(a) d*versus crack growth path for high-strength steels,(b) d* versus crack depth for titanium alloys and (c) d* versus crack growth path for titanium alloys

總體上,上述關(guān)于高強(qiáng)鋼和鈦合金超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)納米晶層厚度和晶粒尺度隨離開裂紋源和離開裂紋面的變化趨勢可以得到NCP 機(jī)理與模型的合理解釋.

2.4 問題4:特征區(qū)的形成是否需要真空環(huán)境

原有的觀點(diǎn)[15,30]認(rèn)為,對于超高周疲勞,內(nèi)部裂紋萌生處斷裂面相對粗糙的FGA 或RA 是在材料 (試樣)內(nèi)部真空環(huán)境下形成的;或者說,真空環(huán)境是形成FGA 或RA 的必要因素.而新近的結(jié)果[22]揭示,真空環(huán)境不是形成斷裂面相對粗糙的特征區(qū)的必要條件,非真空環(huán)境也可以形成斷裂面相對粗糙的特征區(qū).

圖18 是一種鈦合金在R=-1 的超高周疲勞裂紋萌生區(qū)斷裂面形態(tài),顯示裂紋萌生于表面,然后向亞表面發(fā)展,形成了近似為半圓的裂紋萌生區(qū)形態(tài)[22].該萌生區(qū)具有表面粗糙的RA 特征,即RA1 和RA2.采用聚焦離子束 (FIB) 方法,對圖18 中RA1 的A1 位置截取透射電鏡 (TEM) 樣品,觀察結(jié)果 (圖19)表明裂紋面表層為微結(jié)構(gòu)細(xì)化的納米晶層[22].

在若干試樣中觀察到這一現(xiàn)象,即表面起源的裂紋萌生區(qū)具有FGA 或RA 特征,在負(fù)應(yīng)力比情況下是微結(jié)構(gòu)細(xì)化的納米晶層.圖18 包括圖19 是其中一個例子.這一結(jié)果表明,真空環(huán)境可以形成斷裂面相對粗糙的特征區(qū),非真空環(huán)境也可以形成如此特征區(qū),即FGA 或RA.也就是說,超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的形成過程不依賴于材料 (試樣) 所處的環(huán)境.正如NCP 機(jī)理與模型的兩個基本條件所強(qiáng)調(diào)的:超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的形成過程取決于裂紋面之間足夠的相互作用而與環(huán)境無關(guān).

圖18 一種鈦合金超高周疲勞裂紋萌生區(qū)斷裂面形貌 (R=-1,σa=444 MPa,Nf=1.508 × 108),圖中小方條為剖面樣品截取位置[22]Fig.18 Fracture surface morphology of VHCF crack initiation region for a titanium alloy (R=-1,σa=444 MPa,Nf=1.508 × 108),rectangular bar being location for profile sampling[22]

圖19 (a) 圖18 中A1 位置剖面樣品的透射電鏡圖像,(b-e) 選區(qū)電子衍射斑圖顯示RA 區(qū)表層為納米晶,(f,g) SAD 斑圖顯示離開斷裂面為粗晶微結(jié)構(gòu)[22],SAD 直徑170 nmFig.19 (a) TEM image of sample A1 shown in Fig.18 (R=-1,σa=444 MPa,Nf=1.508 × 108),(b-e) SAD pattern showing nanograins in fracture surface layer and (f,g) SAD pattern showing coarse grain microstructure away from fracture surface[22],SAD diameter 170 nm

3 不同高強(qiáng)合金和不同加載方式的特征區(qū)形態(tài)

在揭示超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)FGA 的裂紋雙面是納米晶層并提出NCP 模型的過程,所針對的材料對象是高碳高強(qiáng)鋼,且循環(huán)載荷為常幅[3].而后,在馬氏體不銹鋼[24,31]、奧氏體-鐵素體不銹鋼[31]、中碳結(jié)構(gòu)鋼[21,24]、鈦合金[8,10,22-23]、增材制造鈦合金[27,32]以及在變幅循環(huán)加載[13,24]等情況,都觀察到負(fù)應(yīng)力比情況下裂紋萌生特征區(qū)FGA 或RA 是納米晶層,表明裂紋萌生特征區(qū)的基本形態(tài)和NCP 機(jī)理與模型具有普適性.以下簡述這方面的新結(jié)果.

3.1 結(jié)構(gòu)鋼和變幅加載的情況

圖20 是一種中碳結(jié)構(gòu)鋼超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)掃描電鏡圖像[21],顯示108周次 (圖20(b))比107周次 (圖20(a)) 具有更大、更顯著的FGA 區(qū)域.這可以由NCP 機(jī)理與模型得到解釋,即更多周次的裂紋面之間的擠壓作用導(dǎo)致更為顯著的FGA區(qū)域.圖21 是圖20(b) 裂紋萌生區(qū)小方條位置截取的FIB 樣品的TEM 圖像及其SAD 斑圖[21],顯示裂紋面表層為納米晶層,遠(yuǎn)離裂紋面為原始粗晶,表明中碳結(jié)構(gòu)鋼具有斷裂面粗糙形貌的超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)且為納米晶層.

圖20 一種結(jié)構(gòu)鋼 R=-1 超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)SEM 圖像[21]:(a) σmax=900 MPa,Nf=2.1 × 107,(b) σmax=825 MPa,Nf=1.6 × 108Fig.20 SEM image of VHCF crack initiation characteristic region at R=-1 for a structural steel[21]:(a) σmax=900 MPa,Nf=2.1 × 107 and(b) σmax=825 MPa,Nf=1.6 × 108

圖21 圖20(b) 中裂紋萌生區(qū)小方條位置截取樣品的TEM 圖像及SAD 斑圖[21],SAD 直徑200 nmFig.21 TEM image of the sample at the location of rectangular bar shown in Fig 20(b) and related SAD patterns[21],SAD diameter 200 nm

圖22(a) 是一種高碳高強(qiáng)鋼變幅循環(huán)加載超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的SEM 圖像,清晰顯示典型的FGA 形貌.對萌生區(qū)截取的FIB 樣品的TEM 圖像 (圖22(b))及其SAD 斑圖 (圖22(c)～圖22(e)) 顯示FGA 是納米晶層[13].表明變幅循環(huán)加載超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)同樣為納米晶層.也就是說,超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的存在與常幅循環(huán)加載或變幅循環(huán)加載無關(guān).

圖22 (a) 一種高強(qiáng)鋼變幅循環(huán)加載超高周疲勞 (R=-1,σHM=950 MPa,σLM=750 MPa,Nf=1.6 × 107,nH=1 × 104,nL=5 × 105) 裂紋萌生區(qū)SEM 圖像,(b) 圖(a)小方條位置截取樣品的TEM 圖像,(c,d) 緊靠裂紋面位置SAD 斷續(xù)環(huán)意指納米晶,(e) 離開裂紋面位置SAD 孤立斑點(diǎn)意指微結(jié)構(gòu)未細(xì)化[13],SAD 直徑280 nmFig.22 (a) SEM image of VHCF crack initiation characteristic region for a high-strength steel under variable amplitude loading (R=-1,σHM=950 MPa,σLM=750 MPa,Nf=1.6 × 107,nH=1 × 104,nL=5 ×105),(b) TEM image of the sample from the location of dashed rectangle in (a),(c,d) discontinuous diffraction rings of SAD at the location just underneath fracture surface indicating nanograins and (e) SAD pattern of isolated spots away from fracture surface indicating no evidence of microstructure refinement[13],SAD diameter 280 nm

3.2 鈦合金超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)

這里所說的是指常規(guī)鑄造的鈦合金,其微結(jié)構(gòu)和內(nèi)部缺陷的特點(diǎn)與高強(qiáng)鋼迥異.高強(qiáng)鋼的特點(diǎn)之一是含有不同類型的非金屬夾雜物,這些夾雜物往往成為超高周疲勞裂紋內(nèi)部萌生的起源點(diǎn).對于鈦合金 (如Ti-6Al-4V),其微結(jié)構(gòu)包含hcp 晶體結(jié)構(gòu)的α相和bcc 晶體結(jié)構(gòu)的β相;這兩種相的比例和形狀決定了鈦合金的微結(jié)構(gòu)類型.更重要的是,鈦合金基本不含非金屬夾雜物和孔洞缺陷;其α相的脆性傾向明顯,超高周疲勞裂紋往往以α相解理并呈現(xiàn)facet (小平面) 的方式起源.

圖23 和圖24 是一種鈦合金R=-1 超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的觀測圖像[10],其中,RA 特征明顯,微結(jié)構(gòu)形貌和SAD 斑圖表明該斷裂面表層為納米晶層.值得注意的是,圖23 截取位置局域正好是等軸α相微結(jié)構(gòu),圖24 截取位置局域正好是α相和β相的片層微結(jié)構(gòu),二者RA 區(qū)微結(jié)構(gòu)均為納米晶層,表明不同微結(jié)構(gòu)都可形成具有納米晶層的裂紋萌生特征區(qū),這一過程與材料初始微結(jié)構(gòu)無關(guān).

圖23 一種鈦合金超高周疲勞 (R=-1,σa=550 MPa,Nf=4.52 × 107)裂紋萌生特征區(qū)圖像[10],斷裂面表層原始組織為等軸α 相,SAD 直徑250 nmFig.23 Morphology of VHCF crack initiation characteristic region of a titanium alloy (R=-1,σa=550 MPa,Nf=4.52 × 107)[10],original microstructure of equiaxed α phase at fracture surface layer,SAD diameter 250 nm

圖24 一種鈦合金超高周疲勞 (R=-1,σa=450 MPa,Nf=1.79 × 109)裂紋萌生特征區(qū)圖像[10],斷裂面表層原始組織為片層形態(tài),SAD 直徑250 nmFig.24 Morphology of VHCF crack initiation characteristic region of a titanium alloy (R=-1,σa=450 MPa,Nf=1.79 × 109)[10],original lamellar microstructure at fracture surface layer,SAD diameter 250 nm

圖25 是雙態(tài)組織鈦合金R=-1 超高周疲勞的另一例子[23],在裂紋萌生區(qū)局域截取的FIB 樣品的TEM 圖像 (圖25(b)和圖25(c)) 顯示裂紋萌生特征區(qū)為微結(jié)構(gòu)細(xì)化的納米晶層.

圖25 一種雙態(tài)組織鈦合金超高周疲勞 (R=-1,σa=400 MPa,Nf=2.84 × 108) 裂紋萌生特征區(qū)形貌[23]:(a)裂紋萌生區(qū)斷裂面SEM 圖像,(b) 圖(a)中01 位置截取FIB 樣品的TEM 圖像,(c) 圖(a)中02 位置截取FIB 樣品的TEM 圖像Fig.25 Morphology of VHCF crack initiation characteristic region of a bimodal titanium alloy (R=-1,σa=400 MPa,Nf=2.84 × 108)[23]:(a)SEM image of facture surface of crack initiation region,(b) TEM image of FIB sample at 01 location in (a) and (c) TEM image of FIB sample at 02 location in (a)

圖26 是一種鈦合金R=0.5 超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)圖像[10].盡管是正應(yīng)力比加載,裂紋萌生區(qū)斷面仍呈現(xiàn)RA 特征 (圖26(a)).但剖面TEM 圖像(圖26(b)) 顯示裂紋面表層的微結(jié)構(gòu)無細(xì)化跡象;對應(yīng)的SAD 斑圖 (圖26(c)和圖26(d)) 為規(guī)則的孤立斑點(diǎn),表明斷裂面表層的微結(jié)構(gòu)確實(shí)未發(fā)生細(xì)化,仍為原始的粗晶形態(tài).

圖26 一種鈦合金超高周疲勞 (R=0.5,σa=240 MPa,Nf=4.30 ×107) 裂紋萌生特征區(qū)圖像[10]:(a) 裂紋萌生區(qū)斷裂面SEM 圖像,虛線環(huán)為RA 區(qū),(b) 圖(a)中小方條位置FIB 樣品的剖面TEM 圖像,(c,d) SAD 斑圖,SAD 直徑250 nmFig.26 Morphology of VHCF crack initiation characteristic region of a titanium alloy (R=0.5,σa=240 MPa,Nf=4.30 × 107)[10]:(a) SEM image of fracture surface of crack initiation region,dashed loop being RA region,(b) TEM image of FIB sample from the location of the rectangle in (a) and (c,d) SAD pattern,SAD diameter 250 nm

圖27 是一種鈦合金R=0.1 超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)SEM 圖像[33],裂紋萌生區(qū)同樣具有RA 特征 (圖27(a)).高倍觀察 (圖27(b)) 顯示該裂紋萌生特征區(qū)由α相解理匯合而成,并呈現(xiàn)facet (小平面)形貌,斷面表層的微結(jié)構(gòu)無細(xì)化跡象.

圖27 一種鈦合金超高周疲勞 (R=0.1,σa=350 MPa,Nf=2.03 ×107) 裂紋萌生特征區(qū)圖像[33]Fig.27 Morphology of VHCF crack initiation characteristic region of a titanium alloy (R=0.1,σa=350 MPa,Nf=2.03 × 107)[33]

顯然,鈦合金超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)形貌非常典型,無論是負(fù)應(yīng)力比 (圖23～圖25) 或正應(yīng)力比 (圖26 和圖27),裂紋在材料 (試樣) 內(nèi)部或亞表面起源,均呈現(xiàn)RA 特征.如此形貌與高強(qiáng)鋼的情形不同:高強(qiáng)鋼在正應(yīng)力比情況,超高周疲勞裂紋內(nèi)部萌生往往未見FGA 特征.這與高強(qiáng)鋼超高周疲勞內(nèi)部裂紋起源于夾雜物,而鈦合金內(nèi)部裂紋起源于基體α相有關(guān).對于負(fù)應(yīng)力比情況,鈦合金超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)RA 為納米晶層;對于正應(yīng)力比情況,仍可見超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)RA,但其微結(jié)構(gòu)未細(xì)化.同樣,鈦合金超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)RA 具有特征參量ΔKRA,其在不同應(yīng)力比情況下的特征區(qū)行為更為顯著.對此,NCP 機(jī)理與模型可以很好解釋鈦合金超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)行為.

3.3 增材鈦合金超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)

近年,工程實(shí)際中越來越多地采用增材方法(即3D 打印方法) 制備合金材料結(jié)構(gòu)與部件以適應(yīng)多種特殊工況的需求.增材鈦合金是一種典型的增材合金材料,已經(jīng)應(yīng)用于醫(yī)療器械、汽車部件、航空航天等領(lǐng)域.由于增材制造過程的因素,增材合金材料具有3 個基本特點(diǎn):(1) 繁多的內(nèi)部和表面缺陷;(2) 相對細(xì)化的微結(jié)構(gòu)且不均勻 (各向異性);(3) 顯著的殘余應(yīng)力.特別是,增材合金材料所包含的缺陷在超高周疲勞損傷中起到作為裂紋源的作用.

如前所述,高強(qiáng)鋼不可避免含有非金屬夾雜物,其超高周疲勞內(nèi)部裂紋萌生往往起源于大顆粒夾雜物,所形成的斷裂面呈現(xiàn)粗糙的FGA 形貌 (圖28).而對于常規(guī)鑄造的鈦合金,微結(jié)構(gòu)基本不含夾雜物類型的缺陷,其超高周疲勞內(nèi)部裂紋萌生主要起源于α相解理,斷裂面呈現(xiàn)粗糙的RA 形貌 (圖29(a)和圖29(b)).鑄造鈦合金和高強(qiáng)鋼二者的裂紋萌生特點(diǎn)與形態(tài)截然不同.而對于增材鈦合金,由于增材制造的特點(diǎn),其不可避免地含有未熔合缺陷或孔洞缺陷.這些缺陷往往成為超高周疲勞內(nèi)部裂紋萌生的發(fā)源地,使得裂紋萌生區(qū)RA 具有缺陷周邊細(xì)顆粒形貌的粗糙斷裂面 (圖29(c)和圖29(d)).如此形貌與高強(qiáng)鋼的FGA 形貌 (圖28) 非常相似.這是增材鈦合金超高周疲勞裂紋萌生區(qū)的一個重要特點(diǎn).

圖28 (a) 高強(qiáng)鋼 (GCr15) 試樣超高周疲勞 (R=-1,σmax=890 MPa,Nf=2.97 × 108) 斷裂面整體形貌,(b) 圖(a)中裂紋萌生區(qū)局部放大[34]Fig.28 (a) Whole morphology of VHCF fracture surface of a highstrength steel (GCr15) specimen (R=-1,σmax=890 MPa,Nf=2.97 ×108) and (b) enlargement of crack initiation region in (a)[34]

圖29 (a) 常規(guī)鑄造鈦合金試樣超高周疲勞 (σa=400 MPa,Nf=2.84 × 108,R=-1) 斷裂面整體形貌[23],(b) 圖(a)中裂紋萌生區(qū)局部放大,(c) 增材鈦合金試樣超高周疲勞 (R=-1,σa=233 MPa,Nf=6.59 × 108) 斷裂面形貌[32],(d) 圖(c)中裂紋萌生區(qū)局部放大Fig.29 Whole morphology of VHCF fracture surface of a conventionally made titanium alloy specimen (σa=400 MPa,Nf=2.84 ×108,R=-1)[23],(b) enlargement of crack initiation region in (a),(c)whole morphology of VHCF fracture surface of an additively made titanium alloy specimen (R=-1,σa=233 MPa,Nf=6.59 × 108)[32] and(d) enlargement of crack initiation region in (c)

通過FIB 方法截取裂紋萌生特征區(qū)的剖面樣品,即圖29(d) 的P2 位置,用TEM 及其SAD 深入觀測增材鈦合金超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的微結(jié)構(gòu);此外,在特征區(qū)RA 之外的P3 位置截取剖面樣品,進(jìn)行對比觀測.圖30(a) 是P2 樣品的TEM 圖像,顯示具有厚度為500 nm 至1400 nm 的微結(jié)構(gòu)細(xì)化層,相應(yīng)的SAD 斑圖 (圖30(g)和圖30(h)) 為斷續(xù)衍射環(huán),表明該微結(jié)構(gòu)為納米晶層.圖30(b) 是P3 的TEM 圖像,顯示微結(jié)構(gòu)無細(xì)化形貌,相應(yīng)的SAD斑圖 (圖30(k)和圖30(l)) 為孤立衍射斑點(diǎn),表明該微結(jié)構(gòu)為單晶.也就是說,裂紋萌生特征區(qū)RA 是納米晶層,RA 之外是微結(jié)構(gòu)未細(xì)化的原始粗晶.

圖30 (a) 圖29(d) P2 位置截取樣品的TEM 圖像,圖中g(shù) 和h 處的SAD 斷續(xù)衍射環(huán)意指納米晶層[32];(b) 圖29(d) P3 位置截取樣品的TEM 圖像,圖中k 和l 處 SAD 孤立衍射斑點(diǎn)意指微結(jié)構(gòu)未細(xì)化[32],SAD 直徑200 nmFig.30 (a) TEM image of the sample at P2 location shown in Fig.29(d),SAD patterns of discrete rings at g and h indicating nanograin layer[32] and (b) TEM image of the sample at P3 location shown in Fig.29(d),SAD patterns of isolated spots at k and l indicating no evidence of microstructure refinement[32],SAD diameter 200 nm

同時,對正應(yīng)力比的情況進(jìn)行了對比觀測.圖31 是增材鈦合金R=0.5 的超高周疲勞斷裂面形態(tài).可見裂紋萌生于試樣內(nèi)部,起源處為一孔洞缺陷,裂紋源周邊為部分小刻面和部分微結(jié)構(gòu)斷裂面.分別在小刻面位置 (圖31(c),P4) 和微結(jié)構(gòu)位置 (圖31(c),P5) 截取FIB 樣品進(jìn)行剖面觀測.圖32(a) 是P4 樣品的TEM 圖像;圖32(b) 是P5 樣品的TEM 圖像;二者的微結(jié)構(gòu)均無細(xì)化跡象.對應(yīng)的SAD 斑圖(圖32(g)～圖32(h)、圖32(k)～圖32(l)) 均是孤立衍射斑點(diǎn),表明該微結(jié)構(gòu)為單晶.

圖31 增材鈦合金試樣R=0.5 超高周疲勞 (σa=90 MPa,Nf=1.26 ×108) 裂紋內(nèi)部萌生斷裂面形貌[32]:(a) 斷裂面整體形貌,(b) 裂紋萌生區(qū)形貌,(c) 萌生區(qū)高倍圖像,其中P4 為在小刻面截取FIB 樣品位置,P5 為在微結(jié)構(gòu)截取FIB 樣品位置Fig.31 Fracture surface morphology of internal crack initiation for an additively made titanium alloy specimen experienced VHCF (R=0.5,σa=90 MPa,Nf=1.26 × 108)[32]:(a) whole fracture surface morphology,(b) crack initiation region morphology and (c) enlargement of crack initiation region,P4 being the facet location for FIB sampling and P5 being the location outside facet for FIB sampling

圖32 增材鈦合金R=0.5 超高周疲勞 (σa=90 MPa,Nf=1.26 × 108)裂紋萌生區(qū)微結(jié)構(gòu)形貌[32]:(a) 圖31(c) P4 位置截取樣品的TEM 圖像,圖中g(shù) 和h 處的SAD 孤立衍射斑點(diǎn)意指微結(jié)構(gòu)未細(xì)化;(b)圖31(c) P5 位置截取樣品的TEM 圖像,圖中k 和l 處的SAD 孤立衍射斑點(diǎn)意指微結(jié)構(gòu)未細(xì)化,SAD 直徑200 nmFig.32 Morphology of VHCF crack initiation region of an additively made titanium alloy for R=0.5 (σa=90 MPa,Nf=1.26 × 108)[32]:(a)TEM image of the sample at P4 location shown in Fig.31(c),SAD patterns of isolated spots at g and h indicating no evidence of microstructure refinement and (b) TEM image of the sample at P5 location shown in Fig.31(c),SAD patterns of isolated spots at k and l indicating no evidence of microstructure refinement,SAD diameter 200 nm

增材鈦合金由于含有未熔合缺陷和孔洞缺陷,如此形態(tài)與高強(qiáng)鋼相似,其超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的細(xì)顆粒區(qū)特征與高強(qiáng)鋼的情形相似,表明缺陷在超高周疲勞裂紋萌生及形成特征區(qū)過程的關(guān)鍵作用.同樣,對于負(fù)應(yīng)力比情況,RA 是納米晶層;對于正應(yīng)力比情況,RA 仍是原始粗晶微結(jié)構(gòu).NCP 機(jī)理與模型可以很好解釋增材鈦合金超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的這些行為.

4 裂紋萌生特征區(qū)概念和NCP 模型的啟示

裂紋萌生特征區(qū)概念和NCP 模型揭示了高強(qiáng)合金超高周疲勞裂紋萌生的過程與機(jī)理,同時可以從裂紋萌生特征區(qū)概念和NCP 模型得到若干啟示,包括超高周疲勞壽命的評估與預(yù)測,提高增材合金材料超高周疲勞特性的途徑,利用NCP 過程制備納米晶薄層材料的可能性.本節(jié)將簡述這些啟示.

4.1 疲勞性能評估與預(yù)測

如1.1 節(jié)所述,超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)FGA或RA 消耗的疲勞周次占據(jù)總疲勞壽命的95%以上.因此,可以用裂紋萌生特征區(qū)消耗的疲勞周次來評估和預(yù)測疲勞壽命,基本思路是考慮FGA 區(qū)域內(nèi)每一周次的等效裂紋增長長度與裂紋尖端塑性區(qū)尺寸成比例[35].

同樣采用1.1 節(jié)顯示的平面應(yīng)變I 型裂紋裂尖塑性區(qū)尺度rp與應(yīng)力強(qiáng)度因子幅 ΔK的關(guān)系式[11]

式中,υ是泊松比,σy是屈服強(qiáng)度.

借助Murakami 等[20]給出的表面或內(nèi)部缺陷萌生裂紋的應(yīng)力強(qiáng)度因子最大值KImax表達(dá)式.對于表面缺陷

其中,σ0是最大拉伸應(yīng)力,areas是表面缺陷在垂直于拉應(yīng)力平面的投影面積.對于內(nèi)部缺陷

其中,areai是內(nèi)部缺陷在垂直于拉應(yīng)力平面的投影面積.實(shí)際上,可以理解為等效裂紋尺度a.聯(lián)系式(1)、式(10)和式(11),平面應(yīng)變I 型裂紋裂尖塑性區(qū)尺度rp可寫為

假定裂紋萌生特征區(qū)FGA 內(nèi)每一周次的等效裂紋增長長度與裂紋尖端的塑性區(qū)尺寸成比例[35]

式中 β 為與材料相關(guān)的參數(shù).進(jìn)一步分析,可以寫出裂紋萌生特征區(qū)FGA 所消耗的載荷周次NFGA的表達(dá)式[35]

式中 β′為與材料相關(guān)的參數(shù).從而,可整理得到評估或預(yù)測超高周疲勞壽命的關(guān)系式[35]

4.2 提高增材鈦合金超高周疲勞特性的途徑

裂紋萌生特征區(qū)的概念和NCP 模型認(rèn)為,合金材料超高周疲勞行為與材料中的缺陷有密切的關(guān)系:缺陷尺寸越小、數(shù)量越少,超高周疲勞性能越好.如3.3 節(jié)所述,由于增材制造的特點(diǎn),增材鈦合金不可避免包含繁多的內(nèi)部和表面缺陷.一般地,缺陷越多、尺寸越大,超高周疲勞特性將越差.如果能減少缺陷的數(shù)量和減小缺陷的尺寸,將可顯著提高疲勞性能,特別是超高周疲勞特性.對此,我們采用正交實(shí)驗(yàn)方法,獲得了增材制備工藝參數(shù)與材料孔隙率的關(guān)系[36].材料孔隙率 (即缺陷) 直接影響疲勞性能,特別是超高周疲勞特性.通過優(yōu)化的增材工藝參數(shù)組合,有可能使增材制備的合金材料含有相對小的孔隙率從而使其具有更優(yōu)越的超高周疲勞抗力.

該項(xiàng)研究[36]共10 組試樣,其中9 組是正交實(shí)驗(yàn)組,第10 組是優(yōu)化組.圖33(a)給出了10 組試樣107周次對應(yīng)的疲勞強(qiáng)度 (σw7) 和108周次對應(yīng)的疲勞強(qiáng)度 (σw8) 與孔隙率的關(guān)系,可見疲勞強(qiáng)度隨孔隙率升高而顯著降低.參數(shù)優(yōu)化的第10 組 (圖33(a) 中空心點(diǎn)) 具有最小的孔隙率 (0.20%),其具有最高的疲勞強(qiáng)度.圖33(b)給出了4 個典型組的S-N 數(shù)據(jù).可以看出,第10 組即優(yōu)化組具有最好的S-N 特性,孔隙率最大 (8.03%) 的第3 組的S-N 特性最差,孔隙率1.20% 的第4 組介于其間,孔隙率0.53% 的第7 組是正交實(shí)驗(yàn)中孔隙率最小的一組,其S-N 特性和疲勞強(qiáng)度在9 組正交實(shí)驗(yàn)中最好.因此,在增材制造中,通過采用優(yōu)化的制備參數(shù)組合,可以使所制備的合金材料包含盡可能小的孔隙率即包含盡可能少的缺陷,這樣可使該增材合金材料具有盡可能好的力學(xué)性能,特別是相對優(yōu)越的超高周疲勞性能.

圖33 (a) 增材鈦合金107 周次疲勞強(qiáng)度 (σw7) 和108 周次疲勞強(qiáng)度(σw8) 與孔隙率的關(guān)系,(b) 不同孔隙率試樣組的高周和超高周疲勞S-N 數(shù)據(jù)[36]Fig.33 (a) Fatigue strength at 107 (σw7) and 108 (σw8) cycles as a function of porosity for an additively made titanium alloy and (b) S-N data of test groups with different values of porosity[36]

4.3 制備納米晶薄層材料的可能性

在思考和提出NCP 機(jī)理與模型時,認(rèn)為NCP過程相當(dāng)于一個劇烈塑性變形(severe plastic deformation,SPD)的過程[3].

SPD 是一種力致金屬材料微結(jié)構(gòu)細(xì)化/納米晶化的方法,其特點(diǎn)是利用劇烈塑性變形的方式,在較低溫度下 (一般小于0.4Tm,Tm是相應(yīng)材料的熔點(diǎn)溫度),使常規(guī)金屬材料粗晶細(xì)化為大角晶界納米晶,晶粒細(xì)化過程無結(jié)構(gòu)相變與成分改變[37].SPD 方法發(fā)源于1990 年代,已成為金屬材料微結(jié)構(gòu)細(xì)化/納米晶化的一種重要手段[38-40].SPD 的主要類型有[37]:劇烈扭轉(zhuǎn)旋緊法 (severe plastic torsion straining,SPTS) 或稱高壓扭轉(zhuǎn)法(high pressure torsion)、等通道角擠壓法(equal-channel-angular pressing,ECAP)、多次鍛造法(multiple forging,MF)、超聲噴丸法(ultrasonic shot peening,USSP)等.

NCP 可望成為一種新的SPD 方法用于制備納米晶薄層材料.相對于通常的SPD,NCP 的特點(diǎn)是裂紋面之間即合金材料兩面相互接觸擠壓,其相互作用的力較小,而相互作用的往復(fù)周次相當(dāng)多.如果能設(shè)計(jì)一種方法,采用超聲頻率 (如20 kHz) 加速加載,合金材料上下兩面相互擠壓,使得兩面薄層的微結(jié)構(gòu)顯著細(xì)化甚至納米晶化.

因此,NCP 機(jī)理與模型提供了一種制備納米晶薄層材料的新概念.從而可以期待采用NCP 原理的新方法制備具有微結(jié)構(gòu)納米晶化的、具有優(yōu)越力學(xué)性能特別是超高周疲勞性能的薄層合金材料.

5 結(jié)語

本文綜合論述了超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)的基本屬性、NCP 模型和若干受關(guān)切的問題,以及關(guān)于裂紋萌生特征區(qū)概念和NCP 模型的啟示,以下幾點(diǎn)值得歸納.

(1) 合金材料超高周疲勞裂紋由材料 (試樣) 內(nèi)部萌生并存在特征區(qū)FGA 或RA,在負(fù)應(yīng)力比情況該特征區(qū)是納米晶層,正應(yīng)力比情況該特征區(qū)是原始微結(jié)構(gòu),在0 應(yīng)力比附近該特征區(qū)有可能存在不連續(xù)的局部微結(jié)構(gòu)細(xì)化區(qū)域.

(2) 超高周疲勞裂紋萌生特征區(qū)對應(yīng)的特征參量 ΔKFGA或 ΔKRA是材料柏氏矢量和剪切模量的函數(shù),超高周疲勞裂紋萌生壽命占疲勞總壽命的95%以上,萌生階段的裂紋速率僅為10-11～ 10-13m/cyc.

(3) 大數(shù)往復(fù)擠壓 (NCP) 模型揭示了合金材料超高周疲勞裂紋萌生區(qū)形成機(jī)理.NCP 機(jī)理與模型適用于不同類型高強(qiáng)合金和不同類型加載方式的超高周疲勞情況.

(4) 本文闡釋了4 個受關(guān)切的問題.①微結(jié)構(gòu)細(xì)化并演化為納米晶層的特征區(qū)是發(fā)生在裂紋形成之后.② 對于負(fù)應(yīng)力比情況,形成微結(jié)構(gòu)細(xì)化的裂紋萌生特征區(qū)具有高可能性;對于正應(yīng)力比情況,形成微結(jié)構(gòu)細(xì)化的裂紋萌生特征區(qū)具有低可能性;當(dāng)應(yīng)力比在0 附近,如有其他疊加因素,有可能出現(xiàn)具有微結(jié)構(gòu)細(xì)化的裂紋萌生特征區(qū).③裂紋萌生特征區(qū)微結(jié)構(gòu)細(xì)化的表層可以是連續(xù),也可以不連續(xù),且不同局部的厚度不一樣,這與材料類型不同和循環(huán)加載程度不同有關(guān).④ 真空環(huán)境不是形成微結(jié)構(gòu)細(xì)化的特征區(qū)的必要條件,非真空環(huán)境也可以形成微結(jié)構(gòu)細(xì)化的特征區(qū).

(5) 可以從裂紋萌生特征區(qū)概念和NCP 模型得到啟示,包括:對合金材料超高周疲勞特性進(jìn)行評估與預(yù)測;獲得提高增材合金材料超高周疲勞性能的途徑;嘗試制備納米晶薄層材料的可能性.

(6) 作者4 年前以《合金材料超高周疲勞的機(jī)理與模型綜述》為題在《力學(xué)進(jìn)展》發(fā)文[41];本文可以看作是該文的續(xù)篇.