鈦合金保載疲勞的影響因素與研究進展

史棟剛，徐小嚴，吳 雨，齊英誠

(中國航發商用航空發動機有限責任公司設計研發中心，上海 201108)

1 前 言

鈦合金由于其優異的比強、蠕變及疲勞等綜合性能，廣泛應用于航空發動機壓氣機盤等關鍵轉動件的制造[1]。對這些重要部件的疲勞壽命進行準確預測是航空器設計和安全使用的關鍵。通常，實驗室測試階段常采取簡化的三角波形或正弦波形來預測其往復循環的低周疲勞壽命，不僅簡潔可行，而且也具有一定代表性。但部分鈦合金采用這種方法進行壽命預測時往往出現問題，并引發航空事故。例如20世紀70年代，RR公司提供的RB211發動機上由近α型IMI685合金制造的風扇盤在服役過程中發生提前失效[2, 3]。通過事故調查， 人們首次認識到鈦合金存在保載疲勞問題，即在低溫下傳統的三角波疲勞測試模式不能正確預測實際工況環境下材料的壽命，而應該利用與實際飛行載荷譜更為接近的梯形波(在峰值應力下保持一段時間)來評價。在峰值應力下保持加載一段時間的梯形波疲勞，稱為保載疲勞。在相同的應力條件下，保載疲勞壽命與普通疲勞壽命相比顯著降低的現象稱為保載效應，通常將循環疲勞與保載疲勞的壽命衰減系數作為保載疲勞敏感性強弱的評價指標。1997年，加拿大國際航空公司一架從北京飛往溫哥華的波音767-375ER客機在起飛過程中左翼CF6發動機突然發生爆炸，事故調查結果表明此次事故與近α型Ti6242合金制造的第3至9級高壓壓氣機鼓筒發生保載疲勞失效相關[4]，鈦合金保載疲勞問題已經嚴重危害航空發動機的安全性和可靠性。深入理解鈦合金保載疲勞的產生機理,研究其影響因素和預防控制保載疲勞失效行為也成為該研究領域的熱點問題。本文綜述總結了近年來國內外在鈦合金保載疲勞產生機理、影響因素及預測方法等方面進行的相關研究工作，并探討了保載疲勞的預防及研究發展方向。

2 鈦合金保載疲勞產生機理

多種鈦合金的室溫保載疲勞效應如圖1所示[5-9]。由圖1可知，相比Ti64和Ti6246鈦合金，IMI685、Ti6242和Ti834等近α型鈦合金在相同載荷下，梯形波保載疲勞相比循環疲勞壽命降低約10～20倍，表現出較明顯的保載疲勞敏感性。隨著測試溫度的升高，保載模式相比傳統循環模式的疲勞壽命降低的倍率逐漸減小，通常在200 ℃以下具有明顯的保載效應，因此也將這種現象稱為冷保載疲勞[10]。近α型鈦合金和部分兩相鈦合金普遍存在冷蠕變現象[6, 8, 11-13]，即便是在室溫，在低于材料屈服強度的載荷隨時間持續加載作用下也會產生較明顯的應變積累。例如文獻[8]針對α/β鍛造的Ti6242合金，在室溫下采用0.95σYS的應力分別開展了靜態加載、循環疲勞及保載疲勞試驗，應變與時間曲線如圖2所示。雖然加載應力未達到屈服強度，但隨時間產生了明顯的應變累積。在峰值應力保載作用下，冷蠕變加速了保載疲勞的應變累積速率。冷蠕變效應是影響保載疲勞失效行為的重要因素[6, 8, 13]。

圖2 α/β鍛造Ti6242合金在循環疲勞(30 cycles/min)，保載疲勞(2 min)和靜態加載時的應變-時間曲線(加載應力：0.95σYS)[8]Fig.2 Strain accumulation during normal-fatigue (30 cycles/min), 2 min dwell fatigue and static load tests for α/β forged Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo alloy(load stress:0.95σYS)[8]

研究發現，鈦合金中α相在不同的晶向取向會產生不同的彈性[14]和塑性[15]行為，因此晶粒結構相對材料性能，就會存在弱和強的取向關系。其中將密排六方結構的α相的c軸([0001]面的法向)與主應力加載方向平行的晶粒稱為強取向晶粒(或稱硬取向晶粒)，將c軸與主應力加載方向垂直的晶粒稱為弱取向晶粒(或稱軟取向晶粒)。目前有兩種代表性的理論模型來較好地闡釋鈦合金保載疲勞的產生機理，第一種是由Stroh提出的位錯平面滑移模型(圖3)[13]，另一種是由Bache提出的應力重新配分模型(圖4)[13]。

圖3 位錯平面滑移模型[13]Fig.3 Schematic of disslocation planar slip model[13]

圖4 應力重配分模型[13]Fig.4 Schematic of two element model to describe stress redistribution[13]

Stroh的位錯平面滑移模型提出：首先，弱取向晶粒處產生的位錯沿著與加載應力傾斜的滑移面滑移，并在相鄰晶粒的晶界處堆積；隨后，在相鄰的強取向晶粒內形成剪切應力，導致滑移帶的產生。隨著時間的累積，在所加載的循環拉應力σ1和附加的拉伸應力σ共同作用下逐漸促進了解理面的形成。因為這些過程通常發生在亞表面，發生的順序很難通過試驗手段觀察，但剪切應力形成剪切帶和拉伸應力打開裂紋的結合作用表明正是失效晶粒內的垂直解理面形成了類似不連續的裂紋。Bache提出的應力重配分模型，其本質是從顯微組織微觀尺度描述鈦合金的各向異性變形行為。首先，弱取向晶粒和強取向晶粒并列在一起，且弱取向晶粒的主軸方向與強取向晶粒保持大約45°的位向關系。假設存在一個固定的應力σapp，同時兩個晶粒擁有不同的名義彈性模量。由于屈服強度的差異，兩個晶粒會變形產生不同的應變，分別以εw和εs表示(理論上εw>εs)。但實際上從微觀尺度，這兩種晶粒會形成變形協調作用，相互制約最終產生相同的平均應變εeff。這種制約主要源于系統中引入的不同應力產生的等應變導致。

應力重新配分模型與位錯平面滑移模型雖然角度不同，但一致的是在保載加載條件下，弱取向晶粒將應力轉移到強取向晶粒，最終導致強取向晶粒優先發生失效。計算分析、材料和零部件試驗以及在役發動機事故調查都能很好地支撐這個觀點[10, 13]。Ti6242及Ti834鈦合金保載疲勞斷口解理區形貌及其EBSD晶粒取向如圖5所示。可以看出，保載疲勞斷口解理起始區域大部分晶粒的[0001]面與加載應力保持0～30°接近平行的位向關系，失效主要起源于這些比較集中的強取向晶粒區域，且保載疲勞裂紋大多萌生于亞表面，這種微織構的源晶粒取向是產生保載疲勞效應的重要因素[7, 10, 13, 16-20]。

圖5 不同鈦合金保載疲勞斷口及斷面EBSD取向圖: (a) Ti6242保載疲勞斷口解理萌生區(虛線所示)[16]，(b)Ti6242斷口截面的EBSD取向圖(參考面以下44～115 μm厚度)[16]；(c) Ti834盤鍛件保載疲勞斷口解理區[7]，(d) Ti834斷口截面的EBSD取向圖[7]Fig.5 Dwell-fatigue fracture surface and EBSD orientation image for different titanium alloys: (a) dwell-fatigue fracture surface of Ti6242 with the faceted initiation site circumscribed by a dotted curve[16], (b) EBSD orientation image of Ti6242 (44～115 μm below the reference plane)[16]; (c) facets in Ti834 disk material[7], (d) EBSD measurements from a banded region of fracture surface[7]

3 鈦合金保載疲勞的影響因素

3.1 H含量對保載疲勞的影響

圖6和圖7分別為不同H含量下雙態組織Ti6242和集束組織Ti685合金的疲勞測試結果。由圖6可知，Ti6242合金循環疲勞壽命隨著H含量的增加而降低；而保載疲勞壽命隨著H含量的增加而緩慢升高，當超過150 ppm時更加明顯。由圖7可知，Ti685合金的保載疲勞壽命隨著H含量的增加而降低[21, 22]，呈現與前者相反的規律。文獻[20]認為H含量對雙態和集束組織鈦合金保載疲勞敏感性的影響規律截然不同，主要原因是H元素在鈦合金連續β基體中的擴散速度遠大于連續α基體[23-25]，進而更容易在以連續β基體為特征的集束組織中產生聚集，增加保載疲勞敏感性。但雙態組織Ti6242合金的保載疲勞壽命隨H含量增加而增加的原因未知[20]。文獻[26]的研究表明H含量對鈦合金的冷蠕變及保載疲勞敏感性的影響不僅與組織狀態有關，還受到加載應力的影響。在較高應變速率下，鈦合金屈服強度隨H含量增加而增大。在較低應力區域(低于屈服強度σ0.2的某個值)，H會引起軟化，促進冷蠕變；在較高應力區域，H會引起硬化，減緩冷蠕變。試驗數據表明當加載應力達到屈服強度時，網籃組織的Ti6242合金循環疲勞壽命及保載疲勞壽命均呈現隨H含量增加而增大的趨勢[26]。加載應力決定了H元素的軟化或硬化特性，進而影響鈦合金的疲勞行為，這也許可以解釋看似矛盾的結果。

圖6 H含量對Ti6242疲勞性能的影響(加載應力:0.95σ0.2)[20]Fig.6 Influence of hydrogen content on the cycle and dwell fatigue properties of Ti6242(load stress:0.95σ0.2)[20]

圖7 H含量對Ti685保載疲勞性能的影響(保載時間：2 min)[21]Fig.7 Influence of hydrogen content on the dwell fatigue properties of Ti685 (dwell time：2 min)[21]

3.2 顯微組織對保載疲勞的影響

鈦合金通常可以采用不同的熱工藝形成不同的顯微組織，常見的組織形態為等軸組織、雙態組織、魏氏組織和網籃組織[27]。鈦合金保載疲勞敏感性與初生α相體積分數、α晶粒尺寸、微織構的密度及取向分布等組織形態相關[17, 18]。對于雙態組織或等軸組織，保載疲勞敏感性會隨著初生α相體積分數發生變化[20, 28]。例如文獻[28]對Ti60合金試驗研究表明，當固溶溫度越接近β相變點，獲得的初生α相含量越少，保載疲勞壽命越高，也越接近循環疲勞壽命。目前，大量研究表明鈦合金中微織構與保載疲勞敏感性存在非常強的相關性[13, 16-18, 20, 28-34]，微織構/集束組織對α+β及β處理的幾種鈦合金保載疲勞敏感性的影響規律如表1所示。相比雙態或等軸組織，采用β處理工藝獲得的Ti6242合金魏氏和網籃組織具有明顯較低的保載疲勞敏感性。對于α+β處理的Ti6242合金，保載疲勞敏感性隨微織構分布密度的增大而顯著增大，當然這也與初生α相體積分數增加有關。當排除初生α相體積分數的差異，Ti-600合金隨著微織構密度的提升，保載疲勞敏感性增加近2倍左右。對β處理的Ti6242試驗數據也表明即便是對保載疲勞不敏感的網籃組織，當混有微織構晶粒結構時，也會增加敏感性。當存在大量的這種α集束組織時，Ti685保載疲勞敏感性比網籃組織增加超過10倍。微織構的形成主要與鈦合金的α相以及在熱加工和后續熱處理的組織演變相關[35-38]。當鈦合金從β相區以較慢的速度冷卻時，會增加這種集中取向晶粒的密度[18, 19]，所以控制β處理工序的冷速對于消除這種微織構極為重要。但對于發動機盤用的大規格棒坯，往往受截面厚度的影響，要想獲得理想的冷速通常比較困難[18]，需要在工藝設計方面采取有效的措施。

表1 微織構/集束組織對不同鈦合金保載疲勞敏感性的影響

3.3 溫度對保載疲勞的影響

除應力外，溫度對鈦合金保載疲勞產生重要影響[39-41]。文獻[40]通過晶粒塑性有限元模型對Ti6242和Ti6246兩種合金軟硬取向源晶粒晶界不同溫度下的應力重配分效應計算分析表明：Ti6242合金在120 ℃會出現強的應力重新配分效應(圖8)，當溫度低于-50 ℃和大于200 ℃時，Ti6242的應力重配分機制消失，保載疲勞效應也隨之消失；Ti6246在200～300 ℃左右會出現較強的應力重配分效應。不同溫度產生不同的保載疲勞效應，其主要是由于過低的溫度會阻礙位錯移動，在保載階段蠕變不能發生；過高的溫度會導致位錯快速滑移，在保載階段前達到平衡，不能產生應力重配分效應；只有在“中間”溫度，在軟硬取向晶粒晶界位錯逐漸堆積，形成應力集中，在保載階段才能發生明顯的應力重配分，產生保載疲勞效應。文獻[41]通過原子模擬計算也表明Mo元素在室溫條件不能長期困住空穴而產生所觀察到的應

圖8 不同溫度保載條件下軟硬取向晶粒源晶界處的應力增量[40]Fig.8 Peak stress changing during the dwell period under different temperature[40]

變速率敏感性，證明化學成分差異不是導致兩種合金保載疲勞行為差異的主要原因。通過納米壓痕連續硬度測試技術也證實了Ti6242合金軟硬取向晶粒有著截然不同的應變速率敏感性，而Ti6246不同取向晶粒間的差異不明顯[42]，且前者軟取向晶粒的應變速率敏感指數是后者的1/5，因此在相同溫度下兩種合金會產生截然不同的保載疲勞敏感性特征。對于保載疲勞較敏感的近α鈦合金，通常需要充分評估在環境溫度200 ℃、較高應力水平的工況條件下保載疲勞風險，典型的比如發動機起飛爬升工況[39]。

3.4 加載應力及應力比對保載疲勞的影響

傳統的循環疲勞壽命主要與應力幅關系密切，一般呈現隨應力幅值增加而壽命降低的規律。大量的試驗數據表明隨著峰值應力降低，保載疲勞壽命增加[5-9, 20, 28, 29]，與循環疲勞的壽命差距逐步降低，而應力比對保載疲勞的影響規律與循環疲勞不同。文獻[7]中采用不同應力比(R)時Ti834的保載疲勞試驗結果如圖9所示。相比R=0.1,R=0.5的保載疲勞壽命更低，主要是由于高的應力比增加了平均應力，促進應變累積以及在源晶界處相關的位錯運動，加速了應力重配分而導致解理面的形成；而當R為負值時，位錯反向滑移，造成堆積力松弛，延緩了解理面的形成。文獻[5]采用不同應力比開展的Ti6246裂紋擴展速率測試結果表明當材料對保載疲勞不敏感時，R值并不影響這種非敏感性。

圖9 不同應力比對Ti834盤試樣保載疲勞的影響[7]Fig.9 Effects of R value on dwell fatigue of Ti834 disc specimens[7]

3.5 保載時間對保載疲勞的影響

圖10為不同保載時間對Ti6242、IMI829、Ti834及Ti64ELI試樣保載疲勞壽命影響的試驗結果統計分析。可以看到，鈦合金保載疲勞的失效循環數隨著保載時間增加而呈現降低趨勢。圖10a表明Ti6242保載時間(Td)與循環數N的乘積趨于常數，保載時間對總的保載疲勞壽命無顯著影響，這一規律與IMI829相似，但Ti834并未表現出這種類似的線性關系。將Ti834與Ti64ELI的失效循環數與保載時間的數據放在同一張圖中做平滑處理后如圖10b所示。當保載時間小于120 s時，保載時間對循環數的影響較大，呈現出較強的循環疲勞特征；當超過這一“閥值”時，保載循環數基本趨于常數。這種現象也反映了保載疲勞這一疲勞與蠕變交互作用的本質[43]。目前國內外普通采用2 min的保載時間開展材料級試驗及限壽件疲勞壽命評估工作。

圖10 保載時間對保載疲勞壽命的影響：(a)循環數與保載時間對數曲線[20]；(b)Ti834[7]和Ti64ELI[43]循環數與保載時間曲線Fig.10 Effects of dwell time on the fatigue life of samples: (a) logarithmic curves of cycle number versus dwell time[20], (b) cycles number versus dwell time of Ti834[7] and Ti64ELI[43]

4 保載疲勞的預測方法

準確判定保載疲勞失效，并建立一套預測方法，對于航空發動機鈦合金選材設計、壽命評估具有重要意義。中國科學院金屬研究所邱建科等通過試驗發現[19, 44]，對于保載敏感性強的鈦合金，保載疲勞與普通疲勞在疲勞斷口、二次裂紋以及應變積累方面存在明顯不同的失效特征。具體表現為，保載疲勞斷口的裂紋萌生于試樣亞表面或內部，二次裂紋與應力軸近似垂直(±10 ℃)，塑性應變積累速率和積累量明顯大于普通疲勞。同時，借助EBSD分析技術[6, 8, 20, 45, 46]可以識別和量化微織構組織，判斷保載疲勞敏感性。但這些檢測是損傷性的，不僅耗時，而且成本高昂。如果能夠利用無損檢測技術定量分析鈦合金微織構組織，從而預測保載疲勞敏感性,對于工程應用具有重大價值。國外已開展了利用超聲檢測技術對鈦合金微織構顯微組織檢測評估的研究工作[47-50]，并在試樣級材料上通過超聲檢測技術獲得較為精確的，與EBSD表征結果高度一致的微織構分布尺寸，表明了這些技術用于判斷和分析鈦合金微織構組織，預測保載疲勞敏感性的可能性，但針對構件級的應用還需深入開展相關試驗研究工作。

5 結 語

鈦合金保載疲勞敏感性的影響因素眾多，既與初生α相體積分數、微織構等內部因素相關，又受到峰值應力水平、保載時間等外部因素影響。近α型鈦合金相比其它類型鈦合金具有較強的保載疲勞敏感性，是由于主要構成相α相各向異性的本質造成的。微織構的體積分數及分布取向是影響鈦合金保載疲勞敏感性最主要的內部因素，其產生與棒材、鍛件的熱加工歷史具有較為復雜的關系。從根本上降低或消除這些組織因素的影響，還需要深入開展熱加工工藝與微織構形成機理的研究工作。同時，探索構件級無損檢測技術來檢測這些內部集中取向組織，判定保載疲勞敏感性，對于實現低成本的保載疲勞預測方法也是未來值得關注的研究方向。