背景簡介

高溫鈦合金由于在高溫下具有良好的力學(xué)性能和抗氧化性能，在航空航天工業(yè)中得到了廣泛的應(yīng)用。航空發(fā)動機部件的失效問題一直受到高度關(guān)注，特別是在超高周疲勞（Very high cycle fatigue, VHCF）狀態(tài)下。例如，渦輪葉片和葉盤在服役過程中需要承受高溫和高速，其服役壽命往往超過109周次。本文研究的Ti60是一種近α型高溫鈦合金，通常用于生產(chǎn)航空發(fā)動機葉片、葉盤等。因此，有必要對高溫環(huán)境下Ti60鈦合金的超高周疲勞裂紋萌生機理和壽命預(yù)測進行研究。

成果介紹

（1）圖1顯示了Ti60鈦合金在室溫、300℃和500℃下的應(yīng)力-壽命（S-N）曲線。結(jié)果表明Ti60鈦合金的疲勞壽命在三種溫度條件下都呈現(xiàn)單一的線性下降趨勢，同時隨著溫度升高，疲勞強度下降。在三種溫度下，Ti60鈦合金存在兩種典型的失效模式，即表面失效和次表面失效。疲勞失效模式在107次循環(huán)附近發(fā)生變化，隨著循環(huán)周次超過107，失效模式由表面裂紋萌生轉(zhuǎn)變?yōu)榇伪砻媪鸭y萌生。

圖1 Ti60在常溫、高溫下超高周疲勞試驗的S-N曲線及失效模式

（2）圖2為三種溫度下表面裂紋萌生的典型斷口形貌。觀察發(fā)現(xiàn)，導(dǎo)致表面失效的機制包括有氧化物脫落機制和微表面缺陷機制兩種，隨著溫度升高，表面失效機制由表面微缺陷機制轉(zhuǎn)變?yōu)檠趸锩撀錂C制。失效機制的轉(zhuǎn)變可能與溫度和外加應(yīng)力幅大小有關(guān)。當(dāng)溫度低于或等于300℃時，在較高的外加應(yīng)力幅作用下，精加工引起的表面微缺陷會導(dǎo)致應(yīng)力集中，從而引起表面失效（圖2(a-d)）；當(dāng)溫度高于300℃時，試樣表面會形成一層較厚的脆性氧化層（圖2(e-f)），在較高的外加應(yīng)力作用下，氧化層容易破裂和脫落，形成表面缺陷，從而導(dǎo)致表面失效。然而在低應(yīng)力作用下，無論是室溫還是高溫，這兩種表面失效機制所需的驅(qū)動力都高于次表面起裂失效所需的驅(qū)動力，因此會在次表面產(chǎn)生裂紋。

圖2 不同溫度下表面失效的斷口形貌。（a）和（b）室溫（σa = 552.89 MPa, Nf = 2.3 × 106）；（c）和（d）300℃（σa = 436.18 MPa, Nf = 5.0 × 106）；（e）和（f）500℃（σa = 400.61 MPa, Nf = 5.5 × 105）

（3）圖3分別為三種溫度下次表面裂紋萌生的典型斷口形貌，斷裂面可以分為3個特征區(qū)，即I區(qū)（裂紋萌生區(qū)）、II區(qū)（裂紋穩(wěn)定擴展區(qū)）和III區(qū)（裂紋快速擴展區(qū)）。區(qū)域I由多個連續(xù)小刻面組成，本文將其定義為超大刻面（Oversized facet, OF）。通過比較不同溫度下I區(qū)的形貌，可以發(fā)現(xiàn)次表面裂紋萌生的機制是相同的，都是以O(shè)F的形式起裂，表明溫度對次表面裂紋萌生機理沒有影響。

當(dāng)αp團簇中的一個晶粒解理形成微裂紋時，微裂紋很容易進入相鄰晶粒，當(dāng)相鄰晶粒足夠多時，微裂紋會直接形成主裂紋。從斷口表面看，主裂紋是由多個連續(xù)的小刻面組成的OF（圖4）。

圖3 不同溫度下次表面裂紋萌生的斷口形貌。（a）和（b）室溫（σa = 518.07 MPa, Nf = 3.4 × 108）；（c）和（d）300℃（σa = 414.55 MPa, Nf = 4.0 × 107）；（e）和（f）500℃（σa = 384.15 MPa, Nf = 2.5 × 107）

圖4 OF起裂機理示意圖。（a）αp晶粒解理；（b）αp團簇微裂紋擴展；（c）微裂紋擴展為主裂紋

（4）提出了一種預(yù)測不同溫度下裂紋擴展的特征區(qū)大小及特征區(qū)尖端應(yīng)力強度因子幅值ΔK的方法。采用軟件ImageJ測量不同溫度下試樣斷口表面I區(qū)和II區(qū)的尺寸，研究溫度對超高周疲勞性能的影響。在VHCF狀態(tài)下，通常用應(yīng)力強度因子幅值ΔK來描述裂紋萌生和擴展。區(qū)域I裂紋尖端的應(yīng)力強度因子幅值（即ΔKI）可視為裂紋穩(wěn)定擴展的閾值，由公式（1）計算；區(qū)域II裂紋尖端的應(yīng)力強度因子范圍（即ΔKII）可視為裂紋快速擴展的閾值，由公式（2）計算。

其中，Δσ應(yīng)力幅，rI和rII分別為將區(qū)域I、區(qū)域II投影到垂直于最大主應(yīng)力的平面上獲得的區(qū)域的等效半徑。

圖5(a)和(b)顯示了不同溫度下rI和rII隨疲勞壽命的變化。rI和rII隨疲勞壽命的變化規(guī)律相同，即等效半徑越大，試樣的疲勞壽命越長。圖5(c)和(d)顯示了ΔKI和ΔKII隨疲勞壽命的變化。結(jié)果表明，在相同溫度下，失效試樣的ΔKI和ΔKII幾乎不變，但其值會隨著溫度的升高而減小，這意味著裂紋萌生和擴展的閾值會隨溫度升高而降低。

圖5 （a）和（b）不同溫度下r與疲勞壽命的關(guān)系，（c）和（d）不同溫度下ΔK與疲勞壽命的關(guān)系。

（5）基于OF裂紋萌生機理，提出了室溫下裂紋擴展的全壽命預(yù)測模型。將解理形成的極小裂紋（a0）消耗的壽命定義為Ni，其中a0是αp晶粒尺寸的1/10。根據(jù)Miller的定義（Fatigue Fract. Eng. M. 1987, 10, 75–91; Fatigue Fract. Eng. M. 1987, 10, 93–113.），認(rèn)為從a0擴展到區(qū)域I為微觀結(jié)構(gòu)短裂紋擴展（Microstructure short crack propagation, MSCP）階段，區(qū)域I擴展至區(qū)域II為物理短裂紋擴展（Physical short crack propagation, PSCP）階段，區(qū)域II擴展至區(qū)域III為長裂紋擴展（Long crack propagation, LCP）階段。因此，總壽命為NTotal = Ni + NMSCP + NPSCP + NLCP（圖6）。

由于室溫下Ti60鈦合金的PSCP階段壽命和LCP階段壽命大約只占總疲勞壽命的0.2%，并且本文中的a0很小，它所消耗的壽命Ni可以忽略不計，因此可以認(rèn)為總壽命NTotal≈NMSCP。本文用下式（3）預(yù)測室溫下Ti60鈦合金在VHCF狀態(tài)下的疲勞壽命。

其中，其中C和m為材料參數(shù)。

圖6 基于裂紋擴展的全壽命示意圖

（6）提出了一種考慮材料性能退化的高溫預(yù)測模型，如式（4）。預(yù)測結(jié)果表明，該模型能較好地預(yù)測不同溫度下Ti60鈦合金的疲勞壽命，預(yù)測結(jié)果在3倍誤差帶以內(nèi)（圖7）。

圖7 Ti60鈦合金試樣在不同溫度下的預(yù)測壽命

致謝

該研究工作得到了國家自然科學(xué)基金和國家科技重大專項資助。本文第一作者：陳超林，通訊作者：尚德廣（北京工業(yè)大學(xué)）。

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