丁小岑 ,何 寧,宋迎東,孫志剛,石耀聞,楊吟飛*

（1.南京航空航天大學(xué) 機(jī)電學(xué)院，南京 210016；2.南京航空航天大學(xué) 能源與動力學(xué)院，南京 210016）

航空發(fā)動機(jī)需要在高溫、高壓、高速、交變載荷等極端惡劣的條件下長期可靠地工作。輪盤作為航空發(fā)動機(jī)的關(guān)鍵部件之一，承受著相當(dāng)復(fù)雜的載荷，其破壞形式多為非包容斷裂，往往會導(dǎo)致災(zāi)難性后果[1]。因此，輪盤被列為發(fā)動機(jī)耐久性防斷裂的關(guān)鍵部件。TA19 鈦合金是壓氣機(jī)整體葉盤類零件常用的高溫鈦合金，其最高服役溫度可達(dá)550 ℃，具有優(yōu)秀的抗蠕變性能，在高溫狀態(tài)下依然具有較高的強(qiáng)度及熱穩(wěn)定性[2-3]。

目前對表面完整性與疲勞的研究主要集中于表面完整性參數(shù)對疲勞性能的影響。Suraratchai 等[4]和Shahzad 等[5]研究發(fā)現(xiàn)，表面形貌特征對疲勞裂紋的萌生起關(guān)鍵作用，切削加工表面形貌的凹谷處在外載荷作用下產(chǎn)生應(yīng)力集中是導(dǎo)致裂紋萌生的直接原因。Novovic 等[6]研究發(fā)現(xiàn)，表面粗糙度Ra>0.1 μm時，表面形貌對疲勞性能影響最明顯，而Ra<0.1 μm時，表面形貌對疲勞性能無明顯影響。羅學(xué)昆等[7]對FGH95 合金的高溫疲勞研究發(fā)現(xiàn)，表面粗糙度對疲勞壽命存在一定的影響但并非最關(guān)鍵的因素，其與顯微硬度的耦合作用是延長疲勞壽命的關(guān)鍵。楊慎亮等[8]研究了TC4 鈦合金側(cè)銑表面完整性對疲勞的影響，同樣發(fā)現(xiàn)表面粗糙度并非疲勞壽命最為關(guān)鍵的影響因素，而顯微硬度則與疲勞壽命存在著更強(qiáng)的正相關(guān)關(guān)系。

然而，表面狀態(tài)特征在服役的過程中是不斷演化的，這些演化會顯著影響加工過程中引入的表面特征，因此，揭示表面完整性的服役演化機(jī)理對于實(shí)現(xiàn)航空發(fā)動機(jī)長壽命高可靠具有重要的意義[9]。Altenberger 等[10]對比分析了純機(jī)械加工及表面強(qiáng)化處理對TC4 鈦合金高溫疲勞性能的影響，發(fā)現(xiàn)在高溫下殘余壓應(yīng)力很快釋放，疲勞壽命較室溫下極大地降低；表面粗糙度對高溫疲勞壽命存在一定的影響但不顯著，而較大的表面顯微硬度有利于延長高溫疲勞壽命；另外，他們還發(fā)現(xiàn)，在高溫加載時，Ti-6Al-4V 鈦合金組織中穩(wěn)定的細(xì)化晶粒和高密度的位錯結(jié)構(gòu)是確保疲勞壽命增益的主要因素。Nikitin等[11-12]、Buchanan 等[13]和Zhou 等[14]的研究中均發(fā)現(xiàn)，高溫和循環(huán)應(yīng)力對殘余應(yīng)力松弛所產(chǎn)生的共同作用比僅承受循環(huán)應(yīng)力載荷時明顯加劇。以上的研究表明，殘余壓應(yīng)力在高溫條件下普遍松弛，尤其在交變載荷疊加的作用下，殘余應(yīng)力釋放更加明顯，對延長高溫疲勞壽命的效果不如對室溫的效果顯著。Zaroog 等[15]研究了不同循環(huán)周次下經(jīng)過噴丸的2024-T315 鋁合金顯微硬度的疲勞演化行為，結(jié)果顯示顯微硬度隨著循環(huán)次數(shù)的增加而下降。目前對表面完整性參數(shù)在疲勞作用下的演化研究主要集中在力學(xué)和組織性能方面[16-17]，對表面形貌演化的相關(guān)研究較少。

本工作選擇壓氣機(jī)輪盤子午面及其周向服役載荷進(jìn)行研究，討論端面車削表面完整性在模擬部分服役條件下的低周疲勞演化規(guī)律及機(jī)理，并為加工過程提供控制的方向及方法，進(jìn)而延長輪盤的疲勞壽命。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

材料為TA19 鈦合金，屬于高溫鈦合金，材料成分如表1所示。毛坯熱處理制服為960 ℃×1 h固溶+590 ℃×8 h 空冷時效，其室溫及高溫的部分力學(xué)性能如表2所示。

表1 TA19 鈦合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Composition of TA19 titanium alloy（mass fraction/%）

表2 TA19 鈦合金主要力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of TA19 titanium alloy at room temperature

1.2 試樣的制備

按照航空工業(yè)標(biāo)準(zhǔn)HB5287—1996 設(shè)計(jì)疲勞試樣，如圖1所示，試樣厚度為5 mm。采用電火花切割方法獲得試樣坯料，在兩端的夾持段部位鉆孔獲得兩對沉頭孔，通過沉頭螺釘將試樣固定在夾具上進(jìn)行雙面的端面車削加工，端面車削在數(shù)控車床上進(jìn)行，選用硬質(zhì)合金刀具，該刀具具有TiAlN+Al2O3涂層。采用鈦合金壓氣機(jī)輪盤在實(shí)際加工中常用的切削參數(shù)：vc=30 m/min，f=0.15 mm/r，ap=0.1 mm。圖2為端面切削示意圖。表3為端面車削加工后（疲勞實(shí)驗(yàn)前）試樣的初始狀態(tài)統(tǒng)計(jì)結(jié)果，包括試樣加工表面完整性參數(shù)的平均值以及平均偏差，由于實(shí)驗(yàn)條件的統(tǒng)一，試樣在加工后的表面完整性參數(shù)較為一致。在端面車削后進(jìn)行統(tǒng)一參數(shù)的側(cè)銑加工，獲得了較為一致的加工表面，試樣側(cè)面的表面完整性參數(shù)如表4所示，對比端面車削表面完整性參數(shù)可以發(fā)現(xiàn)，端面車削表面質(zhì)量更好，側(cè)面對疲勞實(shí)驗(yàn)所造成的影響較小。之后，使用銼刀與砂紙人工去除拉伸段部位棱邊上的毛刺，消除毛刺所導(dǎo)致的應(yīng)力集中影響。

表4 側(cè)銑后試樣兩側(cè)的平均表面完整性參數(shù)Table 4 Average surface integrity parameters on both sides of specimen after side milling

圖1 標(biāo)準(zhǔn)疲勞試樣尺寸圖Fig.1 Size of standard fatigue specimen

圖2 端面車削過程（a）實(shí)際加工過程；（b）加工過程示意圖Fig.2 End face turning process（a）actual machining process；（b）schematic diagram of machining process

表3 端面車削后試樣的初始狀態(tài)Table 3 Initial state of sample after end face turning

1.3 疲勞實(shí)驗(yàn)方法

TA19 鈦合金疲勞實(shí)驗(yàn)裝置如圖3所示，使用液壓伺服疲勞試驗(yàn)機(jī)對試樣進(jìn)行軸向拉-拉實(shí)驗(yàn)，疲勞實(shí)驗(yàn)參數(shù)如表5所示，根據(jù)輪盤的實(shí)際服役溫度，將高溫疲勞溫度設(shè)定為400 ℃。盡管加熱爐、恒溫箱等方式的加熱精度更高，誤差更小，在高溫疲勞加熱方式中更為常見，但電感加熱方法的升溫、散熱速度更快，在非加載期間的溫度載荷對表面參數(shù)影響時間短，不對試樣的表面完整性造成實(shí)驗(yàn)需求之外的影響，因此選用電感線圈方法對試樣進(jìn)行加熱。通過15 kW 的高頻電感加熱機(jī)進(jìn)行加熱，并使用激光紅外測溫儀與溫度控制器對試樣溫度進(jìn)行PID 控制，恒溫誤差在 ± 5 ℃之間。

表5 疲勞實(shí)驗(yàn)參數(shù)表Table 5 Fatigue test parameters

圖3 400 ℃高溫疲勞實(shí)驗(yàn)Fig.3 400 ℃ high-temperature fatigue test

根據(jù)載荷將疲勞實(shí)驗(yàn)分為20 ℃室溫疲勞及400 ℃高溫疲勞兩組。首先對這兩組進(jìn)行疲勞拉伸重復(fù)實(shí)驗(yàn)，確定室溫疲勞作用下的平均循環(huán)周次為74516 次，高溫疲勞作用下的平均循環(huán)周次為8329 次。將每增加平均循環(huán)周次數(shù)的約1/6 處設(shè)置為一個表面形貌數(shù)據(jù)的測量節(jié)點(diǎn)，每個實(shí)驗(yàn)組設(shè)置6 個采樣節(jié)點(diǎn)，每個測量節(jié)點(diǎn)處進(jìn)行兩次重復(fù)性實(shí)驗(yàn)。室溫及高溫的疲勞加載節(jié)點(diǎn)及試樣編號如表6所示，在每個節(jié)點(diǎn)的試樣按照表格中所對應(yīng)的載荷周次數(shù)加載結(jié)束后，對該試樣的表面形貌參數(shù)進(jìn)行測量。

表6 疲勞加載測量節(jié)點(diǎn)循環(huán)周次數(shù)及試樣編號Table 6 Cycle number and sample number of measuring nodes under fatigue loading

1.4 測量方法

在試樣拉伸段端面車削表面的中心位置觀察表面形貌。表面形貌及表面粗糙度的測量采用白光干涉三維形貌儀。測量前試樣進(jìn)行超聲清洗，去除表面雜質(zhì)，測量過程中采用20 倍物鏡，測量范圍為0.66 mm×0.88 mm 的矩形區(qū)域。使用場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察試樣斷口形貌。表面殘余應(yīng)力的測量采用基于cosine 法X 射線殘余應(yīng)力分析儀，使用鈦合金標(biāo)準(zhǔn)V 靶輻射，在測量過程中使用震蕩單元，衍射角度25°，使用直徑為1 mm 的準(zhǔn)直器。

2 結(jié)果及分析

表面完整性參數(shù)變化程度如表7所示，反映了表面形貌參數(shù)在加載前與斷裂前最后一個測量節(jié)點(diǎn)之間的變化率。

表7 表面形貌參數(shù)的變化率Table 7 Change rate of surface topography parameters

2.1 疲勞斷裂分析

脆性斷裂是構(gòu)件未經(jīng)明顯變形而發(fā)生的斷裂。斷裂時材料幾乎沒有發(fā)生過塑性變形，無明顯的伸長、頸縮等現(xiàn)象。韌性斷裂指構(gòu)件經(jīng)過大量的變形后發(fā)生的斷裂，主要特征是發(fā)生了明顯的宏觀塑性變形，產(chǎn)生延性斷裂[18]。

室溫及高溫疲勞下試樣的斷口形貌如圖4所示。由圖4可以看出，不同環(huán)境溫度下試樣的斷裂情況區(qū)別較大。室溫疲勞的作用下，斷口基本與主應(yīng)力方向垂直，斷口較為平整，基本符合脆性斷裂，而高溫疲勞下韌窩的拉長現(xiàn)象相當(dāng)明顯，一般情況下，韌窩尺寸越大表示材料的塑性越強(qiáng)，且高溫疲勞作用下斷口的疲勞源更多，臺階高度差明顯，在斷口邊緣呈現(xiàn)，基本符合韌性斷裂。因此可知，在高溫作用下，TA19 鈦合金的塑性增強(qiáng)，脆性降低，產(chǎn)生了韌性斷裂，而在室溫下則更加接近于脆性斷裂。

圖4 疲勞斷口形貌（a）室溫疲勞宏觀斷口；（b）室溫疲勞微觀斷口；（c）高溫疲勞宏觀斷口；（d）高溫疲勞微觀斷口Fig.4 Microscopic appearance of fatigue fracture（a）macroscopic fracture at 20 ℃；（b）microscopic fracture at 20 ℃；（c）macroscopic fracture at 400 ℃；（d）microscopic fracture at 400 ℃

2.2 表面形貌及其解耦

使用白光干涉儀獲得了試樣在不同循環(huán)節(jié)點(diǎn)的表面形貌圖，如圖5所示。由圖5可以看出，隨著循環(huán)周次數(shù)的上升，室溫、高溫疲勞作用下的表面形貌均隨疲勞周次的升高逐漸變化，與未進(jìn)行拉伸的試樣具有明顯的區(qū)別，且隨著循環(huán)周次越來越接近斷裂周次，表面形貌的變化越明顯。

圖5 不同拉伸階段的表面形貌（a）試樣1#；（b）試樣5#；（c）試樣8#；（d）試樣9#；（e）試樣14#；（f）試樣15#；（g）試樣20#；（h）試樣23# Fig.5 Surface morphology at different fatigue stages（a）sample 1#；（b）sample 5#；（c）sample 8#；（d）sample 9#；（e）sample 14#；（f）sample 15#；（g）sample 20#；（h）sample 23#

對表面形貌進(jìn)一步的研究需要對表面高度基礎(chǔ)數(shù)據(jù)進(jìn)行分析與處理。由于測量范圍很小，因此可以將測量范圍內(nèi)的切削紋理視為平行的直線而非同心的弧線。截取平行于切削紋理方向的平面高度數(shù)據(jù)，僅對疲勞應(yīng)力軸方向上的表面形貌變化進(jìn)行研究?；A(chǔ)表面高度數(shù)據(jù)可以分為表面波紋度與表面粗糙度進(jìn)行討論。使用高斯濾波法將表面高度數(shù)據(jù)進(jìn)行解耦，分解出表面波紋度及表面粗糙度數(shù)據(jù)，以某組二維表面高度數(shù)據(jù)為例，其解耦結(jié)果如圖6所示。

圖6 表面高度數(shù)據(jù)解耦（a）基礎(chǔ)表面高度數(shù)據(jù)；（b）解耦后的表面波紋度曲線；（c）解耦后的表面粗糙度曲線Fig.6 Decoupling of surface height data（a）data of base surface height；（b）surface waviness curve after decoupling；（c）surface roughness curve after decoupling

2.3 表面波紋度的演化

表面波紋度是由加工誤差及系統(tǒng)不穩(wěn)定造成的，因此在加工表面的各個方向上均存在表面波紋度。在垂直于疲勞應(yīng)力軸方向上試樣截面輪廓對疲勞載荷不敏感，而在沿著應(yīng)力軸的不同截面上隨著表面波紋度的變化，截面面積具有一定的差異，這種差異導(dǎo)致不同截面上的應(yīng)力大小不同，在疲勞加載的過程中隨著疲勞周次的增加，表面波紋度逐漸增大，因此忽略垂直于疲勞應(yīng)力軸方向上的表面形貌，對表面波紋度的演變進(jìn)行建模，如圖7所示。

圖7 實(shí)際/理論表面波紋示意圖Fig.7 Diagram of actual/theoretical surface waviness

可以發(fā)現(xiàn)，在引入實(shí)際加工后的表面波紋度后，實(shí)際表面形貌與理論表面形貌具有一定的差距。由于表面波紋度是較為宏觀的參數(shù)，因此平行于疲勞應(yīng)力軸方向的表面波紋度對試樣在該方向上不同截面面積大小具有一定的影響。在拉力一定且材料內(nèi)部均勻的情況下，試樣各部位的應(yīng)力大小完全取決于該部位的截面面積大小，截面積小的部位如a 處，所受應(yīng)力更大，變形量更大，該截面的收縮率更大，造成了表面波紋度波形幅值增大。

由于在試樣的不同位置上，在材料制造時均勻性并不一致，導(dǎo)致各部位拉伸性能具有一定的區(qū)別，在拉伸過程中的應(yīng)力大小不同，導(dǎo)致加載段上各部位的收縮率不均勻，使表面波紋波長變短。

實(shí)際實(shí)驗(yàn)中，獲取了不同循環(huán)節(jié)點(diǎn)下的表面波紋度曲線，將表面波紋度數(shù)據(jù)使用sine 法進(jìn)行擬合后，得到不同循環(huán)節(jié)點(diǎn)上的幅值與波長的大小，如圖8所示。

圖8 不同疲勞階段的表面波紋度幅值與頻率（a）室溫；（b）高溫Fig.8 Surface waviness amplitude and frequency at different fatigue stages（a）20 ℃；（b）400 ℃

由圖8可以看出，無論是在室溫還是高溫疲勞的作用下，隨著疲勞循環(huán)周次數(shù)的增加，均具有明顯的表面波紋度的幅值上升而波長下降趨勢，與分析結(jié)果類似。表面波紋度的增大使得試樣拉伸段的均勻性進(jìn)一步下降，而拉伸段截面的均勻性下降使得一些部位應(yīng)力集中，更容易導(dǎo)致這些部位上表面微裂紋的產(chǎn)生，且進(jìn)一步導(dǎo)致了拉伸段波紋度的增大，形成正反饋，是加速試樣斷裂的原因之一，因此導(dǎo)致了波紋度的幅值增大而波長減小。

室溫與高溫疲勞作用下表面波紋度波長的變化量區(qū)別較小，但高溫疲勞作用下表面波紋度的振幅較室溫疲勞作用下具有一定的提升，這是由于高溫下TA19 鈦合金材料的強(qiáng)度減小，且在高溫作用下產(chǎn)生了蠕變，在拉伸過程中產(chǎn)生了更大的變形量，表面波紋度曲線的峰谷之間變化量增大，因此高溫疲勞作用下表面波紋度的振幅變化量更大。

2.4 表面粗糙度的演化

將疲勞拉伸方向的表面粗糙度波形簡化為三角形波，如圖9所示。表面粗糙度波形較表面波紋度更為微觀，對試樣截面面積等宏觀參數(shù)影響非常微小，因此疲勞實(shí)驗(yàn)過程中在宏觀范圍內(nèi)對試樣形貌的影響基本沒有影響，與表面波紋度不同，因此對表面粗糙度的研究需采用與表面波紋度不同的模型。

圖9 試樣塑性變形前后的理想形狀Fig.9 Ideal shape of specimen before and after plastic deformation

基于塑性力學(xué)，假設(shè)隨著循環(huán)周次增加，試樣在拉伸過程中所產(chǎn)生的應(yīng)變量完全由塑性變形所提供，因此拉伸前后的體積不變。由于表面加工形貌層的體積遠(yuǎn)小于基體體積大小，將基體與表面形貌層進(jìn)行分別討論，基體體積在拉伸過程中保持不變，因此，假設(shè)表面加工形貌層體積，即三角形的面積在塑性變形前后同樣保持不變，如圖10所示。

圖10 表面粗糙度三角波模型Fig.10 Triangular wave model of surface roughness

拉伸前、后單個三角形波的面積為：

式中：h1、h2為 拉伸前、后的三角波高度值；l表示單個三角波的波長；ε表示試樣的應(yīng)變量。由兩三角形波面積相等，可知：

即三角形波的高度在拉伸后變?yōu)椋?/p>

輪廓算術(shù)平均偏差 Ra的表征方法如下所示：

可得

式中：k為變形前后表面粗糙度的比值，該值體現(xiàn)了該理論模型下表面粗糙度Ra的演化程度。

通過測量及擬合，結(jié)合模型預(yù)測結(jié)果，獲得了表面粗糙度在室溫/高溫疲勞載荷作用下的變化曲線，如圖11所示。

由圖11可以看出，在室溫疲勞作用下表面粗糙度的變化規(guī)律不明顯，試樣在不同加載節(jié)點(diǎn)粗糙度的變化可以認(rèn)為是由加工誤差所致。在室溫疲勞下，試樣在疲勞拉伸的過程中的應(yīng)變率小，其斷裂形式更接近于脆性斷裂，而本模型基于塑性變形進(jìn)行模擬，因此在室溫疲勞下模型的預(yù)測準(zhǔn)確度較差。而在高溫疲勞的作用下，試樣在疲勞的作用下表面粗糙度具有較為明顯的下降趨勢，模型預(yù)測結(jié)果與擬合結(jié)果基本一致，說明該模型在高溫疲勞條件下有效。

圖11 疲勞載荷作用下表面粗糙度的變化曲線Fig.11 Curves of surface roughness under fatigue loads

2.5 表面殘余應(yīng)力的演化

在熱載荷和機(jī)械載荷下，切削加工引入的近表面宏觀殘余壓應(yīng)力將被部分或完全釋放。高溫低周疲勞下，殘余應(yīng)力松弛包括熱殘余應(yīng)力松弛和機(jī)械殘余應(yīng)力松弛。對室溫、高溫疲勞作用下不同加載節(jié)點(diǎn)的試件受載部位的中心進(jìn)行表面殘余應(yīng)力測量，測量結(jié)果如圖12所示。從圖12可以發(fā)現(xiàn)，室溫疲勞作用下表面殘余應(yīng)力隨循環(huán)周次數(shù)增加呈緩慢降低的趨勢，室溫疲勞下的應(yīng)力松弛情況并不明顯。

圖12 表面殘余應(yīng)力的疲勞演化曲線Fig.12 Fatigue evolution curve of surface residual stress

在高溫疲勞作用下，試件表面殘余應(yīng)力發(fā)生明顯的松弛，松弛速度隨循環(huán)周次/保溫時長的增加而降低，整個松弛過程呈指數(shù)形式下降。在完成了前期的快速松弛后，表面殘余應(yīng)力松弛速度下降并趨于平緩，這說明表面殘余應(yīng)力在高溫的作用下仍然保留有一定的作用。切削加工過程中表面材料發(fā)生了彈塑性變形，其中的部分變形彈性回復(fù)形成了殘余應(yīng)力。溫度載荷的引入類似于去應(yīng)力退火，為材料內(nèi)部一些原子與空位的運(yùn)動提供了一定的能量，促使位錯的可動性提高，位錯阻力降低，使大量糾纏位錯逐漸解開，位錯密度趨于減小，因此表面殘余應(yīng)力產(chǎn)生了快速的、明顯的松弛，而由于剩余的位錯運(yùn)動需要更高的能量，因此在一定的溫度加載時長后，表面殘余應(yīng)力不再發(fā)生變化?；赯ener-Wert-Avrami 模型對上述殘余應(yīng)力的松弛行為進(jìn)行分析，所得解析形式如式（6）所示：

式中：t 為熱暴露時長；σt為熱暴露后的殘余應(yīng)力值；σ0為熱暴露前的殘余應(yīng)力值；m為松弛機(jī)制相關(guān)系數(shù)；A為 材料與溫度的相關(guān)方程。σ0為常數(shù)，因此可知表面殘余應(yīng)力與熱暴露時長呈指數(shù)關(guān)系。

圖13為表面殘余應(yīng)力松弛規(guī)律的lg(lnσ0/σt)?lgt曲線，可見高溫疲勞作用下的TA19 鈦合金端面車削表面殘余應(yīng)力的松弛行為符合Zener-Wert-Avrami 模型。由該模型可知，表面殘余應(yīng)力的演變僅與加載初始狀態(tài)以及加載時間相關(guān)，因此雖然在高溫疲勞的作用下表面切削殘余應(yīng)力的幅值隨加載時間呈現(xiàn)指數(shù)下降，但在加工過程中適當(dāng)?shù)靥岣弑砻鏆堄鄩簯?yīng)力仍對疲勞壽命的延長具有一定的作用。

圖13 表面殘余應(yīng)力松弛規(guī)律的l g(lnσ0/σt)?lgt 曲線Fig.13 l g(lnσ0/σt)?lgt line of surface residual stress relaxation

3 結(jié)論

（1）由于工件材料不均勻以及在加工過程中引入的缺陷等因素，隨著室溫、高溫疲勞循環(huán)周次的增加，表面波紋度的振幅與頻率均增高。

（2）表面粗糙度在室溫疲勞下基本不變，而高溫疲勞的作用下逐漸減小，室溫疲勞斷裂接近于脆性斷裂，與基于塑性變形模型的預(yù)測結(jié)果相差較大，高溫疲勞斷裂接近于韌性斷裂，表面粗糙度的變化率與模型預(yù)測結(jié)果基本一致。

（3）室溫下表面殘余壓應(yīng)力幾乎不隨疲勞加載周次變化，而高溫下在加載的開始時期隨載荷周次迅速松弛，則呈指數(shù)形式下降，且隨著加載時長的增加逐漸穩(wěn)定在一定范圍內(nèi)，仍保留一定的作用，表面殘余應(yīng)力在高溫作用下的演化過程使用Zener-Wert-Avrami 模型的擬合效果良好。