Бифуркационный переход от Мезок наномиру усталости титанового сплава ВТ3-1 как частично замкнутой системы

УДК 629.735.084

Бифуркационный переход от мезо- к наномиру усталости титанового сплава ВТ3-1 как частично замкнутой системы

A.A. Шанявский, Т.П. Захарова1, Ю.А. Потапенко

Государственный центр «Безопасность полетов на воздушном транспорте», а/я 54, аэропорт Шереметьево-1, Московская обл., 141426, Россия 1 ФГУП «Центральный институт авиационного моторостроения им. П.И. Баранова», Москва, 111116, Россия

Обобщены представления о последовательности изменения положения очага усталостного разрушения на поверхности и под поверхностью титанового сплава ВТ3-1. Показано, что построенные ранее единые кривые усталости должны быть разделены по признаку зарождения усталостной трещины с поверхности и под поверхностью на две разные кривые. Эта селекция соответствует области бифуркации при числе циклов нагружения более 106 для гладких образцов и образцов с концентратором напряжений. В монотонно растянутых образцах, которые были циклически нагружены и не имели трещин, выявлены фасетки начала разрушения под поверхностью. Проведен анализ природы формирования различных по морфологии очагов разрушения на поверхности и под поверхностью образца. Представлены результаты обобщения закономерностей роста усталостных трещин для разных условий нагружения образцов, состояния их поверхности и места расположения очага разрушения. Выявлена единая зависимость относительной доли периода роста трещины в долговечности от реализованной длительности испытаний образца до разрушения.

Ключевые слова: сверхмногоцикловая усталость, бифуркация, фрактография, мезо- и наномир, титановый сплав, синергетика, частично замкнутая система

Bifurcation transition from the meso- to nanocosm of fatigue of titanium alloy VT3-1 as a partially closed system

A.A. Shanyavskiy, T.P. Zakharova1 and Yu.A. Potapenko

State Center of Flight Safety for Civil Aviation, Moscow, 141426, Russia 1 Baranov Central Institute of Aviation Motor Building, Moscow, 111116, Russia

In the paper we generalize ideas about the sequence of changes in the position of a fatigue fracture site on and beneath the surface of titanium alloy VT3-1. The earlier plotted single fatigue curves should be separated into two different curves on grounds of fatigue crack generation on and beneath the surface. This choice corresponds to the bifurcation region at the 106 cycles for smooth specimens and those with a stress concentrator. In continuously extended specimens without cracks under cyclic loading there are found facets corresponding to the fracture onset beneath the surface. The formation of morphologically different fracture sites on and beneath the specimen surface is analyzed. We present the generalization results for mechanisms of fatigue crack growth under different loading conditions of specimens, at different states of their surface and positions of a fracture site. The single dependence of the relative portion of the crack growth period in the lifetime on the realized test time to fracture is determined.

Keywords: ultrahigh-cycle fatigue, bifurcation, fractography, meso- and nanocosm, titanium alloy, synergetics, partially closed system

1. Введение

Фундаментальными исследованиями поведения ме-

таллов в различных условиях циклического нагружения

на разных масштабных уровнях было доказано, что в

области нагружения до 107 циклов зарождение трещины

происходит на поверхности в результате существенной

роли поворотов объема материала, следующих за первоначально реализованными некомпенсированными сдвигами [1-8]. Механизм разрушения в связи с активным вращением объемов металла в поверхностном слое оказывается доминирующим при зарождении и последующем росте трещины в области малоцикловой усталости.

© Шанявский A.A., Захарова Т.П., Потапенко Ю.А., 2009

Несомненно, что мезомеханика разрушения, которая занимается анализом указанных процессов, доказала, что металл является открытой системой при зарождении трещины с поверхности, а поэтому он ведет себя как синергетическая система по мере накопления и диссипации энергии вплоть до разрушения.

Именно исследованиями на основе подхода мезоме-ханики было показано, что при приближении к уровню напряжений, при которых долговечность достигает 107108 циклов, интенсивность ротационных эффектов в поверхностном слое резко снижается. Очевиден вопрос, в какой мере поверхность будет сохранять доминирующую роль в накоплении повреждений металлом по мере снижения уровня напряжения? Это тем более актуально в связи с тем, что нарастает длительность нагружения металла до зарождения в нем трещин в условиях эксплуатации [9].

Естественно, что для достижения в испытаниях образцов долговечностей более 109 циклов за небольшой период времени возникла потребность в их высокочастотном нагружении. Благодаря этому стало возможным получать оценки эффективной длительной эксплуатации любых систем, в том числе и воздушных судов гражданской авиации [9]. Были созданы установки с нагружением образцов вплоть до вынужденных частот колебаний 25 кГц [10-13]. Стало возможным достижение долговечности при нагружении металла до 1010 циклов при незначительном увеличении длительности испытаний, по сравнению с проводившимися ранее испытаниями при меньшей долговечности.

Оказалось, что с возрастанием наработок по мере снижения уровня напряжения в металле зарождаются трещины и образцы разрушаются [10-14]. Трещины зарождаются во внутренних объемах, вдали от поверхности. Это указывает на то, что процессы обмена энергией металла с окружающей средой не определяют его долговечность. Было введено представление о бимодальном распределении усталостной долговечности [15] и предложено рассматривать металл в области сверхмногоцикловой усталости как частично замкнутую систему, для которой определяющим в зарождении трещины является только состояние его структуры во внутреннем объеме [16-18].

Обобщение результатов экспериментальных работ в отечественной и зарубежной литературе за последние 10 лет показало следующее [14]. Любое воздействие на поверхность металла в области его поведения как частично замкнутой системы не оказывает существенного влияния на расположение правой ветви усталостной кривой бимодального распределения усталостной долговечности при фиксированном уровне напряжения. Поэтому очевидно, что для получения параметров кривой усталости сплава для ее правой ветви достаточно провести испытания упрочненных с поверхности образцов в области долговечности 105-107 циклов. Трещины

будут зарождаться в этом случае под поверхностью, что является известным и давно установленным фактом. Однако параметры усталостной кривой будут отражать свойство металла как частично замкнутой системы, которое не зависит от состояния поверхности [14], что является принципиально новым. Это иное понимание поведения металла, т.к. ранее считалось, что решающую роль в зарождении трещины под поверхностью играют сжимающие остаточные напряжения. Возможно, что для некоторых металлов расхождение в усталостных кривых для упрочненных и неупрочненных металлов будет иметь место при зарождении трещины под поверхностью.

Поэтому необходимо учитывать возможность мультимодального распределения усталостной долговечности, что продемонстрировано ранее [19] и независимо подтверждено в более поздней работе [20]. Отражением второй моды усталостной долговечности, т.е. реализации частично замкнутой системы, является формирование очага разрушения под поверхностью образца. Появление еще одной моды в распределении усталостной долговечности может отражать состояние поверхности образца. Хотя зарождение трещины реализуется на поверхности, но ее роль может проявляться, в том числе, и за счет более интенсивного охрупчивания материала.

Следует обратить внимание еще на один принципиальный момент в оценке усталостной прочности металла как частично замкнутой системы. В области бифуркации — перехода от открытой к частично замкнутой системе — образцы (или элементы конструкции) могут реализовывать оба механизма разрушения при одном и том же уровне напряжения: в одном образце на поверхности, а в другом — под поверхностью. В этом суть бимодального распределения усталостной долговечности. Поэтому приближение к области бифуркации связано с нарастанием рассеивания результатов испытаний, что отражает различие в механизмах реализуемых процессов зарождения трещин, вследствие чего необходимо рассматривать бимодальное распределение усталостной долговечности [15].

Традиционно наблюдаемое рассеивание экспериментальных данных рассматривали как появление горизонтальной площадки для единственной кривой усталости. Образцы, которые не разрушались вплоть до 108 циклов нагружения, снимали с испытаний. На графике их местоположение указывали для достигнутого числа циклов нагружения, добавляя горизонтальную стрелку, указывающую, что и далее неопределенное число циклов нагружения не должно вызывать разрушение образца. На самом деле, эти образцы, отклоняясь от поведения металла как открытой системы, начинали вести себя как частично замкнутые системы, и в них уже могли быть трещины при достигнутом числе циклов нагружения. Если это так, то очаг трещины мог располагаться под поверхностью. Такая ситуация была проде-

монстрирована применительно к испытанию титанового сплава ВТ9 [19]. Статическое растяжение образцов, прошедших испытания до 108 циклов нагружения, но не имевших на поверхности трещин, показало, что под поверхностью материал уже был подготовлен к формированию очагов разрушения как частично замкнутая система.

Таким образом, возникает новая возможность получения информации о поведении металла как открытой системы или частично замкнутой системы в области бифуркации без проведения дополнительных усталостных испытаний после их прекращения при нагружении до 106-108 циклов без разрушения образца. Такие образцы могут быть использованы как источник важной, новой информации. С их помощью «стрелка» на усталостной кривой может и должна быть раскрыта. Для этого не разрушившиеся при усталостных испытаниях образцы надо подвергнуть разрушению при статическом растяжении, а затем исследовать их изломы. Анализ изломов позволит уточнить, какая из трех ситуаций фактически была реализована: 1) очагов разрушения нет, тогда можно ставить стрелку из-за неопределенности ситуации; 2) очаг на поверхности, но испытания просто не доведены до разрушения, тогда можно данный образец относить к левой ветви усталостной кривой; 3) очаг уже подготовлен или сформирован под поверхностью, тогда это частично замкнутая система, а результаты испытаний нельзя относить к левой ветви усталостной кривой.

В связи с новым пониманием различий в поведении материала как открытой системы и частично замкнутой системы в процессе усталости и указанным выше новым подходом к анализу экспериментальных данных в области бифуркации при нагружении до 106-108 циклов были проведены исследования образцов из титанового сплава ВТ3-1. По результатам испытаний построены одномодальные кривые усталости исходя из традиционного представления о реализации процессов повреждения металла на поверхности.

Необходимо было провести анализ и систематизацию результатов проведенных усталостных испытаний перед тем, как они будут применены к элементам авиационных конструкций. Тем более что образцы были вырезаны из поковок, изготовленных для дисков компрессоров двигателей. Ниже представлено обобщение полученных результатов исследований.

2. Материал и методика исследований

2.1. Материал и образцы для испытаний

Исследование проведено на титановом сплаве ВТ3 -1. Выбор сплава обусловлен несколькими причинами. Во-первых, он наиболее широко используется в авиации [9]. Во-вторых, на нем уже выполнены усталостные испытания в широком диапазоне изменения параметров

Таблица 1

Механические свойства сплава ВТЗ-1 для двух дисков II ступени компрессора двигателя, t = 20 °С

№ партии и ОСТ I II ОСТ 90197-75 ТУ 55М-27

Предел прочности ав, МПа 1076 1083 >960

Относительное удлинение 8, % 13.8 13.4 >9.0

Относительное поперечное сужение Т, % 32.1 27.1 >20.0

Ударная вязкость ак, 105 Дж/м2 4.5 3.2 >2.94

циклического нагружения — асимметрии цикла, уровня напряжения, состояния поверхности (упрочнения), а также были получены оценки поведения металла, относящиеся к двум типам структур — пластинчатой и глобулярной.

Заготовки для образцов вырезаны из ободной части поковок дисков II ступени компрессора двигателя. Из них изготовлены образцы двух видов: гладкие и с надрезом (й = 2 мм, аа = 1.46), имитирующим радиусный переход в ободе диска. Часть образцов подвергнута термообработке по режиму запрессовки диска на вал: отжиг при г = 530 °С в течение 6 ч с охлаждением на воздухе.

Анализ усталостной прочности и влияния концентрации напряжений на сопротивление усталости проведен при симметричном изгибе, симметричном и асимметричном растяжении-сжатии образцов.

Часть образцов для испытания на усталость изготовлена из двух партий поковок дисков. Исходные данные по механическим свойствам этих партий приведены в табл. 1. Другая часть образцов изготовлена из прутка, механические свойства которого представлены в табл. 2.

Часть образцов гладких и с надрезом, изготовленных из поковок дисков и прутка после термообработки, подвергнута наклепу микрошариками (0.05-0.3 мм) по режиму наклепа выкружки диска. Степень наклепа составила 1.1-1.27 для образцов, испытанных при симметричном изгибе, симметричном и асимметричном растяжении-сжатии.

Таблица 2

Механические свойства сплава ВТЗ-1, пруток 030 мм, г = 20 °С

№ образца и ОСТ 1 2 Среднее значение ОСТ 90197-75 ТУ 55М-27

Предел прочности а в, МПа 1048 1070 1059 >960

Относительное удлинение 8, % 14.0 15.2 14.6 >9.0

Относительное поперечное сужение Т, % 41.5 41.0 41.2 >20.0

Ударная вязкость а^, 105 Дж/м2 4.0 4.5 4.3 >2.94

Рис. 1. Геометрия гладких образцов (а) и образцов с надрезом (б) для испытания на усталость при растяжении-сжатии. Размеры даны в мм

Внешний вид и параметры образцов для испытания на усталость приведены на рис. 1.

2.2. Методика и режимы испытания на усталость

Образцы гладкие и с надрезом, вырезанные из прутка, испытаны при симметричном изгибе с вращением с частотой 200 Гц при 20 °С. Аналогичные образцы, вырезанные из поковок дисков, испытаны при симметричном и асимметричном растяжении-сжатии с частотой 35 Гц при 20 °С.

Выполнены следующие испытания образцов, находившихся в разных состояниях:

- симметричный изгиб с вращением гладких образцов и образцов с надрезом без термообработки, с термообработкой и с термообработкой и наклепом поверхности;

- асимметричное растяжение гладких образцов и образцов с надрезом после тех же режимов воздействия на материал.

После проведения указанных испытаний отобраны для исследования изломы следующих образцов:

- образцы с надрезом без термообработки и без наклепа поверхности с асимметрией цикла 0.3-0.76 соответственно в интервале изменения максимального напряжения цикла а тах = 920-680 МПа, с интервалом 3 • 104-3 • 107 циклов нагружения; образец при й = 0.76 и 680 МПа после достижения 3 • 107 циклов не разрушился и был циклически доломан при й = 0.33 и атах = = 900 МПа за 2.9 • 104 циклов;

- образцы с надрезом после термообработки и наклепа поверхности при симметричном изгибе в интервале а тах = 750-300 МПа;

- гладкие образцы после термообработки в интервале асимметрии цикла 0.41-0.64 и в интервале атах = = 850-730 МПа соответственно; при 730 МПа образец не разрушился и был циклически доломан при 790 МПа в течение 4-105 циклов нагружения с асимметрией 0.52;

- гладкие образцы после термообработки и наклепа поверхности в интервалах асимметрии цикла 0.3-0.67, атах = 920-720 МПа и в диапазоне 2.9-105-1.2 • 107 циклов нагружения.

2.3. Испытания на растяжение

Проведены испытания на растяжение двух гладких образцов после термообработки, которые в процессе испытаний были нагружены более 106 циклов, но в них не были зарегистрированы трещины и испытания были прекращены. Анализ состояния поверхности образцов в зоне предполагавшегося возникновения трещины до растяжения показал, что трещина в образце не появилась. Поэтому было высказано предположение, что если зарождение трещины в локальном объеме все-таки имело место, то это могло произойти только под поверхностью.

Испытания на растяжение образцов до их разрушения выполнены на машине Амслер с минимально возможной скоростью деформации. При низкой скорости деформации материал образца, если в нем есть неоднородности по напряженному состоянию, может проявить их и зародить очаги статического разрушения вокруг неоднородностей.

2.4. Фрактографические исследования

Отобранные для исследования образцы предварительно очищали от загрязнений и размещали в электронном микроскопе EVO40 фирмы Карл Цейс таким образом, чтобы получить наилучшее изображение излома.

Исследования проводили по стандартной методике получения изображений поверхности в электронном микроскопе. Изучали изображения качественно, а также проводили измерения параметров рельефа излома в виде шага усталостных бороздок по методике [21].

3. Результаты испытаний образцов

Результаты испытаний гладких образцов при 35 Гц после и без термообработки при разных условиях нагружения представлены на рис. 2. Очевидно понижение долговечности образцов после термообработки. Это связано с состоянием поверхности, у которой обменные процессы с окружающей средой активизируются после термообработки. Аналогичный эффект получен не только для титановых сплавов, но и для сталей [22].

Сопоставление кривых усталости гладких образцов, испытанных при симметричном и асимметричном циклах растяжения-сжатия, а также после наклепа поверхности и без него показало следующее (рис. 2).

Мт, циклы

Рис. 2. Кривые усталости гладких образцов без термообработки

До 2 • 106 циклов нагружения после термообработки при симметричном цикле долговечность выше, чем при асимметричном цикле. Однако образцы при асимметричном цикле не разрушаются вплоть до 2 • 107 циклов нагружения на более высоком уровне напряжения, чем образцы при симметричном цикле нагружения. Различие составляет почти 2.3 раза.

Наклеп рабочей части гладких образцов заметно повышает долговечность при малом числе циклов нагружения. С увеличением базы испытаний положительное влияние наклепа на гладких образцах при а т = 600 МПа уменьшается в результате релаксации остаточных напряжений при длительном действии переменных напряжений в условиях атах, приближающихся по величине к пределу текучести. Вместе с тем можно также предположить, что с возрастанием числа циклов нагружения по характеру поведения материал приближается к частично замкнутой системе. Поэтому роль наклепа поверхности нивелируется поведением самого материала.

Результаты испытания образцов с надрезом в обобщенном виде представлены на рис. 3. Видно, что закономерности влияния термообработки и наклепа поверхности аналогичны тем, что описаны выше для гладких образцов.

Термическая обработка образцов по режиму нагрева дисков при монтаже (530 °С, 6 ч) снижает уровень на-

пряжения на 20-25 % на базах их разрушения от 104 до 2 • 107 циклов нагружения.

Следует обратить внимание на тот факт, что в большинстве случаев испытания образцов были прекращены примерно после 2 • 107 циклов нагружения, и несколько образцов оказалось возможным в последующем циклически доломать при более высоком уровне циклического напряжения.

Рис. 3. Кривые усталости для образцов с надрезом после термообработки и наклепа поверхности (7 ), без термообработки и наклепа поверхности (2) и после термообработки без наклепа поверхности (3) в случае асимметричного цикла нагружения

Рис. 4. Рельеф излома образца в пределах зоны разрушения, не вышедшей на поверхность в момент окончательного разрушения образца

4. Результаты фрактографических исследований

Выполненный анализ рельефа излома упрочненных и неупрочнявшихся образцов позволяет выделить несколько общих закономерностей и охарактеризовать поведение титанового сплава ВТ3-1 в различных состояниях.

В упрочненных образцах трещины зарождаются под поверхностью при нагружении более 5 • 105 циклов независимо от асимметрии цикла. Количество очагов не в полной мере связано с уровнем циклического напряжения, поскольку при высоком уровне максимального напряжения цикла асимметрия была также высокой, что позволило достичь значительной долговечности. Одна-

ко для образцов, испытанных при максимальных напряжениях 920 и 900 МПа и при асимметрии цикла соответственно 0.33 и 0.30, характерно зарождение трещины под поверхностью от нескольких очагов. Причем в образце, испытанном при напряжении 920 МПа, трещины от самостоятельных очагов не вышли на поверхность, и его долом произошел в тот момент, когда трещины только еще приблизились к поверхности (рис. 4).

Максимальное напряжение цикла 900 МПа близко к пределу текучести гладкого образца (табл. 1, 2), что указывает на разрушение материала в упругопластической области. Тем не менее, трещины зародились под поверхностью и сформировались очаги в виде гладких

Рис. 5. Очаг квазихрупкого разрушения образца с пластинчатой структурой при разном увеличении в случае, когда разрушение реализовано после перехода от напряжения 730 МПа, R = 0.64 без разрушения до 2.3 • 107 циклов к 790 МПа, R = 0.5 с разрушением при 4.1 • 105 циклах нагружения

Рис. 6. Рельеф излома в зоне зарождения усталостной трещины под поверхностью гладкого образца без термообработки и наклепа поверхности при разном увеличении. Фокус излома обведен кругом на

фасеток квазискола в результате раскалывания глобулярной структуры.

Кроме того, при максимальном напряжении цикла 720 МПа с положительной асимметрией 0.67 упрочненный образец после 1.2 • 107 циклов нагружения сломался. Ненаклепанный образец при асимметрии 0.64 и максимальном напряжении 730 МПа испытал 2.3 • 107 циклов нагружения и не сломался. Далее он был циклически доломан при более высоком максимальном напряжении 790 МПа и асимметрии цикла 0.5.

Исследование очага зарождения трещины показало, что поверхность излома имеет хрупкие фасетки растрескивания материала. Это указывает на охрупчивание материала, который был разрушен при повышенном напряжении (рис. 5). Очаг разрушения сформировался вблизи ненаклепанной поверхности, т.е. материал был уже достаточно насыщен дефектами при предварительном нагружении и процесс формирования излома был в значительной мере обусловлен созданными охрупчен-ными фасетками, по которым произошло последующее разрушение. Следует также подчеркнуть, что в рассматриваемом образце доминировала пластинчатая структура. Указанный факт свидетельствует о том, что в пределах естественного разброса поведение материала определяет его долговечность независимо от состояния

его поверхности. Такое заключение согласуется с полученными ранее результатами исследований упрочненных и неупрочненных образцов из сталей и алюминиевого сплава [13, 18].

В ненаклепанном гладком образце при асимметрии цикла 0.58 после 1.8 • 106 циклов нагружения зарождение трещины произошло под поверхностью (рис. 6), а у образца после испытаний при асимметрии цикла 0.64 до 2.3 • 107 циклов, указанного выше, трещина не успела зародиться. Тем не менее, после перехода к циклическому долому установлено наличие рельефа, который однозначно указывает, что трещина уже готова была зародиться под поверхностью (рис. 5). Следовательно, необходимо было еще некоторое число циклов нагружения при указанной асимметрии цикла, чтобы разрушение образца было реализовано, и оно должно было произойти с формированием очага разрушения под поверхностью.

Подтверждением сделанного заключения являются испытания на статическое растяжение образцов после усталостных испытаний до 106-107 циклов нагружения без их разрушения или формирования каких-либо трещин на поверхности образцов. Так, образец, испытанный до 107 циклов, имеющий преимущественно пластинчатую структуру, был подвергнут статическому рас-

| WD * iSrwi 1Рг<Я№= МрА Dnf. 2d Ар. 2007 state Centre j

= 20.00 *v Sgnel A = SEi Photo No. = 75ЭЗ for Flights Safety

Рис. 7. Рельеф квазихрупкого разрушения образца при разном увеличении после монотонного растяжения образца в зоне охрупченного материала в процессе его циклического нагружения до 107 циклов

тяжению до разрушения. Исследование излома показало, что на небольшом удалении от поверхности в одной из зон материал уже был подготовлен к разрушению (рис. 7). На это указывает фасетка квазихрупкого разрушения, которая окаймлена ямочным рельефом излома, типичным для вязкого разрушения исследованного титанового сплава.

Образцы с концентратором напряжения показали менее выраженную тенденцию в зарождении трещины под поверхностью после их упрочнения. При нагружении до (1.2-4.2)^ 106 циклов у наклепанных образцов очаги расположены под поверхностью близко к ней. Этот факт отражает влияние не только надреза на особенности зарождения усталостных трещин, но и роль высокой (отрицательной) асимметрии цикла. Разделить эти два фактора из проведенного анализа не представляется возможным. В частности, изломы образцов при отрицательной асимметрии сильно повреждены вследствие контактного взаимодействия в момент окончательного разрушения. Тем не менее, несмотря на сильное повреждение поверхности образцов при отрицательной асимметрии цикла можно утверждать, что их разрушение при долговечности более 106 циклов обусловлено поведением частично замкнутой системы. Зарождение усталостных трещин происходило в образцах под поверхностью.

В случае неупрочнявшихся образцов с концентратором напряжения наблюдалась аналогичная тенденция в переходе от зарождения трещины на поверхности под поверхность образца. При нагружении образцов более 1.2 • 106 циклов трещины зарождались под поверхностью. Очаги сосредоточенные, то есть множественного (многоочагового) зарождения трещин не выявлено, как это было у гладких образцов при высоком уровне максимального напряжения цикла и асимметрии.

5. Обсуждение результатов исследования

Выявленные закономерности смены механизма зарождения усталостных трещин в гладких образцах позволили объяснить наблюдаемое сближение кривых усталости для наклепанных и ненаклепанных образцов при нагружении 106 и более циклов (рис. 3).

В наклепанных образцах зарождение трещины происходит под поверхностью, а в ненаклепанных — на поверхности. При уменьшении асимметрии цикла возрастает вероятность зарождения трещины под поверхностью в неупрочненных образцах. После перехода открытой системы к частично замкнутой кривые усталости для наклепанных и ненаклепанных образцов оказываются одинаковыми, потому что переход к частично замкнутой системе связан с тем, что состояние поверхности образца перестает играть решающую роль в поведении материала. Определяющим оказывается его структура, которая реализует механизм квазихрупкого

разрушения внутри глобул или пластин его структуры. Возникающая свободная поверхность остается внутри металла как концентратор напряжения, формируемый на наномасштабном уровне, поскольку газовая среда, существующая в металле, диффундирует в область очага и создает нейтральную среду в виде тонких пленок окислов.

Таким образом, влияние наклепа гладких образцов на их долговечность обусловлено тем, что материал переходит к состоянию частично замкнутой системы, когда его способность сопротивляться циклической нагрузке не зависит от окружающей среды и состояния его поверхности. Сказанное подтверждают результаты сопоставления данных по долговечности образцов после и без термообработки. В процессе термообработки происходит насыщение поверхности титанового сплава газами из воздушной среды. Как следствие, поверхность образца оказывается более чувствительной к циклическому нагружению, чем его внутренний объем, и металл разрушается быстрее при зарождении трещин на поверхности.

Важным фактором, влияющим на долговечность титанового сплава и его способность формировать различные по геометрии очаги усталостного разрушения, является кристаллографическая ориентация глобул по отношению к действующему направлению наибольшего растягивающего напряжения или напряжения сдвига. Так, исследования кристаллографической ориентации фасеток квазискола по глобулам титанового сплава №-6Al-4V показали следующее [23]. При зарождении трещины на поверхности различия в долговечности при одинаковом уровне напряжения могут быть более чем в 40 раз (около 7 • 104 и 2.7 • 106 циклов). Такое различие определяется тем, что при меньшей долговечности начальная фасетка квазихрупкого разрушения у поверхности ориентирована по отношению к напряжению растяжения совместно в призматической и базовой плоскости, а при большей долговечности фасетка имеет только призматическую плоскость ориентации по отношению к растягивающему напряжению. Аналогичная ситуация, но при существенно меньшем рассеивании долговечности (около 1.5 раз), выявлена у образцов, разрушение которых произошло под поверхностью. В одном случае зарождение трещины произошло в зоне кластера глобул с почти одинаковой кристаллографической ориентацией плоскостей по отношению к направлению максимального растягивающего напряжения. Средний угол ориентировки фасеток составлял около 44° по отношению к оси растяжения. В другом случае разрушение связано с развитием скольжения по базовым плоскостям кристаллографической структуры. Измерения показали [23], что сформированные фасетки ориентированы под углом к оси растяжения, соответствующим расположению плоскости, в которой реализуется максимальное сдвиговое напряжение.

Фактически, речь идет о том, что в любом материале после термомеханической обработки есть области одинаково ориентированных зерен. Именно в этой области наиболее ослаблен материал как внутри области, так и по ее границе, где возникает наибольшая концентрация напряжений. Существование таких областей показано в исследовании титана [23], а также стали перлитного класса и в штампованном жаропрочном сплаве Waspa-1оу [24]. Указанные области с одинаковой ориентировкой нескольких зерен были названы сверхзернами [24]. Очевидно, речь идет об остатках плохо выраженной текстуры материала. Однако существенно то, что конгломерат зерен имеет почти одинаковую кристаллографическую ориентировку в пространстве.

Таким образом, следует подчеркнуть, что для зарождения трещины на поверхности в сплавах на основе титана существенную роль играет расположение базовой или призматической плоскости по отношению к оси растяжения. Это влияет на интенсивность взаимодействия материала с окружающей средой и определяет существенные различия в располагаемой долговечности материала. Зарождение трещины под поверхностью не связано с указанными эффектами взаимодействия. Поэтому различие в пространственном расположении кристаллографических плоскостей по отношению к оси растяжения образца играет существенно меньшую роль в долговечности материала.

Полученные результаты исследований сплава ВТ3-1 свидетельствуют о том, что данные усталостных испытаний должны быть представлены в виде бимодального распределения усталостной долговечности с выделением области бифуркации—перехода от поведения материала как открытой системы к частично замкнутой системе. Упрочненные образцы после термообработки принадлежат к одной группе и соответствуют поведению материала как частично замкнутой системы. Это правая ветвь бимодального распределения усталостной долговечности сплава ВТ3-1 без концентратора напряжений.

Упрочненные образцы после термообработки с концентратором напряжений принадлежат не одной, а двум кривым усталости. Левая ветвь отвечает зарождению трещин на поверхности образца, а правая — зарождению под поверхностью (рис. 8).

Правая ветвь частично отражает поведение сплава без термообработки, поскольку для циклически доломанных образцов было показано, что материал уже готов к формированию очага разрушения под поверхностью. В представленном на рис. 3 виде кривые усталости для образцов без термообработки и после термообработки и наклепа поверхности по зарождению трещин под поверхностью не в полной мере характеризуют поведение образцов с концентратором. Их реальное поведение будет характеризовать при большей статистике кривая, располагающаяся еще правее и с большим наклоном, поскольку именно она будет описывать единым образом поведение образцов с концентратором напряжения как частично замкнутая система. Однако даже в таком представлении очевидно, что статистическая обработка данных при построении кривых усталости должна учитывать бимодальный характер распределения долговечности в связи с переходом зарождения трещины от поверхности под поверхность образца.

Очевидно, что в сопоставляемых экспериментах реализована синергетическая ситуация. Влияние на долговечность материала оказывает состояние поверхности в результате термообработки или без термообработки, а также геометрический фактор — концентрация напряжений. Разделить роль этих факторов в рамках реализованного эксперимента невозможно из-за недостаточности испытанных образцов. Напряженное состояние материала перед вершиной концентратора напряжения существенно иное, чем у гладкого образца. Его роль оказывается положительной вследствие препятствия реализуемой повреждаемости материала, возможно, в результате затруднения раскрытия берегов свободной поверхности, формируемой при зарождении трещины во внутреннем объеме металла. Этот эффект еще требует

Рис. 8. Кривые усталости образцов с надрезом (К = 2 мм) при симметричном (а) и гладких при асимметричном цикле нагружения (б): а — после термообработки и наклепа поверхности;  — после термообработки;  — разрушение на второй ступени нагружения

Рис. 9. Типичный вид усталостных бороздок в одном из исследованных образцов

своего рассмотрения и моделирования при различной концентрации напряжений.

Выполнены оценки длительности роста усталостных трещин во всех образцах на основе измерения шага усталостных бороздок. Бороздки выявлены во всех образцах сразу же после того, как трещины, зародившиеся под поверхностью, выходили на поверхность, или после того, как был реализован переход от очага квазихруп-кого разрушения материала на поверхности к последующему развитию трещины. Пример рельефа излома с усталостными бороздками для одного из исследованных образцов и закономерность изменения шага бороздок и длительности роста трещины по ее длине представлены на рис. 9.

Проведенные оценки показали, что имеется общая тенденция изменения доли этого периода в долговечности Ир/N по мере изменения уровня циклического напряжения (рис. 10). Была проанализирована ситуация, когда рассматривали всю долговечность образцов, независимо от того, доламывался образец в последующем, после предварительного нагружения без разрушения, или нет. Также была проанализирована ситуация, когда не учитывались предварительное нагружение и доля периода роста трещины оценивалась только по отношению к числу циклов, при которых осуществлен циклический долом образца с предварительным нагружением на низком уровне напряжения.

Оказалось, что тенденция снижения параметра Ир/N по мере возрастания долговечности N характеризуется степенной функцией одинакового вида для всех испытанных образцов, хотя параметры этой функции несколько отличаются для разных рассматриваемых ситуаций нагружения. Наклепанные гладкие образцы показывают, что доля периода роста трещины в долговечности уменьшается по сравнению с неупрочнявши-мися образцами. Введение концентратора напряжений, напротив, увеличивает долю периода роста трещины при одинаковой долговечности. Это свидетельствует о

том, что при прочих равных условиях роль концентратора напряжений связана с понижением длительности периода зарождения трещины. Такая тенденция сохраняется по следующей иерархии: наибольшая длительность для образцов с надрезом без наклепа поверхности, далее — для упрочнявшегося, далее — для гладкого без наклепа поверхности и, наконец, для гладкого образца с наклепом поверхности. Из этого следует, что смена механизма зарождения усталостной трещины на поверхности под поверхностью не изменяет соотношения между долговечностью и периодом роста трещины. Этот результат показывает, что в случае зарождения усталостных трещин на удалении от поверхности элементов авиационных конструкций может быть проведена оценка их долговечности по выявленному периоду роста трещины, в том числе на основе измерения параметров рельефа излома, таких как усталостные бороздки.

Ї\ІЛ циклы

Рис. 10. Зависимость отношения N^1Nf от долговечности Nf для всех исследованных образцов: О — гладкий образец без термообработки, R = —1.0;  — образец с надрезом без термообработки, R > 0; Д — образец с надрезом после термообработки и наклепа поверхности, R = —1.0; X — гладкий образец после термообработки и наклепа поверхности, R > 0; ж — гладкий образец после термообработки, R > 0; • — гладкий образец без термообработки, R = —1.0

6. Заключение

Выполненные исследования образцов из титанового сплава ВТ3-1 показали, что в области более 106 циклов нагружения может быть реализован переход к разрушению материала от поверхности под поверхность. Длительность нагружения до указанного перехода определяется асимметрией цикла, состоянием поверхности — наклепом, концентратором напряжения и условиями термообработки.

Многопараметрическое влияние наклепа поверхности, термообработки и концентрации напряжения материала на бифуркационный переход в его поведении от открытой к частично замкнутой системе — переход в зарождении усталостной трещины от поверхности под поверхность образца — требует принципиально нового подхода в оценке усталостной прочности титанового сплава ВТ3-1. Традиционное представление о пределе усталости должно быть заменено представлением о бифуркационном переходе в смене механизма зарождения усталостной трещины. В области бифуркации, отвечающей некоторому интервалу напряжений, могут быть выявлены при одном и том же уровне циклического напряжения (одних и тех же параметрах цикла нагружения) в одном образце разрушение на поверхности, а в другом — под поверхностью.

Построение кривых усталости обязательно должно сопровождаться анализом излома и селекцией образцов по критерию места расположения очага разрушения — на поверхности или под ней. При прочих равных условиях реализуется, как минимум, бимодальное распределение усталостной долговечности в области, которая опоясывает уровень напряжения, традиционно представляемый как предел усталости материала. Левая ветвь кривой усталости отвечает механизму разрушения в связи с зарождением трещины на поверхности, правая ветвь — зарождению трещин под поверхностью образца.

Введение геометрического концентратора напряжений меняет условия зарождения трещин, в связи с чем у наклепанного материала наблюдается зарождение трещин под поверхностью при большей долговечности на фиксированном уровне напряжения, чем у гладкого образца. Такая ситуация выявлена у образцов при высокой асимметрии цикла нагружения. Это позволяет сделать предположение, что для титанового сплава ВТ3-1 повышение концентрации напряжения до определенного (пока не исследованного) уровня приводит к существенному возрастанию долговечности при зарождении трещин под поверхностью в ненаклепанном образце. Фактически речь идет о существовании, как минимум, двух мод распределения усталостной долговечности в случае зарождения усталостной трещины под поверхностью, когда меняется концентрация напряжения.

Вариация многопараметрического воздействия на состояние сплава ВТ3-1 (термообработки, наклепа) и

концентрации напряжений не меняет общей тенденции изменения периода роста трещины при изменении долговечности. Она остается неизменной и в том случае, когда рассматривается разрушение материала при зарождении трещины как на поверхности, так и под поверхностью, т.е. остается неизменной для открытой и частично замкнутой системы.

Литература

1. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995. -Т. 1. - 298 с., Т. 2. - 320 с.

2. Панин В.Е. Физическая мезомеханика поверхностных слоев твердых тел // Физ. мезомех. - 1999. - Т. 2. - № 6. - С. 5-23.

3. Панин В.Е. Синергетические принципы физической мезомеханики

// Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 6. - С. 5-36.

4. ПанинВ.Е., Елсукова Т.Ф., Панин А.В., Кузина О.Ю., КузнецовП.В.

Мезоскопические структурные уровни деформации в поверхностных слоях и характер усталостного разрушения поликристаллов при знакопеременном изгибе. Часть I. Мезоскопическая субструктура // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - № 2. - С. 5-17.

5. Панин В.Е., Панин А.В. Эффект поверхностного слоя в деформируемом твердом теле // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. - № 5. - С. 715.

6. Панин В.Е., Панин А.В., Елсукова Т.Ф., Кузина О.Ю. Эффект «шах-

матной доски» в распределении напряжений и деформаций на интерфейсах в нагруженном твердом теле: экспериментальная верификация и механизмы мезоскопического каналирования // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. - № 6. - С. 97-105.

7. ПанинВ.Е., Елсукова Т.Ф., Панин А.В., Кузина О.Ю. Мезосубструк-

тура в поверхностных слоях поликристаллов при циклическом нагружении и ее роль в усталостном нагружении // ДАН. - 2005. -Т. 403. - № 3. - С. 1-6.

8. Панин В.Е., Панин Л.Е. Физическая мезомеханика процессов мас-

сопереноса в интерфейсных средах живой и неживой природы // Динамика сложных систем. - 2007. - Т. 1. - № 1. - С. 4-17.

9. Шанявский А.А. Безопасное усталостное разрушение элементов авиаконструкций. - Уфа: Монография, 2003. - 800 с.

10. Fatigue in Very High Cycle Regime: Proc. 2nd Int. Conf. VHCF / Ed. by S. Stanzl-Tschegg, H. Mayer. - Vienna: BOKU University of Agricultural Science Publ., 2001. - 320 p.

11. Bathias C., Paris P.C. Gigacycle Fatigue in Mechanical Practice. -NY: Marcel Dekker, 2005. - 305 p.

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

13. Fourth Int. Conf. on Very High Cycle Fatigue, TMS, August 19-22, 2007 / Ed. by J.E. Allison, J.W. Jones, J.M. Larsen, R.O. Ritchie. -Ann Arbor: University of Michigan, 2007. - 454 p.

14. Шанявский А.А. Моделирование усталостных разрушений металлов. Синергетика в авиации. - Уфа: Монография, 2007. - 495 с.

15. Захарова Т.Н. Статистическая природа усталости // Конструкционная прочность машин и деталей газотурбинных двигателей / Под ред. И.А. Биргера, Б.Ф. Балашова. - М.: Машиностроение, 1981. - С. 23-29.

16. Шанявский А.А. Предел усталости, выносливости и усталостная долговечность — характеристики материала как открытой или замкнутой системы // Сб. научн. трудов «Синергетика». - М.: МГУ, 2004. - Т. 7. - С. 109-122.

17. Shanyavskiy A.A. Fatigue limit — Material property as an opened or closed system? Practical view on the aircraft components failures in GCF area // Int. J. Fatigue. - 2006. - V. 28. - No. 11. - P. 1647-1657.

18. Шанявский А.А. Синергетика эволюции металлов от частично замкнутой к открытой динамической системе при циклическом нагружении // Динамика сложных систем. - 2007. - Т. 1. - № 1. -С. 90-104.

19. Шанявский А.А., Захарова Т.П., Потапенко Ю.А. Мультимодальное распределение усталостной долговечности титанового сплава ВТ9 в области долговечностей до 3 • 108 циклов в интервале температур 20...500 °С // Физ. мезомех. - 2006. - Т. 9. - № 6. - С. 7182.

20. Ravi Chandran K.S., Cashman G.T. Competing Failure Modes in Fatigue and the Consequent S-N Curve Shape // Proc. Fourth Int. Conf. VHCF-4, TMS, August 19-22, 2007 / Ed. by J.E. Allison, J.W. Jones, J.M. Larsen, R.O. Ritchie. - Ann Arbor: University of Michigan, 2007. - P. 91-99.

21. Иванова В.С., Шанявский А.А. Количественная фрактография. Усталостное разрушение. - Челябинск: Металлургия, 1988. -400 с.

22. Suh C.-M., HawingB.W., Kim S.C., Lee T.S. A Study on the Fatigue Characteristics of Bearing Steel in Gigacycles // Proc. Third Int. Conf.

VHCF-3, September 16-19, 2004 / Ed. by T. Sakai, Y. Ochi. - Kusatsu: Ritsumeikan University, 2004. - P. 593-600.

23. Jha S.K., Larsen J.M. Random Heterogeneity Scales and Probabilistic Description of the Long-Lifetime Regime of Fatigue // Proc. Fourth Int. Conf. VHCF-4, TMS, August 19-22, 2007 / Ed. by J.E. Allison, J.W. Jones, J.M. Larsen, R.O. Ritchie. - Ann Arbor: University of Michigan, 2007. - P. 385-396.

24. Davidson D.I. The Effect of a Cluster of Similarly Oriented Grains (a Supergrain) on Fatigue Crack Initiation Characteristics of Clean Materials // Proc. Fourth Int. Conf. VHCF-4, TMS, August 19-22, 2007 / Ed. by J.E. Allison, J.W. Jones, J.M. Larsen, R.O. Ritchie. - Ann Arbor: University of Michigan, 2007. - P. 23-28.

Поступила в редакцию 26.09.2008 г., после переработки 06.04.2009 г.

Сведения об авторах

Шанявский Андрей Андреевич, д.т.н., засл. деят. науки, проф., нач. отд. ГЦ БП ВТ, shananta@stream.ru Захарова Татьяна Павловна, нач. сект. ФГУП ЦИАМ Потапенко Юрий Александрович, вед. инж. ГЦ БП ВТ