張明達, 曹京霞, 隋 楠, 周 毅, 黃 旭

（中國航發(fā)北京航空材料研究院 先進鈦合金航空科技重點實驗室，北京 100095）

鈦合金具有較高強度、較低密度、極好的耐腐蝕性能和較高疲勞強度等性能特點。近20多年來，鈦合金材料和制品在不斷地摸索和實踐過程中，其生產技術和種類更加豐富和成熟，發(fā)展速度遠超過其他金屬結構材料。作為一種高性能輕質金屬結構材料，鈦合金在航空航天領域得到廣泛應用，其中，近α和α+β型鈦合金由于具有優(yōu)異的抗蠕變和抗疲勞等綜合力學性能，通常被用于制備航空發(fā)動機的壓氣機盤、風扇及葉片等零部件[1-4]。

Ti6242是一種具有優(yōu)異力學性能的典型近α型鈦合金。與其他近α和α+β型鈦合金類似，Ti6242鈦合金在接近室溫溫度區(qū)間時表現出保載疲勞的力學性能特征，即此類鈦合金材料和零部件在進行連續(xù)周期載荷疲勞性能測試時，在最大載荷停留一段時間會引起疲勞壽命的明顯降低[5-7]。多起與保載疲勞相關的航空事故引起鈦合金領域研究人員的關注，并在隨后的研究和試制過程中增加了對保載疲勞性能的關注和考核。一般認為，不同于常規(guī)三角波或者正弦波模擬疲勞失效過程的載荷方式，使用梯形波的疲勞波形模擬鈦合金的疲勞行為更接近飛行器在服役過程中的實際載荷變化情況[8]。

目前文獻資料中多使用不同種類鈦合金各自80%～95%屈服強度值作為保載載荷進行保載疲勞相關性能測試，例如Mcbagonluri等使用80%屈服強度的保載載荷對比了具有不同特征組織的Ti6242鈦合金的保載疲勞性能[7]。大部分學者使用90%～95%屈服強度值對多種金屬材料進行保載疲勞相關力學性能測試和研究[9-13]。研究結果顯示出鈦合金在接近屈服強度載荷條件下保載疲勞性能的規(guī)律性和重要性，但是，在較低保載載荷條件下進行鈦合金梯形波保載疲勞性能測試，通常需要較長測試時間和較高測試成本，使用常規(guī)保載載荷條件下的疲勞失效周期最高可接近104周次，這意味著長達十余天的長時間測試周期和高達數萬元的高測試成本[11]。

提高保載載荷除可以明顯縮短測試周期并節(jié)約測試成本外，還能一定程度表征材料在實際服役過程由于超載荷使用、設計不合理等因素引起的局部高應力條件下材料失效演變過程。本研究結合鈦合金保載疲勞敏感性隨載荷提升而增強的變化規(guī)律特點[12]，使用高于常規(guī)保載疲勞測試條件的載荷進行一般低周疲勞和保載疲勞測試，評估高載荷條件下Ti6242鈦合金的保載疲勞敏感性，對比不同載荷大小和方式條件下的疲勞斷口特征。

1 實驗材料及方法

所用材料為Ti6242鈦合金，名義成分為Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo，取材于某Ti6242鈦合金盤鍛件，盤件相變點溫度區(qū)間1015～1020 ℃。盤件采用固溶+時效的雙重熱處理制度，即在相變點以下進行固溶處理，隨后在595 ℃保溫8 h后空冷。沿盤件徑向方向取室溫拉伸和疲勞試樣，拉伸試樣采用φ6M12圓棒試樣，疲勞試樣采用φ6M14圓棒試樣，試樣標記厚度方向平行排列不同位置的近表面、次表面和中心三個取樣位置，如圖1（a）所示，同一位置分別取兩個拉伸試樣和兩個疲勞試樣。一般低周疲勞實驗和保載疲勞實驗在室溫條件下使用MTS landmark疲勞試驗機進行測試，本工作均采用高載荷931 MPa（≈95%抗拉強度）正應力控制，其中一般低周疲勞實驗采用三角波波形控制，加載和卸載各1 s；保載疲勞采用梯形波形控制，加載和卸載各1 s，保載時間120 s，如圖1（b）和（c）所示。取力學試樣圓棒平行段軸向垂面進行金相試樣微觀組織評估，使用Zeiss光學顯微鏡采集金相進行微觀組織觀察，使用圖像處理軟件標定初生α相進行相體積分數和尺寸的量化統(tǒng)計分析，使用FEI Novanano450場發(fā)射掃描電鏡進行微觀組織和斷口形貌觀察。

圖1 實驗取樣及疲勞測試情況說明 （a）試樣取樣位置；（b）低周疲勞三角波波形；（c）保載疲勞梯形波Fig.1 Descriptions of testing specimen and fatigue testing load wave （a）location and direction of testing specimens；（b）triangular load wave for low-cycle fatigue testing；（c）trapezoidal load wave for dwell fatigue testing

2 實驗結果

2.1 不同取樣位置的微觀組織和拉伸力學性能

圖2為Ti6242盤件厚度方向上不同取樣位置的微觀組織形貌特征，合金為典型的雙態(tài)組織，白亮區(qū)域為等軸初生α相，灰色區(qū)域為β轉變相。

表1為Ti6242鈦合金盤鍛件不同取樣位置室溫拉伸力學性能結果，該盤鍛件徑向室溫拉伸的屈服強度介于850～900 MPa之間，抗拉強度介于950～1000 MPa之間，斷后伸長率超過15%，不同取樣位置的拉伸試樣測試結果差異較小，取樣表面的拉伸試樣表現出稍低的強度和略低的塑性。

圖2 Ti6242合金不同取樣位置顯微組織 （a）近表面；（b）次表面；（c）心部Fig.2 Microstructure of Ti6242 alloy at different locations （a）near surface；（b）middle；（c）center

2.2 不同取樣位置對應高載荷條件下低周疲勞和保載疲勞

表2為Ti6242合金高載荷條件下低周疲勞和保載疲勞失效周期測試結果。由表2可知提高載荷后低周疲勞縮短至5000～10000周次，低于869 MPa載荷條件下的大于20000周次，保載疲勞失效周期下降更加明顯，由869 MPa載荷條件下的大于2000周次縮短至100～500周次，表現出提高載荷對疲勞壽命產生不利影響，同時顯示出保載疲勞敏感性的明顯增加。不同取樣位置拉伸力學性能相差不大，但是其疲勞失效周期和保載疲勞敏感性顯示出規(guī)律性的變化，隨取樣位置由表面到心部的不同，材料的疲勞失效周期呈現增加的變化趨勢，保載疲勞敏感性逐漸降低。

表1 Ti6242鈦合金不同取樣位置室溫拉伸力學性能（平均值）Table1 Room temperature tensile properties of Ti6242 alloy at different locations（average values）

表2 Ti6242鈦合金高載荷低周疲勞和保載疲勞失效周期及保載疲勞敏感性Table2 Low-cycle fatigue (Nf, l) and dwell fatigue (Nf, d) of Ti6242 alloy under high load and dwell fatigue sensitivity

3 討論與分析

3.1 微觀組織與力學性能

由表面到心部過渡取樣的微觀組織表征結果可知（見圖2），近表面的微觀組織顯示初生α相相對更為均勻和細小。等軸初生α相相體積分數和截面面積統(tǒng)計示意圖如圖3所示。由圖3可以看出，隨著取樣位置由表面向心部變化，初生α相相體積分數呈現少量增加，由約19%上升至約23%；接近表面的微觀組織包含更高比例的細小初生α相，隨著取樣位置由表面向心部變化，初生α相尺寸逐漸增加，表面、次表面和心部取樣初生α相的截面等效平均半徑分別為7.96 μm、9.61 μm和10.55 μm，顯示出Ti6242盤鍛件在熱加工和熱處理過程中心部更易形成較為粗大的初生α相。

微觀組織結果與拉伸和疲勞等力學性能結果顯示出明顯的對應關系，表面試樣具有相對較低的拉伸強度和疲勞失效周期，初生α相相體積分數和相尺寸分布相對接近的次表面和心部試樣具有相似的拉伸力學性能和疲勞性能，顯示出較表面試樣更好的綜合力學性能，這與盤鍛件在熱加工及熱處理過程中心部組織更緩慢的升溫和降溫過程有利于α相的析出和長大有關。

圖3 Ti6242合金不同取樣位置顯微組織統(tǒng)計分析 （a）初生α相相體積分數統(tǒng)計；（b）初生α相截面面積統(tǒng)計Fig.3 Microstructure statistical analysis of Ti6242 alloy at different locations （a）volume fraction of primary α phase；（b）section area of primary α phase

3.2 不同載荷條件下的疲勞斷口特征

圖4 為Ti6242合金室溫拉伸斷口與高載荷條件下保載疲勞斷口照片。由圖4可知拉伸斷口宏觀形貌較為平坦，斷口可分為中心纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇區(qū)等典型區(qū)域，微觀形貌顯示幾乎全部為韌窩狀的塑性斷口特征。高載荷條件下的保載疲勞斷口宏觀與拉伸斷口相似，存在較為明顯的平坦斷口和剪切唇特征，不同于室溫拉伸斷口，高載荷條件下的保載疲勞斷口顯示出平坦斷口上多處白亮特征區(qū)域，高倍掃描電鏡觀察對應區(qū)域為中心小平面和附近準解理斷裂的特征斷口形貌。中心小平面區(qū)域表面光滑平整，尺寸近似為一個初生α相晶粒尺寸，小平面近似垂直于載荷施加軸向方向。準解理斷裂的特征區(qū)域顯示出起源于小平面的河流花樣特征，呈輻射狀向四周擴散，終結于韌窩狀撕裂特征區(qū)域。

圖4 Ti6242合金斷口形貌 （a）室溫拉伸宏觀斷口；（b）保載疲勞宏觀斷口；（c）室溫拉伸微觀斷口；（d）保載疲勞微觀斷口Fig.4 Fracture morphologies of Ti6242 alloy （a）macroscopic fracture of room temperature tensile specimen；（b）macroscopic fracture of dwell fatigue specimen；（c）microscopic fracture of room temperature tensile specimen；（d）microscopic fracture of dwell fatigue specimen

較均勻分布的白亮區(qū)域是高載荷作用下保載疲勞斷口的特征之一，不同白亮區(qū)域的小平面特征近似，準解理斷裂的特征區(qū)域范圍有所不同。高載荷作用下一般低周疲勞宏觀斷口沒有發(fā)現明顯的白亮區(qū)域，微觀組織觀察結果顯示疲勞裂紋的起始位置存在極少量小平面區(qū)域，并且小平面內相對于高載荷保載疲勞更為粗糙，準解理斷裂的特征區(qū)域范圍明顯小于高載荷保載疲勞樣品的特征區(qū)域范圍。高載荷測試條件下，疲勞斷口更多地顯示出相似于一般拉伸斷口的形貌特征。圖5為高載荷條件下保載疲勞斷口中的韌窩狀特征區(qū)域和“小平面”特征區(qū)域示意圖。保載疲勞斷口中除較均勻分布的“小平面”特征區(qū)域外，其余均為韌窩狀斷口形貌，韌窩區(qū)域塑性變形特征明顯，顯示出高載荷作用下疲勞試樣的后期失效過程更多地以拉伸斷裂的方式完成。

疲勞條帶是疲勞斷口的另一個重要特征之一，高載荷條件下的低周疲勞和保載疲勞的疲勞條帶特征與一般載荷測試條件下低周疲勞具有明顯差別。圖6為一般載荷測試條件（低于屈服強度值）下低周疲勞、高載荷低周疲勞和高載荷保載疲勞斷口中“疲勞條帶”形貌特征。一般載荷條件下低周疲勞采用應力控制的正應力三角波疲勞載荷，疲勞條帶特征明顯，通常存在于數個晶粒尺度，在整個斷口中分散較均勻分布，疲勞條帶粗大明顯，條帶間間距較寬平均約為2.0 μm。高載荷一般低周疲勞和高載荷保載疲勞的疲勞條帶特征不明顯，一般存在于較大變形區(qū)域附近的單個晶粒內部，呈現細小密集的分布狀態(tài)，高載荷一般低周疲勞條帶間間距約為0.14 μm，高載荷保載疲勞條帶間間距約為0.66 μm，顯示出保載載荷對疲勞條帶間距增加的影響。

Ti6242合金在不同載荷狀態(tài)下的斷口分析結果顯示，高載荷條件下的一般低周疲勞和保載疲勞增加了疲勞裂紋源的多發(fā)萌生概率，更多反映出材料本身特征的影響，降低了疲勞性能測試過程中由于試樣加工表面狀態(tài)引起疲勞性能測試數據分散的不利影響。不同于一般載荷條件下疲勞裂紋逐漸擴展和演變的較長時間變化過程，高載荷條件下內部裂紋一旦萌生，擴展速率更快，剩余未斷裂部分承受的載荷更快地達到極限，超過材料的承載能力后迅速以一般拉伸的狀態(tài)發(fā)生斷裂失效，表現在斷口的特征上為較少的疲勞條帶特征和較大范圍內的韌窩狀拉伸斷裂特征區(qū)域。

圖5 Ti6242合金高載荷條件下保載疲勞斷口特征（931 MPa/室溫/Kt = 1/R = 0/加載卸載各1 s，保載120 s）（a）韌窩斷口區(qū)域；（b）白亮特征區(qū)域；（c）韌窩特征；（d）小平面特征Fig.5 Fracture features of Ti6242 alloy of dwell fatigue specimens under high load（931 MPa/ room temperature/Kt = 1/R =0/loading time 1 s and unloading time 1 s, load holding time 120 s）（a）dimple fracture area；（b）white bright area；（c）dimple characteristics；（d）small facet characteristics

圖6 Ti6242合金不同載荷條件的疲勞條帶特征 （a）低周疲勞試樣疲勞條帶（869 MPa/室溫/Kt = 1/R = 0/f = 0.5 Hz/三角波）；（b）高載荷低周疲勞試樣（931 MPa/室溫/Kt = 1/R = 0/f = 0.5 Hz/三角波）；（c）高載荷保載疲勞試樣（931 MPa/室溫/Kt = 1/R = 0/加載卸載各1 s，保載120 s）Fig.6 Fatigue striation characteristics of Ti6242 alloy under different load conditions （a）low-cycle fatigue（869 MPa/room temperature/Kt = 1/R = 0/f = 0.5 Hz/triangle wave）；（b）low-cycle fatigue（931 MPa/ room temperature/Kt = 1/R =0/f = 0.5 Hz/triangle wave）；（c）dwell fatigue（931 MPa/room temperature/Kt = 1/R = 0/loading time 1 s and unloading time 1 s，load holding time 120 s）

3.3 保載疲勞敏感性評估

使用保載載荷與屈服強度之比作為橫坐標，相同載荷條件下的一般低周疲勞失效周期與保載疲勞失效周期之比作為縱坐標，多種鈦合金保載疲勞敏感性示意圖如圖7所示。由圖7可知，隨著保載載荷與屈服強度之比的逐漸增加，Ti6242、Ti7Al和Ti60等多種鈦合金的保載疲勞敏感性整體呈現上升的變化趨勢。相同材料由于制備工藝和微觀組織的差別，在相同保載疲勞測試條件下也一定程度表現出保載疲勞敏感性的差異。本工作設計使用超過屈服強度的高保載載荷，在保載疲勞敏感性的示意圖中分布于靠右側區(qū)域，相比于更低保載載荷和更短保載時間的Ti6242鈦合金保載疲勞性能，高載荷保載疲勞測試表現出更高的保載疲勞敏感性。

圖7 多種鈦合金保載疲勞敏感性統(tǒng)計[7,10,13,15-18]Fig.7 Dwell fatigue sensitivity of titanium alloys [7,10,13,15-18]

通過提高載荷的方法來比較不同種類和狀態(tài)鈦合金的保載疲勞性能具有明顯優(yōu)勢，提高載荷可以明顯降低疲勞失效周期并提高材料的保載疲勞敏感性，有效地縮短保載疲勞實驗周期并節(jié)約測試成本。提高保載載荷后鈦合金通過內部多起源的方式更多地表征材料本身因素影響，降低和減弱材料表面加工狀態(tài)和環(huán)境的外界影響。通過高載荷保載疲勞的力學性能測試和斷口分析，相關的斷裂特征可以作為評判零部件失效的參考，特別適用于分析由于不合理操作或不當設計引起的過載和應力集中情況引起的鈦合金保載疲勞材料損傷行為。

4 結論

（1）使用提高載荷縮短鈦合金的一般低周疲勞和保載疲勞失效周期的方法，可以明顯減少實驗時間并節(jié)約測試成本，更高載荷條件下Ti6242鈦合金表現出更高的保載疲勞敏感性。

（2）相同工藝條件下的Ti6242盤鍛件的不同取樣位置顯示出微觀組織和力學性能的差異，特別是高載荷條件下對于疲勞性能的影響被進一步放大，本研究所用Ti6242盤鍛件材料在心部獲得更好的拉伸力學性能和疲勞力學性能。

（3）高載荷保載疲勞和低周疲勞斷口分析顯示出更多近似室溫拉伸的斷口特征，同時保留了部分疲勞條帶特征。保載疲勞斷口具有試樣內部多處起源的明顯光滑小平面和周圍準解理斷裂形貌特征，而低周疲勞斷口顯示出較小范圍的準解理斷裂形貌區(qū)域以及更小間距的疲勞條帶特征。