CC BY
55
Влияние водорода на усталостное разрушение титанового Р-сплава ВТ35
Б.К. Соколов, Т.А. Соколова1, Л.И. Анисимова1, И.Н. Веселов1
Институт физики металлов УрО РАН, Екатеринбург, 620219, Россия 1 Институт машиноведения УрО РАН, Екатеринбург, 620219, Россия
В результате усталостных испытаний в условиях плоского изгиба при различных амплитудах деформации и частоте 12+15 Гц образцов из р-сплава титана ВТ35 с различным содержанием водорода (от 0.005 до 0.38 мас. %) установлено, что небольшие добавки водорода (до 0.1 мас. %) повышают долговечность материала. Более высокие концентрации водорода в сплаве снижают циклическую долговечность в условиях многоцикловой усталости и увеличивают скорость роста трещин. Исследовано влияние условий испытаний и содержания водорода в сплаве на вид усталостных трещин и характер изломов.
1. Введение
В последние годы усилился интерес к Р-сплавам титана [1]. Эти сплавы могут иметь механические свойства, сравнимые со свойствами а- и а+Р-сплавов титана, но их технологическая обработка значительно проще. Среди легирующих элементов, принадлежащих к разряду Р-стабилизаторов, проявляют интерес к водороду, который может быть введен в титановые сплавы в твердом состоянии.
Во многих работах, посвященных исследованию влияния водорода на механические свойства титановых сплавов, отмечается его пластифицирующее действие, повышающее технологическую обрабатываемость сплавов. Для сплавов переходного класса пластифицирующее действие водорода связывают с увеличением количества пластичной Р-фазы. Повышение пластичности было обнаружено и в однофазных Р-сплавах, однако причины этого явления остаются неясными.
Систематические сведения о влиянии водорода на усталостные свойства механически стабильного Р-спла-ва титана в литературе отсутствуют. В настоящей работе предпринята попытка восполнения этого пробела.
2. Материал и методы исследования
Сплав ВТ35 имел следующий состав (мас. %%): А1 — 2.7; Мо — 0.55; V — 15.2; Сг — 3; Zr — 0.4; Sn — 2.8. Листы промышленного сплава толщиной 1.2 мм были отожжены в вакууме при 850 °С в течение 2 ч с ускоренным (со скоростью порядка 360 °С/ч) или за-
медленным (вместе с печью со скоростью примерно 40 °С/ч) охлаждением.
Фазовый состав образцов контролировали рентгенографически на дифрактометре ДРОН-3М в СиКа излучении.
Быстро охлажденные образцы наводороживали при температуре 780 °С и различных выдержках в соответствии с законом Сивертса. Концентрация водорода в образцах изменялась от 0.005 до 0.38 мас. % (0.16+ +12.5 ат. % соответственно). Нижняя граница соответствовала ненаводороженным образцам. Определение содержания водорода проводили весовым методом с точностью 0.002 мас. %.
Средняя величина зерен в образцах была порядка 200 мкм.
Испытания на усталость проводили на установке, имеющей следующие технические характеристики:
1) схема испытаний — плоский консольный изгиб;
2) схема нагружения — жесткая (с заданной амплитудой деформации);
3) тип силовозбудителя — кривошипно-шатунный механизм;
4) образцы для испытаний — пластинчатой формы (ГОСТ 23026-78) — по толщине соответствовали толщине листов материала. Шейка образца имела ширину 4 мм.
Испытания проводили при симметричном цикле нагружения с частотой 12+15 Гц. За величину амплитуды деформации (А) принимали максимальное продольное
© Соколов Б.К., Соколова ТА., Анисимова Л.И., Веселов И.Н., 2000
Рис. 1. Влияние амплитуды деформации на циклическую долговечность образцов сплава ВТ35 без водорода: 1 — медленное охлаждение от температуры стабильной Р-фазы; 2 — быстрое охлаждение. Сплошной линией показана аппроксимирующая кривая усталости для обработки 2
Рис. 2. Влияние амплитуды деформации на циклическую долговечность образцов сплава ВТ35 с различным содержанием водорода (мас. %): Н = 0.08-0.10 (1); 0.16-0.19 (2); 0.30-0.36 (3). Сплошной линией показана кривая усталости сплава без водорода (см. рис. 1). Все образцы охлаждались быстро от температуры стабильной Р-фазы
смещение точек на боковой поверхности в центральной части шейки испытываемого образца. Значения А подсчитывали исходя из показаний индикатора часового типа, измеряющего смещения ползуна с закрепленной верхней частью образца.
Приближенные расчеты показывают, что 1 мм смещения ползуна соответствует сосредоточенному изгибу образца в шейке на угол 26' или максимальному смещению точки на боковой поверхности в центре шейки приблизительно на 14 мкм. Количество циклов при испытании определяли с помощью счетчика оборотов маховика, задающего режимы синусоидального изменения деформации. База испытаний составляла 7-106 циклов.
Образование и рост усталостной трещины наблюдали во время испытаний на полированной поверхности образцов с помощью бинокулярного микроскопа МБС-2. Приращение длины трещины относили к количеству циклов. Поскольку при жестких испытаниях в условиях плоского изгиба скорость роста трещины ( V) изменяется по мере ее развития, значения V фиксировали лишь в определенном участке шейки на расстоянии от 1.3 до 2 мм от края образца.
Исследовали вид (траекторию) трещины на полированной поверхности образцов. Методом сканирующей электронной микроскопии (микроскоп марки Tesla BS-300) изучали поверхность излома при увеличениях от 100 до 1 500.
3. Результаты исследования
3.1. Циклическая долговечность
Результаты испытаний на усталость исследуемых об-
разцов нанесены на графики (A — амплитуда деформации, N — количество циклов до появления хорошо различимой трещины длиной 0.1мм). Рис. 1 иллюстрирует влияние на долговечность скорости охлаждения образ-
цов без водорода от температуры равновесного существования в-твердого раствора. Кривая усталости образцов после быстрого охлаждения (2) включает в себя два прямолинейных участка. Левый относится к малоцикловой усталости. Правый участок характеризует многоцикловую усталость. Границей между ними является зона перехода от упругопластического к упругому деформированию в условиях циклического нагружения. По литературным данным для в-сплавов титана она соответствует примерно 5-104 циклам [2]. В наших экспериментах переходная зона характеризовалась криволинейной частью усталостной кривой при значениях N = 7• 104+105 циклов; А = 35+42 мкм.
Медленно охлажденные образцы (1) показывают более высокую долговечность, чем охлажденные быстро (2). В области малоцикловой усталости долговечность образцов, охлажденных медленно и быстро отличается меньше, чем при многоцикловой усталости.
На рис. 2 показаны результаты испытания на циклическую долговечность образцов, имеющих разное содержание водорода. Все образцы были охлаждены быстро от температуры наводороживания. Для сравнения на рисунке приведена кривая усталости свободных от водорода образцов. В условиях малоцикловой усталости различие между долговечностью образцов с разным содержанием водорода мало, но все полученные точки лежат выше кривой, построенной по результатам испытаний образцов без водорода. При переходе к условиям многоцикловой усталости долговечность образцов становится зависимой от содержания водорода. При малых содержаниях (около 0.1 мас. %) она существенно выше, чем в образцах без водорода. При содержании водорода порядка 0.16+0.18 мас. % долговечность снижается до уровня, соответствующего образцам без водорода, а при 0.30+0.38 мас. % она становится ниже этого уровня.
Таблица
Средняя скорость развития усталостной трещины, мм/цикл
Обработка сплава Содержание водорода, мас. % Амплитуда деформации, мкм
30+35 38+42 47+52 53+65
Медленное охлаждение; 0.005 2.110-5 3.010-5 8.210-5 2.610-4
Быстрое охлаждение; 0.005 2.910-5 3.510-5 8.510-5 3.210-4
0.07+0.10 3.710-5 4.010-5 8.8*10-5 3.210-4
0.16+0.18 2.010-5 7.310-5 1.610-4 3.8*10-4
0.31+0.38 3.010-5 8.010-5 2.1*10-4 7.910-4
3.2. Скорость распространения усталостной трещины
В таблице приведены результаты определения средней скорости развития усталостной трещины (мм/цикл) в зависимости от скорости охлаждения сплава от температуры существования стабильной в-фазы, содержания водорода и амплитуды деформации. Видно, что с увеличением амплитуды деформации скорость роста трещины возрастает.
В образцах без водорода после замедленного охлаждения от температур существования равновесного в-твердого раствора трещина растет несколько медленнее, чем в быстро охлажденных образцах.
Легирование сплава водородом до 0.1 мас. % в условиях многоцикловой усталости (А = 30+35 мкм) несколько увеличивает скорость роста трещины. Дальнейшее повышение содержания водорода практически не изменяет скоростную характеристику развития трещины, определенную в свободных от водорода образцах.
При условиях, соответствующих переходу от многоцикловой к малоцикловой усталости (А = 38+42 мкм), скорости роста трещины в образцах с содержанием водорода до 0.1 мас. %, несколько выше, чем в образцах без водорода. Повышение содержания водорода в сплаве до 0.18 мас. % и выше приводит к значительному увеличению скорости роста. Такой же эффект наблюдается и в области малоцикловой усталости (А более 47 мкм). При максимальных значениях амплитуд деформации скорость роста трещины значительно увеличивается в образцах с содержанием водорода выше 0.18 мас. %.
3.3. Вид трещин и характер усталостных изломов
При многоцикловых испытаниях с амплитудой до 35 мкм магистральная трещина распространялась по очень извилистой траектории. Вид трещин на полированной поверхности образцов ветвистый с мелкими ступенями (рис. 3, а). В ряде случаев в шейке образца развивались одновременно несколько трещин.
Рис. 3. Вид трещин (а-в) и поверхность излома (г) при многоцикловой усталости в сплаве с различным содержанием водорода (мас. %): без водорода (а, г); Н = 0.1 (б); 0.36 (в). Образцы охлаждались быстро от температуры стабильной в-фазы
Введение в сплав 0.07+0.10 мас. % водорода несколько уменьшает извилистость усталостных трещин (рис. 3, б) по сравнению со сплавами, не содержащими водород. С повышением содержания водорода усталостные трещины вновь извилисты и ветвисты (рис. 3, в).
Для поверхности разрушения сплава в области многоцикловой усталости характерно фасеточное строение с большим количеством узких параллельных ступеней
Рис. 4. Вид трещины в сплаве без водорода при условиях испытания переходных от многоцикловой к малоцикловой усталости
(рис. 3, г). Встречаются участки, в которых рельеф напоминает поперечный излом пачки столбчатых кристаллитов.
При условиях, соответствующих переходу от многоцикловой к малоцикловой усталости, магистральные трещины становятся менее извилистыми, их ветвистость снижается, но не исчезает. Около магистральных трещин на полированной поверхности образцов можно видеть грубые следы скольжения (рис. 4), длина которых часто превышала размер зерна. Трещина проходит вдоль этих следов или пересекает их. В изломе, который имеет фасеточное строение, наблюдаются ступени скола. Введение в сплав водорода увеличивает количество грубых следов скольжения и несколько повышает извилистость траектории трещины.
Переход к условиям малоцикловой усталости приводит к уменьшению и исчезновению грубых следов скольжения на поверхности образца около трещины. Сама трещина становится более ровной без ветвистости (рис. 5, а).
Особенностью характера излома в условиях малоцикловой усталости является наличие участков с ямочным строением, в которых трещина распространяется
вязким отрывом. Между такими участками расположены фасетки, размер которых, в ряде случаев, больше средних размеров зерен. На отдельных участках излома имеется несколько уровней поверхности распространения магистральной трещины.
Легирование сплава водородом до 0.1 мас. % приводит к уменьшению размеров фасеток до 100+150 мкм и изменению характера излома. При переходе границ между фасетками магистральная трещина почти не изменяет своего направления. На поверхностях фасеток кроме рельефа, характерного для квазискола (гребни разрыва, храповой узор) наблюдали усталостные бороздки (рис. 5, в).
С повышением содержания водорода до 0.31 + + 0.38 мас. % при малоцикловой усталости траектория магистральной трещины становится более извилистой. Увеличивается угол разориентации соседних фасеток. По границам фасеток можно наблюдать вторичные трещины. Становится меньше участков, в которых разрушение происходит вязким отрывом, и больше участков скола с речным узором, что свидетельствует о повышении хрупкости разрушения (рис. 5, г).
4. Обсуждение полученных результатов
Приведенные выше экспериментальные результаты показывают, что небольшие добавки водорода (порядка
0.1 мас. %) повышают усталостную долговечность однофазного в-титанового сплава, тогда как увеличение содержания водорода в сплаве до 0.18+0.30 мас. % приводит к снижению долговечности.
Имеющиеся отрывочные сведения о влиянии растворенного водорода на циклическую долговечность в-сплавов титана носят противоречивый характер. Это, в основном, связано с метастабильностью в-фазы при комнатной температуре. При охлаждении сплава от температуры равновесного состояния в-фазы в нем могут образоваться а- и ш-фазы, количество и морфология которых оказывает влияние на усталостные характеристики сплава [3-5]. Водород является сильным в-стаби-лизатором, и его влияние на усталостные свойства мета-стабильных сплавов титана может быть связано с изменением степени распада в-фазы или его предотвращением.
В нашей работе был выбран сплав ВТ35, обладающий высокой устойчивостью в-фазы [6]. Сплав при быстром охлаждении от температуры существования равновесной в-фазы (850 °С) не испытывает распада. Не обнаружено появление а-фазы и при последующих деформационных воздействиях [7]. Образование этой фазы наблюдали лишь при замедленном охлаждении сплава. Так, после охлаждения со скоростью 40 °С/ч рентгеноструктурным методом было обнаружено около 8 % а-фазы. В пределах чувствительности метода (порядка 3 %) не было найдено наличия других выделен-
Рис. 5. Вид трещины (а) и поверхностей излома (6-г) при малоцикловой усталости в сплаве с различным содержанием водорода (мас. %): без водорода (а, 6); Н = 0.16 (в); 0.36 (г)
ных фаз. В замедленно охлажденных образцах наблюдали раздублечивание основных рентгеновских максимумов, что свидетельствовало о расслоении в-фазы по химическому составу.
Замедленно охлажденные образцы сплава показали более высокую усталостную долговечность, чем охлажденные быстро. В литературе имеются сведения о том, что дисперсные выделения а-фазы в в-сплавах титана приводят к повышению вязкости разрушения [3].
Для объяснения обнаруженного нами характера зависимости циклической долговечности однофазного (быстроохлажденного) в-сплава титана от содержания водорода, необходимо учесть общую тенденцию связи между характеристиками усталости материала и ком-
плексом механических свойств при статических испытаниях. Повышение предела усталостной выносливости может иметь место при упрочнении материала (если в нем не снижаются характеристики пластичности) или повышении пластических свойств (если не снижаются прочностные свойства) [8].
Введение водорода в сплав титана упрочняет в-фазу [9, 10]. В работе [7] на примере сплава ВТ35 было показано, что такое упрочнение наиболее ярко проявляется при содержании водорода более 0.2 мас. %. В то же время, в сплаве с содержанием водорода 0.07-0.10 мас. % повышена пластичность по сравнению со сплавами без водорода или содержащими большее его количество. Этот результат в работе [7] объясняется влиянием малых
содержаний водорода на изменение механизма деформации сплава (уменьшение вклада двойникования, изменение типа активных систем скольжения). Другой причиной повышения усталостной долговечности сплавов, легированных водородом, может явиться так называемая водородная квазирелаксация [11, 12]. Характерной особенностью водорода является его чрезвычайно высокая подвижность, превышающая подвижность дислокаций на несколько порядков [10].
Усталостная долговечность может повышаться из-за перераспределения водорода под влиянием напряжений и снятия локальных перегрузок. Этот процесс, вследствие высокой подвижности водорода, может реализоваться даже при высоких скоростях деформационного воздействия, характерных для усталостных испытаний.
Казалось бы, указанные два механизма должны действовать и в сплавах с повышенным содержанием водорода, но, как показано выше, при увеличении содержания водорода более 0.2 мас. % долговечность сплава значительно снижается. Такое снижение можно объяснить образованием в локальных участках микроструктуры сверхравновесных концентраций водорода, кластеризацией водорода и выделением гидридоподобных фаз [10]. В исследованиях металлов с ОЦК-решет-кой неоднократно обращалось внимание на обогащение водородом плоскостей {110} и образование по ним трещин [12]. Именно по этим плоскостям происходит инициируемое малыми содержаниями водорода скольжение [7]. Известно также, что происходит активная хемосорбция водорода на структурных неоднородностях, что ослабляет межатомные связи и увеличивает скорость роста трещины [12].
В нашей работе замечено, что в зависимости от амплитуды деформации изменяются скорость и характер роста трещины. На подобную зависимость обращалось внимание в работе [13], проведенной на сплавах ТС-У без водорода. В области многоцикловой усталости трещина развивается с малой скоростью, ее траектория ветвистая, а фасеточная шероховатая поверхность излома выявляет мелкие ступени. Это связано с тем, что рост трещины происходит преимущественно по плоскостям скольжения с переходом от одних пачек скольжения к другим. Легирование сплава 0.1 мас. % водорода снижает извилистость усталостной трещины, что, вероятно, обусловлено пластифицирующим влиянием водорода, активизирующим большее количество систем скольжения [7]. При увеличении содержания водорода извилистость и ветвистость трещины усиливаются, что может быть связано с тормозящим действием гидридоподобных выделений в плоскостях скольжения.
Таким образом, влияние водорода на развитие усталостной трещины при многоцикловых испытаниях неоднозначно и определяется его концентрацией. Концентрационное влияние водорода не обнаружено при
испытаниях на малоцикловую усталость, когда увеличение амплитуды деформации приводит к образованию так называемых устойчивых полос скольжения, выявляющихся на поверхности образца [14]. Специфичные для условий усталостных испытаний устойчивые полосы скольжения имеют более грубый характер, чем обычные полосы скольжения. В отличие от обычных полос скольжения они легко выявляются на поверхности образцов и часто пересекают границы зерен, не изменяя своего направления. Устойчивые полосы скольжения, по-видимому, имеют сходную природу с полосами сдвига. Именно они могут обусловливать так называемый «некристаллографический» характер поверхности разрушения. Образование таких полос отражает общую тенденцию иерархии масштабных уровней пластической деформации [15].
С увеличением содержания водорода склонность сплава к сдвиговой деформации проявляется сильнее. По-видимому, это связано не только с упрочнением в-твердого раствора водородом, но и с возможностью кластеризации и образования гидридоподобных выделений в действующих плоскостях скольжения.
В работе [13] было показано, что переход к малоцикловой усталости принципиально изменяет характер излома. Он становится вязким, имеющим ямочный характер. Его поверхность нормальна к приложенной нагрузке. В нашей работе в условиях малоцикловой деформации был получен смешанный излом с вязкими областями отрыва и фасеточными областями скола. Отмеченные особенности террасообразного расположения фасеток, объясняются тем, что плоскости фасеток и поверхности отрыва не совпадают. С увеличением содержания водорода в сплаве ямочных областей становится меньше и характер излома изменяется в сторону охрупчивания.
5. Выводы
При исследовании влияния растворенного водорода в в-сплаве титана ВТ35 на усталостные свойства получены следующие результаты.
1. Замедленное охлаждение сплава без водорода от температуры равновесного состояния в-твердого раствора по сравнению с ускоренным охлаждением вызывает повышение характеристик долговечности при некотором снижении скорости распространения трещин. Это, вероятно, связано как с расслоением в-твердого раствора по химическому составу, так и с образованием небольшого количества а-фазы.
2. При многоцикловых испытаниях долговечность быстроохлажденного однофазного в-сплава, легированного водородом в количестве до 0.1 мас. %, существенно выше, чем сплава без водорода. С увеличением содержания водорода более 0.2 мас. % имеет место снижение долговечности и значительное повышение скорости роста усталостной трещины. В условиях малоцикловой
усталости различие между долговечностью в сплавах, имеющих разное количество водорода, незначительно.
3. Характер распространения усталостной трещины и вид рельефа на поверхности излома определяются, главным образом, величиной амплитуды деформации. В области многоцикловой усталости трещины извилисты и ветвисты, поверхность излома — фасеточная с мелкими ступенями скола. Увеличение амплитуды деформации приводит к появлению мезополос сдвига на стадии малоцикловой усталости.
4. Приведено объяснение концентрационного влияния водорода на долговечность сплава и характер распространения трещины при различных амплитудах циклической деформации.
Литература
1. Abstract Booklet of the 9-th World Conf. on Ti, 7-11 June 1999. -S-Petersburg: CRISM “Prometey”.
2. Чечулин Б.Б., Хесин Ю.Д. Циклическая и коррозионная прочность титановых сплавов. - М.: Металлургия, 1987. - 208 с.
3. Feeney J.A., Blackburn M.J. Effect of microstructure on strength, tough-
ness and stress-corrosion cracking susceptibility of a metastable beta-titanium alloy (Ti-11.5Mo-6Zr-4.5Sn) // Metallurg. Transect. -1970.- V. 1. - P. 3309-3323.
4. Nakasa K., Satoh H. The effect of hydrogen-charging on the fatigue crack propagation behavior of beta-titanium alloys // Corros. Sci. -1996. - V 38. - No. 3. - P. 457-468.
5. PostansP.J., JealR.N. Dependence of crack growth performance upon
structure in р-processed titanium alloys // Forg. and Prop. Aerosp. Mater. Proc. Int. Conf., Leeds, 1997. - London, 1978. - P. 192-198.
6. Modep Н.И., Моисеев B.H., Антипов А.И. u dp. Превращения при изотермической обработке псевдо-р-титанового сплава ВТ35 // МИТОМ. - 1992. - № 3. - С. 22-25.
7. Соколова Т.А., Соколов Б.К., Гервасьева И.В., Анисимова ЛИ., Bлaduмupoв Л.Р. Влияние водорода на текстуру и механизм деформации при холодной прокатке р-титанового сплава // ФММ. -1999. - Т. 88. - № 3. - С. 99-105.
8. Иванова В.С., Терентьев В.Ф. Природа усталости металлов. - М.: Металлургия, 1975. - 456 с.
9. Senkov O.N., Jonas J.J. Effect of phase composition and hydrogen level on the deformation behavior of titanium-hydrogen alloys // Metal. and Material Trans. A. - 1996. - V. 27A. - P. 1869-1876.
10. E-vans W.J., Gostelow C.R. The effect of hold time on the fatigue properties of a р-processed titanium alloy // Metal. Trans. - 1979. -V. 10A. - No. 12. - P. 1837-1846.
11. ШтремельМ.А. Прочность сплавов. - М.: МИСИС, 1997. - Ч. II. -527 с.
12. Спивак Л.В., Скрябина Н.Е., Кац М.Я. Водород и механическое последействие в металлах и сплавах. - Пермь: Изд-во Перм. унта, 1993. - 344 с.
13. Chakrabortty S.B., Starke E.A. Fatigue crack propagation of metastable beta titanium-vanadium alloys // Metal. Trans. A. - 1979. -V. 10A. - No. 10. - P. 1901-1911.
14. Нейман П. Усталость // Физическое металловедение / Под ред. Р.У Кана и П. Хаазена. - М.: Металлургия, 1987. - Т. 3. - С. 392433.
15. Панин В.Е. Современные проблемы пластичности и прочности твердых тел // Изв. вузов. Физика. - 1998. - № 1. - С. 7-34.
