超高周疲劳研究现状及展望!
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周承恩!! 谢季佳!!! 洪友士!!!!
（中国科学院力学研究所 非线性力学国家重点实验室，北京 !"""#"）
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（!"#"$ %$& ’#()*#")*& )+ ,)-./-$#* 0$12#-/13（’,0），4-3"/"5"$ )+ 0$12#-/13，
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摘要 超高周疲劳是指疲劳周次达到 !"#及其以上时材料的疲劳行为。与一般认识的疲劳行为不同之处是，超高
周疲劳发生在传统疲劳极限以下，因此研究超高周疲劳行为有助于进一步理解疲劳的本质和疲劳机理。文中综述近几
年超高周疲劳研究的进展，包括超高周疲劳的典型特征，如 !—,曲线的特点、断口特征、断面上的鱼眼形貌以及裂纹的
起源与扩展特征等；分析疲劳机理和相关的模型以及简要探讨影响超高周疲劳的一些因素，如加载频率、加载方式、氢的
作用等。在此基础上提出值得进一步研究的几个问题。
关键词 超高周疲劳 疲劳机理 疲劳极限 内部裂纹起源
中图分类号 $%&’()
(3456785 *+,- ./.01 234+,51 +6 4-1 7864 .87789 :136896 28: 23+05:1 82 .87;891946 39< 64:5.45:16= >864 82 4-1 234+,51 41646 ?1:1
3..87;0+6-1< @108? 419 48 -59<:1<6 7+00+896 82 ./.016 +9 0+41:345:1= *8?1A1:，:3+0?3/ ?-1106 39< :3+06，8226-8:1 64:5.45:16，@:+<,16，
14.=，-3A1 48 19<5:1 234+,51 083<6 5; 48 419 @+00+89 ./.016 ?+4-854 23+05:1= B1:/ -+,- ./.01 234+,51（B*CD）+6 4-1 6454 ,:6; ?@A? 8;8B: C75@AD:；+75@AD: E:8?7F@4E；+75@AD: B@E@5；%D34D6C78: 8678G @F@5@75@=F
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H 引言
材料的疲劳以及与此相关的安全
设计
领导形象设计圆作业设计ao工艺污水处理厂设计附属工程施工组织设计清扫机器人结构设计
一直是人们
十分关心的问题。随着技术和需求的发展，在许多工
业应用中，包括飞行器、汽车、铁路、桥梁、船舶等，部件
的疲劳寿命通常要求在 !"# 以上，有时甚至达到 !"!!周
次。虽然自 !#世纪中P-Q801:的工作以来，疲劳研究积
累了大量的实验数据，建立了不少理论模型［!］，但是，
这些研究工作大多集中在低周疲劳（08? ./.01 234+,51，
HCD）和高周疲劳（-+,- ./.01 234+,51，*CD）阶段，循环周
次不超过 !"’ R !"O周次。存在这种局面不外乎以下
几个原因，其一，疲劳试验需要较长的时间和较高的费
用。由于循环载荷特征、外部环境、材料表面状况、温
度以及实验样本个性行为导致疲劳数据的分散性（尤
其在 *CD阶段），需要大量的试样来获得疲劳寿命和
了解疲劳机理。即使在 %" *I频率下，完成一个试样
!"O 周次的疲劳试验也需要近 &天的时间。其二，对大
量应用的铁系合金，!—, 曲线似乎存在一个水平渐
进线，即传统意义下的疲劳极限。低于该极限，材料似
乎不会发生疲劳失效。对非铁系合金不存在该极限，
应用中需要定义相应载荷下的疲劳寿命，可是 !"#周
次以上的数据仍然缺乏。其三，传统工程设计对疲劳
寿命的要求决定了 !"#周次以上的疲劳行为一直未受
关注。
为了适应工程技术的需求，有必要而且必须研究
!"# R !"!)周次内材料的疲劳行为和疲劳机理。该区
I=D6F7B =C J:8?7F@87B %56:FA5? )""&，)’（N）：
""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""""
N)’ R N%%
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!!!! 洪友士，男，!SN!年 O月生，福建省厦门市人，汉族。中国科学院力学研究所所长，研究员，博士生导师，研究方向为材料力学性能与内部结构。
谢季佳，男，!SO%年 #月生，湖南衡阳人，汉族。中国科学院力学研究所 HT>室助研，研究方向为材料力学性能、纳米材料和结构。
周承恩，男，!SO)年 S月生，内蒙古托县人，汉族。中科院力学所 HT>室博士研究生，研究方向为固体力学、材料的疲劳。
)""%"N"%收到初稿，)""%"O)!收到修改稿。
间的疲劳被称为超高周疲劳 !"#$ %&’% ($()" *+,&’-"
（./01）［2，3］，亦称之为 -),#+4%&’% ($()" *+,&’-"［5］或 -),#+4
)67’ )&*" *+,&’-"［8］。另外也有学者称之为 ’&’+($()"
*+,&’-"［9 : ;］。由于超高周疲劳发生在传统疲劳极限以
下，因此研究超高周疲劳行为不仅对疲劳设计具有指
导意义，而且更有助于深入理解疲劳的本质，尤其是对
裂纹起源和萌生的认识。
由于用传统
方法
快递客服问题件处理详细方法山木方法pdf计算方法pdf华与华方法下载八字理论方法下载
进行超高周疲劳实验耗时长，超
声疲劳成了一种研究 ./01的有效工具。目前完成和
正在进行的研究工作大部分采用了超声疲劳方法。在
2< =/>频率下，完成 ?<@周次疲劳试验仅需十几个小
时，而 ??@极限”，低于该极限，相应
于某一表面粗糙度，表面的不可逆滑移可以忽略，或者
说 >?@不会形成。但是，每一循环仍会造成不可逆的
应变，虽然该应变比 >?@中的局部应变要小的多。在
经过足够长的周次之后，最终的疲劳失效仍会发生。
王清远等［A］、@!$-%!2［"B］也有类似的观点。@!$-%!2的另
一种解释认为，当载荷降低到一定程度时，只有少数承
受应力集中的晶粒可能产生塑性，而在材料内部发现
该类型晶粒的概率要大于表面，使得裂纹倾向于在内
部生成。图 = 给出在 C8D E CFA 周次未断裂的高周疲
图 < 裂纹源夹杂物三维形貌［D］
#%&8< G $)H)&*!H-%. !22(22I(+$ ), ! .*!.J %+%$%!$%)+ 2%$( K%$-%+ ! ,%2-3(/(［D］
图 = 高周疲劳试样 LM;照片，显示出在不同晶粒内
变形的不均匀性［=］
#%&8= LM; I%.*)&*!H- %+4%.!$(2 $-( %+-)I)&(+()’2 4%2$*%1’$%)+ ), ./.0%.
H0!2$%. 4(,)*I!$%)+ %+ 0)K 7!*1)+ 2$((0 ./.0(4 %+ 67# *(&%)+［=］
劳试样的 LM;照片，其中一个晶粒内部产生了松散的
位错结构，而相邻的晶粒内部没有位错［=］。可以推想
567#中这种塑性应变的不均匀性将更加明显。N%2-%3
O%I!等［D］观察了 =FFP下疲劳的 C7*3F8B;)钢的截面，
发现表面有一层硬度比基体高得多的氧化层。他们认
为该氧化层将位错“锁”在基体内部，抑制了表面变形
的产生。事实上从位错理论也可得出类似的观点［"D］。
在室温下，氧化层要薄得多，但是在足够低的载荷下仍
可以抑制表面裂纹的生成。在 ;’*!J!I%等［"A］的实验
中采用表面硬化的试样，认为表面残余压应力和内部
残余拉应力是断裂源转入内部的起因。
对于旋转弯曲疲劳实验，超高周疲劳的裂纹源非
常靠近表面，但仍然表现为明显的鱼眼状特征［CB］；对
B"Q 机 械 强 度 "FF=年
图 ! "#$区，%&$（’()* +,-)./-, -,*-）即 "#$［00］
%(+1! %()* +,-)./-, -,*-（%&$），23* 4-5* 5*-)
6(23 782(9-/ :,-; -,*-（"#$）［00］
拉—压、拉—拉类型的疲劳实验，鱼眼状裂纹源的位置
应该比旋转弯曲疲劳实验更远离表面，而在整个试样
截面上均匀分布。然而多数实验表明，裂纹源在截面
各个位置上出现的概率并不相同，而是更倾向于在靠
近表面的位置出现［0<］。其中的例外是在 =.,-;-5(
等［0>］的实验中，由于表面硬化层的厚度达到试样直径
的四分之一，因此所有的裂纹起源于靠近试样中心的
部分。这说明表面的作用对裂纹的起源仍有很大的影
响，但是其影响的机理并未有人阐述。
更进一步观察裂纹起源，=.,-;-5(等［0>］发现在夹
杂物的周围往往存在一个与一般裂纹扩展表面特征不
同的“暗区”（"#$，782(9-/ :-,; -,*-），该区的表面要比
（-）"#$外
（-）".24(:* 23* "#$
（?）"#$区
（?）@)4(:* 23* "#$
图 A 鱼眼内部各部分特征（$%=照片）［0>］
%(+1A B787+,-83 7’ :(’’*,*)2 8-,2 7’ 23* ’(43C*D*（$%= 8(92.,*）［0>］
一般的疲劳断裂表面粗糙，见图 !。经历低周疲劳或
高周疲劳发生断裂的试样一般不会表现出这种特征。
另外，一般大的“暗区”对应较长的疲劳寿命。=.,-;-C
5(猜想超高周疲劳行为以及“暗区”的出现与氢的作
用有关，并在随后的文章［!］中给出实验方面的证据，见
下文的阐述。
!"! 疲劳寿命和裂纹扩展特征
如果试样经历 EFG 周次的疲劳实验发生断裂，试
样的尺寸为 EF 55；假设裂纹扩展到 E 55时已消耗了
寿命的绝大部分，裂纹的平均扩展速率约为每周次
F1FE $
H
，已经远远小于晶体晶格的尺度。考虑到裂纹
扩展的早期，裂纹扩展速率要远小于平均速率，因此不
能认为裂纹在每一个循环周期都扩展。在这种情况
下，目前认为存在两种可能的疲劳机制，其一，裂纹萌
生占疲劳寿命的绝大部分；其二，裂纹缓慢且带有间歇
的扩展过程是疲劳寿命的主要组成部分。持第一种观
点的王清远等［0G］通过疲劳裂纹萌生试验、扩展试验和
断口定量分析反推出裂纹的扩展寿命，从而得出超高
周疲劳中裂纹萌生寿命可达到其总寿命的 G!I以上
的结论。=.+3,-?(［0J］假定裂纹的萌生和第!阶段裂纹
的极缓慢扩展过程都是寿命的主要组成部分。当然，
确定裂纹萌生和扩展在疲劳过程中的重要程度还取决
于对二者的定义和分界，而目前对何时从裂纹萌生转
入裂纹扩展的定义还不是很明确。=(//*,等［0K］认为对
此更进一步的认识需要发展微观断裂力学（5(9,742,.9C
2.,* ’,-92.,* 5*93-)(94，=%=）和新的位错理论。
当内部裂纹达到一定尺寸，使得断裂强度因子超
出疲劳裂纹门槛值之后，裂纹将在相对短的时间内扩
展至整个截面而导致试样断裂。这一阶段，裂纹扩展
符合 L-,(4公式所描述的裂纹扩展特征，这里不再赘
述。在裂纹尺寸增加使得应力强度因子达到门槛值之
前，裂纹扩展的主要阶段集中在鱼眼的内部（甚至可以
说是在 "#$内部［KF］），因此研究鱼眼内的裂纹扩展将
有助于理解超高周疲劳的机理［KE］。在鱼眼内部，裂纹
的扩展从断口观测的特征来看仍然可以分为两部分，
即 "#$内部的裂纹扩展和 "#$外的裂纹扩展，其断
面特征的比较如图 A。限于观测手段，目前对鱼眼内
部裂纹起源和扩展特征，包括微观机理、扩展速率尤其
是微观宏观上的控制参量等并不是十分清楚，还需要
进一步的深入研究。
# 相关描述模型
由于对超高周疲劳中裂纹萌生和扩展特征并没有
明确和统一的认识，目前尝试定量描述材料的超高周
疲劳行为的模型很少。这里介绍 =.,-;-5( 等［0>］和
=.+3,-?(［0J］的工作。=.,-;-5( 认为材料内部的缺陷，
包括夹杂和空洞等均可看成是小的裂纹。这样可以用
断裂力学的理论定义一个相应的疲劳门槛值
"! 23 M K1K N EFO K（PQ R E0F）（!"#$"）ESK
式中"! 23单位为 =L-·5ES0，PQ（;+’·55O0）为材料的硬
度，"#$"（#5
0）为相应缺陷在最大拉应力垂直方向上的
投影面积。相应地可以导出高强钢的超高周“疲劳极
限”
第 0A卷第 !期 周承恩等：超高周疲劳研究现状及展望 !0G
!! "
!（#$ % &’(）
（!"#$"）&)*
& + %[ ]’ " （&）
其中!, 单位为 -./，! " &012对应表面夹杂或缺陷，
! " &03* 对应内部的夹杂或缺陷，% 为应力比，以及
"" (0’’* % #$ 4 &(+ 1。实验研究发现该模型用来预
测高强钢的疲劳极限值比实验值偏高 &(5。仔细研
究裂纹源的特征之后发现，将上文提到的“暗区”［’6］考
虑到缺陷尺寸中，将使模型与实验值符合较好。
注意到该模型最初并不是用来研究材料的超高周
疲劳，而是用以研究缺陷和小裂纹行为［2’，22］。将该模
型扩展到超高周疲劳行为研究的可靠性还有待于进一
步的试验工作证实。另外，该模型只将材料的疲劳极
限和缺陷尺寸联系起来，并未给出疲劳寿命与外加应
力之间的关系。王清远等［6］在该模型的基础上进行了
修正
!! "#
（#$ % &’(）
（!"#$"）&)*
& + %[ ]’ " （’）
对 1 种低合金高强度钢，式中# " 20(7 + (0&’·89: & ;
（对内部夹杂或缺陷，& ; 为疲劳寿命）或# " ’067 +
(0&(<·89: & ;（对表面夹杂或缺陷）。这样该模型就可
以用来预测超高周疲劳寿命。以上模型的不足之处在
于缺陷尺寸!"#$"难以预测，虽然 -=>/?/@A等［21］用极
值统计分布给出试样中可能存在的最大缺陷尺寸。另
外，该模型没有仔细考虑其他细微观结构的影响，而是
将其放入硬度 #$或#中统一考虑，这种作法是否具
有代表性还需探讨。而且，模型显然是建立在裂纹扩
展的基础之上，没有充分考虑裂纹萌生在疲劳寿命中
所起的作用。该模型在高强钢之外的其他材料中的适
用性还未被仔细探讨。
-=:B>/CA［’1］仔细研究了从高周疲劳到超高周疲劳
不可逆滑移的变化，并假设 -/DE9DFG9;;AD关系在超高
周疲劳中仍然成立
!$H8
’ "$;I（’& ;）
’
式中$;I为疲劳韧性系数，’ 为疲劳韧性指数［2(］。!$H8
为塑性应变幅值，& ; 为疲劳周次。定义累积不可逆塑
性应变
$A > >H8，J=@，; " ’& ;!$H8 (（!$H8）
其中 (（!$H8）为不可逆循环滑移［23］。由上两式得出
$A > >H8，J=@，; " 1$;I ’’& ’ % &; (（!$H8）
现假定当局部不可逆累积塑性应变达到某一临界
值时材料发生破坏，可以得到描述超高周疲劳寿命的
关系式
&’ % &; (（!$H8）"
$A > >H8，J=@，;
1$;I ’’
" J9DEK （2）
其中的临界值应该和临界表面粗糙度相关，并取决于
（局部）滑移面之间均方根位移的临界值［2*，26］。从本
质上说，该公式只是 -/DE9DFG9;;AD关系的另一种表达，
但重要的是引入了基于微结构的参量，而不仅仅局限
于外加的塑性应变。该公式的进一步应用还需要对 (
与!$H8之间的关系进行仔细的研究，并确定破坏时不
可逆累积塑性应变的临界值。由于缺乏足够的实验数
据，-/DE9DFG9;;AD公式在超高周疲劳阶段的适用性以
及 -=:B>/CA所提理论正确与否还需进行验证。
! 影响因素分析
影响材料疲劳行为的因素很多，包括加载频率、加
载方式、环境影响、载荷特征（载荷谱）、表面状况和温
度等等，以及各因素之间的交互作用，然而在超高周疲
劳中大部分因素还未被深入研究。这里介绍较受关注
的几个基本因素。
!"# 加载频率
由于超声疲劳方法的频率比实际工程应用的频率
范围高出 ’ L 1个量级，超声疲劳实验中频率对实验结
果的影响成了值得关注的问题。频率的改变，将通过
影响循环应力—应变响应、应变局部化、断裂模式而影
响裂纹扩展速率以至于最终改变疲劳寿命［&］。本质上
来说，频率效应是通过应变率的改变体现的。因此，可
以从材料的应力应变响应来获得频率效应的机理。然
而，频率效应也可以通过与其他时间相关因素的交互
作用来影响疲劳损伤行为，这些因素包括腐蚀、蠕变以
及高温下的动态应变时效等等［2<，27］。另外，裂纹尖端
循环塑性应变导致的局部温度上升也会影响到疲劳行
为［1(，1&］。
不同材料对频率以及应变率的敏感程度不同。不
考虑频率与其他因素的交互作用，纯金属在较高的循
环塑性应变下将表现出较强的频率效应，高的频率将
导致较小的应变局部化、低的裂纹扩展速率和增加疲
劳寿命。相应的研究可参见 -/MN> 和 O/A>P［1’］、
-=:B>/CA［12］和 -NADAD:N>等［11］的工作；合金化将引入置
换和固溶原子以及第二相或粒子，并强烈影响位错运
动，从而减小频率变化带来的影响。在较低的循环塑
性应变下（疲劳极限或疲劳门槛值附近），内禀的频率
效应可能减弱或者消失。
与 OGQ和 #GQ相比，超高周疲劳中频率效应有下
降的趋势。近期超高周疲劳频率效应的研究有类似的
观点，但也存在不同的意见。R/?/A等［&3］认为，温度的
影响将使结果与室温下的实验结果不可比较，应采用
通常频率范围来研究超高周疲劳行为；S/KBA/E等［’3］则
认为，在 &(6 以上的疲劳实验中，由于相应的塑性应变
将变得非常小，温度上升引起的效应可以忽略。王清
32( 机 械 强 度 ’((1年
远等［!］测定了强制冷却下超声疲劳实验试样的温度，
发现温度和 ! 以及载荷相关，并且随时间变化，在 "#$
周次左右温度达到最大值（不超过 "##%），随后基本
保持该温度不变。由于试样内部的温度会更高，因此
超高周疲劳带来的温度效应可能会对裂纹的起源有一
定的影响。&’()*+ 等［,-］人的研究结果证实，至少在惰
性气体中，试验频率对裂纹的扩展不起主要作用。./0
1/2(等［3，,$］也认为频率的影响并不显著。总的来说，
在超声疲劳和常规频率的疲劳实验中均发现超高周疲
劳行为，说明频率效应的大小虽然不十分明确，但不会
改变超高周疲劳的本质。
!"# 氢的作用
为了研究氢在超高周疲劳中的影响，并验证 456
是由氢造成的猜想，7/1(8(9:等［,!］采用不同的热处理
工艺
钢结构制作工艺流程车尿素生产工艺流程自动玻璃钢生产工艺2工艺纪律检查制度q345焊接工艺规程
，制出含氢浓度不同的两组试样。实验发现，氢含
量不同，将直接影响裂纹源处夹杂周围 456的形成、
大小以及表面形貌等。氢浓度越低，456将越小。因
此可以认为，456是在被夹杂捕获的氢的参与下，裂
纹缓慢扩展的结果。当 456增大到一定尺寸使得相
应的应力强度因子超过裂纹扩展的门槛值，裂纹的扩
展将不再受氢的影响，而只取决于循环载荷。另外，减
少氢的含量可以减慢 456的长大并增加试样的疲劳
寿命。在同样的氢浓度下，试样的寿命和 456的大小
成正比，这反过来说明在裂纹进入宏观裂纹扩展阶段
之前的扩展是氢的参与造成的。但 4;<:等［="］研究了
456区的大小和试样疲劳寿命的关系，认为二者之间
并无直接关系。由于实验数据的缺乏，现有结果又相
互矛盾，进一步确定氢与循环载荷的相互作用以及
456区的扩展速率是值得研究的内容。
!"$ 加载方式
到目前为止，超高周疲劳研究中多采用两种加载
方式，拉压疲劳和旋转弯曲疲劳，其他加载方式只有为
数不多的报道［,3］。在轴向拉压疲劳中，试样试验段均
承受相同的载荷；而在旋转弯曲疲劳试样中，只有在试
样段近表面部分材料承受最大的载荷。为了描述这种
区别，7/1(8(9:等［-］提出了控制体积（;>)’1>+ ?>+/9@）的
概念。控制体积是指试样实验段中包含潜在的断裂起
源的体积。对拉压疲劳来说，整个试样试验段的任何
位置均可能成为断裂源区，而旋转弯曲疲劳只有在试
样实验段的近表面才有可能。如图 !两种给定尺寸的
试样作比较，定义!A"!# 的区域属于控制体积，其中
!# 为试样截面上的名义应力。" B!C，9:) D!#，!C，9:)是可
能生成裂纹源的最小应力。如果取" B #EF，则拉伸试
样的控制体积是旋转弯曲的 =##倍左右。7/1(8(9:认
为这意味着在一根拉伸压缩试样中找到的最大夹杂对
应着在 =##根旋转弯曲试样中找到的最大夹杂（在控
图 ! 两种试样
&<(G@ ()H I:*@I >C ’J> 8:)HI >C C(’:K/@ IG@;:9@)I
图 3 加载方式和试样尺寸的影响，箭头方向代表试样数增加［-］
.:KE3 &;<@9@):; >C ’<@ :)C+/@);@ >C ’<@ +>(H:)K ’2G@I ()H ’<@ IG@;:9@)
I:*@I，’<@ (11>J 9@()I ’<@ :);1@(I@ :) )/9L@1 >C ’<@ IG@;:9@)I［-］
制体积内）。因此，在等价的应力下，拉压试样将更早
发生断裂，见图 3。./1/2( 等［,$］也研究了相关的尺度
效应。这样，两种试验从加载方式到实验结果都有很
大的差别，从而导致结果的不可比性。当然实际差别
的大小还取决于试样的形状、缺陷分布特点和应力梯
度大小等等。为了增加拉压型和旋转类型疲劳实验结
果的可比性，进行纯弯曲疲劳实验似乎是比较可行的
方法。直到目前还未有纯弯曲超高周疲劳试验方面的
报道。其他一些加载方式的超高周疲劳实验，如三点
弯曲疲劳和复合型的疲劳实验正在开展之中。
!"! 环境效应
腐蚀在许多工程问题中是一个重要因素，如蒸汽
机叶片、船舶以及各种海上结构，同时这些结构的疲劳
设计也在超高周阶段。由于超高周疲劳行为中裂纹源
第 M$卷第 -期 周承恩等：超高周疲劳研究现状及展望 -="
倾向于在试样的内部产生，外部环境对超高周疲劳中
裂纹的萌生和初期扩展的影响可忽略不计。但是，足
够强的腐蚀环境可能会导致试样过早发生失效（产生
和协助表面裂纹的扩展），进而抑制疲劳在超高周阶段
出现。在超声频率下的实验时间大大缩短，进一步减
小了外部环境对超高周疲劳行为的影响。因此，到目
前为止，船舶和海上结构等在腐蚀环境下工作的材料
仍需进行长时间的腐蚀疲劳测试，虽然超声疲劳方法
是一种可能的加速测试方法［!" # $%］。
! 结束语
工程和技术的发展对疲劳设计提出越来越高的要
求，同时，从认识的角度来说，需要深入理解材料疲劳
的本质，这些都要求在超高周疲劳的实验和理论方面
有更进一步的工作。目前已经具备了超高周疲劳研究
的基本手段，包括超声疲劳方法、高分辨的断口观测工
具等，但仍需发展更进一步的方法，如微小裂纹的测
量、小裂纹扩展的连续监测技术等。在已有的工作基
础上，以下几个方面的研究值得关注。
进一步理解疲劳裂纹源从表面转入内部的机制。
裂纹源位置的变化是在载荷降低的过程中，表面裂纹
和内部裂纹产生与扩展的驱动力发生变化的结果。二
者的竞争导致材料疲劳行为随载荷的大小而不同。需
要确定影响裂纹驱动力的细观和微观上的主要因素。
认识在 &’(内裂纹萌生和扩展的细微观过程，包
括材料微结构的影响，局部应力、氢的作用以及各个参
量的交互作用。由于超高周疲劳的主要阶段是在裂纹
的萌生和初期扩展，研究二者在寿命期所占的比重以
及界定二者的范围对材料设计有重要参考意义。
研究在宏观裂纹进入主导之前试样整体的行为。
在 )*+阶段，存在一个疲劳裂纹损伤累积过程，当进
入 ,)*+阶段后，该过程是被削弱或是被完全抑制仍
未见报道。从超高周断口上曾经发现多个鱼眼的情况
看，这一个阶段应该是存在的。但是，随着载荷的降
低，应变将不会在每个晶粒中产生，从而可能导致该过
程更加离散化和局部化。研究从 )*+ 到 ,)*+ 疲劳
损伤累积行为的变化有助于揭示影响裂纹扩展驱动力
的因素。
明确频率作用的大小以及相关的时间效应和应变
率改变带来的影响。考虑到时间和费用的问题，采用
超声疲劳测试方法进行超高周疲劳实验将不可避免，
需要对超声疲劳和较低频率下的工程应用之间的差别
有一个深刻的认识。
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