CC BY
59
УДК 539.385, 621.78
Структурно-масштабные уровни пластической деформации и разрушения сварных соединений высокопрочных титановых сплавов
В.Е. Панин1,2, С.В. Панин1,2, Ю.И. Почивалов1, А.С. Смирнова1, А.В. Еремин1,2
1 Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия 2 Национальный исследовательский Томский политехнический университет, Томск, 634050, Россия
Исследованы структурно-масштабные уровни пластической деформации и разрушения сварных соединений двух высокопрочных титановых сплавов, имеющих низкое (сплав ВТ18У) и высокое (сплав ВТ23) содержание ОЦК Р-фазы. Использованы методы ультразвуковой ковки и сочетание ультразвуковой ковки с высокочастотным электроимпульсным воздействием для активации в сварных соединениях наномасштабных структурных уровней деформации и разрушения с целью повышения усталостной долговечности сварных конструкций. Ультразвуковая ковка эффективно диспергирует и наноструктурирует поверхностные слои сварных соединений ВТ18У, повышая их усталостную долговечность в 4.6 раза. Диспергирование и наноструктурирование сварных соединений ВТ23 (лазерная сварка) достигается только комбинированным воздействием «ультразвуковая ковка + высокочастотное электроимпульсное воздействие», при котором происходит продольное диспергирование Р-полос с образованием нанореек орторомбической а"-фазы. При этом усталостная долговечность сварных соединений ВТ23 возрастает в 2 раза, но эффект зависит от мощности высокочастотного генератора и параметров электрических импульсов. На фрактограммах обработанных сварных соединений ВТ23 возникают нановолоконные полосы, которые связаны с вязким разрушением и снижают скорость распространения усталостной трещины. Структурные изменения и возрастание усталостной долговечности сварных соединений исследованных титановых сплавов связаны с активацией наномасштабных структурных уровней деформации и разрушения при обработке ультразвуковой ковкой и ультразвуковой ковкой c высокочастотным электроимпульсным воздействием.
Ключевые слова: титановые сплавы, сварные соединения, структурно-масштабные уровни, пластическая деформация, разрушение, усталостная долговечность
DOI 10.24411/1683-805X-2018-14004
Structural-scale levels of plastic deformation and fracture of high-strength titanium alloy welded joints
V.E. Panin1,2, S.V. Panin1,2, Yu.I. Pochivalov1, A.S. Smirnova1, and A.V. Eremin1,2
1 Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia 2 National Research Tomsk Polytechnic University, Tomsk, 634050, Russia
The structural-scale levels of plastic deformation and fracture of welded joints have been studied for two high-strength titanium alloys with a small (VT18U alloy) and a high (VT23 alloy) content of the bcc P-phase. Ultrasonic forging and a combination of ultrasonic forging with high-frequency electric pulse treatment were used to activate nanoscale structural levels of deformation and fracture in welded joints in order to increase the fatigue life of the welded structures. Ultrasonic forging provides an effective dispersion and nanostructuring of the surface layers of VT18U welded joints with a 4.6-fold increase in their fatigue life. The dispersion and nanostructuring of VT23 welded joints (laser welding) is achieved only by ultrasonic forging combined with high-frequency electric pulse treatment, in which the longitudinal dispersion of P-bands occurs with the formation of orthorhombic a"-phase nanolaths. In so doing, the fatigue life of the VT23 welded joints increases twice, but the effect depends on the power of the high-frequency generator and electrical pulse parameters. The fracture micrographs of the treated VT23 welded joints exhibit nanofibrous bands that govern ductile fracture and reduce the rate of fatigue crack propagation. The structural changes and the increase in the fatigue life of the investigated titanium alloy welded joints are associated with the activation of nanoscale structural levels of deformation and fracture induced by ultrasonic forging and ultrasonic forging combined with high-frequency electric pulse treatment.
Keywords: titanium alloys, welded joints, structural-scale levels, plastic deformation, fracture, fatigue life
© Панин В.Е., Панин С.В., Почивалов Ю.И., Смирнова А.С., Еремин А.В., 2018
1. Введение
Традиционное описание пластической деформации и разрушения твердых тел проводится в рамках представлений о трансляционной инвариантности исходной кристаллической решетки деформируемого твердого тела. На этой методологической основе развита также теория деформационных дефектов в науке о пластичности и прочности материалов.
Кристаллическая структура материала сварного соединения в силу процессов, развивающихся при формировании неразъемного соединения, имеет нарушенную трансляционную инвариантность. Кроме того, сварной шов сильно отличается по структуре и составу от основного материала и, помимо значительной структурной макронеоднородности, характеризуется высокой кривизной кристаллической решетки. Такая структурно-неоднородная среда характеризуется индивидуальным электронно-энергетическим спектром, плохо сопрягаемым с электронными подсистемами свариваемых металлов, и ключевыми при ее нагружении становятся крупномасштабные структурные уровни деформации. По этой причине развитие пластической деформации в сварном шве не может протекать совместно с прилегающими зонами термического влияния; в результате в данные (сопряженные) зоны сварным швом генерируются мезоскопические полосы локализованного сдвига с последующим образованием в них трещин [1].
В сварных соединениях сложнолегированных сталей и сплавов, даже несмотря на отсутствие процессов плавления и кристаллизации в зонах термического влияния, в последних также могут возникать сложные интерметаллические и химические соединения. При механическом нагружении в них, как и в материале шва, пластическая деформация не может развиваться совместно с трансляционно-инвариантным основным материалом. Именно по этой причине макро- и микроструктуру зон материала шва и термического влияния необходимо диспергировать.
Таким образом, эффективным путем решения актуальной задачи обеспечения прочностных свойств сварного соединения на уровне характеристик основного металла становится управление структурно-масштабными уровнями пластической деформации и разрушения различных зон сварного соединения [2].
В настоящей работе ставится задача исследовать структурно-масштабные уровни пластической деформации и разрушения сварных соединений высокопрочных титановых сплавов ВТ18У и ВТ23, которые имеют разное содержание высокопрочной ОЦК Р-фазы, и повысить их усталостную долговечность путем активации мезоскопических структурных состояний на более низких масштабных уровнях.
Сплав ВТ18У имеет состав ^-6.5А1^г^п-ШЬ-0.7Mo-0.2Si при содержании высокопрочной Р-фазы
всего 2-3 %. Диспергировать в нем Р-фазу с ОЦК-струк-турой и активировать мезоскопические структурные состояния микро- и наномасштабных уровней предлагается ударной ультразвуковой ковкой. Полагается, что ударная ультразвуковая ковка, помимо диспергирования высокопрочной Р-фазы, сопровождается образованием кривизны кристаллической решетки, благодаря которой активируется движение точечных дефектов на микромасштабном уровне [3, 4]. Это должно благоприятно сказаться на повышении усталостной долговечности сварных соединений ВТ18У, хотя они выполнены полуавтоматической дуговой сваркой в среде аргона.
Сплав ВТ23 в силу высокой степени легирования имеет более сложный состав Ti-5Al-4.5V-2Mo-1Cr-0^е, а его неразъемные соединения, выполненные лазерной сваркой, имеют очень низкую пластичность. Известно, что при высокой концентрации Р-фазы, содержащей V, Мо, Сг с сильными ковалентными d-свя-зями, затрудняется диспергирование Р-фазы ультразвуковой ковкой. В работе предлагается совместить ударную ультразвуковую ковку с высокочастотным электрофизическим воздействием [5], которое может вызвать расщепление полос Р-фазы с выделением в них реек а"-фазы. Это способно ослабить ковалентные связи в колониях полос Р-фазы и активировать мезоскопичес-кие структурные состояния на многочисленных границах раздела а"- и Р-фаз. Подобные эффекты наблюдались при высокотемпературной сверхпластической деформации титановых сплавов на основе Т^А1 [6]. Однако в условиях ударной ультразвуковой ковки с высокочастотным электрофизическим воздействием на сварные соединения титановых сплавов исследование проводится впервые.
2. Материалы и методы исследования
В качестве материалов исследования выбраны сварные соединения высокопрочных титановых сплавов ВТ18У (Ti-6.5Al-4Zr-3Sn-1Nb-0.7Mo-0.2Si) и ВТ23 (П-5А1-4.5^2Мо-1Сг-0^е). Сварные соединения псевдо-а титанового сплава ВТ18У получены методом полуавтоматической дуговой сварки в аргоне. Дуговую сварку в аргоне листов толщиной 3 мм проводили без раздела кромок на автомате АДСВ-7 при постоянном токе прямой полярности. Сварные соединения (а + Р) титанового сплава ВТ23 изготавливались методом лазерной сварки с использованием СО2-лазера в среде защитных газов: аргона (снизу) и гелия (сверху). Лазерная сварка осуществлялась на комплексе «Сибирь», разработанном в ИТПМ СО РАН. Мощность лазерного излучения составляла 3 кВт, скорость сварки V~ 15 мм/с.
Металлографические исследования выполняли с использованием стереомикроскопа Stemi 2000-С и оптического микроскопа Axiovert 25 СА. Травление микрошлифов осуществляли в 2% водном растворе плави-
ковой (HF) и азотной кислоты (HNO3). Электронно-микроскопические исследования тонкого поверхностного слоя выполнены с использованием просвечивающего электронного микроскопа JEOL-2100 и JEM 100 CXII. Тонкие фольги для исследования готовили по стандартным методикам.
Механические испытания и определение прочностных характеристик были выполнены в соответствии с ГОСТ 1497-84 и ГОСТ 6996-66 путем статического растяжения на универсальной испытательной машине Inst-ron-5582. Усталостные испытания были проведены на универсальных сервогидравлических испытательных машинах Schenck Sinus100.40 и BISS Nano 15 кН по ГОСТ 7855-84, использовался цикл нагружения с асимметрией R = 0.1.
Фрактографические исследования образцов после испытаний на малоцикловую усталость проводили с помощью растрового электронного микроскопа Tesla BS-300.
Ультразвуковая ковка поверхностных слоев образцов проводилась с использованием ультразвукового генератора ИЛ4, предназначенного для выработки тока частотой 25 кГц с регулируемой мощностью до 630 Вт, и рабочего инструмента, преобразующего электрические колебания в механические (тип ультразвукового преобразователя — магнитострикционный).
Сварные соединения титанового сплава ВТ23, полученные методом лазерной сварки, дополнительно обрабатывали методом ударной ультразвуковой ковки в сочетании с высокочастотным импульсным электрофизическим воздействием. Длительность т импульсов высокочастотного электрофизического воздействия составляет 10 мкс, напряжение, подаваемое на поверхность металла, 50 В, частота импульсов тока 1000 Гц.
Поскольку в образцах сплава ВТ23 с неразъемными соединениями, выполненными лазерной сваркой, усталостное разрушение протекало сложным образом, а также с целью получения количественных характеристик параметров зарождения и распространения усталостных трещин для анализа деформационного поведения в процессе циклического растяжения использовали метод корреляции цифровых изображений.
Плоские образцы с размером рабочей части 50x10x2 мм3 имели в центральной зоне сварное соединение. Циклическое нагружение образцов производили на сервогидравлической испытательной машине Biss UTM 150 при следующих параметрах: максимальная нагрузка в цикле Plaax = 9 кН (что составляет а = = 500 МПа, или 0.45ав); асимметрия цикла R = 0.1. Такие параметры нагружения выбраны для реализации условий малоцикловой усталости с базой испытаний не более N = 5 -104 циклов. Метод корреляции цифровых изображений позволяет проследить распространение трещины непосредственно в процессе испытания.
В процессе циклического нагружения зарождение трещины возможно на обеих плоских гранях образца, содержащего сварное соединение. По этой причине проводили фотографирование испытываемого образца с двух сторон с использованием цифровых фотокамер Canon EOS 700D, оснащенных объективами Canon EF 70-300 mm, 4.0-5.6L. Масштаб увеличения при фотографировании составлял 5 мкм/пиксел, что позволяло вести наблюдения по всей длине и ширине исследуемого образца. Фотографирование поверхности осуществляли через каждые AN = 500 циклов с остановкой нагружения и при удержании на максимальном уровне (а = 500 МПа). Для расчета полей смещений, деформаций и параметров роста трещин использовали программу VIC-2D 2009 (correlated Solutions Inc., USA).
3. Результаты исследования
3.1. Структурно-масштабные уровни пластической деформации и разрушения сварных соединений сплава ВТ18У
Общий вид сварного соединения сплава ВТ18У представлен на рис. 1. При циклической деформации на границе корневого шва возникает сильный концентратор напряжений, который генерирует усталостную трещину, быстро распространяющуюся сквозь небольшую (2 мм) толщину образца. Усталостная долговечность такого сварного соединения не превышает N= 24400 циклов. Очевидна необходимость активации более низкомасштабных структурных уровней деформации в сварном соединении сплава ВТ18У. Такая активация была проведена путем модификации структуры сварного соединения ударной ультразвуковой ковкой.
На рис. 2 представлены микрофотографии структуры сварного соединения сплава ВТ18У до и после ударной ультразвуковой ковки, полученные с помощью просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). Если в исходной структуре сварного соединения наблюдается много полос различной природы (ß-фаза, а'-фаза и др.) (рис. 2, а), то в результате обработки ударной ультразвуковой ковкой происходит наноструктурирование материала (рис. 2, б, в). Это хорошо иллюстрируют кольцевые рефлексы на микродифракции (рис. 2, б) и широкий спектр размеров наночастиц на темнопольном изображении микроструктуры. Поскольку границы наночас-тиц имеют сдвигонеустойчивую кристаллическую структуру, на границе корневого сварного шва концентраторы напряжений не возникают.
При циклическом нагружении наноструктурирован-ного сварного соединения усталостная трещина всегда зарождается на боковой поверхности образца и распространяется по всей ширине наноструктурированно-го материала. Усталостная долговечность такого сварного соединения сплава ВТ18У при этом возрастает более чем в 4.6 раза и достигает N = 150 000 циклов.
ОМ
ЗТВ
СШ
ЗТВ
ОМ
Рис. 1. Структуры сварного соединения титанового сплава ВТ18У: панорама сварного соединения (а); переходная зона от основного металла (ОМ) к зоне термического влияния (ЗТВ) (б); переходная зона от сварного шва (СШ) к зоне термического влияния (в)
Следует также отметить, что ударная ультразвуковая ковка поверхностных слоев сварных соединений, вызывая их пластическую деформацию в сопряжении с упру-гонагруженной подложкой, обусловливает возникновение в поверхностном слое остаточных напряжений сжа-
тия (до величины стр = 127 ± 51 МПа) вместо остаточных напряжений растяжения (ст8 = 64 ± 21 МПа) в необработанном материале шва. Этот фактор также содействует увеличению усталостной долговечности неразъемного соединения. Однако определяющим фактором вли-
Рис. 2. ПЭМ-изображение структуры сварного шва титанового сплава ВТ18У в исходном состоянии (а), после ударной ультразвуковой ковки в светлом поле (б), в темном поле рефлекса а'-Т (в)
яния наноструктурирования поверхностного слоя на усталостную долговечность сварного соединения является диспергирование резкой границы корневого шва и окружающего материала, где происходит релаксация концентрации напряжений при ударной ультразвуковой ковке и циклическом нагружении. Деформация сдвиго-неустойчивых границ наноструктурированного материала ответственна за активное вовлечение наномасш-табного структурного уровня деформации, который является наиболее эффективным релаксационным фактором, влияющим на зарождение и распространение усталостных трещин. Это еще более наглядно проявляется при обработке сварных соединений сплава ВТ23 с помощью ударной ультразвуковой ковки с высокочастотным электрофизическим воздействием.
3.2. Структурно-масштабные уровни пластической деформации и разрушения сварных соединений сплава ВТ23
Микроструктура сварного соединения сплава ВТ23 представлена частицами а-фазы размером 2-4 мкм, имеющими глобулярную форму и расположенными по границам зерен частиц Р-фазы размером 3-8 мкм. Обработка таких сварных соединений ультразвуковой ковкой не изменяет их прочности и пластичности, но не повышает их усталостной долговечности.
После комплексной обработки ударной ультразвуковой ковкой с высокочастотным электрофизическим воздействием внутри крупных зерен происходит измельчение структуры с формированием сильнодисперсной полосовой структуры. В а-фазе возникают мартенситные тонкие полосы а'-фазы, в Р-фазе — тонкие рейки а"-фазы толщиной 10-20 нм. Темнопольный анализ показывает, что разориентация полосовых структур не превышает 10°-15°. Малоцикловые усталостные испытания показали, что после комплексной обработки ударной ультразвуковой ковкой с высокочастотным электрофизическим воздействием число циклов до разрушения возросло до N = 58 700, что в 2 раза превышает усталостную долговечность необработанных сварных соединений. Есть основания полагать, что эффект повышения усталостной долговечности сварного соединения сплава ВТ23 может быть значительно увеличен при возрастании мощности прикладываемых высокочастотных электрических импульсов.
Рентгеноструктурное исследование показало, что после обработки ударной ультразвуковой ковкой с высокочастотным электрофизическим воздействием в сварном соединении наблюдается уменьшение интенсивности пиков Р-фазы (рис. 3). Это свидетельствует об уменьшении содержания Р-фазы за счет ее трансформации в наноструктурные рейки а"-фазы. Уширение пиков говорит об уменьшении размеров всех элементов зеренной структуры при распространении мартенсит-
Рис. 3. Рентгенограмма сварного соединения титанового сплава ВТ23, лазерная сварка: 1 — сварное соединение без обработки; 2 — сварное соединение после ударной ультразвуковой ковки с высокочастотным электрофизическим воздействием
ных полос а'-фазы в а-фазе и мартенситных полос а"-фазы в Р-фазе.
На рис. 4 представлены микрофотографии структуры сварного соединения ВТ23 в исходном состоянии и после комплексной обработки ударной ультразвуковой ковкой с высокочастотным электрофизическим воздействием, полученные с помощью просвечивающей электронной микроскопии. Как видно из рис. 4, в, комплексная обработка обусловливает расщепление полос Р-фазы по всей толщине сварного соединения. Это свидетельствует о высокой релаксационной способности неразъемных соединений сплава ВТ23 в результате на-ноструктурирования исходной структуры с помощью обработки ударной ультразвуковой ковкой с высокочастотным электрофизическим воздействием. В основе образования такой структуры лежат процессы атомных перераспределений на наномасштабных структурных уровнях деформации, которые активируются совместной обработкой материала способом ударной ультразвуковой ковки с высокочастотным электрофизическим воздействием. Еще более наглядно это проявляется при зарождении и распространении усталостных трещин на фрактограммах.
3.3. Структурно-масштабные уровни разрушения сварных соединений сплава ВТ23 в различных структурных состояниях
Сварные соединения сплава ВТ 18У обрабатывались только ультразвуковой ковкой, которая способствует образованию кривизны решетки, развитию механизма пластической дисторсии и возрастанию роли движения точечных дефектов в пластической деформации и разрушении. Более широкий спектр структурно-масштаб-
Рис. 4. Формирование высокодисперсной структуры в результате ударной ультразвуковой ковки и высокочастотного электрофизического воздействия в тонком поверхностном слое сварного соединения ВТ23 (лазерная сварка): основной металл ВТ23 (а); зона сварного шва (б); зона сварного шва с ударной ультразвуковой ковкой и высокочастотным электрофизическим воздействием (в); темнопольное изображение зоны сварного шва с ударной ультразвуковой ковкой и высокочастотным электрофизическим воздействием в рефлексе а"-фазы (г)
ных уровней деформации и разрушения активируется в сварном соединении сплава ВТ23 под действием обработки ударной ультразвуковой ковкой с высокочастотным электрофизическим воздействием, где в условиях наноструктурирования материала происходят структурно-фазовые трансформации а- и Р-фаз при пластической деформации и разрушении. Рассмотрим данные закономерности более подробно.
На рис. 5 представлены РЭМ-фрактограммы сварных соединений сплава ВТ23, разрушенных при малоцикловых испытаниях образцов без обработки и после ударной ультразвуковой ковки с высокочастотным электрофизическим воздействием. Зарождение трещины происходит во всех случаях с боковой поверхности образцов, и она движется поперек образца по всей его ширине. Однако профили поверхности разрушения у исходных образцов и после обработки ударной ультразвуковой ковкой с высокочастотным электрофизическим воздействием сильно различаются. На фракто-граммах исходного сварного соединения усталостная трещина формирует поперечные бороздки ручьистого типа, создавая узкие зоны вязкого разрушения. При обработке ударной ультразвуковой ковкой с высокочастотным электрофизическим воздействием ширина зон вяз-
кого разрушения резко возрастает (рис. 5, в, г), в то время как ширина зон скола резко уменьшается. В зонах вязкого разрушения развиваются динамические ротации пластического течения с образованием нановолок-нистой структуры. Как следствие, усталостная долговечность сварных соединений сплава ВТ23 возрастает более чем в 2 раза.
Естественно, что в условиях возрастания вязкости разрушения должна уменьшаться скорость распространения усталостной трещины. Для проверки этого следствия были проведены специальные эксперименты. При помощи фотографирования обеих поверхностей сварных соединений с последующей обработкой изображений методом корреляции цифровых изображений с использованием системы Vic-2D был прослежен процесс зарождения и распространения усталостной трещины.
3.4. Характеризация процесса деформирования образца с использованием метода корреляции цифровых изображений
По результатам анализа полученных изображений плоских граней циклически деформируемого образца
Рис. 5. РЭМ-фрактограммы сварного соединения титанового сплава ВТ23 (лазерная сварка). Малоцикловая усталость. Без проведения обработки: волокнисто-полосчатый рельеф зоны ускоренного распространения трещины (а), увеличенное изображение (б). После ударной ультразвуковой ковки с высокочастотным электрофизическим воздействием: волокнисто-полосчатый рельеф с большой долей вязкой ротационной составляющей в рельефе (в), увеличенное изображение (г)
проведена оценка длины трещины, выходящей на поверхность образца, а также скорости ее распространения (рис. 6).
Признаки зарождения трещины при визуальном анализе изображений полей деформации е1 проявляются в появлении на них локальных неоднородностей; для образца без обработки они выявляются при N = = 11000 циклов, в то время как для образца, подвергну-
того ударной ультразвуковой ковке с высокочастотным электрофизическим воздействием,—при N = 12000 циклов. Появление визуально различимой трещины на поверхности в первом случае происходит при N = = 14 000 циклов, тогда как после ударной ультразвуковой ковки с высокочастотным электрофизическим воздействием это значение повышается до N = 27 500 циклов.
Циклическая наработка, % Циклическая наработка, %
Рис. 6. Зависимость длины трещины (а) и скорости ее роста (б) от нормированного количества циклов до разрушения (в %) для шва в исходном состоянии (1) и после ударной ультразвуковой ковки с высокочастотным электрофизическим воздействием (2)
10.005000
0.004375
0.003750
0.003125
0.002500
0.001875
0.001250
0.000625
Щ
rf^fit, - * .1 -t. 1 |»Jj г -'JÎH» >.-.
ЖжНг
ЩЩШЩ;,
0.000000
Рис. 7. Поля компоненты деформаций е1 для образца с необработанным швом (а, б) и швом после ударной ультразвуковой ковки с высокочастотным электрофизическим воздействием (в, г), полученные с лицевой (валик сварного шва (а, в)) и обратной стороны (корень сварного шва (б, г))
Скорость распространения трещины в исходном материале выше, чем для материала, подвергнутого комбинированной обработке: в первом случае разрушение наступает через N = 3 500 циклов после появления трещины, а во втором — через N = 5 500 циклов.
Особо следует отметить неоднородность скорости роста трещины в образце с необработанным сварным соединением (рис. 6, б). При этом скорость роста трещины оценивали по оптическим фотографиям поверхности, в то время как трещина в силу структурной макронеоднородности шва могла зарождаться в объеме материала. С учетом этого факта график изменения скорости роста трещины может меняться скачкообразно с большими перепадами величины анализируемого параметра. В то же время в образце с обработанным швом скорость имеет значительно меньшую величину и относительно плавно возрастает по мере увеличения циклической наработки.
На рис. 7 представлены поля распределения главной компоненты деформации е1 для образцов двух типов, полученные непосредственно перед разрушением. Заметим, что трещины в образцах зарождались в разных местах. В образце с необработанным швом трещина зарождалась и росла с лицевой поверхности (плоской
грани) образца. В то же время в образце с обработанным швом трещина возникала на боковой грани образца и далее выходила на поверхность со стороны корня сварного шва. Видно, что в случае необработанного сварного соединения рост трещины имеет преимущественно хрупкий характер: в ее вершине не формируются характерные полосы локализованного сдвига, ориентированные в направлениях максимальных касательных напряжений (рис. 7, а, б). В то же время в образце с обработанным сварным швом в области вершины трещины формируется зона развитой пластичности в форме «розетки» (рис. 7, в), либо распространение трещины сопровождается распространением полос локализованного сдвига (рис. 7, г).
Для численной характеризации деформационного поведения образцов обоих типов на изображении выделялась квадратная область по всей его ширине. В пределах такой области производили осреднение рассчитанных значений главных деформаций, а результаты такой оценки представлены на рис. 8.
Из полученных зависимостей видно, что значения компонент деформаций на протяжении испытания сохраняют практически постоянный уровень, однако его величина зависит от структурного состояния образца
ei
0.005
На поверхности с трещиной
Трещина (исходный) Трещина (после УЗК + ВЭВ)
о.оооон
-0.0004Н
-0.0008
-0.0012
-0.0016Н
-0.0020
20 40 60 80 100 Циклическая наработка, %
На поверхности с трещиной
LL
■ ■ ■ ■
1 1 1 1 1 \ ь \ °
1 Трещина (исходный) !
1 Трещина (после УЗК + ВЭВ) 1 1 ч ■
20 40 60 80 100 Циклическая наработка, %
El
0.00120.00100.0008 0.00060.00040.00020.0000 н
0.0000
На поверхности без трещины
Трещина (исходный) \
Трещина (после УЗК + ВЭВ)
-0.0002 -0.0004 -0.0006 -0.0008 -0.0010
0 20 40 60 80 Циклическая наработка, % На поверхности без трещины 100
1 1 l£
1
лО 0 ^^
° °о
)2
Трещина (исходный)
Трещина (после УЗК + ВЭВ) 11
20 40 60 80 100 Циклическая наработка, %
Рис. 8. Графики изменения интегрального (осредненного) значения компонент главных деформаций 81 (а, б) и 82 (в, г) по мере увеличения циклической наработки для образцов сплава ВТ23 с лазерным сварным швом в исходном состоянии (1) и подвергнутом ударной ультразвуковой ковке (УЗК) с высокочастотным электрофизическим воздействием (ВЭВ) (2) на поверхности с трещиной (а, в) и без трещины (б, г)
(без или после ударной ультразвуковой ковки с высокочастотным электрофизическим воздействием на сварное соединение), а также от стороны наблюдения. В целом, графики изменения обеих компонент деформации 81 и 8 2 меняются подобным образом.
Видно, что визуально выявляемое появление трещины в образце с необработанным сварным соединением при величине наработки примерно 80 % приводит к резкому возрастанию среднего уровня деформаций 81 на обеих сторонах образца и снижению 82. Это означает, что магистральная трещина распространяется с большей скоростью в необработанном образце. Кроме того, на всех графиках видно, что «катастрофическое» (лавинообразное) увеличение значений компонент деформации в образцах с необработанным швом начинается раньше. Таким образом, можно констатировать, что образец с обработанным швом обладает меньшей чувствительностью к распространению трещины.
4. Обсуждение результатов
4.1. Усталостное разрушение материалов как многоуровневый нелинейный процесс
Хорошо известно [7-12], что в условиях малоцикловой усталости трещина распространяется, образуя систему последовательных бороздок. Это означает, что для распространения усталостной трещины при циклическом нагружении в материале должна создаваться критическая дефектность кристаллической структуры. Эта критическая дефектность структуры феноменологически закладывается во всех известных моделях механики распространения усталостных трещин [13-18 и др.]. Так, например, авторы модели [14] установили степенную зависимость порогового коэффициента интенсивности напряжений от размера дефекта Дкш ~ Данная модель получила широкое распространение при оценке влияния на предел усталости малых трещин, небольших отверстий, шероховатости поверхности, неме-
таллических включений и других дефектов. В других моделях степенная зависимость предела усталости от размера дефектов сохраняется, только варьируется показатель степени и вместо линейного размера дефекта используется его площадь.
Необходимость учета взаимодействия дефектов в вершине усталостной трещины в моделях ее распространения очень усложняет проблему моделирования усталостного разрушения. Поэтому в работах [19-22] развитие разрушения связывается со структурно-фазовым распадом деформируемого кристалла в зонах сильной кривизны его кристаллической решетки. Показано развитие трещины в виде нелинейного волнового процесса. В условиях вязкого разрушениия нелинейные волны разрушения диспергируют, формируя локальные мезовихри в виде динамических ротаций. Производится учет структурных трансформаций в зонах локальной кривизны кристаллической решетки перед вершиной трещины. Развит модифицированный метод возбудимых клеточных автоматов, учитывающий моменты локальных сил в кристаллической решетке с нарушенной трансляционной инвариантностью и позволяющий рассчитывать работу поворотных мод деформации при распространении трещины. Мультискейлинг структурно-масштабных уровней деформации при разрушении твердых тел позволяет управлять процессами разрушения материалов с различной внутренней структурой. Рассмотрим структурно-масштабные уровни пластической деформации и разрушения исследованных сварных соединений и их влияние на усталостную долговечность структурно-неоднородного материала.
4.2. Структурно-масштабные уровни пластической деформации сварного соединения сплава ВТ18У после ударной ультразвуковой ковки
Усталостная долговечность сварного соединения сплава ВТ18У с малым содержанием ОЦК Р-фазы многократно возрастает при ультразвуковой ковке. Ударная ультразвуковая ковка обусловливает образование сильной кривизны кристаллической решетки, появление в ее междоузлиях мезоскопических структурных состояний и активацию возможности пластической дисторсии атомов из узлов решетки в междоузлия с образованием неравновесных вакантных узлов. Резко возрастает роль движения точечных дефектов в некристаллографическом пластическом течении, что определяет наномасш-табный структурный уровень деформации, которого не было при циклическом нагружении исходного сварного соединения. Диспергируется граница раздела между корневым швом и смежным материалом, исключается генерация на этой границе раздела усталостной трещины, которая быстро разрушает образец поперек его толщины.
Ударная ультразвуковая ковка наноструктурирует поверхностный слой, что хорошо видно на рис. 2, б, в.
Сдвиговая неустойчивость границ нанозерен, связанная с обратимыми трансформациями их структуры между аморфным и нанокристаллическим состоянием, обусловливает высокие релаксационные характеристики поверхностного слоя. Это наномасштабный структурный уровень деформации, играющий важную роль в повышении усталостной долговечности при циклическом нагружении материала. Учитывая сопряжение наноструктурированного поверхностного слоя с упру-гонагруженной подложкой, которая задерживает зарождение трещин в нанокристаллической структуре, обработка ударной ультразвуковой ковкой сварных соединений сплава ВТ18У оказывается очень перспективной.
4.3. Структурно-масштабные уровни пластической деформации и разрушения сварного соединения сплава ВТ23 в условиях ударной ультразвуковой ковки и высокочастотного электрофизического воздействия
Большая концентрация в сплаве ВТ23 ОЦК Р-фазы, содержащей ванадий, молибден, хром, не позволяет на-ноструктурировать Р-фазу обработкой ударной ультразвуковой ковкой. Однако сочетание ударной ультразвуковой ковки и высокочастотного облучения импульсным электронным пучком диспергирует полосы Р-фазы путем их продольного расщепления с образованием между продольными подполосами реек а"-фазы. Термодинамически подобный процесс создавался в титановых сплавах на основе Т^А1 с легирующими элементами 10 % № + 3 % V + 1 % Мо, которые стабилизируют ОЦК Р-фазу [6]. При высокотемпературной сверхпластической деформации таких сплавов в полосах Р-фазы вырастали продольные рейки а'2-фазы с ГПУ-структурой DO19. Сверхпластичность свидетельствовала о диффузионной структурно-фазовой трансформации ОЦК Р-фазы в ГПУ а'2- фазы. Естественно, что в условиях ударной ультразвуковой ковки с высокочастотным электрофизическим воздействием диффузионной структурно-фазовой трансформации быть не может. Поэтому образование реек а"-фазы может происходить механизмом пластической дисторсии и в рамках нано-структурных конфигураций. Наноструктурные границы Р- и а"-фаз могут обратимо смещаться в условиях циклического нагружения сварного соединения. Это обусловливает возрастание в 2 раза усталостной долговечности сварного соединения сплава ВТ23. Данный эффект должен зависеть от рабочих характеристик высокочастотного электроимпульсного воздействия.
Хотя в литературе нет однозначного объяснения механизма высокочастотного электрофизического воздействия на пластичность материала, согласно концепции [21] выскажем наше мнение. Ультразвуковая ковка генерирует в материале динамические ротации, которые могут сильно нарушать трансляционную инвариант-
ность кристаллической решетки. В зонах сильной кривизны в ротационных кластерах кристаллической решетки валентные электроны переходят на высокие энергетические состояния, формируют локализованные ион-но-электронные кластеры, которые выпадают из общего электронно-энергетического спектра трансляционно-инвариантного кристалла. Это вызывает появление на-но- или микротрещин при ударной ультразвуковой ковке. Высокочастотное электрофизическое воздействие выталкивает локализованные высокоэнергетические электроны из ротационных кластеров. Как следствие, кулоновским взаимодействием разрушаются локализованные крупномасштабные кластеры положительных ионов в кристаллической решетке и восстанавливается коллективизированный электронно-энергетический спектр, характерный для трансляционно-инвариантной кристаллической решетки. Переход части связующих d-электронов Р-фазы в ^-р) состояния (ТьА1) составляющей в сплаве обусловливает образование реек а"-фазы со структурой DO19. Это наномасштабный структурный уровень пластической деформации и разрушения.
На фрактограммах сварного соединения сплава ВТ23, обработанного методом ударной ультразвуковой ковки с высокочастотным электрофизическим воздействием, данный наномасштабный структурный уровень разрушения проявляется в виде формирования нано-волокон в полосах вязкого разрушения (рис. 5, г). Нано-волоконная структура образуется диспергированием малоугловых субграниц в зонах кривизны решетки [23]. Однако только в результате высокочастотного электроимпульсного воздействия происходит диспергирование волоконной структуры субграниц на отдельные волокна, которые осуществляют ротационные моды пластического течения при вязком разрушении материала. В литературе уже обсуждается концепция, что прекурсором вязкого разрушения является образование полос локализованного течения и нанопор [4]. Однако механизм эволюции данного прекурсора с образованием трещины остается неясным. Приведенные на рис. 5 экспериментальные результаты свидетельствуют о том, что разрушение в иерархии масштабов (микро-нано) является многоуровневым процессом. Электронная подсистема создает на наномасштабном структурном уровне мезоскопические структурные состояния, которые играют важную роль для осуществления ротационных мод разрушения. Деформируемый материал фрагмен-тируется с образованием малоугловых субграниц, которые имеют нановолоконную структуру. Связанные с ротационными модами деформации моментные напряжения диспергируют нановолоконную структуру малоугловых субграниц с образованием индивидуальных на-новолокон и нанопор. Диссипативный характер подобных процессов обусловливает снижение скорости распространения усталостной трещины. Это убедительно
показал эксперимент с использованием метода корреляции цифровых изображений. Сочетание ультразвуковой ковки и высокочастотного электрофизического воздействия создает широкие возможности управления процессом формирования структурно-масштабных уровней деформации и разрушения структурно-неоднородных сред, что важно для повышения вязкости разрушения материалов и их сварных соединений.
5. Заключение
Обработка сварных соединений высокопрочных титановых сплавов ультразвуковой ковкой или ударной ультразвуковой ковкой в сочетании с высокочастотным электроимпульсным воздействием активирует микро-и наномасштабные структурные уровни пластической деформации и разрушения. Такие обработки обусловливают образование в поверхностных слоях кривизны кристаллической решетки, появление в междоузлиях кривизны решетки мезоскопических структурных состояний, активируют процессы пластической дисторсии и резкое возрастание роли неравновесных точечных дефектов в пластической деформации и разрушении материалов. При малом содержании в титановом сплаве ОЦК Р-фазы (ВТ18У) значительные эффекты диспергирования и наноструктурирования поверхностного слоя, а также возрастание в 4.6 раза усталостной долговечности сварных соединений достигаются их ультразвуковой ковкой. При большом содержании в сплаве ОЦК Р-фазы (ВТ23, лазерная сварка) хрупкие сварные соединения проявляют пластичность и усталостную долговечность только при комбинированной обработке ударной ультразвуковой ковкой с высокочастотным электрофизическим воздействием. Наномасштабные структурные уровни деформации и разрушения возникают механизмом распространения мартенситных наноструктур-ных полос а'- (в а-фазе) и а"-фаз (в Р-фазе). На фрак-тограммах сварных соединений сплава ВТ23 наблюдается чередование полос скола и вязкого разрушения, где образуются нановолокна, осуществляющие ротационные моды разрушения. Скорость распространения усталостных трещин при этом существенно снижается.
Работа выполнена в Томском политехническом университете в рамках программы повышения конкурентоспособности ТПУ (проект № ВИУ_ИФВТ_73\2017 (TPU CEP_IHTP_73\2017)), а также в рамках госзадания по Программе фундаментальных научных исследований государственных академий наук на 2013-2020 гг. (проект III.23.1.1), проекта РФФИ № 17-01-00691, интеграционного проекта СО РАН № 4.
Литература
1. Pleshanov V.S., Kibitkin V.V., Panin V.E. Mesomechanics of fatigue fracture for polycrystals with macroconcentrators // Theor. Appl. Fract. Mech. - 1998. - V. 30. - No. 1. - P. 13-18. - doi 10.1016/S0167-8442(98)00039-1.
2. Хорее А.И. Разработка листовых титановых сплавов для примене-
ния в сварных конструкциях, работающих при высоких температурах // Сварочное производство. - 2015. - № 5. - C. 28-34.
3. Panin V.E., Egorushkin V.E., Elsukova T.F., Surikova N.S., Pochiva-lov Y.I., Panin A.V. Multiscale Translation-Rotation Plastic Flow in Polycrystals. Handbook of Mechanics of Materials / Ed. by C.-H. Hsuch et al. - Singapore: Springer Nature. - doi 10.1007/978-981-10-6855-3_77-1.
4. Tekoglu C., Hutchinson J.W., Pardoen T. On localization and void coalescence as a precursor to ductile fracture // Philos. Trans. A. Math. Phys. Eng. Sci. - 2015. - V. 373. - P. 2038.
5. ПанинB.E., СурикоеаH.C., Смирноеа А.С., ПочиеалоеЮ.И. Мезо-
скопические структурные состояния в пластической деформации наноструктурных металлических материалов // Физ. мезомех. -2018. - Т. 21. - № 3. - C. 12-17.
6. YangK.L., Huang J.C., Wang Y.N. Phase transformation in the P-phase of super a2Ti3Al base alloys during static annealing and super plastic deformation at 700-1000°C // Acta Mater. - 2013. - V. 51. - P. 25772594.
7. Иеаноеа B.C. Синергетика. Прочность и разрушение металличес-
ких материалов. - М.: Наука, 1992. - 289 с.
8. Иеаноеа B.C., Терентьее В.Ф. Природа усталости металлов. - М.:
Металлургия, 1975. - 456 с.
9. ТерентьееВ.Ф., Кораблееа С.А. Усталость металлов. - М.: Наука, 2015. - 484 с.
10. Махутое Н.А. Малоцикловая усталость. - М.: Машиностроение, 2010. - С. 217-285.
11. Шаняеский А.А. Моделирование усталостных разрушений металлов. Синергетика в авиации. - Уфа: Монография, 2007. - 495 с.
12. Шаняеский А.А. Масштабные уровни процессов усталости металлов // Физ. мезомех. - 2014. - Т. 17. - № 6. - C. 87-98.
13. Frost N.E., Marsh K.J., Pook L.P. Metal Fatigue. - Oxford: Oxford Univ. Press, 1974.
14. Murakami Y., Endo M. Effect of defects, inclusions and inhomoge-neities on fatigue strength // Int. J. Fatigue. - 1994. - V. 16. - P. 163182.
15. Ботеина Л.Р. Разрушение: Кинетика, механизмы, общие закономерности. - М.: Наука, 2008.
16. Баренблатт Г.И., Ботеина Л.Р. Автомодельность усталостного разрушения: Накопление повреждений // Изв. АН СССР. МТТ. -1983. - № 44. - С. 161-165.
17. Ботеина Л.Р., Баренблатт Г.И. Автомодельность накопления повреждаемости // Пробл. прочности. - 1985. - № 12. - С. 17-24.
18. Barenblatt G.I. Scaling phenomena in fatigue and fracture // Int. J. Fract. - 2006. - V. 138. - P. 19-35.
19. Егорушкин B.E. Калибровочная динамическая теория дефектов в неоднородно деформируемых средах со структурой. Поведение границы раздела // Изв. вузов. Физика. - 1990. - Т. 33. - № 2. -С. 51-68.
20. Моисеенко Д.Д., Панин В.Е. Физическая мезомеханика разрушения твердых тел как нелинейных иерархически организованных систем // МТТ. - 2015. - № 4. - С. 42-55.
21. Егорушкин В.Е., Панин В.Е., Панин А.В. Кривизна решетки, полосы локализованного сдвига и механизм электропластического эффекта // Физ. мезомех. - 2018. - Т. 21. - № 3. - C. 5-11.
22. Panin V.E. Fracture Mechanisms of a Solid as a Nonlinear Hierarchically Organized System // Proc. Eur. Conf. Fracture 19, Kazan, Russia, 2012. - Kazan: Kazan Sci. Center RAS, 2012.
23. Panin V.E., Egorushkin V.E., Surikova N.S., Pochivalov Yu.I. Shear bands as translation-rotation mode of plastic deformation in solids under alternate bending // Mater. Sci. Eng. A. - 2017. - V. 703. -P. 451-460.
Поступила в редакцию 10.07.2018 г.
Сведения об авторах
Панин Виктор Евгеньевич, д.ф.-м.н., акад., зав. лаб. ПФПМ СО РАН, проф. ТПУ, [email protected] Панин Сергей Викторович, д.т.н., проф. РАН, зам. дир. ПФПМ СО РАН, проф. ТПУ, [email protected] Почивалов Юрий Пванович, к.ф.-м.н., внс ПФПМ СО РАН, [email protected] Смирнова Анастасия Сергеевна, мнс ПФПМ СО РАН, [email protected] Еремин Александр Вячеславович, инж. ПФПМ СО РАН, асп. ТПУ, [email protected]
