Содержание к диссертации
Введение
Глава 1 Интенсивная пластическая деформация (ИПД) как способ упрочнения металлов за счет управляемого структурообразования 10
1.1 Интенсивная пластическая деформация как способ формирования ультрамелкозернистых структурных состояний в металлах и сплавах 10
1.2 Механизмы структурообразования при интенсивной пластической деформации 16
1.3 Анализ технологических схем выдавливания на возможность реализации интенсивных пластических деформаций 22
1.3.1 Классификация способов выдавливания 22
1.3.2 Исследование напряженно-деформированного состояния при выдавливании 27
1.4 Выводы по главе 1 35
1.5 Постановка задач исследования 36
Глава 2 Технологические возможности выдавливания для обеспечения интенсивных пластических деформаций. имитационное моделирование 37
2.1 Обеспечение интенсивных пластических деформаций сочетанием процессов выдавливания 37
2.2 Использование полученных интенсивной пластической деформацией выдавливанием заготовок для производства высокопрочных деталей 41
2.3 Моделирование процессов пластического формообразования с учетом влияния контактного трения, температуры и скорости деформирования 45
2.4 Математическая модель пластического течения металла при выдавливании 50
2.4.1 Система исходных уравнений 52
2.4.2 Граничные условия 53
2.5 Выводы по главе 2 58
Глава 3 Имитационное исследование процесса интенсивной пластической деформации выдавливанием 59
3.1 Исследование напряженно-деформированного состояния заготовки при интенсивной пластической деформации выдавливанием 59
3.2 Методика прогнозирования возможности разрушения заготовки в процессе формообразования 78
3.3 Результаты исследований процесса ИПД выдавливанием по феноменологической теории разрушения 82
3.4 Выводы по главе 3 101
Глава 4 Разработка технологии получения заготовок и деталей после интенсивной пластической деформации выдавливанием 102
4.1 Расчет и проектирование штампа, позволяющего реализовать интенсивные пластические деформации методом многократного выдавливания 102
4.2 Разработка алгоритма проектирования технологии изготовления деталей из заготовок, упрочненных ИПД выдавливанием 106
4.3 Разработка технологии процесса изготовления типовых деталей из упрочненной ИПД выдавливанием заготовки 108
4.4 Исследование структуры и свойств сплава АД1, упрочненного интенсивной пластической деформацией методом многократного выдавливания 111
4.4.1 Материалы и методика отбора проб для механических испытаний 111
4.4.2 Металлографический анализ 112
4.4.3 Методика измерения механических свойств 113
4.5 Выводы по главе 4 116
Заключение 117
Список литературы 119
Приложения 128
- Механизмы структурообразования при интенсивной пластической деформации
- Использование полученных интенсивной пластической деформацией выдавливанием заготовок для производства высокопрочных деталей
- Методика прогнозирования возможности разрушения заготовки в процессе формообразования
- Разработка технологии процесса изготовления типовых деталей из упрочненной ИПД выдавливанием заготовки
Механизмы структурообразования при интенсивной пластической деформации
На сегодняшний день известно несколько способов получения мелкозернистой структуры металла. Прежде всего, это группа металлургических способов, основанных на варьировании условий кристаллизации [1]. Вторая группа способов связана с использованием термомеханической обработки металлов.
К первой группе промышленных металлургических способов можно отнести способы, связанные с увеличением скорости кристаллизации жидкого расплава, воздействием на кристаллизующийся расплав ультразвуковыми колебаниями и легированием расплава специальными элементами-модификаторами. Эти способы позволяют значительно переохлаждать расплав и получать металл после отливки с величиной зерна до 3 мкм. В соответствии с теорией кристаллизации увеличение степени переохлаждения расплава приводит к увеличению центров кристаллизации и уменьшению размеров зерен после кристаллизации.
Для применения первого из указанных способов необходимо достигать больших скоростей охлаждения при кристаллизации. Для больших объемов металла этот способ оказывается не очень эффективным.
В основе второй группы способов, связанных с термообработкой, лежит рекристаллизация как основной процесс, обеспечивающий уменьшение величины зерна. К этой группе способов относятся: термоциклирование, рек-ристаллизационный отжиг, скоростной нагрев, горячая пластическая деформация, сопровождаемая динамической рекристаллизацией, термомеханическая обработка, изоформинг и др. Эти способы позволяют получать мелкозернистую структуру металла с величиной зерна до 5...10 мкм и, лишь в отдельных случаях, до 1мкм. Ультрамелкозернистая структура (нано- и субмикрокристаллическая структура) в металлах может быть получена несколькими различными способами. Это прежде всего порошковая металлургия, электролитическое послойное осаждение и интенсивная пластическая деформация [1].
Наибольшее промышленное распространение получили способы порошковой металлургии. В основе этих способов лежит спекание предварительно полученных дисперсных порошков металлических материалов. В настоящее время таким образом можно получать материалы как с субмикрокристаллической, так и нанокристаллической структурой. Однако эти способы обладают рядом существенных недостатков. Прежде всего, это остаточная пористость металла, которую не удается устранить, укрупнение структуры и увеличение размеров зерна во время рекристаллизации при нагреве для спекания. Кроме этого, эти материалы имеют высокую себестоимость, связанную с технологическими особенностями их изготовления.
Другие специальные способы, такие как пакетная прокатка, электролитическое послойное осаждение, позволяют получать микро- и даже нанокри-сталлическую структуру, но только в весьма тонких заготовках, либо вообще в виде пленок. Эти способы используются крайне редко, в основном для лабораторных исследований.
Отдельно стоит выделить способы уменьшения величины зерна металлов, основанные на использовании интенсивной пластической деформации. Эти способы достаточно просты и эффективны для формирования ультрамелкозернистой структуры. Однако, к сожалению, обладают весьма существенным недостатком - значительным уменьшением поперечного сечения заготовки в процессе деформирования. В основном используют прокатку в валках большого диаметра, после которой получают лишь тонкие ленты. Автором не обнаружены эффективные способы получения объемных полуфабрикатов с ультрамелкозернистой структурой, пригодные для промышленного использования. Наиболее перспективным, на наш взгляд, является применение интенсивных пластических деформаций. Среди большого разнообразия технологических схем деформирования металла можно выделить небольшую группу схем, позволяющих осуществлять большие степени пластической деформации без разрушения металла. Отличительной особенностью этих схем является наличие в очаге деформации гидростатического сжатия большой величины. Именно за счет этого повышается пластичность металла и подавляются процессы, приводящие к разрушению металла. Необходимо отметить, что большинство описанных ниже схем деформирования с высоким гидростатическим давлением не нашло широкого промышленного применения для пластического структурообразования материалов. Они, в основном, используются для исследовательских целей в лабораторных условиях. Одной из схем, получившей широкое распространение для исследований структурообразования металла при интенсивных пластических деформациях, является прокатка в гладких валках большого диаметра. Прокатка осуществляется за один или несколько проходов. Данная схема позволяет получать большие степени относительной деформации до є 99,99% (е 9,0 - истинная) [2]. Степень деформации определяется по формулам: где F0 и FK - площади поперечного сечения заготовки до и после деформации. Однако данная схема позволяет получать заготовки с относительно малой толщиной (обычно не более 0,1 мм), что весьма ограничивает её промышленное применение. Следующая схема, позволяющая получать интенсивные пластические деформации, — деформация кручением под высоким давлением. Заготовка небольшой толщины укладывается между неподвижной матрицей и вра щающимся пуансоном (рисунок 1.1, а). Затем, после приложения нормального давления, создающего гидростатическое сжатие, пуансон проворачивают относительно матрицы на заданный угол. Величина всестороннего сжатия может достигать 10 ГПа [3, 4]. Истинная степень деформации для данной схемы определяется по формуле где v -угол поворота пуансона относительно матрицы, рад.; г - радиус заготовки, мм; / - толщина заготовки, мм. Степень деформации может достигать значений е = 7,0. Данная схема позволяет получать лишь небольшие по диаметру (до 10 мм) и толщине (до 1,2 мм) заготовки.
Использование полученных интенсивной пластической деформацией выдавливанием заготовок для производства высокопрочных деталей
Оборванные границы сосредоточены на линии, ограничивающей в пространстве фронт пластического поворота одной части кристалла относительно другой, и вызывают вокруг себя плавное изменение кристаллографической ориентации, которое, при обходе по замкнутому контуру, дает отличный от нуля результирующий поворот. Такие линейные дефекты получили название дисклинации.
Таким образом, на стадии интенсивной пластической деформации, коллективные эффекты ансамблей сильновзаимодействующих дислокаций вызывают так называемые ротационные моды пластичности, то есть поворот одной части кристалла относительно другой. Носителями этой моды деформации являются дисклинации [24-27].
Исходя из сказанного, можно заключить, что направленное и непрерывно происходящее в процессе пластической деформации движение дисклинации должно приводить к фрагментации структуры металла, то есть разбиению его на микрообласти, разориентированные на углы порядка нескольких градусов. Чем больше будет степень пластической деформации, тем мельче должны быть фрагменты и больше их разворот относительно друг друга [18]. Эти теоретические представления о механизме интенсивной пластической деформации прекрасно согласуются с опытом.
Практически всегда по достижении некоторого порогового значения деформации металл начинает фрагментироваться. Это является естественной эволюцией дефектной структуры металла на стадии интенсивных пластических деформаций.
Последующие систематические исследования процесса фрагментирова-ния позволили выделить несколько его масштабных уровней. На первом из них образуются небольшие, размером 0,5-1,0 мкм, фрагменты - однородная фрагментированная структура. Разориентировки их относительно невелики, и в основном сосредоточены в диапазоне 1...15. Второй уровень составляют совершенные границы с разориентировками в десятки градусов, отстоящие одна от другой на несколько микрометров (или несколько десятков микрометров), пластически поворачивающие, как целое, значительные области кристалла, охваченного однородной фрагментацией.
Необходимо отметить, что явление фрагментирования свойственно не только для хорошо отожженных поли- или монокристаллов и не только для условий одноосного растяжения. Оно происходит вне зависимости от исходной структуры материала и способа его деформирования. Единственное непреложное условие - достижение достаточно больших степеней пластической деформации.
Фрагментация наблюдается также в условиях сложного напряженно-деформированного состояния металлов с гетерогенной исходной структурой. Общие закономерности, связанные с особенностями деформирования структуры, предопределяют весь комплекс механических свойств полуфабриката и поведение металла в процессе эксплуатации.
В.А. Павлов [28] считает, что при интенсивных пластических деформациях, когда происходит интенсивное фрагментирование структуры, сопровождающееся уменьшением величины блоков до очень маленьких размеров и увеличением их разориентации относительно друг друга с образованием между ними границ с сильно искаженной кристаллической решеткой, возможно формирование аморфной структуры.
В работе [29] обсуждается роль дислокаций, дисклинаций и зародышевых трещин в процессах разрушения и аморфизации структуры кристаллических систем при холодной пластической деформации. Сформулированы условия, необходимые для достижения высоких пластических деформаций.
В начальной стадии деформирования преобладает процесс скольжения, сопровождающийся диспергированием структуры и повышением плотности дислокаций. Это приводит к известному увеличению механических свойств, в частности, к повышению прочности и пластичности. Авторы предлагают назвать его первой стадией деформирования.
По мере накопления дефектов кристаллической решетки процесс разрушения, связанный с образованием скоплений дислокаций и образованием зародышевых трещин, начинает преобладать над процессом упрочнения. Прочность и пластичность быстро падают с увеличением степени деформации. Этот процесс назвали второй стадией деформирования.
Казалось бы, что дальнейшее развитие формоизменения выше определенной критической степени деформации должно привести к разрушению металла. Однако, на самом деле, при создании определенных условий, возможна дальнейшая пластическая деформация металла. Она приводит к резкому повышению прочности, приблизительно в два раза. Структурные исследования свидетельствуют о том, что в этот период происходит смена механизма пластической деформации. В результате получается сильно диспергированная структура, и возможна даже аморфизация структуры. Эту область деформирования назвали третьей стадией.
Для обеспечения перехода из второй стадии в третью следует избавиться от действия растягивающих напряжений. Такие условия деформирования могут быть обеспечены несколькими путями: а) деформирование в условиях высокого гидростатического давления; б) деформирование в таких условиях, когда происходит интенсивная ре лаксация напряжений в процессе деформации; в) применение промежуточных рекристаллизационных отжигов; г) деформация прокаткой тонких лент или проволоки, когда напряжения растяжения практически не возникают. В работе [30] приведены результаты исследования влияния интенсивных пластических деформаций сдвигом на структуру армко железа, нержавеющих сталей аустенитного (AISI-316L) и ферритного (13Х25Т) классов при комнатной температуре.
В частности, установлено, что при увеличении степени деформации последовательно сменяются три типа дислокационных структур. Разориентиро ванная ячеистая структура сменяется переходной структурой, характеризующейся увеличением разориентировок и перестройкой границ ячеек в границы фрагментов. При этом включаются механизмы ротационной пластичности. И затем появляется установившаяся стадия, характеризующаяся тем, что при увеличении деформации размеры фрагментов не изменяются. Это интерпретируется как возникновение некоторой диссипативной структуры [31].
Методика прогнозирования возможности разрушения заготовки в процессе формообразования
Наибольшие различия в характере распределения деформаций выявлены при проведении измерений в осевом направлении (т.е. перед торцом пуансона). Распределение деформаций вдоль оси вдавливания существенно зависит от конфигурации торца пуансона. При этом разница в величинах деформаций по осям Y и Z незначительна.
Выдавливание полости пуансоном с плоским торцом (рисунок 1,9, а) сопровождается немонотонным изменением величины пластической деформации по оси вдавливания. Перед плоским торцом возникает застойная зона протяженностью до 0,2D, в которой микроструктура металла практически не изменяется.
С увеличением расстояния от торца наблюдается пластическое деформирование зерен микроструктуры. Величина деформации возрастает, достигая максимума на расстоянии (0,4...0,45)D, при этом єх=1,5, єу=є2=0,75 (сум ма деформаций sy и sz по абсолютной величине равна єх). В дальнейшем абсолютные величины деформаций монотонно снижаются. Минимально регистрируемые значения деформации сжатия (sx=0,l) зафиксированы на расстоянии (0,75...0,8)D от торца. Соответственно изменяются и величины деформаций растяжения.
Совершенно иной характер распределения пластических деформаций в осевом направлении наблюдается при вдавливании пуансона со сферическим торцом (рисунок 1,9, б). Максимальные величины деформаций реализуются непосредственно перед пуансоном. В слоях металла, примыкающих к поверхности пуансона, изменения конфигурации зерен микроструктуры настолько велики, что не представляется возможным однозначно определить конечное состояние продольного и поперечного размеров зерен, а следовательно, рассчитать степень деформации. Очертания зерен достоверно регистрируются на расстоянии от поверхности, равном (0,02.. .0,06)D. В этой области логарифмическая степень деформации сжатия єх достигает значений 1,6, что соответствует относительной степени деформации 80%; при этом При удалении от торца пуансона величины пластических деформаций монотонно снижаются, доходя до значений 0,1 на расстоянии (0,45.. .0,55)D.
При вдавливании пуансона с коническим торцом (рисунок 1,9, в) характер распределения деформаций, а также величины деформаций аналогичны таковым при вдавливании пунсонов со сферическим торцом.
При вдавливании пуансона с торцом в виде усеченного конуса (рисунок 1,9, г) характер распределения деформаций в осевом направлении близок к характеру их распределения при вдавливании пуансона с плоским торцом. Единственное отличие - отсутствие застойной (недеформированной) зоны. Перед плоской частью пуансона с усеченным конусом величина пластической деформации близка к нулю, при удалении от торца ее значения возрастают. Максимальное значение деформации сжатия (єх=1,25) достигается на расстоянии от торца, равном 0,25D, при этом єу=є2=0,75. Достаточно сложная картина распределения деформаций в осевом направлении наблюдается при вдавливании пуансона, имеющего малый конус на торце (рисунок 1,9, д). К поверхности торца примыкает объем металла, в котором деформация єх превышает 1. При удалении от торца по оси вдавливания значения єх сначала уменьшаются до 0,6...0,7 (на расстоянии (0,08...0,12)D), а затем возрастают, достигая максимальных величин (єх=1,3...1,4) на расстоянии (0,2...0,26)D. При дальнейшем удалении от торца пуансона значения єх монотонно уменьшаются до 0,1 (на расстоянии 0,7D).
При проведении измерений в радиальном направлении установлено, что характер распределения деформаций практически не зависит от исследованных конфигураций торца пуансона. Величина деформации зерен микроструктуры равномерно уменьшается при удалении от боковой поверхности пуансона, доходя до минимально определяемых значений (є=0,1) на расстоянии (0,35...0,45)D. Большие значения деформаций наблюдаются при использовании пуансонов, перед торцом которых при вдавливании возникает застойная зона; меньшие значения деформаций - при использовании пуансонов, при вдавливании которых полностью отсутствует застойная зона (пуансоны со сферическими и коническими торцами).
В слоях металла, примыкающих к боковой поверхности пуансона, пластические деформации сжатия имеют максимальные значения: єх=1,3...1,6. Деформации растяжения Єу (вдоль оси движения пуансона) превышают деформации растяжения є2 (касательные) в среднем на 15...25 %, а сумма этих деформаций так же, как и при измерениях в осевом направлении, соответствует абсолютной величине єх. Разница между значениями єу и ez уменьшается по мере удаления от боковой поверхности пуансона.
Деформации, возникающие при вдавливании цилиндрического пуансона, равны по всему его периметру. Величина логарифмической деформации сжатия єх монотонно уменьшается от 1,3 до 0,1 при увеличении расстояния от боковой поверхности пуансона от 0,03D до 0,4D. Соответственно меняются значения єу и ez. При вдавливании пуансонов с поперечным сечением, отличающимся от круга, характер распределения деформаций в радиальном направлении сохраняется, однако величины деформаций существенно различаются. У пуансонов, имеющих в поперечном сечении шестигранник и квадрат, в сечениях "ось-середина грани" величины деформаций полностью совпадают с таковыми для цилиндрических пуансонов. В сечениях "ось-угол" величины деформаций существенно превышают указанные выше значения. В этом случае на расстоянии от боковой поверхности, равном 0,03D, деформация єх достигает значения 1,6, а деформации єу и є2 - 0,9 и 0,7 соответственно. Так же как и у цилиндрических пуансонов, величины деформаций уменьшаются до минимально определяемых на расстоянии от боковой поверхности, равном 0,4D.
В следующей своей работе авторы [40] анализируют микроструктуру заготовок в очаге деформации при вдавливании пуансона с плоским торцом. Методической основой количественного определения величины локальной деформации служил микроструктурный метод, предложенный в работах [38, 39].
Исследования проводили на заготовках из стали с содержанием углерода 0,1...0,5% и суммарным содержанием легирующих элементов 0...15%. Отдельные исследования проведены на заготовках из инструментальных сталей с содержанием углерода 0,6.. .1,8% и содержанием легирующих элементов до 25%. Температурный интервал испытаний - от комнатной температуры (20С) до температуры полугорячего деформирования. Скорость деформации -=10-14...Ю-1 с-1. Диаметр заготовки превышал поперечный диаметр пуансона в 4...6 раз.
Разработка технологии процесса изготовления типовых деталей из упрочненной ИПД выдавливанием заготовки
Известно, что металл будет деформироваться без разрушения при отсутствии внутренних дефектов, таких как поры, газовые раковины и т.д., а также при определенной микроструктуре металла. Избавиться от внутренних дефектов после литья можно, применив методы гидростатической штамповки [68], деформируя металл в условиях объемного сжатия, что приводит к сварке трещин и избавлению от пустот.
Существенно повысить пластичность в заготовке можно, получив мелкозернистую структуру металла. На сегодняшний день существуют разные способы получения мелкозернистой структуры металла [69]: 1) воздействие на кристаллизирующийся расплав ультразвуковыми колебаниями и легирование расплава специальными элементами модификаторами (величина зерна до 3 мкм); 2) термообработка металла (термоциклирование, рекристаллизационный отжиг, скоростной нагрев, горячая пластическая деформация, сопровождаемая динамической рекристаллизацией, термомеханическая обработка, изоморфинг) (величина зерна до 5.. 10 мкм, в отдельных случаях до 1 мкм); 3) порошковая металлургия; 4) электролитическое послойное осаждение; 5) интенсивная пластическая деформация [69]: а) прокатка в,гладких валках большого диаметра; б) деформация на наковальне Бриджмена (осадка с кручением); в) гидропрессование; г) равноканальное угловое прессование. При равноканальном угловом прессовании [70] с увеличением степени пластической деформации внутри фрагментов снижается плотность дислокаций; д) по схеме "песочные часы" [71]; 6) сверхпластическая деформация. Деформирование металлов в условиях сверхпластичности позволяет существенно снизить технологическое усилие штамповки, увеличить ресурс пластичности металла и избежать при этом его разрушения. Также деформирование в условиях сверхпластичности позволяет повысить качество получаемых поковок по сравнению с серийной обработкой за счет особенных механизмов деформации, характерных для СПД [69]. Решение задачи формообразования при обработке металлов давлением позволяет получить данные о форме будущей поковки. Вопросы формообразования рассматривались в работах [44, 72 - 76]. В работе [72] выделено 4 основных закона пластической деформации металлов. 1. Закон наименьшего сопротивления. Согласно [46, 77], формулировка этого закона следующая: «В случае возможности перемещения точек деформируемого тела в различных направлениях каждая точка деформируемого тела перемещается в направлении наименьшего сопротивления». 2. Закон наименьшего периметра: «Любая форма поперечного сечения призматического тела при осадке его в пластическом состоянии с наличием контактного трения стремится принять форму, имеющую при данной площади наименьший периметр, т. е. в пределе стремится к кругу». 3. Принцип кратчайших нормалей, который формулируется следующим образом: «Перемещение любой точки тела в плоскости, перпендикулярной к действию внешней силы, происходит по кратчайшей нормали к периметру сечения». 4. Закон постоянства объема: «При пластической деформации тела объем его остается постоянным». В теории ОМД, наряду с законами трения, приведенными в [78], используется простой и эффективный закон граничного трения, предложенный Е.П. Унксовым [79]: где ft — величина касательного напряжения, fv — величина нормального напряжения, /л - коэффициент трения. При использовании аналитических методов, таких как минимизация функционалов, для поиска формоизменения применяют численные методы, а для их реализации применяют специальные программы. В настоящее время в промышленно-развитых странах разрабатываются мощные пакеты прикладных программ для решения сложных неизотермических нестационарных задач обработки металлов давлением на основе хорошо развитого метода конечных элементов [80]. Данные коммерческие программы достаточно сложны и включают в себя аппарат механики сплошной среды и обработки металлов давлением. Данные программы позволяют решить задачу о поиске формоизменения по заданным параметрам штамповки. Для решения исследуемой задачи после разработки необходимого метода решения задачи понадобилось бы скорректировать ядро решателя программы.
Среди зарубежных программ можно выделить такие пакеты, как LS-DYNA 3D, eta/DYNAFORM, DesignSpace, FAST FORM 3D, ALGOR, I-DEAS, NASTRAN, DEFORM, ALPID, ANTARES, MARC/Autoforge, ABAQUS, COSMOS, PATRAN, STARDYNE, WECAN, (США), Forge 2/3 (Франция), LARSTRAN, FESfEL (ФРГ). Среди российских разработок - это Qform, ДИНАМИКА-2, FORM 2D, РАПИД, ШТАМП, ОМД УГАТУ. В настоящее время в России такие программы строятся с возможностью интегрирования с современными CAD системами и математическими программами [81]. Основные алгоритмы этих программ построены на методах, основанных на положениях МСС [82 - 95].
Процесс штамповки в общем случае является нестационарным, что создает определенные трудности. Однако для медленных процессов деформирования (скорость деформирования порядка 0,002 м/с) влияние возникающих инерционных нагрузок очень мало и их можно отбросить, что позволяет рассматривать задачу, используя дифференциальные уравнения равновесия. При таких допущениях для моделирования нестационарного течения металла возможно использование инкрементального (пошагового) [96] алгоритма, сводящего решение нестационарной задачи к последовательному решению задач для мгновенных состояний скоростей и напряжений в фиксированные моменты времени, разделенные достаточно малыми шагами.
