呂志陽, 熊峻江, 趙延廣, 馬少俊

（1.北京航空航天大學 交通科學與工程學院，北京 100191；2.中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095；3.大連理工大學 工業(yè)裝備結構分析國家重點實驗室，遼寧 大連 116024）

在航空、航天、船舶、交通運輸、工程機械等領域中，約70%以上的結構破壞是由疲勞斷裂引起的。高溫環(huán)境下材料或結構部件的疲勞破壞規(guī)律及壽命預測一直是工程界和學術界關心的難題，這主要是因為高溫環(huán)境對材料的力學性質和影響機制比較復雜。結構部件一旦發(fā)生破壞會導致災難性后果，造成大量直接或間接的經(jīng)濟損失。航空金屬材料高溫環(huán)境下的疲勞性能分析在整個飛機結構疲勞可靠性分析中占據(jù)重要的地位，是確保飛行安全必不可少的基礎性研究工作[1]。

國內外針對高溫環(huán)境下金屬材料的疲勞裂紋擴展性能開展了大量的研究工作。文獻[2-6]研究了高溫對 Timetal 834，16 MnR，Ti 40，Inconel 718，PWA 1484等材料裂紋擴展性能的影響，結果表明，高溫環(huán)境對材料裂紋擴展過程的影響比較復雜，裂紋擴展速率不一定隨著溫度的升高而增加，在某些情況下甚至會出現(xiàn)隨溫度升高裂紋擴展速率下降的現(xiàn)象。文獻[7-12]研究了應力比R對Ti-6Al-4V，TC4- DT等常用鈦合金裂紋擴展性能的影響，結果表明，材料的裂紋擴展性能受應力比R的影響很大，隨著應力比R的增加，裂紋擴展速率也會隨之增加。文獻[13-20]研究了高溫環(huán)境對材料裂紋擴展損傷機理的影響，結果發(fā)現(xiàn)，高溫環(huán)境下疲勞斷口表面往往會因與空氣接觸而產(chǎn)生氧化產(chǎn)物，材料的斷裂機制受裂紋尖端區(qū)域內微觀結構的滑移過程控制，隨著溫度的升高，破壞機制逐漸由疲勞為主轉向以蠕變?yōu)橹鳌?/p>

在各種鈦合金中，Ti-6Al-4V/ELI因具有耐熱、強韌、可焊接、耐腐蝕和抗疲勞等優(yōu)異性能，廣泛應用于航空和航天領域，尤其作為飛機機身、機翼蒙皮以及各種承力構件，甚至包括發(fā)動機壓氣機盤、葉片等承受大應力的旋轉件等關鍵承力構件，故Ti-6Al-4V/ELI的高溫裂紋擴展性能受到業(yè)界大量關注[21]。目前，國內外對于高溫環(huán)境下鈦合金的裂紋擴展性能進行了一定研究，但高溫環(huán)境與載荷交互作用對疲勞裂紋擴展性能的影響機制還不完全清楚，有待進一步加以研究。本工作進行航空鈦合金材料Ti-6Al-4V/ELI在室溫25 ℃和高溫250 ℃下的恒幅疲勞裂紋擴展實驗，利用掃描電鏡（SEM）對典型疲勞斷口進行觀測分析，研究高溫環(huán)境對Ti-6Al-4V/ELI裂紋擴展性能的影響機制。

1 實驗材料與方法

為測定Ti-6Al-4V/ELI的裂紋擴展性能，制備標準M（T）試樣，其化學成分見表1。試樣取向與加載方向均為L-T方向，材料的室溫力學性能如見表2（其中，E為彈性模量，σb為強度極限，σs為屈服極限，δ為伸長率）。試樣的幾何形狀和設計尺寸（單位mm）如圖1所示，中心孔處兩側通過線切割加工出長度為8 mm的初始切口，并對試樣做表面拋光處理。

表1 Ti-6Al-4V/ELI的化學組分（質量分數(shù)/%）Table1 Chemical composition of Ti-6Al-4V/ELI (mass fraction/%)

表2 Ti-6Al-4V/ELI的室溫力學性能Table2 Mechanical properties of Ti-6Al-4V/ELI at room temperature

按照ASTM標準試驗方法[22]，在MTS-880-100KN疲勞試驗機上進行裂紋擴展實驗，采用恒幅加載方式，加載波形為正弦波，頻率f為10 Hz，三種應力比R分別是0.06，0.5，–1。實驗溫度分別為室溫25 ℃和高溫250 ℃，通過SDGDYD-180/+350高低溫環(huán)境試驗箱（誤差不超過2 ℃ ）予以控制。用WZHD0850裂紋測量系統(tǒng)（精度0.01 mm）測量裂紋長度。

圖1 標準 M（T）試樣Fig.1 Standard M（T）specimen

需注意的是，將標準M（T）試樣夾持好后，調節(jié)高低溫環(huán)境箱參數(shù)，達到實驗要求溫度，保溫至少30 min后，方可進行裂紋擴展實驗。實驗開始時先使用較大載荷，預制裂紋1～2 mm，然后逐級降載直至裂紋擴展速率到達 1 × 10–5mm·cycle–1附近，保持此時的載荷繼續(xù)進行實驗。裂紋長度每增加0.3～0.5 mm，停機測量裂紋擴展長度a（單位mm）及其相應循環(huán)次數(shù)N，直至試樣最終斷裂。

2 結果與討論

2.1 數(shù)據(jù)分析與討論

實驗結果如圖2所示。從圖2可以看出，隨著循環(huán)次數(shù)N的逐漸增加，裂紋擴展長度a不斷增長，裂紋擴展曲線的斜率da/dN越來越陡，這說明裂紋擴展速率隨著循環(huán)次數(shù)N變化得越來越快。

根據(jù)ASTM E647-11試驗方法[22]，采用割線法，可以計算a-N曲線上相鄰兩個數(shù)據(jù)點的直線斜率（da/dN）i及相應的應力強度因子變程ΔKi，即

式中：ΔPi為載荷幅值；B為試樣的厚度；W為試樣的寬度；α為考慮有限板寬的修正系數(shù)α = 2a/W。

利用式（1）和（2），根據(jù)圖2中所示的a-N曲線數(shù)據(jù)，得到[ΔKi，（da/dN）i]數(shù)據(jù)點。采用 Paris公式，對[ΔKi，（da/dN）i]數(shù)據(jù)進行擬合，可以獲得鈦合金Ti-6Al-4V/ELI裂紋擴展da/dN-ΔK曲線，即

式中：C和m均為材料常數(shù)；ΔK表示應力強度因子變程。

利用式（3）擬合各[ΔKi，（da/dN）i]數(shù)據(jù)點，得到da/dN-ΔK曲線參數(shù)C和m的擬合值及相關系數(shù)ρ、標準差σ如表3所示，擬合曲線如圖3所示。根據(jù)擬合得到的C和m值，可以獲得裂紋擴展性能參數(shù)C和m隨溫度的變化率，即

式中：CT和mT為高溫250 ℃下材料的Paris參數(shù)；CRT和mRT為室溫25 ℃下材料的Paris參數(shù)。

圖2 Ti-6Al-4V/ELI裂紋擴展實驗數(shù)據(jù)Fig.2 Experimental data of crack growth for Ti-6Al-4V/ELI （a）T = 25 ℃，R = 0.06;（b）T = 250 ℃，R = 0.06;（c）T =25 ℃，R = 0.5;（d）T = 250 ℃，R = 0.5;（e）T = 25 ℃，R = –1;（f）T = 250 ℃，R = –1

利用式（4）和（5），由表3所示的C和m值，計算得到的γC和γm如表4所示。

表3 裂紋擴展速率曲線的系數(shù)擬合值Table3 Coefficients of da/dN-ΔK curves

圖3 Ti-6AI-4V/ELI合金裂紋擴展 da/dN-ΔK 曲線Fig.3 Crack propagation da/dN-ΔK curves of Ti-6AI-4V/ELI alloy

圖4 不同溫度下裂紋擴展 da/dN-ΔK-R 曲面對比圖Fig.4 Comparison images of da/dN-ΔK-R surfaces at different temperatures

表4 擬合系數(shù)的變化率Table4 Changing rates of fitting coefficients

考慮應力比R對裂紋擴展速率的影響，常采用Walker模型表征材料的裂紋擴展性能，即

式中：C’，m1以及m2為材料常數(shù)；R表示應力比。

式（6）描述了da/dN與ΔK，R之間的關系，在三維坐標系中構成了da/dN-ΔK-R曲面。利用式（6）擬合圖 3 所示的[ΔKi，（da/dN）i]數(shù)據(jù)，得到 2 種溫度 25 ℃ 和 250 ℃ 下 da/dN-ΔK-R曲面如圖 4所示，其擬合公式分別如下：

結合圖2和圖3以及表3和表4可以發(fā)現(xiàn)：

（1）在裂紋穩(wěn)定擴展區(qū)內（1 × 10–5～1 × 10–3mm·cycle–1），Ti-6Al-4V/ELI的裂紋擴展速率 da/dN 均隨著應力強度因子變程ΔK的增加而單調增加（見圖3），實驗數(shù)據(jù)點在雙對數(shù)坐標下的線性相關系數(shù)ρ均達到0.96以上（見表3），這說明高溫環(huán)境下Ti-6Al-4V/ELI的da/dN與ΔK之間仍然服從Paris公式，可以較好用以表征Ti-6Al- 4V/ELI的高溫裂紋擴展性能。

（2）在相同應力強度因子變程ΔK下，da/dN均隨著應力比R的增加而變大（見圖3），并且這種變化趨勢與溫度無關；隨著應力比的減小，γC和γm均呈現(xiàn)逐漸增大的趨勢（見表4），說明溫度對裂紋擴展速率影響效果隨應力比R的增大而逐漸減小。

（3）應力比R為–1下的γC和γm的值遠大于R為0.5或0.06下的值（見表4），主要是由于在應力比為–1時，高溫曲線和室溫曲線存在交叉，出現(xiàn)高溫反轉現(xiàn)象，低ΔK下室溫裂紋擴展速率快于高溫，高ΔK下室溫裂紋擴展速率慢于高溫；同時，室溫與高溫裂紋擴展da/dN-ΔK-R曲面在低ΔK區(qū)域有交叉（見圖4），在此區(qū)域，高溫環(huán)境與載荷的交互效應更為充分，這與文獻[2, 6]的研究結論吻合。

2.2 斷口SEM分析

為了揭示高溫環(huán)境對Ti-6Al-4V/ELI裂紋擴展模式的影響機制，并從微觀角度探究負應力比下γC和γm值較大的原因，采用JSM- 6010LA型掃描電子顯微鏡觀測Ti-6Al-4V/ELI失效試樣的疲勞斷口（如圖5和圖6所示）。

從圖5中可以看出，溫度的升高對鈦合金斷口表面顏色變化產(chǎn)生很大影響，斷口室溫下呈銀白色金屬光澤，而250 ℃下則呈現(xiàn)出淺黃色。高溫環(huán)境中裂紋表面的Ti與空氣中的O容易發(fā)生化學反應，生成一層穩(wěn)定的氧化物附著在裂紋表面，可以阻止氧向基體內部的擴散，阻止鈦的進一步氧化。根據(jù)鈦合金表面氧化色，可以判斷其氧化程度，氧化程度從濃到淡的方向與裂紋擴展的大致路徑相一致。

圖5 鈦合金 Ti-6Al-4V/ELI裂紋擴展宏觀斷口Fig.5 Pictures of macro fractures of Ti-6Al-4V/ELI alloy （a）25 ℃；（b）250 ℃

圖6 Ti-6Al-4V/ELI的斷口分析Fig. 6 Fractographic studies of Ti-6Al-4V/ELI （a）T = 25 ℃，R = 0.5；（b）T = 250 ℃，R = 0.5；（c）T = 25 ℃，R =0.06；（d）T = 250 ℃，R = 0.06；（e）T = 25 ℃，R = –1；（f）T = 250 ℃，R = –1

室溫環(huán)境下，材料的脆性比較明顯，疲勞條帶中夾雜一些魚骨狀花樣（見圖6（a）），當裂紋沿著不同的晶面擴展，平直的疲勞條帶被放射臺階切割，形成大量具有破碎小刻面的晶體學特征（見圖6（c）和圖 6（e）），這與文獻[22]的研究結果一致；高溫環(huán)境下的材料斷口表面發(fā)現(xiàn)一些氧化產(chǎn)物和撕裂棱特征（見圖 6（d）和圖 6（f）），溫度升高導致了材料裂紋擴展過程逐漸由解理斷裂轉變?yōu)闇式饫頂嗔选?/p>

高溫環(huán)境下，材料被明顯氧化，形成大量的氧化產(chǎn)物，一般會促進裂紋形核和滑移的產(chǎn)生，使得晶界結合力減弱，進而加速裂紋擴展過程[23]。然而對于Ti-6Al-4V/ELI，由于裂紋尖端局部應力集中系數(shù)較大，裂紋面生成大量二次裂紋（見圖6（b）、圖6（d）和圖6（f））。二次裂紋會釋放裂紋尖端的能量，從而使材料的斷裂韌度增加，有利于減緩裂紋擴展速率，這與文獻[24]的研究結果一致。脆性氧化物引起應力集中引發(fā)的裂紋擴展加速作用和二次裂紋的分支減速作用的耦合效應共同影響了材料的高溫裂紋擴展性能，應力比R為0.5或0.06時，材料受到拉拉循環(huán)作用，氧化作用和二次裂紋分支作用基本相當，所以溫度改變對Ti-6Al-4V/ELI裂紋擴展速率影響不大，而應力比R為–1時，材料受拉壓載荷循環(huán)作用，在低ΔK區(qū)域，高溫與載荷的交互作用更充分，二次裂紋往往更深更長（見圖6（f）），在此過程中，二次裂紋擴展耗散更多的驅動能量，材料高溫裂紋擴展速率略低于室溫，出現(xiàn)高溫反轉現(xiàn)象，隨著ΔK逐漸增大，高溫與載荷之間的交互作用變弱，二次裂紋減少，材料高溫裂紋擴展速率接近甚至高于室溫。

3 結論

（1） Ti-6Al-4V/ELI裂紋擴展速率受應力比R的影響較大，在相同應力強度因子變程ΔK下，裂紋擴展速率da/dN隨應力比R的增加而加快。

（2）Ti-6Al-4V/ELI室溫裂紋斷口脆性特征明顯，而高溫斷口表面有氧化產(chǎn)物、二次裂紋以及撕裂棱特征，溫度升高導致材料在裂紋擴展過程逐漸由解理斷裂向準解理斷裂轉變。

（3）氧化產(chǎn)物的加速作用和二次裂紋分支的減速作用共同影響了Ti-6Al-4V/ELI的裂紋擴展性能，相較于拉拉循環(huán)，裂紋擴展性能在拉壓循環(huán)下受溫度的影響更大，拉拉循環(huán)應力比R為0.5或0.06時，溫度對裂紋擴展速率影響并不明顯，拉壓循環(huán)應力比R為–1時，溫度和載荷的充分作用使二次裂紋的密集萌生和深化，Ti-6Al-4V/ELI出現(xiàn)高溫裂紋擴展速率低于室溫速率的現(xiàn)象。