Диссертация (1026269), страница 5
Текст из файла (страница 5)
Однако в постановкеЛагранжа узлы сетки перемещаются вместе с течением деформируемой среды,что в случае раскатки приводит к выходу области с мелкой сеткой конечныхэлементов из очага деформации (Рисунок 1.26).Постановка Эйлера при решении задач больших пластических деформацийпрактически не используется по ряду причин, среди которых более сложныеопределяющие уравнения, сложность задания граничных условий и обновленияизменяемых параметров материала (например, напряжения течения).Рисунок 1.26.
Движение области с мелкой сеткой КЭ при раскатке колец [60]Hu, Liu, Davey и Dewasurendra [56; 60; 82] была разработана обобщеннаяпостановка Лагранжа-Эйлера (ALE) для процессов раскатки колец. В расчетеиспользуется две сетки конечных элементов (Рисунок 1.27): материальнаясетка КЭ (Material Mesh System, MMS) и расчетная сетка КЭ (Analysis MeshSystem, AMS).Расчетная сетка используется для конечно-элементного расчета впостановке Лагранжа, далее полученное поле скоростей транслируется наматериальную сетку. Материальная сетка обновляется в соответствии с34экстраполированным полем скоростей, также рассчитываются такие поля,зависимые от истории нагружения, как накопленная деформация, напряжениетекучести и др. Так как расчетная сетка имеет сравнительно малое количествоконечных элементов, размерность задачи значительно снижается, что приводитк уменьшению времени расчета.MMSAMSРисунок 1.27. Сетки КЭ в обобщенной постановке Лагранжа-Эйлера [60]Точность расчета методом конечных элементов существенно зависит отвведенных исходных данных, поэтому для получения адекватного результатанеобходимо проводить широкие экспериментальные исследования поведениядеформируемых материалов.1.4.Прогнозирование эволюции микроструктуры титановыхсплавов при горячей обработке давлением1.4.1.
Микроструктура титановых сплавовЧистый титан характеризуется невысокой прочностью (450МПа),высокойпластичностью( = 50 − 60%,в= 250 −= 70 − 90%)итехнологичностью при обработке давлением, включая холодную штамповку [7],при этом большинство высокопрочных титановых сплавов обладают низкой иливесьма низкой пластичностью.35Эффективность применения титановых сплавов можно значительноповысить методами термомеханической обработки. Это направление во многомопределяется полиморфизмом титана: как известно, до температуры 882,5 °Ститан обладает ГПУ-структурой (α-фаза), выше 882,5 °С до температурыплавления – ОЦК-структурой (β-фаза) (Рисунок 1.28) [7].Рисунок 1.28.
Кристаллическое строение и полиморфизм титана [97]Втитановыхсплавахразличаютследующиеосновныемикроструктуры (Рисунок 1.29):а) глобулярная (равноосная, полиэдрическая);б) ламеллярная (пластинчатая, колониальная, игольчатая);в) мартенсит;г) бимодальная (дуплексная, смешанная).Рисунок 1.29.
Типичные микроструктуры титановых сплавов [7]типы36Реальновстречающиесямикроструктурывыходятзапределыидеализированных схем. В глобулярных структурах зерна могут быть неравноосными, а несколько вытянутыми и даже искривленными. В бимодальнойструктуре первичные α-зерна также могут иметь не полиэдрическую форму, апротяженную в направлении деформации. В ламеллярной структуре α-колониимогут быть нечетко сформированы [7].Обработка слитков из титановых сплавов начинается при температуревыше полного полиморфного превращения, так как в β-области снижаетсясопротивление деформации и повышается пластичность. При деформации в β –области зерна вытягиваются в направлении течения металла, а при достиженииопределенной степени деформации может произойти рекристаллизация иобразоваться новые зерна (Рисунок 1.31, а).
Размер β-зерна определяетсярежимом деформации.Влияние скорости охлаждения из β-области на возможность полученияразличной структуры в титановом сплаве ВТ6 была исследована Dąbrowski [55].В зависимости от скорости охлаждения, можно получить мартенсит,ламеллярную с различным межпластинчатым расстоянием, глобулярнуюкрупнозернистую структуру.
Далее будет показано, что удовлетворительнымимеханическимисвойствамиобладаютбимодальнаяимелкозернистаяглобулярная структуры. Для получения мелкозернистой глобулярной структурыпосле окончательной обработки в двухфазной области необходимо, чтобы послеобработки в β-области заготовки имели мартенсит либо ламеллярную структурус межпластинчатым расстоянием не более 10 мкм. Данное условиеобеспечивается при скорости охлаждения не менее 0,065 °С / с, что реализуетсядля большинства массивных заготовок.Структура, получаемая после деформации в (α+β)-области определяетсяисходными параметрами структуры и режимом деформации. При деформации в(α+β)-области бывшие β-зерна вытягиваются, α-пластины стремятся статьпараллельными (Рисунок 1.31, б).
Далее при определенных параметрах режимадеформации возможно образование глобулярных зерен, так называемая37глобуляризация. Кроме того, за счет теплового эффекта пластическойдеформации возможно локальное повышение температуры и переход воднофазную область [61].Рисунок 1.30. Микроструктура сплава ВТ6 после охлаждения с 1020 °C [55]а)б)Рисунок 1.31. Схема изменения структуры титановых сплавов при деформациив β-области (а) и (α+β)-области (б) [27]38Долю глобулярной α-фазы в бимодальной структуре можно регулироватьпутем нагрева и выдержки при определенной температуре. Зависимостьсодержания первичной α-фазы при изотермической выдержке при охлаждениииз β-области можно определить по диаграмме изотермического превращения(Рисунок 1.32).Рисунок 1.32.
Диаграмма изотермического превращения сплава ВТ6 [128]1.4.1. Влияние микроструктуры на свойства сплава ВТ6Титановый сплав ВТ6 (зарубежные аналоги: Ti-6Al-4V, SAT-64, Ti-P.63, TA6V, TC4, 3.7165, IMI318, Ti64, Grade5) относится к деформируемым (α+β)сплавам. Механические свойства сплава ВТ6 очень чувствительны к типу ипараметрам микроструктуры [7; 27; 39; 55; 63; 79; 81; 97; 104; 116; 124; 136].Предел текучести материалов с глобулярной структурой достаточно точноописывается формулой Холла-Петча [7; 39; 79], т.е. с увеличением среднегоразмера зерна предел текучести уменьшается:=где+√,–начальный предел текучести, МПа–константа, МПа·мкм0,5;–средний размер зерна, мкм.(1.21)39В работе Wu et al. [63] было исследовано влияние среднего размера зеренпервичной α-фазы на предел выносливости с коэффициентом асимметриицикла -1 на базе испытаний 107 циклов в глобулярной и бимодальной структурах.Исследования показали, что с уменьшением размера зерен α-фазы пределвыносливости возрастает (Рисунок 1.33).Предел выносливости, МПа800700740Глобулярная650600600490500Бимодальная 57047040030020010000-5 мкм5-10 мкм>10 мкмРисунок 1.33.
Влияние среднего размера зерен α-фазы на предел выносливостисплава ВТ6Также авторы исследовали влияние доли первичной α-фазы на пределвыносливости в бимодальной структуре. Было установлено, что наибольшийпредел выносливости был при содержании первичной α-фазы от 30 до 50 %(Рисунок 1.34).Предел выносливости, МПа8006807006005805405004003002001000<30%30-50%>50%Рисунок 1.34. Влияние доли α-фазы на предел выносливости сплава ВТ640В работе Semiatin и Bieler [136] сравнивались механические свойствасплава ВТ6 с ламеллярной (Рисунок 1.35, а) и грубой глобулярной (Рисунок1.35, б) структурой в диапазоне температур от 815 до 955 °С.
Температураполного полиморфного превращения исследуемого сплава была 995 °С.Ламеллярная структура характеризовалась средним размером β-превращенныхзерен 600 мкм, колониями α-фазы 150 мкм и толщиной пластин α-фазы 2,5 мкм.Средний размер зерен α-фазы в глобулярной структуре был равен 15 мкм.а)б)Рисунок 1.35. Исходная микроструктура сплава ВТ6 [136]Авторы установили, что грубая глобулярная структура обладает болеенизкими пиковыми напряжениями по сравнению с ламеллярной во всемдиапазонеисследованныхтемператур(Рисунок1.36).Исследованияпроводились в направлении прокатки листа при скорости деформации 0,1 с-1.Пиковое напряжение, МПа300282,1Ламеллярная250Грубая глобулярная206,2200153,7150101,910080,559,4500815 град.
С900 град. С955 град. СРисунок 1.36. Влияние типа структуры сплава ВТ6 на пиковое напряжение41В работе Fan et al. [124] исследовалось влияние типа микроструктуры намеханическиесвойстваиусталостнуюпрочностьсплаваВТ6притемпературе 20 °С.Исследовалось 4 типа микроструктуры:а) глобулярная с размером зерен α-фазы 15-20 мкм (Рисунок 1.37, а);б) бимодальная с размером зерен α-фазы 15-20 мкм и толщинойпластин α-фазы 2-4 мкм (Рисунок 1.37, б);в) ламеллярная с толщиной пластин α-фазы 10 мкм и толщиноймежзеренной α-фазы более 400 мкм (Рисунок 1.37, в);г) мартенсит с размером β-превращенных зерен 200 мкм (Рисунок1.37, г).а)б)в)г)Рисунок 1.37.
![](https://s.studizba.com/z.php?f=/templates/si/i/noavatar.png&w=100&h=100&t=1"){kind=avatar}
