CC BY
88
НАУЧНЫЙ ВЕСТНИК МГТУ ГА серия Эксплуатация воздушного транспорта
УДК 629.735.084
СИНЕРГЕТИЧЕСКАЯ ОЦЕНКА УСТАЛОСТНОЙ ПРОЧНОСТИ ТИТАНОВОГО СПЛАВА ВТ3-1 В ОБЛАСТИ БИФУРКАЦИИ НА ОСНОВЕ ФРАКТОГРАФИЧЕСКОГО АНАЛИЗА
А.А. ШАНЯВСКИЙ, Т.П. ЗАХАРОВА, Ю.А. ПОТАПЕНКО, М.А. АРТАМОНОВ
Приведены результаты оценки данных по усталостным испытаниям упрочнённых и не упрочнённых образцов из титанового сплава ВТ3-1 на основе фрактографических исследований. Показано, что классическое построение усталостных кривых с переходом к горизонтальному участку по мере снижения уровня напряжения является неправомерным. Нужно строить две усталостные кривые для области многоцикловой и сверхмногоцикловой усталости. Переход от одной к другой усталостной кривой связан с изменением места формирования очага разрушения на поверхности и под поверхностью образца.
К настоящему времени сформировано новое научное направление, которое связано с изучением процессов разрушения металлов в области Сверх-Многоцикловой-Усталости (СВМУ). Она отнесена к наработкам металла более 108 циклов и характеризуется тем, что в этой области разрушения трещины зарождаются из-под поверхности [1] - [7].
Ранее возможности достигать в испытаниях образцов такого уровня долговечностей было весьма затруднительно из-за низкой частоты нагружения и большой продолжительности проведения самих испытаний одного образца. Более того, было показано, что сама идеология установления или оценки усталостной прочности металла была ошибочной [1], [2], [8] - [11]. Металл рассматривался в качестве системы, которая не имеет принципиальных изменений в механизме зарождения трещины, очаг или очаги которой всегда расположены на поверхности. Исследования проводились по схеме, предложенной более 100 лет Веллером, когда для построения усталостной кривой испытания проводились с постепенным снижением уровня циклического напряжения. При достижении наработок образцов около 108 циклов, когда разрушения образцов и даже появления в них трещин не регистрировали, испытания прекращали, а установленный уровень напряжения рассматривался в качестве «предела усталости» - <гч .
На самом деле, с появлением высокочастотных нагружающих машин [3]-[5], с формированием нового научного направления - синергетика [10], было показано:
- в области циклического нагружения, которая считалась предельной для реализации разрушения металла при наработках более 108 циклов, разрушения наступают и наблюдаются при наработках до 1011 циклов по мере снижения уровня циклического нагружения;
- возникающие разрушения в области СВМУ реализуются из-под поверхности, что отражает переход металла в состояние, которое присуще частично замкнутым системам;
- зарождение трещины в области СВМУ следует рассматривать как минимальный - нано-масштабный уровень, который характеризует поведение металла только как среды, свойства которой не зависят от окружающей среды и состояния поверхности;
- различные воздействия на поверхность металла приводят к проявлению эффекта «расслоения» усталостных кривых или связано с мультимодальным распределением усталостной долговечности [8].
В связи с изложенным, возникла потребность в принципиальном пересмотре сложившейся идеологии в оценке усталостной прочности металла. Переход к новой методологии заключается в следующем [8] - [11]:
7 9
- проведение испытаний при уровне напряжений, когда реализуют долговечности 10 - 10 циклов, наблюдаемое рассеивание результатов испытаний следует рассматривать, как бифурка-
ционный, самоорганизованный переход в поведении металла от частично замкнутой (ЧЗ) к полностью открытой системе;
- указанный переход реализуется по мере возрастания, а не снижения уровня напряжения, что соответствует свойству синергетических систем эволюционировать в направлении возрастания масштабных уровней;
- разброс по долговечности разрушенных образцов необходимо рассматривать как две генеральных совокупности, каждая их которых удовлетворяет разным областям поведения металла в связи с зарождением трещины с поверхности - Многоцикловая усталость (МНЦУ), или из-под поверхности, что аналогично поведению металла в области СВМУ;
- те образцы, которые не были разрушены при долговечности около 107 и более в процессе циклических испытаний, подвергают монотонному растяжению с низкой скоростью деформации до разрушения; полученный излом исследуют в электронном микроскопе с целью выявления места расположения очага зарождения усталостной трещины (или подтверждения факта, что зарождения трещины ещё не произошло).
На основе изложенной идеологии был проведён анализ выполненных ранее усталостных испытаний гладких образцов и с надрезом из титанового сплава ВТ3-1, после упрочнения их поверхности.
1. Методика испытания и образцы
В рамках проведённого исследования изучалась роль термообработки на поведение упрочненного и не упрочненного титанового сплава ВТ3-1. Поэтому часть образцов гладких и с надрезом, изготовленных из поковок дисков и прутка после термообработки, была подвергнута наклепу микрошариками (0,05-0,3 мм) по режиму наклепа выкружки диска. Степень наклепа составила 1,1-1,27 для образцов, испытанных при симметричном изгибе, симметричном и асимметричном растяжении-сжатии при температуре 20°С.
Цилиндрические образцы гладкие диаметром в середине 8.0 мм и с надрезом Я = 2 мм с коэффициентом концентрацией напряжений а0 = 1,45, вырезанные из прутка, были испытаны при симметричном изгибе с вращением с частотой 200 Гц. Цилиндрические образцы гладкие и с надрезом, вырезанные из поковок дисков, были испытаны при симметричном и асимметричном растяжении-сжатии с частотой 35 Гц и 10.5 ц/мин при температуре 20°С.
Все испытания выполнены в интервале уровней максимального напряжения цикла 300-920 МПа и в интервале асимметрии цикла -1.0 0.76.
Все отобранные для исследования образцы предварительно очищали от посторонних загрязнений, а далее проводили исследование поверхности излома в растровом электронном микроскопе ЕУ040 фирмы Карл Цейс таким образом, чтобы получить наилучшим образом формируемое изображение излома. Исследования проводили по стандартной методике получения изображений поверхности в электронном микроскопе.
Были проведены испытания на растяжение двух образцов без надреза, испытания которых были прекращены после наработки более 107 циклов нагружения. Анализ состояния поверхности образцов в зоне предполагавшегося возникновения трещины показал, что трещина в образце не появилась. Поэтому было высказано предположение, что если зарождение трещины в локальном объёме всё-таки имело место, то это могло произойти только под поверхностью.
В связи с этим растяжение образцов до их разрушения могло подтвердить или опровергнуть сделанное предположение о месте расположения зоны зарождения усталостной трещины.
Испытания выполнены на машине «Амслер» при максимально возможно низкой скорости деформации. Использование минимально возможной скорости деформации обусловлено тем, что только в этом случае материал, если в нём есть неоднородности по напряжённому состоянию, может проявить их и зародить очаги статического разрушения вокруг неоднородностей. После разрушения изломы образцов подвергали исследованию на электронном микроскопе.
2. Результаты испытаний
Влияние термообработки диска и наклепа микрошариками на предел выносливости при симметричном цикле может быть оценено по кривым усталости на рис. 1. Эти результаты получены на образцах с концентрацией напряжений, изготовленных из 1-ой партии штамповок.
Уровень напряжения <г_1 термообработанных образцов с надрезом и наклепом поверхности надреза выше на 35% по сравнению с образцов без наклепа (базе N = 2-107 циклов).
Термическая обработка образцов по режиму нагрева дисков при монтаже (5300С, выдержка 6 часов) снижает предельный уровень напряжения сплава ВТ3-1 при 20°С на 20+25%, на базах
4 7
от 10 до 2’ 10 циклов.
СТа,МПа
800 600
400
200
ю3 ю4 ю5 ю6 ю7 |\Ццикл
Рис. 1. Кривые усталости для образцов с концентрацией напряжений при Т = 20°С.
1 - А - термообработка при 530°С + наклеп (ТО+УП); 2 - • - без термообработки (БТО);
3 - □ - с термообработкой (ТО)
Сопротивление усталости образцов, вырезанных из разных партий штамповок дисков, неодинаково. Уровень напряжения <г_1 на базе 2’ 10 циклов при симметричном цикле растяжения-сжатия образцов с кольцевым надрезом Я = 2,0 мм у образцов, изготовленных из I и II партий, составляют 200 МПа и 240 МПа соответственно. Отклонение в <г_1 сохраняется и на меньших базах по числу циклов.
Разброс в напряжении <г_1 у образцов с концентратором, изготовленных из штамповок в разный период времени, связан с разбросом условий получения плавки, отклонений в процессе деформации и термической обработке штамповок.
Как следует из рис. 1 у термообработанных, не термообработанных и упрочнённых образцов выражена одинаковая тенденция к переходу от разрушения к не разрушению образцов в области долговечностей 107 - 108 циклов. У термообработанных и упрочнённых с поверхности образцов, которые были испытаны при изгибе с вращением, перегиб усталостной кривой не был выявлен вплоть до долговечности разрушенных образцов 108 циклов.
Проведённые исследования изломов показали следующее:
- образцы, испытанные путём изгиба с вращением, претерпели сильные механические повреждения поверхности в момент окончательного разрушения образцов;
- упрочненные с поверхности гладкие образцы после испытаний на изгиб с вращением во всём диапазоне долговечностей от 105 до 108 циклов были разрушены в результате зарождения трещины из-под поверхности;
- образцы с надрезом, упрочнённые с поверхности, претерпели изменения в условиях зарождения трещины от вершины концентратора и на удалении от неё по мере изменения уровня напряжений (рис. 2);
- возрастание асимметрии цикла не меняет условий зарождения трещины под поверхностью гладкого образца вплоть до 920 МПа и асимметрии цикла 0.30 - число циклов до разрушения достигало 3х105 циклов (рис. 3);
- в изломе образца, подвергнутого монотонному растяжению, выявлена локальная зона сформировавшегося очага разрушения под поверхностью.
Итак, представленные результаты исследования позволяют предложить новый подход в описании закономерности, связывающей уровень циклического напряжения с долговечностью титанового сплава ВТ3-1.
3. Обобщение результатов исследования
Упрочнённые образцы показали, что трещины в них зарождаются под поверхностью при долговечности более 5х105 циклов независимо от асимметрии цикла. Количество очагов не в полной мере связано с уровнем циклического напряжения, поскольку при высоком уровне максимального напряжения цикла асимметрия была также высокой, что позволило достичь значительной долговечности. Тем не менее, следует указать на образцы, которые были испытаны при уровне напряжения 920 и 900МПа, но соответственно при асимметрии цикла 0.33 и 0.30. Для них было характерно зарождение трещины под поверхностью от нескольких очагов. Причём в образце при напряжении 920 МПа трещины от самостоятельных очагов не вышли на поверхность, и долом образца произошёл в тот момент, когда трещины только ещё приблизились к поверхности.
Указанный уровень напряжения выше предела текучести гладкого образца, что указывает на разрушение материала в упруго пластической области. Тем не менее, трещины зародились под поверхностью, и очаги были сформированы в виде гладких фасеток квази скола в результате раскалывания элементов глобулярной структуры.
Рис. 2. Образец с надрезом без ТО и наклёпа 1.2х106 циклов, Я=0.67, амплитуда напряжений
720МПа. Очаг внутри окружности
Рис. 3. Упрочнённый шариками титановый сплав ВТ3-1. Очаг излома после нагружения круглого гладкого образца до 5.7х105 циклов при разном увеличении (указан кругом, а направление
роста трещины показано стрелками)
При уровне максимального напряжения цикла 720МПа с положительной асимметрией 0.67 упрочнённый образец после 1.2х107 циклов нагружения сломался. Без наклёпа образец при асимметрии 0.64 и уровне напряжения 730МПа простоял 2.3х10 циклов, не сломался и был далее циклически доломан при более высоком уровне напряжения. Исследование показало, что поверхность излома циклически доламывавшегося образца имеет хрупкие фасетки, растрескивания материала, что указывает на состояние материала уже близкое к полному исчерпанию его пластической деформации перед разрушением при возросшем уровне напряжения. Очаг разрушения был сформирован вблизи поверхности, которая не была наклёпана и это свидетельствует о том, что материал был уже достаточно насыщен дефектами при предварительном нагружении, чтобы процесс формирования излома был в значительной мере обусловлен созданными охрупченными фасетками, по которым произошло в последующем развитие разрушения.
Выявленные закономерности смены механизма при зарождении усталостных трещин у гладких образцов позволили объяснить наблюдаемое сближение усталостных кривых у наклепанных и не наклёпанных образцов в области долговечностей 106 и более циклов.
Так, например, в не наклёпанном образце при долговечности 1.8х106 циклов зарождение трещины произошло под поверхностью при асимметрии цикла 0.58, а у образца после испытаний до 2.3х107 циклов при асимметрии 0.64 трещина не успела зародиться. Тем не менее, после перехода к циклическому долому было получено формирование рельефа, которое однозначно указывает на то, что трещина уже готова была зародиться под поверхностью. Необходимо было некоторое время (число циклов) при указанной асимметрии цикла, что однозначно привело бы к разрушению из-под поверхности.
Итак, сближение усталостных кривых при уменьшении асимметрии цикла у наклёпанных и не наклёпанных образцов обусловлено следующим. У наклёпанных образцов зарождение трещины происходит из-под поверхности, а у не наклёпанных образцов трещина зарождается с поверхности. При уменьшении асимметрии цикла нарастает вероятность зарождения трещины из-под поверхности у не упрочнённых образцов. После указанного перехода усталостных кривые для наклёпанных и не наклёпанных образцов оказываются одинаковыми. Это служит доказательством того факта, что переход к частично замкнутой системе для материала связан с тем, что состояние поверхности образца перестаёт играть решающую роль в поведении материала, как это уже было обсуждено ранее [8] - [11]. Определяющим фактором в поведении металла оказывается его структура, которая реализует механизм квази хрупкого разрушения внутри глобулов или пластин соответственно глобулярной или пластинчатой структуры. Возникающая
свободная поверхность остаётся внутри металла, как концентратор напряжения, поскольку газовая среда, существующая в металле, диффундирует в область очага и создаёт нейтральную среду в виде тонких плёнок окислов.
Таким образом, влияние наклёпа у гладких образцов на их долговечность обусловлено тем, что материал переходит в своём поведении к частично замкнутому состоянию, когда его способность сопротивляться циклической нагрузке не зависит от окружающей среды и состояния его поверхности. Сказанное подтверждают результаты сопоставления данных по долговечности термообработанных и не термообработанных образцов. В процессе термообработки поверхность титанового сплава, чувствительного к газовому насыщению, претерпевает насыщение газом, в том числе тем, что диффундирует из внутренних объёмов наружу. Более поврежденная поверхность оказывается более чувствительной к циклическому нагружению, чем внутренние объёмы, и металл разрушается быстрее после термообработки, зарождая трещины на поверхности.
Образцы с концентратором имеют менее выраженную тенденцию в зарождении трещины из-под поверхности после их упрочнения. При наработке (1.2-4.2).106 циклов у наклёпанных образцов очаг был расположен под поверхностью, но он был близок к ней. Этот факт отражает влияние не только надреза на особенности зарождения усталостных трещин, но и роль высокой (отрицательной) асимметрии цикла. Разделить эти два фактора из проведённого анализа не представилось возможным.
Тем не менее, несмотря на сильное повреждение поверхности образцов при отрицательной асимметрии цикла можно утверждать, что их разрушение обусловлено поведением частично замкнутой системы, у которой при долговечности более 106 циклов зарождение усталостных трещин происходило из-под поверхности.
Полученные результаты свидетельствуют о том, что данные усталостных испытаний должны быть представлены в качестве бимодального распределения усталостной долговечности. Упрочнённые образцы принадлежат не одной, а двум усталостным кривым. Левая ветвь отвечает зарождению трещин с поверхности образца, а правая ветвь отвечает зарождению трещин под поверхностью (рис. 4). В представленном виде усталостная кривая по зарождению трещин из-под поверхности не в полной мере характеризует поведение образцов с концентратором, поскольку их реальное поведение будет характеризовать кривая с большей статистикой, располагаемая ещё правее с большим наклоном. Однако даже в таком представлении видно, что обработка усталостных кривых должна быть иной и учитывать бимодальный характер распределения долговечности в связи с переходом в зарождении трещины от поверхности под поверхность образца.
Рис. 4. Бимодальное распределение долговечности для образцов без термообработки с надрезом (кривые 1 и 2) и одномодальная кривая для гладких образцов с зарождением трещины только
под поверхностью (ПП)
МПа
НП" - 2мм
Заключение
Очевидно, что в сопоставляемых экспериментах реализована синергетическая ситуация. Влияние на долговечность материала оказывает состояние поверхности в результате термообработки (или её отсутствия), а также геометрического фактора - концентрация напряжений. Разделить роль этих факторов в рамках реализованного эксперимента невозможно из-за недостаточности испытанных образцов. Напряжённое состояние материала перед вершиной концентратора напряжения существенно иная, чем у гладкого образца. Её роль оказывается положительной, препятствуя реализуемой повреждаемости материала, возможно, в результате снижения раскрытия берегов свободной поверхности, формируемой при зарождении трещины во внутреннем объёме металла. Этот эффект ещё требует своего рассмотрения и моделирования при различной концентрации напряжения.
Однако очевидно, что даже в случае зарождения усталостных трещин под поверхностью образца следует рассматривать не одну, а, как минимум, ещё две усталостные кривые. Каждая кривая отражает многопараметрический характер взаимодействия геометрического фактора и фактора, характеризующего структурное состояние материала, в том числе в связи с тем или иным уровнем остаточных напряжений.
ЛИТЕРАТУРА
1. Захарова Т.Н. К вопросу о статистической природе усталостной повреждаемости сталей и сплавов. // Проблемы прочности, 1974, №4.
2. Захарова Т.Н. Статистическая природа усталости. // В сб. : «Конструкционная проч-ность машин и деталей газотурбинных двигателей» (под ред. Биргера И.А. и Балашова Б.Ф.). - М.: Машиностроение, 1981.
3. Stanzl-Tschegg S., Mayer H. (eds). Fatigue in Very High Cycle Regime // Proc. 2nd Intern. Conf. VHCF, BOKU University of Agricultural Science pub., Vienna, Austria, 2001, 320p.
4. Proc. Fatigue 2002 (ed. Blom A.F.), v.5, EMAS Ltd, UK, 2002, pp.2927-2995.
5. Bathias C. and Paris P.C. Gigacycle fatigue in mechanical practice, // Marcel Dekker, NY, USA, 2005, 305с.
6. Sakai T. and Ochi Y. (Eds) Very High Cycle Fatigue, // Proc. Third Intern Conf VHCF-3, September 16-19, 2004, Ritsumeikan University, Kusatsu, Japan, 2004, 690p.
7. Shaniavski, A.A. The effect of loading waveform and microstructure on the fatigue response of Ti-Al-Mo alloys. // Fatigue Engng. Mater. Struct., 2005, 28, pp.195-204.14.
8. Шанявский А.А., Захарова Т.П., Потапенко Ю.А. Мультимодальное распределение усталостной долговечности титанового сплава ВТ9 в области долговечностей до 3.108 циклов в интервале температур 20...500°С. // Физическая мезомеханика, 2006, № 9 (6).
9. Shanyavskiy A.A., Zacharova T.P., Potapenko Yu.A. The nature of multi-modal distribu-tion of fatigue durability for titanium alloy VT9. // In: Proc. of Int. Conf. VHCF4, Printed in USA, 2007, pp. 323-330.
10. Шанявский А.А., Потапенко Ю.А., Артамонов М.А. Моделирование усталостных разрушений металлов. Синергетика в авиации. // Монография. Уфа, 2007.
11. Шанявский А.А. Сверхмногоцикловая усталость - новое понимание предельного состояния элементов конструкций с возрастающим сроком эксплуатации. // Научный Вестник МГТУ ГА, серия Эксплуатация воздушного транспорта и ремонт авиационной техники, №123, 2008.
FATIGUE STRENGTH ESTIMATION OF TITANIUM ALLOY VT3-1 IN BIFURCATION AREA BASED ON FRACTOGRAPHIC ANALYSIS AND SYNERGETICAL APPROACH
Shanyavskiy A.A., Zacharova T.P., Potapenko Yu.A., Artamonov M.A.
Results of fatigue tests estimations of hardened and non-hardened round notched specimens and specimens with smooth surface of titanium alloy VT3-1 investigated based on the fractographic analysis. Classical construction of the S-N-curves discussed and shown that it is not authorized. It needs to be constructed two fatigue curves for very-high-cycle and high-cycle fatigue regimes. Transition from one to another S-N- curves takes place because of crack initiation subsurface and at the surface respectively.
Сведения об авторах
Шанявский Андрей Андреевич, 1946г.р., окончил МАИ им. С. Орджоникидзе (1970), доктор технических наук, профессор, начальник отдела «Металлофизические исследования авиационных материалов» ГосЦентра безопасности полетов, автор более 300 научных работ, область научных интересов -исследование механизмов и моделирование процессов разрушения элементов авиационных конструкций на основе подходов синергетики.
Захарова Татьяна Павловна, окончила МАТИ (1947), старший научный сотрудник ЦИАМ, автор более 50 научных трудов, область научных интересов - прочность двигателей летательных аппаратов.
Потапенко Юрий Александрович, 1971 г.р., окончил МАТИ (1994), начальник сектора «Исследования отказов деталей и узлов силовых установок ВС» ГосЦентра «Безопасность полетов на воздушном транспорте», автор более 20 научных работ, область научных знаний - исследование причин разрушений силовых установок авиационной техники.
Артамонов Максим Анатольевич, 1974г.р., окончил МГАТУ им. Циолковского (1998), кандидат физико-математических наук, старший научный сотрудник ГосЦентра безопасности полетов, автор более 20 научных работ, область научных интересов - фрактография авиационных конструкций, синергетика, фрактальный анализ, физика разрушения.
