Ti60钛合金在不同温度下的超高周疲劳寿命预测

背景简介

高温钛合金由于在高温下具有良好的力学性能和抗氧化性能，在航空航天工业中得到了广泛的应用。航空发动机部件的失效问题一直受到高度关注，特别是在超高周疲劳（Very high cycle fatigue, VHCF）状态下。例如，涡轮叶片和叶盘在服役过程中需要承受高温和高速，其服役寿命往往超过109周次。本文研究的Ti60是一种近α型高温钛合金，通常用于生产航空发动机叶片、叶盘等。因此，有必要对高温环境下Ti60钛合金的超高周疲劳裂纹萌生机理和寿命预测进行研究。

成果介绍

（1）图1显示了Ti60钛合金在室温、300℃和500℃下的应力-寿命（S-N）曲线。结果表明Ti60钛合金的疲劳寿命在三种温度条件下都呈现单一的线性下降趋势，同时随着温度升高，疲劳强度下降。在三种温度下，Ti60钛合金存在两种典型的失效模式，即表面失效和次表面失效。疲劳失效模式在107次循环附近发生变化，随着循环周次超过107，失效模式由表面裂纹萌生转变为次表面裂纹萌生。

图1 Ti60在常温、高温下超高周疲劳试验的S-N曲线及失效模式

（2）图2为三种温度下表面裂纹萌生的典型断口形貌。观察发现，导致表面失效的机制包括有氧化物脱落机制和微表面缺陷机制两种，随着温度升高，表面失效机制由表面微缺陷机制转变为氧化物脱落机制。失效机制的转变可能与温度和外加应力幅大小有关。当温度低于或等于300℃时，在较高的外加应力幅作用下，精加工引起的表面微缺陷会导致应力集中，从而引起表面失效（图2(a-d)）；当温度高于300℃时，试样表面会形成一层较厚的脆性氧化层（图2(e-f)），在较高的外加应力作用下，氧化层容易破裂和脱落，形成表面缺陷，从而导致表面失效。然而在低应力作用下，无论是室温还是高温，这两种表面失效机制所需的驱动力都高于次表面起裂失效所需的驱动力，因此会在次表面产生裂纹。

图2 不同温度下表面失效的断口形貌。（a）和（b）室温（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）图3分别为三种温度下次表面裂纹萌生的典型断口形貌，断裂面可以分为3个特征区，即I区（裂纹萌生区）、II区（裂纹稳定扩展区）和III区（裂纹快速扩展区）。区域I由多个连续小刻面组成，本文将其定义为超大刻面（Oversized facet, OF）。通过比较不同温度下I区的形貌，可以发现次表面裂纹萌生的机制是相同的，都是以OF的形式起裂，表明温度对次表面裂纹萌生机理没有影响。

当αp团簇中的一个晶粒解理形成微裂纹时，微裂纹很容易进入相邻晶粒，当相邻晶粒足够多时，微裂纹会直接形成主裂纹。从断口表面看，主裂纹是由多个连续的小刻面组成的OF（图4）。

图3 不同温度下次表面裂纹萌生的断口形貌。（a）和（b）室温（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）

图4 OF起裂机理示意图。（a）αp晶粒解理；（b）αp团簇微裂纹扩展；（c）微裂纹扩展为主裂纹

（4）提出了一种预测不同温度下裂纹扩展的特征区大小及特征区尖端应力强度因子幅值ΔK的方法。采用软件ImageJ测量不同温度下试样断口表面I区和II区的尺寸，研究温度对超高周疲劳性能的影响。在VHCF状态下，通常用应力强度因子幅值ΔK来描述裂纹萌生和扩展。区域I裂纹尖端的应力强度因子幅值（即ΔKI）可视为裂纹稳定扩展的阈值，由公式（1）计算；区域II裂纹尖端的应力强度因子范围（即ΔKII）可视为裂纹快速扩展的阈值，由公式（2）计算。

其中，Δσ应力幅，rI和rII分别为将区域I、区域II投影到垂直于最大主应力的平面上获得的区域的等效半径。

图5(a)和(b)显示了不同温度下rI和rII随疲劳寿命的变化。rI和rII随疲劳寿命的变化规律相同，即等效半径越大，试样的疲劳寿命越长。图5(c)和(d)显示了ΔKI和ΔKII随疲劳寿命的变化。结果表明，在相同温度下，失效试样的ΔKI和ΔKII几乎不变，但其值会随着温度的升高而减小，这意味着裂纹萌生和扩展的阈值会随温度升高而降低。

图5 （a）和（b）不同温度下r与疲劳寿命的关系，（c）和（d）不同温度下ΔK与疲劳寿命的关系。

（5）基于OF裂纹萌生机理，提出了室温下裂纹扩展的全寿命预测模型。将解理形成的极小裂纹（a0）消耗的寿命定义为Ni，其中a0是αp晶粒尺寸的1/10。根据Miller的定义（Fatigue Fract. Eng. M. 1987, 10, 75–91; Fatigue Fract. Eng. M. 1987, 10, 93–113.），认为从a0扩展到区域I为微观结构短裂纹扩展（Microstructure short crack propagation, MSCP）阶段，区域I扩展至区域II为物理短裂纹扩展（Physical short crack propagation, PSCP）阶段，区域II扩展至区域III为长裂纹扩展（Long crack propagation, LCP）阶段。因此，总寿命为NTotal = Ni + NMSCP + NPSCP + NLCP（图6）。

由于室温下Ti60钛合金的PSCP阶段寿命和LCP阶段寿命大约只占总疲劳寿命的0.2%，并且本文中的a0很小，它所消耗的寿命Ni可以忽略不计，因此可以认为总寿命NTotal≈NMSCP。本文用下式（3）预测室温下Ti60钛合金在VHCF状态下的疲劳寿命。

其中，其中C和m为材料参数。

图6 基于裂纹扩展的全寿命示意图

（6）提出了一种考虑材料性能退化的高温预测模型，如式（4）。预测结果表明，该模型能较好地预测不同温度下Ti60钛合金的疲劳寿命，预测结果在3倍误差带以内（图7）。

图7 Ti60钛合金试样在不同温度下的预测寿命

致谢

该研究工作得到了国家自然科学基金和国家科技重大专项资助。本文第一作者：陈超林，通讯作者：尚德广（北京工业大学）。

关于中国结构完整性联盟

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