Plastic deformation localization study of metal-intermetallic layered composites under dynamic channel-angular pressing.pdf Введение Как известно, интерметаллиды, являясь основой многих конструкционных материалов, обладают не только повышенной твердостью в сравнении с чистыми металлами и твердыми металлическими растворами, но и значительной хрупкостью. Чтобы снизить хрупкость этих материалов, в интерметаллидную матрицу добавляют пластифицирующую фазу. В качестве таких фаз часто используют включения чистых металлов, являющихся одним из компонентов интерметаллида. Композиционные материалы типа металл-интерметаллид технологически удобно формировать в слоистой форме [1-3]. Включение металлических слоев в интерметаллидную матрицу не только увеличивает трещиностойкость, но и в некоторых случаях подавляет такое нежелательное с точки зрения устойчивости к деформированию явление, как образование полос интенсивного сдвигообразования. Примерами интерметаллидов, у которых наблюдалось формирование полос интенсивного сдвигообразования или полос суперлокализации пластической деформации при высоких температурах, являются монокристаллы сплавов со сверхструктурой L12 (Ni3Ge, Ni3Al) [4, 5]. Практическое использование этого типа интерметаллидов обусловлено температурной аномалией их механических свойств: при высоких температурах интерметаллиды со сверхструктурой L12 становятся тверже, увеличивается предел текучести [6]. Благодаря этому они широко применимы в качестве конструкционных материалов, используемых в высокотемпературных условиях эксплуатации, например, в авиации и ракетной технике. В работе [7] проведено теоретическое исследование трещинообразования и суперлокализации пластической деформации в однофазных образцах сплава со сверхструктурой L12 в условиях канально-углового прессования. При испытании образцов в таком режиме формирование трещин и полос суперлокализации пластической деформации протекает более интенсивно, чем при одноосном сжатии. В условиях, благоприятных для формирования полос суперлокализации пластической деформации, обусловленных как геометрическими, так и физическими факторами деформирования, при прохождении однофазного интерметаллидного образца через канал на его поверхности образовывались зубцы-ступени, образец приобретал форму, отличную от формы канала. Подобные картины деформации металлических образцов наблюдались и в натурных экспериментах [8]. Цель данной работы - исследование влияния включения металлических слоев в интерметаллидную матрицу на трещиностойкость и однородность пластического течения образцов слоистого композита при высокотемпературном канально-угловом прессовании. В этих условиях испытаний сравнение особенностей пластического течения образца однофазного интерметаллида и образца слоистого композита типа металл - интерметаллид является наиболее показательным. Методика моделирования В основе методики моделирования деформации лежит объединение двух принципиально разных подходов описания пластического течения. Первый подход описывает кинетику накопления деформационных дефектов в монокристаллах сплавов со сверхструктурой L12 и чистых металлах, второй - механику движения сплошной среды. Модели дислокационной кинетики, основанные на концепции упрочнения и отдыха, описывают деформацию на микроуровне и представляют собой систему уравнений, включающих уравнения баланса точечных дефектов, дислокаций разного типа и границ разориентаций. Модель механики сплошной среды описывает деформацию на макроуровне и состоит из уравнений классических законов сохранения массы, энергии и импульсов, определяющих соотношения теории пластического течения, и уравнения состояния в форме Ми - Грюнайзена. Более подробное представление моделей можно найти в работах [9, 10]. Такой подход моделирования позволяет при описании макродеформации слоистых композитов учитывать механизмы деформационного упрочнения, а для сплавов со сверхструктурой L12-термического упрочнения и разупрочнения. Рис. 1. Локальные деформационные кривые Ni и сплава Ni3Ge для температуры 873 К Объединение двух моделей проводилось следующим образом. Численное решение системы уравнений модели дислокационной кинетики позволило получить деформационные кривые слоев ламината в виде зависимостей напряжения от деформации (-), которые затем были включены в условие текучести Мизеса системы уравнений модели механики сплошной среды. Калибровочные коэффициенты модели дислокационной кинетики подбирались таким образом, чтобы рассчитанные из модели кривые максимально совпадали с экспериментальными деформационными кривыми для температуры деформации 873 К монокристаллов Ni и сплава Ni3Ge (рис. 1). Так как именно эти кривые в дальнейшем будут определять сценарий развития деформации каждого элементарного объема выбранного материала (Ni или Ni3Ge), то в дальнейшем будем называть их локальными деформационными кривыми. Локальная деформационная кривая Ni3Ge при температуре 873 К имеет немонотонный вид, так как в модели дислокационной кинетики при данной температуре реализуются механизмы структурного разупрочнения сплава, приводящие к формированию полос суперлокализации пластической деформации. Эти механизмы связаны с фрагментацией изначально монокристаллической структуры. Численная реализация модели механики сплошной среды с включенными в нее результатами решений уравнений модели дислокационной кинетики осуществлялась в программном комплексе «РАНЕТ-3» [11], позволяющем проводить решение задач в полной трехмерной постановке модифицированным на решение динамических задач методом конечных элементов. Результаты моделирования Для расчетов в программном комплексе был выбран образец прямоугольной формы высотой 14 мм, с соотношениями высоты к длине и ширине 2:1:1. Образцы подвергались одноосному динамическому канально-угловому прессованию под углом 90 со скоростью 30 м/c. Среда задавалась непрерывной на границе между слоями ламината, а скачкообразное изменение механических свойств материалов композита (модуль сдвига, предел текучести и т.д.) при переходе от одного слоя к другому определяло граничные условия между слоями. Для сравнения с деформацией слоистых образцов были проведены расчеты деформации для однофазного образца сплава Ni3Ge. Температура деформации задавалась равной 873 К. При этой температуре помимо повышенной прочности сплава в модели дислокационной кинетики реализуются механизмы разупрочнения после достижения максимума напряжений на деформационной кривой, который соответствует 1178 МПа эквивалентных напряжений Мизеса (рис. 1) [9, 10]. Эти механизмы приводят к образованию полос суперлокализации пластической деформации при одноосном прессовании. В условиях высокотемпературного канально-углового прессования при прохождении образца через горизонтальный канал образуются несколько полос интенсивного сдвигообразования (рис. 2, б). Такое формирование нескольких полос объясняется геометрическими факторами деформации. В результате продавливания образца во второй канал от угла соединения каналов очень быстро образуется область избыточных напряжений. При достижении напряжений величины, соответствующей максимуму на локальной деформационной кривой для интерметаллида (рис. 1), в этой области реализуется физический механизм разупрочнения материала, приводящий к формированию полос суперлокализации. Вдоль первой наиболее выраженной полосы образование магистральной трещины, разделяющей образец на части, не наблюдается. Образец при прохождении каналов приобретает зубчатую форму (рис. 2, б, 60 мкс). Резкое падение напряжений на деформационной кривой (рис. 2, а), полученной при расчете деформации и усредненной по элементам образца, связано с формированием первой наиболее выраженной полосы суперлокализации. Последующие небольшие колебания на деформационной кривой связаны с локальным ростом и релаксацией напряжений при продавливании материала образца через второй канал, а также с падением напряжений при образовании последующих полос суперлокализации. Рис. 2. Деформация однофазного образца сплава Ni3Ge канально-угловым прессованием при температуре 873 К: а - расчетная деформационная кривая, усредненная по элементам образца; б - распределение величины интенсивности пластической деформации (еи) в объеме деформируемого образца в различные моменты времени Рис. 3. Деформация образца слоистого композита Ni3Ge/Ni канально-угловым прессованием при температуре 873 К: а - расчетная деформационная кривая, усредненная по элементам образца; б - распределение величины интенсивности пластической деформации (еи) в объеме деформируемого образца в различные моменты времени При включении металлических слоев параллельно оси прессования в интерметаллидную матрицу наблюдается совершенно иная картина деформации при канально-угловом прессовании. В наружном интерметаллидном слое формируется полоса сдвига (рис. 3, б), которая, распространяясь в глубь объема образца, локализуется, в основном, в металлических слоях и затем «размывается» вдоль этих слоев. Таким образом, сдвиговая полоса не получает развития подобно полосе суперлокализации в однофазном образце. Зарождение последующих сдвиговых полос в наружном интерметаллидном слое в месте пересечения каналов не наблюдается. Причиной этому, вероятно, служит более равномерное распределение напряжений и деформации в объеме образца за счет мягких металлических слоев. Деформационная кривая, усредненная по элементам образца, имеет более низкий уровень напряжений за счет присутствия металлических слоев (рис. 3, а). На кривой после достижения максимума напряжений наблюдается их спад с выраженной немонотонностью в виде плато, появление которого связано с особенностями образования и развития сдвиговой полосы в наружном слое образца. При переходе полосы в прилегающий металлический слой скорость падения напряжении становится ниже, чем для деформационной кривой однофазного образца. По мере «размытия» полосы вдоль металлических слоев участок деформационной кривой, характеризующийся снижением напряжений деформации, становится более гладким. При перпендикулярном расположении слоев относительно оси прессования деформация на начальных этапах локализуется в слоях никеля (рис. 4, б), продавливаемых во второй канал, остальные слои никеля остаются практически недеформированными. При дальнейшем продавливании от угла соединения каналов формируется полоса суперлокализации пластической деформации, распространяющаяся сквозь интерметаллидные и металлические слои, вдоль которой верхняя часть образца смещается относительно нижней. Однако данная полоса является менее выраженной, чем в однофазном интерметаллидном образце, за счет того, что большая часть пластической деформации локализуется в металлических слоях. Деформационная кривая, полученная в ходе счета путем усреднения по элементам образца (рис. 4, а), имеет более низкий уровень напряжений, чем деформационная кривая для слоистого композита с вертикально расположенными слоями в среднем на 120-130 МПа (рис. 3, а) из-за того, что при горизонтальном расположении слоев образец имеет меньшую сопротивляемость деформированию в слоях никеля. По форме эти деформационные кривые слоистых композитов схожи, небольшое отличие состоит в том, что для случая вертикального расположения слоев кривая имеет более резкое падение напряжений на начальных этапах деформирования при зарождении сдвиговой полосы в интерметаллидном слое, а для горизонтального - на более поздних этапах деформирования, также связанного с формированием сдвиговой полосы, переходящей в полосу суперлокализации. Рис. 4. Деформация образца слоистого композита Ni3Ge/Ni с перпендикулярно расположенными слоями относительно оси прессования при температуре 873 К: а - расчетная деформационная кривая, усредненная по элементам образца; б - распределение величины интенсивности пластической деформации (еи) в объеме деформируемого образца в различные моменты времени Заключение Таким образом, включение металлических слоев в интерметаллидную матрицу в целом препятствует зарождению или развитию полос суперлокализации пластической деформации. При параллельном расположении слоев относительно оси сжатия в композите подавляется развитие сдвиговой полосы в полосу суперлокализации пластической деформации в объеме образца на начальных этапах деформации, а по мере дальнейшего продавливания образца в канал при более глубоких деформациях подавляется зарождение других сдвиговых полос в наружном слое в области соединения каналов. В отличие от деформации однофазного образца, деформация ламината с вертикальными слоями протекает более однородно, без образования полос локализации и зубчатой поверхности. При вертикальном расположении слоев динамическое канально-угловое прессование, в целом, не нарушает исходного расположения слоев в образце, за исключением торцевой части образца на выходе из канала. Мягкие металлические слои характеризуются более высоким значением и однородным распределением величины интенсивности пластической деформации по сравнению с интерметаллическими прослойками. При перпендикулярном относительно оси сжатия расположении слоев интенсивному развитию полосы суперлокализации на начальном этапе деформации препятствуют демпфирующие мягкие металлические слои. Однако, в отличие от деформации композита с вертикальным расположение слоев, полоса суперлокализации развивается на более поздних этапах деформации. Деформационные кривые композитов за счет полного или частичного подавления развития полос интенсивного сдвигообразования имеют более пологий вид на участке падения напряжений, чем деформационная кривая однофазного интерметаллического образца. Несмотря на одинаковую объемную долю содержания металлической фазы, композиты с разным расположением слоев относительно оси сжатия демонстрируют различную сопротивляемость деформированию. Наибольшее сопротивление деформации при динамическом канально-угловом прессовании показывают композиты с вертикальным расположением слоев.

Скачать электронную версию публикации