Polycrystalline structure influence on the dinamic strength and fracture character in different zones of welding joint i.pdf Введение Известно, что границы раздела играют важную роль в локализации пластической деформации и разрушении поликристаллических материалов. Структурная неоднородность ярко выражена в металлах со сварными соединениями, характеризующимися четкими границами раздела между ядром шва и зонами термомеханического влияния (ЗТМВ). Одним из перспективных методов соединения металлов является сварка трением с перемешиванием (СТП), демонстрирующая ряд преимуществ по сравнению с традиционными методами сварки [1, 2]. Среди достоинств СТП - отсутствие горячих трещин и низкая пористость, возможность соединения разнородных материалов относительно толстых металлических листов с использованием минимального количества предварительных операций, а также экологическая безопасность. СТП осуществляется следующим образом. Вращающийся инструмент сложной геометрии внедряется в стыковое соединение между двумя металлическими листами, прижимается и движется вдоль стыка листов, обеспечивая неразъемное соединение за счет механического перемешивания материала вблизи кромок листов. Такой процесс позволяет избежать плавления перемешиваемых металлов и соединять материалы, которые трудно или даже невозможно сваривать без потери функциональных свойств. В частности, к таким материалам относятся дисперсно-упрочненные алюминиевые сплавы, которые широко используются в автомобильной, авиационной и других отраслях промышленности благодаря высокой удельной прочности. Несмотря на уже широкое внедрение СТП-технологий, механизмы деформации и разрушения материала в зоне сварного соединения и прилегающих областях до сих пор до конца не ясны. На сегодняшний день не существует единой научно-обоснованной теории формирования СТП-соединений, особенно при использовании сплавов различных марок и разнородных металлов. Остаются дискуссионными проблемы прочности и долговечности элементов сварных конструкций. Как результат, для каждого конкретного сочетания материалов и типов соединений необходимо проводить затратные научные исследования и эксперименты на механические испытания для оптимизации режимов сварки. Отсутствие научно-обоснованных общих принципов вызывает постоянный спрос на научные исследования в данной области. Большинство российских и зарубежных работ посвящено экспериментальным исследованиям, направленным на оптимизацию режимов СТП для различных типов соединений, исследованию микроструктуры и механических свойств материала в зонах соединений [1-10]. Теоретических и численных исследований значительно меньше и посвящены они в основном моделированию самого процесса сварки, распределению полей скоростей и температуры вокруг вращающегося элемента [11-16], а также микроструктурным изменениям в процессе сварки [17, 18]. Работы, связанные с моделированием механического нагружения образцов с СТП-соединениями, единичны и, в основном, носят существенно упрощенный макроскопический характер [11, 19-22], даже если они базируются на методологии многоуровневого моделирования [12, 23]. Как правило, зона сварного соединения идеализируется и представляет собой плоскую область правильной формы с прямолинейными границами раздела, а материал внутри области однороден и изотропен. Такой подход в принципе не способен описать сложную реально наблюдаемую в эксперименте картину в зоне сварного соединения. Несмотря на то, что соединяемые СТП-материалы остаются в твердом состоянии в течение всего процесса сварки, они подвергаются воздействию высоких температур и испытывают большие деформации. Это приводит к существенной модификации микроструктуры и изменению механических свойств. В первую очередь происходит изменение формы и размера зерен поликристаллической структуры. В отличие от квазиравномерного распределения зерен среднего размера, которое наблюдается в основном материале, в сварном соединении и прилегающих областях возникает сложная структура с характерными границами между областями перемешивания. Формируются целые группы зерен разного размера, которые вытягиваются, образуя протяженные ламели. Данные ламели, в свою очередь, могут закручиваться, группируясь в ламели различной толщины. Таким образом, в процессе СТП в зоне соединения и прилегающих к ней областях материала образуется сложная иерархически организованная структура. По сути - это новый материал с более ярко выраженной структурной неоднородностью и гетерогенностью физико-механических свойств по сравнению с основным материалом. Настоящая работа посвящена численному исследованию влияния формирующейся на стороне набегания специфической поликристаллической структуры сварного шва на прочность материала в зоне перемешивания. В п. 1 разработана модель генерации поликристаллических структур в ядре и ЗТМВ. Определяющие уравнения при квазистатическом и динамическом деформировании, а также модель разрушения представлены в п. 2. Результаты моделирования локализации пластической деформации, зарождения и распространения трещин в различных зонах сварного шва, а также влияния на данные процессы скорости деформирования обсуждаются в п. 3. 1. Генерация поликристаллической структуры Численное моделирование микроструктуры материала в ядре и ЗТМВ СТП-соединения на стороне набегания выполнено методом пошагового заполнения. Были заданы центры зарождения зерен и происходило последовательное заполнение расчетной области поликристаллической структурой в соответствии с определенными законами роста зерен. Процедура построения поликристаллических структур с равноосными зернами подробно изложена в [24, 25]. Микроструктура материала в ЗТМВ на стороне набегания представлена на рис. 1, а. Ее особенностью является то, что в результате больших деформаций и перемешивания в процессе СТП зерна приобретают квазипрямоугольную форму и образуют зеренные ламели, ориентированные в определенном направлении. Назовем такой тип структуры «упорядоченная» по сравнению с «неупорядоченной» поликристаллической структурой, которая формируется в ядре и изначально наблюдается в основном материале. Данная процедура, модифицированная для генерации структур с различной степенью упорядоченности , включает следующие шаги. 1. Вычислительная область дискретизируется прямоугольной сеткой с шагом . Координаты узлов сетки в декартовой системе определяются соотношениями , , , , (1) где и - индексы узлов вдоль координатных осей; и - количество узлов по соответствующим направлениям. Координаты центров ячеек определяются следующим образом: , , , . (2) Рис. 1. Экспериментальная структура материала СТП-соединения на стороне набегания [7] (a) и модельные структуры с различной степенью упорядоченности (б) 2. Центры зарождения зерен располагаются в центрах ячеек, координаты которых определяются таким образом, чтобы можно было получить структуры с различной степенью упорядоченности. Микроструктура, наблюдаемая в ЗТМВ (рис. 1, а), характеризуется наличием колонн зерен (ламелей), ориентированных вдоль направления Y, причем ширина зерна в ламели больше его высоты. Чтобы смоделировать подобную структуру, квадратная расчетная область делилась на восемь колонн одинаковой ширины . В каждой из колонн с использованием генератора случайных чисел задавалось десять центров зарождения зерен, причем Y-координаты зародышей распределялись по всей высоте колонны, а X-координаты - в подколоннах меньшей ширины, чем колонны: . Отношение ширины подколонны к ширине колонны контролирует степень упорядоченности структуры . Если ширина подколонны равна нулю, то структура состоит из зерен идеально квадратной формы , если ширина подколонны равна ширине колонны, то структура полностью неупорядоченная (рис. 1, б). 3. Зерна растут по сферическому закону. На каждом шаге процедуры радиусы окружностей вокруг центров зарождения зерен увеличиваются на : , , (3) где . 4. Для всех ячеек, не принадлежащих зернам, проверяется, попадают ли координаты их центров в какую-либо из приращенных областей: , (4) где и - координаты зародыша . Если условие (4) удовлетворяется, ячейка присоединяется к соответствующему растущему зерну и далее в процедуре не рассматривается. Критерием окончания процедуры генерации является отсутствие ячеек, не принадлежащих ни одному из зерен. Результирующие структуры, характерные для ядра и ЗТМВ на стороне набегания, приведены на рис. 1, б. Поликристаллические структуры содержат 80 зерен. Размер расчетной области 140×140 мкм. На зерно приходится 1125 ячеек расчетной сетки. 2. Математическая постановка задачи, граничные условия и свойства материала Для численного изучения влияния структуры на распределения напряжений и деформаций в зонах СТП-соединений под нагрузкой решается динамическая задача в постановке плоской деформации. Поликристаллические структуры, показанные на рис. 1, б, вводятся в расчеты явно в качестве начальных данных краевой задачи в виде кусочно-непрерывных функций упругих модулей и пластических потенциалов, меняющихся при переходе через границу зерна. Общая система уравнений включает закон сохранения импульса, уравнение неразрывности и соотношения для скоростей деформаций [24-27]. Замыкается система определяющими уравнениями в форме закона Гука, задающими связь между напряжениями и деформациями , (5) где , , и - тензор напряжений, девиатор напряжений, деформация и давление; и - упругие модули объемного сжатия и сдвига; - символ Кронекера. Основная задача физики и механики пластичности - определение тензора скорости пластической деформации . В работе рассматривается механическое поведение поликристаллических структур при квазистатическом и динамическом деформировании. Для определения рассмотрим текущее напряжение течения как сумму атермической и термической составляющих , (6) где интенсивности напряжений и накопленной пластической деформации ; (7) . (8) не зависит от скорости деформирования и температуры, обусловлена дальнодействующими эффектами и может быть связана с плотностью дислокаций, размером зерен, формированием субструктур и т.д. связана с близкодействующими барьерами, препятствующими движению дислокаций. В случае квазистатического нагружения и закон пластического течения ассоциирован с условием текучести , где - феноменологическая функция изотропного упрочнения. Здесь - скалярный множитель, тождественно равный нулю в упругой области. Константы и имеют смысл пределов прочности и текучести, а определяет текущее значение коэффициента деформационного упрочнения. При моделировании деформирования структур с различными скоростями нагружения необходимо учитывать термическую составляющую . Используя ассоциированный закон пластического течения в виде и выражая из (6), получаем , (9) где - напряжение, при котором дислокации преодолевают барьер без термической активации; - энергия, достаточная для преодоления барьера только за счет термической активации; - температура; - начальная температура (температура среды при испытаниях образцов на динамические нагрузки); - по многим оценкам; - плотность; - теплоемкость; и - для многих металлов; - постоянная Больцмана. Для описания разрушения используется энергетический критерий максимальной интенсивности пластических деформаций: , (10) где - предельная деформация, после которой локальная область разрушается. Разрушение означает следующее. Если локальная область находится в условиях объемного растяжения, то стремятся к нулю, а при объемном сжатии область перестает сопротивляться только сдвигу . Кинематические граничные условия на левой и правой гранях структур, показанных на рис. 1, б, моделируют одноосное растяжение. Нижняя и верхняя грани свободны от нагрузок. Алюминий - квазиизотропный материал, для которого коэффициент упругой анизотропии составляет порядка 20 %. При пластической деформации дислокации имеют возможность двигаться по нескольким плоскостям, что обеспечивает множественное скольжение и соответственно квазиизотропное течение и деформационное упрочнение. Поэтому в модели упругие модули и пределы текучести для отдельных зерен варьировались случайным образом в диапазоне ± 10 % от среднего значения. Таким образом, разброс упругих и пластических свойств от минимальных до максимальных значений составлял 20 %. Средние значения констант модели для алюминия приведены в таблице. Механические свойства алюминия, используемые в расчетах [26-28] , г/см3 , МПа , МПа , % , ГПа , ГПа , с-1 , К-1 , МПа 2.7 332 234 9.5 66 26 2.51012 6.110-5 280 3. Результаты моделирования деформации и разрушения поликристаллических структур Рассмотрим общие особенности деформирования поликристалла на этапах упругости, пластического течения и разрушения на примере квазистатического растяжения неупорядоченной структуры при (см. рис. 1, б). Различие в модулях упругости зерен приводит к неоднородному распределению напряжений уже на стадии упругой деформации. Напряжения меняются в зависимости от локальной геометрии и концентрируются вдоль границ зерен, причем максимальные значения наблюдаются вблизи тройных стыков зерен. При дальнейшем нагружении в данных местах зарождаются пластические сдвиги (рис. 2, а), которые распространяются в направлении действия максимальных касательных напряжений под углом 45 к оси растяжения, образуя протяженные полосы локализованного пластического течения (рис. 2, б). Полосы распространяются как по границам, так и по телу зерен, выбирая наиболее выгодные направления таким образом, что одна часть зерна может деформироваться пластически, а другая оставаться в упругом состоянии. Локализованное пластическое течение постепенно заполняет весь объем структуры (рис. 2, в), при этом, как показали расчеты, упругие области могут наблюдаться вплоть до 2 % общей деформации структуры. При дальнейшем нагружении в месте наибольшей концентрации напряжений и локализации пластических деформаций (рис. 2, а, пунктирная окружность) зарождается трещина, которая распространяется перпендикулярно оси растяжения (рис. 3, а). При этом границы зерен слабо влияют на направление распространения единичной трещины. Рис. 2. Локализация пластического течения в неупорядоченной поликристаллической структуре Рис. 3. Зарождение и распространение трещины для неупорядоченной структуры при Сравнительный анализ распределений пластических деформаций в структурах с различной степенью упорядоченности показал, что чем выше степень упорядоченности, тем менее ярко выражена локализация пластической деформации (рис. 4). В результате зарождение трещин в упорядоченной структуре происходит на более поздней стадии растяжения, чем в неупорядоченной. На рис. 5 приведены кривые нагружения для структур с различным и соответствующая зависимость деформации начала разрушения от . Здесь и далее напряжение на кривой течения есть усредненное по расчетной области значение интенсивности напряжений, а деформация - относительное удлинение данной области в направлении растяжения. Ниспадающая ветвь на кривых течения соответствует процессу разрушения. Видно, что наибольшее сопротивление деформированию демонстрирует наиболее упорядоченная структура. При этом наибольшее падение прочности наблюдается в диапазоне . Рис. 4. Распределения пластических деформаций для неупорядоченной (а) и упорядоченной (б) структур Таким образом, формирование упорядоченной ламельной структуры материала в ЗТМВ на стороне набегания обеспечивает более равномерное распределение напряжений и деформаций под нагрузкой, и соответственно такая структура при прочих равных условиях обладает более высокой прочностью, чем поликристаллическая структура в основном материале и ядре шва. Рис. 5. Кривые нагружения модельных структур с различной степенью упорядоченности (а) и зависимость деформации начала разрушения от степени упорядоченности структуры (б) Рассмотрим, каким образом скорость нагружения влияет на зависимость прочности от степени упорядоченности поликристаллической структуры. Первоначально в соответствии с экспериментами по динамическому растяжению алюминиевых образцов, проведенными в Штутгартском университете (ФРГ), выбраны параметры модели и сделаны расчеты механической реакции алюминиевого сплава Al6061-T6 при различных скоростях деформирования. На этом этапе система обыкновенных дифференциальных уравнений (ОДУ) (5) и (9) решалась отдельно численным методом Рунге - Кутты четвертого порядка точности. Предложенная модель хорошо описывает поведение алюминиевого сплава в диапазонах скоростей деформации (квазистатика - 500 с-1) и температур деформирования (100-400 К). Далее уравнения (3) и (9) введены в общую систему уравнений механики и проведено тестирование краевой задачи на примере двумерных расчетов деформирования однородных алюминиевых образцов (ОО) и образцов с упорядоченной структурой (ОС) при различных скоростях нагружения без учета разрушения. Показано, что расчетные кривые течения хорошо согласуются друг с другом и с экспериментом (рис. 6, а). Рис. 6. Сравнение расчетных и экспериментальных кривых течения алюминиевых образцов (а) и кривых течения для упорядоченной и неупорядоченной структур с учетом разрушения (б) при различных скоростях растяжения Результаты расчетов растяжения структур при скоростях деформирования 10 и 500 с-1 представлены на рис. 6 и 7. Во-первых, показано, что обнаруженная выше разница в прочности материалов, обладающих упорядоченной и неупорядоченной структурами , увеличивается при повышении скорости деформации (рис. 6, б). Во-вторых, установлено, что при повышении скорости деформирования наблюдается множественное растрескивание поликристаллического материала (ср. рис. 3 и 7), и эта тенденция более ярко выражена для неупорядоченной структуры, характерной для ядра сварного шва и основного материала (ср. пары рис. 7, е, б и з, г). Рис. 7. Распределения интенсивности напряжений на стадии предразрушения (а, в, д, ж) и пластических деформаций с наложенными картинами разрушенного материала (б, г, е, з) для упорядоченной и неупорядоченной структур при различных скоростях растяжения Заключение Проведено численное исследование деформации и разрушения материала в различных зонах неразъемного соединения алюминиевого сплава, полученного сваркой трением с перемешиванием. Разработана методика генерации упорядоченных и неупорядоченных поликристаллических структур, наблюдаемых в ядре и зоне термомеханического влияния сварного шва на стороне набегания. Проведены расчеты деформирования структур при скоростях нагружения от квазистатики до 500 с-1. Показано, что формирующаяся в ЗТМВ упорядоченная поликристаллическая структура приводит к более равномерному распределению пластической деформации, чем неупорядоченная, характерная для ядра сварного шва. Как следствие, при прочих равных условиях разрушение материала в ЗТМВ может происходить на более поздних стадиях деформирования, чем материала в ядре шва. Таким образом, структурный фактор, связанный с упорядоченностью, является положительным и может противодействовать другим отрицательным факторам, которые, как правило, понижают прочность материала в ЗТМВ. Установлено, что данный эффект повышения прочности за счет упорядоченности структуры усиливается при повышении скорости деформирования. При этом меняется характер разрушения поликристаллических структур: трещины при высоких скоростях распространяются вдоль сформированной на этапах предразрушения системы полос локализованной пластической деформации, и наблюдается множественное растрескивание.

Скачать электронную версию публикации