劉 玉，劉宸汗，詹 敏，湯 棟，何 超，王清遠(yuǎn)，

(1.成都大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，四川 成都 610106；2.成都大學(xué) 建筑與土木工程學(xué)院，四川 成都 610109；3.四川大學(xué) 深地科學(xué)與工程教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，四川 成都 610065)

0 引 言

IMI834 鈦合金是一種新型耐高溫結(jié)構(gòu)材料，因其比重、強(qiáng)度和使用溫度介于鋁和鋼之間，且具有低密度、高強(qiáng)度、高韌性和抗腐蝕性等特點(diǎn)，而被應(yīng)用于制作航空發(fā)動機(jī)渦輪、轉(zhuǎn)子與葉片等關(guān)鍵部件.但大量航空發(fā)動機(jī)渦輪、轉(zhuǎn)子與葉片等部件的疲勞失效事件表明，部件的主要失效原因?yàn)榕まD(zhuǎn)與彎曲共振疲勞，疲勞循環(huán)范圍為高周疲勞(high-cycle-fatigue，HCF)以及超高周疲勞(very-high-cycle-fatigue，VHCF)[1].近年來，關(guān)于航空用雙相高溫鈦合金的疲勞研究已有較多報道，但關(guān)于IMI834鈦合金在HCF與VHCF狀態(tài)下的疲勞失效行為的相關(guān)研究工作較為缺乏，其疲勞失效機(jī)制仍不清楚.因此，IMI834鈦合金在HCF與VHCF狀態(tài)下的疲勞失效行為研究對其長壽命安全使用具有重要意義.

相關(guān)研究表明，金屬與合金材料在不同加載條件下的HCF和VHCF疲勞破壞模式是不同的，疲勞壽命(S—N)數(shù)據(jù)主要呈線性、雙線性及階梯下降型3種[2-4].著名學(xué)者Bathias[5]提出，由于加載條件和材料類型的不同，隨著循環(huán)周次的變化，金屬與合金材料的裂紋萌生模式主要有3種，即HCF狀態(tài)下的表面萌生、VHCF狀態(tài)下的內(nèi)部萌生以及HCF到VHCF過渡狀態(tài)下的表面萌生和內(nèi)部萌生相互競爭模式.疲勞裂紋萌生模式與S—N數(shù)據(jù)類型有相互對應(yīng)的關(guān)系[6]，其對應(yīng)表現(xiàn)由于金屬與合金材料和加載條件的不同而不同，進(jìn)而導(dǎo)致材料的疲勞損傷行為存在差異性，這種差異性在部分高溫合金的疲勞研究中都有發(fā)現(xiàn)[7-10].因此，研究 IMI834 鈦合金材料的疲勞裂紋萌生模式與其S—N數(shù)據(jù)的對應(yīng)關(guān)系是研究其疲勞破壞行為的重要課題.同時，材料疲勞損傷失效行為的表征也集中于對疲勞斷口中裂紋萌生和擴(kuò)展的分析.對此，本研究探討了IMI834鈦合金材料疲勞裂紋萌生形式，發(fā)現(xiàn)其疲勞裂紋萌生方式為HCF狀態(tài)下的表面萌生和 VHCF狀態(tài)下的內(nèi)部萌生.研究顯示，其裂紋內(nèi)部萌生時，斷口會形成與文獻(xiàn)報道類似的粗糙區(qū)域[3](rough area，RA)與細(xì)晶粒區(qū)[11](fine granular area，F(xiàn)GA)，不同在于RA區(qū)域晶粒更為粗糙，其形貌不規(guī)則且沒有明顯的顏色分層.此外，在 VHCF 狀態(tài)下，其特征區(qū)域 FGA由“小平面”結(jié)構(gòu)和顆粒區(qū)2部分組成[3，12-13]，部分研究將裂紋萌生的成因歸結(jié)于α晶粒團(tuán)簇結(jié)構(gòu)[14-15];但也有研究指出“小平面”結(jié)構(gòu)出現(xiàn)的原因是具有微觀織構(gòu)特征的原生α晶粒區(qū)，而不是α晶粒團(tuán)簇[16-18].同時，本研究通過試驗(yàn)總結(jié)了IMI834 鈦合金材料的VHCF疲勞斷口裂紋萌生區(qū)域與 FGA 不同的表現(xiàn)形式，發(fā)現(xiàn)了萌生區(qū)域內(nèi)含有與“小平面”結(jié)構(gòu)類似的“近小平面”結(jié)構(gòu)，并通過統(tǒng)計(jì)RA區(qū)域強(qiáng)度因子和分析“近小平面”結(jié)構(gòu)的演變過程與材料疲勞損傷行為的相關(guān)性，擬對IMI834鈦合金材料的疲勞壽命預(yù)測提供相關(guān)參考.

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)使用的材料為IMI834 鈦合金，其名義成分為 Ti-5.8Al-4Sn-3.5Zr-0.7Nb-0.5Mo-0.35Si，該合金材料在室溫下的一些基本物理和力學(xué)性能如表1所示.

表1 室溫下IMI834合金的基本物理力學(xué)性能

1.2 試驗(yàn)方法

1.2.1 試樣顯微結(jié)構(gòu)

在試驗(yàn)中，首先，運(yùn)用X射線衍射儀( DX-2700B型，丹東浩元儀器有限公司)對試樣進(jìn)行物相分析，圖1給出了試樣的X射線衍射(X-ray diffraction，XRD) 結(jié)果.其次，用機(jī)械拋光法拋光試樣的表面，在3.6%鹽酸和2%氫氟酸的水溶液中腐蝕5 s，熱風(fēng)干燥，利用掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)(JSM-6510型，日本電子株式會社)和光學(xué)顯微鏡(optical microscope，OM)(GX-53型，奧林巴斯(中國)有限公司)觀察試樣的微觀組織，結(jié)果如圖2所示.從圖2(a)和圖2(b)可以看出，腐蝕作用后，試樣表面剩余組織由尺寸為3 μm左右的等軸α相與數(shù)個取向相近的α晶粒構(gòu)成的團(tuán)簇結(jié)構(gòu)以及1 μm左右分布于α相界間和數(shù)量較少的不規(guī)則粒狀β相組成.此表明，試樣材料為近α型雙相鈦合金.

圖1 試樣的XRD掃描結(jié)果.

圖2 試樣的顯微組織觀察結(jié)果

1.2.2 疲勞試驗(yàn)

在疲勞試驗(yàn)中，本研究通過有限元方法設(shè)計(jì)了用于旋彎疲勞試驗(yàn)與超聲疲勞試驗(yàn)的啞鈴狀試樣.試樣的幾何形狀和尺寸如圖3所示.

圖3 試樣的幾何形狀和尺寸

1)旋彎疲勞試驗(yàn).試樣的中心直徑為4 mm，試樣的應(yīng)力計(jì)算公式為，

(1)

式中，σa為旋彎試樣應(yīng)力，W為加載砝碼重量，L為試樣半長，d為試樣中心直徑，g=9.18，a=1.01.

試樣采用旋彎疲勞系統(tǒng)(YRB200-010型，秋山貿(mào)易有限公司)進(jìn)行疲勞試驗(yàn)，試驗(yàn)設(shè)備原理圖見圖4(a).對于該系統(tǒng)，電機(jī)轉(zhuǎn)速為3 000 r/min 、頻率為50Hz，通過改變掛載砝碼重量來控制應(yīng)力幅值，直到試樣疲勞循環(huán)斷裂或循環(huán)周次達(dá)到106時停止試驗(yàn).在試驗(yàn)結(jié)束后，記錄其應(yīng)力幅值以及循環(huán)次數(shù)，并使用SEM觀察所有試樣的斷裂表面.

2)超聲疲勞試驗(yàn).試樣的中心直徑為4 mm，自然縱向頻率為20 kHz.位移—應(yīng)力系數(shù)比為13.313 MPa/μm.用以20 kHz 的頻率工作的超聲疲勞測試系統(tǒng)進(jìn)行試樣的單軸拉壓疲勞試驗(yàn)(應(yīng)力比R=-1)，試驗(yàn)設(shè)備原理圖見圖4(b).對于該系統(tǒng)，通過測量振動來控制疲勞載荷.在試驗(yàn)期間，試樣的溫度由于高頻率的振動而上升.因此，試驗(yàn)采用間歇振動，每加載500 ms，間隙200 ms，并通過渦流冷卻器冷卻，將試樣溫度保持在25℃～30℃的范圍內(nèi).對試樣進(jìn)行循環(huán)加載直至試樣與加載系統(tǒng)的共振頻率變化超過500 Hz.通常，超過500 Hz表明試樣已經(jīng)發(fā)生疲勞破壞[19].若沒有發(fā)生疲勞破壞則直至109個循環(huán)時停止試驗(yàn).在試驗(yàn)結(jié)束后，記錄其應(yīng)力幅值和循環(huán)周次，最后利用SEM觀察所有試樣的斷裂表面.圖5為超聲疲勞試樣有限元模擬結(jié)果.

圖4 疲勞試驗(yàn)設(shè)備原理圖

圖5 超聲疲勞試樣有限元模擬結(jié)果

2 結(jié)果與分析

2.1 試樣微結(jié)構(gòu)取向特征

在相關(guān)文獻(xiàn)報道中，雙相鈦合金中α團(tuán)簇結(jié)構(gòu)以及α相相較于β相軟的現(xiàn)象對疲勞裂紋萌生及擴(kuò)展有重要的影響[3，12-15].為了驗(yàn)證合金材料的疲勞損傷行為是否受相同影響的作用，本研究采用中科百測的電子背散射衍射(electron backscattered diffraction,EBSD) 技術(shù)觀察試樣的晶粒取向以及各成分的分布情況，結(jié)果如圖6所示.圖6的EBSD掃描結(jié)果顯示，試樣同時擁有尺寸為2～3 μm 左右且相對獨(dú)立存在的等軸狀α相晶粒，以及尺寸為5～10 μm,并含有數(shù)個晶粒取向相近的α團(tuán)簇結(jié)構(gòu).根據(jù)晶界的結(jié)果顯示，β相的尺寸小于1 μm，且廣泛分布于團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的邊界附近.

圖6 試樣EBSD掃描圖

2.2 試樣硬度測試

在試驗(yàn)中，本研究利用破壞力學(xué)與工程防災(zāi)減災(zāi)四川省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室的納米壓痕硬度測試裝置分析了試樣組織的硬度差異，測試結(jié)果如圖7所示.結(jié)果表明，試樣的α相、團(tuán)簇結(jié)構(gòu)以及β相之間，硬度值存在一定跨度，對應(yīng)圖7(a)所示.圖7(b)所示的硬度測試數(shù)據(jù)的擬合結(jié)果表明，測試位置中，位置1的硬度值最高，其值為6.83 GPa，位置7的硬度值最低，其值為3.03 GPa，圖示曲線集中區(qū)域表示的平均硬度值為4.73 GPa.對試樣硬度測試的采樣表明，β相的硬度值最高，獨(dú)立α相的硬度值次之，α相團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的硬度值最低.

圖7 試樣硬度采樣及測試結(jié)果

2.3 試樣疲勞S—N數(shù)據(jù)

在試驗(yàn)中，試樣的旋彎與超聲疲勞試驗(yàn)結(jié)果以帶有橫軸為失效循環(huán)次數(shù)的對數(shù)刻度、縱軸為應(yīng)力數(shù)值刻度的疲勞S—N數(shù)據(jù)呈現(xiàn)，具體如圖8所示.

圖8(a)顯示，試樣旋彎疲勞試驗(yàn)測試的壽命范圍為103～106，即低周和高周疲勞區(qū)域，整體疲勞壽命數(shù)據(jù)呈現(xiàn)連續(xù)下降形態(tài)，存在部分的離散數(shù)據(jù).通過對所有旋彎疲勞試樣的斷口形貌觀察發(fā)現(xiàn)，該加載條件下的疲勞裂紋都為表面萌生.根據(jù)表面裂紋起源點(diǎn)的數(shù)量，可分為單點(diǎn)表面裂紋萌生和多點(diǎn)表面裂紋萌生.同時，觀察裂紋萌生位置附近的區(qū)域發(fā)現(xiàn)，試樣的表面位于主裂紋的附近區(qū)域都發(fā)生了不同程度的疲勞損傷，產(chǎn)生二次裂紋.

圖8 試樣疲勞試驗(yàn)的S—N數(shù)據(jù)分布

圖8(b)顯示，試樣超聲疲勞數(shù)據(jù)呈現(xiàn)雙線形態(tài)，這一形態(tài)與Gao等[19]的研究結(jié)果相似.試樣超聲疲勞試驗(yàn)的數(shù)據(jù)點(diǎn)可以分為2組.這2組分別表示疲勞壽命低于107個循環(huán)的 HCF 狀態(tài)和高于107個循環(huán)的 VHCF 狀態(tài).可以看出，位于虛線水平梯度左側(cè)的實(shí)線附近，應(yīng)力幅值在960～1 000 MPa范圍，疲勞循環(huán)周次低于106，處于 HCF 狀態(tài)；位于虛線水平梯度右側(cè)的實(shí)線附近，應(yīng)力幅值在920～960 MPa范圍，疲勞循環(huán)周次高于107，處于 VHCF 狀態(tài).2種狀態(tài)下的疲勞循環(huán)周次數(shù)據(jù)隨著應(yīng)力幅值的降低呈線性增加的趨勢，且數(shù)據(jù)的離散性較小.試樣超聲疲勞的所有斷面形貌觀察表明，2種狀態(tài)下的裂紋萌生位置、數(shù)量與旋彎加載試驗(yàn)有所不同:HCF 狀態(tài)下，裂紋大多在表面萌生且只有一個裂紋萌生源;VHCF 狀態(tài)下，裂紋在內(nèi)部萌生.同時，在應(yīng)力幅值約為955 MPa與循環(huán)周次超過106時，發(fā)現(xiàn)了 HCF 狀態(tài)下的裂紋在內(nèi)部萌生的現(xiàn)象.此表明，在該加載條件下，當(dāng)循環(huán)周次在106～107范圍時，由于應(yīng)力幅值的變化影響了材料內(nèi)部微觀結(jié)構(gòu)的疲勞損傷行為，從而使得試樣的裂紋萌生方式由表面向內(nèi)部的過渡.此外，當(dāng)應(yīng)力幅值約為920 MPa時，疲勞循環(huán)周次達(dá)到109，試樣未發(fā)生疲勞破壞，試驗(yàn)停止，在該超聲疲勞加載條件(應(yīng)力比R=-1)下，試樣具有較高的疲勞強(qiáng)度.

2.4 旋彎疲勞行為

2.4.1 旋彎疲勞斷口形貌

試樣在旋彎加載條件下的表面裂紋疲勞失效的典型斷口形貌如圖9所示.圖9中，圖9(a)和圖9(b)應(yīng)力幅值為965.57MPa，循環(huán)周次為6.71×103；圖9(c)和圖9(d)應(yīng)力幅值為1 009.74 MPa，循環(huán)周次為6.01×103；圖9(a)和圖9(c)是包含裂紋萌生區(qū)和早期裂紋擴(kuò)展區(qū)的整體形貌，圖9(b)和圖9(d)是裂紋萌生區(qū)的高倍形貌.根據(jù)圖9(a)和圖9(c)中由于疲勞裂紋擴(kuò)展造成的放射性脊線和撕裂脊的形貌特征可以看出，試樣在該條件下的表面裂紋萌生可根據(jù)數(shù)量的不同分為單點(diǎn)裂紋萌生和多點(diǎn)裂紋萌生.由單點(diǎn)裂紋萌生區(qū)域觀察到，裂紋先由表面萌生，并在循環(huán)過程中向內(nèi)擴(kuò)展，形成多條撕裂脊，各撕裂脊之間存在的等軸α組織由于拉伸和旋扭載荷作用最終形成平整區(qū)域.而多點(diǎn)裂紋萌生區(qū)域內(nèi)發(fā)現(xiàn)等軸α相與β相形成的平整區(qū)域小于單點(diǎn)萌生試樣，平整區(qū)域內(nèi)出現(xiàn)微裂紋損傷，整個區(qū)域較為粗糙，且各萌生區(qū)域之間在整個斷面上形成扇形階梯.分析該條件下疲勞壽命相近的2個試樣的2種表面裂紋萌生表現(xiàn)形式發(fā)現(xiàn)，HCF狀態(tài)下應(yīng)力幅值的變化是激發(fā)表面裂紋單點(diǎn)或多點(diǎn)的主要影響因素，而啞鈴狀的試樣決定了其斷裂面形貌，即試樣中間位置的應(yīng)力場作用最大，表面的取向相近的各個α相作為裂紋萌生活躍點(diǎn)受到激發(fā)導(dǎo)致裂紋啟動的概率是相同的，試樣在旋轉(zhuǎn)過程中，裂紋在某點(diǎn)萌生后其存在一個緩慢擴(kuò)展的過程，這一過程中其他等概率的裂紋萌生活躍點(diǎn)可能會在高應(yīng)力幅值的作用下萌生裂紋.因此，多個裂紋萌生點(diǎn)以及試樣的受載形式的共同作用產(chǎn)生了試樣的上述斷口形貌的差異.

圖9 試樣在旋彎加載下典型的表面裂紋萌生形貌

2.4.2 旋彎疲勞裂紋擴(kuò)展

試樣在旋彎加載條件下的側(cè)面二次裂紋形貌如圖10所示.圖10中，圖10(a)和圖10(b)應(yīng)力幅值為978.19MPa，循環(huán)周次為1.378×104，圖10(c)和圖10(d)應(yīng)力幅值為965.57MPa，循環(huán)周次為6.71×103;圖10(a)和圖10(c)分別為表面單點(diǎn)萌生和表面多點(diǎn)萌生的試樣側(cè)面裂紋源附近形貌；圖10(b)和圖10(d)為對應(yīng)的裂紋高倍形貌.根據(jù)試樣整體形貌的損傷程度可以看出，在較低應(yīng)力幅值影響下的試樣斷口較為平整，主斷面附近的損傷程度較低.在圖10(b)和圖10(d)的二次裂紋形貌放大圖中，虛線表示微裂紋擴(kuò)展路徑，虛線圓圈表示等軸α晶粒，箭頭所指為β相.觀察結(jié)果表明，裂紋由α相內(nèi)部或α/β相邊界處萌生.據(jù)相關(guān)參考文獻(xiàn)報道，裂紋容易穿透或沿著α相擴(kuò)展，但難以穿透β相，從而產(chǎn)生偏折[20].從裂紋兩端存在完整的α晶粒以及裂紋穿透α相的現(xiàn)象可以認(rèn)為，裂紋擴(kuò)展類型分為沿晶型和穿晶型2種.同時，在較高應(yīng)力幅值影響下，裂紋擴(kuò)展會穿透β相,如圖10(d)箭頭所示.此外，在裂紋尖端附近存在不同取向的β相，導(dǎo)致當(dāng)裂紋擴(kuò)展方向與片層狀β相平行時，裂紋沿原方向擴(kuò)展；與β相垂直或遇到β相尖端時，在載荷作用下可能穿透β相沿原方向擴(kuò)展或未穿透而發(fā)生偏折，偏折角度大致呈45°角.裂紋的擴(kuò)展路徑表明，裂紋在合金材料表面的α相內(nèi)部或邊界處萌生后，有沿著其密排六方結(jié)構(gòu)的基面或柱面向著截面和內(nèi)部擴(kuò)展的趨勢[21-23].

圖10 試樣在旋彎加載下典型的側(cè)面二次裂紋形貌

基于上述觀察，可以得出試樣在旋彎加載條件下的疲勞行為為:試樣裂紋的表面萌生無特定點(diǎn)位，表面區(qū)域等概率分布著裂紋萌生點(diǎn)位，表面單點(diǎn)萌生和表面多點(diǎn)萌生的機(jī)理相同；在循環(huán)載荷下，α相是脆性的，并且由α相的裂解引發(fā)疲勞裂紋萌生[24-25].圖10(b)和圖10(d)顯示，裂紋擴(kuò)展路徑上β相分布的數(shù)量上存在差異，在較低應(yīng)力幅值作用下，如圖10(b)所示試樣中，β相數(shù)量較多，裂紋擴(kuò)展路徑主要與β相形貌相近且僅存在少量被貫穿的α晶粒.結(jié)合圖7(a)和圖7(b)的測試結(jié)果可以推斷，試樣較軟的α相內(nèi)部、邊界以及團(tuán)簇結(jié)構(gòu)都為表面裂紋萌生活躍點(diǎn)，而β相的取向和占比對其疲勞裂紋的擴(kuò)展影響較大.而在較短的循環(huán)周次內(nèi)，應(yīng)力幅值較大，硬度較小且呈脆性的α晶粒對于整個疲勞壽命的影響程度較之于β相弱，表明β相對裂紋擴(kuò)展的影響是該條件下產(chǎn)生上述疲勞壽命離散性的主要原因.

2.5 超聲疲勞行為

2.5.1 超聲疲勞斷口形貌與裂紋萌生機(jī)理

試樣在超聲疲勞加載且應(yīng)力比為R=-1的條件下，HCF和VHCF狀態(tài)下裂紋表面萌生的典型斷口形貌如圖11和圖12所示.其中，HCF狀態(tài)下，應(yīng)力幅值為966 MPa，循環(huán)周次為3.9469×105，VHCF狀態(tài)下，應(yīng)力幅值為962 MPa，循環(huán)周次為5.2398×107.

圖11中，圖11(a)的整體斷口形貌顯示整個斷面可分為裂紋萌生區(qū)、擴(kuò)展區(qū)、快速擴(kuò)展區(qū)與瞬斷區(qū)4個區(qū)域.圖11(b)和圖11(c)為圖11(a)中裂紋萌生區(qū)的高倍形貌，圖11(d)為圖11(a)中裂紋擴(kuò)展區(qū)的高倍形貌.萌生區(qū)域形貌的觀測結(jié)果與文獻(xiàn)[18]的研究結(jié)果類似，為RA區(qū)域.其箭頭指向完整的α相和由載荷作用多個α相團(tuán)簇形成的隆起結(jié)構(gòu)，表明裂紋在近表面附近的α相邊界處萌生.整個區(qū)域內(nèi)未發(fā)現(xiàn)明顯的β相結(jié)構(gòu).觀察結(jié)構(gòu)缺陷發(fā)現(xiàn)，該結(jié)構(gòu)的尺寸大小與β相相近，表明缺陷的成因可能與β相有關(guān)，同時，虛線圓圈表示了一個更大的凹陷區(qū)域，該區(qū)域內(nèi)存在大量的尺寸為1 μm左右的圓形顆粒，大量的循環(huán)擠壓會導(dǎo)致處于真空環(huán)境中的內(nèi)部微裂紋面發(fā)生晶粒細(xì)化.細(xì)小的顆粒就是在該晶粒細(xì)化的過程中形成,該細(xì)晶層內(nèi)的晶粒尺寸可達(dá)納米級[11,26-28]. 圖11(c)為凹陷區(qū)域的放大觀察結(jié)果，顯示出大小不等的圓形顆粒廣泛分布于缺陷結(jié)構(gòu)內(nèi),即缺陷的另一成因也與此類圓形顆粒有關(guān).同時，裂紋擴(kuò)展區(qū)相較裂紋萌生區(qū)，形貌更為平整，凹陷區(qū)域內(nèi)圓形顆粒的尺寸更大，具體如圖11(d)圓圈所示.箭頭方向?yàn)榱鸭y大致擴(kuò)展方向，循環(huán)載荷中由于塑性變形產(chǎn)生的撕裂脊結(jié)構(gòu)與之平行，圓圈內(nèi)所示為由α相組成的較為平整的平面結(jié)構(gòu).該結(jié)構(gòu)內(nèi)還觀察到位于α相邊界且與裂紋大致擴(kuò)展方向垂直的微裂紋結(jié)構(gòu).

圖12中，圖12(b)是圖12(a)虛線所示裂紋萌生區(qū)的高倍形貌，圖12(c)是圖12(a)虛線所示裂紋擴(kuò)展區(qū)的高倍形貌.對比圖11和圖12所示的觀察結(jié)果顯示,二者在裂紋萌生區(qū)與裂紋擴(kuò)展區(qū)的形貌大體相近，區(qū)別在于 VHCF 狀態(tài)下顆粒的富集區(qū)域，即凹陷區(qū)域，更加遠(yuǎn)離試樣表面，由α相組成的團(tuán)簇結(jié)構(gòu)更少且尺寸更小，且裂紋擴(kuò)展區(qū)域內(nèi)微裂紋的數(shù)量更少.同時，在相近的應(yīng)力幅值下，試樣的疲勞壽命卻產(chǎn)生了較大數(shù)量級上的差異.不難推斷，在疲勞循環(huán)過程中，試樣組織內(nèi)這些細(xì)小顆粒的產(chǎn)生對疲勞壽命產(chǎn)生了較大影響.

圖11 試樣在超聲疲勞加載HCF狀態(tài)時典型表面萌生斷口形貌

圖12 試樣在超聲疲勞加載VHCF狀態(tài)時典型表面萌生斷口形貌

2.5.2 結(jié)構(gòu)演變與壽命預(yù)測

本研究結(jié)合試樣S—N數(shù)據(jù)的分析發(fā)現(xiàn)，超聲疲勞加載下，隨著循環(huán)周次的增加，試樣的裂紋萌生形式由表面萌生轉(zhuǎn)變?yōu)閮?nèi)部萌生，由于其距試樣斷口的幾何中心距離較遠(yuǎn)，這種內(nèi)部萌生形式本研究稱之為亞表面萌生,其特征RA區(qū)域也逐漸深入材料內(nèi)部，試樣的典型亞表面萌生斷口形貌如圖13所示.其中，R=-1，應(yīng)力幅值為924 MPa，循環(huán)周次為2.2348×108.

圖13 材料超聲疲勞加載VHCF狀態(tài)時典型亞表面萌生斷口形貌

圖13(a)所示的試樣整體形貌表明斷口區(qū)域的劃分與表面萌生一致，圖13(b)、(b-1)和(b-2)是圖13(a)虛線所示RA區(qū)域的高倍形貌.整個RA區(qū)域形貌粗糙，虛線圓圈為凹陷的細(xì)晶區(qū)，同樣存在上述討論中的與β相尺寸相近的缺陷.與圖11(b)的HCF試樣和圖12(b)的VHCF 試樣對比，其微裂紋的產(chǎn)生地點(diǎn)不在β相附近，而在α相邊界.同時，在RA區(qū)域內(nèi)存在數(shù)量較多且尺寸較大的撕裂脊結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)附近存在由α相塑性變形產(chǎn)生的“近小平面”結(jié)構(gòu)，而位于撕裂脊上的“近小平面”結(jié)構(gòu)內(nèi)觀察到多條α相的滑移痕跡，如圖13(b-1)和圖13(b-2)實(shí)線箭頭所示.此外，圖13(c)所示為亞表面裂紋萌生試樣裂紋擴(kuò)展區(qū)的高倍形貌，與圖12(c)的觀察結(jié)果相近，此表明，2種裂紋萌生形式下，試樣的裂紋擴(kuò)展行為沒有發(fā)生改變.

為預(yù)估應(yīng)力比為R=-1條件下，試樣的超聲疲勞循環(huán)壽命，根據(jù)Murakami等[28]提出的RA區(qū)域的應(yīng)力強(qiáng)度因子計(jì)算公式，

(2)

式中,ΔK為應(yīng)力強(qiáng)度因子,裂紋亞表面萌生C取值0.5，表面萌生取值0.65,σa為加載應(yīng)力幅值,areaRA為RA區(qū)域面積.

本研究將超聲疲勞試驗(yàn)試樣RA區(qū)域應(yīng)力強(qiáng)度因子計(jì)算結(jié)果與疲勞循環(huán)周次的相關(guān)性進(jìn)行了驗(yàn)證，結(jié)果如圖14所示.

圖14 試樣RA區(qū)域應(yīng)力強(qiáng)度因子與疲勞壽命的相關(guān)性曲線

圖14結(jié)果表明，試樣RA區(qū)域應(yīng)力強(qiáng)度因子與疲勞壽命的相關(guān)性與其S—N數(shù)據(jù)的變化趨勢一致.可以看出，表面裂紋萌生應(yīng)力強(qiáng)度因子的值大于亞表面萌生，隨著應(yīng)力強(qiáng)度因子值的逐漸降低，疲勞壽命增加.對此，引入相關(guān)性系數(shù)k，則疲勞壽命Nf與強(qiáng)度因子ΔK的相關(guān)性應(yīng)滿足，

Nf=kΔK

(3)

式中，相關(guān)性系數(shù)k為曲線斜率，應(yīng)力強(qiáng)度因子ΔK是一個與應(yīng)力幅值相關(guān)的變量.說明疲勞壽命不僅與材料的本征結(jié)構(gòu)有關(guān)，在很大程度上也受該加載條件下的應(yīng)力幅值大小的影響.

基于上述觀察，本研究認(rèn)為試樣在VHCF 狀態(tài)下RA特征區(qū)域的形成機(jī)制為:撕裂脊、凹陷及“近小平面”的結(jié)構(gòu)的存在，表明在應(yīng)力比為R=-1的超聲疲勞加載條件下，試樣裂紋以Ⅰ型裂紋為主，由于β相在循環(huán)載荷作用下發(fā)生裂解而形成缺陷形貌.而“近小平面”結(jié)構(gòu)的形成是由于α相的滑移，為循環(huán)載荷作用下的衍生結(jié)構(gòu),撕裂脊結(jié)構(gòu)的反向延長所指的終點(diǎn)通常為裂紋萌生點(diǎn).觀察圖13(b-1)撕裂脊的終端發(fā)現(xiàn)，RA區(qū)域中心與撕裂脊終端的“近小平面”結(jié)構(gòu)不在同一平面，“近小平面”結(jié)構(gòu)的尖端附近存在數(shù)個獨(dú)立的α相，且缺陷及尺寸在1 μm左右的圓形顆粒.假設(shè)試樣的裂紋擴(kuò)展速率符合Paris準(zhǔn)則，不難推斷其早期的裂紋萌生發(fā)生于位于α/β相界處的顆粒處，因?yàn)楫?dāng)試樣處于機(jī)械載荷下時，應(yīng)力集中不可避免地出現(xiàn)在這些尺寸更小的顆粒周圍[19].隨著循環(huán)載荷的作用，裂紋不斷生長，并進(jìn)一步作用在由大量隨機(jī)分布且在宏觀上表現(xiàn)出準(zhǔn)各向同性的力學(xué)性能的α相組成的等軸晶區(qū)時，滑移在α相開動，進(jìn)入裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展階段，逐漸形成宏觀的初始撕裂脊結(jié)構(gòu)并產(chǎn)生應(yīng)力集中，接著以相同的機(jī)制作用于初始撕裂脊結(jié)構(gòu)附近的α相，但由于各個區(qū)域內(nèi)裂紋尖端擴(kuò)展的應(yīng)力閾值不同，其作用范圍從僅對α相有效擴(kuò)展至對所有組織生效，從而使得“近小平面”結(jié)構(gòu)隨著撕裂脊結(jié)構(gòu)呈階梯分布且尺寸變小，并在裂紋快速擴(kuò)展階段趨于平整直至試樣斷裂.

3 結(jié) 論

本研究通過EBSD技術(shù)以及納米壓痕硬度測試方法對IMI834鈦合金材料的微觀織構(gòu)進(jìn)行了表征與測試，同時在不同加載條件下，分析了該合金材料的疲勞損傷行為，并得出如下結(jié)論：

1)EBSD的掃描以及硬度測試的結(jié)果分析表明，合金材料為近α型雙相鈦合金，其組織中含有較多的取向相近、疲勞性能表現(xiàn)出準(zhǔn)各向同性的α晶粒團(tuán)簇結(jié)構(gòu)，其較弱的硬度為誘發(fā)疲勞裂紋在α相內(nèi)以及邊界處萌生的主要原因.

2)基于所有試樣斷口的觀察，IMI834 鈦合金材料旋彎疲勞損傷行為顯示:α相為該合金材料表面裂紋萌生活躍點(diǎn)，β相的分布及取向是表面裂紋擴(kuò)展路徑的主要影響因素；應(yīng)力幅值的變化為合金材料產(chǎn)生不同裂紋萌生形式的主要影響因素；較高應(yīng)力幅值作用時，合金材料表面萌生形式主要表現(xiàn)為多點(diǎn)裂紋萌生.

3)在應(yīng)力比為R=-1的超聲疲勞加載條件下，IMI834鈦合金材料在HCF狀態(tài)下裂紋為表面萌生，VHCF狀態(tài)下裂紋萌生由表面萌生轉(zhuǎn)為亞表面萌生.“近小平面”是α相形成的團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的衍生結(jié)構(gòu)，RA區(qū)域是VHCF狀態(tài)下由裂紋萌生引發(fā)的特征區(qū)域.通過對RA區(qū)域應(yīng)力強(qiáng)度因子的計(jì)算，驗(yàn)證了該合金材料疲勞壽命與RA區(qū)域應(yīng)力強(qiáng)度因子存在線性相關(guān)的關(guān)系.