Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Состояние вопроса компьютерного моделирования процессов материалообработки и постановка задач исследования 11
1.1. Процесс волочения калиброванной стали, ее назначение, применяемые материалы 11
1.2. Применение современных сталей с трип-эффектом в области производства металлоизделий и перспективы их применения в процессе волочения калиброванной стали 14
1.3. Компьютерное моделирование процессов материалообработки с учетом микроструктуры обрабатываемого материала
1.3.1. Классификация методов компьютерного моделирования промышленных процессов материалообработки .18
1.3.2. Мультимасштабное моделирование в исследованиях процессов металлообработки 24 Выводы по главе 1 27
Глава 2. Совершенствование методики разработки мультимасштабной модели процесса волочения калиброванной стали
2.1. Получение исходных данных для моделирования процесса волочения калиброванной стали .31
2.2. Построение макромодели процесса волочения калиброванной стали 32
2.3. Создание модели репрезентативного объема микроструктуры
2.3.1. Создание модели репрезентативного объемного элемента на основе фотоизображения микроструктуры 36
2.3.2. Создание модели статистически эквивалентного репрезентативного объемного элемента .40
2.4. Создание мультимасштабной модели процесса волочения калиброванной стали 46
Выводы по главе 2 .51
Глава 3. Апробация методики мультимасштабного моделирования процесса волочения калиброванной феррито-перлитной стали 53
3.1. Получение исходных данных для моделирования процесса волочения калиброванной стали марки 20 53
3.2. Мультимасштабное моделирование процесса волочения калиброванной стали марки 20 3.2.1. Макромодель процесса волочения калиброванной стали марки 20 61
3.2.2. Микромодель процесса волочения калиброванной стали марки 20 63
3.2.3. Результаты мультимасштабного моделирования процесса волочения калиброванной стали марки 20 67
3.2.4. Проверка адекватности результатов мультимасштабного моделирования процесса волочения калиброванной стали марки 20 посредством EBSD-анализа 76
Выводы по главе 3 .80
Глава 4. Мультимасштабное моделирование процесса волочения калиброванной стали с трип-эффектом 83
4.1. Получение исходных данных для моделирования процесса волочения калиброванной стали с трип-эффектом 83
4.2. Мультимасштабное моделирование процесса волочения калиброванной стали марки TRIP700
4.2.1. Макромодель процесса волочения калиброванной стали марки TRIP700 86
4.2.2. Микромодель процесса волочения калиброванной стали марки TRIP700...87
4.2.3. Результаты мультимасштабного моделирования процесса волочения калиброванной стали марки TRIP700 92
Выводы по главе 4 .97
Глава 5. Разработка рекомендаций по совершенствованию действующих и проектированию новых режимов волочения калиброванной стали 99
5.1 Рекомендации по совершенствованию режимов волочения калиброванной стали марки 20 99 5.2 Рекомендации по разработке режимов волочения калиброванной стали марки TRIP700 .109 Выводы по главе 5 .113
Заключение .115
Список использованной литературы
- Компьютерное моделирование процессов материалообработки с учетом микроструктуры обрабатываемого материала
- Построение макромодели процесса волочения калиброванной стали
- Макромодель процесса волочения калиброванной стали марки 20
- Мультимасштабное моделирование процесса волочения калиброванной стали марки TRIP700
Компьютерное моделирование процессов материалообработки с учетом микроструктуры обрабатываемого материала
Стали с трип-эффектом обеспечивают преимущественную на фоне остальных конструкционных марок стали комбинацию прочности и пластичности благодаря особенностям своей микроструктуры [23]. Вследствие этого, данный класс материалов активно используется в машиностроении, строительных элементах и армирующих конструкциях сложной формы.
Микроструктура стали с трип-эффектом состоит из прочного бейнита и остаточного аустенита, которые расположены в пластичной ферритной матрице. Остаточный аустенит, который в исходном состоянии является достаточно пластичным, может под действием пластической деформации превращаться в прочный мартенсит. Данные стали обладают хорошей способностью к деформации и поглощению энергии. Диапазон активно применяемых на данный момент марок стали с трип-эффектом составляют стали TRIP 690-780.
В работах [24-25] были описаны достоинства данного вида стали для автомобилестроения вследствие их хорошей пластичности, коррозионной и радиационной стойкости.
Авторы работ [26-27] продемонстрировали преимущества данных марок стали с позиции общего веса конструкций, которые были изготовлены из них. Как итог, применение стали с трип-эффектом позволило добиться снижения веса транспортных средств в среднем на 10 %, что привело к 5,5 % экономии топлива при их эксплуатации. Также известны случаи уменьшения стоимости металлоконструкций из таких марок стали из-за широких возможностей по переработке и отсутствия необходимости в некоторых традиционных усиливающих элементах [28].
В работе [29] проведен обзор мирового рынка сталей с трип-эффектом. Авторы отмечают, что 90 % применения стали с трип-эффектом приходится на изго 15 товление поперечных и продольных балок, армирующих стоек, автомобильных порогов и усилителей бамперов.
В диссертации [30] исследованы и доказаны широкие технологические возможности сварки стали с трип-эффектом посредством лазерной, дуговой и точечной сварки.
В работах [31-34] проведены исследования технологических возможностей получения проволоки из стали с трип-эффектом и сфер ее потенциального применения. Уникальное сочетание механических свойств и усталостной прочности, по мнению авторов, найдет наилучшее применение в производстве канатов, тросов, пружин и крепежных изделий. Также отмечается, что процесс волочения путем варьирования технологическими параметрами позволяет управлять свойствами проволоки в широких диапазонах.
Современное производство металлических деталей из стали с трип-эффектом не охватывает такие крупногабаритные элементы механизмов, как оси, валы и т.д. Однако изготовление таких элементов механизмов с применением стали с трип-эффектом потенциально имеет множество преимуществ.
В ходе эксплуатации стержневой детали из калиброванной стали с трип-эффектом она будет реализовывать эффект поверхностного упрочнения в условиях вибраций и ударных нагрузок, так как остаточный аустенит в поверхностных слоях трансформируется в более прочный мартенсит. При использовании элементов механизмов из таких марок сталей в условиях абразивного износа реализуется свойство сверхвязкости, которое позволяет за счет формирования зоны упрочнения уменьшить и замедлить отрыв частиц металла с поверхности стержня (рисунок 1.2). Рисунок 1.2 - Схема абразивного износа поверхности детали из традиционной углеродистой стали и стали с трип-эффектом
Специфика процесса волочения позволяет получить калиброванную сталь с широким спектром механических свойств:
1. При малых скоростях деформации результатом волочения будет холоднотянутая калиброванная сталь с трип-эффектом с высокими пластическими характеристиками и повышенным ресурсом потенциального упрочнения за счет не-трансформированного остаточного аустенита в микроструктуре. Такая заготовка потенциально представляет интерес для производителей стержневых конструкций, защитных рам или стержневых крепежных изделий. Большой ресурс не-трансформированного остаточного аустенита позволяет в данных видах производства управлять локализацией механических свойств в необходимых элементах готовой продукции (например, локально упрочнять головку или резьбу болта).
2. При высоких скоростях деформации при волочении становится возможным получение стержней с повышенными показателями прочности, превышающими традиционные углеродистые нелегированные стали.
3. При варьировании угла волоки и степени деформации в результате волочения можно получить калиброванную сталь с упроченным поверхностным слоем заданной толщины.
Таким образом, после процесса волочения калиброванной стали с трип-эффектом результатом является облегченная заготовка для стержневых деталей с повышенной точностью размеров, высоким качеством поверхности, износостой 17 костью и большим запасом прочности. Становится возможным получение продукта с адаптирующимися под негативные воздействия рабочей среды механическими свойствами или передельная заготовка с высокой технологической гибкостью на последующих за волочением технологических переделах.
Одним из недостатков стали с трип-эффектом является их высокая стоимость, которая обусловлена сложным химическим составом и технологией производства. Этот факт делает апробацию и тестирование режимов обработки данных марок сталей на производстве очень трудоемкими и затратными, особенно в процессе волочения калиброванной стали, в котором приходится обрабатывать относительно большие объемы металла. Оптимальным решением этой проблемы является предварительное прогнозирование результатов процесса волочения калиброванной стали с трип-эффектом с использованием компьютерного моделирования. Однако отсутствие методик компьютерного моделирования процессов деформации стали с учетом изменений ее микроструктуры в ходе деформационной обработки сдерживает внедрение инновационных материалов в процесс волочения калиброванной стали.
Построение макромодели процесса волочения калиброванной стали
Поскольку данный вид ошибок не может быть определен при визуальном контроле модели, для их устранения изначально необходим импорт геометрии репрезентативного объема микроструктуры без масштабирования (функция Scale в окне Part-Import).
На следующем этапе одинаковые микроструктурные составляющие объединяются в соответствующие группы (Вкладка Sets в меню Part), после чего им присваиваются реологические свойства любым реализованным в выбранном программном комплексе способом.
В итоге репрезентативный объем микроструктуры покрывается конечно-элементной сеткой. Традиционной проблемой на данном этапе является формирование КЭ сетки, обеспечивающей одновременно оптимальное количество элементов и высокую точность соответствия геометрии объекта (в нашем случае, зерна). Уменьшение размера элементов сетки неминуемо ведет к многократному увеличению их глобального количества. В обратном случае, увеличение размера элементов приводит к нарушению геометрии объекта, который засеивается сеткой. Данная проблема особенно серьезно проявляется при создании сетки для зерен в репрезентативном объеме микроструктуры, зерна в котором обычно имеют сложную геометрическую форму. В ходе подготовки первых моделей согласно предлагаемой методике, было установлено, что наиболее качественные результаты дает использование треугольных элементов, которые позволяют сгенерированной сетке более точно соответствовать сложной геометрии отдельных зерен.
Для выбора алгоритма генерации сетки и ее размерных параметров рекомендуется использовать результаты работы [106]. В данной работе авторы описали принципы построения неравномерной сетки (nonuniform mesh generation) и ее адаптации (local mesh refinement and adaptation) для геометрических элементов сложной формы. Суть описанного в работе метода заключается в построении КЭ сетки, начиная от границ зерен, путем адаптационного рассеивания их размера (например, функции biax и double-biax в стандартном генераторе сетки комплекса Abaqus). Таким образом, элемент сетки получает минимальный размер на границе зерна, а максимальный - в его геометрическом центре (рисунок 2.9). Это позволяет уменьшить общее количество элементов сетки (примерно на 30-33 % относительно квадратной сетки) и количество калькуляционных ошибок в граничных областях зерен при расчете.
В настоящем разделе описывается реализация идеи статистически эквивалентного репрезентативного объемного элемента, которая заключается в замене относительно большого репрезентативного объема микроструктуры, полученного с использованием алгоритма в п. 2.2.1., меньшим объемом, но имеющим схожую морфологию и аналогичное поведение в условиях деформации (рисунок 2.10).
Схема процесса создания статистически эквивалентного объема Первые этапы «Обработка изображений» и «Сегментирование изображений» аналогичны предварительной обработке из алгоритма в создания модели репрезентативного объемного элемента на основе фотоизображения микроструктуры (п. 2.2.1.). На этих этапах происходит фильтрация фотоизображения для придания ему бинаризированного черно-белого вида с разделенными между собой и четко очерченными зернами.
Дальнейшие этапы основаны на мультикритериальной оптимизации целевой функции, которая представляет собой уравнение, включающее следующие элементы: где Ф - целевая функция, связывающая комплекс оптимизационных критериев статистически эквивалентного репрезентативного объема; - сравнительный критерий коэффициентов формы микроструктурных элементов обычного репрезентативного объема (Ref), полученного посредством обработки фотоизображения микроструктуры, и статистически эквивалентного (SSRVE); Ф — сравнительный критерий статистического распределения микроэлементов в обычном репрезентативном объеме (Ref), полученном посредством обработки фотоизображения микроструктуры, и статистически эквивалентном (SSRVE); SJ - сравнительный критерий напряжений, необходимых для осуществления трех видов деформаций (сжатие, растяжение и чистый сдвиг) в обычном репрезента 42 тивном объеме (Ref), полученном посредством обработки фотоизображения микроструктуры, и статистически эквивалентном (SSRVE); w - весовой коэффициент, отражающий влияние сравнительного критерия на процесс оптимизации статистически эквивалентного репрезентативного объема микроструктуры; K - номер коэффициента формы; s - номер реологической кривой, получаемой в ходе моделирования трех видов деформаций (сжатие, растяжение и чистый сдвиг); р - номер итерации в численном расчете. Чем меньше значение целевой функции (2.1), тем менее различается структура и поведение в условиях нагрузки между репрезентативным объемом микроструктуры, полученным напрямую из фотоизображения, и статистически эквивалентным объемом.
На следующем этапе, на основании пиксельного строения для каждого отдельного зерна микроструктуры рассчитываются численные критерии формы, позволяющие количественно описывать и изменять форму зерен в SSRVE: Mali-nowska factor (2.5), Blair-Bliss Factor (2.6), Danielsson factor (2.7), Haralick factor (2.8) [107-108]:
При выполнении условия (2.9) процентный структурно-фазовый состав в статистически эквивалентном репрезентативном объеме максимально точно соответствует составу репрезентативного объема микроструктуры, полученному из фотоизображения.
Полученный из фотоизображения микроструктуры репрезентативный объем в трех отдельных тестовых моделях подвергается сжатию в направлении оси Х, сжатию в направлении оси У и чистому сдвигу. Из результатов расчетов каждой модели формируется функция абсолютных значений осевых напряжений и соответствующих им деформаций: где S – пиксельная площадь репрезентативного объема микроструктуры. Далее выполняется следующий алгоритм, представленный на рисунке 2.14. Изначально создается первичный репрезентативный объем меньшего размера (обычно в 2-2,5 раза больше среднего размера зерна микроструктуры исследуемого металла), в котором соблюдается только условие равенства процентного структурно-фазового состава. Граница зерна в статистически эквивалентном репрезентативном элементе создается посредством неоднородного б-сплайна (NURBS-линия), который представляет собой кривую, проходящую через контрольные точки. Исследования, проведенные в ходе разработки метода, показали, что 12 контрольных точек достаточно для репрезентации двухфазной структуры [108].
Макромодель процесса волочения калиброванной стали марки 20
В отличие от углеродистых конструкционных марок стали главной технологической особенностью процесса волочения калиброванной стали с трип-эффектом является трансформация остаточного аустенита в мартенсит под действием деформации. Данная глава посвящена апробации усовершенствованной методики мультимасштабного моделирования на примере процесса волочения калиброванной стали с трип-эффектом. Теоретический интерес исследования этого процесса состоит в оценке адекватности результатов моделей и их пригодности для разработки новых режимов волочения инновационных марок сталей.
Для апробации методики мультимасштабного моделирования в качестве исходного материала была выбрана сталь марки TRIP700, химический состав которой представлен в таблице 4.1. Выбор марки стали был обусловлен тем, что указанная марка является низколегированной и, как следствие, одной из наиболее доступных из всего класса сталей с трип-эффектом, что обусловило множество исследовательских работ с использованием этой марки.
Химический состав стали марки TRIP 700, % (масс) C Mn Si Cr Mo Ni Cu Al P S 0,177 1,54 0,32 0,02 - 0,03 0,02 1.35 0,075 0,007 Реологические свойства стали марки TRIP700, полученные на основании исследований промышленных образцов в Институте металлургии железа Гливице, Польша (Instytut Metalurgii elaza, Gliwice, Poland), представлены на рисунке 4.1. Рисунок 4.1 - Реологические свойства стали TRIP 700 Исходная микроструктура исследуемых образцов стали (рисунок 4.2) представляла собой ферритную матрицу с остаточным аустенитом и дисперсно-распределенными включениями прочной бейнитной составляющей. Процентный структурно-фазовый состав исходного образца был следующим: остаточный аустенит ( 22 %), феррит ( 66 %) и бейнит ( 12 %). Вследствие того, что при металлографических исследованиях не удалось обнаружить мартенсит в исходной заготовке, было принято допущение, что в исходной структуре мартенсит отсутствовал.
Полученные экспериментальные данные позволили разработать мультимас-штабную модель процесса волочения калиброванной стали марки TRIP700 на примере режима волочения с 38 мм на 36 мм. 4.2. Мультимасштабное моделирование процесса волочения калиброванной стали марки TRIP700
Скорость волочения была обусловлена ограничениями паспортных технологических возможностей цепного волочильного стана Института металлургии железа Гливице, Польша (Instytut Metalurgii elaza, Gliwice, Poland), на котором проводились исследования для проверки адекватности компьютерной модели.
В ходе исследований микроструктуры стали марки TRIP700 было установлено, что частицы бейнита имеют малый размер (менее 5 мкм). По этой причине для получения приемлемого для последующей обработки фотоизображения микроструктуры необходимо было использовать более высокие увеличения. Следовательно, фотоизображение микроструктуры могло содержать только относительно небольшой участок микроструктуры 100х100 мкм (для сравнения, для стали марки 20 – 500х400 мкм). По этой причине для репрезентативного объема в макромодель калиброванной стали были добавлены три дополнительных сечения разме 87 ром 0,1х0,1 мм: в центральном слое, на поверхности и между ними. Каждое из сечений, согласно методике должно было быть покрыто сеткой 100х100 элементов.
Однако при построении сетки в макромодели выяснилось, что малый размер дополнительных сечений неминуемо ведет к многократному ( в 2,7 раз) увеличению количества элементов в сетке образца исходной заготовки.
Поэтому для снижения количества элементов в сетке макромодели дополнительные сечения имели размер 1х1 мм, а перед микромоделью была добавлена дополнительная промежуточная модель. Данная промежуточная модель представляла собой простой элемент макромодели (рисунок 4.4), со свойствами изотропного материала.
Подобный шаг позволил не создавать дополнительные элементы для перехода от непрерывной сетки макромодели к месту расположения репрезентативного объема малого размера.
Стадии создания репрезентативного объема микроструктуры стали марки TRIP700 до волочения: а) исходное фотоизображение; б) бинаризированное изображение
На первом шаге обработки были устранены все черные участки фотоизображения, соответствующие межзеренным границам. Затем по аналогии с обработкой фотоизображения стали марки 20 (п. 3.2.2.) были удалены сверхмелкие включения, которые потенциально могли затруднить формирование КЭ сетки в модели. Поскольку зерна каждой фазы на фотоизображении имеют схожий оттенок цвета, путем автоматизированного выделения пикселей в заданном спектре поочередно была выделена каждая фаза, после чего ей присваивался единый монотонный цвет. В нашем случае все ферритные зерна были окрашены в единый оттенок зеленого цвета, остаточного аустенита – в единый оттенок оранжевого цвета, бейнита – в белый цвет. После этого импортированный набор линий, соответствующий каждому микроструктурному элементу, был покрыт треугольной конечно-элементной сеткой. Из-за относительно малого размера бейнитных зерен размер сетки составил 580000 элементов.
Мультимасштабное моделирование процесса волочения калиброванной стали марки TRIP700
Анализ результатов показал, что при минимальных относительных обжатиях (0,05; волочение с 38 мм на 37 мм) радиальные деформации на микроуровне имеют самое равномерное распределение по всему сечению холоднотянутой калиброванной стали. Однако в этом случае радиальные деформации имеют относительно других режимов невысокие абсолютные значения (от -0,09 до -0,03). В случае высоких относительных обжатий (0,25) абсолютные значения радиальных сжимающих деформаций многократно повышают свои значения, но при этом они распределены крайне неравномерно. Так, например, феррит имеет средний уровень сжимающих радиальных деформаций от -0,15 до -0,20, но имеет множество локализаций со значениями в диапазоне от -0,30 до -0,50.
Следовательно, с позиции повышения механических свойств холоднотянутой стали и одновременного снижения риска аномального роста зерна в ходе термообработки вследствие неравномерной деформации соседних зерен предпочтительны относительные обжатия 0,15 и 0,11. При рассмотрении данных выделенных режимов отмечено, что в случае относительной деформации 0,15 (волочение с 38 мм на 35 мм) неравномерность деформаций в феррите не является ярко выраженной и имеет диапазон значений от -0,10 до -0,16.
Таким образом, для действующего на данный момент режима волочения исходной калиброванной стали 38 мм с полууглом канала волоки 9 можно рекомендовать снижение полуугла канала волоки до 8 и обжатия до 37 мм с целью максимального снижения вероятности возникновения критических деформаций в зернах феррита и, следовательно, снижения риска аномального роста зерна феррита после термообработки в сквозных технологиях. При этом для повышения уровня механических свойств холоднотянутой калиброванной стали возможно использование обжатия до 35 мм, использование которого значительно не увеличивает риск возникновения критических деформаций в феррите.
Сталь марки TRIP700 в исходном состоянии на микроуровне является материалом, максимально приближенным к изотропному, так как в исходном состоянии она содержит 65-67 % феррита и 22-23 % остаточного аустенита (т.е. суммарно 90%). Феррит и остаточный аустенит максимально схожи по абсолютным показателям пластических свойств. Оставшийся процент приходится на относительно прочный бейнит, но зерна бейнита имеют малый размер и относительно равномерно распределены в репрезентативном объеме микроструктуры. Поэтому для получения относительно высокой пластичности холоднотянутой калиброванной стали марки TRIP700 необходимо свести к минимуму превращение остаточного аустенита в мартенсит, уменьшив скорость и степень деформации.
Установлено, что при скоростях волочения менее 100 мм/с (6 м/мин) весь остаточный аустенит в микроструктуре сохраняется. Анализ деформаций в микромодели волочения калиброванной стали марки TRIP700 показал, что для данной цели рациональными являются относительные обжатия от 0,11 до 0,05. В этом случае вся деформация аккумулируется в ферритных зернах, а остаточный аустенит испытывает минимальные деформации (рисунок 5.9).
Анализ деформированного состояния при волочении с разными полууглами канала волоки (рисунки 5.10-5.11) позволил установить, что при волочении с полууглом 9 феррит и остаточный аустенит получают предпочтительные для данных целей минимальные степени деформации равномерно по всему сечению калиброванной стали.
Таким образом, для получения высоких пластических характеристик и повышенного ресурса возможного упрочнения в ходе эксплуатации за счет запаса нетрансформированного остаточного аустенита в микроструктуре, рациональным будет режим волочения с 38 мм до 36 (37) мм с полууглом канала волоки 9 и скоростью волочения 100 мм/с.
В случае обратной задачи получения в холоднотянутой калиброванной стали повышенных классов прочности по всему сечению необходимо выбирать повышенные обжатия ( 0,20/0,18), обеспечивающие относительно высокие степени деформации в феррите и остаточном аустените и их равномерное распределение по всему сечению калиброванной стали (рисунки 5.9 и 5.12).