對旋轉彎曲疲勞試樣分為兩組，其中一組不進行熱暴露試驗，另外一組進行600℃×100h的熱暴露試驗，熱暴露試驗是在箱式電爐中進行。完成熱暴露試驗后進行疲勞性能測試，測試條件:室溫，缺口系數Kt=1，應力比Ｒ=－1，疲勞周次Nf=1.00×107，加載方式旋轉彎曲，疲勞中值測試方法:升降法，共測試16根。采用KEY-ENCEVHX-1000C顯微鏡對Ti60鈦合金的顯微組織進行觀察。析出相分析使用透射電鏡(TEM)，具體型號為TalosF200X場發射高分辨透射電鏡，所需樣品利用線切割切取0.5mm的薄片，然后打磨至50μm，再沖裁成φ3mm的圓片，用GATAN695-PIPS-COOL型離子減薄儀進行減薄，對于表面氧化膜的分析，使用聚焦離子束(FIB)技術將其切下，然后減薄至100nm以下，制成可以用于TEM觀察的試樣來觀察氧化膜結構，通過X射線能譜儀(EDS)測量微區元素含量及分布。試樣表面粗糙度的測試在CONTOUＲGT-K型號的測試儀上進行。疲勞斷口形貌觀察采用FEIINSPECTF50型掃描電鏡。試樣截面不同位置顯微硬度采用MTSNanoII型納米壓痕儀進行測量。
2、試驗結果
2.1疲勞性能
表1和表2所列為Ti60鈦合金試樣在熱暴露前后的室溫拉伸和室溫旋轉彎曲疲勞性能數據，圖2為采用升降法測試的旋轉彎曲疲勞試驗結果。從表1和表2中可以看出，熱暴露后試樣的中值疲勞強度和強度提升，塑性下降。未熱暴露試樣的室溫中值疲勞強度為470MPa，經過600℃×100h熱暴露后，試樣的室溫中值疲勞強度提升至543.3MPa，提升了15.6%;合金的抗拉強度提升了56MPa，屈服強度提升了100MPa，伸長率從11.75%降低到2.75%，斷面收縮率從24%降低到6%。高溫熱暴露顯著提升了材料的室溫疲勞強度，其疲勞強度提升原因和機理是本文研究的重點。一般來說，影響鈦合金疲勞強度的主要因素包括內部組織和表面特征，為了探明高溫熱暴露提升Ti60鈦合金室溫疲勞強度的原因，將從內部組織和表面特征兩方面來進行分析。
2.2熱暴露前后合金內部組織演變
圖3為Ti60鈦合金試樣熱暴露前后的內部微觀組織。從圖3(a)中可以看出合金組織由初生α相和β轉變基體組成，其中β轉變基體中分布著交錯的次生α片層，初生α相占比在20%左右，尺寸為30～40μm。試樣經熱暴露后，組織無明顯變化，仍由初生的等軸α相和β轉變基體組成，其相含量和尺寸也基本類似。因此，本文設置的600℃熱暴露溫度相對較低，無法從形貌上改變其微觀結構，熱暴露前后試樣的微觀組織基本相同。
從組織形貌上來說，熱暴露前后的微觀組織并無差異，但對于Ti60這類近α合金來說，高溫下易產生微小析出相，其尺寸較小，無法通過金相照片觀察到。為了明確熱暴露是否會對析出相產生影響，本文采用TEM進行相關研究。圖4為熱暴露前后采用TEM觀察的組織結構形貌，圖4(a1)是未進行熱暴露試樣的明場像，對圖中的特征區域進行選區電子衍射，其衍射花樣如圖4(a2)所示，通過標定，同時發現α2相和α相的衍射斑點，圖中紅色標記的是α2相，黑色標記的是α相，對應的晶帶軸為[0111]//[5143]α2。使用暗場像對α2相的分布和大小進行觀察，如圖4(a3)所示，可以觀察到細小的α2顆粒彌散分布，分布較為稀疏，從形狀上看，大部分α2顆粒接近于圓形。試樣經過600℃×100h的熱暴露后，仍然可以同時發現α2相和α相的衍射斑點，對應的晶帶軸依然為[0111]//[5143]α2，如圖4(b1)和4(b2)所示。然而，通過暗場像分析(圖4b3)，可以發現α2相的分布和尺寸有所不同，經過600℃×100h熱暴露后的組織中α2相分布較為密集，其尺寸有所增加。
對于近α型的Ti60鈦合金，α2相是一種常見的析出相，化學式為Ti3Al，結構為DO19[16]。α2相既是一種脆化相，也是一種強化相，α2相的含量和尺寸增加會有效阻礙位錯運動，使合金強度提高，但同時導致塑性有一定程度地下降[17-18]。有研究已經證實了時效處理會使近α型鈦合金的α2相析出，并隨時效時間的延長，α2相的含量和尺寸都有增加趨勢。本文中的高溫熱暴露就相當于一個長時效過程，Ti60鈦合金中α2相的含量和尺寸都有所增加。除了α2相，硅化物是Ti60鈦合金中另一種常見的析出相，圖5為使用透射電鏡元素分析(STEMEDS)拍攝的熱暴露前后組織中的硅化物結構特征。由于硅為強β相穩定元素，硅化物的析出多集中于片層β相及晶界附近，呈球狀與橢球狀[19]。熱暴露前，組織中的硅化物含量較少，尺寸約為50nm;經過600℃×100h熱暴露后，組織中的硅化物明顯增多，且尺寸增至100nm左右。通過Si元素分布圖可清晰地觀察到硅化物在晶界富集。此外，STEM-EDS還發現鋯元素會在硅化物中富集，鋯元素與硅化物結合，取代硅化物中的鈦原子，使密排六方型硅化物Ti5Si3變為(TiZr)1.67～3Si，如此，鋯替換鈦能夠降低硅化物的形核能，增加硅化物的析出量[20]。
通過內部組織分析發現，高溫熱暴露雖然不能顯著改變合金的組織形貌，但可以促進析出相α2和硅化物的析出、長大，而析出相含量和尺寸的增加會提高合金強度，并進一步提高疲勞性能。
2.3熱暴露后合金表層結構變化
對600℃×100h熱暴露后的Ti60鈦合金試樣的表層組織進行觀察，如圖6所示。
熱暴露后合金表層未發現明顯的氧化層和顯微組織變化。相關研究表明，高溫鈦合金表面的氧化層和富氧層厚度較薄，為納米級別，無法通過金相顯微鏡進行觀察。本文采用FIB在垂直于氧化試樣的表面切割一個附帶表面氧化膜的薄片，取樣位置如圖7所示。在觀察位置上進行鍍Pt保護，通過透射電鏡對合金表層組織進行高分辨率觀察。
圖8為表層氧化膜的高角環形暗場像及能譜分析結果。從圖8可以看出，最右側的白色及灰色區域為Pt保護層，最左側區域為Ti60鈦合金基體，含有大量的Ti、Al元素，同時O含量較低。在Pt保護層與基體組織之間的黑色區域為鈦合金的氧化膜，厚度約為98nm。能譜分析結果顯示氧化膜中仍含有大量的Ti及Al元素，其中Al元素富集于合金的最表層。
圖9為表層氧化膜的明場像及選區電子衍射分析結果。從圖9可以看出，氧化膜由納米級別的小顆粒結晶組成，測量其尺寸約為10nm。對氧化膜不同區域進行選區電子衍射分析，結果表明，氧化膜最外層的區域①為Al2O3晶體衍射花樣，靠近中部的區域②為金紅石型TiO2衍射花樣，靠近富氧層的區域③為金紅石型TiO2級有序固溶體Ti6O/Ti3O衍射花樣，基體富氧層區域④為有序固溶體Ti6O/Ti3O衍射花樣。由于有序固溶體Ti6O/Ti3O是在α-Ti的八面體間隙中固溶了少量的氧原子形成的有序固溶體形式的氧化物，其衍射花樣與密排六方的α-Ti基本一致，但由于氧元素固溶的影響，導致部分衍射斑點間的距離相比于標準衍射花樣的衍射斑距離有一些細小的差異。因此氧化膜的結構可分為兩層:最外層為納米級金紅石型TiO2及Al2O3小晶粒組成的混合層，內層為納米金紅石型TiO2顆粒結構的氧化層，其中在氧化層接近基體富氧層的位置TiO2與Ti6O/Ti3O共存。
相關研究表明[21]，試樣的表面狀態尤其是粗糙度對高周疲勞性能具有一定的影響，這主要是粗糙的表面更容易產生應力集中，從而引起疲勞裂紋萌生。為了分析熱暴露對表面粗糙度的影響，對疲勞試樣熱暴露前后的表面粗糙度進行檢測，粗糙度儀的測量精度為0.01μm。圖10為未暴露試樣和高溫暴露試樣的表面粗糙度變化(每個試樣測試6個點)，測試結果表明，每個試樣在熱暴露后的表面粗糙度均有所提高，其中未熱暴露試樣的表面粗糙度在0.222～0.257之間波動，600℃熱暴露后試樣表面的粗糙度在0.269～0.285之間波動，計算獲得熱暴露前后的表面粗糙度(Ｒa)的平均值分別為0.247和0.279μm。熱暴露后試樣的表面粗糙度略有增加，表面質量稍微變差，但由于粗糙度增大的絕對值較小，因此粗糙度對疲勞性能的影響相對較小。
2.4疲勞斷口分析
11為熱暴露前后室溫疲勞性能試樣的斷口形貌。從圖11(a)中可以看出，熱暴露前的室溫疲勞斷口表面可以觀察到發散的放射狀特征，放射線匯聚于樣品的邊緣區域，說明裂紋源區位于試樣的表面/亞表面區域。將源區放大，從圖11(b)中可以看出，裂紋萌生于亞表面，形核位置在兩個等軸晶粒的交界處。在源區附近能觀察到由于反復閉合導致的摩擦痕跡，在該斷口的源區存在明顯的小平面、臺階、河流狀花樣等解理特征，從解理面的形態和大小可以判斷是由等軸α相解理斷裂形成的。擴展區分為有放射線特征的穩定擴展區和無放射線特征的快速擴展區。從圖11(c)的局部放大圖中可以看出，擴展區存在疲勞條帶特征，條帶方向與局部裂紋擴展方向垂直并且沿局部裂紋擴展方向外凸，根據晶粒大小和斷面形狀可以判斷，疲勞條帶主要出現在等軸α相上。疲勞條帶的間距隨著裂紋擴展的進行而逐漸增大，靠近源區的條帶間距為0.33μm，距源區較遠的區域條帶間距約為0.43μm，這表明裂紋擴展速率逐漸增加。從11(c)中發現了與疲勞條帶平行的二次裂紋，二次裂紋一般出現在載荷較大的情況下，并且在韌性高的材料中更容易出現。600℃×100h熱暴露后的試樣的疲勞斷口特征(圖11d、11e和11f)與未熱暴露的室溫疲勞斷口類似，斷口整體較為平整，裂紋源起源于試樣亞表面，有明顯的放射狀形貌。但區別在于，熱暴露后斷口的源區更加粗糙，這可能是由于析出相導致裂紋擴展路徑變得曲折導致的，而且源區的位置更接近于試樣表面，可能與熱暴露后試樣表面質量變差有關。另外，在放射區可以觀察到微孔洞(圖11f中的放大圖)，孔洞的形成需要消耗更多的能量，可能與α2、硅化物等析出相有關。熱暴露前后的斷口形貌反映了熱暴露引起的試樣內部組織和表面特征變化。
2.5熱暴露對疲勞性能影響的綜合分析
通過以上研究發現，熱暴露同時引起試樣內部組織和表面特征的變化。Ti60鈦合金經過600℃×100h熱暴露后，其表面形成了以Al2O3和TiO2混合而成的氧化膜，且由于靠近氧化膜的基體中也滲入了氧元素，形成了富氧層。對合金距外表面不同距離的硬度進行納米壓痕檢測，結果如表3所示。從表3可以看出，隨著測試位置逐漸靠近合金內部，硬度先升高后降低，在100nm深度的硬度平均值最高，達到11.248GPa;在500nm深度的合金硬度平均值降低到5.661GPa。合金表面氧化膜的存在，使合金表面產生了一層脆硬性較高的表面層。脆性的表面層在高周疲勞循環加載過程中容易萌生微裂紋，微裂紋的產生進一步促進了在合金表面的應力集中，降低合金的疲勞性能。因此熱暴露后試樣一方面表面粗糙度增大，易于在表面產生應力集中，從而萌生裂紋;另一方面由于氧化的作用，在合金的表面形成了脆性層，在高周疲勞加載過程中容易萌生裂紋，熱暴露后試樣表面的特征均對疲勞性能產生了不利影響。
同時熱暴露對Ti60鈦合金的內部組織產生了影響，組織中α2相和硅化物的析出、長大則具有改善疲勞性能的作用，α2相為六方結構，組織臨界分切應力和屈服強度隨α2相的數量、尺寸的增大而提高，熱暴露過程易于使α2相析出，提高屈服強度[22-23]。同時，Ti60鈦合金中的硅化物大量在轉變β基體中析出，硅化物可以阻礙位錯的運動，起到強化作用[24-25]。α2相和硅化物共同作用，提高合金強度，并進一步提高疲勞強度。
綜合兩方面作用，析出相對疲勞強度的提升強于表面氧化脆性層和表面粗糙度增加所產生的不利影響，析出相的強化作用是室溫旋轉彎曲疲勞性能提高的主要因素。
3、結論
1)高溫熱暴露后Ti60鈦合金的室溫強度升高、塑性下降，室溫旋轉彎曲中值疲勞強度由未熱暴露的470MPa提升至600℃×100h熱暴露后的543.3MPa;
2)高溫熱暴露會導致合金中α2相和硅化物析出數量增加和長大，α2相和硅化物的含量和尺寸增加會有效阻礙位錯運動，使合金強度提高，但同時導致塑性有一定程度地下降;
3)合金旋轉彎曲高周疲勞強度受試樣表面狀態和內部組織的綜合影響，高溫熱暴露后試樣表面產生主要成分為TiO2及Al2O3的氧化膜使表面脆性增加，粗糙度增大，降低疲勞性能，但α2相、硅化物等析出相數量增加和尺寸增大，提高疲勞裂紋擴展抗力，是疲勞性能提高的主要因素。
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