TA11钛合金超高周疲劳行为

焦泽辉， 于慧臣， 钟 斌， 李旭东， 周静怡

(1 北京航空材料研究院 航空材料检测与评价北京市重点实验室，北京 100095； 2 北京航空材料研究院 材料检测与评价航空科技重点实验室，北京 100095； 3 北京航空材料研究院 先进高温结构材料重点实验室，北京 100095)

TA11钛合金超高周疲劳行为

焦泽辉1,2,3， 于慧臣1,2,3， 钟 斌1,2,3， 李旭东1,2,3， 周静怡1,2

(1 北京航空材料研究院 航空材料检测与评价北京市重点实验室，北京 100095； 2 北京航空材料研究院 材料检测与评价航空科技重点实验室，北京 100095； 3 北京航空材料研究院 先进高温结构材料重点实验室，北京 100095)

利用常规疲劳试验方法获得TA11合金在不同温度，不同应力比下的3×107及1×108超高周疲劳极限，并采用三参数幂函数法获得合金超高周疲劳中值S-N曲线及其描述方程。研究发现：与传统1×107疲劳极限相比，TA11合金的超高周(3×107及1×108)疲劳强度表现出继续降低的趋势，这一趋势在负应力比(R=-1)下不太明显，在正应力比(R=0.1，0.5)下十分显著，并且室温下的降低幅度大于高温下的降低幅度；断口分析表明，室温下TA11合金试样的超高周疲劳裂纹均萌生于表面，高温下TA11合金试样的超高周疲劳裂纹萌生方式与应力比有关，R=-1和0.1时疲劳裂纹萌生于表面，R=0.5时疲劳裂纹萌生于内部；TA11合金试样的表面状态是导致其疲劳寿命分散的主要原因。

TA11合金；应力比；S-N曲线；超高周疲劳

工程上通常用疲劳循环数达到1×107周次时试样不断裂的最大应力来表征材料的疲劳极限，在进行安全寿命设计时，均以此疲劳极限作为主要参考指标。航空发动机在长期服役期间，关键部件承受振动或循环载荷作用，工作寿命高达1×107周次以上，用传统的1×107周次条件疲劳极限进行寿命设计趋于危险。超高周疲劳研究专注于材料疲劳寿命超出1×107周次以后，特别是108～1011周次之间的疲劳行为和机理。从近十几年来开展的超高周疲劳研究发现，高强钢、铸铁以及铝合金等金属材料的疲劳S-N曲线在1×107周次处并没有传统意义上的疲劳极限，S-N曲线呈连续下降的趋势[1-3]。随着现代大型运输机及大型客机的发展，航空发动机材料的长寿命、高可靠成为新的设计需求，美军发动机结构完整性大纲(ENSIP)中亦明确要求发动机所有部件的最小设计寿命不低于109周次，因此，研究航空发动机用结构材料的超高周疲劳行为具有十分重要的意义[4]。

TA11合金是一种近α型钛合金，其名义成分为Ti-8Al-1Mo-1V(质量分数/%)，该合金具有较高的比刚度、比强度，且在高温下具有良好的热稳定性，高的蠕变强度和优良的阻尼性能，是航空发动机转子部件选材的重点，最高长期工作温度为450 ℃[5-6]。低辐、高周疲劳开裂是航空发动机部件失效的主要形式，而在发生高周疲劳失效的部件中，转子部件约占50%[7]，TA11合金作为转子部件材料，对其进行超高周疲劳行为研究十分必要。目前超高周疲劳试验技术主要有常规疲劳试验和超声疲劳试验两种。超声疲劳试验频率在15～30 kHz之间，试验效率高，但存在可能的频率效应，不能保证试验数据的高可信度；常规疲劳试验频率在100 Hz左右，试验效率低、经济性差，但是此方法避免了加载频率对疲劳寿命的影响，数据可信度高，常用于为超声疲劳定量研究提供参照标准。目前，国内外多数研究的超高周疲劳结果均基于超声疲劳试验得出[2,8-11]，然而不同材料的超高周疲劳行为受频率效应的影响各异，其数据的可信度依然需要常规试验的验证。洪友士等[12]总结了加载频率对超高周疲劳行为的影响，认为合金材料强度较高时，位错可动性小，频率效应降低；外加应力较大时，塑性变形较大，频率效应较明显；外加应力较小时，在近疲劳极限及门槛值区域，频率效应可忽略。Takeuchi等[13]对Ti-6Al-4V合金超高周疲劳行为进行研究指出，裂纹起始于材料内部时，频率影响可忽略，裂纹起始于材料表面时，频率会提高疲劳强度。左景辉等[16]研究指出，Ti-6Al-4V合金疲劳S-N曲线不存在传统意义的疲劳极限，另外，与传统疲劳试验相比，超声疲劳加载下合金疲劳强度提高，寿命延长，同时，频率对不同组织合金超高周疲劳强度的影响不同。可见，钛合金超高周疲劳具有一定的频率效应，且极易受显微组织、外加应力、断裂方式的影响。因此，为确保航空发动机材料疲劳数据的高可靠性，同时为钛合金超声疲劳试验研究提供参照标准，本工作采用常规疲劳试验方法系统研究了TA11合金在不同温度、不同应力比下的超高周疲劳行为，综合考虑试验效率及经济性，室温下最长试验周次为1×108，高温下最长试验周次为3×107，采用三参数幂函数法对不同条件下的超高周疲劳数据进行分析，获得了中值S-N曲线方程，为合金超高周疲劳寿命预测提供技术支持；最后通过断口分析研究，揭示了TA11合金在不同条件下的超高周疲劳断裂机理。

1 实验材料及方法

实验材料为φ25 mm TA11钛合金棒材，其主要化学成分为Ti-8Al-1Mo-1V(质量分数/%)，相变点为1030～1040 ℃。棒材由经过三次真空自耗电弧炉熔炼的铸锭热锻而成，热处理制度为910 ℃/1 h空冷+580 ℃/8 h空冷。在成品棒材上切取试样，经磨抛腐蚀后，对棒材的横、纵截面进行高、低倍观察。棒材低倍组织未发现裂纹、夹杂、偏析、缩孔、气孔和其他冶金缺陷，棒材横截面为均匀的等轴α相，纵截面为均匀拉长的α相，晶间为少量的β相。横、纵截面高倍组织形貌见图1。

图1 TA11合金组织形貌 (a)横截面；(b)纵截面Fig.1 Morphologies of TA11 alloy (a) cross section; (b) longitudinal cross section

图2 疲劳试样形状及尺寸图Fig.2 Dimensions of specimen used in fatigue tests

沿棒材纵向切取圆柱形毛坯，精加工成疲劳性能测试试样，试样形状及尺寸见图2，试样加工参照HB5287—1996“金属材料轴向加载疲劳试验方法”附录B疲劳试样加工工艺进行。超高周疲劳S-N曲线的测定严格按照HB5287—1996进行，试验设备为QBG-500型高频疲劳试验机，试验温度分别为室温、300 ℃和400 ℃，每种试验温度选择R=-1，0.1，0.5 3个不同应力比进行试验，加载波形为正弦波，加载方向为轴向，试验频率为90～125 Hz，不同试验条件试样数量为30根，室温下最长试验周次为1×108，300 ℃和400 ℃下最长试验周次为3×107。首先采用升降法求得材料的超高周疲劳极限，再以该疲劳极限为最低应力水平，采用成组试验法得到S-N曲线，然后按照HB5287—1996中推荐的解析法对不同条件下的疲劳试验数据进行描述，得到单条S-N曲线。

2 结果与分析

2.1 中值S-N曲线方程的确定

图3～5显示不同温度，不同应力比下的TA11合金超高周疲劳试验结果。图中黑色箭头表示使用升降法测试超高周疲劳极限时该试样达到1×108或3×107周次未发生断裂，箭头后面的数字表示某最大应力下在规定周次未发生断裂的试样根数。采用三参数幂函数法对不同条件下的试验数据进行拟合分析，得到中值S-N曲线及其描述方程，S-N曲线见图3～5中的实线部分，方程的对数表达式为：

lgN=B1+B2lg(Smax-B3)

式中：Smax为最大应力；N为循环寿命；B1，B2，B3为材料常数。不同试验条件下中值S-N曲线方程的材料常数值见表1。

表1 TA11合金在不同温度，不同应力比下的中值S-N曲线方程材料常数值

Table 1 Material constant values of the medianS-Ncurveequation for TA11 alloy at different temperaturesand different stress ratios

t/℃RMaterialconstantvaluesB1B2B325-113．54-3．98418．200．129．22-8．74333．570．534．83-11．03452．24300-117．24-5．36312．460．176．92-25．3200．585．77-28．870400-171．25-24．7600．161．40-20．0000．581．42-26．400

2.2 超高周疲劳寿命分析

表2显示利用三参数幂函数法计算得到的TA11合金在不同温度，不同应力比下的典型中值疲劳寿命及强度值。从表2及图3～5可以看出，同一温度下，应力比对TA11合金疲劳强度影响显著，3种应力比下同一循环周次所对应疲劳强度的高低顺序为R=0.5>R=0.1>R=-1；同一应力比下，疲劳强度满足温度越高，强度越低的规律。与传统工程意义疲劳极限寿命1×107相比，TA11合金在3×107和1×108循环周次下，疲劳强度表现出继续降低的趋势，这说明以1×107作为TA11合金疲劳极限寿命是不安全的。从表2所示Δσmax(1×107与3×107)数值可以看出，在不同温度下，负应力比(R=-1)与正应力比(R=0.1,0.5)相比，疲劳强度降低较小，约为10～20 MPa；在同一温度下，正应力比R=0.1和R=0.5的Δσmax(1×107与3×107)十分接近，如室温时分别为41 MPa和32 MPa，300 ℃时分别为24 MPa和25 MPa，400 ℃时分别为28 MPa和27 MPa。说明在同一温度下，TA11合金超高周疲劳强度的降低幅度与正应力比的大小无关；然而对于同一应力比，400 ℃比300 ℃具有更大的超高周疲劳强度降低幅，说明在高温下，对于同一应力比，温度越高，超高周疲劳强度降低越明显。将室温下不同应力比的1×107与1×108周次疲劳强度进行对比发现，正应力比(R=0.1和R=0.5)1×108周次疲劳强度降低60～80 MPa，负应力比(R=-1)疲劳强度降低19 MPa。综上所述，在负应力比下，TA11合金超高周疲劳强度较1×107周次降低约10～20 MPa；在正应力比下，超高周疲劳强度显著降低，而且室温降低幅度大于高温降低幅度。

表2 TA11合金在不同温度，不同应力比下的典型中值疲劳寿命及强度值Table 2 Typical median fatigue life and strength values for TA11 alloy at different temperatures and different stress ratios

图3 TA11合金室温超高周疲劳中值S-N曲线Fig.3 VHCF S-N curves for TA11 alloy at room temperature

图4 TA11合金300 ℃超高周疲劳中值S-N曲线Fig.4 VHCF S-N curves for TA11 alloy at 300 ℃

2.3 超高周疲劳断口分析

诸多研究表明[12,14]，在超高周疲劳过程中，不同的循环应力幅下，疲劳裂纹的萌生方式不同，随着应力幅的降低，疲劳裂纹的萌生发生由表面到内部的转变。在较高应力幅下，疲劳裂纹在试样表面缺陷处萌生，疲劳寿命较短；在较低应力幅下，疲劳裂纹在试样内部萌生，疲劳寿命较长，疲劳断口呈现单个或多个“鱼眼”特征裂纹源。对TA11合金超高周疲劳试样断口进行SEM观察发现，在300 ℃和400 ℃，R=0.5试验条件下，在高、中应力幅，裂纹萌生于试样表面，在低应力幅，近3×107周次断裂试样裂纹萌生于内部，裂纹源呈现单个“鱼眼”特征(见图6(a),7(a))，能谱分析显示“鱼眼”中心无非金属夹杂，高倍形貌显示裂纹起源于解理小刻面(见图6(b),7(b))。研究认为[15-16]，在钛合金中，α相为密排六方结构，β相为体心立方结构，β相滑移系较多，在低应力幅下，滑移首先由β相开始，在两相界面形成位错堆积，产生局部应力集中，从而导致裂纹在晶界或相界萌生。同时也说明，对于TA11合金，在300 ℃和400 ℃，R=0.5试验条件下，3×107寿命区试样表面所受剪切应力难以促使表面开裂，此时，试样内部产生局部应力集中，导致裂纹萌生。

图5 TA11合金400 ℃超高周疲劳中值S-N曲线Fig.5 VHCF S-N curves for TA11 alloy at 400℃

合金在300 ℃，400 ℃，R=-1，0.1等试验条件下，疲劳裂纹均起始于试样表面，呈现单源或多源特征(见图8)，近3×107周次断裂试样断口未呈现R=0.5时的“鱼眼”特征，其原因可能是在较低应力比下，3×107寿命区试样内部应力集中尚不足以促使裂纹萌生，表面在剪切应力作用下萌生裂纹依然是试样疲劳断裂的主要方式。综上可知，高温下TA11合金的超高周疲劳(3×107)裂纹萌生方式与应力比有关。当R=-1和0.1时，裂纹萌生于试样表面，试样的表面状态对超高周疲劳寿命的影响更大；当R=0.5时，裂纹萌生于试样内部，断口形貌呈现“鱼眼”特征，材料内部的局部应力集中是导致疲劳裂纹萌生的主要原因。通过对合金在室温下不同应力比的疲劳断口形貌进行观察发现，与300 ℃和400 ℃的情况不同的是，室温下不同应力比的试样疲劳裂纹均萌生于表面(见图9)，这说明，在室温，最长试验寿命1×108条件下，TA11合金试样的疲劳裂纹萌生方式与载荷大小、应力比无直接关系，试样的表面状态是影响合金室温超高周疲劳寿命的主要因素。

图6 300 ℃，R=0.5条件下的超高周疲劳断口形貌(σmax=675 MPa，Nf=2.048×107) (a)宏观形貌；(b)裂纹源区微观形貌Fig.6 Fracture morphologies of VHCF specimens at 300 ℃ and stress ratio of 0.5 (σmax=675 MPa, Nf=2.048×107) (a) macro morphology; (b) micro morphology of the cracks initiation area

图7 400 ℃，R=0.5条件下的超高周疲劳断口形貌(σmax=650 MPa，Nf=2.86×107) (a)宏观形貌；(b)裂纹源区微观形貌Fig. 7 Fracture morphologies of VHCF specimens at 400 ℃ and stress ratio of 0.5 (σmax=650 MPa, Nf=2.86×107) (a) macro morphology; (b) micro morphology of the cracks initiation area

图8 300 ℃和400 ℃，R=0.1条件下的超高周疲劳裂纹源区断口形貌 (a)300 ℃，σmax=575 MPa， Nf=2.595×107；(b)400 ℃，σmax=550 MPa，Nf=2.4365×107Fig. 8 Fracture morphologies of the cracks initiation area of VHCF specimens at the testing temperatures of 300 ℃ and 400 ℃ and stress ratio of 0.1 (a) 300 ℃, σmax=575 MPa , Nf=2.595×107; (b) 400 ℃, σmax=550 MPa, Nf=2.4365×107

图9 室温，不同应力比条件下的超高周疲劳裂纹源区断口形貌 (a)R=0.1，σmax=610 MPa，Nf=7.4147×107； (b)R=0.5，σmax=740 MPa，Nf=8.0317×107Fig.9 Fracture morphologies of the cracks initiation area of VHCF specimens in different stress ratios at room temperature (a) R=0.1, σmax=610 MPa, Nf=7.4147×107; (b) R=0.5, σmax=740 MPa, Nf=8.0317×107

从图3～5可以看出，TA11合金疲劳性能数据分散性较大，且这种分散性在不同应力比的中应力幅区最为明显，这与文献[17]的试验结果一致。表3显示在室温，R=0.1，750 MPa条件下5个试样的疲劳寿命与相应的裂纹源特征。可以看出，5个试样中短寿命与长寿命相差约两个数量级，短寿命试样疲劳裂纹更趋向于在表面多源萌生，长寿命试样疲劳裂纹为在表面单源萌生。其原因可能是，尽管所有试验试样的表面状态均满足标准要求，但由于钛合金的高缺陷敏感性，使得疲劳过程中产生于试样表面的相对较大的缺陷极易成为钛合金的疲劳裂纹源。在高应力幅下，试样表面剪切应力很大，裂纹多源萌生，缺陷尺寸不足以影响疲劳寿命；在低应力幅下，试样表面最薄弱部位优先达到临界应力萌生裂纹，疲劳寿命一致性也较高；只有在中应力幅下，试样表面的剪切应力处于此类缺陷的临界应力范围内，这些缺陷的大小、数量及分布的不确定性使得合金疲劳寿命的分散性增大。因此，TA11合金试样的表面状态是导致疲劳寿命分散的主要原因。为了最大限度的降低TA11合金疲劳寿命的分散性，在进行钛合金零部件设计及加工时，应确保零部件具有更低的表面粗糙度。

表3 室温，R=0.1，750 MPa条件下，不同TA11合金试样 疲劳试验结果Table 3 Fatigue testing results of specimens for TA11 alloy at room temperature, stress ratio of 0.1 and load stress of 750 MPa

3 结 论

(1)利用常规疲劳试验方法获得了TA11合金在不同温度，不同应力比下的3×107及1×108超高周疲劳极限，并采用三参数幂函数法获得了合金超高周疲劳中值S-N曲线及其描述方程，可对合金在不同温度，不同应力比下的疲劳强度及寿命进行有效预测。

(2)与传统1×107疲劳极限相比，TA11合金的超高周(3×107及1×108)疲劳强度表现出继续降低的趋势，负应力比(R=-1)时降低10～20 MPa，正应力比(R=0.1、0.5)时，室温下3×107疲劳强度降低30～40 MPa，1×108疲劳强度降低60～80 MPa，高温下3×107疲劳强度降低20～30 MPa。

(3)室温下TA11合金超高周疲劳(1×108)试样的裂纹均萌生于表面；高温下TA11合金超高周疲劳(3×107)试样的裂纹萌生方式与应力比有关，R=-1和0.1时疲劳裂纹萌生于表面，R=0.5时疲劳裂纹萌生于内部。TA11合金试样的表面状态是导致合金疲劳寿命分散的主要原因。

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(责任编辑：张 峥)

Very High Cycle Fatigue Behavior of TA11 Titanium Alloy

JIAO Zehui1,2,3, YU Huichen1,2,3, ZHONG Bin1,2,3, LI Xudong1,2,3, ZHOU Jingyi1,2

(1 Beijing Key Laboratory of Aeronautical Materials Testing and Evaluation, Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China; 2 Aviation Key Laboratory of Science and Technology on Aeronautical Materials Testing and Evaluation, Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China; 3 Science and Technology on Advanced High Temperature Structural Materials Laboratory, Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)

The conventional fatigue test method was used to obtain the very high cycle fatigue (VHCF) limits of 3×107and 1×108cycles for TA11 titanium alloy in different temperatures and stress ratios. Three parameter power function method was used to obtain the VHCF medianS-Ncurves and equations. The results show that the VHCF strength of 3×107and 1×108cycles presented a continue reducing trend compared with the traditional 1 x 107fatigue limit. This trend is not obvious in negative stress ratio (R=-1), but significant in normal stress ratio (R=0.1 and 0.5), and the reduction amplitude of room temperature tests was greater than that of elevated temperature tests. The fracture morphologies showed that the VHCF cracks initiat at the specimen surface of TA11 alloy in room temperature tests, and the VHCF cracks initiation ways in elevated temperature tests relate to the stress ratio. The cracks initiate at the specimen surface whenR=0.1 and 0.5 but in the internal whenR=0.5; The surface state of TA11 alloy specimens is the main cause of its fatigue life dispersion.

TA11 alloy; stress ratio;S-Ncurves; very high cycle fatigue

2016-06-30；

2016-09-25

航空科学基金(2013ZF21014)

焦泽辉(1986—)，男，博士研究生，工程师，主要从事航空发动机材料力学性能研究，(E-mail)jiaozehui@163.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2016.000113

TG146.2

A

1005-5053(2017)01-0084-07