TA11鈦合金超高周疲勞行為

焦?jié)奢x， 于慧臣， 鐘 斌， 李旭東， 周靜怡

(1 北京航空材料研究院 航空材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095； 2 北京航空材料研究院 材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095； 3 北京航空材料研究院 先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095)

TA11鈦合金超高周疲勞行為

焦?jié)奢x1,2,3， 于慧臣1,2,3， 鐘 斌1,2,3， 李旭東1,2,3， 周靜怡1,2

(1 北京航空材料研究院 航空材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095； 2 北京航空材料研究院 材料檢測(cè)與評(píng)價(jià)航空科技重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095； 3 北京航空材料研究院 先進(jìn)高溫結(jié)構(gòu)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 100095)

利用常規(guī)疲勞試驗(yàn)方法獲得TA11合金在不同溫度，不同應(yīng)力比下的3×107及1×108超高周疲勞極限，并采用三參數(shù)冪函數(shù)法獲得合金超高周疲勞中值S-N曲線及其描述方程。研究發(fā)現(xiàn)：與傳統(tǒng)1×107疲勞極限相比，TA11合金的超高周(3×107及1×108)疲勞強(qiáng)度表現(xiàn)出繼續(xù)降低的趨勢(shì)，這一趨勢(shì)在負(fù)應(yīng)力比(R=-1)下不太明顯，在正應(yīng)力比(R=0.1，0.5)下十分顯著，并且室溫下的降低幅度大于高溫下的降低幅度；斷口分析表明，室溫下TA11合金試樣的超高周疲勞裂紋均萌生于表面，高溫下TA11合金試樣的超高周疲勞裂紋萌生方式與應(yīng)力比有關(guān)，R=-1和0.1時(shí)疲勞裂紋萌生于表面，R=0.5時(shí)疲勞裂紋萌生于內(nèi)部；TA11合金試樣的表面狀態(tài)是導(dǎo)致其疲勞壽命分散的主要原因。

TA11合金；應(yīng)力比；S-N曲線；超高周疲勞

工程上通常用疲勞循環(huán)數(shù)達(dá)到1×107周次時(shí)試樣不斷裂的最大應(yīng)力來(lái)表征材料的疲勞極限，在進(jìn)行安全壽命設(shè)計(jì)時(shí)，均以此疲勞極限作為主要參考指標(biāo)。航空發(fā)動(dòng)機(jī)在長(zhǎng)期服役期間，關(guān)鍵部件承受振動(dòng)或循環(huán)載荷作用，工作壽命高達(dá)1×107周次以上，用傳統(tǒng)的1×107周次條件疲勞極限進(jìn)行壽命設(shè)計(jì)趨于危險(xiǎn)。超高周疲勞研究專注于材料疲勞壽命超出1×107周次以后，特別是108～1011周次之間的疲勞行為和機(jī)理。從近十幾年來(lái)開(kāi)展的超高周疲勞研究發(fā)現(xiàn)，高強(qiáng)鋼、鑄鐵以及鋁合金等金屬材料的疲勞S-N曲線在1×107周次處并沒(méi)有傳統(tǒng)意義上的疲勞極限，S-N曲線呈連續(xù)下降的趨勢(shì)[1-3]。隨著現(xiàn)代大型運(yùn)輸機(jī)及大型客機(jī)的發(fā)展，航空發(fā)動(dòng)機(jī)材料的長(zhǎng)壽命、高可靠成為新的設(shè)計(jì)需求，美軍發(fā)動(dòng)機(jī)結(jié)構(gòu)完整性大綱(ENSIP)中亦明確要求發(fā)動(dòng)機(jī)所有部件的最小設(shè)計(jì)壽命不低于109周次，因此，研究航空發(fā)動(dòng)機(jī)用結(jié)構(gòu)材料的超高周疲勞行為具有十分重要的意義[4]。

TA11合金是一種近α型鈦合金，其名義成分為Ti-8Al-1Mo-1V(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)，該合金具有較高的比剛度、比強(qiáng)度，且在高溫下具有良好的熱穩(wěn)定性，高的蠕變強(qiáng)度和優(yōu)良的阻尼性能，是航空發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)子部件選材的重點(diǎn)，最高長(zhǎng)期工作溫度為450 ℃[5-6]。低輻、高周疲勞開(kāi)裂是航空發(fā)動(dòng)機(jī)部件失效的主要形式，而在發(fā)生高周疲勞失效的部件中，轉(zhuǎn)子部件約占50%[7]，TA11合金作為轉(zhuǎn)子部件材料，對(duì)其進(jìn)行超高周疲勞行為研究十分必要。目前超高周疲勞試驗(yàn)技術(shù)主要有常規(guī)疲勞試驗(yàn)和超聲疲勞試驗(yàn)兩種。超聲疲勞試驗(yàn)頻率在15～30 kHz之間，試驗(yàn)效率高，但存在可能的頻率效應(yīng)，不能保證試驗(yàn)數(shù)據(jù)的高可信度；常規(guī)疲勞試驗(yàn)頻率在100 Hz左右，試驗(yàn)效率低、經(jīng)濟(jì)性差，但是此方法避免了加載頻率對(duì)疲勞壽命的影響，數(shù)據(jù)可信度高，常用于為超聲疲勞定量研究提供參照標(biāo)準(zhǔn)。目前，國(guó)內(nèi)外多數(shù)研究的超高周疲勞結(jié)果均基于超聲疲勞試驗(yàn)得出[2,8-11]，然而不同材料的超高周疲勞行為受頻率效應(yīng)的影響各異，其數(shù)據(jù)的可信度依然需要常規(guī)試驗(yàn)的驗(yàn)證。洪友士等[12]總結(jié)了加載頻率對(duì)超高周疲勞行為的影響，認(rèn)為合金材料強(qiáng)度較高時(shí)，位錯(cuò)可動(dòng)性小，頻率效應(yīng)降低；外加應(yīng)力較大時(shí)，塑性變形較大，頻率效應(yīng)較明顯；外加應(yīng)力較小時(shí)，在近疲勞極限及門檻值區(qū)域，頻率效應(yīng)可忽略。Takeuchi等[13]對(duì)Ti-6Al-4V合金超高周疲勞行為進(jìn)行研究指出，裂紋起始于材料內(nèi)部時(shí)，頻率影響可忽略，裂紋起始于材料表面時(shí)，頻率會(huì)提高疲勞強(qiáng)度。左景輝等[16]研究指出，Ti-6Al-4V合金疲勞S-N曲線不存在傳統(tǒng)意義的疲勞極限，另外，與傳統(tǒng)疲勞試驗(yàn)相比，超聲疲勞加載下合金疲勞強(qiáng)度提高，壽命延長(zhǎng)，同時(shí)，頻率對(duì)不同組織合金超高周疲勞強(qiáng)度的影響不同。可見(jiàn)，鈦合金超高周疲勞具有一定的頻率效應(yīng)，且極易受顯微組織、外加應(yīng)力、斷裂方式的影響。因此，為確保航空發(fā)動(dòng)機(jī)材料疲勞數(shù)據(jù)的高可靠性，同時(shí)為鈦合金超聲疲勞試驗(yàn)研究提供參照標(biāo)準(zhǔn)，本工作采用常規(guī)疲勞試驗(yàn)方法系統(tǒng)研究了TA11合金在不同溫度、不同應(yīng)力比下的超高周疲勞行為，綜合考慮試驗(yàn)效率及經(jīng)濟(jì)性，室溫下最長(zhǎng)試驗(yàn)周次為1×108，高溫下最長(zhǎng)試驗(yàn)周次為3×107，采用三參數(shù)冪函數(shù)法對(duì)不同條件下的超高周疲勞數(shù)據(jù)進(jìn)行分析，獲得了中值S-N曲線方程，為合金超高周疲勞壽命預(yù)測(cè)提供技術(shù)支持；最后通過(guò)斷口分析研究，揭示了TA11合金在不同條件下的超高周疲勞斷裂機(jī)理。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)材料為φ25 mm TA11鈦合金棒材，其主要化學(xué)成分為Ti-8Al-1Mo-1V(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)，相變點(diǎn)為1030～1040 ℃。棒材由經(jīng)過(guò)三次真空自耗電弧爐熔煉的鑄錠熱鍛而成，熱處理制度為910 ℃/1 h空冷+580 ℃/8 h空冷。在成品棒材上切取試樣，經(jīng)磨拋腐蝕后，對(duì)棒材的橫、縱截面進(jìn)行高、低倍觀察。棒材低倍組織未發(fā)現(xiàn)裂紋、夾雜、偏析、縮孔、氣孔和其他冶金缺陷，棒材橫截面為均勻的等軸α相，縱截面為均勻拉長(zhǎng)的α相，晶間為少量的β相。橫、縱截面高倍組織形貌見(jiàn)圖1。

圖1 TA11合金組織形貌 (a)橫截面；(b)縱截面Fig.1 Morphologies of TA11 alloy (a) cross section; (b) longitudinal cross section

圖2 疲勞試樣形狀及尺寸圖Fig.2 Dimensions of specimen used in fatigue tests

沿棒材縱向切取圓柱形毛坯，精加工成疲勞性能測(cè)試試樣，試樣形狀及尺寸見(jiàn)圖2，試樣加工參照HB5287—1996“金屬材料軸向加載疲勞試驗(yàn)方法”附錄B疲勞試樣加工工藝進(jìn)行。超高周疲勞S-N曲線的測(cè)定嚴(yán)格按照HB5287—1996進(jìn)行，試驗(yàn)設(shè)備為QBG-500型高頻疲勞試驗(yàn)機(jī)，試驗(yàn)溫度分別為室溫、300 ℃和400 ℃，每種試驗(yàn)溫度選擇R=-1，0.1，0.5 3個(gè)不同應(yīng)力比進(jìn)行試驗(yàn)，加載波形為正弦波，加載方向?yàn)檩S向，試驗(yàn)頻率為90～125 Hz，不同試驗(yàn)條件試樣數(shù)量為30根，室溫下最長(zhǎng)試驗(yàn)周次為1×108，300 ℃和400 ℃下最長(zhǎng)試驗(yàn)周次為3×107。首先采用升降法求得材料的超高周疲勞極限，再以該疲勞極限為最低應(yīng)力水平，采用成組試驗(yàn)法得到S-N曲線，然后按照HB5287—1996中推薦的解析法對(duì)不同條件下的疲勞試驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行描述，得到單條S-N曲線。

2 結(jié)果與分析

2.1 中值S-N曲線方程的確定

圖3～5顯示不同溫度，不同應(yīng)力比下的TA11合金超高周疲勞試驗(yàn)結(jié)果。圖中黑色箭頭表示使用升降法測(cè)試超高周疲勞極限時(shí)該試樣達(dá)到1×108或3×107周次未發(fā)生斷裂，箭頭后面的數(shù)字表示某最大應(yīng)力下在規(guī)定周次未發(fā)生斷裂的試樣根數(shù)。采用三參數(shù)冪函數(shù)法對(duì)不同條件下的試驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行擬合分析，得到中值S-N曲線及其描述方程，S-N曲線見(jiàn)圖3～5中的實(shí)線部分，方程的對(duì)數(shù)表達(dá)式為：

lgN=B1+B2lg(Smax-B3)

式中：Smax為最大應(yīng)力；N為循環(huán)壽命；B1，B2，B3為材料常數(shù)。不同試驗(yàn)條件下中值S-N曲線方程的材料常數(shù)值見(jiàn)表1。

表1 TA11合金在不同溫度，不同應(yīng)力比下的中值S-N曲線方程材料常數(shù)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 超高周疲勞壽命分析

表2顯示利用三參數(shù)冪函數(shù)法計(jì)算得到的TA11合金在不同溫度，不同應(yīng)力比下的典型中值疲勞壽命及強(qiáng)度值。從表2及圖3～5可以看出，同一溫度下，應(yīng)力比對(duì)TA11合金疲勞強(qiáng)度影響顯著，3種應(yīng)力比下同一循環(huán)周次所對(duì)應(yīng)疲勞強(qiáng)度的高低順序?yàn)镽=0.5>R=0.1>R=-1；同一應(yīng)力比下，疲勞強(qiáng)度滿足溫度越高，強(qiáng)度越低的規(guī)律。與傳統(tǒng)工程意義疲勞極限壽命1×107相比，TA11合金在3×107和1×108循環(huán)周次下，疲勞強(qiáng)度表現(xiàn)出繼續(xù)降低的趨勢(shì)，這說(shuō)明以1×107作為TA11合金疲勞極限壽命是不安全的。從表2所示Δσmax(1×107與3×107)數(shù)值可以看出，在不同溫度下，負(fù)應(yīng)力比(R=-1)與正應(yīng)力比(R=0.1,0.5)相比，疲勞強(qiáng)度降低較小，約為10～20 MPa；在同一溫度下，正應(yīng)力比R=0.1和R=0.5的Δσmax(1×107與3×107)十分接近，如室溫時(shí)分別為41 MPa和32 MPa，300 ℃時(shí)分別為24 MPa和25 MPa，400 ℃時(shí)分別為28 MPa和27 MPa。說(shuō)明在同一溫度下，TA11合金超高周疲勞強(qiáng)度的降低幅度與正應(yīng)力比的大小無(wú)關(guān)；然而對(duì)于同一應(yīng)力比，400 ℃比300 ℃具有更大的超高周疲勞強(qiáng)度降低幅，說(shuō)明在高溫下，對(duì)于同一應(yīng)力比，溫度越高，超高周疲勞強(qiáng)度降低越明顯。將室溫下不同應(yīng)力比的1×107與1×108周次疲勞強(qiáng)度進(jìn)行對(duì)比發(fā)現(xiàn)，正應(yīng)力比(R=0.1和R=0.5)1×108周次疲勞強(qiáng)度降低60～80 MPa，負(fù)應(yīng)力比(R=-1)疲勞強(qiáng)度降低19 MPa。綜上所述，在負(fù)應(yīng)力比下，TA11合金超高周疲勞強(qiáng)度較1×107周次降低約10～20 MPa；在正應(yīng)力比下，超高周疲勞強(qiáng)度顯著降低，而且室溫降低幅度大于高溫降低幅度。

表2 TA11合金在不同溫度，不同應(yīng)力比下的典型中值疲勞壽命及強(qiáng)度值Table 2 Typical median fatigue life and strength values for TA11 alloy at different temperatures and different stress ratios

圖3 TA11合金室溫超高周疲勞中值S-N曲線Fig.3 VHCF S-N curves for TA11 alloy at room temperature

圖4 TA11合金300 ℃超高周疲勞中值S-N曲線Fig.4 VHCF S-N curves for TA11 alloy at 300 ℃

2.3 超高周疲勞斷口分析

諸多研究表明[12,14]，在超高周疲勞過(guò)程中，不同的循環(huán)應(yīng)力幅下，疲勞裂紋的萌生方式不同，隨著應(yīng)力幅的降低，疲勞裂紋的萌生發(fā)生由表面到內(nèi)部的轉(zhuǎn)變。在較高應(yīng)力幅下，疲勞裂紋在試樣表面缺陷處萌生，疲勞壽命較短；在較低應(yīng)力幅下，疲勞裂紋在試樣內(nèi)部萌生，疲勞壽命較長(zhǎng)，疲勞斷口呈現(xiàn)單個(gè)或多個(gè)“魚(yú)眼”特征裂紋源。對(duì)TA11合金超高周疲勞試樣斷口進(jìn)行SEM觀察發(fā)現(xiàn)，在300 ℃和400 ℃，R=0.5試驗(yàn)條件下，在高、中應(yīng)力幅，裂紋萌生于試樣表面，在低應(yīng)力幅，近3×107周次斷裂試樣裂紋萌生于內(nèi)部，裂紋源呈現(xiàn)單個(gè)“魚(yú)眼”特征(見(jiàn)圖6(a),7(a))，能譜分析顯示“魚(yú)眼”中心無(wú)非金屬夾雜，高倍形貌顯示裂紋起源于解理小刻面(見(jiàn)圖6(b),7(b))。研究認(rèn)為[15-16]，在鈦合金中，α相為密排六方結(jié)構(gòu)，β相為體心立方結(jié)構(gòu)，β相滑移系較多，在低應(yīng)力幅下，滑移首先由β相開(kāi)始，在兩相界面形成位錯(cuò)堆積，產(chǎn)生局部應(yīng)力集中，從而導(dǎo)致裂紋在晶界或相界萌生。同時(shí)也說(shuō)明，對(duì)于TA11合金，在300 ℃和400 ℃，R=0.5試驗(yàn)條件下，3×107壽命區(qū)試樣表面所受剪切應(yīng)力難以促使表面開(kāi)裂，此時(shí)，試樣內(nèi)部產(chǎn)生局部應(yīng)力集中，導(dǎo)致裂紋萌生。

圖5 TA11合金400 ℃超高周疲勞中值S-N曲線Fig.5 VHCF S-N curves for TA11 alloy at 400℃

合金在300 ℃，400 ℃，R=-1，0.1等試驗(yàn)條件下，疲勞裂紋均起始于試樣表面，呈現(xiàn)單源或多源特征(見(jiàn)圖8)，近3×107周次斷裂試樣斷口未呈現(xiàn)R=0.5時(shí)的“魚(yú)眼”特征，其原因可能是在較低應(yīng)力比下，3×107壽命區(qū)試樣內(nèi)部應(yīng)力集中尚不足以促使裂紋萌生，表面在剪切應(yīng)力作用下萌生裂紋依然是試樣疲勞斷裂的主要方式。綜上可知，高溫下TA11合金的超高周疲勞(3×107)裂紋萌生方式與應(yīng)力比有關(guān)。當(dāng)R=-1和0.1時(shí)，裂紋萌生于試樣表面，試樣的表面狀態(tài)對(duì)超高周疲勞壽命的影響更大；當(dāng)R=0.5時(shí)，裂紋萌生于試樣內(nèi)部，斷口形貌呈現(xiàn)“魚(yú)眼”特征，材料內(nèi)部的局部應(yīng)力集中是導(dǎo)致疲勞裂紋萌生的主要原因。通過(guò)對(duì)合金在室溫下不同應(yīng)力比的疲勞斷口形貌進(jìn)行觀察發(fā)現(xiàn)，與300 ℃和400 ℃的情況不同的是，室溫下不同應(yīng)力比的試樣疲勞裂紋均萌生于表面(見(jiàn)圖9)，這說(shuō)明，在室溫，最長(zhǎng)試驗(yàn)壽命1×108條件下，TA11合金試樣的疲勞裂紋萌生方式與載荷大小、應(yīng)力比無(wú)直接關(guān)系，試樣的表面狀態(tài)是影響合金室溫超高周疲勞壽命的主要因素。

圖6 300 ℃，R=0.5條件下的超高周疲勞斷口形貌(σmax=675 MPa，Nf=2.048×107) (a)宏觀形貌；(b)裂紋源區(qū)微觀形貌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

圖7 400 ℃，R=0.5條件下的超高周疲勞斷口形貌(σmax=650 MPa，Nf=2.86×107) (a)宏觀形貌；(b)裂紋源區(qū)微觀形貌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

圖8 300 ℃和400 ℃，R=0.1條件下的超高周疲勞裂紋源區(qū)斷口形貌 (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

圖9 室溫，不同應(yīng)力比條件下的超高周疲勞裂紋源區(qū)斷口形貌 (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

從圖3～5可以看出，TA11合金疲勞性能數(shù)據(jù)分散性較大，且這種分散性在不同應(yīng)力比的中應(yīng)力幅區(qū)最為明顯，這與文獻(xiàn)[17]的試驗(yàn)結(jié)果一致。表3顯示在室溫，R=0.1，750 MPa條件下5個(gè)試樣的疲勞壽命與相應(yīng)的裂紋源特征。可以看出，5個(gè)試樣中短壽命與長(zhǎng)壽命相差約兩個(gè)數(shù)量級(jí)，短壽命試樣疲勞裂紋更趨向于在表面多源萌生，長(zhǎng)壽命試樣疲勞裂紋為在表面單源萌生。其原因可能是，盡管所有試驗(yàn)試樣的表面狀態(tài)均滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，但由于鈦合金的高缺陷敏感性，使得疲勞過(guò)程中產(chǎn)生于試樣表面的相對(duì)較大的缺陷極易成為鈦合金的疲勞裂紋源。在高應(yīng)力幅下，試樣表面剪切應(yīng)力很大，裂紋多源萌生，缺陷尺寸不足以影響疲勞壽命；在低應(yīng)力幅下，試樣表面最薄弱部位優(yōu)先達(dá)到臨界應(yīng)力萌生裂紋，疲勞壽命一致性也較高；只有在中應(yīng)力幅下，試樣表面的剪切應(yīng)力處于此類缺陷的臨界應(yīng)力范圍內(nèi)，這些缺陷的大小、數(shù)量及分布的不確定性使得合金疲勞壽命的分散性增大。因此，TA11合金試樣的表面狀態(tài)是導(dǎo)致疲勞壽命分散的主要原因。為了最大限度的降低TA11合金疲勞壽命的分散性，在進(jìn)行鈦合金零部件設(shè)計(jì)及加工時(shí)，應(yīng)確保零部件具有更低的表面粗糙度。

表3 室溫，R=0.1，750 MPa條件下，不同TA11合金試樣 疲勞試驗(yàn)結(jié)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 結(jié) 論

(1)利用常規(guī)疲勞試驗(yàn)方法獲得了TA11合金在不同溫度，不同應(yīng)力比下的3×107及1×108超高周疲勞極限，并采用三參數(shù)冪函數(shù)法獲得了合金超高周疲勞中值S-N曲線及其描述方程，可對(duì)合金在不同溫度，不同應(yīng)力比下的疲勞強(qiáng)度及壽命進(jìn)行有效預(yù)測(cè)。

(2)與傳統(tǒng)1×107疲勞極限相比，TA11合金的超高周(3×107及1×108)疲勞強(qiáng)度表現(xiàn)出繼續(xù)降低的趨勢(shì)，負(fù)應(yīng)力比(R=-1)時(shí)降低10～20 MPa，正應(yīng)力比(R=0.1、0.5)時(shí)，室溫下3×107疲勞強(qiáng)度降低30～40 MPa，1×108疲勞強(qiáng)度降低60～80 MPa，高溫下3×107疲勞強(qiáng)度降低20～30 MPa。

(3)室溫下TA11合金超高周疲勞(1×108)試樣的裂紋均萌生于表面；高溫下TA11合金超高周疲勞(3×107)試樣的裂紋萌生方式與應(yīng)力比有關(guān)，R=-1和0.1時(shí)疲勞裂紋萌生于表面，R=0.5時(shí)疲勞裂紋萌生于內(nèi)部。TA11合金試樣的表面狀態(tài)是導(dǎo)致合金疲勞壽命分散的主要原因。

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(責(zé)任編輯：張 崢)

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

航空科學(xué)基金(2013ZF21014)

焦?jié)奢x(1986—)，男，博士研究生，工程師，主要從事航空發(fā)動(dòng)機(jī)材料力學(xué)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