CC BY
21
УДК 621.7.043
Мезомасштабный уровень усталостного разрушения титанового сплава ВТ22 после радиально-сдвиговой прокатки с последующим старением
1 2 12 А.П. Солдатенков , Е.В. Найденкин , А.А. Шанявский , И.П. Мишин ,
2 2 3 2
А.В. Еремин , А.А. Богданов ' , С.В. Панин
1 Авиарегистр России, а/п Шереметьево, а/я 54, Московская область, 141426, Россия
2 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия
3 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия
На мезомасштабном уровне исследовано и сопоставлено поведение титанового сплава переходного класса ВТ22, подвергнутого радиально-сдвиговой прокатке, при низко- (5 Гц, асимметрия цикла 0.1) и высокочастотном (20 кГц, асимметрия цикла -1.0) нагружении в области напряжений ниже предела текучести материала. Выявлено, что по сравнению с высокочастотным нагружением в области сверхмногоцикловой усталости долговечность материала при низкой частоте нагружения в сопоставимых диапазонах уровня прикладываемых напряжений 950-600 МПа на три порядка ниже. Данный эффект проанализирован фрактографически с оценкой стадийности, длительности роста трещин, оценкой относительного периода роста трещин на стадии формирования усталостных бороздок и на основе анализа петель механического гистерезиса, что позволило утверждать следующее. Низкая циклическая долговечность материала с ультрамелкозернистой структурой связана с его чувствительностью к частоте нагружения. При низкой частоте нагружения в поведении материала решающую роль играют зоны с исчерпанной пластической деформацией в процессе радиально-сдвиговой прокатки, т.к. даже при высоком уровне приложенных напряжений, но ниже предела текучести, сплав не может релаксировать энергию циклического нагружения длительное время, что приводит к быстрому зарождению усталостных трещин.
Ключевые слова: радиально-сдвиговая прокатка, усталость, титан, фрактография, петля гистерезиса, излом, долговечность, масштабные уровни
DOI 10.55652/1683-805X_2022_25_4_70
A mesoscale study of fatigue fracture of near p titanium alloy VT22 after radial shear rolling with subsequent aging
A.P. Soldatenkov1, E.V. Naydenkin2, A.A. Shanyavsky1, I.P. Mishin2, A.V. Eremin2, A.A. Bogdanov2,3, and S.V. Panin2
1 Aviation Register of the Russian Federation, Sheremetyevo Airport, Moscow region, 141426, Russia 2 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 3 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia
In this work the behavior of near p titanium alloy VT22 produced by radial shear rolling is studied and compared at the mesoscale level under low-frequency (5 Hz, stress ratio 0.1) and high-frequency (20 kHz, stress ratio -1.0) loading at stresses below the yield strength of the material. It is found that compared to high-frequency loading in the region of very high cycle fatigue, the fatigue life of the material at low loading frequency in comparable ranges of applied stresses of 950-600 MPa is three orders of magnitude lower. This effect is studied by fractographic analysis with determining the crack growth stages and times and the relative crack growth period at the stage of fatigue striation formation, as well as by analyzing mechanical hysteresis loops. The low cycle fatigue life of an ultrafine-grained material is associated with its sensitivity to loading frequency. The material behavior under low cycle loading is mainly determined by the zones with reduced plasticity, because even at large applied stresses, though below the yield stress, the alloy cannot relax the cyclic loading energy for a long time, which leads to rapid fatigue cracking.
Keywords: radial shear rolling, fatigue, titan, fractography, hysteresis loop, break, fatigue life, mesoscales
© Солдатенков А.П., Найденкин Е.В., Шанявский А.А., Мишин И.П., Еремин А.В., Богданов А.А., Панин С.В., 2022
1. Введение
Титановые сплавы широко используются в промышленности [1-5]. При этом условия их эксплуатации могут разительно отличаться. В частности, для лопаток компрессоров авиационных двигателей, испытывающих высокочастотные колебания, предельное состояние определяется условиями сверхмногоцикловой усталости. Для дисков компрессоров актуальна малоцикловая усталость [6], которая реализуется в условиях числа циклов нагружения менее 50000 [7]. Для изготовления вышеуказанных элементов конструкций широко используются сплавы ВТ3-1 или ВТ8, имеющие смешанный тип двухфазной (а + в) глобулярной или пластинчатой структуры.
Известно, что их поведение характеризует высокая чувствительность к условиям нагружения в эксплуатации, что выражается в формировании при развитии усталостных трещин смешанного типа излома, характеризуемого фасеточным и бороздчатым рельефом [7-14]. Столь выраженное неоднородное развитие разрушения связано с волновым характером пластического деформирования в процессе штамповки дисков. В этом случае в разных волокнах созданной структуры протекают различные по интенсивности процессы как вязкого (с формированием усталостных бороздок), так и хрупкого разрушения (с формированием фасеточного рельефа), что отражает двухфазную структуру данного сплава [7].
Высокопрочный титановый сплав ВТ22 также широко используется в авиационных конструкциях, в частности для изготовления стоек шасси самолетов [15-17]. Предельное состояние в условиях эксплуатации может быть достигнуто как по критерию сверхмногоцикловой усталости, так и по критерию малой долговечности в области напряжений несколько ниже или вблизи предела упругости. В связи с этим ранее были проведены его исследования в области сверхмногоцикловой усталости. Однако в этом случае диагностика трещин невозможна, т.к. они зарождаются под поверхностью и основной рост усталостной трещины соответствует этапу до ее выхода на поверхность [18]. В этом случае нагружение реализуется при низкой амплитуде напряжений и высокой частоте приложения нагрузки 20 кГц. В отличие от двухфазных сплавов ВТ3-1 или ВТ8 для сплава ВТ22 характерна псевдо-в структура (переходного класса), что меняет характер его деформационного поведения при циклическом нагружении как
в области сверхмногоцикловой и многоцикловой усталости, так и малоцикловой усталости, т. е. при напряжении выше предела текучести материала.
Вместе с тем в зависимости от условий нагру-жения наступление предельного состояния для элемента конструкции, в частности стоек шасси, может быть связано с низкой частотой нагруже-ния и высоким уровнем прикладываемых нагрузок. В этом случае штампованное изделие из данного сплава может проявлять чувствительность к условиям нагружения, что приводит к резкому снижению его долговечности [7, 12, 19].
Использование прогрессивных производственных технологий деформирования титанового сплава ВТ22 позволило существенно увеличить его механические характеристики [20, 21]. Так, например, достигнуто существенное увеличение пределов прочности и текучести материала, что актуально для использования указанного сплава в авиационной технике, в частности в стойках шасси самолетов, испытывающих высокий уровень прикладываемых нагрузок при низкой частоте на-гружения.
В последние годы были проведены многочисленные исследования усталостных характеристик титановых сплавов с различной структурой, преимущественно в области многоцикловой или сверхмногоцикловой усталости [22-31]. Вместе с тем практически отсутствуют работы по изучению малоцикловой усталости и разрушения этих сплавов, что также является важным для их практического использования. В связи с вышеизложенным в работе проведен анализ влияния циклической нагрузки на сопротивление усталостному разрушению титанового сплава переходного класса ВТ22, в котором ультрамелкозернистая структура была сформирована методом радиально-сдвиговой прокатки с последующим старением.
2. Материал и методы исследования
Исследования проведены на титановом сплаве переходного класса ВТ22 (Ть5Л1-5У-5Мо-1Сг-1Бе) с химическим составом: Ti-4.74A1-5.57Mo-5.04У-0.81Сг-0.98Бе, вес. %. Радиально-сдвиго-вую прокатку исходного прутка сплава ВТ22 диаметром 40 мм проводили на министане винтовой прокатки 14-40 в интервале температур 850750 °С. Данный сплав имеет температуру полного полиморфного превращения (1хап8ш) около 860 °С [1]. Таким образом, вся деформационно-
Рис. 1. Геометрия образцов для проведения испытаний на растяжение и усталость, а также схема вырезки образцов из прокатанного прутка
термическая обработка проводилась в a-ß-облас-ти. В результате радиально-сдвиговой прокатки диаметр конечного сечения прутка составил
17 мм, а общий коэффициент вытяжки--3.6
(истинная логарифмическая деформация e ~ 1.3). Термическую обработку (старение) полученного методом радиально-сдвиговой прокатки прутка проводили в воздушной печи SNOL-16251/11 при температуре 450 °C в течение 5 ч.
Для оценки деформационно-прочностных характеристик исследуемого сплава ВТ22 после ра-диально-сдвиговой прокатки и старения были проведены испытания на растяжение на электромеханической машине Instron 5518. Использовали плоские образцы (рис. 1). Условия испытаний: комнатная температура, скорость перемещения подвижного захвата 1 мм/мин.
Испытания на циклическое растяжение проводили с использованием сервогидравлической испытательной машины BISS UTM 150 kN в режиме контроля прикладываемой нагрузки (мягкий режим) с асимметрией цикла R = 0.1 при частоте нагружения 5 Гц. Уровень максимального напряжения в цикле изменяли в диапазоне от 600 до 1200 МПа. Для более подробной характеризации процессов разрушения использовали метод корреляции цифровых изображений, который позволяет определять перемещения и деформации на поверхности образца. Для реализации данного метода на образце при помощи двух аэрозольных баллонов с белой и черной акриловой краской формировали картину спекла; он представлял собой черные «пятна» случайной формы и размера (преимущественно округлые), расположенные на белом матовом фоне. Изображения поверхности образца фотографировали с определенными временными интервалами. Для оценки параметров петель механического гистерезиса запись изобра-
жений производили в рамках одного полного цикла нагружения, т.е. от минимальной нагрузки до максимальной и снова до минимальной. В течение таких измерительных циклов регистрировали 20 фотографий, частота нагружения при этом уменьшалась до 0.05 Гц.
Периодичность регистрации данных имела следующий вид:
- от 0 до 20 циклов: расчет петли на каждом цикле;
- от 20 до 100 циклов: расчет петли через каждые 10 циклов;
- от 100 до 2000 циклов: расчет петли каждые 100 циклов;
- от 2000 циклов вплоть до разрушения: расчет петли через каждые 1000 циклов.
Фрактографическое исследование испытанных образцов проводили с использованием растрового электронного микроскопа Zeiss EVO 40. По шагу измеренных бороздок в соответствии с методикой [9, 15] проводили оценку периода роста трещины Np по формуле
k Ka
p ^ я 1=1
где Aai = ai - ai-1, ai и ai-1 — длины трещины, при которых были проведены измерения шага усталостных бороздок 8г- и 8м соответственно; k — количество измерений шага бороздок.
В ходе фрактографического анализа было выполнено измерение площади излома, в пределах которого происходило усталостное распространение трещины. По полученным конфигурациям трещины (рис. 2) была проведена оценка величины коэффициента интенсивности напряжений,
Рис. 2. Схемы фронта угловой в форме четверти эллипса (а) и поверхностной полуэллиптической трещины, соответствующей переходу к долому образца, для оценки величины коэффициента интенсивности напряжений (б) [32]
K _ oyfnb F f b b a
1 _ e(k) s la"' 7' W'ф
(i)
- ï-U.-ft).' fc-, >
■. . ■ ^ ■ /й^
Ш Шк Ks Шт -
' ■ " ■ ; : - л
Рис. 3. Микроструктура сплава ВТ22 после радиально-сдвиговой прокатки и последующего старения при 450 °С в течение 5 ч: растровая микроскопия (а); светлопольное (б) и темнопольное изображения (в), полученные методом просвечивающей электронной микроскопии
соответствующей переходу к долому образца, согласно формулам, приведенным в [32]:
сУ/ПЬ _ (Ь Ь
К1 КI -, 7, Ф
а 7
где Fc и Fs — поправочные функции для угловой трещины в форме четверти эллипса и поверхностной полуэллиптической трещины (рис. 2) соответственно; E(k) — полный эллиптический интеграл второго рода.
3. Результаты
Исследования структуры с использованием растрового электронного микроскопа показали, что сформированная методом радиально-сдвиго-вой прокатки и последующего старения структура однородна по сечению прутка и представляет собой трансформированную ß-матрицу с вытянутыми частицами первичной a-фазы размером 0.51.5 мкм и выделениями высокодисперсной вторичной а(а")-фазы (рис. 3, а). Исследования микроструктуры методом просвечивающей электронной микроскопии показали, что в сплаве формируется развитая зеренно-субзеренная структура со средним размером субзерен 0.7 мкм (рис. 3, б). В объеме наблюдаются зерна a-фазы, средний размер которых составляет 0.55 мкм. В результате старения внутри деформированных ß-зерен образуется мартенситная тонкоигольчатая структура а"-фазы (рис. 3, в). Таким образом, структура сплава представляет собой мартенситную матрицу с мелкодисперсными включениями частиц a- и а"-фаз. При этом, по данным работы [21], сплав содержит примерно равное соотношение a- и ß-фаз (52 и 48 % соответственно). Формирование такой структуры приводит к существенному повышению прочностных характеристик сплава ВТ22 (табл. 1).
Результаты усталостных испытаний приведены на рис. 4 совместно с данными ранее проведенных исследований усталостного поведения сплава ВТ22 после радиально-сдвиговой прокатки с последующим отжигом при высокочастотном нагружении [18]. Видно, что в случае низкочастотных испытаний во всем исследованном
Таблица 1. Механические характеристики сплава ВТ22 после радиально-сдвиговой прокатки и старения
E ( k )
об, S,
МПа МПа % ГПа
Радиально-сдвиговая
прокатка + старение 1700 1600 3 4.9
450 °С, 5 ч
1200
^ 1000
§
& 800 600
ю3 ю4 ю5 ю6 ю7 ю8 ю9
Л^, цикл
Рис. 4. Кривые усталости исследуемого сплава ВТ22 при низко- (5 Гц) и высокочастотном (20 кГц) нагру-жении
диапазоне нагрузок усталостная долговечность (в полулогарифмических координатах) меняется практически линейно по мере увеличения приложенной нагрузки. Она выше по сравнению с долговечностью материала при традиционной термомеханической обработке [33].
Пример циклов нагрузки-разгрузки на первом цикле испытаний для различных образцов приведен на рис. 5. По причине высокой прочности и малой пластичности образцов из сплава ВТ22 после радиально-сдвиговой прокатки и старения приведенные петли вырождаются в прямые линии, поскольку полуцикл нагрузки и разгрузки проходят по одной траектории. В этом случае измеряемая величина площади стремится к нулевому значению. Однако по данным регистрации петель можно выделить секущий £8ес и динамический Еуп модули. Первый определяется как тан-
о —I-1-1-1-1-1—
0.000 0.004 0.008
Относительное удлинение
Рис. 5. Вид петель механического гистерезиса для разного уровня максимальной нагрузки в цикле
генс угла наклона линии, проходящей из нуля системы координат до точки максимума в петле гистерезиса, а второй — из точки минимума в точку максимума [34].
Анализ характера изменения секущего и динамического модулей показывает (рис. 6, 7), что диапазон изменения используемых параметров в течение испытания очень мал и составляет несколько процентов в некоторых случаях, а в подавляющем большинстве — менее процента. Наиболее значительные изменения, произошедшие на первых циклах, связаны с приработкой и дополнительным обжатием образца клиновидными губками гидравлических захватов.
Можно утверждать, что испытание не сопровождалось существенным изменением жесткости образца. В первую очередь это связано с его низкой пластичностью. Мелкие повреждения не оказали влияние на интегральные свойства и не отра-
Рис. 6. Зависимость нормированного секущего модуля от числа циклов наработки в линейных и полулогарифмических координатах
Рис. 7. Зависимость нормированного динамического модуля от числа циклов наработки в линейных и полулогарифмических координатах
жались в появлении локализации деформаций на поверхности образцов. Однако появление любого достаточно крупного повреждения приводит к его достаточно быстрому развитию и финальному разрушению. Из-за выбранной периодичности фотографирования этот процесс не попадал на кадры.
Таким образом, использование аппарата анализа петель гистерезиса для образцов сплава ВТ22 после радиально-сдвиговой прокатки и старения не позволило в явном виде выявить влияние максимального напряжения в цикле на стадийность зарождения и распространения трещины. По этой причине далее проведен подробный фрактографический анализ испытанных образцов.
Фрактографическое исследование показало, что развитие трещины характеризуется несколькими этапами в соответствии с формированием последовательно сменяющих друг друга элементов рельефа. Они образуют последовательно три зоны (рис. 8). Разрушение образцов происходило преимущественно от угла сечения образца с формированием сосредоточенного очага (рис. 9). Начальный участок роста трещины имеет форму в виде четверти либо половины эллипса (рис. 8,
зона 1). На небольшом расстоянии от угла сечения по излому образца сформирован «волокнистый» рельеф, у которого расходящиеся пучки «волокон» ориентированы в направлении развития трещины. Поверхность разрушения сильно повреждена в результате контакта с ответной частью излома в процессе распространения усталостной трещины (рис. 10). Из-за повреждения поверхности разрушения на начальном этапе роста трещины детали ее рельефа не могли быть выявлены при большом увеличении электронного микроскопа.
На отдельных участках поверхности начального этапа развития разрушения видны границы фронта трещины, которые образованы в результате перехода от одной группы элементов рельефа упрочненного материала к другой. Связь указанных границ фронта трещины с границами деформированных блоков двухфазовых структур материала не выявлена, т.к. границы характеризуют положение фронта трещины, имеющего уголковую форму, что соответствует смене напряженного состояния материала, а не переходу от одной группы структурных элементов к другой. Далее,
Рис. 8. Схемы последовательно сформированных зон, отличающихся морфологией рельефа в каждой зоне и формой зоны начального роста трещины 1 в виде угловой в форме четверти эллипса (а) и половины эллипса (б)
Рис. 9. Зоны усталостного развития трещины с вынесенными видами очаговой области в образцах, испытанных при ошах = 650 (а), 900 (б), 1200 МПа (в)
по мере роста трещины сформирован сглаженный рельеф также частично замятого излома, на котором просматриваются отдельные ступеньки и волнистый рельеф без признаков формирования усталостных бороздок. Это позволяет полагать,
что они не были сформированы в изломе в процессе роста усталостной трещины, по крайней мере, на этом этапе разрушения.
Следующий этап распространения трещины (рис. 8, зона 2) характеризует сглаженный рельеф
Рис. 10. Волокнистый рельеф излома на начальном этапе роста усталостной трещины около очага разрушения в образцах, разрушенных при ошах = 700 (а), 900 МПа (б). Стрелками на (б) указан очаг разрушения
с ориентированными разрозненными сдвиговыми ямками (рис. 11, а, б). Они не отражают переход к ускоренному росту трещины, поскольку доминирует рельеф стабильного роста трещины, на котором выявлены ступеньки сдвига, а также сглаженный невыразительный рельеф, который также характеризует повреждение поверхности разрушения в результате контактного взаимодействия ответных частей излома в процессе роста трещины (рис. 11, в). На заключительном этапе стабильного роста трещины (рис. 8, зона 2) в изломе выявляются усталостные бороздки (рис. 12), шаг которых для всех исследованных образцов варьируется в диапазоне от 80 до ~300 нм.
Заключительный этап стабильного развития усталостной трещины характеризуется появлением на изломе мелких ямок с растрескиванием материала, что указывает на переход к ускоренному росту трещины с резким увеличением площади ямочного рельефа при незначительном увеличении длины трещины. В зоне окончательного разрушения (рис. 8, зона 3) сформирован ямочный рельеф с выраженными границами блочной структуры в виде вихрей (рис. 13), что отражает результат деформирования материала и создание в нем неоднородных деформированных элемен-
Рис. 11. Зоны сглаженного рельефа с ориентированными сдвиговыми ямками в образцах, испытанных при ошах = 650 (а), 950 МПа (б), и область излома со ступеньками сдвига и волнистым рельефом (в)
тов. Выявленные элементы рельефа указывают на то, что в материале имеются вытянутые колонии а-фазы, вдоль которых происходит либо формирование вытянутых ямок, либо сдвиговое разрушение с формированием каскада ступенек (рис. 13, в).
Обращает внимание на себя выраженное формирование развитых скосов от пластической деформации (см. рис. 9). Они образованы равномерным ямочным рельефом с разным размером неглубоких ямок (рис. 14). Анализ указанного рельефа в режиме обратно-рассеянных электронов ^ВББ) показал, что сама ямка сформирована вокруг расколотой а-фазы, а тонкие стенки ямок представляют собой пластическое деформирова-
Рис. 12. Усталостные бороздки, наблюдаемые в изломах на заключительном этапе стабильного роста трещины, для образцов, испытанных при ошах = 600 (а) и 1000 МПа (б)
Рис. 13. Ямочный рельеф излома в зоне окончательного разрушения образцов, испытанных при ошах = 800 (а-в) и 1000 МПа (г). Стрелками на (а, б) указаны вихри внутри блоков структурных элементов, образованных при механотер-мической обработке сплава
Рис. 14. Ямочный рельеф (плоские неглубокие ямки), сформированный по скосам от пластической деформации, во вторичных (а) и обратно-рассеянных электронах (б) для образца, испытанного при ошах = 950 МПа
Рис. 15. Зависимости шага усталостных бороздок 5 и периода роста трещины N от ее глубины Ь вплоть до перехода к нестабильному росту трещины, построенные для образцов, испытанных при атах = 650 (а) и 1000 МПа (б)
ние до разрушения прослоек Р-фазы вокруг а-фа-зы (рис. 14). Этот вывод следует из анализа рельефа излома в двухфазовых титановых сплавах, у которых различие в фазовом контрасте связано с различием в типе кристаллической решетки а- и Р-фазы.
В результате измерения шага усталостных бороздок для всех образцов была проведена оценка периода роста усталостной трещины (рис. 15). Установлено, что максимальная длина усталостной трещины не превышает 0.65 мм, а шаг усталостных бороздок не превышает 0.3 мкм.
4. Анализ результатов и обсуждение
Общей закономерностью в начальном развитии трещины является развитие трещины от угла сечения образца или в непосредственной близости к углу вдоль большей стороны сечения. Несмотря на реализованные различия, заключающиеся в форме фронта начального развития трещины (четверть или половина эллипса), общее развитие трещины можно охарактеризовать как угловую эллиптическую трещину. Исключение составляет образец, испытанный при атах = 800 МПа, в котором трещина зародилась с поверхности в центре большей стороны сечения и развивалась с формированием полуэллиптического фронта. Особенностью начального усталостного разрушения образца при уровне напряжения 1200 МПа является формирование двух близко расположенных трещин, распространявшихся без объединения вплоть до стадии долома образца.
Измерения длины трещины в направлении ее роста выявили отсутствие какой-либо закономерности от уровня напряжения или реализованной долговечности (рис. 16). Это, наиболее вероятно,
связано с проявлением чувствительности структурного состояния образца по отношению к уровню напряжения при низкочастотном нагружении, что является следствием создания внутри материала неоднородного поля остаточных напряжений (в результате упрочняющей обработки радиально-сдвиговой прокаткой с последующим старением). Это обстоятельство отражается на величине длины трещины. Указанное заключение также хорошо согласуется с данными оценки динамического и секущего модулей по данным петель механического гистерезиса (рис. 6, 7).
Анализ величины шага усталостных бороздок показал, что при развитии трещины его величина незначительно меняется с увеличением длины трещины и не превышает 300 нм при всех режимах испытаний. Это указывает на то, что распространение трещины на стадии формирования бороздчатого рельефа происходит с практически одинаковой скоростью во всем исследованном диапазоне напряжений.
Рис. 16. Максимальная длина усталостной трещины в направлении роста в зависимости от относительного периода ее распространения для сплава ВТ22 при низкочастотном нагружении
Рис. 17. Величина коэффициента интенсивности напряжений при переходе к стадии статического доло-ма образца в зависимости от реализованной долговечности образца
Рис. 18. Зависимость доли периода роста трещины Щр/Щ от общей долговечности образцов, испытанных при низкой частоте нагружения
Выполненная оценка величины коэффициента интенсивности напряжений, соответствующего переходу к статическому долому образца, показала, что его значения находятся в интервале между
1/2
15 и 25 МПа • м . Монотонной зависимости величины коэффициента интенсивности напряжений от уровня прикладываемого напряжения или долговечности не выявлено (рис. 17). Следует отметить, что наблюдаемые значения коэффициента интенсивности напряжений в целом характерны для данного сплава, в том числе в крупнозернистом состоянии [35].
Выполненные измерения шага усталостных бороздок позволили оценить долю периода роста трещины в общей долговечности образца Щ/Щ (рис. 18). Оказалось, что с увеличением долговечности образца происходит уменьшение относительного периода роста трещины. Закон изменения данной зависимости можно в целом охарактеризовать как гиперболический.
Несмотря на возрастание долговечности сплава при низко- и высокочастотном нагружении материала, период роста трещины при низкочастотном нагружении, оцененный по шагу усталостных бороздок, не реализуется в полной мере. Для неупрочненного титанового сплава максимальный шаг бороздок может достигать нескольких микрометров при низкочастотном нагружении [36]. В исследованном случае шаг бороздок более 0.3 мкм не был достигнут. Именно поэтому период роста трещины не был реализован в полной мере, как это свойственно титановым сплавам. Возможно, что упрочненный материал не обладает достаточной пластичностью, чтобы реализовать весь диапазон скоростей роста трещины, присущий титановым сплавам. На этот факт ука-
зывает отсутствие связи между длиной трещины и величиной относительного периода роста трещины (см. рис. 16).
Аналогичное влияние частоты нагружения на долговечность выявлено в титановом сплаве Ть 6Л1-4У при испытании круглых образцов с частотой 120 Гц, 600 Гц и 20 кГц [37]. Переход от частоты 20 кГц к частоте 120 Гц сопровождался снижением долговечности почти на два порядка при одновременном снижении предела усталости металла. Этот результат авторы цитируемой работы связали с низкими прочностными характеристиками материала (о0.2 = 866 МПа, оВ = 906 МПа).
В случае упрочненного материала (радиально-сдвиговая прокатка + старение) решающую роль в зарождении трещины играют те дислокационные структуры, формирование которых затруднено барьерами уже существующих блоков дислокаций после предварительной интенсивной пластической деформации. При высокой частоте нагружения (20 кГц) подвижность дислокаций при накоплении энергии циклического нагружения сильно ограничена, т.к. они не успевают за один цикл нагружения переместиться на то же расстояние, что при существенно меньшей частоте на-гружения. Поэтому при высокой частоте нагру-жения критическая плотность дислокаций на момент зарождения трещины достигается значительно позже, чем при низкой частоте.
Следует также дополнительно учесть и принципиальное различие в механизмах зарождения усталостных трещин. При зарождении трещины под поверхностью (частота 20 кГц) в накоплении повреждений играют решающую роль диполи частичных дисклинаций [36]. Это приводит к созданию наноструктур в очаговой зоне и далее к формированию сферических частиц. Они сущест-
венно влияют на длительный период начального разрушения материала в очаговой зоне в связи с существованием контактного взаимодействия берегов трещины, что увеличивает долговечность материала на стадии формирования очаговой зоны [18].
В случае испытаний с низкой частотой нагружения зарождение трещины происходит с поверхности на мезоскопическом масштабом уровне в полосовой дислокационной структуре [36]. Движение дислокаций, приводящее к созданию такой структуры при циклическом нагружении, не требует формирования начальной зоны зарождения трещины длительное время, поскольку указанная структура уже создана в процессе механо-термической обработки сплава. Трещина начинает распространяться, пересекая стенки полосовой дислокационной структуры, а контактное взаимодействие берегов трещины при асимметрии цикла R = 0.1 пренебрежимо мало. Оно возникает уже после того, как поверхность трещины уже сформирована. Учитывая тот факт, что скорость роста трещины в очаге разрушения составляет 10-910-10 мм/цикл, то продвижение трещины всего на 10 мкм может давать различие в долговечности 107-108 циклов.
5. Выводы
Выявлены закономерности и последовательность возникновения механизмов усталостного разрушения титанового сплава ВТ22 после ради-ально-сдвиговой прокатки с последующим старением при низкочастотном нагружении.
Показано, что в случае низкочастотных испытаний (до 5 Гц) во всем исследованном диапазоне нагрузок (600-1200 МПа) на мезоскопическом масштабном уровне усталостная долговечность в полулогарифмических координатах меняется практически линейно по мере увеличения приложенной нагрузки. Использование аппарата анализа петель гистерезиса для образцов сплава ВТ22 после радиально-сдвиговой прокатки не позволило в явном виде выявить влияние максимального напряжения в цикле на стадийность зарождения и распространения трещины.
Развитие трещины происходит с формированием сосредоточенного очага усталостной трещины и образованием сглаженного волнистого рельефа начального этапа развития трещины при отсутствии усталостных бороздок, которые типичны для данного сплава в исходном состоянии.
Анализ рельефа изломов показал, что в исследуемом упрочненном состоянии титановый сплав ВТ22 обладает структурой с низким сопротивлением росту усталостной трещины. Однако по реализуемой долговечности материал демонстрирует высокие значения в сравнении с традиционной обработкой сплава, что позволяет рекомендовать его использование в силовых элементах конструкций при низкочастотном циклическом нагружении по критерию безопасного ресурса.
Сопоставление поведения упрочненного титанового сплава ВТ22 на мезомасштабном и микроскопическом уровне показывает, что наибольшей эффективностью в повышении долговечности сплава обладает область сверхмногоцикловой усталости. Создаваемая при механотермической обработке материала дислокационная структура при низкочастотном нагружении оказывает меньшее сопротивление накоплению дислокаций на стадии зарождения трещины, чем при высокочастотном нагружении, что и является причиной существенного различия в долговечности материала при разной частоте нагружения.
На мезоскопическом масштабном уровне исчерпание пластической деформации при предварительной механотермической обработке снижает сопротивление материала процессу накопления повреждений на стадии зарождения трещин, что даже при снижении скорости роста трещин, которая не превысила 0.3 мкм/цикл, не оказывает существенного влияния на повышение общей долговечности сплава.
Благодарности
Исследования выполнены за счет гранта Российского научного фонда № 19-19-00033 и в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, тема номер FWRW-2021-0010.
Литература
1. Ильин А.А., Колачев Б.А., Полькин И.С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства: Справочник. - М.: ВИЛС-МАТИ, 2009.
2. Moiseyev V.N. Titanium Alloys. Russian Aircraft and Aerospace Applications. - New York: CRC Press, 2005.
3. Boyer R.R. An overview on the use of titanium in the aerospace industry // Mater. Sci. Eng. A. - 1996. -V. 213. - No. 1-2. - P. 103-114. - https://doi.org/10. 1016/0921-5093(96)10233-1
4. Williams J.C., Starke E.A., Jr. Progress in structural materials for aerospace systems // Acta Mater. -
2003. - V. 51. - P. 5775-5799. - https://doi.org/10. 1016/j.actamat.2003.08.023
5. Boyer R.R., Briggs R.D. The use of P titanium alloys in the aerospace industry // J. Mater. Eng. Perform. -2005. - V. 14. - No. 6. - P. 681-685. - https://doi.org/ 10.1361/105994905x75448
6. Биргер И.А., Мавлютов Р.Р. Сопротивление материалов: Учебное пособие. - М.: Наука, 1986.
7. Shanyavskiy A.A., Soldatenkov A.P., Nikitin A.D. Effect of wave process of plastic deformation at forging on the fatigue fracture mechanism of titanium compressor disks of gas turbine engine // Materials. -2021. - V. 14. - No. 8. - P. 1851. - https://doi.org/10. 3390/ma14081851
8. Shanyavskiy A.A., Stepanov N.V. Fractographic analysis of fatigue crack growth in engine compressor disks of Ti-6Al-3Mo-2Cr titanium alloy // Fatig. Fract. Eng. Mater. Struct. - 1995. - V. 18. - P. 539-550. -https://doi.org/10.1111/j.1460-2695.1995.tb01416.x
9. Shanyavskiy A.A., Losev A.I. Fatigue crack growth in aeroengine compressor disks made from titanium alloy // Fatig. Fract. Eng. Mater. Struct. - 1999. -V. 22. - No. 11. - P. 949-966. - https://doi.org/10. 1046/j.1460-2695.1999.00241.x
10. Shanyavskiy A.A., Losev A.I., Banov M.D. Development of fatigue cracking in aircraft engine compressor disks of titanium alloy Ti-6Al-3Mo-2Cr // Fatig. Fract. Eng. Mater. Struct. - 1998. - V. 21. - P. 297-313. -https://doi.org/10.1046/j.1460-2695.1998.00021.x
11. Pilchak A.L., Williams J.C. Observations of facet formation in near-a titanium and comments on the role of hydrogen // Metall. Mater. Trans. A - 2010. - V. 42. -No. 4. - P. 1000-1027. - https://doi.org/10.1007/ s11661-010-0507-9
12. Bache M. A review of dwell sensitive fatigue in titanium alloys: The role of microstructure, texture and operating conditions // Int. J. Fatigue. - 2003. - V. 25. -No. 9-11. - P. 1079-1087. - https://doi.org/10.1016/ s0142-1123(03)00145-2
13. PilchakA.L. Fatigue crack growth rates in alpha titanium: Faceted vs. striation growth // Scripta Mater. -2013. - V. 68. - No. 5. - P. 277-280. - https://doi.org/ 10.1016/j.scriptamat.2012.10.041
14. Uta E., Gey N., Bocher P., Humbert M., Gilgert J. Texture heterogeneities in ap/as titanium forging analysed by EBSD-relation to fatigue crack propagation // J. Microscopy. - 2009. - V. 233. - No. 3. - P. 451459. - https://doi.org/10.1111/j.1365-2818.2009.03141.x
15. Шанявский А.А. Безопасное усталостное разрушение элементов авиаконструкций: Синергетика в инженерных приложениях. - Уфа: Монография, 2003.
16. Cotton J.D., Briggs R.D., Boyer R.R., Tamirisakanda-la S., Russo P., Shchetnikov N., Fanning J.C. State of the art in beta titanium alloys for airframe applications // JOM. - 2015. - V. 67. - No. 6. - P. 1281-1303. -https://doi.org/10.1007/s11837-015-1442-4
17. Kolli R., Devaraj A. A review of metastable beta titanium alloys // Metals. - 2018. - V. 8. - No. 7. -P. 506. - https://doi.org/10.3390/met8070506
18. Найденкин Е.В., Солдатенков А.П., Мишин И.П., Оборин В.А., Шанявский А.А. Закономерности сверхмногоциклового усталостного разрушения титанового сплава ВТ22 // Физ. мезомех. - 2021. -Т. 24. - № 2. - С. 23-33. - https://doi.org/10.24412/ 1683-805X-2021-2-23-33
19. Shlyannikov V., Ishtyryakov I., Tumanov A. Characterization of the nonlinear fracture resistance parameters for an aviation GTE turbine disc // Fatig. Fract. Eng. Mater. Struct. - 2020. - V. 43. - No. 8. - P. 16861702. - https://doi.org/10.1111/ffe.13188
20. Naydenkin E.V., Ratochka I.V., Mishin I.P., Ly-kova O.N. Evolution of the structural-phase state of a VT22 titanium alloy during radial shear rolling and subsequent aging // Russ. Phys. J. - 2015. - V. 58. -P. 1068-1073.
21. Naydenkin E.V., Mishin I.P., Ratochka I.V., Lyko-va O.N., Zabudchenko O.V. The effect of alpha-case formation on plastic deformation and fracture of near P titanium alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. -V. 769. - P. 138495.
22. Wu G.Q., Shi C.L., Sha W., Sha A.X., Jiang H.R. Microstructure and high cycle fatigue fracture surface of a Ti-5 Al-5Mo-5 V-1 Cr-1 Fe titanium alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2013. - V. 575. - P. 111-118.
23. Szczepanski C.J., Jha S.K., Larsen J.M., Jones J.W. Microstructural influences on very-high-cycle fatigue-crack initiation in Ti 6246 // Metall. Mater. Trans. A. - 2008. - V. 39(12). - P. 2841-2851.
24. Shi X., Zeng W., Xue S., Jia Z. The crack initiation behavior and the fatigue limit of Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe titanium alloy with basket-weave microstructure // J. Alloys Compd. - 2015. - V. 631. - P. 340-349.
25. Huang C., Zhao Y., Xin S., Tan C., Zhou W., Li Q., Zeng W. High cycle fatigue behavior of Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr titanium alloy with lamellar microstructure // Mater. Sci. Eng. A. - 2017. - V. 682. - P. 107116.
26. Gao T., Xue H., Sun Z., Retraint D. Investigation of crack initiation mechanism of a precipitation hardened TC11 titanium alloy under very high cycle fatigue loading // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 776. -P. 138989. - https://doi.org/10.1016/j.msea.2020.138989
27. Li W., Li M., Sun R., Xing X.X., Wang P., Sakai T. Faceted crack induced failure behavior and micro-crack growth based strength evaluation of titanium alloys under very high cycle fatigue // Int. J. Fatigue. -2020. - V. 131. - P. 105369. - https://doi.org/10. 1016/j.ijfatigue.2019.105369
28. Crupi V., Epasto G., Guglielmino E., Squillace A. Influence of microstructure [alpha + beta and beta] on very high cycle fatigue behaviour of Ti-6Al-4V alloy // Int. J. Fatigue. - 2017. - V. 95. - P. 64-75. - https:// doi.org/10.1016/j.ijfatigue.2016.10.002
29. LiuX.L., Sun C.Q., Hong Y.S. Effects of stress ratio on high-cycle and very-high-cycle fatigue behavior of a Ti-6Al-4V alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2015. -V. 622. - P. 228-235. - https://doi.org/10.1016/j. msea.2014.09.115
30. Zhi Y.H., Han Q.L., Hao M.W., Wagner D., KhanM.K., Wang Q.Y. Effect of stress ratio on VHCF behavior for a compressor blade titanium alloy // Int. J. Fatigue. - 2016. - V. 93. - P. 232-237. - https:// doi.org/10.1016/j.ijfatigue.2016.05.004
31. Liu H.Q., Wang H.M., Huang Z.Y., Wang Q.Y, Chen Q. Comparative study of very high cycle tensile and torsional fatigue in TC17 titanium alloy // Int. J. Fatigue. - 2020. - V. 139. - P. 105720. - https://doi. org/10.1016/j.ijfatigue.2020.105720
32. Справочник по коэффициентам интенсивности напряжений. Т. 2 / Под ред. Ю. Мураками. - М.: Мир, 1990.
33. Магниевые и титановые сплавы. Т. 5. Авиационные материалы: Справочник / Под ред. А.Т. Туманова. - М.: ВИАМ, 1973.
34. Berer M., Major Z., Pinter G., Constantinescu D., Marsavina L. Investigation of the dynamic mechanical behavior of polyetheretherketone (PEEK) in the high stress tensile regime // Mech. Time-Depend. Mater. -2013. - V. 18. - https://doi.org/10.1007/s11043-013-9211-7
35. Boitsov B.V., Cusenkov A.A., Ponomarev A.S., Petu-khov Yu. V. Cyclic crack resistance of VT22 titanium alloy // Strength Mater. - 1985. - V. 17. - P. 901904. - https://doi.org/10.1007/BF01528458
36. Шанявский А.А., Никитин А.Д., Солдатенков А.П. Сверхмногоцикловая усталость металлов. Синергетика и физическая мезомеханика. - М.: ФИЗМАТЛИТ, 2022.
37. Takeuchi E., Furuya Y., Nagashima N., Matsuoka S. The effect of frequency on the giga-cycle fatigue properties of a Ti-6Al-4V alloy // Fatig. Fract. Eng. Mater. Struct. - 2008. - V. 31. - No. 7. - P. 599-605. -https://doi.org/10.1111/j.1460-2695.2008.01257.x
Поступила в редакцию 26.05.2022 г., после доработки 11.07.2022 г., принята к публикации 12.07.2022 г.
Сведения об авторах
Солдатенков Алексей Павлович, нач. сект. Авиарегистр России, 106otde1@mai1.ru Найденкин Евгений Владимирович, д.ф.-м.н., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, nev@ispms.ru Шанявский Андрей Андреевич, д.т.н., проф., нач. отд. Авиарегистр России, 106otde1@mai1.ru Мишин Иван Петрович, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, mishinv1@yandex.ru Еремин Александр Вячеславович, к.т.н., мнс ИФПМ СО РАН, ave@ispms.ru Богданов Алексей Алексеевич, инж. ИФПМ СО РАН, асп. ТПУ, ispmsbogdanov@mai1.ru Панин Сергей Викторович, д.т.н., проф. РАН, зав. лаб. ИФПМ СО РАН, svp@ispms.ru
