应力比对TC4钛合金超高周疲劳失效机理的影响

工程科学学报，第41卷，第2期：254-260,2019年2月 Chinese Joural of Engineering,Vol.41,No.2:254-260,February 2019 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2019.02.013;http://journals.ustb.edu.cn 应力比对TC4钛合金超高周疲劳失效机理的影响 呆宁，李 伟四 北京理工大学机械与车辆学院，北京100081 区通信作者，E-mail:iw@bit.cdu.cm 摘要采用频率为100Hz的电磁谐振疲劳试验机进行疲劳拉伸试验，研究了两种应力比(R=0.1和-1)对TC4钛合金的 超高周疲劳失效机理的影响.结果表明，两种应力比下的S-N曲线都呈现“双线”型，但各自表示的意义及失效机理不同.当 R=0.1时，TC4钛合金的疲劳失效形式有两种，即由加工缺陷诱发的表面失效和内部鱼眼失效，这两种失效形式都伴随着颗 粒平面(Fact)出现：而当R=-l时，仅存在表面失效，且无Fact的出现.基于断裂力学的讨论可知，在正应力比及真空环境 下，对应小裂纹扩展的门槛值更低，更有利于裂纹扩展及Fact的形成.TC4钛合金的整个内部疲劳失效过程及机理可解释 为：(1)滑移线或滑移带在部分α晶粒上的出现：(2)微裂纹的萌生和接合：(3)颗粒亮区(GBF)的形成：(4)鱼眼的形成：(5) 鱼眼外的失稳裂纹扩展：(6)最终的瞬时断裂. 关键词TC4钛合金；应力比；失效机理；鱼眼；应力强度因子 分类号TG111.8 Effect of stress ratio on the very high-cycle fatigue failure mechanism of TC4 titanium alloy GAO Ning,LI Wei School of Mechanical Engineering,Beijing Institute of Technology,Beijing 100081.China Corresponding author,E-mail:lliw@bit.edu.cn ABSTRACT As technology has developed along with the increasing mechanical demands placed upon it,the need for fatigue excee- ding 10'cycles or even longer for machines and components is necessary,not only for safety and reliability,but also for minimizing the economic and human costs brought about by failure.Titanium alloys have been one of the most widely used and most important materi- als in the aerospace domain owing to their superior properties of high strength-weight ratio and good temperature resistance.Studies have shown that S-N curves of TC4 alloy exhibit a linearly decreasing tendency and no fatigue limit around 10'cycles under very high- cycle fatigue.Thus,fatigue strength design according to the traditional standard is adventurous to some extent.In this study,an elec- tromagnetic resonant fatigue testing machine at a frequency of 100 Hz was employed to carry out fatigue tests and investigate the influ- ence of two stress ratios (R=0.I and -1)on TC4 titanium alloy under a very high-cycle fatigue regime.The results show that S-N curves under each of the two stress ratios present the so called"duplex characteristic"while their respective failure mechanisms are dif- ferent.The fracture of specimens under R=0.I corresponds to two modes,i.e.,surface failure induced by machining defects,and in- terior fisheye failure,accompanied by the appearance of facets.The horizontal part of the S-N curve at stress ratio of 0.I represents the transition stress between the surface failure and the interior failure,beyond which the surface failure can take place,while surface failure without facets only occurs under R=-1.Based on fracture mechanics,the threshold value of small crack growth is lower under a positive stress ratio and in a vacuum,which is more conducive to crack propagation and formation of facets.From these results,the interior fatigue failure process and mechanism of TC4 titanium can be explained as follows:(1)the appearance of slip lines or bands in 收稿日期：2018-01-19 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51775043,51305027)

工程科学学报,第 41 卷,第 2 期:254鄄鄄260,2019 年 2 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 41, No. 2: 254鄄鄄260, February 2019 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2019. 02. 013; http: / / journals. ustb. edu. cn 应力比对 TC4 钛合金超高周疲劳失效机理的影响 杲 宁, 李 伟苣 北京理工大学机械与车辆学院, 北京 100081 苣通信作者, E鄄mail: lliw@ bit. edu. cn 摘 要 采用频率为 100 Hz 的电磁谐振疲劳试验机进行疲劳拉伸试验,研究了两种应力比(R = 0郾 1 和 - 1)对 TC4 钛合金的 超高周疲劳失效机理的影响. 结果表明,两种应力比下的 S鄄鄄N 曲线都呈现“双线冶型,但各自表示的意义及失效机理不同. 当 R = 0郾 1 时,TC4 钛合金的疲劳失效形式有两种,即由加工缺陷诱发的表面失效和内部鱼眼失效,这两种失效形式都伴随着颗 粒平面(Facet)出现;而当 R = - 1 时,仅存在表面失效,且无 Facet 的出现. 基于断裂力学的讨论可知,在正应力比及真空环境 下,对应小裂纹扩展的门槛值更低,更有利于裂纹扩展及 Facet 的形成. TC4 钛合金的整个内部疲劳失效过程及机理可解释 为:(1)滑移线或滑移带在部分 琢 晶粒上的出现;(2)微裂纹的萌生和接合;(3)颗粒亮区(GBF)的形成;(4)鱼眼的形成;(5) 鱼眼外的失稳裂纹扩展;(6)最终的瞬时断裂. 关键词 TC4 钛合金; 应力比; 失效机理; 鱼眼; 应力强度因子 分类号 TG111郾 8 收稿日期: 2018鄄鄄01鄄鄄19 基金项目: 国家自然科学基金资助项目(51775043,51305027) Effect of stress ratio on the very high鄄cycle fatigue failure mechanism of TC4 titanium alloy GAO Ning, LI Wei 苣 School of Mechanical Engineering, Beijing Institute of Technology, Beijing 100081, China 苣Corresponding author, E鄄mail: lliw@ bit. edu. cn ABSTRACT As technology has developed along with the increasing mechanical demands placed upon it, the need for fatigue excee鄄 ding 10 7 cycles or even longer for machines and components is necessary, not only for safety and reliability, but also for minimizing the economic and human costs brought about by failure. Titanium alloys have been one of the most widely used and most important materi鄄 als in the aerospace domain owing to their superior properties of high strength鄄weight ratio and good temperature resistance. Studies have shown that S鄄鄄N curves of TC4 alloy exhibit a linearly decreasing tendency and no fatigue limit around 10 7 cycles under very high鄄 cycle fatigue. Thus, fatigue strength design according to the traditional standard is adventurous to some extent. In this study, an elec鄄 tromagnetic resonant fatigue testing machine at a frequency of 100 Hz was employed to carry out fatigue tests and investigate the influ鄄 ence of two stress ratios (R = 0郾 1 and - 1) on TC4 titanium alloy under a very high鄄cycle fatigue regime. The results show that S鄄鄄N curves under each of the two stress ratios present the so called “duplex characteristic冶 while their respective failure mechanisms are dif鄄 ferent. The fracture of specimens under R = 0郾 1 corresponds to two modes, i. e. , surface failure induced by machining defects, and in鄄 terior fisheye failure, accompanied by the appearance of facets. The horizontal part of the S鄄鄄N curve at stress ratio of 0郾 1 represents the transition stress between the surface failure and the interior failure, beyond which the surface failure can take place, while surface failure without facets only occurs under R = - 1. Based on fracture mechanics, the threshold value of small crack growth is lower under a positive stress ratio and in a vacuum, which is more conducive to crack propagation and formation of facets. From these results, the interior fatigue failure process and mechanism of TC4 titanium can be explained as follows: (1) the appearance of slip lines or bands in

呆宁等：应力比对TC4钛合金超高周疲劳失效机理的影响 ·255· partial o grain;(2)initiation and coalescence of micro-crack;(3)formation of granular bright facets (GBF);(4)formation of fish- eye;(5)unstable crack propagation outside the fisheye;(6)instantaneous fracture. KEY WORDS TC4 titanium alloy;stress ratio;failure mechanism;fisheye;stress intensity factor 超高周疲劳是指疲劳周次达到10？及以上时材说，关于钛合金的内部失效机制还需要进一步的研 料的疲劳失效行为.在实际工程中，诸如钛合 究.本文基于对TC4钛合金在两种应力比下的S-N 金1-、铝合金)、高强度钢4等金属发生超高周疲 曲线的分析，通过研究特定裂纹的尺寸和应力强度 劳失效的情况屡见不鲜.因此，为保证零件在服役 因子范围△K,结合对断口形貌的观察，对钛合金的 期间的安全可靠，有必要对金属的长寿命疲劳失效 超高周疲劳失效机理进行了阐述 机制进行探索和研究 钛合金有比强度高、抗腐蚀性和抗热性好等特 1试验材料与方法 性，具有优越的综合性能，因而在航空航天领域得到 1.1试验材料 广泛应用.研究表明，当施加应力的循环次数由高 试验材料为TC4钛合金，其化学成分见表1. 周进入超高周时，裂纹源由试件表面转移到内部，裂 首先将直径为16mm的棒状加工成沙漏状，然后用 纹萌生机理的变化导致应力-寿命(S-N)曲线会表 600°~2000砂纸沿试件轴向方向研磨试样表面，得 现出特有的“双S-N曲线”或“台阶S-N曲线”[s)特 到最终形状1s),如图1所示(M14×1表示螺距为1 征.基于Ti-6A-4V合金在五种应力比下的拉-压 mm外径14mm的螺纹).试件的最小截面直径和 试验，刘小龙等)发现在应力比为-1和0.5时，S- 切口圆弧半径分别为4mm和36mm,相关的应力集 N曲线先下降后保持水平，且具有疲劳极限：对于应 中系数约为1.02.通过研磨和抛光，然后用Kol溶 力比为-0.1,0.1和0.5时，S-N曲线呈阶梯状或 液进行腐蚀，结合扫描电镜和光学显微镜的观察可 双线型.并且，当应力比为正时，不论在高周疲劳区 知，该材料的微观组织由α相和B相组成.基于力 还是超高周疲劳区，该合金的疲劳强度会明显降低. 学拉伸性能试验，材料的抗拉强度σ。、屈服强度σ Cupi等[)发现Ti-6Al-4V合金在超高周疲劳区的 和杨氏模量E分别为1123MPa、980MPa和110GPa. SN曲线呈现下降的趋势，并且疲劳寿命超过了 表1TC4钛合金的化学组成（质量分数） 10°周次.内部失效作为超高周疲劳的典型特征，主 Table 1 Chemical composition of TC4 要是由材料中的内部缺陷如非金属夹杂物[2，-)、第 Fe C Al V Ti 二相粒子]和一些微观组织不均匀性[0-1]引起的， 0.3 0.10.050.0150.26.14.0余量 其中，微观组织不均匀是钛合金超高周疲劳裂纹萌 生的主要原因.针对钛合金内部裂纹萌生机理， 1.2试验方法 Neal和Blenkinsop]提出内部失效是由晶界位错堆 使用频率为100Hz的电磁谐振疲劳试验机，开 积机制引起局部高应力导致的α晶粒分裂的结果； 展TC4钛合金在室温条件下的轴向加载疲劳试验， Lutjeringti]认为内部裂纹萌生是由表面残余压应力 应力比R分别为-1和0.1，加载周期为10~10周 导致的内部拉应力引起的：Bache4]认为强、弱粒子 次.试验结束后，用扫描电镜、光学显微镜和LAM- 之间的应变不协调性在内部裂纹萌生过程中起着关 OS图像分析软件对裂纹萌生区、扩展区的形貌进行 键作用.此外，关于小平面的形成，争论主要集中在 二维和三维观察，进而分析了TC4钛合金的超高周 断裂是由解理断裂引起，还是由滑移引起.总体来 疲劳失效机理 半径36 40 5 37 127 图1试样形状及尺寸（单位：mm) Fig.1 Shape and dimensions of specimen (unit:mm)

杲 宁等: 应力比对 TC4 钛合金超高周疲劳失效机理的影响 partial 琢 grain; (2) initiation and coalescence of micro鄄crack; (3) formation of granular bright facets (GBF); (4) formation of fish鄄 eye; (5) unstable crack propagation outside the fisheye; (6) instantaneous fracture. KEY WORDS TC4 titanium alloy; stress ratio; failure mechanism; fisheye; stress intensity factor 超高周疲劳是指疲劳周次达到 10 7及以上时材 料的疲 劳 失 效 行 为. 在 实 际 工 程 中, 诸 如 钛 合 金[1鄄鄄2] 、铝合金[3] 、高强度钢[4]等金属发生超高周疲 劳失效的情况屡见不鲜. 因此,为保证零件在服役 期间的安全可靠,有必要对金属的长寿命疲劳失效 机制进行探索和研究. 钛合金有比强度高、抗腐蚀性和抗热性好等特 性,具有优越的综合性能,因而在航空航天领域得到 广泛应用. 研究表明,当施加应力的循环次数由高 周进入超高周时,裂纹源由试件表面转移到内部,裂 纹萌生机理的变化导致应力鄄鄄 寿命(S鄄鄄 N)曲线会表 现出特有的“双 S鄄鄄N 曲线冶或“台阶 S鄄鄄N 曲线冶 [5]特 征. 基于 Ti鄄鄄6Al鄄鄄4V 合金在五种应力比下的拉鄄鄄压 试验,刘小龙等[5]发现在应力比为 - 1 和 0郾 5 时,S鄄鄄 N 曲线先下降后保持水平,且具有疲劳极限;对于应 力比为 - 0郾 1,0郾 1 和 0郾 5 时,S鄄鄄 N 曲线呈阶梯状或 双线型. 并且,当应力比为正时,不论在高周疲劳区 还是超高周疲劳区,该合金的疲劳强度会明显降低. Crupi 等[6]发现 Ti鄄鄄6Al鄄鄄4V 合金在超高周疲劳区的 S鄄鄄 N 曲线呈现下降的趋势,并且疲劳寿命超过了 图 1 试样形状及尺寸(单位:mm) Fig. 1 Shape and dimensions of specimen (unit: mm) 10 9周次. 内部失效作为超高周疲劳的典型特征,主 要是由材料中的内部缺陷如非金属夹杂物[2,7鄄鄄8] 、第 二相粒子[9]和一些微观组织不均匀性[10鄄鄄11]引起的, 其中,微观组织不均匀是钛合金超高周疲劳裂纹萌 生的主要原因. 针对钛合金内部裂纹萌生机理, Neal 和 Blenkinsop [12]提出内部失效是由晶界位错堆 积机制引起局部高应力导致的 琢 晶粒分裂的结果; L俟tjering [13]认为内部裂纹萌生是由表面残余压应力 导致的内部拉应力引起的;Bache [14] 认为强、弱粒子 之间的应变不协调性在内部裂纹萌生过程中起着关 键作用. 此外,关于小平面的形成,争论主要集中在 断裂是由解理断裂引起,还是由滑移引起. 总体来 说,关于钛合金的内部失效机制还需要进一步的研 究. 本文基于对 TC4 钛合金在两种应力比下的 S鄄鄄N 曲线的分析,通过研究特定裂纹的尺寸和应力强度 因子范围 驻K,结合对断口形貌的观察,对钛合金的 超高周疲劳失效机理进行了阐述. 1 试验材料与方法 1郾 1 试验材料 试验材料为 TC4 钛合金,其化学成分见表 1. 首先将直径为 16 mm 的棒状加工成沙漏状,然后用 600 # ~ 2000 #砂纸沿试件轴向方向研磨试样表面,得 到最终形状[15] ,如图 1 所示(M14 伊 1 表示螺距为 1 mm 外径 14 mm 的螺纹). 试件的最小截面直径和 切口圆弧半径分别为 4 mm 和 36 mm,相关的应力集 中系数约为 1郾 02. 通过研磨和抛光,然后用 Kroll 溶 液进行腐蚀,结合扫描电镜和光学显微镜的观察可 知,该材料的微观组织由 琢 相和 茁 相组成. 基于力 学拉伸性能试验,材料的抗拉强度 滓b 、屈服强度 滓s 和杨氏模量 E 分别为 1123 MPa、980 MPa 和 110 GPa. 表 1 TC4 钛合金的化学组成(质量分数) Table 1 Chemical composition of TC4 % Fe C N H O Al V Ti 0郾 3 0郾 1 0郾 05 0郾 015 0郾 2 6郾 1 4郾 0 余量 1郾 2 试验方法 使用频率为 100 Hz 的电磁谐振疲劳试验机,开 展 TC4 钛合金在室温条件下的轴向加载疲劳试验, 应力比 R 分别为 - 1 和 0郾 1,加载周期为 10 4 ~ 10 9周 次. 试验结束后,用扫描电镜、光学显微镜和 LAM鄄 OS 图像分析软件对裂纹萌生区、扩展区的形貌进行 二维和三维观察,进而分析了 TC4 钛合金的超高周 疲劳失效机理. ·255·

·256· 工程科学学报，第41卷，第2期 1100 2试验结果 O表面失效(R--1) 1000 △表面失效(R=01) 2.1应力-寿命曲线 900 820 MPa TC4钛合金的最大应力-寿命(S-N)数据如图 800 66 2所示.当R=0.1时，疲劳失效形式分为两种，即 700 8600 表面失效和内部失效，表现出所谓的双重S-N曲线 600 特性.对于表面失效，分别用空心三角和虚线来表 500 600 MPa 示相应的试验数据和绘制的S-N曲线：而对于内部 400 ▲内部失效R=0.1) 失效，分别用实心三角和实线来表示.其中，虚线的 105 10泸 107 10 109 水平段对应发生表面失效的极限值（约为820 疲劳寿命， MPa),即只有当应力高于该极限应力时，才会发生 图2TC4钛合金的S-N特性 表面失效.内部失效主要发生在寿命N>5×10的 Fig.2 S-N property of TC4 titanium alloy 低应力区，且试验数据随着疲劳寿命的增长呈现连 载荷作用下，缺陷会使得表面产生局部应力集中，因 续下降的趋势.而当R=-1时，试件仅发生表面失 而缺陷周围区域的循环塑性变形高于平均值.此 效，图2中用空心圆表示试验数据，双点划线来表示 外，由于表层变形的约束降低，所以裂纹很容易在表 S-V曲线.即使对应表面失效模式，试件在超高周 面形成.从图中还可看到裂纹萌生区(crack initia- 区仍会发生失效.近似的S-V数据也可以分成两 tion area,CIA)及内部的小平面.对于内部失效，g. 部分，分别对应着低于2×10周次和超过3×10'周 和N分别为270MPa和62765800周次时的形貌图 次的数据区.鉴于两个数据区的分离比较明显，也 如图3(b)所示，图中虚线区域为鱼眼，从图中可以 近似地认为TC4钛合金在R=-1时的S-N曲线也 看出，鱼眼内部与外部区域的裂纹形貌明显不同，这 呈现双重特征. 是由于裂纹扩展速率不同所致.在鱼眼内部存在一 另一方面，从图中可以看出，在N<10周次的 个特殊的亮区(granular bright facets,GBF),如图中 高周疲劳区，TC4钛合金的主要失效形式为表面失 实线区域所示，该区域的高倍放大图像如图3（©）所 效，这与应力比大小无关.当应力比R=0.1时，在 示，里面随机分布着一些光滑的小平面.当R=-1 疲劳寿命低于10'周次区域内出现内部失效的数据 时，仅发生表面失效，o,和N分别为725MPa和 点，这意味着在高周疲劳阶段，随着应力比增加，出 45600周次时的断口形貌如图3(d)所示，在图中看 现内部失效的几率增大.而在N>10'的超高周疲 不到小平面.基于光学显微镜对断口的观察，R= 劳区域内，应力比的不同导致了失效机理发生变化， 0.1时，在表面裂纹萌生区和内部GBF内的小平面 即当R=-1时，TC4钛合金的超高周疲劳失效形式 上都能看到滑移线的特征，如图4(a)和4(b)所示. 也是由表面加工缺陷诱发的表面失效：而当应力比 这表明，小平面的形成和位错滑移有关 为0.1时，疲劳裂纹往往源于试样内部，即失效形式 2.3裂纹尺寸特征 为鱼眼失效，对应的S-N曲线为连续下降型，且不 本文定义一个裂纹尺寸参数√area(单位为 存在明显的疲劳极限.此外，在超高周疲劳阶段，当 um)来表示特征裂纹尺寸，其中用√areasp和 施加最大应力一定时，随着应力比增加，疲劳寿命有 √areaciA来表示表面失效中表面缺陷(surface de- 所减小.对于给定的疲劳寿命，当应力比增加时，疲 劳强度随之降低.这是由于随着应力比由负变正， fects,SD)和裂纹萌生区，用√area、√areacEF和 两裂纹源表面之间的压应力消失，换句话说，试件只 √are来表示内部失效中小平面、GBF及鱼眼的 承受拉伸载荷，裂纹一直处于张开状态，扩展速率增 尺寸，进而分析TC4钛合金在不同应力比时的失效 加，因此材料疲劳强度会降低. 机理 2.2断口观察 图5(a)给出了√areasp,√areacu和应力幅值 图3(a)~(c)给出了R=0.1时的失效断口 σ之间的关系，对于表面缺陷，从图中可以看出， 图，对于表面失效，应力幅值σ，和疲劳寿命N分别 √areas知的值与应力比和应力幅值均无关，可近似为 为405MPa和45600周次时的形貌图如图3(a)所 常数，均值约为5.08μm,这是由于表面缺陷主要受 示，这种失效形式源于试件表面的磨削缺陷，在循环 试样加工条件的影响.对于裂纹萌生区，在R=-1

工程科学学报,第 41 卷,第 2 期 2 试验结果 2郾 1 应力鄄鄄寿命曲线 TC4 钛合金的最大应力鄄鄄寿命( S鄄鄄 N)数据如图 2 所示. 当 R = 0郾 1 时,疲劳失效形式分为两种,即 表面失效和内部失效,表现出所谓的双重 S鄄鄄N 曲线 特性. 对于表面失效,分别用空心三角和虚线来表 示相应的试验数据和绘制的 S鄄鄄N 曲线;而对于内部 失效,分别用实心三角和实线来表示. 其中,虚线的 水平 段 对 应 发 生 表 面 失 效 的 极 限 值 ( 约 为 820 MPa),即只有当应力高于该极限应力时,才会发生 表面失效. 内部失效主要发生在寿命 Nf > 5 伊 10 6的 低应力区,且试验数据随着疲劳寿命的增长呈现连 续下降的趋势. 而当 R = - 1 时,试件仅发生表面失 效,图 2 中用空心圆表示试验数据,双点划线来表示 S鄄鄄N 曲线. 即使对应表面失效模式,试件在超高周 区仍会发生失效. 近似的 S鄄鄄 N 数据也可以分成两 部分,分别对应着低于 2 伊 10 6周次和超过 3 伊 10 7周 次的数据区. 鉴于两个数据区的分离比较明显,也 近似地认为 TC4 钛合金在 R = - 1 时的 S鄄鄄N 曲线也 呈现双重特征. 另一方面,从图中可以看出,在 Nf < 10 7周次的 高周疲劳区,TC4 钛合金的主要失效形式为表面失 效,这与应力比大小无关. 当应力比 R = 0郾 1 时,在 疲劳寿命低于 10 7周次区域内出现内部失效的数据 点,这意味着在高周疲劳阶段,随着应力比增加,出 现内部失效的几率增大. 而在 Nf > 10 7的超高周疲 劳区域内,应力比的不同导致了失效机理发生变化, 即当 R = - 1 时,TC4 钛合金的超高周疲劳失效形式 也是由表面加工缺陷诱发的表面失效;而当应力比 为 0郾 1 时,疲劳裂纹往往源于试样内部,即失效形式 为鱼眼失效,对应的 S鄄鄄 N 曲线为连续下降型,且不 存在明显的疲劳极限. 此外,在超高周疲劳阶段,当 施加最大应力一定时,随着应力比增加,疲劳寿命有 所减小. 对于给定的疲劳寿命,当应力比增加时,疲 劳强度随之降低. 这是由于随着应力比由负变正, 两裂纹源表面之间的压应力消失,换句话说,试件只 承受拉伸载荷,裂纹一直处于张开状态,扩展速率增 加,因此材料疲劳强度会降低. 2郾 2 断口观察 图 3( a) ~ ( c) 给出了 R = 0郾 1 时的失效断口 图,对于表面失效,应力幅值 滓a和疲劳寿命 Nf分别 为 405 MPa 和 45600 周次时的形貌图如图 3( a) 所 示,这种失效形式源于试件表面的磨削缺陷,在循环 图 2 TC4 钛合金的 S鄄鄄N 特性 Fig. 2 S鄄鄄N property of TC4 titanium alloy 载荷作用下,缺陷会使得表面产生局部应力集中,因 而缺陷周围区域的循环塑性变形高于平均值. 此 外,由于表层变形的约束降低,所以裂纹很容易在表 面形成. 从图中还可看到裂纹萌生区( crack initia鄄 tion area, CIA)及内部的小平面. 对于内部失效,滓a 和 Nf分别为 270 MPa 和 62765800 周次时的形貌图 如图 3(b)所示,图中虚线区域为鱼眼,从图中可以 看出,鱼眼内部与外部区域的裂纹形貌明显不同,这 是由于裂纹扩展速率不同所致. 在鱼眼内部存在一 个特殊的亮区(granular bright facets, GBF),如图中 实线区域所示,该区域的高倍放大图像如图 3(c)所 示,里面随机分布着一些光滑的小平面. 当 R = - 1 时,仅发生表面失效,滓a 和 Nf 分别为 725 MPa 和 45600 周次时的断口形貌如图 3( d)所示,在图中看 不到小平面. 基于光学显微镜对断口的观察,R = 0郾 1 时,在表面裂纹萌生区和内部 GBF 内的小平面 上都能看到滑移线的特征,如图 4(a)和 4(b)所示. 这表明,小平面的形成和位错滑移有关. 2郾 3 裂纹尺寸特征 本文定义一个裂纹尺寸参数 area ( 单位为 滋m) 来 表 示 特 征 裂 纹 尺 寸, 其 中 用 areaSD 和 areaCIA来表示表面失效中表面缺陷( surface de鄄 fects, SD) 和裂纹萌生区,用 areafacet、 areaGBF 和 areafisheye来表示内部失效中小平面、GBF 及鱼眼的 尺寸,进而分析 TC4 钛合金在不同应力比时的失效 机理. 图 5( a) 给出了 areaSD , areaCIA 和应力幅值 滓a之间的关系,对于表面缺陷,从图中可以看出, areaSD的值与应力比和应力幅值均无关,可近似为 常数,均值约为 5郾 08 滋m,这是由于表面缺陷主要受 试样加工条件的影响. 对于裂纹萌生区,在 R = - 1 ·256·

杲宁等：应力比对TC4钛合金超高周疲劳失效机理的影响 ·257· 小平面 表面缺陷 裂纹萌生区 鱼眼 204m 200Hm 小平面 204m 50 jam 图3失效断口形貌图.(a)R=0.1时的表面失效：(b)R=0.1时的鱼眼失效：(c)GBF内的小平面：(d)R=-1时的表面失效 Fig.3 Morphology of the fracture surface:(a)surface failure under R=0.1;(b)fisheye failure under R=0.1;(c)facets within GBF;(d)sur- face failure under R=-I (a) (b) 滑移线 滑移线 50m 50 gm 图4小平面上的滑移线.(a)表面失效：(b)内部失效 Fig.4 Slip lines on facets:(a)surface failure;(b)interior failure 和0.1时，√area ci的值分别为2l.11~38.51m和 和√area,的值随着应力幅值的增加而减小，表达 12.91~16.12μm,且均随着应力幅值增加而减小. 式如下： 对应关系如下： GBF:√areacer=7.9936×(g,)-176 (3) R=-1:√areacu=1.2643×10'×(o,)-20123 鱼眼：√area=l.011l×10'×(g.）-14 (1) (4) R=0.1:√/areaci=2.5602×100×(g,）-3s486 2.4应力强度因子计算 基于小裂纹断裂机制的讨论，应力强度因子可 (2) 通过由Murakamit6]提出的√area模型来计算.因 当R=O.1时，√area,√areacBF,√area6shee 此，对应表面缺陷和CIA的应力强度因子范围△KsD 和σ，之间的关系如图5(b)所示，从图中可看出， 和△Kc可以表示为： √area的值与应力幅值大小无关，均值约为4.69 △KsD a CIA=0.65×△√T√areasD(5) μm,研究证实，它和晶粒尺寸近似相等，这表明小 式中，△σ为应力范围.由于拉应力有利于裂纹扩 平面的形成与a晶粒的断裂有关.此外，√areacRF 展，而压应力对裂纹扩展几乎没有影响.因此当R=

杲 宁等: 应力比对 TC4 钛合金超高周疲劳失效机理的影响 图 3 失效断口形貌图. (a) R = 0郾 1 时的表面失效; (b) R = 0郾 1 时的鱼眼失效; (c) GBF 内的小平面; (d) R = - 1 时的表面失效 Fig. 3 Morphology of the fracture surface: (a) surface failure under R = 0郾 1; (b) fisheye failure under R = 0郾 1; (c) facets within GBF; (d) sur鄄 face failure under R = - 1 图 4 小平面上的滑移线 郾 (a) 表面失效; (b) 内部失效 Fig. 4 Slip lines on facets: (a) surface failure; (b) interior failure 和 0郾 1 时, areaCIA的值分别为 21郾 11 ~ 38郾 51 滋m 和 12郾 91 ~ 16郾 12 滋m,且均随着应力幅值增加而减小. 对应关系如下: R = - 1: areaCIA = 1郾 2643 伊 10 7 伊 (滓a) - 2郾 0123 (1) R = 0郾 1: areaCIA = 2郾 5602 伊 10 10 伊 (滓a) - 3郾 5486 (2) 当 R = 0郾 1 时, areafacet, areaGBF , areafisheye 和 滓a之间的关系如图 5 ( b) 所示,从图中可看出, areafacet的值与应力幅值大小无关,均值约为 4郾 69 滋m,研究证实,它和 琢 晶粒尺寸近似相等,这表明小 平面的形成与 琢 晶粒的断裂有关. 此外, areaGBF 和 areafisheye的值随着应力幅值的增加而减小,表达 式如下: GBF: areaGBF = 7郾 9936 伊 (滓a) - 1郾 9746 (3) 鱼眼: areafisheye = 1郾 0111 伊 10 7 伊 (滓a) - 1郾 8034 (4) 2郾 4 应力强度因子计算 基于小裂纹断裂机制的讨论,应力强度因子可 通过由 Murakami [16] 提出的 area模型来计算. 因 此,对应表面缺陷和 CIA 的应力强度因子范围 驻KSD 和 驻KCIA可以表示为: 驻KSD or CIA = 0郾 65 伊 驻滓 仔 areaSD or CIA (5) 式中,驻滓 为应力范围. 由于拉应力有利于裂纹扩 展,而压应力对裂纹扩展几乎没有影响. 因此当 R = ·257·

·258· 工程科学学报，第41卷，第2期 50 (a) O表面裂纹萌生区(R--1) ●表面缺陷(R=-1) (b) ▲鱼眼 ■GBF ●Facets 45 △表面裂纹萌生区(R=0.I) ▲表面缺陷R=0.I) 且40 1000 Varea=1.0111x10'x(o 35 o, 30 0 以 vaea-=1.2643x10'×o,203 25 100: g-Q.0 areac-7.9936x1x(o 20 vae=2.5602x10nX034w 15 10 4.69μm A 10 5.08μm ●00●●●●●● 350 400450500550600650700750 200 240280320 360 应力幅值MPa 应力幅值MPa 图5缺陷或裂纹尺寸与应力幅值的关系.(a)表面失效：(b)内部失效 Fig.5 Relationships between defect or crack size and stress amplitude:(a)surface failure:(b)interior failure -1时，公式(5)中△σ可用应力幅值σ代替，即： 值比空气中小.因此，即使△K值小于△KD值，也 △KsDCLA=0.65×o,√T√areaspCI(6) 仍会发生内部失效行为.此外，由于表面缺陷和小 对于内部失效，对应小平面和GBF的应力强度 平面的尺寸与α晶粒尺寸近似相等，以及对应小裂 纹扩展的△K值远低于长裂纹扩展的门槛值，因此 因子范围△K和AKGBE可表达如下： 可以确定表面缺陷和小平面导致的裂纹扩展属于小 AKacet o B=0.5×Ao√Tv√areaF (7) 裂纹的范畴. 由于GBF外部的裂纹近似为圆形，因此，鱼眼 △KaA,△KcB和△Khe与N,之间的关系如图6 边缘的应力强度因子范围△Ke,可以表示为： (b)所示.在R=-1和0.1时，对于表面失效， Akn-24g后Vn7m (8) △Kc的值与疲劳寿命无关，近似为常数，均值分别 约为6.04MPam2和5.81MPam2.显然，随着应 △KD、△Kaca与N之间的关系如图6(a)所示， 力比增大，△K值趋于减小，这与常规结论一致 对应不同应力比的△KD及△Ka均随着疲劳寿命增 此外，R=0.1时的△K值与材料长裂纹扩展的门 加而呈现减小的趋势.由上述可知，√areasp, 槛值近似相等，因此，△K可视为表面长裂纹稳定 √area的值为常数，结合公式(7)，若N增加，即 扩展的门槛值.对于内部失效，△Kc的大小也与疲 许用应力幅值降低时，△KsD和△K的值必定减小. 劳寿命无关，均值约为7.16MPam.基于公式 从图中可以看出，疲劳寿命相同时，△K明显 (7),当疲劳寿命增大，即许用应力幅值降低时， 小于△KD:由于内部裂纹的萌生和扩展在基体中 √areacBr的值也会增大.当裂纹尺寸增长到与GBF 进行，因此可以认为发生内部失效的环境为真空. 尺寸相等之后，裂纹会以圆盘状继续稳定扩展，因 研究表明，真空中对应小裂纹的应力强度因子门槛 此，△Kc可视为内部长裂纹扩展的门槛值].此 18 (a) b ●表面裂纹萌生区(R=-1)△GBF 日-5 0表面缺陷(R=0.1) 16 △表面缺陷(R=-1) △表面裂纹萌生区(R=0.) ■鱼眼 ●小平面 14 4 12 - ■ 3 是 网10 12.39MPam27.16MPa·m2 区-2 6= 4 5.81 MPam 6.04MPa·m2 10 10 10 10 109 109 10 105 100 10 10 10 披劳寿命，N 被劳寿命，N 图6△K与N的关系.(a)小裂纹扩展：(b)长裂纹扩展 Fig.6 Relationships between AK and N:(a)small crack growth:(b)long crack growth

工程科学学报,第 41 卷,第 2 期 图 5 缺陷或裂纹尺寸与应力幅值的关系 郾 (a) 表面失效; (b) 内部失效 Fig. 5 Relationships between defect or crack size and stress amplitude: (a) surface failure; (b) interior failure - 1 时,公式(5)中 驻滓 可用应力幅值 滓a代替,即: 驻KSD or CIA = 0郾 65 伊 滓a 仔 areaSD or CIA (6) 对于内部失效,对应小平面和 GBF 的应力强度 因子范围 驻Kfacet和 驻KGBF可表达如下: 驻Kfacet or GBF = 0郾 5 伊 驻滓 仔 areafacet or GBF (7) 由于 GBF 外部的裂纹近似为圆形,因此,鱼眼 边缘的应力强度因子范围 驻Kfisheye,可以表示为: 驻Kfisheye = 2 仔 驻滓 仔 areafisheye / 仔 (8) 图 6 驻K 与 Nf的关系. (a) 小裂纹扩展; (b) 长裂纹扩展 Fig. 6 Relationships between 驻K and Nf: (a) small crack growth; (b) long crack growth 驻KSD、驻KFacet与 Nf之间的关系如图 6( a) 所示, 对应不同应力比的 驻KSD及 驻Kfacet均随着疲劳寿命增 加而 呈 现 减 小 的 趋 势. 由 上 述 可 知, areaSD , areafacet的值为常数,结合公式(7),若 Nf增加,即 许用应力幅值降低时,驻KSD和 驻Kfacet的值必定减小. 从图中可以看出,疲劳寿命相同时,驻Kfacet明显 小于 驻KSD . 由于内部裂纹的萌生和扩展在基体中 进行,因此可以认为发生内部失效的环境为真空. 研究表明,真空中对应小裂纹的应力强度因子门槛 值比空气中小. 因此,即使 驻Kfacet值小于 驻KSD值,也 仍会发生内部失效行为. 此外,由于表面缺陷和小 平面的尺寸与 琢 晶粒尺寸近似相等,以及对应小裂 纹扩展的 驻K 值远低于长裂纹扩展的门槛值,因此 可以确定表面缺陷和小平面导致的裂纹扩展属于小 裂纹的范畴. 驻KCIA,驻KGBF和 驻Kfisheye与 Nf之间的关系如图 6 (b) 所示. 在 R = - 1 和 0郾 1 时,对于表面失效, 驻KCIA的值与疲劳寿命无关,近似为常数,均值分别 约为 6郾 04 MPa·m 1 / 2和 5郾 81 MPa·m 1 / 2 . 显然,随着应 力比增大,驻KCIA 值趋于减小,这与常规结论一致. 此外,R = 0郾 1 时的 驻KCIA值与材料长裂纹扩展的门 槛值近似相等,因此,驻KCIA可视为表面长裂纹稳定 扩展的门槛值. 对于内部失效,驻KGBF的大小也与疲 劳寿命无关,均值约为 7郾 16 MPa·m 1 / 2 . 基于公式 (7),当疲劳寿命增大,即许用应力幅值降低时, areaGBF的值也会增大. 当裂纹尺寸增长到与 GBF 尺寸相等之后,裂纹会以圆盘状继续稳定扩展,因 此,驻KGBF可视为内部长裂纹扩展的门槛值[17] . 此 ·258·