張若凡， 詹 敏， 李 雪， 陳 渝， 何 超,, 王清遠,(1.西華大學 建筑與土木工程學院， 四川 成都 61009；.成都大學 建筑與土木工程學院， 四川 成都 610106；.四川大學 深地科學與工程教育部重點實驗室， 四川 成都 610065)

0 引 言

疲勞這個詞源自拉丁語“Fatigare”，意思是“厭倦"[1].在工程術語中，疲勞是指在循環(huán)載荷下材料的漸進性結構損壞過程.依據不同的情況，疲勞有數種不同的類型：蠕變疲勞——高溫下的循環(huán)載荷，熱疲勞——材料溫度的周期性變化，熱機械疲勞——機械疲勞和熱疲勞的結合，腐蝕疲勞——在化學腐蝕性或脆化環(huán)境中施加的循環(huán)載荷，微動疲勞——循環(huán)應力與振動運動和表面之間的摩擦滑動，等等.本研究重點分析的是材料與結構的機械疲勞，其可以描述為波動應力或應變的作用對材料造成的損傷.疲勞壽命是工程部件疲勞行為的重要特征量，它可以通過工程部件發(fā)生疲勞失效之前可承受的特征荷載次數來表示.根據疲勞壽命概念，機械疲勞可以細分為：低周疲勞(Low cycle fatigue,LCF)，即最多106周次失效；高周疲勞(High cycle fatigue,HCF)，在106到108次循環(huán)周次之間失效；超長壽命疲勞(Very high cycle fatigue,VHCF)，即超過108循環(huán)周次失效.其中，VHCF是本研究關注的焦點問題.

事實上，VHCF問題的提出具有實際的工程應用背景.隨著我國制造水平的提升，特別是近年來，高鐵、大飛機、先進燃氣輪機與商用航空發(fā)動機等領域已成為高端裝備制造業(yè)戰(zhàn)略高地.這些裝備的核心部件，如軌道交通輪對、飛機蒙皮、發(fā)動機和汽輪機的轉子及葉片等均運行于高速條件下，同時承受高頻振動負荷，部件的整個服役過程屬于典型的極端環(huán)境復雜交變應力作用下的長壽命疲勞損傷問題.以我國的復興號高鐵列車為例，其設計壽命達到30年，其車輪輪軸在服役期內將經歷接近1010周次的循環(huán)載荷.然而，人們對于材料與結構的超長壽命疲勞行為的認識仍不徹底，大量裝備的設計與制造過程缺乏對VHCF問題的充分考慮，導致疲勞事故的發(fā)生.以航空發(fā)動機葉片為例，據相關資料的統(tǒng)計，其葉片失效占到外場發(fā)動機故障總數的40%以上，主要由長壽命疲勞斷裂導致，并且這一問題不斷重復出現.因此，合理高效的結構設計應考慮材料的長壽命疲勞損傷特性，既可保證整個結構件安全穩(wěn)定運行，又能充分挖掘材料的強度價值，以達到更高的經濟效益與環(huán)境保護需求.目前，材料的超長壽命疲勞行為已成為工程材料領域的研究熱點，受到科研工作者和工程師越來越多的重視.

1 超長壽命疲勞相關研究

1.1 超聲振動加速疲勞試驗方法

經過30余年的發(fā)展，基于壓電陶瓷技術的超聲振動加速疲勞試驗方法日趨成熟，其原理示意圖如圖1所示，主要部分及其功能包括：超聲頻率發(fā)生器，將50 Hz交流電信號轉換為20 kHz超聲信號；超聲換能器，將超聲電信號轉換為20 kHz振動位移波；放大器，將換能器端輸出的位移進行放大；試樣通常呈“狗骨”型或“沙漏”型，滿足20 kHz共振條件，應力最大值位于試樣中間.在超聲振動加速疲勞試驗方法中，應力加載值基于試樣諧振方程可以計算得到，其最大特點及優(yōu)勢在于其高達20 kHz超聲加載頻率，完成109周次的循環(huán)加載僅需要10 h左右，而采用常規(guī)頻率疲勞試驗機則可能耗時3年以上.可見，超聲疲勞試驗可極大地縮短疲勞試驗時間和減小能源消耗.經過不斷地創(chuàng)新與驗證研究，超聲振動加速疲勞試驗方法應用于超長壽命疲勞行為研究的高效性與可靠性已經得到了各國學者的高度認可.

圖1 超聲疲勞試驗系統(tǒng)原理圖

近年來，超聲振動加速疲勞試驗方法的功能性與可靠性得到進一步發(fā)展.在國外，法國、德國、匈牙利、日本與美國等相關科研機構相繼在常規(guī)超聲疲勞試驗系統(tǒng)基礎上，開發(fā)出了不同加載應力比，具備高溫、原位電鏡等擴展功能的耦合加載試驗系統(tǒng)，并將其應用于工程塑料、碳纖維材料及混泥土等非金屬材料的超長壽命疲勞性能測試；在國內，四川大學、天津大學及西南交通大學等高校均對超聲疲勞設備進行了研究，并對在復雜環(huán)境—荷載條件下超聲振動加速疲勞試驗系統(tǒng)的研發(fā)開展了大量工作，建立了基于復雜環(huán)境—荷載條件下的超聲振動加速疲勞綜合試驗系統(tǒng)，實現了拉—拉、扭轉、彎曲等復雜加載方式，以及高低溫、真空與腐蝕等極端環(huán)境下的超長壽命疲勞試驗，創(chuàng)新和擴展了超聲振動加速疲勞試驗系統(tǒng)的功能性，系統(tǒng)的主要性能指標均達到國際先進水平，并在汽輪機高溫轉子、航空發(fā)動機葉片，以及波形鋼與腹板鋼等重大結構或工程中獲得直接應用，在復雜環(huán)境—載荷條件下的超長壽命疲勞性能評價方面起到重要作用.

1.2 高強鋼超長壽命區(qū)間S-N曲線特征

超高周疲勞范圍常見S-N曲線類型如圖2所示.

圖2 超高周疲勞范圍常見S-N曲線類型

研究發(fā)現，超長壽命疲勞S-N曲線大多呈現階梯下降形式(見圖2(a))，其中，高周疲勞(HCF)區(qū)域S-N曲線呈現一段水平平臺，其應力值與傳統(tǒng)疲勞極限相對應，即認為107周次后材料便不會發(fā)生疲勞失效，在該平臺以下的強度設計都是安全的.然而大量研究結果發(fā)現，超長壽命區(qū)間材料疲勞S-N曲線會再次出現下降趨勢，形成階梯型S-N曲線特征.通常，高周疲勞與超高周疲勞擁有不同的疲勞失效機理，高周疲勞強度水平平臺通常與其向超高周疲勞失效形式的轉變過程相關聯.比如，Ochi等[2]通過常規(guī)試驗方法得到的高碳鉻軸承高強鋼的超長壽命疲勞數據，其結果顯示：S-N曲線呈現兩個轉折點，即階梯型下降模式，同時疲勞裂紋萌生自表面與內部的數據點呈規(guī)律性的分布，在105～107周次附近，疲勞裂紋萌點位置由試樣表面轉移到材料內部，并由內部夾雜物引起.該現象在高強鋼的超長壽命疲勞失效分析中十分普遍，如彈簧鋼、高碳鉻鋼以及低合金鋼等[3-7].對于內部沒有非金屬夾雜的單相延性材料，Mughrabi等[8]研究發(fā)現，此時水平平臺與駐留滑移帶(Persistent slip band,PSB)門檻值相對應，當加載應力高于PSB門檻值時，疲勞裂紋通常起源于由PSB引起的表面侵入擠出帶，當加載應力降低到一定水平，表面駐留滑移帶不再直接出現，轉向表面粗糙化發(fā)展，因此在S-N曲線上同樣會形成這一水平階段.

需要說明的是，并不是所有材料超高周疲勞強度均呈現階梯下降型的形式.相關研究發(fā)現，當高周與超高周疲勞失效的轉變過程較快，或者兩者之間的失效機制沒有明顯區(qū)別時，其S-N曲線水平平臺所消耗的壽命便會縮短，甚至消失，此時疲勞強度則會隨壽命增加而連續(xù)下降.例如，部分單相金屬材料在高溫條件下的S-N曲線便可通過兩段不同斜率的直線來擬合(見圖2(b))[3]，其S-N曲線在高周區(qū)域存在一個轉折點，整個疲勞強度呈連續(xù)下降形態(tài)，水平平臺消失.同時，試樣表面狀況及外部環(huán)境對此階段水平平臺也有影響，表面缺陷、環(huán)境腐蝕等可能會對試樣近表面局部應力分布有較大影響，形成高應力集中區(qū)域，疲勞裂紋優(yōu)先由此萌生.在S-N曲線上，這種存在明顯的疲勞裂紋起源誘因的試樣，低壽命疲勞強度整體出現降低.但超高周疲勞裂紋主要由試樣內部夾雜缺陷引起，受表面狀況的影響的程度較低，因此誘發(fā)內部裂紋萌生的能力并沒有變化，兩者作用導致S-N曲線水平平臺的延長，在目前可試驗疲勞壽命范圍內減少了超長疲勞失效的概率，甚至使其消失，形成高周和超高周壽命區(qū)間均為水平直線的形式(見圖2(c))，缺口應力集中程度越嚴重，其水平平臺出現的可能性越大，并且缺口試樣疲勞裂紋均出現在試樣表面[4]，內部疲勞裂紋萌生機制被表面缺口抑制，因此，超長壽命區(qū)間出現疲勞極限平臺.

1.3 高強鋼超長壽命疲勞失效機理

研究表明，對于高強度鋼這種材料，超高周疲勞強度下降的主要原因由內部第二相夾雜物導致，疲勞破壞斷口一般有單個的內部疲勞裂紋源(見圖3)，且裂紋源中心為較大的非金屬夾雜物.對于因夾雜物引起的超長壽命疲勞失效形式，學者們進行了大量研究，例如：Wang等[10]提出高強鋼疲勞S-N曲線在超長壽命區(qū)間會再次出現下降的趨勢，并且疲勞裂紋萌生位置由試樣表面轉向次表面或內部，因此，對疲勞極限的消失使材料超長壽命疲勞性能的評估尤為重要；Ishii等[11]研究了18Ni馬氏體鋼的超長壽命疲勞性能，發(fā)現高于109周次的破壞均為疲勞裂紋，并由內部萌生引起，同時該研究還估計了材料內部夾雜物的最大尺寸；Suh等[12]研究了真空條件下彈簧鋼的超長壽命疲勞行為，結果同樣顯示，真空環(huán)境中起裂位置會由試樣表面轉移至材料內部.

圖4 超長壽命區(qū)間材料表面損傷行為[8]

此外，對于內部無第二相夾雜的單相金屬材料，Mughrabi等[8]認為，超高周次循環(huán)載荷作用后，基體仍會出現大量不可逆的滑移，引起試樣表面粗糙度逐漸增大，使其達到PSB形成的門檻值(見圖4)，然而這個過程需要循環(huán)荷載的長期作用，疲勞強度才會在超高周疲勞區(qū)域再次下降.Stanzl-Tschegg等[13]對純銅進行了超長壽命疲勞行為研究發(fā)現，即使加載應力僅為PSB門檻值的一半，仍然可在試樣表面觀察到滑移變形特征，并且認為這些滑移特征是疲勞損傷(擠出和入侵)的前期必經階段.Phung等[14]對超聲加載下純銅的表面滑移帶特征分類進行了討論，發(fā)現滑移帶在20 kHz與100 Hz加載下呈現出相似的分布特征，但其加載應力與循環(huán)周次并不相同.Wang等[15-16]研究發(fā)現，純鐵在經歷超長疲勞壽命后的失效并不是由內部夾雜引起，疲勞裂紋通常萌生于試樣表面的PSB，并伴隨著明顯的熱耗散過程.

另外，針對雙相合金材料，Chai等[17]提出了次表面非夾雜疲勞裂紋源的概念，認為超長疲勞壽命的破壞主要由兩相組織之間變形呈現不均勻性，從而導致局部塑性變形集中出現在較弱相的內部，最終形成疲勞裂紋.Muller-Bollenhagen等[18]分析了奧氏體不銹鋼的超長疲勞壽命行為，發(fā)現馬氏體含量在27%以下時，可以增強材料的超長壽命疲勞強度，并且其S-N曲線在超高周范圍內出現水平平臺，存在疲勞極限；但含量高于27%之后，材料會出現明顯脆化現象，馬氏體尺寸大于材料內部夾雜的平均直徑，夾雜物與基體間變形協調性變差，導致疲勞裂紋在夾雜物處萌生，超高周疲勞強度呈再次下降趨勢.

2 超長壽命疲勞的微結構敏感性

2.1 疲勞裂紋萌生

圖5 “魚眼”型超高周疲勞裂紋萌生源

高強鋼超長壽命疲勞裂紋主要由內部夾雜物引起，并形成“魚眼"型特殊斷口形貌，具體如圖5所示.疲勞源區(qū)中心位置為內部夾雜，光學顯微鏡下呈現深色環(huán)形區(qū)域形貌，極似魚的眼睛，這一形貌最早由日本學者稱為“魚眼”.然而，不同學者在其各自發(fā)表的學術論文中對該魚眼形貌特征有著不同的命名方式，如ODA(Optically dark area)[19]、FGA(Fine granular area)[20]、RSA(Rough surface area)[2]、和GBF(Granular bright facet)[21].需要注意的是，“魚眼”型斷口形貌通常存在于疲勞壽命大于106周次的試樣斷面，因此，其形成機制與超高周疲勞失效的內在關聯，成為學者們近年來尤其關注的問題.

相關研究發(fā)現，“魚眼”型斷口主要由內部疲勞裂紋萌生并擴展而形成，而夾雜物引起的疲勞裂紋萌生形式是最主要的內部疲勞裂紋起源方式[22-25].在已有的夾雜物誘發(fā)裂紋形核的理論中，普遍被學者們接受的理論是：在循環(huán)交變載荷作用下，第二相夾雜物與金屬基體脫離形成空洞，這相當于金屬基體中存在一定長度與夾雜物直徑相當的既有裂紋.通常，夾雜物硬度高于金屬基體，加載下夾雜物界面附近應力會遠高于名義應力值，因而夾雜物很容易與基體脫離，最終誘發(fā)疲勞裂紋在此萌生.由此可推斷，金屬中夾雜物大小對材料的疲勞強度有明顯影響.

目前，在超高周疲勞失效中，科研人員就夾雜物誘發(fā)的內部裂紋萌生形式開展了大量探索工作.例如：Murakami等[26]最早對高強鋼中夾雜物對疲勞性能的影響進行了定量分析，發(fā)現疲勞強度主要受基體材料硬度和最大夾雜物沿作用力方向的投影面積兩個因素的影響，并通過統(tǒng)計學中極值法來評估材料內部最大夾雜物尺寸，由此提出了高強鋼超高周疲勞強度的預測模型，預測值與實驗結果取得了良好的吻合度；Liu等[27]總結了多種高強鋼平均夾雜物尺寸與超高周疲勞強度之間的關系，并基于氫對疲勞裂紋萌生源區(qū)形成的影響，提出了通過平均夾雜物尺寸預測超長壽命疲勞強度的模型；Yang等[28-29]基于Murakami的疲勞強度預測模型，推導并通過試驗驗證了高強鋼的“臨界夾雜物尺寸"(Critical inclusion size，CIS)理論，該理論認為高強鋼中夾雜物存在一個臨界尺寸值，當實際夾雜物尺寸大于臨界尺寸時，疲勞裂紋由較大的夾雜物處萌生，而當實際夾雜物尺寸小于臨界尺寸時，單個夾雜物已經不足以誘發(fā)疲勞裂紋，但一些夾雜物組成的團簇尺寸仍會大于臨界尺寸，疲勞裂紋則由夾雜物團簇萌生.

此外，Zhang等[30-31]對50CrV4鋼和54SiCrV6鋼的超高周疲勞失效行為進行了試驗，發(fā)現夾雜物平均尺寸的減小可改善材料的疲勞性能，當夾雜物尺寸小于臨界尺寸時，疲勞失效同樣起源于夾雜物團簇；而當夾雜物尺寸小于1μm時，疲勞破壞在106～109周次的超高周疲勞區(qū)間很難發(fā)生，從而材料的疲勞可靠性顯著提高.而Yang等[29]對42CrMo零夾雜鋼和普通鋼的對比試驗表明，所有普通42CrMo鋼試樣的疲勞裂紋均起源于非金屬夾雜，在106～109周次區(qū)間仍然會有疲勞失效，而零夾雜42CrMo鋼則起源于試樣表面，在超高周疲勞壽命區(qū)間沒有疲勞破壞，試樣在經歷表面起裂失效的階段后直接進入了失效階段.這充分證實了夾雜物對疲勞裂紋內部萌生形式上的巨大誘導作用.

圖6 “氫脆”模型示意圖

研究表明，疲勞裂紋源區(qū)自第二相夾雜物起裂后，形成環(huán)繞夾雜物的FGA.Murakami等[32]最早對FGA的形成原因做了大量研究，提出了著名的“氫脆"模型，并認為FGA是由于氫元素的富集造成的.目前“氫脆"模型得到許多研究者的支持與證實，Chapetti等[22]在此基礎上給出示意圖(見圖6)對其做了進一步闡述，認為鋼鐵的冶煉過程會不可避免引入非金屬夾雜物，同時夾雜物會聚集冶煉過程中產生的氫，在交變應力的作用下，氫從非金屬夾雜物中脫出并導致材料在夾雜物附近的脆性破壞，故稱為“氫脆"模型.隨著裂紋長度的增加，氫的作用逐漸削弱，裂紋面則不受氫的影響變得平整.由此可見，“氫脆"破壞是鋼鐵材料內部固有的環(huán)境因素引起的，如果不存在非金屬夾雜物，就無法釋放出氫供FGA形成.為探明氫對鋼鐵材料超高周疲勞強度的影響機制，學者們進一步開展了一些工作，例如：Hirukawa等[33]對比分析了充氫和未充氫高強鋼的超高周疲勞性能，發(fā)現所有充氫試樣疲勞裂紋均起源于內部，呈現魚眼形狀，材料的疲勞強度明顯降低，但起源點FGA面積并沒有相應增大，說明由于氫含量增加導致的超高周疲勞強度下降的原因與FGA沒有直接聯系；李永德等[34]通過試驗對比分析了不同氫含量鋼的超高周疲勞性能，結果同樣表明氫含量的增加會使材料疲勞強度下降，但仍未證實氫含量與FGA特征尺寸的內在關聯.

針對“氫脆"模型的不足，Shiozawa等[35]運用FRASTA(Fracture surface topographic)方法對FGA區(qū)域形貌進行了詳細的定量分析，結果發(fā)現FGA內部粗糙度明顯大于疲勞裂紋穩(wěn)定擴展區(qū)，這是因為夾雜物周圍的碳化物引起大量微小疲勞裂紋同時萌生(見圖7)，然后微裂紋的擴展、聚合形成宏觀主裂紋，所以認為FGA的粗糙區(qū)是晶界的球狀碳化物起裂引起的，這一過程被其稱為“球狀碳化物分散減聚"模型(dispersive decohesion of spherical carbide)[36].然而，對于碳化物在夾雜物富集的原因，該模型中并未給出合理解釋.此外，Krupp等[37]也發(fā)現在超長壽命疲勞內部損傷過程中，疲勞裂紋穩(wěn)定擴展前會經歷一定數量微裂紋的萌生階段，并且小裂紋最終匯合成疲勞主裂紋.Marines-Garcia等[38]進一步觀察了微裂紋向主裂紋轉變的微觀過程，并建立了預測微裂紋形成與擴展壽命的理論模型.

圖7 “球狀碳化物分散減聚”模型示意圖

近期，Hong等[39-40]采用聚焦離子束(Focused ion beam,FIB)技術在FGA不同區(qū)域抽取樣品，并在透射電鏡下進行詳細分析，發(fā)現對稱加載時FGA表面存在細晶區(qū)，而在拉—拉非對稱應力加載時FGA表層無再結晶現象，由此提出“大數往復擠壓”模型對FGA的形成進行解釋(見圖8)，認為FGA內粗糙區(qū)域的形成是由于小裂紋形成后， 裂紋面在長期往復加載過程中互相擠壓形成的，該模型解決了前有模型對部分加載條件下FGA形成機制無法完全解釋的問題.

圖8 大數往復擠壓模型示意圖

目前，各國學者對于FGA特征區(qū)的形成機制仍存爭議，但其尺寸與疲勞壽命之間的聯系得到普遍一致的結論.大多數研究者發(fā)現FGA所在區(qū)域應的力強度因子基本為恒定值，而與加載應力和疲勞壽命沒有直接聯系[36,41-42]；FGA形貌僅在超高周疲勞壽命階段出現，疲勞裂紋擴展速度極其緩慢，預測值在10-11～10-12m/cycle之間[43]；從夾雜物萌生到FGA邊界的循環(huán)加載周次占總疲勞壽命的絕大部分比例.此外，Hong等[39]發(fā)現FGA的尺寸正好與該種材料疲勞裂紋擴展門檻值相對應，對于高強度鋼，其值在4～6 MPa/m之間，超長疲勞壽命的分散性主要由內部夾雜物尺寸的不同決定，與FGA的大小沒有直接聯系；Yang等[44]發(fā)現產生于裂紋尖端塑性區(qū)尺寸與每周次疲勞裂紋擴展距離近似相等，因此認為FGA區(qū)域的應力強度因子與材料的屈服強度相關，并據此建立了FGA特征區(qū)尺寸的預測模型，得到的預測值與已有的部分實驗數據吻合良好.

研究還表明，對于鎂合金、鈦合金及鋁合金等內部無明顯缺陷的材料，疲勞裂紋萌生與生長對微結構的敏感性更強，其疲勞裂紋萌生與晶體滑移和孿晶等變形機制相關[45-46].由于超長壽命中加載應力水平普遍較低，通常面心立方材料只有最有利的單一滑移系才啟動，多滑移現象很難觀察到，而在取向有利的粗大晶粒內部可出現滑移現象，并且在相鄰晶粒的約束作用下，表面滑移帶的形貌和分布在微結構不同區(qū)域呈現不同的特征，例如，超長壽命時滑移損傷集中于晶界附近的局部區(qū)域[47].針對α鈦合金和鎂合金等密排六方結構材料，非基面滑移難以啟動，材料基面滑移不足以滿足變形協調條件，在低應力作用下基體變形具有較強的各向異性.因此，疲勞裂紋表現出受微區(qū)織構的影響明顯，出現于取向有利的局部區(qū)域[46]，同時在裂紋源附近形成由小平面組成的特殊區(qū)域.最新研究發(fā)現，該區(qū)小平面主要由基體沿基面開裂形成[48].由此可見，微結構敏感材料疲勞裂紋的萌生主要由滑移等損傷累積形成，與晶粒取向、尺寸和變形機制密切相關，疲勞裂紋萌生過程呈現出由微結構不均勻性導致的復雜性.因此，目前關于此類材料的大部分研究局限于材料疲勞失效的機理性解釋上，缺乏超長壽命疲勞強度與壽命預測相關模型的研究.

2.2 疲勞小裂紋擴展

研究證實，超聲疲勞試驗系統(tǒng)是實現超長壽命加載最有效的方法[49].通過該系統(tǒng)實現疲勞裂紋擴展速率的測試，最大的難點在于疲勞裂紋長度的記錄.目前主要采用以下4種方式：一是采用長焦光學顯微鏡或掃描電鏡直接進行原位觀察[50]，采用這種方法通常需在樣品上加工預先缺陷，這會導致疲勞裂紋萌生過程的缺失，對小裂紋初期的擴展速率也會產生影響，與真實的自由表面裂紋萌生與擴展有較大差距；二是加載過程中定期加入間隙或過載，樣品失效后基于斷面疲勞輝紋特征確定裂紋不同長度時的擴展速率[51]，缺點是后期處理數據過大，并且超長壽命疲勞加載應力低，在裂紋源處疲勞輝紋特征不明顯，對于脆性材料尤為如此；三是通過表面覆型記錄裂紋長度[52]，由于疲勞裂紋萌生階段占有總壽命相當的比例，因此裂紋形成前需浪費大量的表面復型工作，并且對內部裂紋仍然無效；四是通過測量與裂紋長度相關的物理量進行疲勞裂紋的紀錄，如紅外熱像儀記錄裂紋擴展引起的熱耗散[53]，裂紋生長帶來固有頻率的變化[54]等，這類方法可方便地采集數據，但建立相關物理量的變化與裂紋大小的準確關系對測試結果有較大影響.

近年來，若干研究采用不同方法嘗試測量了超長壽命疲勞裂紋萌生階段的裂紋擴展速率，研究結果顯示：超聲疲勞加載的疲勞裂紋擴展速率與采用常規(guī)頻率的數據基本一致，頻率效應不明顯[50]；疲勞裂紋如初始擴展速率通常低至10-12～10-13m/cycle[55-56]，這一速率遠小于普通材料晶格尺度,說明裂紋并不是每個載荷循環(huán)都發(fā)生擴展.

最新的研究顯示，疲勞裂紋萌生區(qū)FGA內的疲勞裂紋擴展速率約為10-12m/cycle，即使在FGA外圍光滑區(qū)的擴展速率仍然低于10-11m/cycle[49](見圖9).超長壽命疲勞斷口特征區(qū)附近裂紋通常以極低的速率進行擴展，這也可能是FGA表面特殊形貌形成的原因之一.同時，FGA區(qū)域裂紋擴展速率的有效觀察和測量還需要進一步深入探討.

目前，對材料長壽命小裂紋的評價與壽命評估是超長壽命疲勞研究的難點，主要受以下3個方面的制約：首先，缺乏行之有效的技術手段，超長壽命疲勞研究加載周次通常超過108周次，一般疲勞試驗機需耗費大量時間完成加載，同時疲勞裂紋經常由試樣內部萌生，初期擴展速率往往低于10-12m/cycle，無法通過常規(guī)表面觀察的方法對疲勞生長過程進行記錄；其次，長壽命疲勞裂紋的萌生與擴展的組織敏感性不明確，晶粒形態(tài)、取向和邊界對疲勞裂紋擴展門檻值、 小裂紋擴展方向和速率等都有重要影響，其規(guī)律和機理目前仍沒有一個明確的定論[51]；最后，因缺乏有效描述長壽命小裂紋行為的理論模型，單純的力學意義上的模型很難對疲勞小裂紋的行為進行描述，材料的失效模式必須考慮到在微觀上的失效機制，如果將材料微結構的影響進行耦合有望在長壽命小裂紋理論模型方面有所突破.

圖9 長裂紋及內部魚眼裂紋擴展的斷裂形態(tài)與裂紋擴展速率相關性比較

3 總結與展望

基于以上分析，本研究主要結論如下：

1)彎曲、非對稱應力比、扭轉等不同荷載形式和高低溫、腐蝕、真空等不同環(huán)境下的超聲疲勞試驗系統(tǒng)相繼研發(fā)成功，同時新系統(tǒng)在工程塑料、碳纖維、混凝土等非金屬材料的疲勞研究上得到應用，進一步拓展了超長壽命疲勞領域的研究范圍.尤其是超聲振動加速疲勞試驗系統(tǒng)的發(fā)展推動了超長壽命疲勞研究的深入.

2)對于大多數高強度鋼及部分有色金屬材料，其超長壽命疲勞S-N曲線通常呈現階梯狀，超過108周次壽命后，材料還會發(fā)生疲勞失效現象，導致其S-N曲線的再次下降.

3)在超長壽命區(qū)間，材料的疲勞失效會以內部裂紋萌生為主導，在裂紋萌生源附近形成FGA特征區(qū).大量研究顯示，FGA特征區(qū)的形成周期占據了疲勞總壽命的絕大部分，并且形成機理與微結構密切相關，已有數種物理模型對其形成進行了描述，但仍存在爭議.

4)受微結構的影響，超長壽命疲勞小裂紋初期擴展速率極其緩慢，通常處于10-10～10-12m/cycle范圍，目前對其擴展過程的實時觀察記錄仍存在一定技術難度，疲勞小裂紋擴展行為與微結構之間的關聯，以及相應理論力學模型的提出仍需要進行大量研究工作.