董成利, 胡曉安

（1.中國航發(fā)北京航空材料研究院 應用評價中心，北京 100095；2.中國航發(fā)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；3.南昌航空大學 飛行器工程學院，南昌 330063）

TiAl合金具有低密度、高比強度、優(yōu)異的高溫性能等綜合優(yōu)點，廣泛應用于現代先進航空發(fā)動機渦輪葉片的制造，成為代替?zhèn)鹘y鎳基高溫合金制造渦輪葉片的唯一候選材料，應用前景廣闊[1-2]。經過多年蓬勃發(fā)展，TiAl合金在國外已經開始工程化驗證和應用。實際上，日本三菱公司早在1999年就將研制的TiAl合金渦輪增壓器應用于Lancer汽車中，首次成功實現了TiAl合金的商業(yè)化應用[3]。特別是在過去幾十年里，TiAl合金在國外航空發(fā)動機的低壓渦輪葉片上得到了廣泛應用，GE公司將TiAl合金分別應用在飛機Boeing 787的發(fā)動機GEnx 1B和飛機Boeing 747-8的發(fā)動機GEnx 2B低壓渦輪葉片上，P&W公司將TiAl合金應用在飛機Airbus 320-Neo的發(fā)動機PW1100G低壓渦輪葉片上，R&R公司將TiAl合金應用在飛機Airbus 350-XWB的發(fā)動機Trent XWB低壓渦輪葉片上[4-5]?？梢?，歐美國家三大航空發(fā)動機巨頭非常重視TiAl合金的材料研制和工程化應用，憑借其雄厚的技術實力，已取得了明顯的社會和經濟效益。雖然國內很多院所開展了TiAl合金的研制，但由于研究工作起步較晚，技術儲備和積累不足，所以TiAl合金在國內的工程應用還需要進行持續(xù)探索和深入研究。

TiAl合金的工程化應用離不開其綜合性能的實驗與分析工作。截止到目前，國內外研究人員針對各種TiAl合金的力學性能實驗與表征方法開展了大量的研究工作，主要涉及TiAl合金的拉伸[6]、低周疲勞[7]、高周疲勞[8]、蠕變/持久[9]、裂紋擴展[10]和斷裂特性[11]等。通過對TiAl合金力學性能實驗與表征的研究工作，已基本掌握了該合金的力學性能，可為航空發(fā)動機部件選材和結構設計提供數據支持。TiAl合金若要取代鎳基高溫合金制造航空發(fā)動機渦輪葉片，必然在渦輪葉片的高溫疲勞及疲勞-蠕變交互的服役工況下工作。為了保證TiAl合金渦輪葉片在高溫循環(huán)載荷下具有足夠的強度和壽命，有必要開展TiAl合金的高溫疲勞及疲勞-蠕變交互力學性能實驗與壽命分析工作，從而獲得其疲勞力學性能數據，主要包括穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)、循環(huán)硬化/軟化、應力松弛等，然后建立壽命預測模型，為評估TiAl合金及其零部件的強度和壽命奠定基礎。

本工作首先針對TiAl合金開展750 ℃條件下的拉伸、低周疲勞和疲勞-蠕變交互性能實驗，分析并比較低周疲勞和疲勞-蠕變交互性能的應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)、循環(huán)硬化/軟化、應力松弛以及壽命規(guī)律。然后，分別采用考慮平均應力的Morrow修正方法和本工作提出的統一壽命預測方法對TiAl合金的低周疲勞和疲勞-蠕變交互壽命進行預測與分析。最后，結合斷口分析，對TiAl合金高溫低周疲勞和疲勞-蠕變交互失效機理進行研究。

1 實驗材料及方法

TiAl合金名義成分為Ti-44Al-3.0Nb-2.0Mn-0.02B（原子分數/%），首先采用真空電弧熔化（vacuum arc remelting，VAR）爐熔化并使用真空感應凝殼（vacuum skull melting，VSM）熔煉法重熔三次從而消除成分偏析，在1230 ℃/140 MPa條件下熱等靜壓（hot isostatic pressing，HIP），并在氬氣氛圍下保溫3 h。圖1（a）和（b）分別為TiAl合金的原始顯微組織圖和顯微組織放大圖。從圖1可以看出，該TiAl合金呈現出典型的近片層（nearly lamellar，NL）結構形貌，該NL結構包含了平均尺寸約為100 μm的α2/γ片層團和γ相，且γ相均勻分布在α2/γ片層團內部以及晶界上。

高溫拉伸圓棒試樣用于測試TiAl合金的拉伸性能，其標矩段直徑 × 長度為φ5 mm × 25 mm，拉伸試樣總長為71 mm。高溫疲勞圓棒試樣用于測試TiAl合金的低周疲勞和疲勞-蠕變交互性能，其標矩段直徑 × 長度為φ6 mm × 14 mm，拉伸試樣總長為90 mm。圖2分別給出了高溫拉伸圓棒試樣和高溫疲勞圓棒試樣的實物圖。在開展高溫實驗之前，對高溫拉伸圓棒試樣和高溫疲勞圓棒試樣的標矩段進行了拋光，從而減小甚至消除劃痕、毛刺及其他表面缺陷對TiAl合金力學性能的影響。

圖 1 TiAl合金的原始顯微組織圖 （a）整體形貌；（b）放大圖Fig. 1 Microstructures of TiAl alloy （a）whole view；（b）enlarged view

圖 2 TiAl合金試樣實物圖 （a）拉伸試樣；（b）低周疲勞及疲勞-蠕變交互試樣Fig. 2 Solid specimens of TiAl alloy （a）tensile specimens；（b）LCF and CFI specimens

2 結果與分析

2.1 高溫拉伸性能

圖3為TiAl合金在750 ℃下的高溫拉伸性能實驗曲線。TiAl合金的拉伸性能實驗數據如下：彈性模量約為145 GPa，屈服強度約為344 MPa，抗拉強度約為470 MPa，伸長率約為8.6%。

圖 3 TiAl合金高溫拉伸應力-應變實驗曲線Fig. 3 High temperature tensile stress-strain curve of TiAl alloy

2.2 高溫疲勞及疲勞-蠕變交互性能

2.2.1 穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)分析

圖4為TiAl合金在750 ℃且應變幅為0.4%條件下的疲勞-蠕變交互性能的應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線，該類應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線取自TiAl合金的半壽命實驗數據。此外，將TiAl合金在應變幅為0.4%條件下的低周疲勞應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線放在圖中，主要目的是與疲勞-蠕變交互性能的應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線進行比較。對于TiAl合金低周疲勞性能實驗，可以看出其應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線相對于應變軸呈反對稱形式，即最大應力與最小應力的絕對值近似相等。對于TiAl合金疲勞-蠕變交互性能實驗，可以看出其應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線已與低周疲勞的應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線有較大差別，主要體現在以下兩個方面：（1）其應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線相對于應變軸不再呈反對稱形式，最小應力的絕對值大于最大應力，且隨著保載時間的增加，最小應力的絕對值與最大應力的差值越來越大；（2）隨著保載時間的增加，疲勞-蠕變交互性能的應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線出現明顯的應力松弛現象，這一現象主要是由于保載產生的蠕變效應引起的。值得注意的是，TiAl合金在保載150 s和保載210 s時，兩者的疲勞-蠕變交互性能的應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線形式非常接近，這說明保載時間產生的應力松弛基本達到穩(wěn)定狀態(tài)。另外，應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線所圍成的面積代表了作用于材料的塑性應變能，施加外載荷在材料內部產生較大的塑性應變能將顯著降低疲勞壽命。也就是說，相同實驗條件下，應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線的面積越大，其疲勞壽命越低，這也可以定性地解釋具有保載效應的疲勞-蠕變交互壽命比低周疲勞壽命低的原因。

2.2.2 循環(huán)應力分析

圖5給出了TiAl合金在不同保載時間下的疲勞-蠕變交互循環(huán)應力響應曲線，同時也給出了低周疲勞循環(huán)應力響應曲線以作比較分析。對于TiAl合金的低周疲勞性能實驗，可以看出在初始的循環(huán)時間里，TiAl合金呈現出循環(huán)硬化現象，之后循環(huán)應力基本保持不變達到循環(huán)穩(wěn)定狀態(tài)，后來出現了較小程度的循環(huán)軟化。而對于TiAl合金的疲勞-蠕變交互性能實驗，TiAl合金在初始的循環(huán)時間里即呈現明顯的循環(huán)軟化現象，隨后循環(huán)軟化程度有所降低，但在整個壽命期，TiAl合金均表現出循環(huán)軟化現象。另外，隨著保載時間的增加，TiAl合金的循環(huán)軟化效應也越明顯。有研究[12]表明：保載時間產生的循環(huán)軟化效應主要由以下一個或多個因素引起：（1）位錯結構的交滑移作用；（2）位錯結構上有細小沉淀相生成；（3）固溶元素與位錯的相互作用。

圖 4 TiAl合金高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)曲線Fig. 4 High temperature hysteresis loops of LCF and CFI of TiAl alloy

圖 5 TiAl合金高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互循環(huán)應力曲線Fig. 5 High temperature cyclic stress curves of LCF and CFI of TiAl alloy

2.2.3 應力松弛分析

圖6給出了TiAl合金在不同保載時間下的疲勞-蠕變交互應力松弛和低周疲勞應力松弛數據。因為低周疲勞實驗的穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)曲線相對于應變軸呈反對稱結構，因此其最大應力和最小應力近似相等，平均應力為0 MPa左右，基本上不存在應力松弛現象。而對于疲勞-蠕變交互實驗來說，在最大應變處保載產生了明顯的蠕變現象，從而導致了應力松弛的發(fā)生，且隨著保載時間的延長，其應力松弛程度明顯增加[13-14]。具體來說，保持時間為30 s、90 s、150 s和210 s時，平均應力分別為-50 MPa，-80 MPa，-100 MPa和-120 MPa。眾多研究表明，在高溫低周疲勞載荷譜上進行保載均會發(fā)生不同程度的應力松弛現象。應力松弛現象主要原因是在材料的晶界上產生孔洞，然后隨著高溫保載效應的持續(xù)，這些孔洞開始增加和聚集，最終將部分彈性應變轉變成非彈性應變，從而導致應力下降。另外，晶界上孔洞的聚集和增殖將導致明顯的蠕變變形，蠕變變形將形成明顯的應力松弛特征，特別是這些晶界上孔洞的蠕變行為與疲勞裂紋擴展行為相互作用進一步提高了裂紋擴展速率，從而降低了疲勞壽命。

圖 6 TiAl合金高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互應力松弛實驗結果Fig. 6 High temperature mean stress relaxation results of LCF and CFI of TiAl alloy

2.2.4 壽命分析

表1列出了TiAl合金在750 ℃下的低周疲勞和疲勞-蠕變交互實驗結果。其中，最大應力和最小應力均取自TiAl合金的應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)，疲勞壽命為試樣發(fā)生斷裂時的循環(huán)數。

圖7給出了TiAl合金的高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互壽命實驗結果。以低周疲勞壽命的平均值為基準（假設基準值為100%），疲勞-蠕變交互壽命實驗結果的平均值與基準值相除即可獲得疲勞-蠕變交互壽命的相對值。從圖7可以看出，所有TiAl合金的疲勞-蠕變交互壽命均小于其低周疲勞壽命。對于TiAl合金的疲勞-蠕變交互壽命來說，隨著保載時間的增加，其疲勞-蠕變交互壽命逐漸降低；但隨著保載時間增加到一定程度時（例如150 s和210 s時），TiAl合金的疲勞-蠕變交互壽命基本趨于穩(wěn)定，但其壽命只有低周疲勞壽命的10%左右?？梢钥闯觯］d效應對TiAl合金的疲勞壽命有較大影響，長保載時間將會顯著降低TiAl合金的疲勞壽命。

表 1 TiAl合金在750 ℃下的低周疲勞和疲勞-蠕變交互實驗結果Table 1 LCF and CFI results of TiAl alloy at 750 ℃

圖 7 TiAl合金高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互壽命實驗結果Fig. 7 High temperature life results of LCF and CFI of TiAl alloy

傳統的總應變-壽命方程[15-16]可以對材料在對稱低周疲勞下的疲勞壽命進行預測，但由于疲勞-蠕變交互實驗在保載效應的條件下發(fā)生應力松弛，從而產生平均應力。因此，需要采用能夠考慮平均應力修正的疲勞壽命方法。一般地，基于總應變-壽命方程的Morrow修正方法[17]可以考慮平均應力對疲勞壽命的影響，Morrow修正方法如式（1）所示：

式中： Δεt， Δεe和 Δεp分別代表總應變范圍，彈性應變范圍和塑性應變范圍；和b分別代表疲勞強度系數和疲勞強度指數；和c分別代表疲勞延性系數和疲勞延性指數； σm和E分別代表平均應力和彈性模量； Nf代表疲勞壽命。

采用最小二乘優(yōu)化法[18]并基于總應變、平均應力和疲勞壽命等數據，對TiAl合金的高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互壽命進行預測，表2列出了Morrow修正方法的材料參數，圖8給出了Morrow修正方法預測結果與實驗數據的對比?？梢钥闯?，Morrow修正方法可以對低周疲勞的壽命進行準確預測，對保載時間為30 s的疲勞-蠕變交互壽命預測結果也比較好，預測的壽命位于實驗壽命的 ± 2倍分散帶以內，但Morrow修正方法對于保載時間高于30 s的疲勞-蠕變交互壽命預測結果過于危險，預測壽命達到了實驗壽命的 +16分散帶附近，預測能力較差，不能滿足實際工程需要。

表 2 Morrow修正模型材料參數Table 2 Material parameters of Morrow modified model

圖 8 Morrow修正方法預測結果與實驗數據的對比Fig. 8 Comparison between the predicted results by Morrow modified method and the tested data

2.3 高溫疲勞及疲勞-蠕變交互統一壽命預測模型

為了解決Morrow修正方法不能充分考慮保載時間產生的平均應力對疲勞壽命影響的問題，本工作提出一種考慮有效保載時間的統一壽命預測模型[19]，統一壽命預測模型如式（2）所示，

式中： Tf和 Tf-LCF分別代表了疲勞-蠕變交互壽命和低周疲勞壽命，兩者之商代表了歸一化壽命；Δt/tp代 表了有效保載時間；A，b和 n是統一壽命預測模型的材料參數。

同樣采用最小二乘優(yōu)化法并基于歸一化壽命和有效保載時間等數據，對TiAl合金的高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互壽命進行預測，表3列出了統一壽命預測模型的材料參數及相關系數。圖9為統一壽命預測模型關聯的歸一化壽命與有效保載時間擬合曲線。由圖9可以看出，統一壽命預測模型能夠準確地表征TiAl合金的高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互歸一化壽命與有效保載時間之間的關系，且統一壽命預測模型材料參數計算的相關系數為0.99，計算可靠性很高。圖10給出了統一壽命預測模型預測結果與實驗數據的對比。由圖10可以看出，統一壽命預測模型可以對TiAl合金的高溫低周疲勞和疲勞-蠕變交互壽命進行準確預測，預測的壽命基于位于實驗壽命的 ± 1.5倍分散帶以內。這說明該模型能夠考慮保載時間對疲勞壽命的影響，可以采用該模型對TiAl合金零部件的高溫低周疲勞和疲勞-蠕變交互壽命進行預測和評估，從而可滿足工程實際需要。

圖 9 統一壽命預測模型關聯的歸一化壽命與有效保載時間擬合曲線Fig. 9 Relationship between normalized life and effective dwell time by unified life model

表 3 統一壽命預測模型材料參數及相關系數Table 3 Material parameters of unified life method

2.4 失效機理分析

圖11和圖12分別給出了TiAl合金在750 ℃條件下的低周疲勞和疲勞-蠕變交互斷口。從圖中可以看出，相比于低周疲勞，疲勞-蠕變交互斷口較為粗糙，且兩者斷裂時均沒有發(fā)生明顯的塑性變形。TiAl合金低周疲勞和疲勞-蠕變交互裂紋均萌生于試樣表面，不同的是低周疲勞呈現單個點源起裂方式，而疲勞-蠕變交互呈現多源線性裂紋起裂方式，圖中黑色弧線給出了疲勞源的位置和大體形狀。

圖13分別給出了TiAl合金在750 ℃條件下的低周疲勞和疲勞-蠕變交互的裂紋擴展區(qū)形貌。從圖13可以看出，裂紋疲勞條帶不是很明顯但仍然能夠觀察到，裂紋擴展方向沿著垂直于疲勞條帶的方向向前擴展，裂紋擴展方向如圖中黑色箭頭所示。另外，可以看出，相比于低周疲勞，疲勞-蠕變交互裂紋擴展區(qū)的氧化程度更大，這是因為保載效應造成的。疲勞-蠕變交互實驗過程中在最大應變處保持一定時間，將更加有利于斷口與高溫空氣發(fā)生氧化反應，導致大量的氧化物存留在裂紋擴展區(qū)上。

圖 10 統一壽命預測模型預測結果與實驗數據的對比Fig. 10 Comparison between the predicted results by unified life model and the tested data

圖 11 TiAl合金低周疲勞斷口 （a）宏觀斷口；（b）疲勞源Fig. 11 SEM images of LCF of TiAl alloy （a）whole fracture；（b）fatigue crack initiation

圖 12 TiAl合金疲勞-蠕變交互斷口 （a）宏觀斷口；（b）疲勞源Fig. 12 SEM images of CFI of TiAl alloy （a）whole fracture；（b）fatigue crack initiation zone

圖14分別給出了TiAl合金在750 ℃條件下的低周疲勞和疲勞-蠕變交互的疲勞瞬斷區(qū)形貌。從圖14可以看出，TiAl合金高溫低周疲勞的瞬斷區(qū)呈現出準解理斷口形貌，從而表現為穿晶斷裂特征，而其疲勞-蠕變交互的瞬斷區(qū)呈現出少量準解理和大量韌窩混合型斷口形貌，從而表現為穿晶和沿晶的混合斷裂特征。這是因為相比于TiAl合金高溫低周疲勞，保載效應產生的疲勞-蠕變交互作用增加了裂紋在晶界上的萌生和擴展驅動力，從而導致疲勞裂紋由部分穿晶斷裂方式轉變?yōu)椴糠盅鼐嗔训幕旌戏绞?，這種混合斷裂特征將明顯減少TiAl合金在高溫條件下的疲勞壽命。

圖 13 TiAl合金裂紋擴展區(qū) （a）低周疲勞；（b）疲勞-蠕變交互Fig. 13 SEM images of crack growth zone of TiAl alloy （a）LCF；（b）CFI

圖 14 TiAl合金疲勞瞬斷區(qū) （a）低周疲勞；（b）疲勞-蠕變交互Fig. 14 SEM images of final fracture zone of TiAl alloy （a）LCF；（b）CFI

3 結論

（1）與高溫低周疲勞相比，TiAl合金的疲勞-蠕變交互性能的應力-應變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線不再呈反對稱結構，最小應力的絕對值大于最大應力，且隨著保載時間的增加，最小應力的絕對值與最大應力的差值越來越大。

（2）在初始的循環(huán)時間里，TiAl合金呈現出循環(huán)硬化現象，之后循環(huán)應力基本保持不變達到循環(huán)穩(wěn)定狀態(tài)，后來出現了較小程度的循環(huán)軟化，而在疲勞-蠕變交互性能實驗中，TiAl合金在初始的循環(huán)時間里即呈現明顯的循環(huán)軟化現象，隨后循環(huán)軟化程度有所降低直至最終斷裂。

（3）對于TiAl合金的低周疲勞實驗來說，其平均應力為0 MPa左右，基本上不存在應力松弛現象。而對于疲勞-蠕變交互實驗來說，在最大應變處保載產生了明顯的蠕變現象，從而導致了應力松弛的發(fā)生，且隨著保載時間的延長，其應力松弛程度明顯增加。

（4）所有TiAl合金的疲勞-蠕變交互壽命均小于其低周疲勞壽命，隨著保載時間的增加，其疲勞-蠕變交互壽命逐漸降低。但隨著保載時間增加到一定程度時，TiAl合金的疲勞-蠕變交互壽命基本趨于穩(wěn)定，其壽命只有低周疲勞壽命的10%左右。

（5）Morrow修正方法不能對TiAl合金的高溫低周疲勞和疲勞-蠕變交互壽命進行準確預測，預測能力較差，而本文提出的統一壽命預測模型由于考慮了保載效應，能夠準確預測TiAl合金的高溫低周疲勞和疲勞-蠕變交互壽命，且預測壽命位于實驗壽命的 ± 1.5倍分散帶以內，預測能力較高。

（6）TiAl合金低周疲勞和疲勞-蠕變交互裂紋均萌生于試樣表面，不同的是低周疲勞呈現單個點源起裂方式，而疲勞-蠕變交互呈現多源線性裂紋起裂方式。另外，TiAl合金高溫低周疲勞的瞬斷區(qū)呈現出準解理斷口形貌，從而表現為穿晶斷裂特征，而其疲勞-蠕變交互的瞬斷區(qū)呈現出少量準解理和大量韌窩混合型斷口形貌，從而表現為穿晶和沿晶的混合斷裂特征。