具有低对称度密排六方晶体结构的双相钛合金材料,因比强度高,具有良好的抗腐蚀疲劳和高温疲劳性能而被大量用于制造航空领域中的承力构件。钛合金的应用使得航空发动机整机减重近30%,航空发动机涡轮盘和涡轮叶片在服役期内承受由振动引发的非对称循环载荷的作用而发生疲劳断裂,且循环载荷的作用次数(N_f)会超过10⁷ cyc,达到10⁹~10¹⁰ cyc,属于典型的超高周疲劳(N_f>10⁷ cyc)问题。

在对航空发动机进行强度设计时,需要准确可靠的发动机材料参数,如静拉伸强度、疲劳强度、断裂韧性及裂纹扩展速率等。对不同材料的超高周疲劳研究^[1~3]表明,疲劳寿命超过10⁷ cyc时,存在等寿命疲劳强度平均应力敏感性,即材料的等寿命疲劳强度从高周疲劳范畴时的位于修正后的Goodman直线之上降至修正后的Goodman直线之下。此外,随着循环载荷周次的增加,材料的疲劳裂纹萌生形式和机理均会发生变化,如超高周疲劳裂纹萌生位置和萌生区形貌明显区别于高周疲劳失效时的情形等^[1~4]。因此,传统对称循环疲劳实验(N_f<10⁷ cyc)得到的材料疲劳强度参数不能满足超高周疲劳范畴内的结构强度设计要求,需要在非对称载荷下对材料的超高周疲劳失效形式和机理进行实验研究。

目前,超高周疲劳研究工作包括有气孔或非金属夹杂等加工缺陷的金属材料,如焊接材料和碳钢,和无加工缺陷的金属材料,如钛合金及多晶铜等。碳钢的超高周疲劳失效多是由于循环载荷作用下材料内部非金属夹杂附近的局部应力集中导致的^[1,3,5~8]。无加工缺陷金属材料的超高周疲劳失效主要受材料本身晶体结构的影响^[9,10],如超高周疲劳载荷会造成多晶铜在孪晶界和三叉晶界沿最大剪切应力方向发生滑移和局部塑性变形,且随着循环载荷作用周次的增长,相关区域内滑移线的密度和尺寸也随之增加。最终,材料因局部塑性变形累积失去自洽能力而发生疲劳失效。

对于双相钛合金的超高周疲劳失效^[2,4,11~13],研究表明材料疲劳裂纹萌生机理受疲劳载荷类型和循环周次的影响。双相钛合金的超高周疲劳裂纹萌生区多存在规整小平面^[2,4,11],这些规整小平面的形成是由于初生α相的滑移断裂而导致的^[12,13]。循环载荷作用下初生α相的滑移断裂是导致双相钛合金材料超高周疲劳失效的直接原因。

本工作以航空发动机压气机叶片钛合金材料TC17合金为研究对象,利用QBG-100电磁谐振高频疲劳实验机和GFR-20K非对称载荷超声疲劳实验机对材料在2种载荷频率(110 Hz和20 kHz)下进行了应力比R=0.1的疲劳实验,分析TC17合金不同失效形式下的裂纹萌生机理。

1 实验方法

实验用TC17合金为直径80 mm棒状航空发动机压气机叶片钛合金材料,其化学成分(质量分数,%)为：Al 5.0,Sn 2.0,Mo 4.0,Cr 4.0,Zr 2.0,Fe 0.07,C 0.01,N 0.01,H 0.001,O 0.12,Ti余量。试样分别经过再结晶退火(840 ℃,保温1 h,空冷)和固溶时效处理(800 ℃,保温4 h,水冷+630 ℃,保温8 h,空冷)得到等轴双态组织。利用JSM-6510LV型扫描电子显微镜(SEM)观察材料的微观组织形貌特征。疲劳实验在QBG-100电磁谐振疲劳试验机和GFR-20K非对称载荷超声疲劳试验机上完成,R=0.1。

GFR-20K非对称载荷超声疲劳实验机由动载荷加载装置和静载荷加载装置组成。动载荷加载装置由超声波发生器、换能器和增幅杆组成。工作时,超声波发生器将模拟信号转换成超声波信号传递给换能器,并由换能器转换成正弦式机械波,经增幅杆将该机械波幅值放大后传递给疲劳试样,实现对疲劳试样的正弦式循环载荷σ_a加载。利用超声共振原理,试验机在20 kHz频率下对试样实现超高周疲劳强度测试,实验所需静载荷σ_m由静载荷加载装置AG-100 KN型电子万能试验机提供。

TC17合金超声疲劳试样的尺寸应满足20 kHz的谐振要求,尺寸如图1a所示,试样轴向与TC17棒材的轴向相同。利用电磁谐振高频疲劳试验机在110 Hz谐振频率下对TC17合金进行疲劳实验,研究TC17合金疲劳强度及疲劳失效机理的频率效应。为了降低尺寸效应,高频疲劳试样与超声疲劳试样中间圆弧段几何参数相同,高频疲劳试样尺寸如图1b所示。疲劳试样中间圆弧段经机械抛光处理(先后用300、600、1000和1500号 4种型号砂纸抛光后,改抛光膏抛光至试样表面呈镜面状态)去除加工刀痕等明显的机械加工缺陷。20 kHz疲劳实验过程中,用EAR-10型螺杆式空压机对疲劳试样表面进行气冷,气压大小为0.3 MPa。110 Hz疲劳实验在实验室环境下完成。

用DHV-1000Z型Vickers硬度仪对疲劳试样直径3 mm截面处的材料进行显微硬度测定,沿半径方向分2组每隔130 μm为1个测试点,共测得21个点。

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图1   疲劳试样几何尺寸参数

Fig.1   Geometry parameters of fatigue specimens (unit: mm) (a) ultrasonic fatigue specimen (b) high frequency fatigue specimen

2 实验结果

2.1 TC17合金显微组织及硬度

图2为热处理后TC17合金试样横截面显微组织的SEM像,试样为α+β型双相钛合金,其中α相由等轴状α_p相和片层状α_L相组成,α_p晶粒尺寸约为3 μm,体积分数约为40%。图3为热处理后TC17合金疲劳试样最小横截面处沿半径方向从表面到中心的显微硬度,可以看出,热处理后TC17合金的显微硬度约为370 HV,其值上下浮动变化不大。

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图2   热处理后TC17合金的显微组织SEM像

Fig.2   SEM image of microstructure of TC17 alloy after heat treatment

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图3   TC17合金疲劳试样最小横截面处沿半径从表面至中心的显微硬度

Fig.3   Microhardness of TC17 alloy fatigue specimen with 3 mm cross sectional alone radius from surface to center

2.2 疲劳寿命

图4为热处理后TC17合金在2种频率(110 Hz和20 kHz)正弦式循环载荷作用下的疲劳寿命实验结果。在2种不同频率载荷下,随着循环载荷σ_a的降低,试样的疲劳寿命N_f逐渐升高,且N_f>10⁷ cyc时,材料仍会发生疲劳失效。当σ_a在400~440 MPa范围内时,N_f随σ_a的变化不明显,分散程度较高;当σ_a<400 MPa时,随σ_a的降低,N_f多高于10⁷ cyc,且变化规律明显,分散程度小于高实验载荷下的情况。

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图4   TC17合金在110 Hz和20 kHz频率正弦式循环载荷作用下的疲劳寿命实验结果

Fig.4   Fatigue test results of TC17 alloy under 110 Hz and 20 kHz sinusoidal loading (σ_a—stress amplitude, N_f—number of fatigue loading cycles, int.—interior initiation fatigue crack, sur.—surface initiation fatigue crack)

根据疲劳失效后试样的裂纹萌生位置的不同,可将2种实验载荷频率下TC17合金的疲劳失效分为表面萌生裂纹诱发失效(对应图4中空心点)和内部萌生裂纹诱发失效(对应图4中实心点)。当σ_a≥400 MPa时,随着σ_a的降低,表面萌生裂纹诱发失效出现的概率逐渐降低;σ_a<400 MPa时,疲劳失效以内部萌生裂纹诱发失效为主。当N_f<10⁶ cyc时,试样的疲劳失效均为表面萌生裂纹诱发失效;当10⁶ cyc≤N_f≤10⁷ cyc时,表面萌生裂纹诱发失效和内部萌生裂纹诱发失效相互竞争出现,材料的疲劳强度平台逐渐显现,此时疲劳寿命随疲劳强度的变化不明显,相同实验应力下TC17合金的疲劳寿命较为分散;当N_f>10⁷ cyc时,该疲劳寿命范围内的疲劳失效以内部萌生裂纹诱发失效为主,但仍存在表面萌生裂纹诱发失效的情形,疲劳寿命随σ_a的变化规律明显,且分散程度较低。

2.3 断口形貌

图5和6分别为2种载荷频率下得到的表面萌生裂纹诱发失效试样和内部萌生裂纹诱发失效试样的疲劳裂纹萌生区SEM像。由图5可以看出,裂纹从试样表面萌生之后在循环载荷σ_a和静载荷σ_m的共同作用下进入长裂纹扩展阶段,裂纹萌生位置呈窄长条状;由图6可以看出,在裂纹萌生区内均存在明显的规整小平面(图中黑色箭头所示),这种规整的小平面是材料在循环载荷作用下初生α相的滑移断裂形成的^[2,12,13],呈丛状分布(图6b)。

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图5   2种载荷频率下TC17合金表面萌生裂纹诱发失效试样断口形貌的SEM像

Fig.5   SEM images of surface induced fracture of TC17 alloy axial loading at R=0.1 (R—stress ratio)
(a) σ_a=470 MPa, N_f=1.7×10⁴ cyc, 110 Hz
(b) σ_a=400 MPa, N_f=8.8×10⁵ cyc, 20 kHz

3 分析讨论

3.1疲劳裂纹萌生机理

表面萌生裂纹出现的原因较多,如加工缺陷、残余应力和载荷条件等。本实验中,试样表面残留的加工缺陷会影响TC17合金的疲劳性能。尤其是在高应力条件下,疲劳裂纹较易从试样表面加工缺陷处萌生,如图5a,此时表面加工缺陷处应力集中对材料疲劳强度的影响较大。裂纹萌生点附近未观察到规整的平面,裂纹萌生阻力弱,且裂纹萌生之后随即进入稳态扩展阶段,疲劳寿命较短。

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图6   2种载荷频率下TC17合金内部萌生裂纹诱发失效试样断口形貌的SEM像

Fig.6   SEM images and local magnifications (insets)of interior induced fracture of TC17 alloy axial loading at R=0.1 (Black arrows show the facets) (a) σ_a=460 MPa, N_f=1.2×10⁶ cyc, 110 Hz (b) σ_a=430 MPa, N_f=9.4×10⁶ cyc, 20 kHz

对于多相材料,由于各相组织局部力学性能(强度、塑性等)与晶粒取向的差异,使得材料即便在宏观弹性循环载荷作用下,某些晶粒因承受高于其微观弹性极限应力而进入塑性变形阶段。随着载荷作用次数的增加,局部塑性应变逐渐累积,微观应变梯度逐渐升高,促使材料内部微观应变重新分配。在与载荷方向成近45°方向的晶界和三叉晶界处的微观塑性累积程度较高^[14],为循环载荷下材料的薄弱点,裂纹易从该处萌生,如图6a所示。该过程受材料的晶体结构、晶粒取向、晶界和晶界取向等因素的影响。此外,微观塑性累积会诱发材料表面发生宏观尺度上的局部塑性变形,形成宏观滑移线,如图7中白色箭头所示,继而对滑移线附近相关体积单元的应力分配产生影响^[15~17],其影响尺度与材料的晶体结构和滑移线附近的晶粒取向有关。对于随机晶粒取向的立方晶系材料,滑移线的影响尺度约在平均晶粒尺寸的2倍^[18],而对于密排六方结构材料,由于滑移难度的增加,应力分布受滑移线影响的相关体积单元也会相应增加。

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图7   TC17合金试样表面滑移线及横向裂纹

Fig.7   Slip trace and vertical transversal micro crack of TC17 alloy axial loading at R=0.1, 20 kHz (White arrows show the slip traces, black arrows show the micro cracks) (a) σ_a=350 MPa, N_f=8.8× 10⁷ cyc (b) σ_a=400 MPa, N_f=8.8×10⁵ cyc

图8为滑移线对局部应力影响示意图,经典断裂力学中滑移线附近某一点处沿宏观外载荷方向的应力s_r与该点距滑移线水平距离 r之间的关系可由下式给出^[19]：

σr=32Lr12σa+σmsinθcosθ2(1)

式中,σ_a+σ_m为宏观应力,L为滑移线长度, θ为滑移线与横截面的夹角。试样表面滑移线影响该区域的局部应力分布：当σ_a+σ_m恒定时,L随载荷作用周次的增加而增长,促使σ_r逐渐升高。该区域材料因σ_r的升高,失去自洽能力而萌生横向微裂纹(图7),随着循环载荷作用周次的增加,横向微裂纹的数量和尺寸逐渐增加,当裂纹尖端应力强度因子高于裂纹扩展阈值时,短裂纹开始扩展并引起试样的疲劳失效。图7b给出了图5b中试样裂纹萌生区附近试样表面形貌,试样的疲劳失效由危险截面附近的横向裂纹引起。

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图8   滑移线对局部应力分布的影响示意图^[19]

Fig.8   Schematic of interaction between slip trace and local stress^[19] (σ_m—mean stress, L—length of slip trace, r—horizontal distance, θ—included angle between slip trace and cross section, σ_r—local stress )

当试样的表面加工缺陷和非对称载荷作用下表面滑移线附近横向裂纹等不足以引起试样的疲劳失效时,材料的显微组织和晶粒取向对试样的疲劳失效起主导作用。图9为2种载荷频率作用下得到的表面萌生裂纹诱发失效试样的疲劳裂纹萌生区形貌。裂纹萌生区和试样表面相连接,其形貌区别于图5中加工缺陷或表面横向裂纹导致的表面萌生裂纹诱发失效的情形,和图6中内部萌生裂纹诱发失效试样的形貌特征相同。裂纹萌生区存在明显的规整小平面,图9a中小平面呈散落状分布,图9b中呈丛状分布。此时试样的失效是由于靠近试样表面的初生α相滑移断裂所引起的。

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图9   TC17合金试样表面萌生裂纹形貌

Fig.9   Morphologies of surface initiation cracks of TC17 alloy axial loading at R=0.1 (Black arrows show the facets)
(a) σ_a=400 MPa, N_f=1.2×10⁶ cyc, 110 Hz (b) σ_a=340 MPa, N_f=1.2×10⁸ cyc, 20 kHz

超高周疲劳范畴内,材料的疲劳失效均由初生α相的滑移断裂引起,受材料显微组织的影响明显。对于TC17合金,在锻造过程中可能形成显微组织尺寸和分布不均匀及局部强织构。在非对称循环载荷作用下,初生α相的丛状分布会影响该区域材料的局部微观应变分配,降低初生α相的滑移难度和微裂纹的扩展阻力,相邻初生α相因滑移所产生的微裂纹更容易相遇,成为易发生疲劳失效的薄弱点,如图6b和9b所示,断面裂纹萌生区内存在丛状分布的规整小平面。

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图10   TC17合金试样裂纹萌生区小平面形貌

Fig.10   Facet morphology of interior initiation fatigue crack of TC17 alloy axial loading at R=0.1, σ_a=400 MPa, N_f=1.31×10⁷ cyc, 20 kHz

外载荷作用下α+β型钛合金材料的滑移不仅与载荷条件和晶粒取向^[20]有关,也受相邻晶粒取向的影响^[12],相邻晶粒取向差低于15°时,滑移容易越过晶界传递到相邻晶粒,更利于滑移长度的增加,局部塑性累积随循环载荷周次的变化更明显。当材料存在相近取向晶粒的偏聚时,若受与密排面法线方向呈小角度偏差外载荷的作用,该区域的几何必要位错密度会高于随机晶粒取向分布区域,且几何必要位错密度在晶界处集中,<a>型几何必要位错密度高于<a+c>型几何必要位错密度^[21],裂纹萌生区透射电镜结果^[12]表明初生α相内微裂纹附近的位错结构多为<a>型位错。当初生α相 c轴方向与载荷方向呈15°~45°夹角时^[22],其基面与最大剪应力方向相近,在最大剪应力的协助下发生基面滑移形成如图10所示形貌特征,图中小平面1呈台阶状,小平面3~5上可以发现裂纹早期扩展形成的痕迹。

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图11   内部萌生裂纹萌生区侧视图

Fig.11   Side view of interior crack initiation area axial loading at R=0.1, σ_a=350 MPa, N_f=8.8×10⁷ cyc, 20 kHz (Black arrows show the facets)

此外,平均应力σ_m>0会协助滑移线界面附近晶粒的滑移,如图11所示,高Schmid因子滑移面与滑移线方向相近时,受σ_m和滑移线的共同影响而被激活,发生滑移断裂形成规整平面。虽然相邻晶粒取向差过高会抑制因滑移而引起的微裂纹的扩展,但σ_m>0使得Ⅱ型裂纹克服材料微观结构阻力沿滑移界面扩展。因此,当应力比R>0时^[2,4,11~13],双相钛合金材料的疲劳裂纹萌生区会存在大量聚集的平整小面;而当R=-1时^[2,4],σ_m=0,在双相钛合金材料的疲劳裂纹萌生区内却很少存在平整的小面。

3.2 疲劳强度

3.2.1 疲劳强度影响因素 2种载荷频率下,均存在表面和内部萌生裂纹诱发失效的情形。裂纹在试样表面萌生后随即进入长裂纹扩展阶段,而内部萌生裂纹需先经历短裂纹扩展阶段,该阶段的裂纹运动形成了疲劳裂纹萌生粗糙区并占试样总疲劳寿命的90%以上^[23,24],当裂纹尖端应力强度因子达到材料的裂纹扩展阈值后,裂纹进入长裂纹扩展阶段。另外,内部萌生裂纹诱发失效的疲劳试样在短裂纹扩展阶段受内部真空环境的抑制和阻碍^[25,26]。因此,在相同实验应力下,内部萌生裂纹诱发疲劳失效的试样疲劳寿命相对较长,如图4所示。

失效机理的差异使得裂纹萌生区形貌不同,且对材料疲劳寿命产生明显的影响,相同载荷条件下,因初生α相滑移断裂引起的疲劳失效,疲劳寿命较高。将材料的疲劳寿命数据按疲劳失效机理进行区分可得图12所示2条S-N曲线,其中曲线1附近为非初生α相滑移断裂引起的疲劳寿命数据点,分散程度较高;曲线2附近为初生α相滑移断裂引起的疲劳寿命数据点,分散程度较低。相同失效机理下,材料的疲劳强度频率效应不明显。曲线2与曲线1之间的偏离程度取决于疲劳试样的表面状态,材料所能达到的最高疲劳强度由初生α相滑移断裂诱发疲劳失效所对应的S-N曲线2所决定。图12中箭头标识数据点为初生α相滑移断裂导致的疲劳裂纹于试样表面萌生,在相同失效机理和载荷条件下,裂纹表面萌生时的疲劳寿命略低于内部萌生时的情形。裂纹萌生初期初生相滑移断裂形成微裂纹,相同尺度条件下,表面萌生裂纹相对于内部萌生裂纹,裂纹尖端应力强度因子更高,裂纹扩展驱动力更高,裂纹萌生阶段的寿命更短,又因裂纹萌生阶段的寿命占总寿命的90%及以上^[23,24],因而,同为初生α相滑移断裂导致材料最终疲劳失效,内部裂纹萌生时的疲劳寿命高于表面萌生时的情形。

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图12   TC17合金疲劳寿命与萌生区形貌的关系

Fig.12   S-N curves of TC17 alloy sorted by morphology of crack initiation area (1—S-N curve contains unfaceted fatigue failure data, 2—S-N curve contains faceted fatigue failure data, black arrows show the surface initiation faceted cracks)

3.2.2 疲劳强度估算 材料的疲劳寿命与裂纹萌生区的形貌和几何特征关系密切,由初生α相滑移断裂引起的疲劳失效会在裂纹萌生区形成明显的光学暗区(optical dark area, ODA)^[27],对该区域进行测量后可得到ODA面积与疲劳裂纹萌生位置之间的关系,如图13所示。当裂纹萌生区位于试样表面附近时,裂纹萌生区几何尺寸相对较小,随着疲劳裂纹萌生位置由试样表面向试样内部转移,疲劳裂纹萌生区的几何尺寸逐渐上升。裂纹萌生区形成的过程中,随着发生滑移断裂的区域尺寸逐渐增加,相同尺寸条件下,裂纹萌生区靠近试样表面时,其边缘应力强度因子相对更高,因而靠近试样表面不易形成大尺寸的裂纹萌生区。

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图13   裂纹萌生区面积与萌生深度的关系

Fig.13   Fatigue crack initiation area vs initiation depth

微裂纹的萌生受初生α相晶粒取向和载荷条件的影响,而微裂纹的扩展受周围晶粒取向的影响,当裂纹尖端应力强度因子低于长裂纹扩展阈值时,裂纹尖端非薄弱取向晶粒会阻碍微裂纹的扩展。因此,材料最终的疲劳失效发生在薄弱取向晶粒区域尺寸满足裂纹扩展阈值的区域。对于含有非金属夹杂的材料,Murakami提出了基于最大非金属夹杂物尺寸预测材料疲劳强度的模型公式。TC17合金中不含非金属夹杂,其疲劳失效主要受初生α相晶粒取向和分布的影响,因此,基于Murakami 模型^[28]可以建立TC17合金的疲劳强度与薄弱取向晶粒区域尺寸之间的关系：

σw=C1H+120Aweak16(2)

其中,H为材料的Vickers硬度, C1为与裂纹萌生位置有关的参数,对于内部萌生疲劳裂纹其值为1.56, Aweak为裂纹萌生区面积,可以得到基于薄弱取向晶粒区域尺寸参数的材料疲劳强度估计值σ_w。由于表面初生α相滑移断裂的数据点较少,此处仅考虑疲劳裂纹内部萌生的情形。图14为σ_w与实验结果σ_a之间的相对误差与裂纹萌生区面积之间的关系,误差多在10%之内,且随着疲劳裂纹萌生区面积的增加,相对误差呈逐渐下降趋势。

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图14   疲劳强度预测值与实验值之间的相对误差

Fig.14   Relative error between predicted values and experimental values

4 结论

(1) R=0.1时,110 Hz和20 kHz频率载荷作用下TC17合金的高周疲劳失效由加工缺陷、表面滑移线处微裂纹和初生α相的滑移断裂等多种因素引起,超高周疲劳失效均由初生α相的滑移断裂引起。

(2) 失效机理的差异,使得TC17合金的疲劳寿命呈双线性分布。S-N曲线1为高周疲劳寿命点,数据分散程度较高,S-N曲线2主要为超高周疲劳数据点,数据分散程度较低。相同失效形式和机理下,材料疲劳强度频率效应不明显。

(3) 基于材料薄弱取向晶粒区域尺寸A_weak,建立材料的疲劳强度预测模型,模型预测值与实验值之间吻合较好,其相对误差随 Aweak的增加逐渐下降。

The authors have declared that no competing interests exist.