一種TiAl合金的高溫疲勞-蠕變交互力學(xué)行為與壽命預(yù)測方法

董成利, 胡曉安

（1.中國航發(fā)北京航空材料研究院 應(yīng)用評價中心，北京 100095；2.中國航發(fā)北京航空材料研究院 先進高溫結(jié)構(gòu)材料重點實驗室，北京 100095；3.南昌航空大學(xué) 飛行器工程學(xué)院，南昌 330063）

TiAl合金具有低密度、高比強度、優(yōu)異的高溫性能等綜合優(yōu)點，廣泛應(yīng)用于現(xiàn)代先進航空發(fā)動機渦輪葉片的制造，成為代替?zhèn)鹘y(tǒng)鎳基高溫合金制造渦輪葉片的唯一候選材料，應(yīng)用前景廣闊[1-2]。經(jīng)過多年蓬勃發(fā)展，TiAl合金在國外已經(jīng)開始工程化驗證和應(yīng)用。實際上，日本三菱公司早在1999年就將研制的TiAl合金渦輪增壓器應(yīng)用于Lancer汽車中，首次成功實現(xiàn)了TiAl合金的商業(yè)化應(yīng)用[3]。特別是在過去幾十年里，TiAl合金在國外航空發(fā)動機的低壓渦輪葉片上得到了廣泛應(yīng)用，GE公司將TiAl合金分別應(yīng)用在飛機Boeing 787的發(fā)動機GEnx 1B和飛機Boeing 747-8的發(fā)動機GEnx 2B低壓渦輪葉片上，P&W公司將TiAl合金應(yīng)用在飛機Airbus 320-Neo的發(fā)動機PW1100G低壓渦輪葉片上，R&R公司將TiAl合金應(yīng)用在飛機Airbus 350-XWB的發(fā)動機Trent XWB低壓渦輪葉片上[4-5]?？梢姡瑲W美國家三大航空發(fā)動機巨頭非常重視TiAl合金的材料研制和工程化應(yīng)用，憑借其雄厚的技術(shù)實力，已取得了明顯的社會和經(jīng)濟效益。雖然國內(nèi)很多院所開展了TiAl合金的研制，但由于研究工作起步較晚，技術(shù)儲備和積累不足，所以TiAl合金在國內(nèi)的工程應(yīng)用還需要進行持續(xù)探索和深入研究。

TiAl合金的工程化應(yīng)用離不開其綜合性能的實驗與分析工作。截止到目前，國內(nèi)外研究人員針對各種TiAl合金的力學(xué)性能實驗與表征方法開展了大量的研究工作，主要涉及TiAl合金的拉伸[6]、低周疲勞[7]、高周疲勞[8]、蠕變/持久[9]、裂紋擴展[10]和斷裂特性[11]等。通過對TiAl合金力學(xué)性能實驗與表征的研究工作，已基本掌握了該合金的力學(xué)性能，可為航空發(fā)動機部件選材和結(jié)構(gòu)設(shè)計提供數(shù)據(jù)支持。TiAl合金若要取代鎳基高溫合金制造航空發(fā)動機渦輪葉片，必然在渦輪葉片的高溫疲勞及疲勞-蠕變交互的服役工況下工作。為了保證TiAl合金渦輪葉片在高溫循環(huán)載荷下具有足夠的強度和壽命，有必要開展TiAl合金的高溫疲勞及疲勞-蠕變交互力學(xué)性能實驗與壽命分析工作，從而獲得其疲勞力學(xué)性能數(shù)據(jù)，主要包括穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)、循環(huán)硬化/軟化、應(yīng)力松弛等，然后建立壽命預(yù)測模型，為評估TiAl合金及其零部件的強度和壽命奠定基礎(chǔ)。

本工作首先針對TiAl合金開展750 ℃條件下的拉伸、低周疲勞和疲勞-蠕變交互性能實驗，分析并比較低周疲勞和疲勞-蠕變交互性能的應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)、循環(huán)硬化/軟化、應(yīng)力松弛以及壽命規(guī)律。然后，分別采用考慮平均應(yīng)力的Morrow修正方法和本工作提出的統(tǒng)一壽命預(yù)測方法對TiAl合金的低周疲勞和疲勞-蠕變交互壽命進行預(yù)測與分析。最后，結(jié)合斷口分析，對TiAl合金高溫低周疲勞和疲勞-蠕變交互失效機理進行研究。

1 實驗材料及方法

TiAl合金名義成分為Ti-44Al-3.0Nb-2.0Mn-0.02B（原子分數(shù)/%），首先采用真空電弧熔化（vacuum arc remelting，VAR）爐熔化并使用真空感應(yīng)凝殼（vacuum skull melting，VSM）熔煉法重熔三次從而消除成分偏析，在1230 ℃/140 MPa條件下熱等靜壓（hot isostatic pressing，HIP），并在氬氣氛圍下保溫3 h。圖1（a）和（b）分別為TiAl合金的原始顯微組織圖和顯微組織放大圖。從圖1可以看出，該TiAl合金呈現(xiàn)出典型的近片層（nearly lamellar，NL）結(jié)構(gòu)形貌，該NL結(jié)構(gòu)包含了平均尺寸約為100 μm的α2/γ片層團和γ相，且γ相均勻分布在α2/γ片層團內(nèi)部以及晶界上。

高溫拉伸圓棒試樣用于測試TiAl合金的拉伸性能，其標(biāo)矩段直徑 × 長度為φ5 mm × 25 mm，拉伸試樣總長為71 mm。高溫疲勞圓棒試樣用于測試TiAl合金的低周疲勞和疲勞-蠕變交互性能，其標(biāo)矩段直徑 × 長度為φ6 mm × 14 mm，拉伸試樣總長為90 mm。圖2分別給出了高溫拉伸圓棒試樣和高溫疲勞圓棒試樣的實物圖。在開展高溫實驗之前，對高溫拉伸圓棒試樣和高溫疲勞圓棒試樣的標(biāo)矩段進行了拋光，從而減小甚至消除劃痕、毛刺及其他表面缺陷對TiAl合金力學(xué)性能的影響。

圖 1 TiAl合金的原始顯微組織圖 （a）整體形貌；（b）放大圖Fig. 1 Microstructures of TiAl alloy （a）whole view；（b）enlarged view

圖 2 TiAl合金試樣實物圖 （a）拉伸試樣；（b）低周疲勞及疲勞-蠕變交互試樣Fig. 2 Solid specimens of TiAl alloy （a）tensile specimens；（b）LCF and CFI specimens

2 結(jié)果與分析

2.1 高溫拉伸性能

圖3為TiAl合金在750 ℃下的高溫拉伸性能實驗曲線。TiAl合金的拉伸性能實驗數(shù)據(jù)如下：彈性模量約為145 GPa，屈服強度約為344 MPa，抗拉強度約為470 MPa，伸長率約為8.6%。

圖 3 TiAl合金高溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變實驗曲線Fig. 3 High temperature tensile stress-strain curve of TiAl alloy

2.2 高溫疲勞及疲勞-蠕變交互性能

2.2.1 穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)分析

圖4為TiAl合金在750 ℃且應(yīng)變幅為0.4%條件下的疲勞-蠕變交互性能的應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線，該類應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線取自TiAl合金的半壽命實驗數(shù)據(jù)。此外，將TiAl合金在應(yīng)變幅為0.4%條件下的低周疲勞應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線放在圖中，主要目的是與疲勞-蠕變交互性能的應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線進行比較。對于TiAl合金低周疲勞性能實驗，可以看出其應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線相對于應(yīng)變軸呈反對稱形式，即最大應(yīng)力與最小應(yīng)力的絕對值近似相等。對于TiAl合金疲勞-蠕變交互性能實驗，可以看出其應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線已與低周疲勞的應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線有較大差別，主要體現(xiàn)在以下兩個方面：（1）其應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線相對于應(yīng)變軸不再呈反對稱形式，最小應(yīng)力的絕對值大于最大應(yīng)力，且隨著保載時間的增加，最小應(yīng)力的絕對值與最大應(yīng)力的差值越來越大；（2）隨著保載時間的增加，疲勞-蠕變交互性能的應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線出現(xiàn)明顯的應(yīng)力松弛現(xiàn)象，這一現(xiàn)象主要是由于保載產(chǎn)生的蠕變效應(yīng)引起的。值得注意的是，TiAl合金在保載150 s和保載210 s時，兩者的疲勞-蠕變交互性能的應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線形式非常接近，這說明保載時間產(chǎn)生的應(yīng)力松弛基本達到穩(wěn)定狀態(tài)。另外，應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線所圍成的面積代表了作用于材料的塑性應(yīng)變能，施加外載荷在材料內(nèi)部產(chǎn)生較大的塑性應(yīng)變能將顯著降低疲勞壽命。也就是說，相同實驗條件下，應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線的面積越大，其疲勞壽命越低，這也可以定性地解釋具有保載效應(yīng)的疲勞-蠕變交互壽命比低周疲勞壽命低的原因。

2.2.2 循環(huán)應(yīng)力分析

圖5給出了TiAl合金在不同保載時間下的疲勞-蠕變交互循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)曲線，同時也給出了低周疲勞循環(huán)應(yīng)力響應(yīng)曲線以作比較分析。對于TiAl合金的低周疲勞性能實驗，可以看出在初始的循環(huán)時間里，TiAl合金呈現(xiàn)出循環(huán)硬化現(xiàn)象，之后循環(huán)應(yīng)力基本保持不變達到循環(huán)穩(wěn)定狀態(tài)，后來出現(xiàn)了較小程度的循環(huán)軟化。而對于TiAl合金的疲勞-蠕變交互性能實驗，TiAl合金在初始的循環(huán)時間里即呈現(xiàn)明顯的循環(huán)軟化現(xiàn)象，隨后循環(huán)軟化程度有所降低，但在整個壽命期，TiAl合金均表現(xiàn)出循環(huán)軟化現(xiàn)象。另外，隨著保載時間的增加，TiAl合金的循環(huán)軟化效應(yīng)也越明顯。有研究[12]表明：保載時間產(chǎn)生的循環(huán)軟化效應(yīng)主要由以下一個或多個因素引起：（1）位錯結(jié)構(gòu)的交滑移作用；（2）位錯結(jié)構(gòu)上有細小沉淀相生成；（3）固溶元素與位錯的相互作用。

圖 4 TiAl合金高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)曲線Fig. 4 High temperature hysteresis loops of LCF and CFI of TiAl alloy

圖 5 TiAl合金高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互循環(huán)應(yīng)力曲線Fig. 5 High temperature cyclic stress curves of LCF and CFI of TiAl alloy

2.2.3 應(yīng)力松弛分析

圖6給出了TiAl合金在不同保載時間下的疲勞-蠕變交互應(yīng)力松弛和低周疲勞應(yīng)力松弛數(shù)據(jù)。因為低周疲勞實驗的穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)曲線相對于應(yīng)變軸呈反對稱結(jié)構(gòu)，因此其最大應(yīng)力和最小應(yīng)力近似相等，平均應(yīng)力為0 MPa左右，基本上不存在應(yīng)力松弛現(xiàn)象。而對于疲勞-蠕變交互實驗來說，在最大應(yīng)變處保載產(chǎn)生了明顯的蠕變現(xiàn)象，從而導(dǎo)致了應(yīng)力松弛的發(fā)生，且隨著保載時間的延長，其應(yīng)力松弛程度明顯增加[13-14]。具體來說，保持時間為30 s、90 s、150 s和210 s時，平均應(yīng)力分別為-50 MPa，-80 MPa，-100 MPa和-120 MPa。眾多研究表明，在高溫低周疲勞載荷譜上進行保載均會發(fā)生不同程度的應(yīng)力松弛現(xiàn)象。應(yīng)力松弛現(xiàn)象主要原因是在材料的晶界上產(chǎn)生孔洞，然后隨著高溫保載效應(yīng)的持續(xù)，這些孔洞開始增加和聚集，最終將部分彈性應(yīng)變轉(zhuǎn)變成非彈性應(yīng)變，從而導(dǎo)致應(yīng)力下降。另外，晶界上孔洞的聚集和增殖將導(dǎo)致明顯的蠕變變形，蠕變變形將形成明顯的應(yīng)力松弛特征，特別是這些晶界上孔洞的蠕變行為與疲勞裂紋擴展行為相互作用進一步提高了裂紋擴展速率，從而降低了疲勞壽命。

圖 6 TiAl合金高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互應(yīng)力松弛實驗結(jié)果Fig. 6 High temperature mean stress relaxation results of LCF and CFI of TiAl alloy

2.2.4 壽命分析

表1列出了TiAl合金在750 ℃下的低周疲勞和疲勞-蠕變交互實驗結(jié)果。其中，最大應(yīng)力和最小應(yīng)力均取自TiAl合金的應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)，疲勞壽命為試樣發(fā)生斷裂時的循環(huán)數(shù)。

圖7給出了TiAl合金的高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互壽命實驗結(jié)果。以低周疲勞壽命的平均值為基準(zhǔn)（假設(shè)基準(zhǔn)值為100%），疲勞-蠕變交互壽命實驗結(jié)果的平均值與基準(zhǔn)值相除即可獲得疲勞-蠕變交互壽命的相對值。從圖7可以看出，所有TiAl合金的疲勞-蠕變交互壽命均小于其低周疲勞壽命。對于TiAl合金的疲勞-蠕變交互壽命來說，隨著保載時間的增加，其疲勞-蠕變交互壽命逐漸降低；但隨著保載時間增加到一定程度時（例如150 s和210 s時），TiAl合金的疲勞-蠕變交互壽命基本趨于穩(wěn)定，但其壽命只有低周疲勞壽命的10%左右?？梢钥闯?，保載效應(yīng)對TiAl合金的疲勞壽命有較大影響，長保載時間將會顯著降低TiAl合金的疲勞壽命。

表 1 TiAl合金在750 ℃下的低周疲勞和疲勞-蠕變交互實驗結(jié)果Table 1 LCF and CFI results of TiAl alloy at 750 ℃

圖 7 TiAl合金高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互壽命實驗結(jié)果Fig. 7 High temperature life results of LCF and CFI of TiAl alloy

傳統(tǒng)的總應(yīng)變-壽命方程[15-16]可以對材料在對稱低周疲勞下的疲勞壽命進行預(yù)測，但由于疲勞-蠕變交互實驗在保載效應(yīng)的條件下發(fā)生應(yīng)力松弛，從而產(chǎn)生平均應(yīng)力。因此，需要采用能夠考慮平均應(yīng)力修正的疲勞壽命方法。一般地，基于總應(yīng)變-壽命方程的Morrow修正方法[17]可以考慮平均應(yīng)力對疲勞壽命的影響，Morrow修正方法如式（1）所示：

式中： Δεt， Δεe和 Δεp分別代表總應(yīng)變范圍，彈性應(yīng)變范圍和塑性應(yīng)變范圍；和b分別代表疲勞強度系數(shù)和疲勞強度指數(shù)；和c分別代表疲勞延性系數(shù)和疲勞延性指數(shù)； σm和E分別代表平均應(yīng)力和彈性模量； Nf代表疲勞壽命。

采用最小二乘優(yōu)化法[18]并基于總應(yīng)變、平均應(yīng)力和疲勞壽命等數(shù)據(jù)，對TiAl合金的高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互壽命進行預(yù)測，表2列出了Morrow修正方法的材料參數(shù)，圖8給出了Morrow修正方法預(yù)測結(jié)果與實驗數(shù)據(jù)的對比。可以看出，Morrow修正方法可以對低周疲勞的壽命進行準(zhǔn)確預(yù)測，對保載時間為30 s的疲勞-蠕變交互壽命預(yù)測結(jié)果也比較好，預(yù)測的壽命位于實驗壽命的 ± 2倍分散帶以內(nèi)，但Morrow修正方法對于保載時間高于30 s的疲勞-蠕變交互壽命預(yù)測結(jié)果過于危險，預(yù)測壽命達到了實驗壽命的 +16分散帶附近，預(yù)測能力較差，不能滿足實際工程需要。

表 2 Morrow修正模型材料參數(shù)Table 2 Material parameters of Morrow modified model

圖 8 Morrow修正方法預(yù)測結(jié)果與實驗數(shù)據(jù)的對比Fig. 8 Comparison between the predicted results by Morrow modified method and the tested data

2.3 高溫疲勞及疲勞-蠕變交互統(tǒng)一壽命預(yù)測模型

為了解決Morrow修正方法不能充分考慮保載時間產(chǎn)生的平均應(yīng)力對疲勞壽命影響的問題，本工作提出一種考慮有效保載時間的統(tǒng)一壽命預(yù)測模型[19]，統(tǒng)一壽命預(yù)測模型如式（2）所示，

式中： Tf和 Tf-LCF分別代表了疲勞-蠕變交互壽命和低周疲勞壽命，兩者之商代表了歸一化壽命；Δt/tp代 表了有效保載時間；A，b和 n是統(tǒng)一壽命預(yù)測模型的材料參數(shù)。

同樣采用最小二乘優(yōu)化法并基于歸一化壽命和有效保載時間等數(shù)據(jù)，對TiAl合金的高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互壽命進行預(yù)測，表3列出了統(tǒng)一壽命預(yù)測模型的材料參數(shù)及相關(guān)系數(shù)。圖9為統(tǒng)一壽命預(yù)測模型關(guān)聯(lián)的歸一化壽命與有效保載時間擬合曲線。由圖9可以看出，統(tǒng)一壽命預(yù)測模型能夠準(zhǔn)確地表征TiAl合金的高溫低周疲勞及疲勞-蠕變交互歸一化壽命與有效保載時間之間的關(guān)系，且統(tǒng)一壽命預(yù)測模型材料參數(shù)計算的相關(guān)系數(shù)為0.99，計算可靠性很高。圖10給出了統(tǒng)一壽命預(yù)測模型預(yù)測結(jié)果與實驗數(shù)據(jù)的對比。由圖10可以看出，統(tǒng)一壽命預(yù)測模型可以對TiAl合金的高溫低周疲勞和疲勞-蠕變交互壽命進行準(zhǔn)確預(yù)測，預(yù)測的壽命基于位于實驗壽命的 ± 1.5倍分散帶以內(nèi)。這說明該模型能夠考慮保載時間對疲勞壽命的影響，可以采用該模型對TiAl合金零部件的高溫低周疲勞和疲勞-蠕變交互壽命進行預(yù)測和評估，從而可滿足工程實際需要。

圖 9 統(tǒng)一壽命預(yù)測模型關(guān)聯(lián)的歸一化壽命與有效保載時間擬合曲線Fig. 9 Relationship between normalized life and effective dwell time by unified life model

表 3 統(tǒng)一壽命預(yù)測模型材料參數(shù)及相關(guān)系數(shù)Table 3 Material parameters of unified life method

2.4 失效機理分析

圖11和圖12分別給出了TiAl合金在750 ℃條件下的低周疲勞和疲勞-蠕變交互斷口。從圖中可以看出，相比于低周疲勞，疲勞-蠕變交互斷口較為粗糙，且兩者斷裂時均沒有發(fā)生明顯的塑性變形。TiAl合金低周疲勞和疲勞-蠕變交互裂紋均萌生于試樣表面，不同的是低周疲勞呈現(xiàn)單個點源起裂方式，而疲勞-蠕變交互呈現(xiàn)多源線性裂紋起裂方式，圖中黑色弧線給出了疲勞源的位置和大體形狀。

圖13分別給出了TiAl合金在750 ℃條件下的低周疲勞和疲勞-蠕變交互的裂紋擴展區(qū)形貌。從圖13可以看出，裂紋疲勞條帶不是很明顯但仍然能夠觀察到，裂紋擴展方向沿著垂直于疲勞條帶的方向向前擴展，裂紋擴展方向如圖中黑色箭頭所示。另外，可以看出，相比于低周疲勞，疲勞-蠕變交互裂紋擴展區(qū)的氧化程度更大，這是因為保載效應(yīng)造成的。疲勞-蠕變交互實驗過程中在最大應(yīng)變處保持一定時間，將更加有利于斷口與高溫空氣發(fā)生氧化反應(yīng)，導(dǎo)致大量的氧化物存留在裂紋擴展區(qū)上。

圖 10 統(tǒng)一壽命預(yù)測模型預(yù)測結(jié)果與實驗數(shù)據(jù)的對比Fig. 10 Comparison between the predicted results by unified life model and the tested data

圖 11 TiAl合金低周疲勞斷口 （a）宏觀斷口；（b）疲勞源Fig. 11 SEM images of LCF of TiAl alloy （a）whole fracture；（b）fatigue crack initiation

圖 12 TiAl合金疲勞-蠕變交互斷口 （a）宏觀斷口；（b）疲勞源Fig. 12 SEM images of CFI of TiAl alloy （a）whole fracture；（b）fatigue crack initiation zone

圖14分別給出了TiAl合金在750 ℃條件下的低周疲勞和疲勞-蠕變交互的疲勞瞬斷區(qū)形貌。從圖14可以看出，TiAl合金高溫低周疲勞的瞬斷區(qū)呈現(xiàn)出準(zhǔn)解理斷口形貌，從而表現(xiàn)為穿晶斷裂特征，而其疲勞-蠕變交互的瞬斷區(qū)呈現(xiàn)出少量準(zhǔn)解理和大量韌窩混合型斷口形貌，從而表現(xiàn)為穿晶和沿晶的混合斷裂特征。這是因為相比于TiAl合金高溫低周疲勞，保載效應(yīng)產(chǎn)生的疲勞-蠕變交互作用增加了裂紋在晶界上的萌生和擴展驅(qū)動力，從而導(dǎo)致疲勞裂紋由部分穿晶斷裂方式轉(zhuǎn)變?yōu)椴糠盅鼐嗔训幕旌戏绞?，這種混合斷裂特征將明顯減少TiAl合金在高溫條件下的疲勞壽命。

圖 13 TiAl合金裂紋擴展區(qū) （a）低周疲勞；（b）疲勞-蠕變交互Fig. 13 SEM images of crack growth zone of TiAl alloy （a）LCF；（b）CFI

圖 14 TiAl合金疲勞瞬斷區(qū) （a）低周疲勞；（b）疲勞-蠕變交互Fig. 14 SEM images of final fracture zone of TiAl alloy （a）LCF；（b）CFI

3 結(jié)論

（1）與高溫低周疲勞相比，TiAl合金的疲勞-蠕變交互性能的應(yīng)力-應(yīng)變穩(wěn)態(tài)遲滯環(huán)實驗曲線不再呈反對稱結(jié)構(gòu)，最小應(yīng)力的絕對值大于最大應(yīng)力，且隨著保載時間的增加，最小應(yīng)力的絕對值與最大應(yīng)力的差值越來越大。

（2）在初始的循環(huán)時間里，TiAl合金呈現(xiàn)出循環(huán)硬化現(xiàn)象，之后循環(huán)應(yīng)力基本保持不變達到循環(huán)穩(wěn)定狀態(tài)，后來出現(xiàn)了較小程度的循環(huán)軟化，而在疲勞-蠕變交互性能實驗中，TiAl合金在初始的循環(huán)時間里即呈現(xiàn)明顯的循環(huán)軟化現(xiàn)象，隨后循環(huán)軟化程度有所降低直至最終斷裂。

（3）對于TiAl合金的低周疲勞實驗來說，其平均應(yīng)力為0 MPa左右，基本上不存在應(yīng)力松弛現(xiàn)象。而對于疲勞-蠕變交互實驗來說，在最大應(yīng)變處保載產(chǎn)生了明顯的蠕變現(xiàn)象，從而導(dǎo)致了應(yīng)力松弛的發(fā)生，且隨著保載時間的延長，其應(yīng)力松弛程度明顯增加。

（4）所有TiAl合金的疲勞-蠕變交互壽命均小于其低周疲勞壽命，隨著保載時間的增加，其疲勞-蠕變交互壽命逐漸降低。但隨著保載時間增加到一定程度時，TiAl合金的疲勞-蠕變交互壽命基本趨于穩(wěn)定，其壽命只有低周疲勞壽命的10%左右。

（5）Morrow修正方法不能對TiAl合金的高溫低周疲勞和疲勞-蠕變交互壽命進行準(zhǔn)確預(yù)測，預(yù)測能力較差，而本文提出的統(tǒng)一壽命預(yù)測模型由于考慮了保載效應(yīng)，能夠準(zhǔn)確預(yù)測TiAl合金的高溫低周疲勞和疲勞-蠕變交互壽命，且預(yù)測壽命位于實驗壽命的 ± 1.5倍分散帶以內(nèi)，預(yù)測能力較高。

（6）TiAl合金低周疲勞和疲勞-蠕變交互裂紋均萌生于試樣表面，不同的是低周疲勞呈現(xiàn)單個點源起裂方式，而疲勞-蠕變交互呈現(xiàn)多源線性裂紋起裂方式。另外，TiAl合金高溫低周疲勞的瞬斷區(qū)呈現(xiàn)出準(zhǔn)解理斷口形貌，從而表現(xiàn)為穿晶斷裂特征，而其疲勞-蠕變交互的瞬斷區(qū)呈現(xiàn)出少量準(zhǔn)解理和大量韌窩混合型斷口形貌，從而表現(xiàn)為穿晶和沿晶的混合斷裂特征。