CC BY
41
УДК 621.7.043
Закономерности сверхмногоциклового усталостного разрушения титанового сплава ВТ22
1 12 1 Е.В. Найденкин , А.П. Солдатенков ' , И.П. Мишин ,
В. А. Оборин1'3, А. А. Шанявский2
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Авиарегистр России, а/п Шереметьево, Московская область, 141426, Россия 3 Институт механики сплошных сред УрО РАН, Пермь, 614013, Россия
На примере титанового сплава переходного класса ВТ22, подвергнутого радиально-сдвиговой прокатке с последующим старением, изучены закономерности и механизмы разрушения в условиях сверхмногоцикловой усталости при испытаниях с ультразвуковой частотой колебаний. Показано, что указанная обработка приводит к существенному повышению статической и усталостной прочности сплава. Фрактографический анализ выявил, что переход от сверхмногоциклового к многоцикловому усталостному разрушению осуществляется в интервале амплитуд напряжений 850-900 МПа, что почти в 2 раза выше «предела усталости» исследованного сплава, изготавливаемого по стандартной технологии. Установлено, что зарождение усталостной трещины в области сверхмногоцикловой усталости связано с формированием фасетки излома под углом к оси образца менее 90°, на которой выявлена повышенная локальная концентрация примесей внедрения (углерода и кислорода), по сравнению с химическим составом сплава, обусловленная диффузионным массопереносом из прилегающих областей в зону наибольших напряжений сжатия-растяжения.
Ключевые слова: титановый сплав переходного класса, радиально-сдвиговая прокатка, сверхмно-гоцикловая усталость, разрушение
DOI 10.24412/1683-805X-2021-2-23-33
Very high cycle fatigue fracture of near p titanium alloy
E.V. Naydenkin1, A.P. Soldatenkov1,2, I.P. Mishin1, V.A. Oborin1,3, and A.A. Shanyavskiy2
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 Aviation Register of the Russian Federation, Sheremetyevo Airport, Moscow region, 141426, Russia 3 Institute of Continuous Media Mechanics UrB RAS, Perm, 614013, Russia
Fracture behavior of near p titanium alloy VT22 subjected to radial shear rolling with subsequent aging was studied in very high cycle fatigue tests with an ultrasonic vibration frequency. This type of treatment was shown to significantly increase the static and fatigue strength of the alloy. Fractographic analysis revealed that the transition from very high cycle to high cycle fatigue fracture occurs in the stress amplitude range of 850-900 MPa, which is almost two times higher than the fatigue limit of the studied alloy manufactured by the standard technology. It was found that fatigue crack initiation in the very high cycle fatigue region is associated with the formation of a fracture facet at an angle of less than 90° to the specimen axis. The facet exhibits a higher local concentration of interstitial impurities (carbon and oxygen) compared to the chemical composition of the alloy, which is due to diffusion mass transfer from adjacent regions to the zone of highest compressive-tensile stresses.
Keywords: near p titanium alloy, radial shear rolling, very high cycle fatigue, fracture
© Найденкин Е.В., Солдатенков А.П., Мишин И.П., Оборин В.А., Шанявский А.А., 2021
1. Введение
Перспективы развития авиационной техники в настоящее время связаны с развитием двух направлений в материаловедении. Во-первых, внедряются новые композиционные материалы, которые позволяют облегчить конструкцию и при этом сохранить ее прочностные характеристики [1]. Во-вторых, используют новые технологические приемы, которые позволяют повысить прочностные характеристики уже имеющихся металлических материалов, обеспечивая более длительный срок эксплуатации силовых элементов конструкций [2, 3]. В частности, к таким приемам относятся методы интенсивной пластической деформации, которые позволяют значительно измельчить зеренную структуру, приводя к существенному повышению прочностных и усталостных характеристик металлов и сплавов [4-9]. Известно, что для формирования ультрамелкозернистой структуры методами интенсивной пластической деформации требуется достижение высоких истинных логарифмических степеней деформации (е ~ 8 и выше) [4, 5], что приводит к значительному увеличению стоимости получения таких материалов. В недавних работах [10, 11] было показано, что измельчить структуру и повысить прочностные характеристики, в частности, титановых сплавов переходного класса можно с использованием метода радиально-сдвиговой прокатки в сочетании с последующим старением. С использованием метода радиально-сдвиговой прокатки даже при относительно небольших истинных деформациях (е ~ 2) может быть сформирована ультрамелкозернистая зеренно-субзеренная структура [12, 13], что существенно снижает затраты на термомеханическую обработку.
Титановые сплавы в настоящее время широко используют в конструкциях двигателей и шасси самолетов [14, 15]. В частности, титановый сплав переходного класса ВТ22 применяется для изготовления стоек шасси, например, для самолета Ан-72 [15]. Помимо этого, в современных двигателях повышение надежности работы компрессоров, изготавливаемых из титановых сплавов, обеспечивается снижением концентрации напряжений за счет изготовления «блисков» [16, 17]. Эта деталь представляет собой изготовленный единый объект с диском компрессора и лопатками, что позволило исключить влияние зоны соединения лопаток с диском на ресурс компрессора за счет высокой концентрации напряжений.
В результате применения титановых сплавов в указанных конструкциях возникает проблема обеспечения ресурса конструкции по различным критериям. Известно, что в общем случае процесс накопления усталостных повреждений в металлах характеризует трехмасштабная усталостная кривая, которая указывает на возможный диапазон напряжений для материала по отношению к его пределу текучести [18] (рис. 1). Применительно к титановым сплавам, у которых соотношение между так называемым пределом усталости а-1 и пределом текучести а02 составляет ~0.5_0.7 [19], могут быть реализованы все три масштабных уровня разрушения металла в условиях его циклического нагружения.
Стойки шасси самолетов испытывают основную нагрузку в момент посадки, однако при пробеге по взлетно-посадочной полосе в случае подготовки к полету, при движении самолета по взлетно-посадочной полосе с максимальной допустимой загрузкой и тем более в случае пробега после посадки материал испытывает значительные вибрационные нагрузки. Их частота определяется качеством взлетно-посадочной полосы и может существенно влиять на ресурс стоек шасси. В связи с этим для достижения предельного срока эксплуатации необходимо использовать сплав, для которого рабочий ресурс может быть обеспечен по различным критериям применительно к одному и тому же элементу конструкции.
Таким образом, современные конструкции воздушных судов подразумевают использование титановых сплавов при накоплении ими усталостных повреждений в разных диапазонах по масштабным уровням (рис. 1), и, в частности, актуальным является вопрос о достижении предель-
— а_1/а02<1 -■-а_1/а02=1
\ * \ X х*4. ..Ху□ * ч А^з = Л<^2 СВМУ4^
МНЦу\ч
* X иАяы СВМУ4^
102 104 106 108 Ю10 1012 Л^
Рис. 1. Обобщенная диаграмма усталости металлических материалов с областями бифуркации Ад^-, построенная для случаев с^/а^ < 1 и а_!/а02 = 1. МЦУ — малоцикловая усталость, МНЦУ — многоцикловая усталость, СВМУ — сверхмногоцикловая усталость
Таблица 1. Химический состав сплава ВТ22, мас. %
Al V Mo Cr Fe Zr Si O C N H Ti
4.74 5.04 5.57 0.81 0.98 0.30 0.15 0.18 0.10 0.05 0.015 Основа
ного состояния материала в области сверхмного-цикловой усталости (микромасштабный уровень). Проблема сверхмногоцикловой усталости тщательно исследована применительно к титановому сплаву ВТ3-1, который широко применяется для изготовления дисков компрессоров и лопаток газотурбинных двигателей [20-22]. Вместе с тем в новых конструкциях существует тенденция перехода на использование новых высокопрочных титановых сплавов, в том числе титанового сплава ВТ22 [15].
Ранее в работах [10, 23] были изучены структура, механические характеристики и деформационное поведение сплава ВТ22, подвергнутого ра-диально-сдвиговой прокатке и последующему старению. Кроме того, в работе [24] были изучены закономерности сопротивления усталостному разрушению при нагружении с ультразвуковой частотой. В то же время механизмы разрушения этого сплава в области сверхмногоцикловой усталости ранее не исследовали. В связи с этим в настоящей работе были изучены закономерности и механизмы усталостного разрушения указанного сплава, полученного методом радиально-сдвиго-вой прокатки с последующим старением, в области сверхмногоцикловой усталости при нагружении с ультразвуковой частотой.
2. Материал и методы исследований
В качестве материала для исследований был выбран промышленный титановый сплав ВТ22 (Т1-5Л1-5У-5Мо-1Сг-1Ре) с химическим составом, приведенным в табл. 1. Радиально-сдвиговую прокатку прутка исходного сплава диаметром 40 мм проводили на министане винтовой прокатки 14-40 в интервале температур 850-750 °С. Диаметр конечного сечения прутка составил 17 мм, общий коэффициент вытяжки ~3.6 (истинная логарифмическая деформация е ~ 1.3). Термическую обработку (старение) полученного методом радиаль-но-сдвиговой прокатки прутка проводили в воздушной печи 8КОЬ-16251/11 при температуре 450 °С в течение 5 ч. В соответствии с работой [14] данный сплав имеет температуру полного полиморфного превращения около 860 °С.
Модуль упругости, пределы прочности и текучести, а также удлинение до разрушения сплава ВТ22, подвергнутого радиально-сдвиговой про-
катке с последующим старением, были определены путем проведения испытаний на растяжение образцов в виде двойной лопатки с размерами рабочей базы 1 х 2 х 10 мм3 на установке Instron 3369 со скоростью деформации 6 • 10-4 с-1 при комнатной температуре. Образцы для механических испытаний вырезали электроискровым способом вдоль оси радиально-сдвиговой прокатки. Перед проведением испытаний с поверхности образцов удаляли слой толщиной около 100 мкм механической шлифовкой и последующей электролитической полировкой с использованием электролита следующего состава: 20 % HCIO4 + 80 % CH3CO2H.
Экспериментальные исследования поведения титанового сплава в области сверхмногоцикловой усталости были проведены на ультразвуковой испытательной машине Shimadzu USF-2000 с частотой 20 кГц. Нагружение осуществляли в диапазоне амплитуд напряжения 630-900 МПа с коэффициентом асимметрии цикла R = -1. Исследования были проведены на образцах с минимальным диаметром поперечного сечения 5 мм после механической обработки, изготовленных в соответствии с рис. 2. Образцы перед испытаниями подвергались механической шлифовке и полировке до достижения шероховатости не более Rz = 0.6 мкм. Для охлаждения образцов во время испытаний на усталость c ультразвуковой частотой использовался сжатый воздух.
После испытаний на сверхмногоцикловую усталость были выполнены фрактографическое исследование поверхностей разрушения и микро-рентгеноспектральный анализ образцов с использованием растрового электронного микроскопа Carl Zeiss EV040 с приставкой Inca для микро-рентгеноспектрального анализа.
3. Результаты исследований
Механические характеристики титанового сплава ВТ22, полученного методом радиально-сдви-
19.6 ±0.05 19.6 ±0.05
Рис. 2. Вид и геометрические размеры образцов для усталостных испытаний, размеры в мм
Таблица 2. Механические характеристики титанового сплава ВТ22, полученного методом радиально-сдвиговой прокатки с последующим старением при температуре 450 °C, 5 ч
Модуль упругости Е, ГПа 130
Предел прочности аВ, МПа 1695±10
Предел текучести а02, МПа 1600±10
Удлинение до разрушения 5, % 3.0 ± 0.5
говой прокатки с последующим старением, приведены в табл. 2. Как видно из таблицы, предел текучести сплава после указанной обработки достигает 1600 МПа, что примерно в 1.5 раза выше, чем после стандартной термической обработки, включающей закалку и старение [14, 15]. При этом сохраняются удовлетворительные пластические характеристики сплава, а удлинение до разрушения составило ~3 % (табл. 2). Повышенные прочностные характеристики сплава после радиально-сдвиговой прокатки и старения позволяют в соответствии с рис. 1 сделать предположение о соответствующем возможном повышении его усталостных характеристик.
Действительно, проведенные испытания на сверхмногоцикловую усталость с ультразвуковой частотой показали, что даже при амплитуде напряжения 850 МПа долговечность образцов составляла не менее 2.8 • 107 циклов до разрушения (рис. 3), что по уровню напряжения (g/g0.2 ~ 0.5)
^ СВМУ \
\
\
□ □
оии ~гтттт1...............................1—г-Лгттттт-1—Г-1
105 106 107 108 109 Число циклов до разрушения ^
Рис. 3. Зависимость числа циклов до разрушения от амплитуды напряжения
близко к границе перехода от сверхмногоцикло-вой к многоцикловой усталости (рис. 1). При амплитудах напряжения ниже указанного уровня долговечность образцов составила более 3.5 • 107 циклов до разрушения (рис. 3). Так, при амплитуде напряжения 635 МПа образцы не разрушались даже при числе циклов более 1.3 • 109. В то же время при напряжении 900 МПа наблюдается резкое снижение усталостной долговечности (число циклов до разрушения составило 7.1 • 104).
Анализ изломов образцов с использованием сканирующей электронной микроскопии показал, что зарождение усталостной трещины с поверхности при циклическом нагружении (рис. 4, а, б) происходит только при уровне напряжения 900 МПа (рис. 3), тогда как при меньшем уровне напряжения зарождение трещины происходило
Рис. 4. Вид изломов образцов с очагами зарождения трещин на поверхности (а, б) и под поверхностью (в, г), испытанных при аа = 900 (а, б) и 702 МПа (в, г), N = 7.1 • 104 (а, б) и 7.1 • 107 циклов (в, г)
Рис. 5. Очаг разрушения образца, испытанного при амплитуде напряжения оа = 702 МПа, N = 7.1 • 107 циклов, наблюдаемый в режимах работы растрового электронного микроскопа (РЭМ) в обратнорассеянных (а) и обратноотраженных (б) электронах
под поверхностью (рис. 4, в, г). При этом усталостная трещина распространялась макроскопически в плоскости, перпендикулярной оси приложенного к образцу циклического напряжения, а возникновение очага разрушения происходило на разном расстоянии от поверхности и это расстояние не связано с величиной амплитуды напряжения или с долговечностью испытанного образца. Большая часть разрушенных образцов имела почти круговую форму фронта распространения усталостной трещины без выхода самой трещины на поверхность образца перед его окончательным разрушением (рис. 4, в).
Проведенные исследования показали, что очаг сверхмногоциклового усталостного разрушения во всех образцах является однотипным и его геометрия не зависит от уровня напряжения и долговечности образца (рис. 5). Очагом является сглаженная фасетка, ориентированная под углом к сформированной в последующем поверхности излома. От нее расходятся террасы или ступеньки также сглаженного рельефа, причем в режиме работы микроскопа в отраженных электронах все указанные участки поверхности очага разрушения имеют темный контраст по отношению к остальной части излома (рис. 5, б). При этом карти-
Полная шкала 7050 имп.
Рис. 6. Вид очаговой фасетки зарождения трещины под поверхностью (а, в) с областями анализа химических элементов в пределах прямоугольных участков (б, г) и распределение химических элементов в пределах этих участков в образце, испытанном при оа = 640 МПа, N = 1.9 • 108 циклов (цветной в онлайн-версии)
Рис. 7. Область начального развития трещины от подповерхностного очага (а) и фрагмент излома с ямочным рельефом непосредственно около очага разрушения в образце, испытанном при оа = 640 МПа, N = 6.7 • 108 циклов (б). Пунктиром на рисунке (а) указана область излома, представленная на рисунке (б) при большем увеличении микроскопа
ны разрушения свидетельствуют о том, что образование фасетки не связано с выделением неметаллических или других включений, как это часто бывает в случае дисперсно-упрочненных сплавов [25]. Таким образом, в условиях высокочастотного циклического нагружения сплава ВТ22, полученного методом радиально-сдвиговой прокатки с последующим старением, переход от разрушения на микромасштабном уровне (область сверх-многоцикловой усталости) к мезомасштабно-му уровню (область многоцикловой усталости) осуществляется в интервале напряжений 850-
900 МПа, что почти в 2 раза выше «предела усталости» исследованного сплава, изготавливаемого по принятой стандартной технологии [14].
Выполненный локальный спектральный анализ показал, что распределение химических элементов в пределах очага разрушения отличается от распределения химических элементов на прилегающих участках излома, отвечающих последующему развитию разрушения (рис. 6). В пределах очаговой фасетки наблюдается высокое содержание кислорода О (около 26 мас. %) и углерода С (около 5 мас. %), которые в малом количестве
Полная шкала 25364 имп.
Рис. 8. Вид ступеньки в зоне соединения мезотуннелей с выраженными продуктами смятия материала в результате контактного взаимодействия ответных частей излома с областями анализа химических элементов в пределах прямоугольных участков (а, в) и спектры распределения химических элементов в пределах этих участков (б, г). оа = 800 МПа, N = 3.4 • 10 циклов до разрушения (цветной в онлайн-версии)
Рис. 9. Вид волнистого рельефа излома с растрескиванием материала, сформированного на стадии ускоренного развития трещины в образце, испытанном при оа = 640 МПа, N = 1.9 • 108 циклов до разрушения
входят в состав сплава ВТ22 (табл. 1). Этот факт свидетельствует о том, что указанные химические элементы внедрения продиффундировали в зону формировавшегося очага разрушения из прилегающего объема сплава, т.к. большинство образцов сформировали зону долома без выхода трещины на поверхность.
От очаговой зоны происходило формирование поверхности разрушения в виде сглаженного рельефа, который расположен на разных уровнях друг от друга. В результате по границе соединения распространяющихся самостоятельно участков разрушения материала происходило образование ступеньки при соединении указанных участков между собой. В некоторых случаях соединение не приводило к образованию общего фронта трещины и фрагмент материала оставался неразрушенным или разрушение происходило при общем окончательном разрушении образца с образованием фрагмента ямочного рельефа около очаговой фасетки (рис. 7).
Во всех случаях происходило формирование траекторий трещин в виде лучей, образованных от мезотуннелирования трещины и соединения мезотуннелей по мере прорастания усталостной трещины с круговой формой фронта. В некото-
рых зонах ступеньки имели не только значительную высоту, но и признаки контактного взаимодействия в виде фрагментов вытесненного материала (рис. 8). Выполненный спектральный анализ по участкам выраженного контактного взаимодействия ответных частей излома показал, что на них также имеется высокое содержание кислорода и углерода (рис. 8).
Морфология рельефа поверхности разрушения сплава ВТ22, полученного радиально-сдвиговой прокаткой с последующим старением, существенно отличается от той, что наблюдалась ранее для деформированного сплава ВТ3-1 [20-22]. В сплаве ВТ3-1 на поверхности излома элементы рельефа отражают пластинчатую или глобулярную структуру металла. В случае исследуемого сплава ВТ22, в отличие от сплава ВТ3-1, никаких признаков проявления структуры материала в пределах зоны усталостного разрушения не выявлено. С возрастанием скорости роста трещины и приближением к зоне долома сформирован развитый волнистый рельеф с растрескиванием материала (рис. 9), что характерно для усталостного разрушения металлов в случае распространения сквозных трещин при частоте нагружения менее 100 Гц. При высокочастотном нагружении (частота нагружения на 2 порядка выше) естественно было бы ожидать охрупчивание материала. На самом же деле этого не происходило и развитие трещины характеризует такой же рельеф, как и при умеренных частотах нагружения. Это указывает на высокий уровень достигавшихся скоростей роста усталостной трещины перед окончательным разрушением образца (порядка нескольких микрометров за цикл) [26].
Переход к окончательному разрушению образцов происходил дискретно без образования участка повторно-статического разрушения. Сформированный ямочный рельеф имел выраженную ориентированную морфологию рельефа вдоль де-
Рис. 11. Участок усталостного рельефа излома образца из двухфазового (а + Р) титанового сплава ВТ3-1, наблюдаемого в режимах работы РЭМ в обратнорассеянных (а) и обратноотраженных (б) электронах. оа = 310 МПа, N = 109 циклов
формационных структурных элементов с образованием вихреобразных участков (рис. 10).
4. Обсуждение результатов
Различие в фазовом контрасте изображения очаговой зоны по отношению к близлежащим разрушенным объемам материала (см. рис. 5, а, б) свидетельствует для титановых сплавов о различии в структуре металла. Для двухфазовых (а + Р) титановых сплавов (режим получения РЭМ изображения — отраженные электроны) хорошо различается геометрия отдельных элементов а- и Р-фазы, имеющих различный тип кристаллической решетки (рис. 11). На рис. 11, б белый цвет в режиме работы РЭМ в обратноотраженных электронах отвечает Р-фазе, а темный цвет — а-фазе.
Применительно к анализируемому сплаву ВТ22 в тонком слое толщиной в несколько микрометров в глубину от излома очаговая зона имеет иное структурное состояние, чем весь объем металла, окружающий очаг разрушения.
Детальное изучение рельефа первоначальной фасетки очага разрушения показало, что на указанной поверхности имеется каскад сферических наноразмерных частиц (рис. 12). Очевидно, что
они были сформированы в результате процесса фреттинга, который возникает в номинально неподвижных соединениях, находящихся в непрерывном контакте между собой [27, 28].
При этом доминирует механизм накопления повреждений на указанной поверхности очага в условиях сдвига (рис. 13). В зоне контакта происходит формирование наноструктур в тонком слое, глубиной менее 1 мкм. Такое явление также наблюдалось, например, в условиях вдавливания индентора в поверхность, которая подвергалась пластическому смятию при сдвиге на стали 20Х18Н10Т [27]. Исследования с помощью просвечивающего микроскопа, проведенные в указанной работе, показали, что в тонком поверхностном слое возникает наноструктура с глобулярными зернами. Такие же глобулярные зерна наблюдаются при фреттинге в изломе образцов из алюминиевых сплавов [28].
Факт формирования рассматриваемой очаговой фасетки излома в образцах с разной наработкой и в условиях, когда трещина не выходила на наружную поверхность образца до его окончательного разрушения, указывает на следующее. В исследуемом сплаве первоначально под действием повторяющегося циклического сжатия и рас-
Рис. 12. Вид каскада сферических частиц, образованных на начальной (очаговой) фасетке разрушения в результате фреттинга по ответным (контактировавшим) частям излома в образцах, разрушенных при оа = 680 МПа, N = 1.2 х 108 циклов (а) и оа = 702 МПа, N = 7.1 • 107 циклов до разрушения (б)
Û
Рис. 13. Схема сдвига при сжатии ответных частей излома по очаговой фасетке разрушения
тяжения в зоне наибольшего стеснения пластической деформации возникает сильнодеформиро-ванное (неравновесное) состояние, в результате чего развивается процесс фрагментации с формированием наноструктуры [29, 30]. Далее по границам зерен (наноструктур) происходит разупрочнение материала, в том числе при вращении этих зерен, обусловленном их ротационной нестабильностью на мезомасштабном уровне [28]. В образующуюся микротрещину при локальном разогреве материала из-за возникающего контакта по ответным частям поверхности излома происходит диффузия из сопряженных объемов примесей внедрения (углерода и кислорода), что способствует образованию свободной поверхности. В дальнейшем контактное взаимодействие по ответным частям излома сохраняется, что приводит к еще большему разогреву металла и еще большей активации процесса диффузионного массо-переноса указанных химических элементов. Этот факт подтверждается выявленным каскадом сферических частиц, которые формируются в условиях микроперемещений взаимодействующих ответных поверхностей (рис. 12).
Подтверждением факта диффузии углерода и кислорода из прилегающего объема сплава в зону контакта между ответными частями излома служит выполненный дополнительно анализ распределения химических элементов по поверхности ступенек, образованных соединением мезотунне-лей, по которым выявлены фрагменты смятия материала от контакта ответных частей излома (рис. 8). Как показал анализ, в указанных зонах имеется избыточное по сравнению с химическим составом сплава содержание углерода и кислорода (в сплаве концентрация данных элементов составляет не более 0.18 мас. %). Следует отметить, что такое диффузионное перераспределение примесей внедрения из прилегающего объема в об-
ласть с наибольшими сжимающими и растягивающими напряжениями может быть аналогично известному эффекту Горского [31].
Таким образом, в титановом сплаве переходного класса ВТ22, подвергнутом радиально-сдвиговой прокатке с последующим старением, возникновение очаговой зоны разрушения под поверхностью образца в диапазоне напряжений 630-850 МПа (область сверхмногоцикловой усталости) обусловлено достижением сплавом предельного уровня накапливаемых дефектов кристаллической решетки. В результате этого в зоне наиболее высоких сжимающих и растягивающих напряжений наблюдается переход сплава в неравновесное состояние с формированием тонкого на-ноструктурированного слоя [30]. В пределах этого слоя происходит вращение наноразмерных зерен или наноструктур под действием циклической нагрузки с образованием свободной поверхности по границам нанозерен. Возникающая несплошность оказывается концентратором напряжения, от которого в последующем начинает распространяться усталостная трещина, располагаясь макроскопически в плоскости, перпендикулярной оси приложенной к образцу нагрузки.
5. Заключение
Радиально-сдвиговая прокатка с последующим старением позволяет повысить предел текучести титанового сплава переходного класса ВТ22 в 1.5 раза при сохранении удовлетворительной пластичности. Подвергнутый указанной обработке сплав демонстрирует высокое сопротивление усталостному разрушению в области сверхмного-цикловой усталости при нагружении с ультразвуковой частотой. При этом переход от разрушения на микромасштабном уровне (область сверх-многоцикловой усталости) к мезомасштабному уровню (область многоцикловой усталости) осуществляется в интервале амплитудных напряжений 850-900 МПа, что в 2 раза выше «предела усталости» сплава, изготавливаемого по стандартной технологии. В области сверхмногоцикловой усталости зарождение усталостных трещин в деформированном титановом сплаве ВТ22 происходит под поверхностью в зоне наибольшего напряженного состояния при отсутствии неоднородно-стей деформационного и иного характера.
Зарождение усталостной трещины в области сверхмногоцикловой усталости связано с формированием в зоне наибольших напряжений фасет-
ки излома под углом к оси образца менее 90°, на которой выявлена повышенная локальная концентрация углерода и кислорода, по сравнению с химическим составом сплава ВТ22. Поскольку окончательное разрушение образцов происходило до того, как внутренняя усталостная трещина достигала поверхности, выявленное избыточное содержание указанных химических элементов внедрения обусловлено их диффузионным перераспределением из прилегающего объема материала в зону первоначальной фасетки очага разрушения.
Выявленные при сверхмногоцикловом нагру-жении на поверхности очаговой фасетки разрушения сферические частицы позволяют рассматривать следующий механизм усталостного разрушения исследуемого титанового сплава ВТ22 в области сверхмногоцикловой усталости. Первоначально во внутренних объемах металла достигается предельное состояние в условиях циклического сжатия и растяжения с переходом узкой области в неравновесное состояние с формированием наноструктуры. Далее происходит разупрочнение материала по границам нанозерен при их вращении в разных направлениях относительно центров, что приводит к локальному разогреву металла и способствует активации диффузии углерода и кислорода в зону очага разрушения. По сформировавшейся первоначально фасетке контакт сохраняется во время всего разрушения материала, что приводит к формированию ультрадисперсных продуктов фреттинга сферической формы.
По границам мезотуннелей, где происходит соединение отдельно сформированных участков трещин, при возникновении контактных нагрузок после формирования поверхности мезотуннеля реализуется ускоренный диффузионный массопе-ренос углерода и кислорода, как и по поверхности фасетки в очаге разрушения.
Работа выполнена при финансовой поддержке Российского научного фонда (проект № 19-1900033).
Литература
1. Speckmann H., Roesner H. Structural Health Monitoring: A Contribution to the Intelligent Aircraft Structure // Proceedings of ECNDT 2006. - Berlin, 2006.
2. Шанявский А.А., Артамонов М.А. Влияние лазерного воздействия на усталостное разрушение сплава 2024-Т351 // Физ. мезомех. - 2007. - Т. 10. -№ 4. - C. 87-95.
3. ShanyavskiyA.A. The effects of loading waveform and microstructure on the fatigue response of Ti-6Al-2Sn-4Zn-2Mo alloy // Fatigue Fract. Eng. Mater. Struct. -2005. - V. 28(1-2). - P. 195-204.
4. MeyersM.A., Mishra A., Benson D.J. Mechanical properties of nanocrystalline materials // Prog. Mater. Sci. - 2006. - V. 51. - P. 427-556.
5. Ovid'ko I.A., Valiev R.Z., Zhu Y.T. Review on superior strength and enhanced ductility of metallic nanomateri-als // Prog. Mater. Sci. - 2018. - V. 94. - P. 462-540.
6. Naydenkin E.V., Ratochka I.V., Mishin I.P., Lyko-va O.N., Varlamova N.V. The effect of interfaces on mechanical and superplastic properties of titanium alloys // J. Mater. Sci. - 2017. - V. 52(8). - P. 41644171.
7. Höppel H. W., Kautz M., Xu C., Murashkin M., Langdon T.G., Valiev R.Z., Mughrabi H. An overview: Fatigue behavior of ultra-fine grained metals and alloys // Int. J. Fatigue. - 2006. - V. 28. - P. 1001-1010.
8. Kim W.J., Yyun C.Y., Kim H.K. Fatigue strength of ult-rafine-grained pure Ti after severe plastic deformation // Scripta Mater. - 2006. - V. 54. - P. 1745-1750.
9. Saitova L.R., Höppel H.W., Göken M., Semenova I.P., Valiev R.Z. Cyclic deformation behaviour and fatigue lives of ultrafine-grained Ti-6Al-4V ELI alloy for medical use // Int. J. Fatigue. - 2009. - V. 31. - P. 322331.
10. Naydenkin E.V., Ratochka I.V., Mishin I.P., Lyko-va 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.
11. Sheremetyev V., Kudryashova A., Cheverikin V., Ko-rotitskiy A., Galkin S., Prokoshkin S., Brailovski V. Hot radial shear rolling and rotary forging of metasta-ble beta Ti-18Zr14Nb (at. %) alloy for bone implants: Microstructure, texture and functional properties // J. Alloy. Comp. - 2019. - V. 800. - P. 320-326.
12. Dobatkin S., Galkin S., Estrin Y., Serebryany V., Diez M., Martynenko N., Lukyanova E., Perezhogin V. Grain refinement, texture, and mechanical properties of a magnesium alloy after radial-shear rolling // J. Alloy. Comp. - 2019. - V. 774. - P. 969-979.
13. Sheremetyev V., Kudryashova A., Dubinskiy S., Galkin S., Prokoshkin S., Brailovski V. Structure and functional properties of metastable beta Ti-18Zr-14Nb (at. %) alloy for biomedical applications subjected to radial shear rolling and thermomechanical treatment // J. Alloy. Comp. - 2018. - V. 737. - P. 678-683.
14. Ильин А.А., Колачев Б.А., Полькин И. С. Титановые сплавы. Состав, структура, свойства: Справочник. - М.: ВИЛС-МАТИ, 2009.
15. Moiseyev V.N. Titanium Alloys. Russian Aircraft and Aerospace Applications. - New York: CRC Press, 2005.
16. Beirow B., Kühhorn A., Figaschewsky F., Hönisch P., Giersch T., Schrape S. Model update and validation of
a mistuned high-pressure compressor blisk // Aeronaut. J. - 2019. - V. 123(1260). - P. 230-247. - doi 10.1017/aer.2018.149
17. Пат. 2 450 883 C1 RU. Способ изготовления дисков с лопатками типа «блиск» (варианты) и штамп для осуществления способа / О.А. Кайбышев. -Опубл. в Б.И., 2012, № 14.
18. Shanyavskiy A.A., Soldatenkov A.P. Scales of metal fatigue limit // Phys. Mesomech. - 2020. - V. 23. -No. 2. - P. 120-127. - doi 10.1134/S102995992002 0034
19. Авиационные материалы: Справочник в 9 т. / Под ред. А.Т. Туманова. - М.: ВИАМ, 1975.
20. Nikitin A.D., Palin-Luc T., Shanyavskiy A.A., Ba-thias C. Crack path in aeronautical titanium alloy under ultrasonic torsion loading // Fratt. Integr. Strut-tur. - 2016. - V. 35. - P. 213-222. - doi 10.3221/IGF-ESIS.35.25
21. Nikitin A.D., Palin-Luc T., Shanyavskiy A.A. Crack initiation in VHCF regime on forged titanium alloy under tensile and torsion loading modes // Int. J. Fatigue. - 2016. - V. 93. - P. 318-325.
22. Nikitin A.D., Palin-Luc T., Shanyavskiy A.A. Fatigue crack initiation and growth on an extruded titanium alloy in gigacycle regime: Comparison between tension and torsion loadings // Proc. Struct. Integr. - 2016. -V. 2. - P. 1125-1132. - doi 10.1016/j.prostr.2016.06. 144
23. 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 ß titanium alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. -V. 769. - P. 138495.
24. Naydenkin E.V., Mishin I.P., Ratochka I.V., Obo-rin V.A., Bannikov M.V., Bilalov D.A., Naydenkin K.E.
Fatigue and fracture behavior of ultrafine-grained near P titanium alloy produced by radial shear rolling and subsequent aging // Mater. Sci. Eng. A. - 2021. -V. 810. - P. 140968. - doi 10.1016/j.msea.2021. 140968
25. Murakami Y. Metal Fatigue Effects of Small Defects and Nonmetallic Inclusions. - Elsevier Ltd., 2002.
26. Шанявский А.А. Моделирование усталостных разрушений металлов. Синергетика в авиации. - Уфа: Монография, 2007.
27. Панин В.Е., Почивалов Ю.И., Моисеенко Д.Д., Максимов П.В., Бикинеев Г.Ш. Трибоконтакт в парах трения как многоуровневая иерархически организованная система // Физ. мезомех. - 2010. -Т. 13. - № 6. - С. 27-34.
28. Шанявский А.А. Ротационная неустойчивость деформации и разрушения металлов при распространении усталостных трещин на мезоскопическом масштабном уровне. I. Процессы пластической деформации в вершине трещины // Физ. мезомех. -2001. - Т. 4. - № 1. - C. 73-80.
29. Шанявский А.А., Банов М.Д., Захарова Т.П. Принципы физической мезомеханики на наноструктур-ном уровне усталости металлов. Часть I. Модель зарождения усталостных трещин под поверхностью в титановом сплаве ВТ3-1 // Физ. мезомех. -2010. - Т. 13. - № 1. - С. 61-72.
30. Pan X., Xu S., Qian G., Nikitin A., Shanyavskiy A., Pa-lin-Luc T., Hong Y. The mechanism of internal fatigue-crack initiation and early growth in a titanium alloy with lamellar and equiaxed microstructure // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. - V. 798. - P. 140110.
31. Gorsky W.S. Theory of elastic affereffect in unordered mixed crystals // Phys. Zeitschr. Sowjet. - 1935. -V. 8. - P. 457-471.
Поступила в редакцию 26.03.2021 г., после доработки 29.03.2021 г., принята к публикации 29.03.2021 г.
Сведения об авторах
Найденкин Евгений Владимирович, д.ф.-м.н., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, nev@ispms.ru
Солдатенков Алексей Павлович, инж.-иссл. ИФПМ СО РАН, нач. сект. «Авиарегистр России», 106otdel@mail.ru Мишин Иван Петрович, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, mishinv1@yandex.ru
Оборин Владимир Александрович, инж.-иссл. ИФПМ СО РАН, вед. инж. ИМСС УрО РАН, oborin@icmm.ru Шанявский Андрей Андреевич, д.т.н., проф., нач. отд. «Авиарегистр России», 106otdel@mail.ru
