Влияние кривизны решетки титана и титанового сплава Ti-6Al-4V на усталостную долговечность и ударную вязкость

УДК 621.789:620.18

Влияние кривизны решетки титана и титанового сплава Ti-6Al-4V на усталостную долговечность и ударную вязкость

В.Е. Панин1,2,3, Б.Б. Овечкнн2, P.P. Хайруллин1,2, A.M. Лидер2, Ю.С. Бордулев2, А.В. Панин1,2, О.Б. Перевалова1, И.В. Власов1

1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия

2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия

3 Национальный исследовательский Томский государственный университет, Томск, 634050, Россия

Исследовано влияние наводороживания, ультразвуковой обработки и наводороживания после ультразвуковой обработки сплава ВТ6 на его усталостную долговечность. При ультразвуковой обработке в поверхностном слое образуется сплошной нетравящийся слой a2(Ti3Al), который снижает усталостную долговечность. Ниже этого слоя образуются полосы а2(Т^А1)-фазы, которые увеличивают усталостную долговечность. Сложение этих двух эффектов дает увеличение усталостной долговечности сплава в 1.3 раза. Объясняется катастрофическое снижение наводороживания после ультразвуковой обработки образованием зон ближнего порядка смещений с ОЦК-решеткой по типу в-фазы. Поперечно-винтовая прокатка создает в сплаве мартенситную фазу очень высокой прочности. Она предсказана методом позитронной аннигиляции и обнаружена методом просвечивающей электронной микроскопии. Высокая стабильность мартенситной фазы обусловливает снижение ударной вязкости сплава, обработанного поперечно-винтовой прокаткой.

Ключевые слова: кривизна решетки, ультразвуковая обработка, наводороживание, поперечно-винтовая прокатка, мартенситная фаза, ударная вязкость

DOI 10.24411/1683-805X-2019-15001

Effect of the lattice curvature of titanium and Ti-6Al-4V alloy on their fatigue

life and fracture toughness

V.E. Panin1,23, B.B. Ovechkin2, R.R. Khayrullin12, A.M. Lider2, Yu.S. Bordulev2, A.V. Panin1,2, O.B. Perevalova1, and I.V. Vlasov1

1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia 3 National Research Tomsk State University, Tomsk, 634050, Russia

The effect of hydrogenation, ultrasonic treatment, and hydrogenation after ultrasonic treatment on the fatigue life of VT6 alloy is investigated. Ultrasonic treatment causes the formation of a continuous nonetching a2(Ti3Al) layer within the surface layer, which reduces the fatigue life. Below this layer there are bands of the a2(Ti3Al) phase which, on the contrary, increase the fatigue life. These two effects together give a 1.3-fold increase in the fatigue life of the alloy. A catastrophic decrease in hydrogenation after ultrasonic treatment is explained by the formation of regions of short-range displacements with a bcc lattice similar to the в phase. As a result of helical rolling, a martensitic phase with very high strength is formed in the alloy. Its formation is predicted by positron annihilation spectroscopy and is detected by transmission electron microscopy. The high stability of the martensitic phase contributes to the lower fracture toughness of the alloy processed by helical rolling.

Keywords: lattice curvature, ultrasonic treatment, hydrogenation, helical rolling, martensitic phase, fracture toughness

1. Введение

Титановый сплав Ть6А1-^ широко исследован в литературе. В работе [1] показано, что при старении сплава ВТ6 в интервале температур ДТ = 515-575 °С в

нем выделяется фаза а2(^3А1), имеющая DO19 структуру, когерентно связанную с а-фазой. Эта фаза выделяется и при обработке сплава ВТ6 ультразвуком в виде нетравящихся полос и полос а2(^3А1) [2] (рис. 1).

© Панин В.Е., Овечкнн Б.Б., Хайруллин P.P., Лидер A.M., Бордулев Ю.С., Панин A.B., Перевалова О.Б., Власов П.В., 2019

При измерении ударной вязкости пакета, спаянного из пластин данного сплава, в зонах, испытавших большие сдвиговые деформации в спаянных соединениях, наблюдаются наночастицы фазы a2(Ti3Al) размером 20 нм [3].

Аналогичные наночастицы а2(Т^А1)-фазы наблюдаются при обработке сплава ВТ6 ультразвуком и при старении (рис. 2). Соответственно, на рентгенограмме присутствует высокий рефлекс, связанный с образованием нетравящегося слоя a2(Ti3Al) (рис. 3). Другими словами, в этих сплавах при наличии вакансий, равновесных термических при старении или неравновесных деформационных при обработке ультразвуком или при интенсивной пластической деформации, происходит выделение а^Т^А^-фазы. Это отражается на усталостной долговечности и ударной вязкости сплава. Исследованию данного вопроса посвящена настоящая работа. Кроме того, кривизна решетки сплава ВТ6 наблюдается при поперечно-винтовой прокатке.

2. Материал и методы исследования

Исследуемый сплав Ti-6Al-4V (ВТ6) содержит около 60 % ГПУ а-фазы и 40 % ОЦК Р-фазы. Образцы размерами 35 х 8 х 1.6 мм подвергали знакопеременному изгибу для измерения усталостной долговечности в режиме малоцикловой усталости. Амплитуда знакопеременного изгиба равнялась ±10 мм с частотой 430 мин-1 при температуре 293 K. Ультразвуковую обработку осуществляли на установке ИЛ 10, включающей генератор ИЛ 14 мощностью 630 Вт и магнитострикционный преобразователь, работающий на частоте 25 кГц. Такое ультразвуковое воздействие принято называть финишной обработкой. Наводороживание осуществляли электролитически. Структурные исследования проводили с помощью оптической (Axiovert 25CA), сканирующей электронной (Quanta 2003D) и просвечивающей электронной микроскопии (JEOL 2100).

Рис. 1. Оптическое изображение структуры образца титанового сплава ВТ6 (поперечное сечение) после ультразвуковой финишной обработки; размер изображения 220x170 мкм2

Микротвердость образцов измеряли на микротвердомере ПМТ3. Поперечно-винтовую прокатку сплава ВТ6 осуществляли при температуре Т = 950 °С с закалкой сплава в воде.

3. Результаты исследования и их обсуждение

Сводные данные об усталостной долговечности образцов сплава ВТ6 после различной обработки приве-

Рис. 2. ТЕМ-изображение наноструктуры в поверхностном слое образца титанового сплава ВТ6, подвергнутого ультразвуковой финишной обработке (а), и соответствующая картина микродиффракции (б); выделения а2(Т^А1) при старении сплава ВТ6 [1]

Рис. 3. Рентгенограммы образцов титанового сплава ВТ6 в исходном состоянии

дены в табл. 1. Обработка ультразвуком (УЗО) увеличивает усталостную долговечность сплава в 1.3 раза. Электролитическое наводороживание сплава уменьшает его усталостную долговечность в 1.35 раза. Еще больший эффект снижения усталостной долговечности сплава наблюдается при наводороживании после его ультразвуковой обработки: она снижается в 4 раза. Рассмотрим возможные структурные трансформации, лежащие в основе данных обработок.

Наиболее простая структурная трансформация лежит в основе обработки сплава ультразвуком. Как видно из рис. 1, в поверхностных слоях сплава ВТ6, ответственных за усталостное разрушение, развиваются два процесса. Во-первых, возникает сплошной нетравящий-ся слой а2(Т^А1)-фазы, который понижает усталостную долговечность. Во-вторых, ниже поверхностного слоя инициируются полосы фазы а2(Т^А1), которые распространяются мультиплетно. При одном знаке нагру-жения генерируются полосы а2(Т^А1) одного направления. При другом знаке нагружения эти полосы генерируют аккомодационные сдвиги другого направления. Это обусловливает возрастание усталостной долговечности в 1.3 раза.

Следует также отметить, что по данным [1] при старении в интервале 515-575 °С возрастает доля а-фазы

от 52.2 до 58.0 % и уменьшается доля Р-фазы от 47.8 до 44.0 %. Это обусловливает рост пластичности сплава при одноосном растяжении (рис. 4).

Поскольку при ультразвуковой финишной обработке также должна уменьшаться доля Р-фазы за счет образования а2(Т^А1)-фазы, это также должно давать вклад в увеличение усталостной долговечности в 1.3 раза.

В то же время при обработке ультразвуком технического титана усталостная долговечность возрастает в 4 раза [4]. Это связано с тем, что в техническом титане нет алюминия и в поверхностных слоях не возникает нетравящегося слоя а2(Т^А1). В техническом титане обработка ультразвуком генерирует в поверхностном слое выделения а"-фазы титана в виде наносдвигов размером 1.5 нм [5]. Эти наносдвиги увеличивают усталостную долговечность технического титана в 4 раза.

Наводороживание сплава ВТ6 всегда понижает усталостную долговечность, что хорошо известно в литературе. Рассмотрим природу эффекта катастрофического снижения в 4 раза усталостной долговечности при наво-дороживании сплава ВТ6 после его обработки ультразвуком.

На рис. 5, а изображен кластер из 13 атомов в ГПУ-решетке ВТ6. Четыре ближайших атома 2, 3, 5 и 6 около центрального атома 7 соответствуют также квадру-

Таблица 1

Влияние различных обработок на усталостную долговечность сплава ВТ6

Обработка Исходная УЗО Наводороживание УЗО + наводороживание

Усталостная долговечность, число циклов до разрушения 54000± 7000 70 000 ±9000 40000 ± 9000 17 000 ±4000

Эффект обработки на Увеличение Уменьшение Уменьшение

усталостную долговечность в 1.3 раза в 1.35 раза в 4 раза

Таблица 2

Рис. 4. Кривые растяжение-деформация при одноосном растяжении образцов титанового сплава ВТ6 в отожженном состоянии

польной ячейке ОЦК-решетки. Если атомы 1 и 4 кривизной решетки сместить в противоположных направлениях, то возникнут две вакансии а и р. В наводоро-женном сплаве ВТ6 они будут заняты атомами водорода. Атомы водорода оказываются между атомами 3-5 и 2-6. Электронные переходы от атомов водорода к ато-

Рис. 5. Кластерные модели ГПУ-ячейки в титане с гексагональной структурой (а) и ее трансформации в ОЦК-ячейку (б) при наличии атомов водорода в виртуальных вакансиях а и в в условиях знакопеременного изгиба

Микротвердость образцов сплава ВТ6 до и после поперечно-винтовой прокатки

Состояние сплава ВТ6 Микротвердость Hц, МПа

До поперечно-винтовой прокатки 3200

После поперечно-винтовой прокатки На поверхности и глубине до ~50 мкм 6400

В остальной части 5100

Таблица 3

Спектры временного распределения аннигиляции позитронов в образцах ВТ6

Образец ВТ6 I1, % т1? пс I2, % т2, пс тт, пс

Исходный 100 150 0 0 150

После поперечно-

винтовой прокатки

- на поверхности 100 160 0 0 160

- в центре 100 150 0 0 150

мам титана s ^ d усилят d-взаимодействие этих пар атомов с центральным атомом 7 и в итоге ГПУ-ячейка в кластере перестроится в ОЦК-ячейку (рис. 5, б). Ячейка ближнего порядка смещений с ОЦК-решеткой состоит из атомов 2, 8, 6, 11, 12, 3, 9 и 5 около центрального атома 7. Таким образом, кривизна решетки создает в ГПУ а-структуре наводороженного сплава ВТ6 большое количество зон ближнего порядка смещений с ОЦК-решеткой. Ковалентные d-связи ближнего порядка смещений с ОЦК-решеткой снижают в 4 раза усталостную долговечность сплава ВТ6 при его наводорожива-нии после ультразвуковой обработки.

1.4-

1.2-

Ti Al V

ВТ6 исходный ВТ6 после ПВП

1.0 - - --

30.8-

0.6-

0

—I-1—

4 6

Энергия, кэВ

Рис. 6. Кривые распределения энергии электронов по импульсам в исследуемых образцах относительно эталонного образца бездефектного ВТ6

~г

5 6 Энергия, кэВ

Рис. 7. Кривые распределения энергии электронов в исследуемых образцах относительно эталонного образца бездефектного ВТ6

Кс у, Дж/см

40-

30-

20-

-60

/__—о

/ / —

у//2

-40

-20

0

20 Т,°С

Рис. 8. Ударная вязкость сплава ВТ6 в исходном состоянии (1) и после поперечно-винтовой прокатки (2) при низких температурах

Для создания кривизны решетки в сплаве ВТ6 его комнатной температуре оказалась равной 35 Дж/см2, обработали поперечно-винтовой прокаткой при Т = что примерно соответствует значению до прокатки = 950 °С с закалкой в воде. Ударная вязкость при (табл. 2). После поперечно-винтовой прокатки микро-

Рис. 9. Светлопольное (а), темнопольные изображения (б, в) и соответствующая дифрактограмма (г) микроструктуры образца из сплава ВТ6, подвергнутого поперечно-винтовой прокатке: б — темнопольное изображение получено в рефлексе 100ю_т1 (рефлекс указан стрелкой 1); в — темнопольное изображение получено в совпадающих рефлексах 100а _т1 и 111(1 12)а* _т[ (рефлекс указан стрелкой 2). Просвечивающая электронная микроскопия

Рис. 10. Светлопольное (а), темнопольные изображения (б, в) и соответствующая дифрактограмма (г) микроструктуры образца из сплава ВТ6, подвергнутого поперечно-винтовой прокатке: б — темнопольное изображение получено в рефлексе 201(2 14)а» _т! (рефлекс указан стрелкой 3); в — темнопольное изображение получено в рефлексе 201(112)т_т! (рефлекс указан стрелкой 4). Просвечивающая электронная микроскопия

твердость образцов ВТ6 повысилась в 1.6-2.0 раза. Возникает вопрос, с чем связано это повышение микротвердости?

Важную информацию дала позитронная аннигиля-ционная спектроскопия. В табл. 3 приведены результаты обработки спектров временного распределения аннигиляции позитронов в образцах ВТ6, обработанных поперечно-винтовой прокаткой, проведено двухкомпонент-ное разложение: /1 — интенсивность излучения от бездефектной компоненты ВТ6, т1 — время жизни позитронов в бездефектном ВТ6, 12 — интенсивность излучения от дефектной компоненты ВТ6, т2 — время жизни позитронов в дефектном ВТ6, тт — среднее время жизни позитронов в ВТ6.

По результатам исследований методом позитронной аннигиляции среднее время жизни позитрона тт в центре образца ВТ6, подвергнутого поперечно-винтовой прокатке, соответствует времени жизни позитрона в бездефектном сплаве и составляет 150 пс (табл. 3).

Время жизни позитрона на поверхности образца составляет 160 пс. Для сравнения время жизни позитрона на дислокации составляет 168-185 пс, а на вакансии 220225 пс. Полученные результаты свидетельствуют об образовании в сплаве ВТ6 в результате поперечно-винтовой прокатки (ПВП) мартенситной фазы, которая заполняет все структурные состояния, связанные с кривизной решетки, и оказывается очень стабильной. Кривые распределения энергии электронов в исследованных сплавах относительно эталонного образца бездефектного ВТ6 представлены на рис. 6. Видно, что кривая для сплава, обработанного поперечно-винтовой прокаткой, практически совпадает с кривой для исходного образца ВТ6. Совсем другое распределение кривых наблюдается для сплава ВТ6 после ультразвуковой обработки (рис. 7).

При ультразвуковой обработке образуется много выделений а2(Л3А1)-фазы и кривая смещается в сторону кривой для А1. Наводороживание после ультразву-

ковой обработки увеличивает число зон ближнего порядка смещений с ОЦК-решеткой, и кривая распределения энергии электронов смещается в сторону кривой для ванадия. Исследования с помощью просвечивающей электронной микроскопии обнаружили стабильную мартенситную фазу в сплаве ВТ6, обработанном поперечно-винтовой прокаткой.

На рис. 8 представлено изменение при низких температурах ударной вязкости сплава ВТ6 в исходном состоянии (кривая 1) и после поперечно-винтовой прокатки (кривая 2). Видно, что кривые близки друг к другу, хотя поперечно-винтовая прокатка снижает ударную вязкость. Это согласуется с повышением микротвердости сплава ВТ6 и выделением мартенситной фазы после поперечно-винтовой прокатки. В то же время сохранение неизменной высокой ударной вязкости при Т = -40 °С как в исходном сплаве, так и после поперечно-винтовой прокатки свидетельствует об определяющей роли в ударной вязкости ГЦК а-фазы сплава ВТ6. Это свидетельствует о возможности повышения ударной вязкости сплава при Т = -70 °С за счет выделения а2(Т^А1)-фазы при старении.

На рис. 9 представлены изображения ю-фазы, полученные в темном поле рефлекса ю-фазы, а также фрагмент а"-фазы, полученный в совпадающих рефлексах а-Т и а" мартенситной фазы. Более грубая картина распределения пластин ю-фазы и пластин а"-фазы представлена на рис. 10 в совпадающих рефлексах а-фазы и ю-фазы. Упорядоченное распределение параллельных сдвигов в нанополосах ю-фазы и а"-фазы снижает ударную вязкость образцов сплава ВТ6, обработанных поперечно-винтовой прокаткой. Этот эффект сопровождается увеличением твердости сплава в 1.6-2.0 раза. Нано-сдвиги ю-фазы и а"-фазы заполняют свободные структурные состояния, создаваемые поперечно-винтовой прокаткой. Поэтому позитронная аннигиляция не обнаруживает дефектной фазы в деформированных поперечно-винтовой прокаткой образцах сплава ВТ6.

Образование мартенситных фаз сильно влияет на механические свойства поликристаллических материалов [6-12]. Это новый механизм деформации, связанный с кривизной кристаллической решетки. Мартенсит-ные фазы образуются на межузельных структурных состояниях, характеризуются слабым межатомным взаимодействием и являются высокоэффективным релаксационным процессом [13]. Этот вопрос требует более тщательного исследования.

4. Заключение

Исследовано влияние наводороживания, ультразвуковой обработки и наводороживания после ультразвуковой обработки сплава ВТ6 на его усталостную долговечность. При ультразвуковой обработке в поверхностном слое развиваются два процесса: 1) образуется сплош-

ной нетравящийся слой a2(Ti3Al), который снижает усталостную долговечность; 2) ниже этого слоя образуются полосы а2(Т^А1)-фазы1 по мультиплетной схеме, которые увеличивают усталостную долговечность. Сложение этих двух эффектов дает увеличение усталостной долговечности сплава в 1.3 раза. Получено объяснение катастрофического снижения эффекта наводорожива-ния после ультразвуковой обработки образованием зон ближнего порядка смещений с ОЦК-решеткой по типу Р-фазы. Это сильно снижает усталостную долговечность сплава. Поперечно-винтовая прокатка создает в сплаве мартенситную фазу очень высокой прочности. Она выявлена методом позитронной аннигиляции и проявляется при просвечивающей электронной микроскопии в виде выделений ю-фазы и а"-фазы. Низкотемпературная ударная вязкость сплава при этом несколько снижается, но характер ее поведения не изменяется.

Работа выполнена в рамках Программы фундаментальных научных исследований государственных академий наук на 2013-2020 годы (проект III.23.1.1), при финансовой поддержке проекта РФФИ № 17-01-00691 и интеграционного проекта СО РАН № II. 1.

Литература

1. Carreon H., San Martin D., Caballero F.G., Panin V.E. The effect of thermal aging on the strength and the thermoelectric power of the Ti-6AL-4V alloy // Физ. мезомех. - 2017. - Т. 20. - № 4. - С. 11-19. -doi 10.24411/1683-805X-2017-00034.

2. Панин В.Е., Панин А.В., Почивалов Ю.И., Елсукова Т.Ф., Шугу-ров A.P. Масштабная инвариантность структурных трансформаций при пластической деформации наноструктурных твердых тел // Физ. мезомех. - 2017. - Т. 20. - № 1. - C. 57-71. - doi 10.24411/ 1683-805X-2017-00016.

3. СуриковаН.С., ПанинВ.Е., ДеревягинаЛ.С., ЛутфуллинР.Я., Ман-жина Э.В., Круглов А.А., Саркеева А.А. Микромеханизмы деформации и разрушения слоистого материала из титанового сплава ВТ6 при ударном нагружении // Физ. мезомех. - 2014. - Т. 17. -№ 5. - С. 39-50. - doi 10.24411/1683-805X-2014-00016.

4. Панин В.Е., Елсукова Т.Ф., Попкова Ю.Ф., ПочиваловЮ.И., Рама-

суббу Сундер. Влияние структурного состояния поверхностных слоев образцов технического титана на их усталостную долговечность и механизмы усталостного разрушения // Физ. мезомех. -2014. - Т. 17. - № 4. - С. 5-12. - doi 10.24411/1683-805X-2014-00009.

5. Панин В.Е., Панин А.В., Перевалова О.Б., Шугуров А.Р. Мезоскопи-

ческие структурные состояния на наномасштабном уровне в поверхностных слоях титана и его сплава Ti-6Al-4V, создаваемые ультразвуковой и электронно-пучковой обработкой // Физ. мезомех. - 2018. - Т. 21. - № 5. - С. 5-15. - doi 10.24411/1683-805X-2018-15001.

6. Lee T.H., Oh C.S., Kim S.J. Effect of nitrogen on deformation induced martensitic transformation in metastable austenite Fe-18Cr-10Mn-N steels // Scripta Mater. - 2008. - V. 58. - No. 2. - P. 110-113.

7. Lee T.H., Shin E., Oh C.S., Ha H.Y., Kim S.J. Correlation between stacking fault energy and deformation microstructure in high-interstitial-alloyed austenitic steels // Acta Mater. - 2010. - V. 58. - No. 8. -P. 3173-3186.

8. Lee C.Y., Shin H.C., Ha T.K., Chang Y.W. Effect of nitrogen on deforma-

tion induced martensitic transformation // J. Korean Inst. Met. Mater. -2001. - V. 39. - No. 12. - P. 1347-1352.

9. Donadille C., Valle R., Dervin P., Penelle R. Development texture and microstructure during cold-rolling and annealing of FCC alloys: Example of an austenitic stainless steel // Acta Metall. - 1989. - V. 37. -No. 6. - P. 1547-1571.

10. Tsakiris V., Edmonds D.V. Martensite and deformation twinning in austenitic steels // Mater. Sci. Eng. A. - 1999. - V. 273-275. - P. 430436.

11. Тюменцев A.H., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П., Коротаев А.Д., Сурикова H.C., Гирсова СЛ., Нестеренков В.А. Новый механизм локализации деформации в аустенитных сталях. I. Модель неравновесных фазовых (мартенситных) превращений в полях высоких

локальных напряжений // ФММ. - 2003. - Т. 95. - № 2. - С. 8695.

12. Bracke L., Mertens G., Penning J., Cooman D., Liebeherr M., Ak-dut N. Influence of phase transformation on the mechanical properties of high-strength austenitic Fe-Mn-Cr steel // Metall. Mater. Trans. A. - 2006. - V. 37. - P. 307-317.

13. Panin V.E., Derevyagina L.S., Panin S.V., Shugurov A.R., Gordien-ko A.I. The role of nanoscale strain-induced defects in the sharp increase of low-temperature toughness in low-carbon and low-alloy steels // Mater. Sci. Eng. A. - 2019. - V. 768. - P. 138491. - doi 10.1016/ j.msea.2019.138491.

Поступила в редакцию 13.08.2019 г., после доработки 08.10.2019 г., принята к публикации 11.10.2019 г.

Сведения об авторах

Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., ак. РАН, зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, проф. ТГУ, paninve@ispms.tsc.ru

Овечкин Борис Борисович, к.т.н., доц. ТПУ, ovechkinb@tpu.ru

Хайруллин Рустам Равильевич, инж. ИФПМ СО РАН, асп. ТПУ, hairullin@list.ru

Лидер Андрей Маркович, д.т.н., рук. отд., доц. ТПУ, lider@tpu.ru

Бордулев Юрий Сергеевич, ассист. ТПУ, bus@tpu.ru

Панин Алексей Викторович, д.ф.-м.н., доц., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, проф. ТПУ, pav@ispms.tsc.ru Перевалова Ольга Борисовна, д.ф.-м.н., проф., снс ИФПМ СО РАН, perevalova52@mail.ru Власов Илья Викторович, к.т.н., нс ИФПМ СО РАН, good0@yandex.ru