金属材料超长寿命疲劳行为及其微结构敏感性

张若凡， 詹 敏， 李 雪， 陈 渝， 何 超,, 王清远,(1.西华大学 建筑与土木工程学院， 四川 成都 61009；.成都大学 建筑与土木工程学院， 四川 成都 610106；.四川大学 深地科学与工程教育部重点实验室， 四川 成都 610065)

0 引 言

疲劳这个词源自拉丁语“Fatigare”，意思是“厌倦"[1].在工程术语中，疲劳是指在循环载荷下材料的渐进性结构损坏过程.依据不同的情况，疲劳有数种不同的类型：蠕变疲劳——高温下的循环载荷，热疲劳——材料温度的周期性变化，热机械疲劳——机械疲劳和热疲劳的结合，腐蚀疲劳——在化学腐蚀性或脆化环境中施加的循环载荷，微动疲劳——循环应力与振动运动和表面之间的摩擦滑动，等等.本研究重点分析的是材料与结构的机械疲劳，其可以描述为波动应力或应变的作用对材料造成的损伤.疲劳寿命是工程部件疲劳行为的重要特征量，它可以通过工程部件发生疲劳失效之前可承受的特征荷载次数来表示.根据疲劳寿命概念，机械疲劳可以细分为：低周疲劳(Low cycle fatigue,LCF)，即最多106周次失效；高周疲劳(High cycle fatigue,HCF)，在106到108次循环周次之间失效；超长寿命疲劳(Very high cycle fatigue,VHCF)，即超过108循环周次失效.其中，VHCF是本研究关注的焦点问题.

事实上，VHCF问题的提出具有实际的工程应用背景.随着我国制造水平的提升，特别是近年来，高铁、大飞机、先进燃气轮机与商用航空发动机等领域已成为高端装备制造业战略高地.这些装备的核心部件，如轨道交通轮对、飞机蒙皮、发动机和汽轮机的转子及叶片等均运行于高速条件下，同时承受高频振动负荷，部件的整个服役过程属于典型的极端环境复杂交变应力作用下的长寿命疲劳损伤问题.以我国的复兴号高铁列车为例，其设计寿命达到30年，其车轮轮轴在服役期内将经历接近1010周次的循环载荷.然而，人们对于材料与结构的超长寿命疲劳行为的认识仍不彻底，大量装备的设计与制造过程缺乏对VHCF问题的充分考虑，导致疲劳事故的发生.以航空发动机叶片为例，据相关资料的统计，其叶片失效占到外场发动机故障总数的40%以上，主要由长寿命疲劳断裂导致，并且这一问题不断重复出现.因此，合理高效的结构设计应考虑材料的长寿命疲劳损伤特性，既可保证整个结构件安全稳定运行，又能充分挖掘材料的强度价值，以达到更高的经济效益与环境保护需求.目前，材料的超长寿命疲劳行为已成为工程材料领域的研究热点，受到科研工作者和工程师越来越多的重视.

1 超长寿命疲劳相关研究

1.1 超声振动加速疲劳试验方法

经过30余年的发展，基于压电陶瓷技术的超声振动加速疲劳试验方法日趋成熟，其原理示意图如图1所示，主要部分及其功能包括：超声频率发生器，将50 Hz交流电信号转换为20 kHz超声信号；超声换能器，将超声电信号转换为20 kHz振动位移波；放大器，将换能器端输出的位移进行放大；试样通常呈“狗骨”型或“沙漏”型，满足20 kHz共振条件，应力最大值位于试样中间.在超声振动加速疲劳试验方法中，应力加载值基于试样谐振方程可以计算得到，其最大特点及优势在于其高达20 kHz超声加载频率，完成109周次的循环加载仅需要10 h左右，而采用常规频率疲劳试验机则可能耗时3年以上.可见，超声疲劳试验可极大地缩短疲劳试验时间和减小能源消耗.经过不断地创新与验证研究，超声振动加速疲劳试验方法应用于超长寿命疲劳行为研究的高效性与可靠性已经得到了各国学者的高度认可.

图1 超声疲劳试验系统原理图

近年来，超声振动加速疲劳试验方法的功能性与可靠性得到进一步发展.在国外，法国、德国、匈牙利、日本与美国等相关科研机构相继在常规超声疲劳试验系统基础上，开发出了不同加载应力比，具备高温、原位电镜等扩展功能的耦合加载试验系统，并将其应用于工程塑料、碳纤维材料及混泥土等非金属材料的超长寿命疲劳性能测试；在国内，四川大学、天津大学及西南交通大学等高校均对超声疲劳设备进行了研究，并对在复杂环境—荷载条件下超声振动加速疲劳试验系统的研发开展了大量工作，建立了基于复杂环境—荷载条件下的超声振动加速疲劳综合试验系统，实现了拉—拉、扭转、弯曲等复杂加载方式，以及高低温、真空与腐蚀等极端环境下的超长寿命疲劳试验，创新和扩展了超声振动加速疲劳试验系统的功能性，系统的主要性能指标均达到国际先进水平，并在汽轮机高温转子、航空发动机叶片，以及波形钢与腹板钢等重大结构或工程中获得直接应用，在复杂环境—载荷条件下的超长寿命疲劳性能评价方面起到重要作用.

1.2 高强钢超长寿命区间S-N曲线特征

超高周疲劳范围常见S-N曲线类型如图2所示.

图2 超高周疲劳范围常见S-N曲线类型

研究发现，超长寿命疲劳S-N曲线大多呈现阶梯下降形式(见图2(a))，其中，高周疲劳(HCF)区域S-N曲线呈现一段水平平台，其应力值与传统疲劳极限相对应，即认为107周次后材料便不会发生疲劳失效，在该平台以下的强度设计都是安全的.然而大量研究结果发现，超长寿命区间材料疲劳S-N曲线会再次出现下降趋势，形成阶梯型S-N曲线特征.通常，高周疲劳与超高周疲劳拥有不同的疲劳失效机理，高周疲劳强度水平平台通常与其向超高周疲劳失效形式的转变过程相关联.比如，Ochi等[2]通过常规试验方法得到的高碳铬轴承高强钢的超长寿命疲劳数据，其结果显示：S-N曲线呈现两个转折点，即阶梯型下降模式，同时疲劳裂纹萌生自表面与内部的数据点呈规律性的分布，在105～107周次附近，疲劳裂纹萌点位置由试样表面转移到材料内部，并由内部夹杂物引起.该现象在高强钢的超长寿命疲劳失效分析中十分普遍，如弹簧钢、高碳铬钢以及低合金钢等[3-7].对于内部没有非金属夹杂的单相延性材料，Mughrabi等[8]研究发现，此时水平平台与驻留滑移带(Persistent slip band,PSB)门槛值相对应，当加载应力高于PSB门槛值时，疲劳裂纹通常起源于由PSB引起的表面侵入挤出带，当加载应力降低到一定水平，表面驻留滑移带不再直接出现，转向表面粗糙化发展，因此在S-N曲线上同样会形成这一水平阶段.

需要说明的是，并不是所有材料超高周疲劳强度均呈现阶梯下降型的形式.相关研究发现，当高周与超高周疲劳失效的转变过程较快，或者两者之间的失效机制没有明显区别时，其S-N曲线水平平台所消耗的寿命便会缩短，甚至消失，此时疲劳强度则会随寿命增加而连续下降.例如，部分单相金属材料在高温条件下的S-N曲线便可通过两段不同斜率的直线来拟合(见图2(b))[3]，其S-N曲线在高周区域存在一个转折点，整个疲劳强度呈连续下降形态，水平平台消失.同时，试样表面状况及外部环境对此阶段水平平台也有影响，表面缺陷、环境腐蚀等可能会对试样近表面局部应力分布有较大影响，形成高应力集中区域，疲劳裂纹优先由此萌生.在S-N曲线上，这种存在明显的疲劳裂纹起源诱因的试样，低寿命疲劳强度整体出现降低.但超高周疲劳裂纹主要由试样内部夹杂缺陷引起，受表面状况的影响的程度较低，因此诱发内部裂纹萌生的能力并没有变化，两者作用导致S-N曲线水平平台的延长，在目前可试验疲劳寿命范围内减少了超长疲劳失效的概率，甚至使其消失，形成高周和超高周寿命区间均为水平直线的形式(见图2(c))，缺口应力集中程度越严重，其水平平台出现的可能性越大，并且缺口试样疲劳裂纹均出现在试样表面[4]，内部疲劳裂纹萌生机制被表面缺口抑制，因此，超长寿命区间出现疲劳极限平台.

1.3 高强钢超长寿命疲劳失效机理

研究表明，对于高强度钢这种材料，超高周疲劳强度下降的主要原因由内部第二相夹杂物导致，疲劳破坏断口一般有单个的内部疲劳裂纹源(见图3)，且裂纹源中心为较大的非金属夹杂物.对于因夹杂物引起的超长寿命疲劳失效形式，学者们进行了大量研究，例如：Wang等[10]提出高强钢疲劳S-N曲线在超长寿命区间会再次出现下降的趋势，并且疲劳裂纹萌生位置由试样表面转向次表面或内部，因此，对疲劳极限的消失使材料超长寿命疲劳性能的评估尤为重要；Ishii等[11]研究了18Ni马氏体钢的超长寿命疲劳性能，发现高于109周次的破坏均为疲劳裂纹，并由内部萌生引起，同时该研究还估计了材料内部夹杂物的最大尺寸；Suh等[12]研究了真空条件下弹簧钢的超长寿命疲劳行为，结果同样显示，真空环境中起裂位置会由试样表面转移至材料内部.

图4 超长寿命区间材料表面损伤行为[8]

此外，对于内部无第二相夹杂的单相金属材料，Mughrabi等[8]认为，超高周次循环载荷作用后，基体仍会出现大量不可逆的滑移，引起试样表面粗糙度逐渐增大，使其达到PSB形成的门槛值(见图4)，然而这个过程需要循环荷载的长期作用，疲劳强度才会在超高周疲劳区域再次下降.Stanzl-Tschegg等[13]对纯铜进行了超长寿命疲劳行为研究发现，即使加载应力仅为PSB门槛值的一半，仍然可在试样表面观察到滑移变形特征，并且认为这些滑移特征是疲劳损伤(挤出和入侵)的前期必经阶段.Phung等[14]对超声加载下纯铜的表面滑移带特征分类进行了讨论，发现滑移带在20 kHz与100 Hz加载下呈现出相似的分布特征，但其加载应力与循环周次并不相同.Wang等[15-16]研究发现，纯铁在经历超长疲劳寿命后的失效并不是由内部夹杂引起，疲劳裂纹通常萌生于试样表面的PSB，并伴随着明显的热耗散过程.

另外，针对双相合金材料，Chai等[17]提出了次表面非夹杂疲劳裂纹源的概念，认为超长疲劳寿命的破坏主要由两相组织之间变形呈现不均匀性，从而导致局部塑性变形集中出现在较弱相的内部，最终形成疲劳裂纹.Muller-Bollenhagen等[18]分析了奥氏体不锈钢的超长疲劳寿命行为，发现马氏体含量在27%以下时，可以增强材料的超长寿命疲劳强度，并且其S-N曲线在超高周范围内出现水平平台，存在疲劳极限；但含量高于27%之后，材料会出现明显脆化现象，马氏体尺寸大于材料内部夹杂的平均直径，夹杂物与基体间变形协调性变差，导致疲劳裂纹在夹杂物处萌生，超高周疲劳强度呈再次下降趋势.

2 超长寿命疲劳的微结构敏感性

2.1 疲劳裂纹萌生

图5 “鱼眼”型超高周疲劳裂纹萌生源

高强钢超长寿命疲劳裂纹主要由内部夹杂物引起，并形成“鱼眼"型特殊断口形貌，具体如图5所示.疲劳源区中心位置为内部夹杂，光学显微镜下呈现深色环形区域形貌，极似鱼的眼睛，这一形貌最早由日本学者称为“鱼眼”.然而，不同学者在其各自发表的学术论文中对该鱼眼形貌特征有着不同的命名方式，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，“鱼眼”型断口形貌通常存在于疲劳寿命大于106周次的试样断面，因此，其形成机制与超高周疲劳失效的内在关联，成为学者们近年来尤其关注的问题.

相关研究发现，“鱼眼”型断口主要由内部疲劳裂纹萌生并扩展而形成，而夹杂物引起的疲劳裂纹萌生形式是最主要的内部疲劳裂纹起源方式[22-25].在已有的夹杂物诱发裂纹形核的理论中，普遍被学者们接受的理论是：在循环交变载荷作用下，第二相夹杂物与金属基体脱离形成空洞，这相当于金属基体中存在一定长度与夹杂物直径相当的既有裂纹.通常，夹杂物硬度高于金属基体，加载下夹杂物界面附近应力会远高于名义应力值，因而夹杂物很容易与基体脱离，最终诱发疲劳裂纹在此萌生.由此可推断，金属中夹杂物大小对材料的疲劳强度有明显影响.

目前，在超高周疲劳失效中，科研人员就夹杂物诱发的内部裂纹萌生形式开展了大量探索工作.例如：Murakami等[26]最早对高强钢中夹杂物对疲劳性能的影响进行了定量分析，发现疲劳强度主要受基体材料硬度和最大夹杂物沿作用力方向的投影面积两个因素的影响，并通过统计学中极值法来评估材料内部最大夹杂物尺寸，由此提出了高强钢超高周疲劳强度的预测模型，预测值与实验结果取得了良好的吻合度；Liu等[27]总结了多种高强钢平均夹杂物尺寸与超高周疲劳强度之间的关系，并基于氢对疲劳裂纹萌生源区形成的影响，提出了通过平均夹杂物尺寸预测超长寿命疲劳强度的模型；Yang等[28-29]基于Murakami的疲劳强度预测模型，推导并通过试验验证了高强钢的“临界夹杂物尺寸"(Critical inclusion size，CIS)理论，该理论认为高强钢中夹杂物存在一个临界尺寸值，当实际夹杂物尺寸大于临界尺寸时，疲劳裂纹由较大的夹杂物处萌生，而当实际夹杂物尺寸小于临界尺寸时，单个夹杂物已经不足以诱发疲劳裂纹，但一些夹杂物组成的团簇尺寸仍会大于临界尺寸，疲劳裂纹则由夹杂物团簇萌生.

此外，Zhang等[30-31]对50CrV4钢和54SiCrV6钢的超高周疲劳失效行为进行了试验，发现夹杂物平均尺寸的减小可改善材料的疲劳性能，当夹杂物尺寸小于临界尺寸时，疲劳失效同样起源于夹杂物团簇；而当夹杂物尺寸小于1μm时，疲劳破坏在106～109周次的超高周疲劳区间很难发生，从而材料的疲劳可靠性显著提高.而Yang等[29]对42CrMo零夹杂钢和普通钢的对比试验表明，所有普通42CrMo钢试样的疲劳裂纹均起源于非金属夹杂，在106～109周次区间仍然会有疲劳失效，而零夹杂42CrMo钢则起源于试样表面，在超高周疲劳寿命区间没有疲劳破坏，试样在经历表面起裂失效的阶段后直接进入了失效阶段.这充分证实了夹杂物对疲劳裂纹内部萌生形式上的巨大诱导作用.

图6 “氢脆”模型示意图

研究表明，疲劳裂纹源区自第二相夹杂物起裂后，形成环绕夹杂物的FGA.Murakami等[32]最早对FGA的形成原因做了大量研究，提出了著名的“氢脆"模型，并认为FGA是由于氢元素的富集造成的.目前“氢脆"模型得到许多研究者的支持与证实，Chapetti等[22]在此基础上给出示意图(见图6)对其做了进一步阐述，认为钢铁的冶炼过程会不可避免引入非金属夹杂物，同时夹杂物会聚集冶炼过程中产生的氢，在交变应力的作用下，氢从非金属夹杂物中脱出并导致材料在夹杂物附近的脆性破坏，故称为“氢脆"模型.随着裂纹长度的增加，氢的作用逐渐削弱，裂纹面则不受氢的影响变得平整.由此可见，“氢脆"破坏是钢铁材料内部固有的环境因素引起的，如果不存在非金属夹杂物，就无法释放出氢供FGA形成.为探明氢对钢铁材料超高周疲劳强度的影响机制，学者们进一步开展了一些工作，例如：Hirukawa等[33]对比分析了充氢和未充氢高强钢的超高周疲劳性能，发现所有充氢试样疲劳裂纹均起源于内部，呈现鱼眼形状，材料的疲劳强度明显降低，但起源点FGA面积并没有相应增大，说明由于氢含量增加导致的超高周疲劳强度下降的原因与FGA没有直接联系；李永德等[34]通过试验对比分析了不同氢含量钢的超高周疲劳性能，结果同样表明氢含量的增加会使材料疲劳强度下降，但仍未证实氢含量与FGA特征尺寸的内在关联.

针对“氢脆"模型的不足，Shiozawa等[35]运用FRASTA(Fracture surface topographic)方法对FGA区域形貌进行了详细的定量分析，结果发现FGA内部粗糙度明显大于疲劳裂纹稳定扩展区，这是因为夹杂物周围的碳化物引起大量微小疲劳裂纹同时萌生(见图7)，然后微裂纹的扩展、聚合形成宏观主裂纹，所以认为FGA的粗糙区是晶界的球状碳化物起裂引起的，这一过程被其称为“球状碳化物分散减聚"模型(dispersive decohesion of spherical carbide)[36].然而，对于碳化物在夹杂物富集的原因，该模型中并未给出合理解释.此外，Krupp等[37]也发现在超长寿命疲劳内部损伤过程中，疲劳裂纹稳定扩展前会经历一定数量微裂纹的萌生阶段，并且小裂纹最终汇合成疲劳主裂纹.Marines-Garcia等[38]进一步观察了微裂纹向主裂纹转变的微观过程，并建立了预测微裂纹形成与扩展寿命的理论模型.

图7 “球状碳化物分散减聚”模型示意图

近期，Hong等[39-40]采用聚焦离子束(Focused ion beam,FIB)技术在FGA不同区域抽取样品，并在透射电镜下进行详细分析，发现对称加载时FGA表面存在细晶区，而在拉—拉非对称应力加载时FGA表层无再结晶现象，由此提出“大数往复挤压”模型对FGA的形成进行解释(见图8)，认为FGA内粗糙区域的形成是由于小裂纹形成后， 裂纹面在长期往复加载过程中互相挤压形成的，该模型解决了前有模型对部分加载条件下FGA形成机制无法完全解释的问题.

图8 大数往复挤压模型示意图

目前，各国学者对于FGA特征区的形成机制仍存争议，但其尺寸与疲劳寿命之间的联系得到普遍一致的结论.大多数研究者发现FGA所在区域应的力强度因子基本为恒定值，而与加载应力和疲劳寿命没有直接联系[36,41-42]；FGA形貌仅在超高周疲劳寿命阶段出现，疲劳裂纹扩展速度极其缓慢，预测值在10-11～10-12m/cycle之间[43]；从夹杂物萌生到FGA边界的循环加载周次占总疲劳寿命的绝大部分比例.此外，Hong等[39]发现FGA的尺寸正好与该种材料疲劳裂纹扩展门槛值相对应，对于高强度钢，其值在4～6 MPa/m之间，超长疲劳寿命的分散性主要由内部夹杂物尺寸的不同决定，与FGA的大小没有直接联系；Yang等[44]发现产生于裂纹尖端塑性区尺寸与每周次疲劳裂纹扩展距离近似相等，因此认为FGA区域的应力强度因子与材料的屈服强度相关，并据此建立了FGA特征区尺寸的预测模型，得到的预测值与已有的部分实验数据吻合良好.

研究还表明，对于镁合金、钛合金及铝合金等内部无明显缺陷的材料，疲劳裂纹萌生与生长对微结构的敏感性更强，其疲劳裂纹萌生与晶体滑移和孪晶等变形机制相关[45-46].由于超长寿命中加载应力水平普遍较低，通常面心立方材料只有最有利的单一滑移系才启动，多滑移现象很难观察到，而在取向有利的粗大晶粒内部可出现滑移现象，并且在相邻晶粒的约束作用下，表面滑移带的形貌和分布在微结构不同区域呈现不同的特征，例如，超长寿命时滑移损伤集中于晶界附近的局部区域[47].针对α钛合金和镁合金等密排六方结构材料，非基面滑移难以启动，材料基面滑移不足以满足变形协调条件，在低应力作用下基体变形具有较强的各向异性.因此，疲劳裂纹表现出受微区织构的影响明显，出现于取向有利的局部区域[46]，同时在裂纹源附近形成由小平面组成的特殊区域.最新研究发现，该区小平面主要由基体沿基面开裂形成[48].由此可见，微结构敏感材料疲劳裂纹的萌生主要由滑移等损伤累积形成，与晶粒取向、尺寸和变形机制密切相关，疲劳裂纹萌生过程呈现出由微结构不均匀性导致的复杂性.因此，目前关于此类材料的大部分研究局限于材料疲劳失效的机理性解释上，缺乏超长寿命疲劳强度与寿命预测相关模型的研究.

2.2 疲劳小裂纹扩展

研究证实，超声疲劳试验系统是实现超长寿命加载最有效的方法[49].通过该系统实现疲劳裂纹扩展速率的测试，最大的难点在于疲劳裂纹长度的记录.目前主要采用以下4种方式：一是采用长焦光学显微镜或扫描电镜直接进行原位观察[50]，采用这种方法通常需在样品上加工预先缺陷，这会导致疲劳裂纹萌生过程的缺失，对小裂纹初期的扩展速率也会产生影响，与真实的自由表面裂纹萌生与扩展有较大差距；二是加载过程中定期加入间隙或过载，样品失效后基于断面疲劳辉纹特征确定裂纹不同长度时的扩展速率[51]，缺点是后期处理数据过大，并且超长寿命疲劳加载应力低，在裂纹源处疲劳辉纹特征不明显，对于脆性材料尤为如此；三是通过表面覆型记录裂纹长度[52]，由于疲劳裂纹萌生阶段占有总寿命相当的比例，因此裂纹形成前需浪费大量的表面复型工作，并且对内部裂纹仍然无效；四是通过测量与裂纹长度相关的物理量进行疲劳裂纹的纪录，如红外热像仪记录裂纹扩展引起的热耗散[53]，裂纹生长带来固有频率的变化[54]等，这类方法可方便地采集数据，但建立相关物理量的变化与裂纹大小的准确关系对测试结果有较大影响.

近年来，若干研究采用不同方法尝试测量了超长寿命疲劳裂纹萌生阶段的裂纹扩展速率，研究结果显示：超声疲劳加载的疲劳裂纹扩展速率与采用常规频率的数据基本一致，频率效应不明显[50]；疲劳裂纹如初始扩展速率通常低至10-12～10-13m/cycle[55-56]，这一速率远小于普通材料晶格尺度,说明裂纹并不是每个载荷循环都发生扩展.

最新的研究显示，疲劳裂纹萌生区FGA内的疲劳裂纹扩展速率约为10-12m/cycle，即使在FGA外围光滑区的扩展速率仍然低于10-11m/cycle[49](见图9).超长寿命疲劳断口特征区附近裂纹通常以极低的速率进行扩展，这也可能是FGA表面特殊形貌形成的原因之一.同时，FGA区域裂纹扩展速率的有效观察和测量还需要进一步深入探讨.

目前，对材料长寿命小裂纹的评价与寿命评估是超长寿命疲劳研究的难点，主要受以下3个方面的制约：首先，缺乏行之有效的技术手段，超长寿命疲劳研究加载周次通常超过108周次，一般疲劳试验机需耗费大量时间完成加载，同时疲劳裂纹经常由试样内部萌生，初期扩展速率往往低于10-12m/cycle，无法通过常规表面观察的方法对疲劳生长过程进行记录；其次，长寿命疲劳裂纹的萌生与扩展的组织敏感性不明确，晶粒形态、取向和边界对疲劳裂纹扩展门槛值、 小裂纹扩展方向和速率等都有重要影响，其规律和机理目前仍没有一个明确的定论[51]；最后，因缺乏有效描述长寿命小裂纹行为的理论模型，单纯的力学意义上的模型很难对疲劳小裂纹的行为进行描述，材料的失效模式必须考虑到在微观上的失效机制，如果将材料微结构的影响进行耦合有望在长寿命小裂纹理论模型方面有所突破.

图9 长裂纹及内部鱼眼裂纹扩展的断裂形态与裂纹扩展速率相关性比较

3 总结与展望

基于以上分析，本研究主要结论如下：

1)弯曲、非对称应力比、扭转等不同荷载形式和高低温、腐蚀、真空等不同环境下的超声疲劳试验系统相继研发成功，同时新系统在工程塑料、碳纤维、混凝土等非金属材料的疲劳研究上得到应用，进一步拓展了超长寿命疲劳领域的研究范围.尤其是超声振动加速疲劳试验系统的发展推动了超长寿命疲劳研究的深入.

2)对于大多数高强度钢及部分有色金属材料，其超长寿命疲劳S-N曲线通常呈现阶梯状，超过108周次寿命后，材料还会发生疲劳失效现象，导致其S-N曲线的再次下降.

3)在超长寿命区间，材料的疲劳失效会以内部裂纹萌生为主导，在裂纹萌生源附近形成FGA特征区.大量研究显示，FGA特征区的形成周期占据了疲劳总寿命的绝大部分，并且形成机理与微结构密切相关，已有数种物理模型对其形成进行了描述，但仍存在争议.

4)受微结构的影响，超长寿命疲劳小裂纹初期扩展速率极其缓慢，通常处于10-10～10-12m/cycle范围，目前对其扩展过程的实时观察记录仍存在一定技术难度，疲劳小裂纹扩展行为与微结构之间的关联，以及相应理论力学模型的提出仍需要进行大量研究工作.