金屬材料超高周疲勞失效的基本特征

顧玉麗，陶春虎，何玉懷，胡春燕，滕旭東

(1.北京航空材料研究院，中國航空工業(yè)集團公司失效分析中心，試金石檢測技術(shù)有限公司，北京 100095;2.中國人民解放軍駐南方航空動力機械公司軍事代表室，湖南 株洲 412002)

0 引言

疲勞斷裂失效是機械零部件主要的失效形式，尤其在航空零部件中疲勞失效所占的比例為最高［1－2］。通常，疲勞失效按照所受應(yīng)力和循環(huán)周次的大小可分為低周疲勞和高周疲勞。前者是指金屬材料在較高的交變應(yīng)力作用下至斷裂的循環(huán)周次≤104的疲勞，后者是指金屬材料在較低的交變應(yīng)力作用下至斷裂的循環(huán)周次在105～107的疲勞，S－N曲線和疲勞極限一直是人們作為疲勞設(shè)計的依據(jù)，并且把金屬材料經(jīng)過107循環(huán)周次而不發(fā)生斷裂的疲勞強度定義為疲勞極限。

許多機械部件如汽車、高速列車和發(fā)動機部件等在服役過程中經(jīng)常要遭受高頻率低載荷的振動應(yīng)力，循環(huán)周次通常是在107以上，這使得基于傳統(tǒng)的S－N曲線和疲勞極限的無限壽命設(shè)計變得不安全。目前，美國空軍已經(jīng)在“發(fā)動機結(jié)構(gòu)完整性大綱ENSIP(Engine Structural Integrity Program)”中重新規(guī)定“發(fā)動機部件的高周疲勞壽命應(yīng)達到109循環(huán)周次”［3］。許多研究者將高周疲勞壽命≥107的疲勞稱為超高周疲勞，金屬材料的超高周疲勞行為日益受到研究者和研究機構(gòu)的關(guān)注，特別是超聲疲勞試驗機設(shè)備的開發(fā)和應(yīng)用，能夠?qū)崿F(xiàn)低應(yīng)力幅、高頻率的超高周疲勞性能試驗并且在短時間內(nèi)完成測試，超聲疲勞試驗(頻率為20 kHz)是目前測試金屬材料超高周疲勞的最有效和最常用的方法［4－5］。

近年來，《國際疲勞雜志》(International Journal of Fatigue)發(fā)表了多篇關(guān)于金屬材料超高周疲勞研究的文章［6－8］，本研究綜述了金屬材料超高周疲勞的S－N曲線特征、裂紋萌生機理、斷口特征和影響因素，并在此基礎(chǔ)上進行了歸納總結(jié)，提出了未來的發(fā)展方向。

1 超高周疲勞的S－N曲線和斷口特征

通常，國內(nèi)外應(yīng)用超聲疲勞試驗機測試金屬材料的應(yīng)力幅與循環(huán)次數(shù)間的S－N曲線，用其表征金屬材料的超高周疲勞性能。目前，超高周疲勞試驗尚未有統(tǒng)一的試驗標(biāo)準(zhǔn)，超聲疲勞試驗設(shè)備主要是使用各自開發(fā)的試驗系統(tǒng)，國外應(yīng)用自行設(shè)計的試驗設(shè)備測試金屬材料在500～1000℃的超高周疲勞性能;國內(nèi)的試驗設(shè)備主要是中國科學(xué)院金屬所購買的日本島津公司設(shè)備和西南交通大學(xué)自建的超聲疲勞系統(tǒng)，只能進行室溫試驗，試驗載荷多為對稱載荷，即應(yīng)力比為R=－1。

疲勞斷口記載了疲勞損傷直至斷裂的全過程。斷口呈現(xiàn)出在形貌上相互區(qū)別的3個區(qū)域，包括裂紋源區(qū)、裂紋擴展區(qū)和瞬斷區(qū)，是研究疲勞斷裂機制的重要環(huán)節(jié)之一，金屬材料超高周疲勞的S－N曲線和其斷口形貌存在某種對應(yīng)關(guān)系。

目前，超高周疲勞的研究主要涉及的材料有高強度鋼、鑄鐵、鈦合金、鋁合金、鎳基合金等，大量的研究表明，金屬材料的超高周疲勞S－N曲線主要存在3種形態(tài)特征:持續(xù)下降型、階梯下降型和傳統(tǒng)無限壽命型特征，曲線的類型受多種因素的影響，包括金屬材料的種類、夾雜物的大小、殘余應(yīng)力(表面處理)等。

自Naito［9］開始報道滲碳鋼存在超高疲勞現(xiàn)象以來，研究者針對鋼鐵材料開展了大量的研究，對超高疲勞研究最多的金屬材料就是各種鋼材。從對夾雜物比較敏感的高強度鋼來說，超高周疲勞(＞107)的裂紋一般都是從夾雜物處起源。Chapetti等［10］總結(jié)了高強鋼不同S－N曲線所對應(yīng)的斷口特征:在高應(yīng)力短壽命階段的S－N曲線階段，斷口特征為裂紋沿表面起源和擴展;在低應(yīng)力長壽命階段的S－N曲線階段，斷口特征為裂紋沿試樣內(nèi)部起源和擴展。

Zhang等［11］對幾種強度級別相同但所含夾雜不同的高強度鋼的超高周疲勞特性進行了對比研究，得到了典型的3種類型的S－N曲線(圖1)，其中，S－N曲線為持續(xù)下降型的高強鋼在斷口源區(qū)處的夾雜物尺寸大約為29 μm，S－N曲線為階梯下降型的高強鋼在斷口源區(qū)處的夾雜物尺寸大約為2.4 μm，S－N曲線為傳統(tǒng)無限壽命型的高強鋼在斷口源區(qū)處的夾雜物尺寸小于1 μm。

邵紅紅等［12］得出了具有良好強韌性配比的40CrNiMoA鋼的兩種組織的超高周疲勞S－N曲線分別為持續(xù)下降型和階梯下降型，斷口源區(qū)均位于試樣表面。

對于鋁合金和鈦合金等，S－N曲線呈持續(xù)下降型［13－14］，Morrissey 等［3］通過試驗得到航空發(fā)動機用鎳基單晶高溫合金PWA1484的S－N曲線，試驗溫度為593℃，循環(huán)周次在106～109之間，呈持續(xù)下降型，試樣在循環(huán)周次達到109時發(fā)生了斷裂，不存在傳統(tǒng)的疲勞極限;疲勞斷口顯示裂紋源位于試樣的中心位置，裂紋源為碳化物或非金屬夾雜，圖2為 PWA1484的 S－N曲線。Shyam［15］也發(fā)表了關(guān)于鎳基高溫合金 Rene＇88DT 的超高周疲勞的論文，S－N曲線同樣表示循環(huán)周次達到107時試樣仍然發(fā)生了斷裂。

圖2 PWA1484的S－N曲線［16］Fig.2 S-N curve of ultra－h(huán)igh cycle fatigue for PWA1484

目前，中航工業(yè)失效分析中心也進行了金屬材料的超高周疲勞行為研究，對DZ125合金的研究結(jié)果表明，DZ125合金在循環(huán)次數(shù)大于108的情況下發(fā)生了疲勞斷裂，傳統(tǒng)上將107循環(huán)周次的疲勞應(yīng)力數(shù)據(jù)作為無限壽命疲勞設(shè)計存在不足，疲勞裂紋起源于試樣的表面，斷口的源區(qū)由多個斜面組成［16］。

2 超高周疲勞裂紋萌生的斷口特征和機理

金屬材料的超高周疲勞一般為單個裂紋源，裂紋萌生的位置可能在試樣表面、亞表面、內(nèi)部夾雜和空洞等缺陷處。大量的研究結(jié)果顯示裂紋內(nèi)部萌生和表面萌生對應(yīng)著不同的疲勞壽命，高周疲勞階段裂紋的萌生通常是在試樣表面，而超高周階段裂紋可能會從表面轉(zhuǎn)入內(nèi)部，也可能還在表面，這與金屬材料的種類、夾雜物、缺陷的大小、殘余應(yīng)力(表面狀態(tài))等因素有關(guān)［17］。疲勞裂紋從表面轉(zhuǎn)入內(nèi)部的機制被認(rèn)為是在超高周疲勞階段的應(yīng)力幅非常小，在表面的平面應(yīng)力狀態(tài)下的局部循環(huán)塑性變形很小;因此，裂紋會轉(zhuǎn)入應(yīng)力更加集中的內(nèi)部缺陷處萌生。

斷口源區(qū)的“魚眼”是高強度鋼超高周疲勞裂紋內(nèi)部萌生的典型斷口特征，也是其他金屬材料利用其研究的模型之一，許多研究者利用光學(xué)顯微鏡、掃描電子顯微鏡和原子力顯微分析等方法進一步觀察魚眼，發(fā)現(xiàn)裂紋源夾雜周圍存在一“光學(xué)黑區(qū)”，斷口形貌顯示魚眼的特征如圖3所示。“魚眼”型斷口表面一般分為3個區(qū)域:裂紋源區(qū)內(nèi)的“光學(xué)黑區(qū)”區(qū)域、平滑區(qū)域和平滑區(qū)域外的粗糙區(qū)域。

圖3 42CrMo4－L超高周疲勞斷口的“魚眼”形貌圖［17］Fig.3 “Fish－eye”morphology of ultra－h(huán)igh cycle fatigue fracture surface of 42CrMo4－L

Murakami等［18］將“光學(xué)黑區(qū)”稱為 ODA(optically dark areas)，并認(rèn)為ODA的形成與H有關(guān)，黑區(qū)的面積與循環(huán)周次和H的含量相關(guān)，試樣的H含量越大，循環(huán)周次越低所形成的黑區(qū)面積越大。Furuya等［19］同樣認(rèn)為“光學(xué)黑區(qū)”的形成與H有關(guān)，但失效機理與H脆是不同的。國內(nèi)的李永德等也研究了H對高強彈簧鋼50CrV4超高周疲勞的影響，認(rèn)為“光學(xué)黑區(qū)”的形成與H的作用有著緊密的聯(lián)系。一些研究者［20］將“光學(xué)黑區(qū)”稱為顆粒小亮片區(qū)GBF(granular bright facet)，認(rèn)為GBF的形成與非金屬夾雜物周圍的碳化物相關(guān)。

王弘［21］提出疲勞裂紋內(nèi)部萌生的“點缺陷沉淀機理”理論，用該理論解釋了一些文獻中的試驗結(jié)果，對某一鎳基高溫合金無論應(yīng)力大小裂紋總是在表面起源，而在高溫760℃和較小的應(yīng)力下裂紋在內(nèi)部萌生的解釋為:室溫下，點缺陷擴散緩慢造成疲勞裂紋內(nèi)部萌生壽命大于表面萌生壽命;在高溫下，點缺陷擴散加快造成由點缺陷引起的疲勞裂紋萌生壽命小于低應(yīng)力幅下塑性變形引起的疲勞裂紋萌生壽命。

近幾年，國際上對航空用鎳基高溫合金的研究更加地深入和具體，由PWA1484的斷口形貌可見，在超高周階段，裂紋起源于試樣內(nèi)部，通過背散射觀察到裂紋源為夾雜物(圖4)。Bathias［22］研究了航空渦輪盤金屬材料粉末鎳基高溫合金N18在450℃時的超高周疲勞行為，發(fā)現(xiàn)該合金在超高周疲勞階段裂紋源位于試樣內(nèi)部的缺陷處，認(rèn)為超高周壽命階段裂紋的萌生位置取決于缺陷的尺寸、位置和試驗的環(huán)境;Shyam等對Rene＇88DT的超高周疲勞裂紋萌生的表述為:室溫下裂紋在試樣表面處萌生，高溫(593℃)下裂紋在試樣亞表面處萌生，均萌生于大晶粒處。

圖4 PWA1484的超高周疲勞斷口源區(qū)形貌［16］Fig.4 Morphology of ultra－h(huán)igh cycle fatigue crack initiation zone for PWA1484

Miao等［23］研究了無宏觀缺陷的鎳基粉末高溫合金Rene＇88DT的超聲疲勞裂紋初始階段，深入地分析了超聲疲勞初始階段金屬材料的微觀結(jié)構(gòu)特征(晶粒取向和孿晶界)，結(jié)果表明，裂紋初始于大晶粒尺寸、孿晶界和高施密德因子的晶粒，斷口形貌如圖5所示。

圖5 Rene＇88DT的超高周疲勞斷口源區(qū)形貌［24］Fig.5 Morphology of ultra－h(huán)igh cycle fatigue crack initiation zone for Rene＇88DT

3 超高周疲勞的影響因素

影響金屬材料常規(guī)疲勞行為(低周和高周疲勞)的因素很多，國內(nèi)外已經(jīng)進行了大量的研究，包括溫度、加載頻率、加載方式和表面處理等因素，但對超高周疲勞的影響因素研究尚未深入，主要是加載頻率、加載環(huán)境和表面處理對超高周疲勞的影響研究。在這里簡單闡述一下加載頻率對金屬材料超高周疲勞的影響。

用超聲疲勞設(shè)備測試金屬材料的超高周疲勞性能，試驗的振動頻率為20 kHz，遠高于傳統(tǒng)高周疲勞疲勞試驗機的幾十到幾百Hz的頻率，頻率的改變對試驗結(jié)果的影響成為超聲疲勞研究的熱點問題，并且目前沒有統(tǒng)一的結(jié)論。

80年代初，研究者們認(rèn)為頻率效應(yīng)與金屬材料的晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)，對于體心立方金屬有頻率效應(yīng)，對于面心立方金屬和合金金屬材料的影響很小，這樣的結(jié)論可以被解釋為:面心立方金屬材料的位錯激活能較小，高頻和低頻下的滑移同樣活躍，加載頻率對疲勞的影響很小;體心立方金屬材料的位錯激活能較高，臨界剪切力較大，高頻和低頻下的滑移程度不同，加載頻率對疲勞的影響較大;合金金屬材料的強度較高，位錯可動性較小，高頻和低頻的滑移程度相同，加載頻率對疲勞的影響很小。有的研究者［22］通過進行幾個鋼種的超聲疲勞試驗，發(fā)現(xiàn)頻率高時會使疲勞壽命增加，同時提高疲勞強度，因此，要用“超聲頻率修正系數(shù)”對試驗結(jié)果進行修正，與常規(guī)試驗結(jié)果吻合。一些研究者的研究結(jié)果表明，頻率對金屬材料的疲勞壽命、裂紋萌生和擴展均沒有影響，鎳基單晶高溫合金PWA1484的頻率效應(yīng)研究結(jié)果表明，在1000℃時高頻和低頻的疲勞壽命相同，裂紋都是起源于碳化物，但在高頻下裂紋是沿{111}八面體滑移面擴展，在低頻下裂紋是垂直于應(yīng)力軸方向擴展。

4 結(jié)束語

隨著工業(yè)技術(shù)水平的進步和金屬材料強度的提高，工程構(gòu)件面臨的超高周范圍的疲勞失效行為已經(jīng)引起了廣泛的關(guān)注，以目前的研究狀況，今后的工作內(nèi)容主要集中于以下幾個方面:

1)建立超高周疲勞的試驗標(biāo)準(zhǔn)，整理和積累金屬材料的超高周疲勞數(shù)據(jù)，組建數(shù)據(jù)庫;

2)研究超高周疲勞裂紋的萌生和初始擴展機制，明確裂紋源由表面轉(zhuǎn)入內(nèi)部的轉(zhuǎn)移和競爭機制;

3)定量估算超高周疲勞壽命，嘗試借助斷口微觀定量方法對超高周疲勞裂紋的萌生和初始擴展階段進行研究;

4)研發(fā)與改進超高周疲勞試驗設(shè)備，使其更好地為進行材料超高周疲勞研究服務(wù)。

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