Дислокационная структура титанового сплава ВТ22 в условиях циклического нагружения с различными частотами
Исследована дислокационная структура сплава системы Ti—5%Al—5%V, испытанного на циклическую прочность и трещиностойкость в условиях симметричного растяжения- сжатия с частотами 100, 500 Гц и 3, 10 кГц. Идентичность условий испытаний позволила провести сравнительный анализ влияния частоты нагружения...
Збережено в:
| Опубліковано в: : | Проблемы прочности |
|---|---|
| Дата: | 2000 |
| Автор: | |
| Формат: | Стаття |
| Мова: | Russian |
| Опубліковано: |
Інститут проблем міцності ім. Г.С. Писаренко НАН України
2000
|
| Теми: | |
| Онлайн доступ: | https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/46301 |
| Теги: |
Додати тег
Немає тегів, Будьте першим, хто поставить тег для цього запису!
|
| Назва журналу: | Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| Цитувати: | Дислокационная структура титанового сплава ВТ22 в условиях циклического нагружения с различными частотами / Т.Ю. Яковлева // Проблемы прочности. — 2000. — № 4. — С. 33-44. — Бібліогр.: 15 назв. — рос. |
Репозитарії
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine| id |
nasplib_isofts_kiev_ua-123456789-46301 |
|---|---|
| record_format |
dspace |
| spelling |
Яковлева, Т.Ю. 2013-06-29T09:41:14Z 2013-06-29T09:41:14Z 2000 Дислокационная структура титанового сплава ВТ22 в условиях циклического нагружения с различными частотами / Т.Ю. Яковлева // Проблемы прочности. — 2000. — № 4. — С. 33-44. — Бібліогр.: 15 назв. — рос. 0556-171X https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/46301 669.539.4 Исследована дислокационная структура сплава системы Ti—5%Al—5%V, испытанного на циклическую прочность и трещиностойкость в условиях симметричного растяжения- сжатия с частотами 100, 500 Гц и 3, 10 кГц. Идентичность условий испытаний позволила провести сравнительный анализ влияния частоты нагружения на эволюцию дислокационной структуры основного объема материала в период накопления усталостных повреждений и в зоне разрушения на стадии развития усталостной трещины. Показано, что на обеих стадиях нагружения наблюдается адаптация микромеханизмов пластической деформации к скорости нагружения. В первом случае это обусловлено тем, что снижение активности работы источников Франка-Рида в условиях высокочастотного нагружения компенсируется более выраженной деформацией α-фазы вследствие формирования дефектов упаковки. Во втором случае высокий уровень локальных напряжений активизирует поперечное скольжение и формирование ячеистой структуры в α- и β-фазах, размер элементов которой уменьшается с ростом частоты нагружения. Незавершенность релаксационных процессов при высокочастотном циклическом нагружении компенсируется деформацией приграничных объемов, исходно присутствующих в α-фазе двойников. Досліджено дислокаційну структуру сплаву системи Ti-5%Al-5%V, що випробовували на циклічну міцність та тріщиностійкість за умов симетричного розтягу-стиску з частотами 100; 500 Гц і 3; 10 кГц. Ідентичність умов досліджень дозволила провести порівняльний аналіз впливу частоти навантаження на еволюцію дислокаційної структури основного об’єму матеріалу в період накопичення утомних пошкоджень і в зоні руйнування на стадії розвитку тріщини від утомленості. Показано, що на обох стадіях навантаження має місце адаптація мікромеханізмів пластичної деформації до швидкості навантаження. У першому випадку це зумовлено тим, що зниження активності роботи джерел Франка-Ріда за високочастотного навантаження компенсується більш вираженою деформацією α-фази за рахунок формування дефектів упаковки. У другому випадку високий рівень локальних напружень активізує поперечне ковзання і формування комірчастної структури в α- і β-фазах, розмір елементів якої зменшується зі збільшенням частоти навантаження. Незавершеність релаксаційних процесів за високочастотного циклічного навантаження компенсується деформацією приграничних об’ємів, що початково присутні в α-фазі двійників. We study the dislocation structure of the alloy of the system Ti-5Al-5V tested on cyclic strength and crack resistance under symmetric cycling conditions with frequencies of 100 and 500 Hz, 3 and 10 kHz. The identical loading conditions made possible a comparative analysis of the loading frequency effect on the evolution of dislocation structure of the basic volume of material in the period of fatiguedamage accumulation and of the fracture zone at the stage of fatigue-crack propagation. It is shown that adaptation of plastic-strain micromechanisms to the loading rate is observed at both stages of loading. In the first case, this is attributed to the fact that reduction of activity of the Frank-Reed sources under highfrequency loading conditions is compensated by more pronounced deformation of the α-phase due to the formation of package defects. In the second case, a high level of local stresses activates transversal sliding and formation of cell structure in α- and β-phases, whose elements diminish in size with increase in loading frequency. Incompleteness of relaxation processes under high-frequency loading conditions is compensated by deformation of material volumes that are close to the boundary, and of twins initially present in the α-phase. ru Інститут проблем міцності ім. Г.С. Писаренко НАН України Проблемы прочности Научно-технический раздел Дислокационная структура титанового сплава ВТ22 в условиях циклического нагружения с различными частотами Dislocation Structure of VT22 Titanium Alloy under Cyclic Loading Conditions with Various Frequencies Article published earlier |
| institution |
Digital Library of Periodicals of National Academy of Sciences of Ukraine |
| collection |
DSpace DC |
| title |
Дислокационная структура титанового сплава ВТ22 в условиях циклического нагружения с различными частотами |
| spellingShingle |
Дислокационная структура титанового сплава ВТ22 в условиях циклического нагружения с различными частотами Яковлева, Т.Ю. Научно-технический раздел |
| title_short |
Дислокационная структура титанового сплава ВТ22 в условиях циклического нагружения с различными частотами |
| title_full |
Дислокационная структура титанового сплава ВТ22 в условиях циклического нагружения с различными частотами |
| title_fullStr |
Дислокационная структура титанового сплава ВТ22 в условиях циклического нагружения с различными частотами |
| title_full_unstemmed |
Дислокационная структура титанового сплава ВТ22 в условиях циклического нагружения с различными частотами |
| title_sort |
дислокационная структура титанового сплава вт22 в условиях циклического нагружения с различными частотами |
| author |
Яковлева, Т.Ю. |
| author_facet |
Яковлева, Т.Ю. |
| topic |
Научно-технический раздел |
| topic_facet |
Научно-технический раздел |
| publishDate |
2000 |
| language |
Russian |
| container_title |
Проблемы прочности |
| publisher |
Інститут проблем міцності ім. Г.С. Писаренко НАН України |
| format |
Article |
| title_alt |
Dislocation Structure of VT22 Titanium Alloy under Cyclic Loading Conditions with Various Frequencies |
| description |
Исследована дислокационная структура сплава системы Ti—5%Al—5%V, испытанного на циклическую прочность и трещиностойкость в условиях симметричного растяжения-
сжатия с частотами 100, 500 Гц и 3, 10 кГц. Идентичность условий испытаний позволила провести сравнительный анализ влияния частоты нагружения на эволюцию дислокационной
структуры основного объема материала в период накопления усталостных повреждений и в зоне разрушения на стадии развития усталостной трещины. Показано, что на обеих
стадиях нагружения наблюдается адаптация микромеханизмов пластической деформации к скорости нагружения. В первом случае это обусловлено тем, что снижение активности
работы источников Франка-Рида в условиях высокочастотного нагружения компенсируется более выраженной деформацией α-фазы вследствие формирования дефектов упаковки.
Во втором случае высокий уровень локальных напряжений активизирует поперечное скольжение и формирование ячеистой структуры в α- и β-фазах, размер элементов которой
уменьшается с ростом частоты нагружения. Незавершенность релаксационных процессов при высокочастотном циклическом нагружении компенсируется деформацией
приграничных объемов, исходно присутствующих в α-фазе двойников.
Досліджено дислокаційну структуру сплаву системи Ti-5%Al-5%V, що випробовували на циклічну міцність та тріщиностійкість за умов симетричного розтягу-стиску з частотами 100; 500 Гц і 3; 10 кГц. Ідентичність умов досліджень дозволила провести порівняльний аналіз впливу частоти навантаження
на еволюцію дислокаційної структури основного об’єму матеріалу
в період накопичення утомних пошкоджень і в зоні руйнування на
стадії розвитку тріщини від утомленості. Показано, що на обох стадіях навантаження має місце адаптація мікромеханізмів пластичної деформації до швидкості навантаження. У першому випадку це зумовлено тим, що зниження активності роботи джерел Франка-Ріда за високочастотного навантаження
компенсується більш вираженою деформацією α-фази за рахунок
формування дефектів упаковки. У другому випадку високий рівень
локальних напружень активізує поперечне ковзання і формування комірчастної структури в α- і β-фазах, розмір елементів якої зменшується зі збільшенням частоти навантаження. Незавершеність релаксаційних процесів
за високочастотного циклічного навантаження компенсується деформацією приграничних об’ємів, що початково присутні в α-фазі двійників.
We study the dislocation structure of the alloy of the system Ti-5Al-5V tested on cyclic strength and crack resistance under symmetric
cycling conditions with frequencies of 100 and 500 Hz, 3 and 10 kHz. The identical loading conditions made possible a comparative
analysis of the loading frequency effect on the evolution of dislocation structure of the basic volume of material in the period of fatiguedamage accumulation and of the fracture zone
at the stage of fatigue-crack propagation. It is shown that adaptation of plastic-strain micromechanisms
to the loading rate is observed at both stages of loading. In the first case, this is attributed to the fact that reduction of activity
of the Frank-Reed sources under highfrequency loading conditions is compensated by more pronounced deformation of the
α-phase due to the formation of package defects. In the second case, a high level of local stresses activates transversal sliding and formation of cell structure in α- and β-phases, whose elements diminish in size with increase in loading frequency. Incompleteness of relaxation processes under high-frequency loading conditions is compensated by deformation of material volumes that are close to the boundary, and of twins initially present in the α-phase.
|
| issn |
0556-171X |
| url |
https://nasplib.isofts.kiev.ua/handle/123456789/46301 |
| citation_txt |
Дислокационная структура титанового сплава ВТ22 в условиях циклического нагружения с различными частотами / Т.Ю. Яковлева // Проблемы прочности. — 2000. — № 4. — С. 33-44. — Бібліогр.: 15 назв. — рос. |
| work_keys_str_mv |
AT âkovlevatû dislokacionnaâstrukturatitanovogosplavavt22vusloviâhcikličeskogonagruženiâsrazličnymičastotami AT âkovlevatû dislocationstructureofvt22titaniumalloyundercyclicloadingconditionswithvariousfrequencies |
| first_indexed |
2025-11-25T22:18:59Z |
| last_indexed |
2025-11-25T22:18:59Z |
| _version_ |
1850562151077380096 |
| fulltext |
УДК 669.539.4
Дислокационная структура титанового сплава ВТ22 в условиях
циклического нагружения с различными частотами
Т. Ю . Я к о в л ев а
Институт проблем прочности НАН Украины, Киев, Украина
Исследована дислокационная структура сплава системы Ti—5%Al—5%V, испытанного на
циклическую прочность и трещиностойкость в условиях симметричного растяжения-
сжатия с частотами 100, 500 Гц и 3, 10 кГц. Идентичность условий испытаний позволила
провести сравнительный анализ влияния частоты нагружения на эволюцию дислокационной
структуры основного объема материала в период накопления усталостных повреждений и в
зоне разрушения на стадии развития усталостной трещины. Показано, что на обеих
стадиях нагружения наблюдается адаптация микромеханизмов пластической деформации к
скорости нагружения. В первом случае это обусловлено тем, что снижение активности
работы источников Франка-Рида в условиях высокочастотного нагружения компенси
руется более выраженной деформацией а-фазы вследствие формирования дефектов упа
ковки. Во втором случае высокий уровень локальных напряжений активизирует поперечное
скольжение и формирование ячеистой структуры в а- и ß-фазах, размер элементов ко
торой уменьшается с ростом частоты нагружения. Незавершенность релаксационных
процессов при высокочастотном циклическом нагружении компенсируется деформацией
приграничных объемов, исходно присутствующих в а-фазе двойников.
К л ю ч е в ы е с л о в а : циклическое нагружение, частота, накопление повреж
дений, усталостная трещина, зона пластической деформации, дислокаци
онная структура.
Введение. Элементы конструкций многих промышленных изделий в
процессе эксплуатации подвергаются вибрационным нагрузкам, частоты
которых находятся в диапазоне от единиц до тысяч герц. В этих условиях
частота механических колебаний играет роль фактора, значительно вли
яющего на циклическую долговечность конструкции в целом. В то же время
исследования влияния скорости циклического нагружения на микро- и
макрохарактеристики металлических материалов существенно затрудняют
ся вследствие саморазогрева в условиях высокочастотного (начиная с сотен
герц) нагружения. В данном случае наиболее подходящими материалами
являются высокопрочные малопластичные сплавы, в частности широко при
меняемые в промышленности высоколегированные сплавы на основе ти
тана. Исследования циклической прочности и трещиностойкости различных
классов титановых сплавов показали идентичность влияния частоты нагру
жения на величины пределов выносливости и пороговых значений коэф
фициента интенсивности напряжений, а также инвариантность формы кри
вых усталости и кинетических диаграмм усталостного разрушения отно
сительно частоты [1].
Исторически сложившееся разделение процесса усталости на три ста
дии: период накопления усталостных повреждений; зарождение трещин
(хотя в последнее время часть исследователей считают, что стадия зарож
дения трещ ины несущ ественна [2 ]) и их развитие привело к тому, что
указанные стадии рассматриваются как самостоятельные объекты иссле-
© Т. Ю. ЯКОВЛЕВА, 2000
ISSN 0556-171X. Проблемы прочности, 2000, N 4 33
Т. Ю. Яковлева
дований. Сопоставление влияния условий нагружения на микро- и макро
характеристики материалов также изучается отдельно для параметров со
противления усталости и для циклической трещиностойкости [3]. С точки
зрения проектирования и анализа текущего состояния элементов конструк
ций, условия эксплуатации которых не допускают наличия трещин, такой
подход оправдан. Однако с позиций изучения усталости как явления, а
также проектирования элементов конструкций, в которых допустимо нали
чие трещин, требуется единый методологический подход к исследованиям
обеих стадий нагружения: инкубационного периода и развития магистраль
ной трещины.
Поэтому одно из направлений исследований в этой области, пред
ставляющих значительный научный и практический интерес, - анализ эво
люции дислокационной структуры титановых сплавов в условиях различ
ных скоростей циклического деформирования на всех стадиях нагружения,
включая период развития магистральной трещины.
М атери ал и м етодики исследований. М атериалом для исследований
служил конструкционный двухфазный (а + в)-титановый сплав переходного
класса ВТ22, содержащий 5% А 1-5% М о-5% У -1% С г-1% Ре [4]. В стабиль
ном состоянии сплав содержит от 45 до 50% в-ф азы и обладает достаточно
высокой степенью гетерогенности структуры. Режим термообработки и его
прочностные свойства [1] приведены в табл. 1.
Т а б л и ц а 1
Режим термообработки и механические свойства сплава ВТ22
Режим термообработки о в,
МПа
° 0,2>
МПа
д,% Ф, % £ -10-5 ,
МПа
Нагрев при 825оС, выдержка 2 ч, охлаждение
с печью до 750оС, далее на воздухе; нагрев
при 580оС, выдержка 4 ч, охлаждение на
воздухе
1189 1090 11,9 23,4 1,12
Для получения сопоставимых результатов исследований дислокаци
онной структуры в течение инкубационного периода, предшествующего
появлению макротрещины, и на стадии развития последней испытания на
циклическую прочность и трещиностойкость проводили на образцах из
материала одной плавки в тщательно контролируемых идентичных условиях
комнатной температуры на воздухе при симметричных циклах осевого рас
тяж ения-сж атия образцов.
Размеры образцов и методики испытаний были одинаковыми для всех
частот нагружения, представленных в табл. 2. Размеры образцов для иссле
дований циклической трещиностойкости обеспечивали выполнение условия
плоской деформации в вершине трещ ины на протяжении всего периода ее
распространения.
В течение инкубационного периода электронно-микроскопические ис
следования осуществляли на фольгах, вырезанных из рабочей части образца
в перпендикулярном к его оси сечении, соответствующем максимуму напря
34 ISSN 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4
Дислокационная структура титанового сплава ВТ22
жений. Для неразрушенных образцов это отвечало области наибольшей
повреждаемости. Анализировали структуру образцов, испытания которых
(на одинаковом для всех частот уровне напряжений 590 МПа) были пре
кращены по достижении числа циклов (К ), равного 0,1; 0,5; 0,9 числа
циклов до появления макротрещины (N р ), а также в исходном и раз
рушенном состоянии. Для анализа дислокационной структуры на стадии
развития магистральной трещины была разработана специальная методика
одновременного прицельного получения фольг и оксидных реплик из не
поврежденной поверхности разрушения.
Т а б л и ц а 2
Пределы выносливости и пороговые коэффициенты интенсивности напряжений
при различных частотах нагружения
I , Гц а - 1 , МПа ДКЙ, МПа- м1/2
100...150 472 8,46
500...600 495 8,70
3000 527 9,40
10000 565 10,40
ст_1 - предел выносливости на базе 2 7
10 циклов;
АКЙ - пороговый коэффициент интенсивности напряжений при скорости 3-10 10 м/цикл
Диски диаметром 3 мм вырезали из заданного участка поверхности
разрушения, соответствующего фиксированному значению коэффициента
интенсивности напряжений (АК), затем подвергали односторонней ш ли
фовке и электрополировке. Вторую сторону дисков, представляющую собой
излом, покрывали специальной защитной пленкой, которую после электро
полировки удаляли растворителем. Режимы электрополировки позволяли на
одном и том же диске одновременно получать достаточно “прозрачные”
области для исследования дислокационной структуры и участки оксидных
реплик для дальнейшего детального анализа рельефа поверхности разру
шения. Полученные фольги просматривали в высоковольтном (1000 кВ)
электронном микроскопе.
Р езультаты исследований. В исходном состоянии (рис. 1,а) сплав
имеет смешанную структуру, которая обусловлена ступенчатым характером
термообработки, обладающую неоднородным по объему распределением
а-частиц разного размера. В частности, крупные а-пластины, лишенные
внутренней субструктуры, характерные для высокотемпературного отжига,
и более мелкие, содержащие микродвойники превращения типа {101} лин
зообразной и тонкопластинчатой формы разного размера. Линзообразные
двойники чаще всего параллельны, а тонкопластинчатые имеют различную
ориентацию.
Поскольку характер пластической деформации ( а + в)-титановых спла
вов существенно зависит от размеров а-колоний, толщины а-пластин, коли
чественного соотношения и ориентационного соответствия а - и в-ф аз [4],
неравномерность структуры в значительной мере обусловила особенности
пластической деформации сплава в условиях циклического нагружения [1,
5].
ISSN 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 35
Т. Ю. Яковлева
Рис. 1. Эволюция дислокационной структуры сплава в течение инкубационного периода: а -
исходное состояние; б - N = 0,1Ыр, / =100Гц; в - N = 0,1Ыр, / =10000Гц; г - N = 0,5Np,
/ =500 Гц; д - N = 0,9N р, / =100 Гц; е - N = N р, / =3000 Гц (а, б, г-е - X 20000, в -
X 18000).
В областях с крупнопластинчатой структурой для ранних стадий нагру
жения ( N = 0,1 N p ) характерно небольшое увеличение плотности дисло
каций, формирование фрагментов дислокационных сеток и границ наклона
(рис. 1,б), появление следов скольжения. Плотность дислокаций и следов
очень неравномерна, линии дислокаций часто расположены поперек
а-пластин и, как правило, не пересекают межфазные границы. Так же, как и
развитие линий скольжения в пределах одного а-зерна, это свидетельствует
о наличии достаточно больших разориентировок. Наблюдаемые в а-фазе,
легированной алюминием, прямолинейные дислокации чаще всего принад
лежат плоскостям {1010} и ориентированы в направлениях < 1 2 1 0 > [5, 6].
Уменьшение размеров а-колоний и толщины а-пластин сопровождается
сменой грубого скольжения более тонким. Для колоний размером от 15 до
20 мкм характерна деформация по их граничным поверхностям раздела.
Скольжение в колониях почти не обнаруживается и практически вся микро
структурно наблюдаемая часть деформации сосредоточивается в пригранич
ных объемах и между колониями. Лишь в немногих случаях имеет место
переход скольжения из а-зерен в отдельные участки в-фазы. Деформация
последней осуществляется главным образом путем формирования плоских
дислокационных скоплений в одной или близких плоскостях скольжения
36 ISSN 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4
Дислокационная структура титанового сплава ВТ22
(рис. 1,в). Подобный характер пластической деформации преобладает во
всем исследованном диапазоне частот циклического нагружения.
Увеличение числа циклов нагружения до N = 0,5 N р привело к форми
рованию в некоторых а-пластинах тетраэдров дефектов упаковки и сущ ест
венному повышению плотности дислокаций на межфазных поверхностях
(рис. 1,г). Далее при N = 0,9 N р отмечена частичная фрагментация отдель
ных а-пластин, появление элементов субструктуры между поперечными
полосами скольжения (рис. 1,д), не характерное для а-титана формирование
дефектов упаковки в плоскостях базиса (рис. 1,е).
При усталостных испытаниях критерием разрушения служило развитие
трещ ины длиной около 1 мм, после чего установка автоматически от
ключалась и образцы статически доламывали [1]. Поскольку развитие тре
щины происходило в неконтролируемом режиме, исследование непосред
ственно поверхности излома не представляло интереса, и ее сошлифо-
вывали. Анализировали структуру на расстоянии примерно 0 ,5 ...0 ,7 мм от
поверхности разрушения, т.е. структуру основного объема материала.
Разрушенное состояние характеризуется всем спектром дислокацион
ных структур, наблюдавшихся в более ранние периоды деформирования. В
частности, - это повышение плотности призматических дислокационных
петель в отдельных микрообъемах а-фазы , прорыв линий скольжения через
межфазные границы (рис. 2 ,а ), локальное повышение плотности дислокаций
в области уступов ступенчатых границ, являющихся микроконцентраторами
напряжений, фрагментация в некоторых областях отдельных крупных
а-пластин, следы грубых линий скольжения (рис. 2 ,б ,в ), формирование
плоских скоплений очень высокой плотности дислокаций в в-ф азе (рис. 2 ,в).
Рис. 2. Дислокационная структура материала, разрушенного в результате усталостных
испытаний: а - / =500 Гц; б - / =3000 Гц; в - / =3000 Гц (а - X 18000; б, в - X 20000).
В целом важной особенностью эволюции дислокационной структуры
исследуемого сплава является ее неравномерный характер. Структурные
изменения наблюдаются лишь в немногих отдельных микрообъемах. При
этом каждая более поздняя стадия нагружения, например для N = 0,5 N р ,
содержит микрообласти с элементами структуры, присущими более ранним
стадиям (в нашем случае N = 0,1 N р ), включая исходное состояние.
ISSN 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 37
Т. Ю. Яковлева
Рис. 3. Дислокационная структура материала в зоне разрушения образцов, испытанных на
циклическую трещиностойкость: а - / =600 Гц, АК = 8,7 МПа-м1/2; б - / =10 кГц,
АК = 14,0 МПа- м1/2; в - / =600 Гц, АК =9,2 МПа- м1/2; г - / =3 кГц, АК =12,0 МПа- м1/2
(X 60000).
На стадии развития магистральной трещ ины данный сплав характе
ризуется скорее количественным, чем качественным отличием дислокаци
онной структуры, формирующейся в зоне разрушения, от структуры локаль
ных наиболее деформированных в течение инкубационного периода микро
областей основного объема. В припороговой области значений коэффи
циента интенсивности напряжений деформация а-пластин слабо выражена.
Существенное повышение плотности дислокаций наблюдается в примы
кающих к межфазным и зернограничным поверхностям областях, а также в
в-фазе. В крупных а-пластинах формируется специфического типа струк
тура, представляющая собой области, которые практически свободны от
дислокаций и окружены широкими, сопоставимыми с диаметром области,
границами. Границы, в свою очередь, - это микрообъемы исключительно
высокой плотности дислокационных петель (рис. 3,а). В условиях высоко
частотного нагружения чаще встречаются дефекты упаковки (рис. 3,б). По
мере увеличения значения А К повышается плотность дислокаций в круп
ных а-пластинах (рис. 3,в), а формирующаяся в отдельных а-колониях
ячеистая структура частично трансформируется в полосовую, имеющую вид
чередующихся протяженных областей шириной в несколько ячеек, раз-
ориентированных относительно друг друга. В отдельных случаях, когда
разориентировка а-пластин и в-ф азы незначительна, формируются “жгуты”
исключительно высокой плотности дислокаций, пересекающие межфазные
границы (рис. 3,г). Кроме того, в в-ф азе обнаруживаются микрообъемы
ячеистой структуры. В целом, особенно в области высоких значений АК,
наиболее подвержены микропластической деформации межфазные в-про-
слойки между а-колониями.
38 ISSN 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4
Дислокационная структура титанового сплава ВТ22
№Ыр
Рис. 4. Схематическое представление преобладающих типов дислокационных структур на
стадии накопления усталостных повреждений: 1 - границы наклона, сетки, одиночные
дислокации; 2 - деформация межфазных границ; 3 - дефекты упаковки; 4 - призматические
петли.
Рис. 5. Схематическое представление преобладающих типов дислокационных структур на
стадии развития магистральной трещины: 1 - петли, плоские скопления, ячеистая структура;
2 - дефекты упаковки; 3 - полосовая структура; 4 - деформация микрообластей, при
легающих к исходно присутствующим в а-фазе двойникам.
С повышением частоты нагружения в период накопления усталостных
повреждений преобладающим механизмом деформации а-фазы становится
(рис. 4) формирование дефектов упаковки при практически стабильной
плотности дислокационных петель. Чувствительность в-фазы к скорости
циклического нагружения выражается в уменьшении размеров плоских дис
локационных скоплений при одновременном увеличении плотности дисло
каций в них.
Отличительной особенностью высокочастотного нагружения по
сравнению с низкочастотным на стадии развития магистральной трещины
(рис. 5) является уменьшение размера ячеек в а - и в-фазах, рост склонности
к формированию дефектов упаковки в а-фазе. Ш ирина полос формиру
ющейся полосовой структуры увеличивается по мере роста значений А К в
условиях высокочастотного нагружения менее интенсивно, чем при низких
частотах, однако существенно повышается плотность дислокаций в при
легающих к границам двойниковых пластин областях а-фазы. Возрастает
плотность дислокаций и на межфазных поверхностях.
Обсуждение результатов. Анализ структурных изменений на стадии
накопления усталостных повреждений показывает, что независимо от спе
цифики структурных изменений, определяемых величиной относительной
долговечности и частотой нагружения, пластическая деформация разви
вается в ограниченном количестве локальных микрообъемов. Характерная
особенность этих микрообъемов - повышенная чувствительность к внеш
ним нагрузкам: благоприятная локальная кристаллографическая ориенти
ровка, локальная концентрация напряжений, оптимальная локальная плот
ность дислокаций. Так, растворное упрочнение титана алюминием затруд
няет первичное базисное скольжение [6], и наиболее легко инициируемым
становится призматическое скольжение в направлениях плотнейш ей упа
ковки, наблюдаемое в крупных а-пластинах и отдельных а-колониях.
ISSN 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 39
Т. Ю. Яковлева
Очагами формирования фрагментов границ наклона и дислокационных се
ток, как правило, являются микроструктурные концентраторы напряжений,
в частности уступы и ступени на неровных границах а-пластин. Раз-
ориентировки на межфазных границах, сами по себе создающие локальную
концентрацию напряжений, и повышенная плотность дислокаций в при
легающих микрообъемах инициируют движение дислокаций в свободные
области и служат эффективными источниками свежих дислокаций, что
облегчает локальную пластическую деформацию. Степень сравнительного
развития структурных изменений в указанных микрообъемах по мере уве
личения числа циклов нагружения существенно зависит от их кристалло
графической чувствительности к направлению оси приложения нагрузки.
Использование гониометра и темнопольных изображений [7] позволяет
приблизительно оценить зависимость степени развития структурных изме
нений от величины угла между плоскостью скольжения и осью приложения
нагрузки. Наибольшую чувствительность проявили деформируемые сколь
жением и образованием дефектов упаковки а-пластины. Наименее чувст
вительны - области повышенной плотности дислокаций вблизи межфазных
границ. Вероятнее всего, это связано с тем, что в областях повыш енной
плотности дислокаций реализуются гетерогенные условия их зарождения и
размножения, в то время как в относительно бездислокационных объемах
а-пластин эти условия ближе к гомогенным, требующим более высокого
уровня напряжений. Возможно, указанная ориентационная и кристалло
графическая чувствительность являются одним из объяснений наличия
сравнительно большого количества “замороженных” в структурном отно
шении микрообъемов, т.е. прекративших свое развитие на определенной
стадии нагружения (например, при N = 0,1 Ыр или 0,5 Ыр ).
Из приведенных в табл. 2 величин базы испытаний при определении
пределов выносливости и скорости роста трещ ины при определении поро
гового значения коэффициента интенсивности напряжений следует, что
число циклов нагружения, которому материал был подвергнут, в обоих
случаях примерно одинаковое для каждой из частот испытаний. Учитывая
практически одинаковые частоты нагружения, одну и ту же форму цикла и
температуру, можно говорить о приблизительно одинаковых припороговых
условиях развития макротрещины при испытаниях на усталость и цикли
ческую трещиностойкость.
Структура зоны пластической деформации магистральной трещ ины в
припороговой области значений А К представляет собой дальнейшее ло
гическое развитие структуры, сформированной на стадии накопления уста
лостных повреждений в основном объеме. Однако анализ общего характера
структурных изменений показывает, что основной объем материала на
стадии накопления усталостных повреждений обладает большим числом
“степеней свободы” - вероятных слабых мест в достаточно далеко от
стоящих друг от друга различно ориентированных кристаллитах. В период
развития магистральной трещины, напротив, в области разрушения в про
цессе пластической деформации вынужден принимать участие практически
весь микрообъем, попадающий в зону влияния напряжений такого мощного
концентратора, как вершина трещины. Общий уровень локальной микро-
пластической деформации настолько высок, что ослабляет факторы, играв
40 ISSN 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4
Дислокационная структура титанового сплава ВТ22
шие заметную роль в течение инкубационного периода. Так, в этом интер
вале величин коэффициента интенсивности напряжений хотя и сохранена,
но в значительной степени ослаблена роль локальных концентраторов на
пряжений и ориентационного соотношения кристаллографических плоскос
тей и оси приложения нагрузки. Ф ормирование элементов ячеистой струк
туры в а-пластинах подтверждает, что уровень напряжений в зоне пласти
ческой деформации магистральной трещ ины даже в припороговом интер
вале значений А К намного выше, чем в основном объеме, и достаточен для
активизации поперечного скольжения, несмотря на сравнительно малую
величину энергии дефекта упаковки (80 эрг/см [6]). Это, в свою очередь,
делает возможным генерирование дислокационных петель за счет много
кратного поперечного скольжения, обеспечивая значительное повыш ение
их плотности по сравнению с основным объемом. Появление ячеистой
структуры в легированной в-фазе, обладающей еще более низкой (около
15 эрг/см [6]), чем а-фаза, величиной энергии дефекта упаковки, - след
ствие увеличения локальных напряжений в вершине трещины по мере роста
значений А К .
Результатом изменения скорости приложения циклической нагрузки в
период накопления усталостных повреждений является значительно менее
выраженная в условиях низкочастотного нагружения деформация а-фазы
путем формирования дефектов упаковки при более высокой плотности дис
локационных петель. Формирование дислокационных петель - один из
активных микромеханизмов пластической деформации а-титана [8] и его
сплавов с алюминием [9]. Генерирование петель может осуществляться как
за счет работы источников Ф ранка-Рида [10], так и за счет многократного
поперечного скольжения. Последний механизм в обычных условиях для
данного материала маловероятен в связи с низким значением энергии де
фекта упаковки сплавов системы Т -Л 1 и затрудненным вследствие этого
поперечным скольжением. Источник Ф ранка-Рида представляет собой
жестко закрепленный дислокационный сегмент длиной Ь, подвергающийся
изгибу под действием внешней нагрузки. Время г, необходимое для обра
зования одной петли, приблизительно может быть определено из соот
ношения [11] г = Ь / V , где V - средняя скорость движения дислокаций.
Принимая среднюю скорость дислокаций в а-фазе равной примерно
10- 4 ... 10- 5 м/с [12], а среднюю длину дислокационных сегментов
~ 10-6 ... 10- 7 м [13], получим величину г порядка 10_ 2 ...10-3 с, что соот
ветствует частотам 100...1000 Гц. При более высоких частотах нагружения
продолжительность цикла меньше необходимого времени, и вклад данного
микромеханизма пластической деформации снижается.
Вероятность образования дефектов упаковки, формирующихся за счет
расщепления полных дислокаций на частичные, в а-фазе, легированной
алюминием, зависит не только от величины энергии дефекта упаковки, но и
от времени пребывания атомов внедрения в октаэдрических порах [6].
Среднее время пребывания атома в положении равновесия тесно связано со
временем релаксации (величиной, обратной частоте релаксации) процессов,
обусловленных периодичностью внешних нагрузок [14]. Анализ параметров
релаксационных процессов в а-титане и его сплавах показал [4, 15], что в
ISSN 0556-171Х. Проблемы прочности, 2000, № 4 41
Т. Ю. Яковлева
используемом диапазоне частот нагружения наиболее существенную роль
играют процессы, связанные с переориентировкой комплексов Т1-И и
Т1-Л1-И в поле переменных напряжений. Для комплексов Т - И энергия
активации и частота релаксации при комнатной температуре соответственно
2 4
составляют 16 ккал/моль и 10 Гц, для Т1-Л1-И - 11 ккал/моль и 10 Гц.
Точными данными о величине энергии активации источника Ф ранка-Рида
в а-ф азе авторы не располагают, однако генерирование большого коли
чества дислокационных петель в условиях циклического нагружения неле
гированного титана свидетельствует, что она значительно ниже энергии
активации расщепления дислокаций, в частности в базисных плоскостях.
Отсюда следует, что в условиях низкочастотного нагружения, несмотря на
то что продолжительность цикла достаточна для реализации обоих видов
релаксационных процессов, работа источников Ф ранка-Рида энергетически
предпочтительнее. С повышением частоты нагружения затрудняется гене
рирование вакансий из-за недостаточной продолжительности цикла, вслед
ствие чего активизируется механизм формирования дефектов упаковки,
связанный с релаксацией комплексов Т1-Л1-И, т.е. наблюдается адаптация
микромеханизмов пластической деформации к скорости циклического на
гружения.
В отличие от периода накопления усталостных повреждений, на стадии
развития магистральной трещ ины частота нагружения не оказывает влияния
на плотность дислокационных петель, поскольку высокий уровень локаль
ных напряжений в вершине трещ ины способствует генерированию петель
путем многократного поперечного скольжения. Кроме того, чем выше уро
вень напряжений, тем более короткие дислокационные сегменты могут
принимать участие в размножении, т.е. тем выше плотность дислокаций и
петель. Уменьшение диаметра дислокационных ячеек по мере роста частоты
нагружения, очевидно, связано с уменьшением среднего пробега дисло
каций за цикл. Повышение плотности дислокаций в прилегающих к двой
никовым границам областях при высоких значениях А К в условиях вы
сокочастотного нагружения, вероятно, обусловлено тем, что двойниковая
прослойка а-ф азы имеет ту же ОЦК-решетку, что и в-фаза, однако степень
кристаллографического несоответствия границ, сегрегация легирующих и
примесных элементов в первом случае, как правило, значительно ниже [15].
Поэтому уровень локальных напряжений в приграничных объемах двой
никовых границ ниже, а необходимые для движения и размножения дисло
каций внешние нагрузки должны быть больше. Однако исключительно
высокая плотность дислокаций на межфазных и межзеренных границах и в
межфазных прослойках свидетельствует о критическом состоянии мате
риала в этих областях на данном этапе нагружения. Поэтому деформация
приграничных объемов двойниковых границ является одним из механизмов,
компенсирующих незаверш енность низкочастотных релаксационных про
цессов в условиях высоких уровней локальных напряжений, т.е. допол
нительным (кроме отмеченных выше и реализуемых как в период накоп
ления усталостных повреждений, так и на стадии развития усталостной
трещины) способом адаптации микромеханизмов пластической деформации
в зоне развития магистральной трещ ины к скорости циклического нагру
жения.
42 ISSN 0556-171Х. Проблемыг прочности, 2000, № 4
Дислокационная структура титанового сплава ВТ22
В ы в о д ы
1. На всех этапах усталостного разрушения титанового сплава ВТ22 под
воздействием симметричных циклов нагрузки, включая период развития
магистральной трещины, наблюдается адаптация микромеханизмов пласти
ческой деформации к скорости нагружения. Затрудненность реализации
микромеханизмов пластической деформации, обусловленная недостаточной
продолжительностью цикла при высокочастотном нагружении, компенси
руется активизацией микромеханизмов, которые в условиях низких частот
энергетически менее выгодны.
2. В период накопления усталостных повреждений снижение актив
ности работы источников Ф ранка-Рида при высокочастотном нагружении
компенсируется более выраженной деформацией a -фазы за счет форми
рования дефектов упаковки.
3. На стадии развития магистральной трещ ины высокий уровень ло
кальных напряжений активизирует поперечное скольжение и формирование
ячеистой структуры в а - и в-фазах, размер элементов которой уменьшается с
ростом частоты нагружения. Незавершенность низкочастотных релаксаци
онных процессов в условиях высокочастотного циклического нагружения
компенсируется деформацией микрообластей, прилегающих к исходно при
сутствующим в a -фазе двойникам.
Р е з ю м е
Досліджено дислокаційну структуру сплаву системи T i-5% A l-5% V , що ви
пробовували на циклічну міцність та тріщиностійкість за умов симетрич
ного розтягу-стиску з частотами 100; 500 Гц і 3; 10 кГц. Ідентичність умов
досліджень дозволила провести порівняльний аналіз впливу частоти на
вантаження на еволюцію дислокаційної структури основного об’єму мате
ріалу в період накопичення утомних пошкоджень і в зоні руйнування на
стадії розвитку тріщини від утомленості. Показано, що на обох стадіях
навантаження має місце адаптація мікромеханізмів пластичної деформації
до швидкості навантаження. У першому випадку це зумовлено тим, що
зниження активності роботи джерел Ф ранка-Ріда за високочастотного на
вантаження компенсується більш вираженою деформацією a -фази за раху
нок формування дефектів упаковки. У другому випадку високий рівень
локальних напружень активізує поперечне ковзання і формування комір-
частної структури в а - і в-фазах, розмір елементів якої зменшується зі
збільшенням частоти навантаження. Незавершеність релаксаційних про
цесів за високочастотного циклічного навантаження компенсується дефор
мацією приграничних об’ємів, що початково присутні в a -фазі двійників.
1. М ат охн ю к Л . Е . Ускоренные усталостные испытания высокочастот
ным нагружением. - Киев: Наук. думка, 1988. - 200 с.
2. M ille r K. J., A k id R. The application o f m icrostructural fracture mechanics
to various m etal surface states // Proc. Roy. Soc. London. A. - 1996. - 452,
N 1949. - P. 1411 - 1432.
ISSN 0556-171X. Проблемы прочности, 2000, № 4 43
Т. Ю. Яковлева
3. M ille r K. J. A historical perspective o f the im portant parameters o f metal
fatigue; and problems for the next century // Fatigue’99: Proc. 7th Int.
Congress. - Beijing, China, 8 -12 June, 1999. - Vol. 1. - Beijing: Higher
Education Press, 1999. - P. 1 5 - 3 9 .
4. Т ит ановы е сплавы. М еталлография титановых сплавов. - М.: М етал
лургия, 1980. - 464 с.
5. М ат охн ю к Л . Е., Н ад еж ди н Г. Н ., Я ковлева Т. Ю . Исследование
усталостного разрушения титановых сплавов в широком диапазоне
частот нагружения // М еханическая усталость металлов: М атериалы
VI М еждунар. коллоквиума. - Киев: Наук. думка, 1983. - С. 361 - 368.
6 . К ол ач ев Б. А . Физическое металловедение титана. - М.: М еталлургия,
1976. - 184 с.
7. Э лек т ронно-м икроскопи чески е изображения дислокаций и дефектов
упаковки. Справочное руководство / Под ред. В. М. Косевича, Л. С.
Палатника. - М.: Наука, 1976. - 224 с.
8 . G u H. C. Cyclic deformation and substructure evolution in titanium and
zirconium // Fatigue’99: Proc. 7th Int. Congress. - Beijing, China. 8-12
June, 1999. - Vol. 1. - Beijing: Higher Education Press, 1999. - P. 131 -
138.
9. Suhua A., R h on ggu an g W., Yuebo X . The fatigue deformation and fracture
characteristics o f coarse grained polycrystalline a-titanium // Scr. Met. -
1985. - 19, N 9. - P. 1099 - 1103.
10. F r ie d e l J. Dislocations. - Oxford, London, Edinburg, N ew York, Paris,
Frankfurt: Pergamon Press, 1964. - 627 p.
11. Б ернш т ейн М . Л ., Зай м овски й В. А. Структура и механические свой
ства металлов. - М.: Металлургия, 1970. - 472 с.
12. Tanaka N., C o n ra d H . D islocation velocity in alpha-titanium // Acta met. -
1971. - 19, N 10. - P. 1001 - 1008.
13. К риш т ал М . А., Г оловин С. А . Внутреннее трение и структура метал
лов. - М.: М еталлургия, 1976. - 376 с.
14. Успехи физики металлов / Под ред. И. И. Новикова. - М.: Метал-
лургиздат, 1956. - 245 с.
15. S cien ce , technology and application o f titanium . - Oxford, London:
Pergamon, Press, 1970. - 1202 p.
Поступила 15. 12. 99
44 ISSN 0556-171X. Проблемы! прочности, 2000, № 4
|