钛铝合金拥有低密度、高比强度、优异的高温强度、抗氧化性与抗蠕变机能，被以为是在600-900°C服役温度区间代替镍基高温合金的唯一候选资料，通常用于造备航空发起机低压涡轮叶片、航天飞行器蒙皮等关键耐高温部件。航空发起机低压涡轮叶片在服役过程中，由于受到高转速以及启动载荷的作用，将接受高频、低幅振动载荷，接受循环载荷次数通常在10?周次以上，这种振动载荷，固然应力幅值幼，但超高振动频率导致的危险严沉威胁发起机的工作安全和靠得住性，因而航空发起机低压涡轮叶片的超高周委顿机能受到极大的关注。

从20世纪80年代至今，越来越多的学者起头钻研航空发起机关键零部件的超高周委顿失效。这类失效通常在不显著的情况下产生，导致叶片段裂时没有任何预兆，造成无法挽回的损失。1992年以来，超高周委顿粉碎已经作为涡轮发起机失效的重要原因之一。目前超高周委顿行为的钻研重要集中在高强钢、铝合金、钛合金以及镍基高温合金等航空发起机低压涡轮叶片的关键资料上。超高周委顿失效往往源于资料内部的非金属同化(以高强钢为代表)或变形能力差的晶粒的解理断裂(以钛合金为代表),其断口处常出现出"鱼眼"型裂纹描摹。当委顿寿命超过10?周次时，一个奇怪的粗糙裂纹区会呈此刻裂纹源周围。

Sakai等对SUJ2钢的超高周委顿行为进行钻研，并对委顿断口进行表征，了局显示在10?周次之前，裂纹于表表萌生，超过10?周次，裂纹于内部萌生，裂纹源区出现"鱼眼"特点。裂纹发源处的高倍图像显示裂纹源存在尺度为几十微米的粗糙裂纹区，从位错移动和不成逆转的驻留滑移带的角度启程，将粗糙裂纹区的形成分为3个阶段:①细颗粒层的形成；②形核和微裂纹的归并；③形成细晶区。此表，Murakami等以为粗糙裂纹区的产生是由同化物周围循环应力和氢脆开裂之间的协同效应引起。Shiozawa等以为粗糙裂纹区是由循环载荷下球状碳化物剥离基体而形成的。Grad等提出同化物周围的晶粒在循环载荷作用下细化会导致形成粗糙裂纹区。Nakamura等以为同化物周围的循环压应力使高低凹凸表表之间相互接触撞击，最终导致粗糙裂纹区的形成。Hong等以为裂纹尖端微观晶粒受压应力细化作用，诱发粗糙裂纹区形成。

与高强钢分歧，Neal等针对钛合金的钻研发现超过10?周次失效时委顿裂纹重要从内部萌生，裂纹萌生特点为α相解理导致的"facet(幼解理面)"。此了局是关于钛合金α相解理为特点裂纹萌生的最早报路。钛合金的微观结构蕴含HCP晶体结构的α相和BCC晶体结构的β相。这两种相的比例和描摹决定了钛合金的微观结构特点。钛合金根基不含同化物和孔洞缺点。α相的脆性特点显著，超高周委顿裂纹往往以α相解理并出现"facet"特点的方式发源。Zuo等发此刻Ti-6Al-4V中，对于双态组织，高周-超高周委顿裂纹往往生于初生α晶；蚓Ы，对于网篮组织，裂纹萌生于α相界。Szczepanski等的钻研了局批注，在Ti-6Al-2Sn-4Zr-6Mo合金中，超高周委顿裂纹萌生区域为初生α晶粒断裂而成的幼解理面。Heinz等对Ti-6Al-4V合金的高周-超高周委顿行为进行钻研，了局显示S-N曲线在10?周次产生显著拐折，委顿裂纹萌生于试样内部，并出现"鱼眼"特点。Furuya等进一步钻研了加载频率和应力比对Ti-6Al-4V合金高周-超高周委顿行为的影响，了局显示加载频率对合金的委顿强度根基无影响；合金的委顿强度随应力比增大而减幼。Hong等则是关于应力比对于Ti-6Al-4V合金委顿行为的影响进行更进一步的钻研，了局显示，在应力比R=-0.1、0.1和0.5的试验前提下，S-N曲线在10?周次左近产生二次拐折，裂纹重要萌生于内部；而在R=-1和-0.5的试验前提下，S-N曲线不产生拐折，裂纹均于表表萌生，并观察到3种裂纹萌生模式：表表滑移、表表解理以及内部解理。

近年来，钛铝合金因其低密度、高机能特点逐步取代钛合金和镍基高温合金用于造作航空发起机热端部件，但有关钛铝合金超高周委顿机能有关方面的钻研较少。因而本文以第二代钛铝合金(Ti-48Al-2Cr-2Nb合金，简称4822合金)为钻研对象，结合超声委顿这一加快委顿步骤钻研钛铝合金在高温环境下的超高周委顿行为，为航空发起机委顿设计以及安全评估提供理论基础和数据参考。

1、尝试资料与步骤

尝试所用资料为铸造成型的Ti-48Al-2Cr-2Nb(原子分数，%)合金，在1350°C进行两路次等温铸造(总变形量为50%),路次间隙退火温度为1350°C并保温0.5h,锻后退火温度为800°C,保温功夫为8h,获得了含有少量片层团的等轴近γ组织(图1)。

高温拉伸试验选取标距段直径为5mm的圆棒状试样，其几何尺寸如图2a所示。在DCMT-100/1200高温真空全能试验机(四川德翔科创仪器有限公司)上进行拉伸试验，应变速度为0.15mm/min、试验温度为650°C,进行3次拉伸试验，取均匀值作为合金在650°C时的力学机能。

超声委顿试验选取标距段直径为3mm的圆棒状试样，其几何尺寸如图2b所示。选取多职能超声委顿试验机(荆门嘉振超声波科技有限公司)进行委顿试验，搭配多频段换能器满足(20-1)kHz的试验频率，1~150μm的振动领域，振幅精度为0.1μm,结合中高频感应加热装置，可能实现-50~1200°C的精准温控，共同分歧的试验夹具，可实现轴向恒应力、轴向变应力、振动弯曲及三点弯曲振动等多大局委顿试验。本钻研试验温度为650°C,选取轴向拉-压加载大局，试验加载波形为正弦波，加载频率为20kHz,应力比为-1。

2、尝试了局及会商

2.1高温拉伸尝试了局与分析

图3a为4822合金等轴近γ组织在650°C下的拉伸真应力-真应变曲线，能够看出在该温度下曲线没有屈服平台，屈服后有显著的应变硬化景象。进一步分析应力应变数据得到该合金在650°C下的屈服强度(σ?.?)和抗拉强度(σ?)别离为(350.7±5)MPa和(610.2±3)MPa、断后伸长率为(9.3±0.3)%。图3b给出了高温拉伸后的断口描摹，能够看到其断裂大局为蕴含解理断裂和沿晶断裂的混合断裂模式。解理面由等轴γ晶粒沿特定平面的解理断裂形成，解理面尺寸与γ晶粒尺寸一样，因而其断裂方式重要为等轴γ晶粒解理断裂推进裂纹萌生，随后裂纹沿晶界扩大并伴随部门穿晶扩大衔接成长裂纹导致失效。

2.2高温超高周委顿尝试了局与分析

基于合金的屈服强度和抗拉强度，拔取分歧的应力水平进行委顿试验(为节俭功夫成本，当循环周次达到10?周次时终止试验，以为合金在该应力水平下拥有无限寿命)。表1为4822合金在650°C,应力比为-1前提下的委顿机能测试了局。利用表1的了局，绘造应力-寿命(S-N)曲线，如图4所示Ｄ芄豢闯，650°C下没有委顿极限。随着循环应力的减幼，委顿寿命随之增长且寿命分散性逐步减幼。由于在等轴近γ组织中，面心立方结构的γ晶粒往往优先沿特定的平面产生解理断裂，微裂纹在解理的γ晶粒左近萌生并沿晶界扩大。当循环应力较大时，微裂纹优吓宗受力较大且取向有利于产生滑移的γ晶粒内形核，裂纹形核驱动力大，由于钛铝合金抵抗裂纹扩大能力弱，少量微裂纹形核并扩大形成长裂纹，急剧的裂纹扩大阶段以至委顿寿命分散性大。应力水平降低，循环加载功夫增长，更多的微裂纹在合金内部形核，低应力水平的委顿失效是由大量的短裂纹彼此相衔接所导致，裂纹扩大占比削减，因而委顿寿命的分散性相对较幼。

表1 4822合金在650°C下的委顿试验了局

Tab.1Fatiguetestresultsforthe4822alloyat650°C

2.3委顿断口分析

图5为分歧应力水平下的委顿断口描摹Ｄ芄豢吹4822合金的委顿断裂为准解理断裂和沿晶断裂的混合断裂模式。委顿微裂纹在试样表表萌生(黄色虚线)并向内扩大(绿色虚线)衔接直至断裂，内部存在少量韧窝(蓝色箭头)。如图5a所示，在高应力水平下，委顿断口粗糙度较高，委顿微裂纹萌生区及扩大区面积较大。微裂纹在试样表表形核后沿晶界扩大，在片层团左近则阐发为沿层和穿层(红色箭头)扩大。图5b为进一步放大的高应力水平下的断口描摹，能够观察到晶粒表表有显著的滑移痕迹(紫色箭头),注明在循环加载过程中滑移变形是导致微裂纹萌生的重要原因。高应力水平下，受力较大且取向有利于滑移的γ晶粒优先产生解理断裂，导致微裂纹萌生，微裂纹的形核驱动力重要取决于表加载荷的大幼，同时由于钛铝合金抵抗裂纹扩大能力弱，裂纹沿晶扩大形成长裂纹，急剧的裂纹扩大以至委顿断口粗糙度大，委顿寿命缩短。

图5c为低应力水平下的断口描摹，低应力水平下委顿断口粗糙度显著减幼，裂纹在试样表表多处萌生并向内扩大，微裂纹在等轴γ晶粒左近沿晶界扩大，在片层团周围仅为穿层扩大(红色箭头),没有沿层扩大，注明片层间的裂纹扩大抗力高于片层团天堑以及等轴γ晶界的裂纹扩大抗力。随着应力水平降低，循环加载功夫耽搁，交变载荷的不休作用导致产生塑性变形的晶粒增多，塑性变形晶粒的增长增大了裂纹形核驱动力，进而导致微裂纹萌生位点增长，微裂纹在扩大过程中易与相邻微裂纹彼此衔接形成长裂纹而导致合金失效，裂纹扩大阶段占比削减。因而低应力水平下试样表表微裂纹萌生数量增长，同时裂纹萌生与扩大区面积减幼，委顿断口粗糙度降低。图5d为放大的低应力水平下的委顿断口描摹，能够看到，有显著滑移变形痕迹的晶粒数量增长且单一晶粒内出现多滑移交互作用。由于随着交变载荷的不休作用，一些软取向晶粒逐步起头产生滑移变形，此时晶粒的变形驱动力不仅取决于表加载荷，也取决于周围晶粒的协调变形水平，分歧取向的晶粒变形水平分歧，驱动着晶粒内部门歧滑移系的开动。

3、结论

本钻研系统探求了4822合金在650°C下的高温超高周委顿行为，重要结论综合如下。 (1)在650°C下4822合金为脆性断裂，拉伸断裂大局为解理断裂和沿晶断裂的混合断裂。 (2)4822合金在650°C下没有委顿极限，委顿断裂大局为准解理断裂和沿晶断裂的混合断裂，片层间的裂纹扩大抗力高于片层团天堑以及等轴晶界。 (3)高应力水平下，断裂方式为微裂纹沿晶界扩大成长裂纹所导致的脆性断裂；低应力水平下，委顿断口粗糙度减幼，断裂方式为短裂纹之间的相互衔接形成长裂纹所导致的脆性断裂。

参考文件

[1] 卫贝贝，马彪，陈晓飞，张翔，唐斌. Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.2B 合金多路次热轧后冷却速度对其组织演化及机能的影响 [J]. 铸造技术，2025, 46 (4): 307-315. WEI B B, MA B, CHEN X F, ZHANG X, TANG B. Effect of the cooling rate on the microstructure evolution and properties of Ti-43Al-4Nb-1Mo-0.2B alloy after multiple pass hot rolling [J]. Foundry Technology, 2025, 46 (4): 307-315.

[2] 陈传尧。委顿与断裂 [M]. 武汉：华中科技大学出版社，2002.

[3] NAITO T, UEDA H, KIKUCHI M. Observation of fatigue fracture surface of carburized steel [J]. Journal of the Society of Materials Science, Japan, 1983, 32 (361): 1162-1166.

[4] MASUDA C, TANAKA Y. Relationship between fatigue strength and hardness for high strength steel [J]. Transactions of the Japan Society of Mechanical Engineers Series A, 1986, 52 (476): 847-852.

[5] EMURA H, ASAMI K. Fatigue strength characteristics of high strength steel [J]. Transactions of the Japan Society of Mechanical Engineers Series A, 1989, 55 (509): 45-50.

[6] CONG T, LI R Y, ZHENG Z G, MA X F, WU S, ZHANG R Q, Berto F, SUN J Y, QIAN G A. Experimental and computational investigation of weathering steel Q450NQRI under high cycle fatigue loading via crystal plasticity finite element method [J]. International Journal of Fatigue, 2022, 159: 106772.

[7] LI B, CHEN C, QIN Z, XUE H Q. An energy-CP-combined model for predicting the fatigue life of polycrystalline materials under high cycle and very high cycle fatigue [J]. Engineering Fracture Mechanics, 2023, 291: 109564.

[8] CHEN C, GAO T, CHEN T Y, LI B, QIN Z, CHEN R, XUE H Q. Experimental investigation and crystal plasticity simulation for the fatigue crack initiation of the equiaxed Ti-6Al-4V alloy in the very high cycle regime [J]. Engineering Failure Analysis, 2023, 152: 107427.

[9] SHEN J B, FAN H D, WANG J, ZHANG G Q, PAN R, HUANG Z Y. Stored energy density research on the fatigue crack initiation at twin boundary and life prediction of Inconel718 superalloy [J]. International Journal of Fatigue, 2023, 171: 107590.

[10] SAKAI T, SATO Y, OGUMA N. Characteristics S-N properties of high Carbon chromium bearing steel under axial loading in long-life fatigue [J]. Fatigue & Fracture of Engineering Materials & Structures, 2002, 25 (8-9): 765-773.

[11] MURAKAMI Y, NOMOTO T, UEDA T. Factors influencing the mechanism of superlong fatigue failure in steels [J]. Fatigue & Fracture of Engineering Materials & Structures, 1999, 22 (7): 581-590.

[12] SHIOZAWA K, LU L, ISHIHARA S. S-N curve characteristics and subsurface crack initiation behaviour in ultra-long life fatigue of a high carbon-chromium bearing steel [J]. Fatigue & Fracture of Engineering Materials & Structures, 2001, 24 (12): 781-790.

[13] GRAD P, REUSCHER B, BRODVANSKI A, KOPNARSKI M, KERSCHER M. Mechanism of fatigue crack initiation and propagation in the very high cycle fatigue regime of high-strength steels [J]. Scripta Materialia, 2012, 67 (10): 838-841.

[14] NAKAMURA T, OGUMA T, SHINOHARA Y. The effect of vacuum-like environment inside sub-surface fatigue crack on the formation of ODA fracture surface in high strength steel [J]. Procedia Engineering, 2010, 2 (1): 2121-2129.

[15] HONG Y S, LIU X L, LEI Z Q, SUN C Q. The formation mechanism of characteristic region at crack initiation for very-high-cycle fatigue of high-strength steels [J]. International Journal of Fatigue, 2016, 89: 108-118.

[16] NEAL D F, BLENKINSOP P A. Internal fatigue origins in α-titanium alloys [J]. Acta Metallurgica, 1976, 24 (1): 59-63.

[17] ZUO J H, WANG Z G, HAN E H. Effect of microstructure on ultra-high cycle fatigue behavior of Ti-6Al-4V [J]. Materials Science and Engineering: A, 2008, 473 (1-2): 147-152.

[18] SZCZEPANSKI C J, JHA S K, LARSEN J M, JONES J W. Microstructural influence on very high cycle fatigue crack initiation in Ti-6246 [J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2008, 39: 2841-2851.

[19] HEINZ S, BALLE F, WAGNER G, EIFLER D. Analysis of fatigue properties and failure mechanisms of Ti-6Al-4V in the very high cycle fatigue regime using ultrasonic technology and 3D laser scanning vibrometry [J]. Ultrasonics, 2013, 53 (8): 1433-1440.

[20] FURUYA, TAKEUCHI E. Gigacycle fatigue properties of Ti-6Al-4V alloy under tensile mean stress [J]. Materials Science and Engineering: A, 2014, 598: 135-140.

（注，原文标题：钛铝合金高温-超高周委顿行为钻研）