Принципы физической мезомеханики на наноструктурном уровне усталости металлов. Часть П. Разрушение жаропрочного сплава эп741 под поверхностью

УДК 629.735.084

Принципы физической мезомеханики на наноструктурном уровне усталости металлов. Часть II. Разрушение жаропрочного сплава ЭП741 под поверхностью

A.A. Шанявский, М.Д. Банов, Т.П. Захарова

Государственный центр «Безопасность полетов на воздушном транспорте», а/я 54, аэропорт Шереметьево-1,

Московская обл., 141426, Россия

Исследован жаропрочный сплав ЭП741НП в области долговечностей 105-108 циклов в условиях циклического растяжения круглых образцов с нагревом окружающей среды до 650 °С. Показано, что разрушение образцов начинается с возникновения очага под поверхностью от скопления включений или от сформированной гладкой фасетки. Далее реализуется процесс разрушения по плоскостям скольжения с интенсивным окислением излома, после чего происходит самоорганизованный, дискретный переход к разрушению в области малоцикловой усталости с формированием усталостных бороздок при менее интенсивном окислении излома. Предложенная модель раскрытия берегов трещины по типу III и I в процессе формирования очаговой фасетки, а также последующего разрушения по плоскостям скольжения позволяет объяснить наблюдаемые закономерности разрушения и окисления материала под поверхностью.

Ключевые слова: жаропрочный сплав, порошковая металлургия, наноструктурный уровень, усталость, очаг под поверхностью, ротации, окисление излома

Principles of physical mesomechanics of nanostructural fatigue of metals.

Part II. Subsurface fracture of high-resistant EP741 alloy

A.A. Shanyavskiy, M.D. Banov and T.P. Zakharova

State Center of Flight Safety for Civil Aviation, Moscow, 141426, Russia

Round specimens of high-resistant EP741NP alloy were tested over a fatigue life range of 105-108 cycles under cyclic tension with heating of the surrounding to 650 °C. It is shown that fracture of the specimens begins with a fracture nucleus arising beneath the surface from a cluster of inclusions or formed smooth facet. Further, the process develops along slip planes with intense oxidation of the fracture, whereupon a self-organized discrete transition to fracture in the low-cycle fatigue range occurs with the formation of fatigue striations and less intense oxidation of the fracture. The proposed model of crack edge opening of types III and I during the facet formation and subsequent fracture along slip planes allows explaining the observed mechanisms of subsurface fracture and oxidation of the material.

Keywords: heat-resistant alloy, powder metallurgy, nanostructural level, fatigue, subsurface nucleus, rotations, oxidation of a fracture

1. Введение

Многочисленные исследования усталостных разрушений, возникающих при эксплуатации элементов конструкций двигателей из жаропрочных сплавов, показывают, что первоначально зарождение трещин происходит на поверхности по механизму ползучести и термоусталости [1]. Только после того, как трещина сформирует некоторую площадь поверхности критической величины, реализуется дискретный, самоорганизованный переход к внутризеренному усталостному разрушению материала. Такое поведение относится к лопаткам роторов турбин двигателей, у которых развитие усталостных

трещин реализуется в области многоцикловой усталости.

Применительно к дискам турбин усталостное разрушение является редким событием, когда зарождение разрушения происходит в зонах высокой концентрации напряжений на поверхности, а развитие трещин реализуется в области малоцикловой усталости.

Редкие случаи разрушения лопаток ротора турбин связаны с возникновением усталостных трещин под поверхностью в области сверхмногоцикловой усталости при высокочастотном (более 1000 Гц) нагружении [2]. В этом случае очагами разрушения являются сглажен-

© Шанявский A.A., Банов М.Д., Захарова Т.П., 2010

ные фасетки излома, которые характеризуют развитие трещин по плоскостям скольжения. В зависимости от типа материала, технологии изготовления лопатки (литье или штамповка) могут быть сформированы различные по морфологии рельефа начальные участки излома, имеющие большую или меньшую шероховатость. После очаговой фасетки излома происходит развитие трещины с формированием известной морфологии рельефа излома, которая отражает внутризеренное усталостное разрушение материала в области низких скоростей развития трещин, что связано с областью многоцикловой усталости.

Испытания образцов из жаропрочных сплавов в области сверхмногоцикловой усталости показали, что начальный участок излома, сформированный под поверхностью образца, представляет собой поверхность раскалывания двух зерен по плоскостям скольжения [3]. Каждая плоскость раскалывания сглаженная, без признаков образования ручьистого рельефа, который возникает в том случае, когда развитие трещины в пределах зерна происходит по нескольким параллельно расположенным плоскостям скольжения. Природа возникновения трещин под поверхностью рассматривается в связи с известным процессом скольжения, который обычно наблюдают для начального роста усталостных трещин на поверхности образца.

На самом деле, как было обсуждено в первой части данной статьи [4], вдали от поверхности металл находится в условиях гидростатического сжатия-растяжения. Сама поверхность разрушения может быть сформирована только после того, как вокруг первоначального участка потери когезивной прочности возникает зона пластической деформации. Механизм разрушения, который реализуется при первоначальном накоплении повреждений в плоскостях скольжения за счет возникающих вихревых потоков деформационных дефектов, с последующим переходом к созданию зоны пластической деформации в вершине очаговых фасеток разрушения позволяет понять в полной мере физические закономерности накопления повреждений при возникновении первоначального очага разрушения.

Поэтому было проведено исследование закономерностей возникновения и распространения усталостных трещин под поверхностью образцов, изготовленных из жаропрочного сплава ЭП741НП.

2. Материал и образцы для испытаний

Для проведения исследований были использованы

гладкие круглые образцы из жаропрочного сплава на

никелевой основе ЭП741НП с упрочняющей у '-фазой.

Металлографическое исследование показало, что со-

стояние упрочняющей фазы удовлетворительное.

Образцы вырезаны из заготовок, полученных методом порошковой металлургии. Круглые образцы имели

наименьшее рабочее сечение 4 мм, а в районе захватов — 8 мм.

В исследованных образцах присутствовали фрагменты скоплений неоднородностей, которые представляли собой мелкодисперсные частицы. В некоторых случаях в зоне мелкодисперсных частиц имелись окислы.

Анализ локального химического состава сплава ЭП741НП с помощью микрорентгеноспектрального анализатора Inca на растровом электронном микроскопе Zeiss EVO показал, что по основным химическим элементам нет принципиальных различий между составами очаговой зоны и основного материала образцов. Поэтому скопления частиц в очагах разрушения следует рассматривать как геометрические, а не химические неоднородности материала.

3. Методика испытаний и исследований

Все образцы подвергали циклическому растяжению на гидравлическом стенде при температуре окружающей среды 650 °С с частотой 35 Гц. Выполнены две серии испытаний.

В первой серии испытаны образцы при постоянном среднем напряжении am и переменной амплитуде aa, что привело к их разрушению в широком диапазоне долговечностей Nf. Во второй серии образцы подвергали нагружению при am = aa = 360 МПа, чтобы оценить разброс получаемых долговечностей при наличии в очагах разрушений скоплений частиц разного объема. Всего было испытано 5 образцов. Результаты испытаний представлены в табл. 1.

Полученные в результате испытаний изломы образцов были подвергнуты фрактографическому анализу на растровом электронном микроскопе Zeiss EVO-40.

Таблица 1

Результаты испытания гладких образцов из сплава ЭП741НП при пульсирующем цикле нагружения

Номер испытания о m, МПа оа, МПа Долговечность N f, цикл Серия

1 360 360 7.9-105 1

2 8.9-105 1

3 1.1 -105 1

4 2.1 105 1

5 2.6 • 105 1

6 380 380 2.8 •ÍO5 1

7 420 420 2.9 • 105 1

8 480 480 9.0 •ÍO5 1

9 700 230 1.2 •ÍO8 2

10 250 1.4-108 2

11 280 3.8-106 2

12 350 4.7-105 2

13 430 6.4 -104 2

1 MM WD = 11,5 mm Date: 12 Mar 2009 State Centre

. EHT = 20.00 kV Photo No. = 379 for Flights Safety

Stage at X = 34.781 mm Mag = 49 X

Рис. 1. Общий вид (а) и схема (6) излома образца, разрушенного при ат = аа = 360 МПа и 2.6 • 10 циклах нагружения. Разные зоны разрушения обозначены 1-3

4. Результаты исследования

Во всех исследованных образцах зарождение усталостных трещин происходило под поверхностью (рис. 1).

После достижения критической площади усталостного излома на втором этапе роста трещины (зона 2) реализован переход к повторно-статическому разрушению с формированием кольцевых по форме фронта трещины усталостных мезолиний (рис. 2).

Эти линии указывают на неустойчивый характер разрушения материала в связи с неустойчивым характером его нагружения в зоне, близкой к переходу к повторностатическому разрушению. Эта особенность условий нагружения отражает невозможность сохранения неизменным уровня максимального напряжения в процессе роста трещины около перехода к повторно-статическому разрушению, поскольку резко возрастает податливость образца при небольшом увеличении длины трещины.

Следует подчеркнуть, что выявленные дискретные смены процессов развития разрушения, выраженные в

Рис. 2. Общий вид мезолиний усталостного разрушения около границы перехода к повторно-статическому разрушению образца, испытанного при а т = 700 МПа и а а = 280 МПа

смене шероховатости рельефа излома при переходе от первой ко второй стадии роста трещины, были реализованы при неизменных параметрах цикла нагружения с момента начала испытаний и вплоть до перехода к окончательному разрушению образцов.

Начальная зона излома во всех образцах была окислена более интенсивно (имела темно-синий цвет), чем вторая зона излома, с меньшей шероховатостью, имевшая окисление светло-коричневого цвета, и тем более третья зона, отвечающая переходу к окончательному, повторно-статическому разрушению.

Исследования изломов на электронном микроскопе показали, что первоначальное зарождение трещин происходило двумя способами. В одном случае в изломе выявлен четко выраженный участок скоплений мелкодисперсных частиц (рис. 3).

В другом случае выражены многочисленные гладкие фасетки излома без заметных зон скоплений частиц. При этом определить однозначно место зарождения трещины по той или иной гладкой фасетке излома не представилось возможным. На фасетках отсутствовал рельеф, по которому можно было бы судить о направлении развития трещины.

Анализ поверхности фасеток первоначального участка излома показал, что на них имеется рельеф, который может быть интерпретирован как «ямочный» (рис. 4). Ямки имеют правильную форму четырехгранника, что характерно для наблюдаемого рельефа поверхности протравленного шлифа, который подготовлен к исследованию формы упрочняющей фазы жаропрочного сплава на световом микроскопе. Границы «кажущихся» ямок являются матрицей сплава, а сами углубления излома указывают на то, что упрочняющая фаза была утрачена в результате разрушения. Подобная картина излома показывает, что начальная зона разрушения с высокой шероховатостью рельефа, которая в процессе испытаний была наиболее удалена от поверхности образца, претерпела наиболее интенсивное воздействие

Рис. 3. Зона 1 вокруг очагов разрушения 0 в двух образцах, испытанных до разрушения 7.9-105 (а) и 2.1 • 105 циклов (б) при ат = аа = = 360 МПа

одновременно температуры и окружающей среды, вплоть до «выгорания» или «вытравливания» упрочняющей фазы. Такой рельеф фасеток начальной зоны разрушения наблюдается вплоть до перехода ко второй стадии роста трещины с менее интенсивным окислением.

Форма границы перехода от первоначального участка излома ко второму участку представляет собой ломаную линию, по которой едва проявляется круговая форма фронта трещины. Смена механизма разрушения на втором этапе развития трещины связана с переходом к реализации типичного для жаропрочных сплавов механизма усталостного разрушения, при котором в изломе формируются усталостные бороздки (рис. 4). Наиболее выраженные усталостные бороздки, подобные по форме профиля тем, что выявлены для сквозных трещин, сформированы в зоне непосредственного перехода к повторно-статическому разрушению. Они наиболее отчетливы на участке роста трещины перед переходом к долому, когда трещина уже стала сквозной.

В зоне долома в изломе доминирует развитый шероховатый рельеф с едва заметными зонами с ямочным рельефом. В этой зоне решающую роль в разрушении играли процессы скольжения, что привело к формированию фасеток сглаженного рельефа в результате роста

2 WD = 13.0 mm I Probe = 50 pA Date: 17 Mar 2009 State Centre

MKM EHT = 20.00 kV Signal A = SE1 Photo No. = 452 for Flights Safety

I--------1 Stage at X = 36.870 mm Stage at Y = 21.471 mm Mag = 9.64 KX

. . .» —г г

Рис. 4. Особенности поверхностей разрушения в зоне 1 для образца, испытавшего до разрушения 1.2 -108 циклов при ат = 700 МПа и аа = 230 МПа

трещин по плоскостям скольжения. Такая ситуация в большей мере характерна для разрушения жаропрочных сплавов при ползучести в условиях действия постоянной нагрузки высокого уровня и нагрева.

5. Обобщение результатов исследования

Выявленные закономерности развития разрушения под поверхностью образца находятся в противоречии с известными представлениями о физических явлениях процесса окисления поверхности при нагреве металла. В первую очередь, это касается наиболее интенсивного окисления поверхности излома на начальной стадии роста трещины, которая наиболее удалена от поверхности образца, тогда как на последующем этапе разрушения, когда фронт трещины все более приближается к поверхности образца, интенсивность окисления излома снижается. Более того, переход от зоны однородного, но наибольшего окисления излома, к зоне менее интенсивного окисления происходит во всех образцах дискретно. Из этого следует, что процесс окисления излома не связан с тем, насколько активно окружающая среда проникала во внутренние объемы металла. Во-первых, наибольшая плотность газовой среды соответствует об-

Таблица 2

Размеры и площадь начальной зоны разрушения в образцах, уровни максимального коэффициента интенсивности напряжения —1тах и его размаха на границе начальной зоны 0, а также длительности роста трещин в зоне 2

Номер испытания A, м2 Да, МПа ДК4Ь, МПа • Vm Np, цикл Nр/Nf 400%

1 4356 720 5.60 2 800 0.36

2 25460 720 7.517 2 300 0.26

3 3 850 720 5.42 5 400 4.9

4 5 200 720 5.77 4200 2.0

5 3 192 720 5.32 6 000 2.76

6 3015 760 5.27 2 400 0.86

7 9025 840 6.32 3 100 1.07

8 8514 960 6.26 3 800 0.42

9 8 400 460 6.25 - -

10 1680 500 5.25 - -

11 5 292 560 5.79 - -

12 6 644 700 6.00 - -

13 3 248 830 5.33 1500 2.34

ласти непосредственно у поверхности образца. Во-вторых, ее влияние на поведение металла неизменно в процессе проведения испытаний и не может приводить к созданию резкой границы перехода от одного механизма разрушения к другому. Речь должна идти об окислении излома, которое связано, в первую очередь, с наличием газовой среды в самом металле и реализации определенных условий процесса разрушения.

Однако наличие в металле остаточных газов и их влияние на процесс разрушения также не может объяснить того факта, что между зоной начального и последующего разрушения образцов была сформирована четкая граница в результате резкой смены механизма роста трещины. Эта смена происходила во всех образцах, хотя размер начальной зоны уменьшался по площади при уменьшении долговечности.

Был проведен расчет максимального коэффициента интенсивности напряжений Ктах и его размаха ДК при дискретных переходах: 1) от зоны скопления мелкодисперсных частиц к начальному этапу разрушения; 2) от начального этапа роста трещины (от зоны 1) ко второму этапу (зоне 2); 3) при переходе от стабильного к нестабильному росту трещины. Расчеты проведены по известным формулам механики разрушения применительно к почти круговой по форме фронта трещине [5]. В формуле использовали усредненный радиус круговой трещины и корень квадратный из площади зон А12:

Д—* = 3.3-10-3

—1тах — 0‘ 5атах>ЙХ

Д—1 = 0.5

Значение твердости по Виккерсу для исследованного сплава составило Ну = 300 кг/мм2.

Выполнены оценки длительности роста усталостной трещины Np на второй стадии разрушения в тех образцах, где удалось выявить усталостные бороздки. Полученные оценки показали следующее (табл. 2).

На втором этапе роста трещины разрушение реализуется в области малоцикловой усталости, поскольку непосредственно у границы перехода ко второму этапу роста трещины с менее интенсивным окислением поверхности у всех образцов шаг усталостных бороздок составил не менее 0.5 мкм. В жаропрочных сплавах развитие сквозных трещин в области малоцикловой усталости при долговечности менее 104 циклов начинается с шага усталостных бороздок не менее 0.2 мкм [1].

Сопоставление результатов расчетов длительности роста трещины, проведенных на основании измерений шага усталостных бороздок, показало, что по мере уменьшения долговечности, что сопровождается уменьшением начальной зоны наиболее окисленного излома, происходит уменьшение длительности роста трещины на этапе малоцикловой усталости. Шаг усталостных бороздок возрастает незначительно по мере увеличения длины (радиуса) круговой трещины, достигая 1 мкм около границы перехода к повторно-статическому разрушению (рис. 5).

Следует подчеркнуть, что наиболее отчетливые усталостные бороздки наблюдаются около зоны долома в том случае, если трещина частично вышла на поверхность образца перед окончательным разрушением.

Итак, оказывается, что длительность роста усталостной трещины на втором этапе разрушения на несколько

Рис. 5. Зависимость шага усталостных бороздок 8 и числа циклов роста усталостной трещины Nр от ее длины а для образца, подвергавшегося нагружению при а т = 700 МПа и а а = 430 МПа

порядков отличается от долговечности образцов. Причем это различие тем больше, чем больше долговечность образца, что сопровождается возрастанием размеров начальной зоны излома. Следовательно, длительность процесса формирования начальной зоны разрушения в большей мере определяет долговечность образца, тогда как длительность второго этапа разрушения оказывается существенно меньше. Сделанное заключение основано не только на выполненных расчетах периода роста трещины на этапе формирования усталостных бороздок, но и на факте наибольшего окисления излома на первом этапе роста трещины, что отражает длительный процесс развития разрушения материала. В пользу этого утверждения свидетельствует и тот факт, что во внутреннем объеме, где происходило зарождение трещины, недостаточно газовой среды для быстрого и интенсивного окисления излома.

Развитие сквозных трещин при долговечности образца более 105 циклов, когда разрушение соответствует области многоцикловой усталости, на начальном этапе разрушения материала реализуется по механизму сдвига [6]. Только после того, как по мере роста трещины достигается пороговый коэффициент интенсивности напряжения, связанный с переходом от стадии сдвиго-образования к стадии разрушения по механизму нормального отрыва, снижается темп развития процесса разрушения. Указанный переход реализуется самоор-ганизованно при неизменных параметрах цикла нагружения, независимо от параметров цикла, и он связан с достижением критического напряженного состояния материала в вершине растущей трещины, когда наблюдаемый переход реализуется, поскольку такое поведение материала является его свойством сопротивляться процессу разрушения [2]. Указанный переход определяется снижением скорости роста трещины и направлен на накопление энергии разрушения с большей плотностью при незначительном возрастании зоны пластической деформации.

Проводя аналогию в процессах разрушения материала на начальном этапе роста трещин на поверхности

и под поверхностью можно заключить, что в исследованных образцах наибольшее окисление излома происходило при активном процессе сдвигообразования берегов трещины. Это этап роста трещины с низкой скоростью, которая по приросту трещины за цикл соизмерима с параметрами кристаллической решетки материала. Только после того как в вершине почти круговой по форме фронта трещины было достигнуто критическое напряженное состояние, при котором процессы повреждения материала могли быть заменены менее интенсивными, происходил самоорганизованный переход к процессу доминирующего разрушения при нормальном раскрытии берегов усталостной трещины.

В первой части настоящей статьи [4] рассмотрена модель роста трещин в титановых сплавах от очага, сформированного под поверхностью. Согласно этой модели первоначальное подрастание трещины происходит в условиях сжатия и скручивания объемов материала. В результате в материале могут быть сформированы гладкие фасетки разрушения, которые в большом количестве выявлены в образцах из жаропрочного сплава ЭП741НП. Рассматриваемый процесс сопровождается формированием зоны разрушения с наиболее развитым скольжением и ротацией. Оба процесса обладают высокой энергоемкостью, что вызывает разогрев материала внутри зоны пластической деформации около вершины, близкой к круговой по форме фронта трещины. Процессы пластической деформации наиболее интенсивны в условиях развитого продольного и поперечного сдвига, развивающегося в плоскости роста трещины при раскрытии берегов трещины по типу II или III. Поэтому, например, для сквозных трещин наблюдается наибольшее ускорение роста трещины именно при реализации механизма сдвигообразования. Переход к этапу нормального раскрытия берегов трещины связан с меньшими затратами энергии на процесс деформирования и разрушения материала, чем этап интенсивного сдвига. Это выражено в снижении ускорения роста сквозных трещин после перехода от первого ко второму этапу их развития.

Итак, представляется возможным объяснить наиболее интенсивное окисление излома на начальном этапе роста трещины под поверхностью образца жаропрочного сплава ЭП741НП и факт дискретного перехода к менее интенсивному окислению излома на втором этапе роста трещины на основе развитой модели разрушения титановых сплавов под поверхностью. Первый этап разрушения реализуется в условиях сжатия и скручивания материала с высокой выделяемой энергией. Это приводит к повышению температуры в вершине почти круговой трещины по отношению к температуре окружающей среды Тисп, что вносит дополнительный вклад в интенсивность окисления излома. Дискретный переход к менее интенсивному процессу разрушения в условиях нормального раскрытия берегов трещины сопровожда-

ется резким снижением разогрева материала в вершине круговой трещины, что приводит к менее интенсивному окислению излома на втором этапе роста трещины под поверхностью образца. Рассматриваемый переход сопровождается резким возрастанием скорости роста трещины, на что указывают результаты измерения шага усталостных бороздок. Быстрое продвижение трещины не сопровождается столь же интенсивным окислением излома, как на начальном этапе более медленного развития разрушения. Наблюдаемый дискретный переход отражает ранее установленный принцип поведения металла как открытой или частично замкнутой синергетической системы, в процессе эволюции которой при неизменных условиях циклического нагружения наблюдается каскад последовательно и самоорганизованно сменяющих друг друга механизмов накопления и диссипации энергии металлом [2].

Ответить однозначно на вопрос о том, достаточно ли в металле газовой среды для обеспечения окисления всей поверхности излома до выхода трещины на поверхность образца, не представляется возможным, поскольку при нагреве окружающей среды и самого металла до 650 °С будет происходить активное движение дислокаций с поверхности во внутренние объемы. Дислокации могут захватывать атомы (молекулы) газовой среды из разогретого воздуха и «внедрять» их во внутренние объемы металла. Однако определяющим фактором различия интенсивности окисления начальной и последующей зон разрушения является не интенсивность диффузии газовой среды во внутренние объемы металла и из внутренних объемов в вершину трещины, а различие в интенсивности выделения тепла в вершине самой трещины в результате различия в механизмах разрушения металла.

Рассмотренная модель разрушения подтверждается результатами ранее проведенных исследований развития полуэллиптической по форме фронта трещины в диске турбины двигателя ПС-90А, изготовленного также из сплава ЭП741НП [2].

Один из передних промежуточных дисков Э-94-04-1632 инд. № 19012 с предварительной «наработкой» 4696 циклов был изъят из эксплуатации. Металлографический анализ показал, что упрочняющая фаза имеет правильную форму и соответствует термообработке диска. Дефекты металлургического характера в области распространения трещины отсутствовали.

Указанный диск был испытан на специальной установке, где первоначально, до осуществления его программного нагружения, в нем была выращена трещина при приложении простых циклов треугольной формы. После указанного нагружения до 5 500 испытательных циклов диск был собран в составе ротора Э-94-04-8614-02 и испытан по специально разработанной программе с целью изучения влияния длительных прогревов материала на скорость роста трещины.

Испытание состояло из 25 блоков, каждый из которых включал в себя следующую последовательность испытательных циклов. В начале блока были реализованы пять 30-секундных отнулевых пилообразных циклов со скоростью вращения ротора 1000-12400-1000 об./мин без выдержки на максимальном режиме. После этого осуществлялась однократная пятиминутная выдержка диска на 1000 об./мин. Далее проводился прогрев ротора до исходной температуры и осуществлялось нагружение 10 испытательных циклов при указанных выше скоростях вращения ротора. Затем делали 5-минутную выдержку, прогрев и проводили нагружение еще 5 циклами. После этого следовала 100-минутная выдержка при 1000 об./мин, прогрев и начало следующего блока.

Исследование излома диска на световом и электронном растровом микроскопе показало существование различий в характере макроскопического рельефа до и после начала проведения испытаний по специальной программе. Во-первых, наблюдается резкое возрастание интенсивности окисления излома до синего цвета после перехода к испытанию диска при 100-минутной выдержке в процессе его прогрева. Во-вторых, указанный переход в условиях нагружения привел к формированию более однородного рельефа излома без выраженных лучей, ориентированных вдоль осей полуэллиптического фронта трещины, как это было на первоначальном этапе роста трещины при простых циклах нагружения.

Переход к прогревам диска осуществляли в тот момент, когда трещина составляла по длине ~8.0 мм, а в

глубину-----4.0 мм, однако существенное окисление

излома до синего цвета произошло только при длине трещины более 8.0 мм. Из этого следует, что наибольшее влияние прогрева, даже при минимальных оборотах диска, проявилось непосредственно в вершине трещины, где она находилась в раскрытом состоянии даже при небольшом уровне напряжения. Именно в вершине трещины развиваются процессы пластической деформации, которые сопровождаются локальным разогревом материала. При этом поверхность первоначально сформированного излома без длительных температурных выдержек остается без интенсивного окисления.

На основании полученных результатов можно сделать общий вывод по поводу окисления изломов жаропрочных сплавов в условиях эксплуатации. При воздействии температуры на уже сформированную поверхность излома интенсивного формирования окислов не происходит. Оно развивается только в результате совместного воздействия температуры и пластической деформации, которая сопровождается разогревом материала в вершине трещины. Естественно, что такая ситуация активизирует процессы накопления повреждений в материале и способствует более быстрому распространению усталостной трещины по сравнению с его разрушением при низкой температуре окружающей среды.

Таким образом, есть все основания считать, что начальный этап разрушения сплава ЭП741НП под поверхностью образца аналогичен процессу зарождения и начального роста трещин в титановых сплавах в соответствии с моделью разрушения, представленной в первой части настоящей статьи [4]. Первоначально в металле реализуется сжатие и скручивание на нисходящей ветви переменного цикла нагружения, что вызывает подрастание трещины при доминировании продольного сдвига — моды III. Только после достижения критического уровня коэффициента интенсивности напряжения происходит самоорганизованный переход к развитию разрушения материала в условиях нормального отрыва, т.е. доминирует мода I.

На основании рассматриваемой модели разрушения начальный этап роста трещины в сплаве ЭП741НП следует связывать с наноструктурным уровнем развитой пластической деформации и разрушения с высокой степенью локализации этих процессов. В этом случае развитие трещины происходит с приращением за цикл, соизмеримым с параметрами кристаллической решетки материала. Приведенные в первой части настоящей статьи [4] оценки скорости роста трещины показали, что величина прироста трещины за цикл соответствует размеру кристаллической решетки титана. Опираясь на этот факт, можно предположить, что в сплаве ЭП741НП на начальном этапе трещина росла с постоянной скоростью с приростом трещины за цикл нагружения на величину расстояния между двумя соседними атомами.

Сделанное допущение основано, в том числе, на изучении морфологии рельефа поверхности плоскостей излома, по которым была сформирована начальная зона разрушения материала. На них выявлен рельеф в виде «кажущихся» ямок, которые образованы в результате разрушения матрицы сплава по границам упрочняющей фазы (рис. 3). Размер фазы составляет менее 100 нм. Размер разрушенных перемычек матрицы между частицами фазы составляет не более 20 нм. Если предположить, что на продвижение трещины в результате разрушения последовательно четырех перемычек вокруг упрочняющей фазы необходимо по 2 цикла, то прирост трещины в случае разрушения матрицы вокруг одной частицы фазы составит около 10 нм за цикл.

Проведенные расчеты показали, что соотношение Nf составляет 5-56 и 0.04-1.14 % для долговечности (1.1-8.9) • 105 и (0.38-14) • 107 циклов соответственно. Результаты оценок не противоречат известным данным по живучести (периоду роста трещин) различных материалов [2]. В области многоцикловой усталости соотношение N.^1N{ составляет 5-10 %. В области долговечностей более 108 циклов это соотношение будет еще меньше. Так, например, применительно к зубчатым колесам редукторов вертолетов, которые разрушались в области около 1010 циклов, рассматриваемая характеристика N.^1 Nf составила менее 1 % [6].

Вместе с тем, если опираться на данные испытания титанового сплава ВТ3-1, представленные в первой части статьи, то относительная доля периода роста трещины под поверхностью может составлять более 50 % от долговечности. Поэтому данные о периоде роста трещины, составляющем более 30 % при использовании в расчетах постоянной скорости роста трещины в зоне 1, для сплава ЭП741НП не противоречат указанным экспериментальным данным.

Таким образом, полученные результаты исследований жаропрочного сплава ЭП741НП, изготовленного методом порошковой металлургии, позволяют рассматривать следующий процесс зарождения и роста под поверхностью усталостных трещин в интервале долговечностей 105-108 циклов. Зарождение трещин происходит либо самостоятельно по одной или нескольким кристаллографическим плоскостям внутри зерен или от скопления частиц фазы в результате скручивания и гидростатического сжатия нанообъемов материала. Далее происходит прирост трещины в радиальном направлении в результате сдвигообразования вдоль всего почти кругового по форме фронта трещины под действием компоненты III. Этот процесс связан с низкой скоростью роста трещины и высоким выделением тепла в локальных объемах в вершине трещины, что сопровождается интенсивным окислением поверхности излома. После достижения критического напряженного состояния материала, характеризуемого критическим уровнем коэффициента интенсивности напряжения, реализуется са-моорганизованный переход к разрушению по механизму нормального раскрытия берегов трещины, т.е. по типу I. Этот переход сопровождается резким возрастанием скорости роста трещины. Процесс разрушения на втором этапе продолжается до тех пор, пока не достигнута циклическая вязкость разрушения материала, что связано с переходом к повторно-статическому разрушению и быстрому окончательному разрушению.

6. Общие закономерности зарождения и роста трещин под поверхностью в металлах

Выполненные исследования титанового сплава ВТ3 -1 и жаропрочного сплава ЭП741 позволяют рассматривать общие закономерности зарождения и роста трещин под поверхностью у металлов в том случае, когда первоначально формируется одна или каскад гладких площадок, так и в случае, когда трещины зарождаются на включениях.

Ранее было установлено, что для высокопрочных сталей зарождение разрушения происходит на включениях в результате достижения высокого уровня концентрации напряжений [5]. Вокруг включения происходит формирование оптически темной зоны. Помимо этого выявлено, что непосредственно вокруг включений на небольшом расстоянии между включением и оптически

темной зоной существует «зернистая зона» [7]. Исследования этой зоны на фольгах, вырезанных перпендикулярно плоскости излома, методом просвечивающей электронной микроскопии показали, что она имеет мелкозернистую структуру отпущенного материала. Этот экспериментальный факт свидетельствует о высоком энергетическом уровне локализованного деформационного процесса, который реализуется вокруг включений и приводит к формированию наноструктуры.

Указанный экспериментальный факт может быть объяснен на основании экспериментов по формированию наноструктур при гидростатическом сжатии и скручивании [8]. Внутри специальных конических захватов располагали цилиндрическую заготовку материала, из которого формировали плоский полуфабрикат путем расплющивания цилиндра между захватами при скручивании и сжатии. Затем проводили испытания на вязкость разрушения в продольном направлении (вдоль плоскости скручивания) — перпендикулярно направлению сжатия, и перпендикулярно этой плоскости. Прочность сформированной наноструктуры в условиях высокого уровня энергии деформации является низкой в плоскости, перпендикулярной направлению сжатия реализованного процесса разрушения. В плоскости, перпендикулярной плоскости скручивания, энергия разрушения выше, чем в металле до формирования наноструктуры.

Применительно к разрушению под поверхностью высокопрочной стали с формированием мелкозернистой структуры, когда скорость разрушения минимальна, а разрушение происходит межзеренно, следует рассматривать ротации наноструктурных элементов при высокой локализации пластической деформации. Возникновение ротаций в результате высокой концентрации напряжений первоначально происходит вокруг включения в соответствии со схемой, представленной на рис. 6. После исчерпания прочности материала по границам объемов, испытавших ротации, в которых произошло изменение структуры, происходит подрастание трещины по границам сформированной наноструктуры.

После достижения критического уровня напряженного состояния в вершине почти круговой по форме фронта трещины реализуется дискретный переход ко второму этапу разрушения. В зоне вершины трещины происходит выделение углерода, который представляет собой «смазку». Она обеспечивает формирование свободной поверхности без реверсивного восстановления поверхности трещины. Этот этап развития трещины характеризует постоянная скорость, соизмеримая с приростом трещины за цикл нагружения на величину межатомного расстояния.

На третьем этапе, когда достигнут следующий уровень критического напряженного состояния в вершине трещины, характеризуемого следующим пороговым коэффициентом интенсивности напряжения, ее развитие

рушения

Рис. 6. Схема ротаций в объеме металла около включений, возникающих в результате его продольного сжатия в полуцикле восходящей (1) и нисходящей (2) ветвей нагрузки. Этапы а, б отвечают процессу деформации, в, г — контактному взаимодействию по возникшей свободной поверхности [2]

происходит в условиях нормального раскрытия берегов, что обычно реализуется при распространении сквозных трещин.

Подтверждением того, что на начальном этапе разрушения от включения могут быть реализованы условия сверхпластичности материала с формированием наноструктур, служит установленный экспериментально факт влияния процентного содержания водорода на ускорение зарождения и роста трещин под поверхностью в высокопрочных сталях [5]. Водород обеспечивает проявление сверхпластичности в стали в условиях гидростатического сжатия и скручивания и облегчает в последующем рост трещины по границам сформированной вновь зернистой наноструктуры. Именно газовая среда металла оказывает решающее влияние на зарождение трещин под поверхностью в области сверх-многоцикловой усталости при наличии в металле остаточных напряжений.

Итак, применительно к металлам, которые в технологическом цикле претерпевают различные силовые воздействия и по этой причине имеют различные по уровню, направлению действия и по знаку остаточные напряжения, а также насыщены в той или иной мере газами, зарождение усталостных трещин под поверхностью неизбежно по мере снижения уровня циклического напряжения. Чем меньше уровень остаточных напряжений и чем менее вероятно возникновение в металле состояния гидростатического сжатия со скручиванием, тем при меньшем уровне напряжения может быть реализован переход к возникновению трещины под поверхностью. Решающую роль в переводе материала в состояние сверхтекучести играет газовый состав среды. Остаточный газ диффундирует в зоны, где металл претерпевает сверхтекучесть по плоскостям скольжения, или располагается по границам зерен формируемых наноструктур. Это ослабляет межатомные связи и способствует формированию трещины, ее росту по плос-

костям скольжения или по границам зерен наноструктуры.

Выполненные эксперименты по влиянию упрочнения поверхности образцов на закономерности зарождения и роста трещин под поверхностью применительно к высокопрочной стали показали, что переход к зарождению трещины под поверхностью происходит при более высоком уровне напряжения после упрочнения поверхности, чем без упрочнения [7]. Возникающие остаточные напряжения препятствуют обменным процессам поверхности с окружающей средой и обеспечивают опережающее зарождение трещины под поверхностью. Главное, что кривые усталости неупрочненных и упрочненных образцов тождественны при зарождении трещины под поверхностью, т.е. процесс накопления повреждений для зарождения трещины под поверхностью идентичен в этих двух случаях и он определяет свойство материала сопротивляться циклической нагрузке.

Термообработка металла на воздухе приводила к снижению напряжения, при котором происходил переход к зарождению трещины под поверхностью, по сравнению с тем же металлом, термообработанным в вакууме [7]. И даже неупрочнявшийся и не насыщенный газами по поверхности образец оказывался более стойким к обменным процессам поверхности с окружающей средой, чем упрочненный на поверхности образец. Оба эти эксперимента указывают на решающую роль остаточных напряжений и газовой среды в развитии разрушения материала как на поверхности, так и под поверхностью. Наихудшая ситуация для сталей, насыщенных водородом, проявляющаяся в их водородной хрупкости, тщательно исследована в [9]. При высоком содержании водорода по границам и в объемах зерен происходит спонтанное хрупкое растрескивание детали под действием остаточных напряжений без приложения внешней нагрузки. Из-за высокой плотности гидридов или молекул водорода, по которым происходит быстрое разрушение металла даже без внешнего воздействия, нет возможности сохранить целостность заготовки. Только после обезводораживающего отжига металл способен реализовывать различные виды разрушения и выдерживать высокий уровень внешней нагрузки.

7. Заключение

Рассмотренные модели возникновения усталостных трещин в металлах под поверхностью позволяют считать, что без остаточных сжимающих напряжений во внутренних объемах металла возникновение усталост-

ной трещины под поверхностью не возможно даже при высоком процентном содержании газовой среды. Поэтому влияние обоих этих факторов на поведение металлов следует рассматривать как синергетическую ситуацию, когда может быть реализовано зарождение трещины под поверхностью либо при доминировании одного фактора, либо в результате их комбинации.

Решающую роль на начальном этапе формирования очага разрушения по кристаллографическим плоскостям металла играет процесс циклического сжатия и скручивания в условиях его гидростатического напряженного состояния. Этот процесс обусловлен двумя факторами — наличием в металле остаточных напряжений и остаточных газов, в первую очередь водорода. Поскольку остаточные напряжения не могут быть устранены во внутренних нанообъемах после термомеханической обработки детали, газовый состав металла должен быть минимизирован настолько, насколько это позволяют современные технологии, для исключения в последующем зарождения трещин под поверхностью детали. Интегральная оценка состава газовой среды оказывается недостаточной, поскольку газ может быть сконцентрирован в отдельных зонах, где у металла исчерпана (частично) пластическая деформация, а при циклическом нагружении может быть реализован переход к сверхтекучести на наноуровне.

Литература

1. Шанявский A.A. Безопасное усталостное разрушение авиационных

конструкций. Синергетика в инженерных приложениях. - Уфа: Монография, 2003. - 800 с.

2. Шанявский A.A. Моделирование усталостного разрушения металлов. Синергетика в авиации. - Уфа: Монография, 2007. - 495 с.

3. Miao J., Pollock T.M., Jones J.W. Very High Cycle Fatigue Behavior of Nickel-Base Superalloy René 88DT at Elevated Temperature // Proc. VHCF-4, August 19-22, 2007 / Ed. by J.E. Allison, J.W. Jones, J.M. Larsen, R.O. Ritchie. - Ann Arbor: TMS, 2007. - P. 445-450.

4. Шанявский A.A., Банов М.Д., Захарова Т.П. Принципы физической

мезомеханики на наноструктурном 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.

5. Murakami Yu. Metals fatigue: Effects of small defects and nonmetallic

inclusions. - London: Elsevier, 2002. - 370 р.

6. Miller K.J. Three thresholds for fatigue crack propagation // ASTM STP 1296. - Philadelphia: ASTM, 1997. - P. 267-286.

7. Very High Cycle Fatigue: Proc. 3rd Int. Conf., VHCF-3, September 16-19, 2004, Ritsumeikan University, Kusatsu, Japan / Ed. by T. Sakai, Y. Ochi. - Kusatsu: Ritsumeikan University, 2004. - 690 p.

8. Pokluda J. Minutes of the TC2 (micromechanisms) ESIS meeting: Leoben, April 20, 2009 // Eng. Fract. Mech. - 2009. - V. 76. - No. 12. -P. I-II.

9. Колачев БЛ. Водородная хрупкость металлов. - М. : Металлургия,

1985. - 217 с.

Поступила в редакцию 08.09.2009 г., после переработки 28.12.2009 г.

Сведения об авторах

Шанявский Андрей Андреевич, д.т.н., проф., нач. отд. ГЦ БП ВТ, shananta@stream.ru Банов Мухарбей Джамбекович, д.т.н., внс ГЦ БП ВТ, flysafety@msk.ru Захарова Татьяна Павловна, вед. инж. ГЦ БП ВТ, flysafety@msk.ru