隨著我國(guó)飛機(jī)/直升機(jī)熱帶沿海島礁環(huán)境服役任務(wù)的不斷增長(zhǎng)，飛機(jī)/直升機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)部件面臨的結(jié)構(gòu)腐蝕問題日益嚴(yán)重。海洋鹽霧空氣可能導(dǎo)致在地面停放與起降階段發(fā)動(dòng)機(jī)流道部件表面沉積NaCl等腐蝕介質(zhì)，進(jìn)而發(fā)生腐蝕損傷［1-2］。鈦合金的高比強(qiáng)度與優(yōu)異的高溫性能使其成為航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)轉(zhuǎn)子部件廣泛使用的材料。由于鈦合金容易氧化，在表面形成一層致密的氧化層，這層鈍化膜可以阻止外界腐蝕物，如海洋環(huán)境中的NaCl等物質(zhì)侵入基體，所以在溫度不高時(shí)呈現(xiàn)較好的抗腐蝕性能［3-5］。但當(dāng)溫度升高時(shí)，鈦合金的氧化層會(huì)被破壞，導(dǎo)致基體暴露在腐蝕環(huán)境下，抗腐蝕性能下降［6-7］。尤其是壓氣機(jī)后幾級(jí)溫度較高，且有著較大的離心力、熱應(yīng)力和振動(dòng)應(yīng)力，高溫?zé)猁}腐蝕環(huán)境與機(jī)械載荷耦合，可能導(dǎo)致鈦合金發(fā)生腐蝕疲勞和應(yīng)力腐蝕等問題［8-11］。

鈦合金腐蝕疲勞問題的相關(guān)研究表明，不同應(yīng)力水平、溫度以及加載頻率等都會(huì)對(duì)腐蝕疲勞問題產(chǎn)生影響。室溫的腐蝕疲勞試驗(yàn)通常在鹽霧環(huán)境或NaCl溶液中開展［12-17］。Lee等［12］研究了Ti-6Al-4V在NaCl溶液中的腐蝕疲勞行為，發(fā)現(xiàn)不同應(yīng)力水平下鈦合金對(duì)腐蝕環(huán)境的敏感程度不同，低應(yīng)力下腐蝕疲勞壽命下降較為明顯。Zhao等［13］開展了Ti6Al-4V在NaCl溶液中超高周疲勞試驗(yàn)，氫致開裂與循環(huán)載荷共同作用導(dǎo)致其疲勞極限降低。Pilchak等［14］進(jìn)行了Ti-8Al-1Mo-1V在3.5%NaCl溶液中的應(yīng)力腐蝕試驗(yàn)，觀察分析應(yīng)力腐蝕斷口，發(fā)現(xiàn)應(yīng)力腐蝕斷口與氫局部增強(qiáng)有關(guān)。李兆峰等［15］研究了TC4ELI合金雙態(tài)組織試樣在3.5%NaCl溶液中的應(yīng)力腐蝕行為，發(fā)現(xiàn)其應(yīng)力腐蝕開裂以穿晶斷裂為主。

當(dāng)鈦合金構(gòu)件處于高溫環(huán)境(300～500℃)下，NaCl以鹽涂層的形式留存在構(gòu)件表面，此時(shí)鈦合金的腐蝕形式為熱鹽腐蝕。Chapman和Saunders等［11，18］針對(duì)燃?xì)廨啓C(jī)的鈦合金旋轉(zhuǎn)部件低疲勞壽命裂紋萌生源區(qū)出現(xiàn)“藍(lán)色斑點(diǎn)”的問題進(jìn)行了探究，研究表明“藍(lán)色斑點(diǎn)”是由NaCl引起的鈦合金熱鹽腐蝕造成，疲勞源處出現(xiàn)了明顯的脆性特征，通過SEM-EDX等手段測(cè)得腐蝕處氧含量的增加以及Na和Cl元素的殘留。Joseph等［19］研究了Ti-6Al2Sn-4Zr-6Mo熱鹽應(yīng)力腐蝕開裂的化學(xué)機(jī)理，鈦合金熱鹽應(yīng)力腐蝕穿晶斷裂是由充氫引起，利用XＲD和高分辨率透射電鏡檢測(cè)到了腐蝕產(chǎn)物Na2TiO3與斷口附近氫化物的存在。Shi等［20］研究了TC11鈦合金試樣在500℃下表面含有不同NaCl沉積量的腐蝕疲勞性能，相比無腐蝕試樣，鹽涂層試樣疲勞壽命都有一定程度衰減，隨著濃度的提高和腐蝕時(shí)間的增加，試樣表面腐蝕程度增加，疲勞壽命快速下降，當(dāng)NaCl沉積量超過1mg/cm²時(shí)，疲勞壽命衰減超過99%。

目前關(guān)于腐蝕疲勞壽命預(yù)測(cè)模型主要包括斷裂力學(xué)模型和損傷力學(xué)模型［21-22］。斷裂力學(xué)方法通常運(yùn)用線性疊加模型和競(jìng)爭(zhēng)模型模擬結(jié)構(gòu)腐蝕坑生長(zhǎng)，腐蝕坑轉(zhuǎn)化為裂紋、裂紋擴(kuò)展等階段，計(jì)算不同階段的壽命，獲得腐蝕疲勞的總壽命。Hoeppner［23］提出了臨界蝕坑法，認(rèn)為腐蝕疲勞過程中腐蝕坑生長(zhǎng)到一定上限后會(huì)進(jìn)行疲勞裂紋擴(kuò)展，通過應(yīng)力強(qiáng)度因子K與腐蝕坑的尺寸之間的關(guān)系預(yù)測(cè)了裂紋萌生時(shí)大致的腐蝕坑尺寸。Nan等［24］將腐蝕疲勞過程分為腐蝕坑生長(zhǎng)和裂紋擴(kuò)展2個(gè)階段，認(rèn)為腐蝕坑生長(zhǎng)階段占整個(gè)過程的70%。Chen等［25］將腐蝕疲勞過程進(jìn)行了更細(xì)致的劃分，腐蝕疲勞壽命分為腐蝕坑生長(zhǎng)至裂紋成核壽命Ni，小裂紋擴(kuò)展壽命Nsc和長(zhǎng)裂紋擴(kuò)展壽命Nlc。

另一方面，損傷力學(xué)方法不具象化腐蝕坑，將腐蝕引起的缺陷等效為連續(xù)的損傷變量，通過引入腐蝕環(huán)境損傷這一概念，研究損傷與宏觀壽命之間的關(guān)系。在Chaboche等［26］提出的疲勞損傷演化模型基礎(chǔ)上，毋玲［27］考慮了應(yīng)力比對(duì)腐蝕疲勞損傷演化的影響，建立了考慮腐蝕門檻值的腐蝕疲勞損傷演化模型，該模型并未將腐蝕損傷與疲勞損傷進(jìn)行分離。Hu等［28］將腐蝕疲勞損傷分為疲勞損傷與腐蝕損傷，但未考慮應(yīng)力對(duì)腐蝕損傷的加速效應(yīng)。韓忠英等［29-30］將腐蝕疲勞損傷分為最大應(yīng)力控制的應(yīng)力腐蝕和應(yīng)力幅值引起的疲勞損傷，建立了非線性累加的腐蝕疲勞損傷演化律。Bolotin等［31］將腐蝕疲勞損傷分為疲勞損傷、應(yīng)力腐蝕損傷和腐蝕損傷三部分，并考慮了腐蝕損傷對(duì)疲勞損傷的加速效應(yīng)。

本文對(duì)TC11鈦合金在壓氣機(jī)轉(zhuǎn)子部件高溫工作環(huán)境中可能面臨的腐蝕疲勞問題開展研究。通過腐蝕疲勞試驗(yàn)獲得不同溫度、應(yīng)力水平影響下TC11疲勞壽命衰減規(guī)律。在此基礎(chǔ)上，基于損傷力學(xué)框架，開展TC11鈦合金熱鹽腐蝕疲勞壽命預(yù)測(cè)模型研究。

1、試驗(yàn)方法

1.1試樣設(shè)計(jì)與制備

試驗(yàn)材料為TC11鈦合金，依據(jù)《航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)葉片用鈦合金棒材規(guī)范》(GJB494—98)和《航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)葉片用TC11鈦合金棒材》(HB5286—84)［32-33］標(biāo)準(zhǔn)鍛造，采用如下的雙重退火熱處理:950℃，1～2h，空冷+530℃，6h，空冷。材料來源于寶鈦，其主要化學(xué)成分見表1。

表 1 TC11 鈦合金的主要化學(xué)成分

單位：%

ωAl	ωMo	ωZr	ωSi	ωTi
6.6	3.4	1.7	0.28	余量

本文采用涂鹽法制備熱鹽腐蝕試樣，根據(jù)前期鹽沉積當(dāng)量研究結(jié)果，試樣表面鹽涂層濃度設(shè)置為0.15mg/cm2。采用高壓噴筆對(duì)試件表面噴涂少量NaCl溶液后烘干，反復(fù)交替保證NaCl晶體均勻附著在試件表面，通過稱重控制試樣表面鹽涂層濃度達(dá)到預(yù)定值，制備好的試樣如圖1所示。

1.2熱鹽腐蝕疲勞試驗(yàn)

疲勞試驗(yàn)參照《金屬材料疲勞試驗(yàn)軸向力控制方法》(GB/T3075—2008)和《金屬材料軸向加載疲勞試驗(yàn)方法》(HB5287—1996)［34-35］，同時(shí)為了與材料手冊(cè)中無腐蝕疲勞壽命數(shù)據(jù)進(jìn)行對(duì)比，本試驗(yàn)采用與手冊(cè)一致的應(yīng)力比(Ｒ=0.1)開展試驗(yàn)。疲勞試驗(yàn)在Instron疲勞試驗(yàn)機(jī)(INSTＲON-8802)上開展，采用應(yīng)力控制模式，載荷控制波形為三角波，加載頻率為5Hz。試驗(yàn)過程中首先在較低的預(yù)設(shè)拉力(0.2kN，約7MPa)下加熱至試驗(yàn)溫度，保溫40min后開始疲勞試驗(yàn)。

1.3試驗(yàn)后微觀分析

試驗(yàn)后，采用了掃描電子顯微鏡(scanningelectronmicroscopy，SEM)對(duì)不同溫度下的熱鹽腐蝕疲勞失效試樣斷口進(jìn)行微觀觀測(cè)與分析。在進(jìn)行微觀觀測(cè)分析前，用蒸餾水對(duì)試樣進(jìn)行超聲波清洗，去掉表面殘余的NaCl顆粒與腐蝕產(chǎn)物。同時(shí)，在清洗過程中，要避免破壞試樣表面形貌與斷口特征。清洗結(jié)束后，取出試樣進(jìn)行烘干，并包裹好試樣試驗(yàn)段，同時(shí)也要避免接觸到試驗(yàn)段，之后等待后續(xù)觀測(cè)。

2、試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1試驗(yàn)結(jié)果

450℃下熱鹽腐蝕疲勞壽命的結(jié)果與同溫度下無腐蝕材料手冊(cè)中理論應(yīng)力集中系數(shù)Kt=1光滑試樣和Kt=3缺口試樣的壽命數(shù)據(jù)對(duì)比，結(jié)果如圖2所示。

可以發(fā)現(xiàn)450℃下熱鹽腐蝕疲勞壽命隨著應(yīng)力水平降低逐漸增加，且在低應(yīng)力下有著較大的分散性。一方面，對(duì)比熱鹽腐蝕疲勞壽命與材料手冊(cè)中的無腐蝕(450℃，Ｒ=0.1，Kt=1)疲勞壽命，可以發(fā)現(xiàn)，涂鹽試樣的疲勞壽命大幅降低，在500MPa時(shí)熱鹽腐蝕疲勞壽命與原始試樣疲勞壽命相差約2個(gè)數(shù)量級(jí)。在該應(yīng)力以下，原始試樣已經(jīng)達(dá)到疲勞極限，壽命大于107，而涂鹽試樣在低應(yīng)力下壽命在104～105之間，可見腐蝕損傷導(dǎo)致了鈦合金疲勞壽命顯著衰減。另一方面，熱鹽腐蝕疲勞壽命略高于相同溫度的無腐蝕缺口(450℃，Ｒ=0.1，Kt=3)疲勞壽命，腐蝕導(dǎo)致鈦合金試樣表面可能產(chǎn)生許多腐蝕坑，在腐蝕坑局部形成近似缺口，缺口部位的應(yīng)力集中是可能導(dǎo)致腐蝕疲勞壽命衰減的重要因素。通過與理論應(yīng)力集中系數(shù)Kt=3缺口試樣的無腐蝕疲勞壽命對(duì)比，腐蝕損傷產(chǎn)生的腐蝕坑可能導(dǎo)致缺口應(yīng)力集中，但其理論應(yīng)力集中系數(shù)小于3。

400，450和500℃下的熱鹽腐蝕疲勞壽命試驗(yàn)結(jié)果如圖3所示，熱鹽腐蝕疲勞對(duì)數(shù)平均壽命與標(biāo)準(zhǔn)差如表2所示。相同溫度條件下，應(yīng)力水平越高，腐蝕疲勞壽命越低。溫度為450℃與500℃時(shí)，當(dāng)應(yīng)力高于450MPa，500℃下的腐蝕疲勞壽命更低;當(dāng)應(yīng)力水平低于450MPa時(shí)，450℃與500℃的壽命趨于一致。相同溫度下，應(yīng)力水平越低，腐蝕疲勞壽命分散性越大。以450℃為例，應(yīng)力水平從500MPa降低到400MPa，腐蝕疲勞壽命的標(biāo)準(zhǔn)差增大了47倍，分散性增加。相同應(yīng)力水平下，溫度越低，腐蝕疲勞壽命分散性越大。以500MPa為例，溫度從500℃降低到400℃，腐蝕疲勞壽命的標(biāo)準(zhǔn)差增大了3.94倍，分散性增大。

表 2 熱鹽腐蝕疲勞壽命結(jié)果

編號(hào)	溫度 /℃	應(yīng)力 / MPa	平均壽命	標(biāo)準(zhǔn)差
1	400	450	197221	325210.6
2	400	500	44310	25685.03
3	450	400	176460	370472.1
4	450	450	66409	35931.65
5	450	500	29761	7859.75
6	450	650	4141	407.49
7	500	350	378179	249325.4
8	500	400	234604	369347
9	500	450	32560	12517.01
10	500	500	17049	6517.41
11	500	650	2812	662.37

2.2微觀形貌分析

目前，大量的文獻(xiàn)分析了熱鹽腐蝕疲勞與熱鹽應(yīng)力腐蝕的機(jī)理［36］。TC11鈦合金在常溫下會(huì)產(chǎn)生一層致密的氧化層，常溫下氧化層不會(huì)與NaCl發(fā)生反應(yīng)，但高溫環(huán)境下，NaCl與氧化層反應(yīng)，生成具有腐蝕性的HCl和Cl2等物質(zhì)。隨著反應(yīng)的進(jìn)行，鈦合金表面不斷消耗，逐步形成腐蝕坑。

不同溫度下腐蝕疲勞試樣的表面微觀形貌如圖4所示。發(fā)現(xiàn)部分腐蝕坑下面出現(xiàn)了明顯裂紋，這是由于在腐蝕坑底部產(chǎn)生了應(yīng)力集中，并且在交變載荷作用下逐步形成裂紋。溫度影響TC11試樣腐蝕疲勞的表面形貌，總體呈現(xiàn)溫度越高，腐蝕程度越嚴(yán)重、氧化程度也越高的趨勢(shì)。400℃下試樣表面沒有出現(xiàn)大片的腐蝕坑;在450℃下，低倍數(shù)下就可以看出明顯的腐蝕坑形貌;隨著溫度上升到500℃，試樣表面腐蝕程度進(jìn)一步加劇，表面腐蝕坑連接在一起。

500℃下的無腐蝕疲勞試樣和腐蝕疲勞試樣的斷口形貌如圖5所示。

二者的斷口宏觀形貌均由疲勞裂紋源、裂紋擴(kuò)展區(qū)和瞬斷區(qū)構(gòu)成，疲勞源區(qū)光滑平坦，這是由于循環(huán)載荷的作用使源區(qū)反復(fù)摩擦造成的;不同溫度下，2種試樣在裂紋擴(kuò)展區(qū)均呈現(xiàn)出河流狀花樣，同時(shí)還出現(xiàn)撕裂棱特征，表明2種疲勞裂紋擴(kuò)展都以準(zhǔn)解理方式進(jìn)行;瞬斷區(qū)凹凸不平，并且斷裂處與裂紋擴(kuò)展區(qū)呈一定的角度。不同的是，無腐蝕疲勞試樣斷口高低起伏較大，腐蝕疲勞斷口整體平整。無腐蝕疲勞試樣的裂紋擴(kuò)展區(qū)域面積相差不大，而腐蝕疲勞試樣的裂紋擴(kuò)展區(qū)要明顯小于前者，并且出現(xiàn)多源裂紋源特征。這說明疲勞過程中腐蝕物質(zhì)的參與導(dǎo)致鈦合金的脆性逐漸增加。無腐蝕試樣的疲勞源起于材料表面，只有單一疲勞源，但是腐蝕疲勞試樣有著多源裂紋源，裂紋起始處有微小的腐蝕坑。

圖6為不同溫度下，腐蝕疲勞試樣在450MPa峰值應(yīng)力下疲勞斷口形貌，可以看出無論在高溫下還是低溫下，腐蝕疲勞試樣裂紋擴(kuò)展區(qū)均光滑平整，裂紋擴(kuò)展以準(zhǔn)解理方式進(jìn)行。在400℃時(shí)，斷口整體較為平整，腐蝕坑呈現(xiàn)獨(dú)立分布的現(xiàn)象并未連接起來，疲勞裂紋源數(shù)量較多。在500℃時(shí)，斷口相較于溫度較低時(shí)起伏較大，這是由于溫度較高，在NaCl的作用下產(chǎn)生大量腐蝕坑且連成片狀，腐蝕坑產(chǎn)生的裂紋源相連接從而形成單一的腐蝕源。

3、腐蝕疲勞壽命預(yù)測(cè)建模

3.1疲勞損傷演化方程

本文將基于損傷力學(xué)建立腐蝕疲勞壽命預(yù)測(cè)模型。其基本思想認(rèn)為結(jié)構(gòu)的失效是由一系列循環(huán)載荷產(chǎn)生的疲勞損傷累積造成的。基于連續(xù)損傷力學(xué)的方法，將材料疲勞過程看成是材料損傷累積的過程。疲勞累積損傷理論需要定義3個(gè)問題:①載荷循環(huán)造成的損傷;②損傷累加的方式;③疲勞失效的臨界損傷。疲勞損傷的一般表達(dá)式為［37-38］

式中:D為損傷值;σa為應(yīng)力幅值;σm為應(yīng)力均值;f為循環(huán)載荷頻率;Ｒ為應(yīng)力比。對(duì)于應(yīng)力疲勞，疲勞損傷表達(dá)式多采用Chaboche提出的疲勞損傷演化方程［26，39］，如(2)式所示。

式中:β，M0，b2是與材料相關(guān)的參數(shù);σa和σm分別表示每次循環(huán)中的應(yīng)力幅和平均應(yīng)力。α為考慮峰值應(yīng)力和疲勞極限的函數(shù)，其表達(dá)式為

式中，a是材料常數(shù)，由疲勞試驗(yàn)結(jié)果求得，一般在0～1之間，〈·〉為Heaviside函數(shù)，當(dāng)x＜0時(shí)，〈x〉=0;當(dāng)x＞0時(shí)，〈x〉=x。σ'－1(σm)是考慮平均應(yīng)力影響下的疲勞極限函數(shù)。

式中:σ'－1是Ｒ=－1時(shí)對(duì)稱循環(huán)載荷下材料的疲勞極限;b1是與疲勞極限相關(guān)的材料常數(shù);σb是材料的抗拉強(qiáng)度。

在等幅循環(huán)載荷下，峰值和應(yīng)力幅不變，對(duì)(4)式從N=N₀到N=N進(jìn)行積分，可得

當(dāng)開始施加等幅循環(huán)載荷時(shí)，初始材料疲勞損傷D為0，且N₀=0;當(dāng)材料疲勞破壞時(shí)，定義損傷D為1，N=N_f，則上述積分式可以簡(jiǎn)化為

(6)式的參數(shù)為材料參數(shù)β，b₁，b₂，M₀，根據(jù)材料不同應(yīng)力比下的疲勞壽命數(shù)據(jù)擬合獲得。

3.2腐蝕環(huán)境損傷演化方程

腐蝕環(huán)境會(huì)對(duì)材料表面造成損傷，腐蝕溫度、腐蝕時(shí)間、腐蝕環(huán)境濃度和pH值等因素都會(huì)對(duì)腐蝕程度產(chǎn)生影響［40］，此外腐蝕損傷還和當(dāng)前已經(jīng)積累的損傷值有關(guān)。相關(guān)研究表明［12］，當(dāng)腐蝕與循環(huán)應(yīng)力耦合將使腐蝕損傷加速，載荷大小也會(huì)影響腐蝕損傷演化速率。因此，腐蝕環(huán)境損傷演化方程的一般形式為

式中:D_corrosion表示材料已經(jīng)累積的腐蝕損傷;Te為腐蝕環(huán)境溫度;t為腐蝕時(shí)間;σ為應(yīng)力的作用。本文建立的腐蝕－力學(xué)壽命預(yù)測(cè)模型中，暫未考慮腐蝕環(huán)境腐蝕物濃度和腐蝕環(huán)境的pH值變化。當(dāng)沒有載荷作用時(shí)，腐蝕環(huán)境損傷演化方程為［28，41］

式中:D_corrosion表示腐蝕損傷;κ和λ為腐蝕演化參數(shù);t為腐蝕時(shí)間;ν為載荷加速項(xiàng)。腐蝕環(huán)境損傷和力學(xué)損傷耦合過程機(jī)制復(fù)雜，兩者之間并不獨(dú)立，而是相互影響、相互促進(jìn)。交變載荷會(huì)加速環(huán)境腐蝕［29-30，41］，另一方面腐蝕損傷將改變材料的有效面積。本文建立的載荷對(duì)腐蝕環(huán)境損傷的加速作用模型為

式中:ν表示載荷對(duì)腐蝕環(huán)境損傷加速量，ν等于1時(shí)表示無載荷情況。h和m為應(yīng)力加速項(xiàng)參數(shù)。σe為當(dāng)前的有效應(yīng)力，σe=σ₀/(1－D)，其中σ0為名義應(yīng)力。

當(dāng)材料在腐蝕和疲勞共同作用時(shí)，疲勞損傷和腐蝕損傷兩者之間相互影響，總損傷模型可以表示為

式中:D_HSCF為腐蝕疲勞總損傷。由于腐蝕環(huán)境損傷演化方程是腐蝕環(huán)境損傷與腐蝕時(shí)間之間的關(guān)系，對(duì)于腐蝕疲勞問題，需要將其轉(zhuǎn)換成腐蝕環(huán)境損傷與循環(huán)數(shù)之間的關(guān)系。腐蝕損傷時(shí)間與疲勞載荷循環(huán)次數(shù)存在如(11)式所示的關(guān)系。

式中，T表示循環(huán)載荷加載周期。T和循環(huán)載荷加載頻率關(guān)系為

將(11)式代入(8)式，得到交變載荷下腐蝕環(huán)境損傷與循環(huán)載荷次數(shù)之間的關(guān)系

因此，建立的熱鹽腐蝕疲勞損傷演化模型為

3.3腐蝕疲勞壽命預(yù)測(cè)

采用非線性優(yōu)化算法確定腐蝕疲勞耦合模型中機(jī)械疲勞模型和腐蝕損傷模型的參數(shù)。首先根據(jù)材料手冊(cè)中的TC11疲勞數(shù)據(jù)擬合出了疲勞損傷的參數(shù)，然后利用腐蝕疲勞試驗(yàn)擬合出腐蝕損傷參數(shù)模型和應(yīng)力影響因子，擬合結(jié)果如表3所示。對(duì)(14)式用差分法進(jìn)行編程求解，設(shè)置每次的循環(huán)增量步長(zhǎng)為1(0.2s)。當(dāng)損傷D到達(dá)1時(shí)，認(rèn)為材料應(yīng)力腐蝕斷裂失效，此時(shí)累積的循環(huán)增量步就為熱鹽腐蝕疲勞壽命。表4為不同溫度下腐蝕了壽命預(yù)測(cè)結(jié)果。圖7為3個(gè)溫度不同應(yīng)力點(diǎn)的腐蝕疲勞預(yù)測(cè)壽命結(jié)果與試驗(yàn)結(jié)果對(duì)比，預(yù)測(cè)的數(shù)據(jù)結(jié)果都在試驗(yàn)壽命的2倍分散帶中，腐蝕疲勞壽命預(yù)測(cè)結(jié)果與試驗(yàn)結(jié)果吻合良好。

表 3 腐蝕疲勞壽命預(yù)測(cè)模型參數(shù)

溫度 /℃	腐蝕損傷模型參數(shù) κ	腐蝕損傷模型參數(shù) λ	腐蝕加速值 H	應(yīng)力影響因子 m
400	0.00075	-40.2	360	5.2
450	0.00065	-35.5	280	6
500	0.00049	-100.1	260	7

表 4 不同溫度下腐蝕疲勞壽命預(yù)測(cè)結(jié)果

溫度 /℃	應(yīng)力 / MPa	試驗(yàn)壽命	預(yù)測(cè)壽命	R²
400	450	197221	52870	-
400	500	44310	133200	-
450	400	176460	69560	0.998
450	450	66409	38740	0.998
450	500	29761	3842	0.998
450	650	4141	446102	0.998
500	350	378179	144020	0.969
500	400	234604	51623	0.969
500	450	32560	19990	0.969
500	500	17049	1579	0.969
500	650	2812	-	0.969

圖8為典型的腐蝕疲勞過程中的腐蝕疲勞損傷、疲勞損傷和腐蝕環(huán)境損傷演化曲線。橫坐標(biāo)為循環(huán)壽命，縱坐標(biāo)為累積損傷。

可以看出，腐蝕疲勞損傷由腐蝕環(huán)境損傷和疲勞損傷共同影響，各類損傷演化均呈現(xiàn)出非線性的特點(diǎn)。腐蝕環(huán)境損傷在初始階段急劇增長(zhǎng)，在疲勞總壽命的10%時(shí)就達(dá)到0.1以上;而疲勞損傷在初始階段累積較小，但是隨著腐蝕疲勞的進(jìn)行，腐蝕環(huán)境不斷地對(duì)材料產(chǎn)生作用，加速了疲勞損傷的累積。當(dāng)損傷達(dá)到1時(shí)，表示材料發(fā)生完全破壞。圖9為熱鹽腐蝕與無腐蝕條件下的疲勞損傷演化曲線。熱鹽腐蝕條件下，疲勞損傷曲線在循環(huán)次數(shù)大約為5000時(shí)開始加速上升，而無腐蝕條件下疲勞損傷大約在循環(huán)次數(shù)為400000時(shí)開始加速上升，腐蝕使得疲勞損傷加速上升提前發(fā)生。

4、結(jié)論

本文開展了熱鹽腐蝕環(huán)境影響下TC11鈦合金疲勞試驗(yàn)，獲得了腐蝕疲勞壽命衰減規(guī)律，采用了基于損傷力學(xué)的腐蝕環(huán)境損傷演化模型，結(jié)合Chaboche疲勞損傷演化模型建立了TC11熱鹽腐蝕疲勞壽命預(yù)測(cè)方法。具體的工作與結(jié)果如下:

1)熱鹽腐蝕環(huán)境下，TC11鈦合金的腐蝕疲勞壽命大幅降低。不同溫度下的腐蝕疲勞試驗(yàn)呈現(xiàn)溫度越高壽命越短的規(guī)律，而在各個(gè)溫度的較低應(yīng)力水平(400MPa)的腐蝕疲勞壽命分散性都大于較高應(yīng)力水平(500MPa)。

2)無腐蝕試樣的疲勞源起于材料表面，只有單一疲勞源，而腐蝕疲勞試樣有著多源裂紋源，裂紋起始處有著微小的腐蝕坑。與無腐蝕疲勞相同，腐蝕疲勞斷口裂紋擴(kuò)展以準(zhǔn)解理的方式進(jìn)行。

3)將Chaboche疲勞損傷演化模型與腐蝕環(huán)境損傷演化模型結(jié)合，建立了熱鹽腐蝕疲勞壽命預(yù)測(cè)方法，對(duì)TC11熱鹽腐蝕疲勞壽命進(jìn)行預(yù)測(cè)，各溫度下的預(yù)測(cè)結(jié)果均在試驗(yàn)壽命的2倍分散帶內(nèi)。

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（注，原文標(biāo)題：TC11鈦合金熱鹽腐蝕環(huán)境下疲勞壽命衰減規(guī)律研究）

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tag標(biāo)簽:TC11鈦合金,熱鹽腐蝕,機(jī)械載荷耦合,腐蝕疲勞

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