CC BY
18
Просьба ссылаться на эту статью в русскоязычных источниках следующим образом:
Гладковский С.В., Веселова В.Е., Дубинский С.В., Воронков Р.В., Ковалев Н.И., Кулемин А.В., Ковалев И.Е. Влияние режимов термической обработки на характеристики трещиностойкости и механизмы разрушения метастабиль-ного титанового сплава ВТ23 // Вестник ПНИПУ. Машиностроение. Материаловедение. - 2023. - Т. 25, № 1 -С. 16-26. DOI: 10.15593/2224-9877/2023.1.02
Please cite this article in English as:
Gladkovsky S.V., Veselova V.E., Dubinskiy S.V., Voronkov R.V., Kovalev N.I., Kulemin A.V., Kovalev I.E. Influence of heat treatment modes on fracture toughness characteristics and fracture mechanisms of metastable titanium alloy VT23. Bulletin ofPNRPU. Mechanical engineering, materials science. 2023, vol. 25, no. 1, pp. 16-26. DOI: 10.15593/2224-9877/2023.1.02
ВЕСТНИК ПНИПУ. Машиностроение, материаловедение
Т. 25, № 1, 2023 Bulletin PNRPU. Mechanical engineering, materials science
http://vestnik.pstu.ru/mm/about/inf/
Научная статья
DOI: 10.15593/2224-9877/2023.1.02 УДК 669-1; 620.178.7; 620.172; 620.186.12
С.В. Гладковский1, В.Е. Веселова1, С.В. Дубинский2, Р.В. Воронков2, Н.И. Ковалев2, А.В. Кулемин2, И.Е. Ковалев2
1 Институт машиноведения имени Э.С. Горкунова Уральского отделения Российской академии наук,
Екатеринбург, Россия
2Центральный аэрогидродинамический институт имени профессора Н.Е. Жуковского, Жуковский, Московская область, Россия
ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ХАРАКТЕРИСТИКИ ТРЕЩИНОСТОЙКОСТИ И МЕХАНИЗМЫ РАЗРУШЕНИЯ МЕТАСТАБИЛЬНОГО
ТИТАНОВОГО СПЛАВА ВТ23
В качестве объекта исследования в работе использовали двухфазный (a+ß)-титановый сплав ВТ23. Термическая обработка сплава с целью регулирования структуры и стабильности ß-фазы включала закалку от температур 800° и 860 °С, а для части образцов дополнительное старение при температуре 500 °С, 8 ч. Методами рентгеноструктурного анализа, оптической микроскопии и EBSD-анализа изучена структура и определен фазовый состав сплава. Приведены результаты испытаний на одноосное растяжение, циклическую и статическую трещиностойкость при комнатной температуре после различных режимов термической обработки. На основе проведенных циклических испытаний построены кинетические диаграммы усталостного разрушения (КДУР). Определено влияние структурных факторов и стабильности ß-фазы на статическую и циклическую трещиностойкость. Показано, что повышение температуры закалки с 800° до 860 °С приводит к росту характеристик прочности и статической трещиностойкости, а также улучшает циклическую трещиностойкость сплава в области значений ДК < 25 МПа ■ м1/2. Установлено, что старение образцов, закаленных от температуры 800 °С и, особенно, от 860 °С за счет выделения упрочняющих частиц а-фазы в ß-матрице вызывает существенный прирост прочностных свойств сплава при снижении значений К1С. В то же время наиболее высокая циклическая трещиностойкость достигается после закалки от температуры 800 °С и старения при 500 °С, 8 ч. Методом растровой электронной микроскопии (РЭМ) изучены особенности строения поверхности разрушения закаленных и состаренных образцов в зонах циклического и статического (зона долома) роста трещины.
Ключевые слова: титановый сплав, закалка и старение, фазовый состав, микроструктура, метастабильная фаза, мартенсит напряжения, прочность, циклическая и статическая трещиностойкость, скорость роста трещины, строение изломов, борозчатый рельеф.
S.V. Gladkovsky1, V.E. Veselova1, S.V. Dubinskiy2, R.V. Voronkov, N.I. Kovalev2, A.V. Kulemin2, I.E. Kovalev2
1E.S. Gorkunov Institute of Engineering Science of the Ural Branch of the Russian Academy of Sciences 2The Central Aerohydrodynamic Institute named after N.E. Zhukovsky (TsAGI), Zhukovsky, Moscow Region, Russian Federation
INFLUENCE OF HEAT TREATMENT MODES ON FRACTURE TOUGHNESS CHARACTERISTICS AND FRACTURE MECHANISMS OF METASTABLE TITANIUM ALLOY VT23
The two-phase (a+p)-titanium alloy VT23 was used as an object of the study. Heat treatment of the alloy in order to regulate the structure and stability of the p-phase included quenching from temperatures of 800 ° and 860 ° C, and for part of the samples additional aging at 500 ° C, 8 h. By methods of X-ray structure analysis, optical microscopy and EBSD-analysis the structure and phase composition of the alloy was studied. The results of uniaxial tensile, cyclic and static crack resistance tests at room temperature after different modes of heat treatment are given. Fatigue fracture kinetic diagrams (CFD) are constructed on the basis of the cyclic tests carried out. The influence of structural factors and p-phase stability on static and cyclic fracture resistance has been determined. It is shown that an increase in the quenching temperature from 800° to 860°C leads to an increase in the strength and static crack resistance characteristics and improves the cyclic crack resistance of the alloy in the region of values AK < 25 MPa - m1/2. It is established that the aging of samples quenched from temperature 800 °C and, especially, from 860 °C due to the release of hardening a-phase particles in p-matrix causes a significant increase in the strength properties of the alloy with a decrease in K1C values. At the same time the highest cyclic crack resistance is achieved after quenching from a temperature of 800 °C and aging at 500 °C, 8 h. The peculiarities of fracture surface structure of hardened and aged samples in the zones of cyclic and static (doloma zone) crack growth have been studied by scanning electron microscopy (SEM).
Keywords: titanium alloy, hardening and aging, phase composition, microstructure, metastable phase, stress martensite, strength, cyclic and static crack resistance, crack growth rate, fracture structure, grooved relief.
В настоящее время широкое применение в качестве конструкционных материалов для авиакосмической техники приобретают двухфазные (а+Р)-титановые сплавы [1; 2]. Однако при повышенном уровне прочности, в особенности после дополнительного упрочняющего старения, усиливается опасность внезапного разрушения изделий из данного сплава при статическом и циклическом нагружении в результате появления и ускоренного роста возникающих в процессе эксплуатации дефектов в виде усталостных трещин [3]. Сопротивление двухфазных титановых сплавов хрупкому разрушению определяется содержанием основных легирующих элементов (V, Со, Мо, Сг, №, 2г) и примесей (О, Н, N 81) [3], а также такими структурными параметрами, как размер р-зерна [4], толщина а-пластин и диаметр их колоний, а также расстоянием между а-частицами в (а+Р)-титано-вых сплавах [5]. В работе [6] отмечается повышение показателя статической трещиностойкости К1С с ростом величины равномерного удлинения и различия между условным пределом текучести и временным сопротивлением разрыву (св - а0,2), определяющего способность материала к деформационному упрочнению. К факторам, способствующим росту статической и циклической трещи-ностойкости метастабильных р- и (а+Р)-титановых сплавов, можно отнести также образование и развитие в вершине усталостной трещины инициированного приложенным напряжением Р^а"-мартен-ситное превращение [7; 8]. Так, в работах [9-11] на
примере метастабильных р-титановых сплавов (Т1-6,5Л1-3,5Мо-1,92г-0,2381, T1-10V-2Fe-3Al) показано положительное влияние мартенситного превращения на характеристики сопротивления усталостному разрушению за счёт прогиба и ветвления трещины. Одним из востребованных сплавов данного структурного класса является метаста-бильный титановый сплав ВТ23 с уровнем прочности (сВ=1000...1600 МПа), который используется для изготовления силовых конструкций авиакосмической техники - лонжероны, шпангоуты, обшивка, баллоны [1; 12]. Значения показателя тре-щиностойкости К1С данного сплава варьируются в довольно широких пределах К]С = 18-145 МПам12. В то же время следует отметить, что исследования по оценке влияния режимов термической обработки и формирующей при этом структуры с учетом образования в вершине трещины а"-мартенсита напряжения на статическую и циклическую тре-щиностойкость очень ограничены [13; 14]. В связи с этим целью настоящей работы являлась оценка статической и циклической трещиностойкости титанового сплава ВТ23 в зависимости от развивающихся при термической обработке и деформационном воздействии фазовых и структурных превращений, а также изучение механизмов разрушения в условиях статического и циклического нагружения при испытаниях компактных образцов на трещиностойкость.
В качестве материала исследований были использованы предварительно отожжённые при тем-
пературе 750 °С прутки титанового сплава ВТ23, производства Корпорации «ВСМПО-АВИСМА», химический состав которого, определенный с помощью рентгено-флуоресцентного спектрометра NITON XL 2 980 GOLDD (табл. 1), соответствовал ОСТ 1-90013-81.
Таблица 1 Химический состав сплава ВТ23
Заготовки нагревались в камерной печи до температур 800° и 860 °С в печи и закаливались в воду. Затем проводилось старение части образцов при температуре 500 °С в течение 8 ч.
Рентгенофазовый анализ образцов выполнен на дифрактометре ЗШМАБги ХКБ-7000 в СоКа-излучении в интервале двойных углов дифракции 2 0 от 30 до 162° с шагом 0,05° при комнатной температуре для определения фазового состава сплава.
Металлографические исследования проводились на оптическом микроскопе №ОРНОТ-21 после травления в реактиве: 20 мл НБ+20 мл HNO3+60 мл воды погружением на 15 с.
Механические испытания на одноосное растяжение цилиндрических образцов диаметром
4 мм проводились при комнатной температуре по ГОСТ 1497-84. Создание усталостных трещин на компактных СТ-образцах типа 3 по ГОСТ 25.506-85 толщиной 10 мм, а также их последующие испытания на статическую трещиностойкость по схеме внецентренного растяжения осуществлялись при комнатной температуре с использованием универсальной испытательной машины INSTRON 8801. Проверка выполнения условий плоской деформации по критерию Брауна - Сроули (ГОСТ 25.506-85) показала, что все полученные значения показателя статической трещиностойкости соответствовали К1С. Усталостные трещины создавались при циклическом знакопостоянном нагружении с частотой
5 Гц и коэффициенте асимметрии цикла ^=0,1 в соответствии с рекомендациями РД 50-345-82. Контроль за длиной усталостной трещины на предварительно подготовленной поверхности осуществлялся визуально с помощью цифровой фотокамеры. Скорость перемещения активного захвата при испытаниях на одноосное растяжение и на статическую трещиностойкость составляла 1 мм/мин. Механические свойства и значения показателя статической трещиностойкости усреднялись по результатам испытаний не менее трех идентичных образцов. Отклонение всех изученных механических характеристик от усредненных значений не
превышало 2,5 %. По результатам проведенных циклических испытаний строились КДУР в координатах «скорость роста усталостной трещины da/dN (мм/цикл) - размах коэффициента интенсивности напряжений AK (МПа • м1/2)».
Фрактографический анализ изломов проводился на растровом электронном микроскопе TESCAN VEGA II XMU при величине ускоряющего напряжения 15 кВ.
При проведении исследований использовалось оборудование, входящее в состав ЦКП «Пла-стометрия» ИМАШ имени Э.С. Горкунова УрО РАН.
В результате закалки в сплаве была создана трехфазная (а+Р+а")-структура. Значения параметра решетки р-фазы сплава после закалки от температуры 800 °С, а также дополнительного старения, как было показано нами ранее [15], составили от а=0,321 до а=0,323 нм, а после закалки от температуры 860 °С параметр решетки соответствовал ме-тастабильному состоянию данной фазы a=0,328 нм. Данные по количественному фазовому составу сплава ВТ25, согласно приведённым в табл. 2, указывают, что повышение температуры закалки приводит к уменьшению объемной доли первичных а и р-фаз с 32 до 7 % и с 50 до 8 % соответственно, а также к увеличению атермического а"-мартенсита с 18 до 85 %. Закаленные от температур 800 и 860 °С, а затем состаренные образцы содержат в структуре а-фазу (32 и 12 %) и р-фазу (64 и 82 %), а также небольшое количество мартенситной а"-фазы, не растворившейся при старении (4 и 6 %).
Таблица 2
Количество фаз в титановом сплаве ВТ23 после различных режимов термообработки
Режим ТО а в а"
Закалка 800 °С 32 50 18
Закалка 860 °С 7 8 85
Закалка 800 °С и старение 500 °С 32 64 4
Закалка 860 °С и старение 500 °С 12 82 6
Микроструктура закаленных образцов (рис. 1, а, б) представлена пакетами пластин а"-фазы, расположенными в р-матрице. При этом исходная а-фаза сохраняется после закалки в виде фрагментов пластин по границам бывшего Р-зерна, а также внутри зерен. Металлографический метод не позволил оценить размеры а-фазы и пластин а"-мартенсита в закаленном сплаве. Однако исследование состаренных образцов выявило наличие в структуре вытянутых зерен а-фазы, равномерно распределенной в Р-матрице (рис. 1, в, г), и позволило определить толщину р-прослойки, а также толщину и длину а-частиц.
Ti V Al Mo Cr Fe Si Zr
85,87 4,78 4,855 1,865 1,305 0,80 0,15 0,025
в г
Рис. 1. Микроструктура титанового сплава ВТ23 после различных режимов термической обработки: а - закалка 800 °С; б - закалка 860 °С; в - закалка 800 °С и старение 500 °С; г - закалка 860 °С и старение 500 °С
Известно [16], что размер и взаимное расположение а-частиц в ß-матрице оказывают существенное влияние на характеристики циклической и статической трещиностойкости упрочненных старением титановых сплавов. В связи с этим с методом металлографии была проведена оценка среднего размера структурных составляющих в состаренном сплаве ВТ23 после закалки от различных температур. Как видно из табл. 3, толщина а-частиц после закалки 800 °С и последующего старения примерно в 2 раза больше, чем а-частиц в состаренном сплаве после предварительной закалки от 860 °С. При этом толщина прослойки ß-фазы между а-частицами с повышением температуры закалки, напротив, увеличивается с 1...3 до 3...6 мкм.
Таблица 3
Размер фазовых составляющих титанового сплава ВТ23 после старения
В связи с возможностью развития в изученном сплаве деформационного ß^-а''-мартенсит-ного превращения под действием упругих напряжений [18] представляло интерес проведение локального рентгенофазового анализа поверхности статического и циклического роста трещины закаленных образцов с различной стабильностью ß-фа-зы. Как видно из рис. 2, а в зоне циклического и статического распространения трещины образца, закалённого от температуры 800 °С, сплав сохраняет трехфазное состояние. В то же время увеличение числа линий а"-мартенсита в зоне циклического и статического распространения трещины в образце, закалённом от температуры 860 °С, свидетельствует об образовании в вершине развивающейся трещины а"-мартенсита напряжения (рис. 2, б). На рентгенограмме закаленного от 860 °С образца (см. рис. 2, б) наблюдаются более широкие пики а"-мартенсита по сравнению с таковыми у ß- и а-фаз. Эта особенность отмечалась ранее для а' и а"-мартенсита в сплаве Ti-1023 [18] и связывалась с более дисперсным строением мартенсита напряжения по сравнению с атермическим мартенситом.
Согласно экспериментально полученной КДУР (рис. 3, а), после закалки от 860 °С сопротивление усталостному разрушению несостаренно-го сплава при низких значениях ДК < 25 МПам12 оказывается несколько выше, а при значениях ДК > 25 МПам12 ниже по сравнению с состоянием после закалки от 800 °С.
Режим термической обработки Бывшее ß-зер-но*, мкм Толщина ß-про-слойки Толщина а-час-тицы, мкм Длина а-час-тицы, мкм
Закалка 800 °С и старение 500 °С 300 1...3 2 5.10
Закалка 860 °С и старение 500 °С 350 3...6 1 5.10
Примечание: * - размеры исходного ß-зерна были определены ранее в работе [17].
а б
Рис. 2. Дифрактограммы поверхности разрушения титанового сплава ВТ23: а - закалка 800 °С; б - закалка 860 °С (красная линия - зона циклического распространения трещины, черная линия - зона статического распространения
Рис. 3. КДУР в титановом сплаве ВТ23: а • - закалка 860 °С и старение 500 °С; в -
- закалка 800 °С; • - закалка 860 °С; б - • - закалка 800 °С и старение 500 °С; закалка 800 °С; • - закалка 800 °С и старение 500 °С; г • - закалка 860 °С; закалка 860 °С и старение 500 °С
в
г
Улучшение циклической трещиностойкости
сплава с метастабильной р-фазой после закалки от температуры 860 °С при значениях ДК < 25 МПа- м1/2 обусловлено деформационным мартен-ситным р^а" превращением в вершине усталостной трещины под действием упругих напряжений, способствующем увеличению извилистости фронта роста трещины [11].
Так как дополнительного прироста новых порций а"-мартенсита, образующегося в области упругих напряжений, с увеличением размаха ДК не происходит, то благоприятное воздействие мар-тенситного превращения на торможение усталостной трещины ослабевает. В данном случае основное влияние на сопротивление усталости оказывает содержание в сплаве исходной а-фазы. Это позволяет
объяснить более низкую скорость роста усталостной трещины в интервале размаха ДК > 25 МПам12 после закалки от 800 °С в сплаве, содержащем в структуре повышенное количество исходной -фазы (32 %), что почти в 5 раз выше, чем после закалки от 860 °С.
Старение образца, закалённого от температуры 860 °С (рис. 3, б), приводит к резкому снижению циклической трещиностойкости по сравнению с состаренным образцом, предварительно закалённым от температуры 800 °С, что можно объяснить увеличением толщины Р-прослойки и снижением содержания мелкодисперсной а-фазы, являющейся преградой на пути распространяющейся трещины. Полученные результаты также хорошо согласуются с данными авторов [14], указывающими на то, что с повышением уровня прочности титановых сплавов выше определенной величины их циклическая трещиностойкость уменьшается. Вероятно, рост прочностных свойств состаренного сплава облегчает реализацию процесса разрушения по механизму низкоэнергоемкого циклического квазискола [19-21] при усталостном разрушении титановых сплавов. Таким образом, более высокий достигнутый уровень прочностных свойств состаренного сплава ВТ23 после закалки от 860 °С и последующего старения (с02 = 1406 МПа и св = = 1575 МПа), по сравнению с закалкой от 800 °С (о0,2 = 1130 МПа и сВ = 1252 МПа), способствует снижению циклической трещиностойкости с ростом температуры предварительной закалки.
Сравнение КДУР (рис. 3, в) образцов после закалки от 800 °С и дополнительного старения при 500 °С выявило аномальный эффект для упрочняемых дисперсионным твердением металлических материалов увеличения циклической трещиностой-кости [8]. Наблюдаемое повышение сопротивления усталости сплава в состаренном состоянии по сравнению с закаленным в наибольшей степени проявляется в интервале значений ДК ~ 25 МПа м12 и вызвано уменьшением расстояния между вытянутыми (эллипсоидными) частицами мелкодисперсной а-фазы (см. рис. 1, в). Это частицы, согласно [11], способствуют изменению направления фронта усталостной трещины и ее ветвлению. В то же время сравнение приведенных на рис. 3, г, КДУР выявило резкое ухудшение циклической трещино-стойкости состаренных образцов в области значений ДК=13.. .18 МПа ■ м12 с повышением температуры предварительной закалки с 800 до 860 °С.
Согласно представленным в табл. 4 данным, повышение температуры закалки без последующего старения вызывает заметное увеличение прочности и статической трещиностойкости (на 14 и
5 % соответственно). Наблюдаемый прирост значений сВ и К1С закаленного сплава связан с изменением его фазового состава (см. табл. 2) и с развитием мартенситного Р^-а"-превращения мета-стабильной р-фазы под действием упругого напряжения (см. рис. 2).
Дополнительное упрочняющее старение существенно снижает значения показателя К1С сплава после предварительной закалки от 800 и 860 °С примерно в 1,4 и 2,4 раза соответственно, по сравнению с закаленным состоянием (табл. 4). Следует отметить, что более высокий комплекс прочностных свойств и статической трещиностойкости в состаренном состоянии (оо,2 = 1130 МПа, сВ = 1252 МПа, К]С = 39,2 МПам12) достигается после закалки от 800 °С. При такой обработке в сплаве сохраняется повышенный запас конструкционной прочности [22], оцениваемый с помощью показателя Т = о02К1С (Т = 44,4 103 МПа2 м ). Сочетание достаточно высокого условного предела текучести и статической трещиностойкости сплава, согласно приведенным в табл. 2 и 3 данным, может быть вызвано увеличением количества Р-фазы и толщины Р-прослойки при одновременном снижении содержания а-фазы в состаренном образце после закалки от 800 °С по сравнению с закалкой от температуры 860 °С.
Таблица 4
Прочностные свойства и статическая трещиностойкость титанового сплава ВТ23 после различных режимов термической обработки
Режим ТО а0 2, МПа оВ, МПа К1С МПа-м1/2
Зак. 800 °С 870 990 56,1
Зак. 860 °С 375/920 1050 58,9
Зак. 800 °С+ 1130 1252 39,3
+ Стар. 500 °С
Зак. 860 °С+ 1406 1575 24,8
+ Стар. 500 °С
Примечание: * - в таблице для метастабильного состояния сплава, согласно [15], указаны два значения условного предела текучести а0>2: более низкого фазового условного предела текучести (о0>2=375 МПа), определенного до образования а"-мартенсита напряжения, и более высокого дислокационного (о0>2=920 МПа) для сплава в трехфазном (Р+а+а") состоянии.
Микрорельеф поверхности циклического роста трещины после закалки от температуры 800 °С при ДК ~ 20 МПа м12 (рис. 4, а) имеет плохо оконтуренные фасетки квазискола со средним диаметром ~ 20 мкм, что значительно меньше, чем у бывшего Р-зерна (300 мкм). Распространение трещины осуществляется по границам пачек пластин а"-фазы и остаточной а-фазы. Излом включает плоские участки ступенчатого строения и не содержит
усталостных бороздок. Это характерно для «муль-тифасеточного» строения излома, образующегося в метастабильных титановых сплавах на начальных участках роста усталостной трещины [3]. После-
дующая область усталостного излома, сформированная при более высоком уровне ДК ~ 35 МПам12 (рис. 4, б), имеет выраженные параллельные устало -стные бороздки с регулярным строением.
Рис. 4. Строение поверхности разрушения: а-в - закалка 800 °С; г-е - закалка 860 °С; ж-и - закалка 800 °С и старение 500 °С; к-м - закалка 860 °С и старение 500 °С
Кроме бороздок на поверхности разрушения имеются также ступеньки, вторичные трещины и характерный «фасеточный рельеф» с ориентировкой фасеток по плоскостям {100} и {112} [3]. Наличие в усталостном изломе квазискольных фасеток указывает на частичную реализацию статической моды разрушения [19].
Несмотря на близкое расположение кривых КДУР для закаленных от различных температур образцов (см. рис. 3, а), повышение температуры закалки привело к существенному изменению микрорельефа усталостного разрушения с увеличением ДК (рис. 4, г, д). При малых значениях ДК ~ 20 МПам12 (рис. 4, г) грани мультифасеток выражены ярче и на них заметны острые углы. Наблюдаются небольшие (длиной до 10-15 мкм.) плоские области, которые, вероятно, являются боковыми поверхностями а"-пластин. Наблюдаемый характер строения излома зависит от ориентации пакетов мартенситных пластин по отношению к направлению развития усталостной трещины. При повышенных значениях ДК ~ 35 МПам12 (рис. 4, д) в изломе образцов, закаленных от температур 860 °С, так же, как и в изломе образцов после закалки от 800 °С, на участках ступенчатого «фасеточного» рельефа выявляются усталостные бороздки регулярного строения и отдельные вторичные трещины (см. рис. 4, д).
Поверхность разрушения образца после закалки от температуры 800 °С и последующего старения уже при малых значениях ДК ~ 20 МПа м12 (рис. 4, ж) представлена усталостными бороздками. Наблюдаются локальные изменения направления роста трещины. Причиной формирования такого рельефа усталостного излома является присутствие вытянутых плотно расположенных мелкодисперсных зерен а-фазы (см. рис. 2, в), меняющих направление распространяющейся трещины и обеспечивающих пониженную скорость ее роста. При больших значениях ДК ~ 35 МПам12 (рис. 4, з) поверхность разрушения представлена нерегулярными усталостными бороздками, вторичными трещинами и ступеньками, образующимися в результате перехода магистральной трещины в другие плоскости.
Поверхность разрушения образца, закаленного от температуры 860 °С с последующим старением при значениях ДК ~ 13 МПа м12 (рис. 4, к), содержит гладкие фасетки циклического скола, расположенные под углом друг к другу, а также параллельные ступени. Авторы работы [4; 5] связывают формирование такого рельефа разрушения с увеличенным расстоянием между а-частицами, способствующими отклонению направлению роста
трещины. При значениях ДК ~ 18 МПам12 (рис. 4, л) в изломе появляются глубокие вторичные трещины, вероятно, образовавшиеся на границе бывшего Р-зерна, а также хаотично расположенные крупные фасетки циклического квазискола.
Учитывая большое различие в циклической трещиностойкости состаренного сплава на образцах, закаленных от температур 800 и 860 °С (см. рис. 4, ж, з, к, л), представляло интерес сравнить зафиксированный фотометодом профиль излома в зоне роста усталостных трещин для состаренных образцов, закалённых от температур 800 и 860 °С. Как видно из рис. 5, траектория трещины образца после закалки от температуры 800 °С и старения 500 °С имеет незначительные отклонения, в пределах бывшего Р-зерна. А фронт трещины образца после закалки от температуры 860 °С и старения 500 °С резко меняет свое направление через 150-350 мкм, что близко к значениям диаметра бывшего Р-зерна (350 мкм).
б
Рис. 5. Профиль трещины в зоне роста усталостной трещины: а - образец после закалки от 800 °С и старения 500 °С; б - образец после закалки от 860 °С и старения 500 °С
Представленное на рис. 4, в, е, и, м строение статических изломов образцов после различных режимов термической обработки хорошо согласуется с приведенными в табл. 4 значениями параметра К1С. В изломах закаленных образцов с наибольшим уровнем статической трещиностойкости К]С (51,6 и 58,9 МПам12) преобладает ямочный рельеф поверхности разрушения. При этом фрак-тографический анализ выявил заметное различие в строении статических изломов образцов, закаленных от температур 800 и 860 °С. Так, излом образца, закалённого от температуры 800 °С (см. рис. 4, в) представляет собой неглубокие вязкие ямки диа-
метром от 2 до 10 мкм. Распространение трещины в данном случае происходит преимущественно по границам пакетов пластин а-фазы, а также термического а"-мартенсита. В образце, закалённом от температуры 860 °С (см. рис. 4, е), поверхность разрушения, кроме вязких участков, состоит из вытянутых участков с развитым внутренним строением, содержащих бесструктурные полосы и мелкие ямки. В этом случае распространение трещины идет по границам пачек пластин термического а"-мартенсита, а также мартенсита напряжения, образовавшегося в вершине трещины. В строении участков статического роста трещины состаренных образцов с минимальными значениями К]С (39,3 и 24,8 МПа м12) в зависимости от температуры предварительной закалки также имеются существенные отличия (см. рис. 4, и, м). Так, поверхность разрушения образца, закалённого от температуры 800 °С (см. рис. 4, и), кроме элементов ступенчатого рельефа, содержит также вязкие ямки различного размера. Распространение статической трещины в данном образце происходит по границе раздела мелкодисперсной а-фазы и р-матрицы. Напротив, поверхность разрушения состаренного образца, закалённого от температуры 860 °С, имеет плоские вытянутые углубления с элементами гребенчатого и квазискольного рельефа (см. рис. 4, м). Распространение статической трещины при таком режиме термической обработки осуществляется по границам исходной р-фазы.
Таким образом, на основании проведенного исследования показано, что в закаленном состоянии повышение температуры закалки 800 до 860 °С вызывает прирост прочности, статической и циклической трещиностойкости (в области значений ДК < 25 МПа • м1/2)) сплава. Выявленное изменение в сопротивлении разрушению закаленного от более высокой температуры сплава определяется увеличением количества термического а"-мар-тенсита с 18 до 85 % и развитием в вершине трещины мартенситного Р^а"-превращения.
Старение сплава при 500 °С, 8 ч, способствует формированию мелкодисперсной глобулярной а-фазы, равномерно распределённой в р-матрице. При этом с повышением температуры предварительной закалки состаренных образцов расстояние между частицами а-фазы увеличивается, а общее количество а-фазы снижается с 32 до 12 %.
Структурные изменения в сплаве при старении, в частности образование равномерно распределенной в Р-матрице мелкодисперсной а-фазы, вызывают существенный рост его прочностных свойств, но одновременно приводят к снижению показателя К]С на 30 и 57 % для образцов, закаленных от температуры 800 и 860 °С соответственно.
В состаренном состоянии наиболее высокой статической и циклической трещиностойкостью обладает сплав после предварительной закалки от 800 °С. При этом скорость роста усталостной трещины состаренного сплава оказывается ниже, чем в закаленном состоянии. Установлено, что распространение усталостной трещины после такой обработки осуществляется по границам раздела а- и р-фаз.
В усталостном изломе закаленных образцов содержатся ступеньки, плоские фасетки и усталостные бороздки. А на поверхности статического роста трещины присутствуют вязкие ямки различного размера.
Процесс разрушения упрочненных старением образцов при циклическом нагружении развивается с образованием фасеток (мультифасеток) циклического квазискола и слабо выраженных усталостных бороздок, а при статическом нагружении идет с образованием ступенчатого и ямочного рельефа после закалки от 800 °С и по механизму квазискола после закалки от 860 °С.
Авторы выражают большую благодарность к.т.н. Вичужанину Д.И за помощь в проведении испытаний на растяжение и статическую тре-щиностойкость.
Библиографический список
1. Хорев А.И. Фундаментальные и прикладные работы по конструкционным титановым сплавам и перспективные направления их развития // Авиационные материалы и технологии. - 2013. - № 2. - С. 10-14.
2. Perry J. Titanium Alloys: Types, Properties & Research Insights. US: Statement UK ed. - 2017. - 102 p.
3. Chakrabortty S.B., Starke E.A. Fatigue crack propagation of metastable beta titanium-vanadium alloys // Metallurgical Transactions A. - 1979. - Vol. 10. - P. 19011911.
4. Influence of в grain size on tensile behavior and ductile fracture toughness of titanium alloy Ti-10V-2Fe-3Al / A. Bhattacharjee, V.K. Varma, S.V. Kamat, A.K. Gogia, S. Bhargava // Metallurgical and Materials Transactions A. - 2006. - № 37. - P. 1423-1433. DOI: 10.1007/s11661-006-0087-x
5. Richards N.L. Quantitative evaluation of fracture toughness-microstructural relationships in alpha-beta titanium alloys // Journal of Materials Engineering and Performance. - 2004. - Vol. 13. - P. 218-225.
6. The fracture toughness and its prediction model for Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe titanium alloy with basket-weave micro structure / X. Shi, W. Zeng, Ch. Shi, H. Wang, Zh. Jia // Journal of Alloys and Compounds. - 2015. -№ 632. - P. 748-755.
7. Hertzberg R.W. Deformation and fracture mechanics of engineering materials. Fourth edition. - John Wiley & Sons, Inc., 1996. - 784 p.
8. Терентьев В.Ф. Усталость металлических материалов. - М: Наука, 2002. - 248 с.
9. Saxena V.K., Malakondaiah G. Effect of heat treatment on fatigue crack growth in Ti-6Al-3.5Mo-1.9Zr-0.23Si alloy // International Journal of Fatigue. - 1989. - Vol. 11, № 6. - P. 423-428. DOI: 10.1016/0142-1123(89)90181-3
10. Toughening of titanium alloys by twinning and martensite transformation / Q.Y. Sun, S.J. Song, R.H. Zhu & H.C. Gu // Journal of Materials Science. - 2002. - Vol. 37. -P. 2543-2547. DOI: 10.1179/174328408X385773.
11. Damage Adaptive Titanium Alloy by In-Situ Elastic Gradual Mechanism / S. Zhang, J. Liu, H. Zhang, J. Sun, L. Chen // Materials (Basel). - 2020. - Vol. 15, № 13(2). -Р. 406. DOI: 10.3390/ma13020406
12. Ильин А.А., Колачев Б.А., Полькин И.С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства: справочник. - М.: ВИЛС-МАТИ, 2009. - 520 с.
13. Швецов О.В., Кондратьев С.Ю. Влияние режимов закалки и старения на эксплуатационные свойства сплава ВТ23 // Научно-технические ведомости СПбПУ. Естественные и инженерные науки. - 2018. - Т. 24, № 2. - С. 119-133. DOI: 10.18721/JEST.240210
14. Дроздовский Б.А., Проходцева Л.В., Новосильцева Н.И. Трещиностойкость титановых сплавов // Металлургия. - М., 1983. - 191 с.
15. Веселова В.Е., Гладковский С.В., Ковалев Н.И. Влияние режимов термической обработки на структуру и механические свойства метастабильного титанового сплава ВТ23 // Вестник Пермского национального исследовательского политехнического университета. Машиностроение, материаловедение. - 2021. - Т. 23, № 4. -С. 31-39. DOI: 10.15593/2224-9877/2021.4.04
16. Полуфабрикаты из титановых сплавов / В.К. Александров, Н.Ф. Аношкин, А.П. Белозеров [и др.]. - М.: ВИЛС, 1996. - 581 с.
17. Влияние деформационной стабильности Р-фазы в титановом сплаве ВТ23 на фазовый состав, структуру и механические свойства при растяжении и ударном изгибе / С.В. Гладковский, В.Е. Веселова, А.М. Пацелов, В.А. Хотинов // Вестник ПНИПУ. Машиностроение, материаловедение. - 2019. - Т. 21, № 4. - C. 26-33. DOI: 10.15593/2224-9877/2019.4.03
18. Дьякова М.А., Львова Е.А., Черемных В.Г. Фазовые превращения, происходящие под действием пластической деформации в титановых сплавах // Термическая и химико-термическая обработка сталей и титановых сплавов: межвуз. сб. научн. тр. - 1987. - Пермь: ППИ. - С. 73-80.
19. Ботвина Л.Р. Разрушение: кинетика, механизмы, общие закономерности // - М.: Наука, 2008. - 334 с.
20. Влияние формы цикла на усталостные свойства и микростроение изломов титанового сплава ВТ3-1 / Л.В. Проходцева, В.С. Ерасов, О.Ю. Лаврова, А.В. Лавров // Авиационные материалы и технологии. - 2012. -№ 2. - С. 54-59.
21. Martensitic transformations in plastic and fracture zones of the 05G20S2 metastable steel during cyclic tests [Electronic resource] / S.V. Gladkovsky, I.S. Kamantsev, V.E. Veselova, Yu.V. Khudorozhkova // Diagnostics, Resource and Mechanics of materials and structures. - 2022. - Vol. 1. -P. 25-37. DOI: 10.17804/2410-9908.2022.1.025-037
22. Шпайдель М.О. Новые азотосодержащие аусте-нитные нержавеющие стали с высокими прочностью и пластичностью // МиТОМ. - 2005. - № 11 (605). - С. 9-14.
References
1. Khorev A.I. Fundamental'nye i prikladnye ra-boty po konstruktsionnym titanovym splavam i per-spektivnye napravleniia ikh razvitiia [Fundamental and applied works on structural titanium alloys and promising directions of their development]. Aviatsionnye materialy i tekhnologii, 2013, no. 2, pp. 10-14.
2. Perry J. Titanium Alloys: Types, Properties & Research Insights. US: Statement UK ed., 2017, 102 p.
3. Chakrabortty S.B., Starke E.A. Fatigue crack propagation of metastable beta titanium-vanadium alloys. Metallurgical Transactions A, 1979, vol. 10, pp. 1901-1911.
4. Bhattacharjee A., Varma V.K., Kamat S.V.,. Gogia A.K, Bhargava S. Influence of p grain size on tensile behavior and ductile fracture toughness of titanium alloy Ti-10V-2Fe-3Al. Metallurgical and Materials Transactions A, 2006, no. 37, pp. 1423-1433. DOI: 10.1007/s11661-006-0087-x
5. Richards N.L. Quantitative evaluation of fracture toughness-microstructural relationships in alpha-beta titanium alloys. Journal of Materials Engineering and Performance, 2004, vol. 13, pp. 218-225.
6. Shi X., Zeng W., Shi Ch., Wang H., Jia Zh. The fracture toughness and its prediction model for Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe titanium alloy with basket-weave microstructure. Journal of Alloys and Compounds, 2015, no. 632, pp. 748-755.
7. Hertzberg R.W. Deformation and fracture mechanics of engineering materials. Fourth edition. John Wiley & Sons, Inc., 1996, 784 p.
8. Terent'ev V.F. Ustalost' metallicheskikh mate-rialov [Fatigue of metallic materials]. Moscow: Nauka, 2002, 248 p.
9. Saxena V.K., Malakondaiah G. Effect of heat treatment on fatigue crack growth in Ti-6Al-3.5Mo-1.9Zr-0.23Si alloy. International Journal of Fatigue, 1989, vol. 11, no. 6, pp. 423-428. DOI: 10.1016/0142-1123(89)90181-3
10. Sun Q.Y., Song S.J., Zhu & H.C. Gu R.H. Toughening of titanium alloys by twinning and martensite transformation. Journal of Materials Science. , 2002, vol. 37, pp. 2543-2547. DOI: 10.1179/174328408X385773.
11. Zhang S., Liu J., Zhang H., Sun J., Chen L. Damage Adaptive Titanium Alloy by In-Situ Elastic Gradual Mechanism. Materials (Basel), 2020, vol. 15, no. 13(2), pp. 406. DOI: 10.3390/ma13020406
12. Il'in A.A., Kolachev B.A., Pol'kin I.S. Titanovye splavy. Sostav, struktura, svoistva: spravochnik [Titanium alloys. Composition, structure, properties]. Moscow: VILS-MATI, 2009, 520 p.
13. Shvetsov O.V., Kondrat'ev S.Iu. Vliianie rezhi-mov zakalki i stareniia na ekspluatatsionnye svoistva splava VT23 [Effect of hardening and aging modes on the performance properties of VT23 alloy]. Nauchno-tekhnicheskie vedomosti SPbPU. Estestvennye i inzhenernye nauki, 2018, vol. 24, no. 2, pp. 119-133. DOI: 10.18721/JEST.240210
14. Drozdovskii B.A., Prokhodtseva L.V., Novosil'-tseva N.I. Treshchinostoikost' titanovykh splavov [Crack resistance of titanium alloys]. Metallurgiia, Moscow, 1983, 191 p.
15. Veselova V.E., Gladkovskii S.V., Kovalev N.I. Vliianie rezhimov termicheskoi obrabotki na strukturu i mekhanicheskie svoistva metastabil'nogo titanovogo splava VT23 [Influence of heat treatment regimes on the structure and mechanical properties of the metastable titanium alloy VT23]. Vestnik Permskogo natsional'nogo is-sledovatel'skogo politekh-nicheskogo universiteta. Mashinostroenie, materialovedenie,
2021, vol. 23, no. 4, pp. 31-39. DOI: 10.15593/22249877/2021.4.04
16. Aleksandrov V.K., Anoshkin N.F., Belozerov A.P. et al. Polufabrikaty iz titanovykh splavov [Semifinished products from titanium alloys]. Moscow: VILS, 1996, 581 p.
17. Gladkovskii S.V., Veselova V.E., Patselov A.M., Khotinov V.A. Vliianie deformatsionnoi stabil'nosti P-fazy v titanovom splave VT23 na fazovyi sostav, strukturu i mekhanicheskie svoistva pri rastiazhenii i udarnom izgibe [Influence of deformation stability of P-phase in VT23 titanium alloy on phase composition, structure and mechanical properties under tension and impact bending]. Vestnik PNIPU. Mashinostroenie, materialovedenie, 2019, vol. 21, no. 4, pp. 26-33. DOI: 10.15593/2224-9877/2019.4.03
18. D'iakova M.A., L'vova E.A., Cheremnykh V.G. Fazovye prevrashcheniia, proiskhodiashchie pod deistviem plasticheskoi deformatsii v titanovykh splavakh [Phase transformations occurring under the action of plastic deformation in titanium alloys]. Termicheskaia i khimiko-termicheskaia obrabotka stalei i titanovykh splavov: mezhvuzovskii sbornik nauchnyh trudov. Perm': PPI, 1987, pp. 73-80.
19. Botvina L.R. Razrushenie: kinetika, mekhanizmy, obshchie zakonomernosti [Destruction: kinetics, mechanisms, general law-determinations]. Moscow: Nauka, 2008, 334 p.
20. Prokhodtseva L.V., Erasov V.S., Lavrova O.Iu., Lavrov A.V. Vliianie formy tsikla na ustalostnye svoistva i mikrostroenie izlomov titanovogo splava VT3-1 [Influence of cycle shape on fatigue properties and fracture microstructure of titanium alloy VT3-1]. Aviatsionnye materialy i tekhnologii, 2012, no. 2, pp. 54-59.
21. Gladkovsky S.V., Kamantsev I.S., Veselova V.E., Khudorozhkova Yu.V. Martensitic transformations in plastic and fracture zones of the 05G20S2 metastable steel during cyclic tests [Electronic resource]. Diagnostics, Re-source and Mechanics of materials and structures, 2022, vol. 1, pp. 25-37. DOI: 10.17804/2410-9908.2022.1.025-037
22. Shpaidel' M.O. Novye azotosoderzhashchie auste-nitnye nerzhaveiushchie stali s vysokimi prochnost'iu i plastichnost'iu [New nitrogen-containing austenitic stainless steels with high strength and ductility]. MiTOM, 2005, no. 11 (605), pp. 9-14.
Поступила: 10.11.2022
Одобрена: 09.02.2023
Принята к публикации: 15.02.2023
Об авторах
Гладковский Сергей Викторович (Екатеринбург, Россия) - доктор технических наук, заведующий лабораторией деформирования и разрушения, главный научный сотрудник ИМАШ УрО РАН (Россия, 620049, Свердловская обл., г. Екатеринбург, ул. Комсомольская, 34, e-mail: gsv@imach.uran.ru).
Веселова Валерия Евгеньевна (Екатеринбург, Россия) - младший научный сотрудник лаборатории деформирования и разрушения ИМАШ УрО РАН (Россия, 620049, Свердловская обл., г. Екатеринбург, ул. Комсомольская, 34, e-mail: veselova@imach.uran.ru).
Дубинский Станислав Вячеславович (Жуковский, Россия) - кандидат физико-математических наук, начальник научно-исследовательского отделения ЦАГИ (Россия, 140181, Московская обл. г. Жуковский, ул. Жуковского, 1, e-mail: info@tsagi.ru).
Воронков Ростислав Викторович (Жуковский, Россия) - кандидат технических наук, заместитель начальника научно-исследовательского отделения ЦАГИ (Россия, 140181, Московская обл. г. Жуковский, ул. Жуковского, 1, e-mail: info@tsagi.ru).
Кулемин Александр Васильевич (Жуковский, Россия) - кандидат технических наук, начальник сектора ЦАГИ (Россия, 140181, Московская обл. г. Жуковский, ул. Жуковского, 1, e-mail: info@tsagi.ru).
Ковалев Игорь Евгеньевич (Жуковский, Россия) - доктор технических наук, профессор, начальник управления научной деятельностью ЦАГИ (Россия, 140181, Московская обл. г. Жуковский, ул. Жуковского, 1, e-mail: info@tsagi.ru).
Ковалев Николай Игоревич (Жуковский, Россия) - аспирант (Россия, 140181, Московская обл. г. Жуковский, ул. Жуковского, 1, e-mail: info@tsagi.ru).
About the authors
Sergey V. Gladkovsky (Yekaterinburg, Russian Federation) - Doctor of Technical Sciences, Head of the Deformation and Fracture Laboratory, Chief Researcher of Institute of Engineering Science UB RAS (34, Komsomolskaya Str., Yekaterinburg, 620049, Russian Federation, e-mail: gsv@imach.uran.ru).
Valeriya E. Veselova (Yekaterinburg, Russian Federation) - Researcher at the Deformation and Fracture Laboratory of Institute of Engineering Science UB RAS (34, Komsomolskaya str., Yekaterinburg, 620049, Russian Federation, e-mail: veselova@imach.uran.ru).
Stanislav V. Dubinsky (Zhukovsky, Russian Federation) - Ph. D. in Physical and Mathematical Sciences, Head of the Research Department of Central Aerohydro-dynamic Institute (1, Zhukovsky str., Zhukovsky, 140181, Russian Federation, e-mail: info@tsagi.ru).
Rostislav V. Voronkov (Zhukovsky, Russian Federation) - Ph. D. in Technical Sciences, Deputy Head of the Research Department of Central Aerohydrodynamic Institute (1, Zhukovsky str., Zhukovsky, 140181, Russian Federation, e-mail: info@tsagi.ru).
Alexander V. Kulemin (Zhukovsky, Russian Federation) - Ph. D. in Technical Sciences, Head of the sector of Central Aerohydrodynamic Institute (1, Zhukovsky str., Zhukovsky, 140181, Russian Federation, e-mail: info@tsagi.ru).
Igor E. Kovalev (Zhukovsky, Russian Federation) -Doctor of Technical Sciences, Professor, Head of the Department of Scientific Activity of Central Aerohydrodynamic Institute (1, Zhukovsky str., Zhukovsky, 140181, Russian Federation, e-mail: info@tsagi.ru).
Nikolay I. Kovalev (Zhukovsky, Russian Federation) -postgraduate student (1, Zhukovsky str., Zhukovsky, 140181, Russian Federation, e-mail: info@tsagi.ru).
Финансирование. Работа выполнена в рамках государственного задания ИМАШ УрО РАН по теме № ААААА18-118020790147-4.
Конфликт интересов. Авторы заявляют об отсутствии конфликта интересов.
Вклад всех авторов равноценен.
