CC BY
40
УДК 62.4, 53.09, 539.8,51.7
Формирование многомасштабной структуры в поверхностных слоях и стойкость металлокерамического сплава в условиях механических воздействий
С.Г. Псахье, В.Е. Овчаренко, А.Г. Князева, Е.В. Шилько
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634021, Россия
В работе предложен комплексный подход к созданию многоуровневой структуры в поверхностных слоях металлокерамических материалов на основе импульсного электронно-лучевого воздействия. Данный подход включает в себя построение моделей неравновесных процессов формирования многоуровневых структурно-фазовых состояний в поверхностном слое композита, теоретическое изучение влияния сформировавшейся в результате электронно-лучевой обработки структуры на прочностные и деформационные характеристики, а также характер разрушения поверхностного слоя, и экспериментальную верификацию результатов теоретических исследований. Предварительные результаты применения комплексного подхода продемонстрировали важную роль формирования многомасштабной структуры в поверхностных слоях металлокерамических сплавов в повышении служебных характеристик образцов, в частности их износостойкости. Обсуждаются преимущества использования импульсного электронно-пучкового облучения с высокой плотностью мощности и достаточно большим числом импульсов для формирования многомасштабных структур в твердых сплавах.
Ключевые слова: металлокерамические сплавы, импульсное электронно-пучковое облучение, математическое моделирование, растворение включений в матрице, неравновесные структурно-фазовые состояния, работа разрушения, износостойкость
Formation of a multiscale structure in surface layers and resistance of cermet alloy to mechanical action
S.G. Psakhie, V.E. Ovcharenko, A.G. Knyazeva and E.V. Shilko
Institute of Strength Physics and Materials Science, SB RAS, Tomsk, 634021, Russia A complex approach is proposed to the formation of a multilevel structure in surface layers of cermet materials in pulsed electron beam treatment. The approach involves development of models of nonequilibrium formation of multilevel structural-phase states in a composite surface layer, theoretical study of the effect of the structure formed in electron beam treatment on strength and strain characteristics as well as on fracture of the surface layer, and experimental verification of theoretical data. Preliminary results of application of the complex approach demonstrate a significant contribution of the thus formed multiscale structure in surface layers of cermet alloys to the increase in service characteristics of the materials, in particular, in their wear resistance. The advantages of pulsed electron beam irradiations with a high power density and rather large number of pulses in the formation of multiscale structures in hard alloys are discussed.
Keywords: cermet alloys, pulsed electron beam irradiation, mathematical simulation, dissolution of inclusions in a matrix, nonequilibrium structural-phase states, fracture energy, wear resistance
1. Введение
Управление механическими свойствами материалов и изделий — одна из основных проблем, которые стоят перед современной физикой прочности и пластичности. Для ее решения необходимо глубокое понимание процессов пластической деформации и разрушения. Как показано в работах академика В.Е. Панина, для повышения эксплуатационных характеристик материалов прин-
ципиально важным является вовлечение в процесс деформации максимально возможного числа структурных уровней [1-3]. Это особенно актуально для узлов, работающих в условиях интенсивного триботехнического контакта, в частности, для режущих пластин из металлокерамических (твердых) сплавов.
Хорошо известно, что основными причинами их износа и разрушения в процессе обработки металлов
© Псахье С.Г., Овчаренко В.Е., Князева А.Г., Шилько Е.В., 2011
резанием являются высокие термомеханические нагрузки, недостаточно высокая износостойкость и склонность к хрупкому разрушению. Твердые сплавы, получаемые методами порошковой металлургии, характеризуются сравнительно высокой остаточной пористостью, значительным разбросом в размерах и неравноосностью формы частиц высокотвердой фазы металлокерамической композиции, неравномерностью распределения компонентов в объеме материала и т.п. Указанные структурные особенности приводят к формированию концентраторов напряжения, инициирующих преждевременный износ и разрушение режущей пластины.
Повышение ресурса работы металлорежущего инструмента из твердых сплавов путем направленного изменения структурно-фазового состояния поверхностных слоев является одной из наиболее актуальных задач современного материаловедения [4-9]. В соответствии с вышесказанным, создание в поверхностном слое многоуровневого структурно-фазового состояния является высокоэффективным способом изменения механических и физико-химических свойств кристаллических материалов. Указанная задача может быть решена путем формирования в поверхностном слое твердого сплава многоуровневой структуры, включая субмикро- и нано-кристаллическую составляющие. Физический смысл влияния многоуровневого структурно-фазового состояния на механические свойства материалов и изделий состоит в перераспределении упругой энергии как за счет взаимодействия упругих полей структурных элементов различного уровня, так и за счет снижения масштабного уровня локализации пластической деформации. Это приводит к более равномерному распределению упругих напряжений при внешнем механическом и/или температурном воздействии. В результате в значительной степени повышается энергия, необходимая для зарождения критических концентраторов напряжения. Таким образом, в рассматриваемом случае формирование многоуровневого структурно-фазового состояния в поверхностном слое твердого сплава позволит повысить его эксплуатационные характеристики по отношению к основному материалу, что особенно важно при ударных механических и температурных внешних воздействиях.
Одним из перспективных методов формирования суб-микро- и нанокристаллических структурно-фазовых состояний в поверхностных слоях материалов является использование низкоэнергетических интенсивных электронных пучков субмиллисекундной длительности, позволяющее контролируемо модифицировать поверхностные слои толщиной в десятки микрометров, практически не изменяя структурно-фазового состояния основного объема материалов [10-13]. По сравнению с широко распространенными лазерным, плазменным и ионным видами воздействия, электронно-пучковая технология обладает более гибкими возможностями конт-
роля и регулирования количества подводимой энергии, отличается высокой локальностью воздействия и высоким коэффициентом полезного действия. Как для научных, так и для технологических целей перспективными можно считать низкоэнергетические (5-20 кэВ) импульсные (50-200 мкс) интенсивные электронные пучки, обеспечивающие регулируемую в широком диапазоне (10-100 Дж/см2) плотность энергии на поверхности облучаемого материала. Сверхвысокие скорости (до 109 К/с) нагрева до температур плавления и последующего охлаждения приповерхностного слоя материала, формирование предельных градиентов температуры (до 107-108 К/м), обеспечивающих охлаждение поверхностного слоя за счет теплоотвода в основной объем материала со скоростью 104-109 К/с, создают условия для управляемого формирования в поверхностных слоях облучаемых материалов субмикро- и нанокристалли-ческих структурно-фазовых состояний.
Для разработки подхода к использованию данного типа обработки для твердых сплавов необходимы: построение численных моделей формирования структурно-фазового состояний в поверхностных слоях, проведение экспериментальных исследований по изменению механических свойств твердого сплава, теоретическое исследование закономерностей влияния структурных элементов различного масштаба на процесс деформации разрушения исследуемого материала. Разработке такого комплексного подхода посвящена настоящая работа.
2. Математическое моделирование неравновесных процессов при импульсной электронно-лучевой обработке
Детальное экспериментальное исследование неравновесных процессов в поверхностных слоях встречает многочисленные технические трудности. Поэтому большую роль при изучении неравновесных процессов, в том числе растворения и разрушения частиц в условиях быстро меняющейся температуры, выделения фаз при охлаждении с высокими скоростями приобретает математическое моделирование. Композиционный материал, подвергающийся обработке электронным пучком, представляет собой матрицу с включениями разной формы и размеров. Часть частиц имеет размер, много меньший величины теплового пограничного слоя, который может сформироваться в матрице за время нагрева и остывания: хт = ^кти (где кт — коэффициент температуропроводности матрицы); другая же часть частиц имеет размер, превышающий хт. Процесс остывания может сопровождаться выделением в матрице частиц, не растворимых в ней в твердом состоянии. В принципе, для каждого из наблюдаемых в эксперименте [4-9] процессов или стадий в литературе можно найти частные модели или прототипы моделей, которые могут
быть полезны для анализа и детального исследования электронно-лучевой обработки гетерогенного материала.
Процесс нагрева гетерогенного материала и последующего охлаждения может быть описан в рамках двух различных моделей. Первая из них использует представление об эффективных свойствах, зависящих от объемных долей частиц и матрицы и их индивидуальных свойств [14-16], и в одномерном приближении сводится к задаче:
сег рег
эг __э_
дt дх
дТ
ег
дТ
дх
-а(Т - Те),
х = 0: -Х^ ^ (t) - ае(Т4 -Т„4),
дх
дТ п
х ^ ^: — = и, дх
(1)
(2)
(3)
г = 0: Т = Ти, (4)
где Ти — температура необлученного материала; qи — максимальная плотность мощности внешнего источника (потока электронов); а — эффективный коэффициент межфазного теплообмена; а — постоянная Стефана-Больцмана, Вт/(см2-К4); е — степень черноты; /(г) — функция, характеризующая режим облучения (зависит от числа и длительности импульсов и пауз); Тда — температура стенок вакуумной камеры. Эффективные теплофизические свойства композиционного материала зависят от свойств составляющих (частиц и матрицы), а также от объемной доли частиц п и могут быть в первом приближении получены из соотношений:
^ей- рег = ^рРрП + ^тРт(1 п), (5)
Хег =ХрП + Хт(1 -пХ (6)
индекс р относится к частицам, а индекс т — к матрице.
Такая модель вполне корректна при условиях Хе
Ru кр =-
ч'е!Т .
сег Регг
срРр
где Я0 — средний радиус частиц.
Выражение (5) для расчета эффективной теплоемкости хорошо обосновано в термодинамике. Формула (6) соответствует слоистому композиционному материалу со слоями, расположенными параллельно поверхности, на которую падает излучение. Если слои композиционного материала расположены перпендикулярно поверхности, то для оценки эффективной теплопроводности справедливо соотношение:
1 = п 1 -п
Хег Хр Хт
Модель (1)-(4), дополненная учетом плавления матрицы и учетом влияния частиц, расположенных в сечениях образца, разноудаленных от поверхности, позволяет описать характер изменения температуры в зависимости от параметров электронного пучка и доли частиц
в матрице, а также описывает формирование переходных зон между частицами и матрицей [15, 16]. В этих работах показано, в частности, что так как диффузия — более инерционный процесс, чем теплопроводность, то частицы, находящиеся даже в сечениях, близких к поверхности, практически не «ощущают» импульсный характер нагрева. Распределения концентрации углерода в частицах и в матрице в различные моменты времени, в том числе, когда температура падает до Т = 700-900 К, ниже которой диффузия практически не идет, для различных частот повторения импульсов отличаются слабо. Но плотность мощности внешнего потока тепла Щ оказывает существенное влияние на перераспределение углерода.
В случае мелких частиц (в [17] частицы имеют размер порядка 20-200 мкм) для исследования роли растворения частиц в изменении свойств композита можно перейти от задачи, учитывающей перераспределение элементов между частицами и матрицей [16], к кинетической задаче, включающей уравнение dr = ф(Т) ^ dt
-п(г),
(7)
где п(г) = к0 г , или
^ = -ф(Т )киг 2 =-ф(Т )г 2.
dt
Скорость процесса растворения зависит от разных факторов. Если процесс растворения частиц лимитируется диффузией элементов в матрице, то
ф,(Т) = ^о ехР(-Ер /КТX Ер — энергия активации диффузии; Dp0 — предэкспо-нент или константа растворения; R — универсальная газовая постоянная; Т = Т- — температура в выбранном сечении i, рассчитываемая из задачи теплопроводности (1)-(4). В начальный момент времени радиус частиц задан, г = R0.
Растворяясь в матрице, частицы меняют ее эффективные свойства, а в оценках свойств композита доля частиц уменьшается, что в принципе нужно учитывать в модели. Данных о том, как меняются свойства раствора в зависимости от его химического состава, в литературе практически нет. Поэтому этот процесс в модели не рассматривается и свойства рассчитываются по тем же формулам, что и выше. Из-за отсутствия в литературе данных по коэффициентам диффузии углерода и титана в никель-хромовой связке в расчетах используем коэффициенты диффузии в чистом никеле и в чистом хроме. Константу Dp0 можно найти из сравнения теоретической и экспериментальной кривых растворения.
Результаты расчета изменения температуры и среднего размера частиц со временем в различных сечениях образца, полученные на основе представленной модели (1)-(4), (7), приведены ниже. Так, на рис. 1, а виден быстрый рост температуры поверхности на стадии нагрева и ее быстрое остывание во время пауз. На рис. 1, б
выделен участок температурной кривой, соответствующий времени действия первого импульса и одной паузы. На рис. 1, г видна эволюция температурного поля в образце: быстрый прогрев образца, сопровождающийся высокими температурными градиентами, сменяется стадией остывания, когда температура по длине образца однородна, но также быстро уменьшается во времени. При последующих импульсах процесс повторяется, но при более высоких начальных для стадии температурах. В результате неоднородностью поля температур на коротких нестационарных стадиях пренебречь не удается, тем более, что именно с этим связан важный для исследования формирования новых структурно-фазовых состояний процесс растворения частиц.
Разумеется, что быстрее могут раствориться частицы в поверхностном слое. Ступеньки на кривых на рис. 1, в наблюдаются во время пауз, когда температура опускается довольно низко (остывание происходит в основном за счет излучения).
Константу растворения определяли из сравнения с экспериментальными данными. По данным эксперимента [18], частица с начальным размером R0 = 1.25 х х 10-4см в приповерхностном слое должна полностью расплавиться под воздействием 15 импульсов источника. Для представленных выше параметров константа растворения получилось равной Dp0 = 6.32-10пм-с.
Так как доля матрицы, приходящейся на одну частицу, зависит от объемной доли частиц п, то можно принять
п =
я3 - я3 Я '
Тогда распределение температуры в образце будет зависеть от размера частиц через изменение эффективных теплофизических свойств.
Начальный размер частиц в модели варьировался. Показано, что роль данного фактора существенна. При увеличении размера частиц система не прогревается до температуры, при которой может произойти растворение частиц в матрице, это связано с высокой теплоемкостью частиц. Максимальная температура не достигает 900 К. При такой температуре не происходит плавление матрицы, и тем более она не приводит к растворению частиц.
Другая модель, вполне корректная и для крупных частиц [19, 20], включает уравнения теплопроводности как для частиц, так и для матрицы:
дТр
срР,
рМр дt
дТт
д &Х ЭТр " р дх
V J
дх
+ -(Тр - Тт), п
дt дх
дТп ' дх
а 1 -п
(ТР- ТТ
(8)
(9)
Рис. 1. Изменение температуры и среднего размера частиц со временем в различных сечениях образца: 0 (1), 10 (2), 20 (3), 40 (4), 60 (5), 100 см (6) (а-в), пространственное распределение температуры в различные моменты времени: 0.0075 (1), 0.015625 (2), 0.03125 (3), 0.0625 (4),
0.125 (5), 0.25 (6), 0.5 (7), 1 (5), 1.5 (9), 3 с (10) (г). п = 15, Ц = 5 - 10-5, Цр = 0.99995 с, д0 = 8 - 105 Дж/(см2 - с), Я0 = 5 - 10-3 см, размер образца
Ь = 0.2 см
Рис. 2. Изменение среднего размера частиц в поверхностном слое во времени при различных параметрах внешнего источника: 1 — Щ = 4-105 Дж/(см2-с), Ц = 1 -10-4, Цр = 0.0999 с (длительность импульса и паузы); 2 — Щ = 2 -105 Дж/(см2 - с), Ц = 2 -10-4, Цр = 0.0998 с, 3 — Щ = 1 -105 Дж/(см2 - с), Ц = 4-10-4, Цр = 0.0996 с. Я0 = 1.25х х10-4см, Dp0 = 6.32 -1011 м-с
дТр
:=0: -Xp иг
dTm
= -aep(Tp4 -TW) +
Эх
■ = -сте.
(T4 - T4) +
lV-^m xwJ 1
q(t)
?
n
q (t)
1 - n
dTp
dx
= 0 , -X
dT
-a = 0,
dx
Tp = Tm = T0-
(10)
(11)
(12)
г = 0:
Дополняя модель (8)-(12) уравнениями массопере-носа (диффузии) в частицах и матрице, содержащими коэффициенты межфазного массообмена, а также источники и стоки вследствие возможных химических реакций, можем описывать процесс растворения и в рамках такого подхода. Основная трудность здесь заключается в определении коэффициентов межфазного тепло- и массообмена.
Как первая, так и вторая модели могут быть дополнены оценкой механических напряжений в прогретом слое, оценкой эффективных механических свойств, меняющихся в процессе растворения, например [21].
3. Материал и методики экспериментальных исследований
В качестве материала для экспериментального исследования использованы образцы из металлокерамического сплава на основе карбида титана (ТС) с никель-хромовым (№-Сг) связующим при соотношении карбидной и металлической фаз 50:50. Образцы подвергали импульсному облучению низкоэнергетическим, до 20 кэВ, электронным пучком с длительностью импульсов т = 50, 100, 150, 200 мкс в режиме одиночных импульсов (число импульсов облучения N = 15, частота импульсов /= 0.3 Гц) с плотностью мощности в пучке Щ до 6-105 Вт/см2 и плотностью энергии Е, до 45 Дж/см2, диаметр зоны воздействия электронного пучка — 1-2 см. Исследования микроструктур поверхности
облучения и поверхностного слоя образцов металлокерамического сплава проводили методами сканирующей (SEM 515 Philips) и просвечивающей микродифрак-ционной (ЭМ-125) электронной микроскопии.
4. Результаты экспериментальных исследований
Проведенные исследования выявили, что импульсное электронно-пучковое облучение сопровождается структурно-фазовой модификацией карбидной и металлической фаз в поверхностном слое металлокерамического сплава TiC-(Ni-Cr). Указанную модификацию можно разделить на три составляющие общего процесса структурно-фазовых превращений.
Во-первых, при облучении электронным пучком с Es = 30-35 Дж/см2, вследствие ударного воздействия термических напряжений, происходит растрескивание наиболее крупных частиц карбида титана с последующим заполнением микротрещин расплавом связующего (рис. 3).
На данном этапе модификации структурно-фазового состояния в поверхностном слое металлокерамического сплава формируется более регулярное распределение частиц карбидной фазы, средний размер частиц уменьшается от D = 2.7 ± 1.7 мкм (^max = 12.3 мкм) в исходном состоянии до D = 1.9 ± 1.2 мкм (Dmax = 6.5 мкм). На рис. 4 представлена зависимость среднего размера карбидных частиц на поверхности металлокерамического сплава от плотности мощности в электронном пучке при импульсном облучении. При низких значениях плотности энергии в электронном пучке происходит незначительное снижение среднего размера карбидных частиц за счет сглаживания рельефа внешней поверхности частиц путем растворения острых углов в расплаве металла связующего. С увеличением плотности энергии в электронном пучке происходит повышение температуры расплава металлического связующего на облу-
Рис. 3. Образование микротрещин в частицах карбида титана поверхностного слоя металлокерамического сплава при импульсном электронно-пучковом облучении. Режим облучения: Е, = 20 Дж/см2, т = = 200 мкс, Щ = 1-105 Вт/см2. Микротрещины указаны стрелками
0 1 2 3 4 5 6
\«5, 105 Вт/см2
Рис. 4. Зависимость среднего размера частиц карбида титана на поверхности металлокерамического сплава Т1С-(№-Сг) от плотности мощности в электронном пучке (длительность импульсов облучения — 200 мкс, количество импульсов — 15)
чаемой поверхности металлокерамического сплава, наблюдается увеличение среднего размера карбидных частиц на поверхности за счет прежде всего растворения наиболее мелких частиц в расплаве металлического связующего. С дальнейшим увеличением плотности энергии в электронном пучке происходит резкое уменьшение среднего размера карбидных частиц на облучаемой поверхности за счет интенсивного растрескивания крупных частиц и их частичного растворения в расплаве металлического связующего.
Во-вторых, с увеличением плотности энергии в электронном пучке до 40-45 Дж/см2 происходит более интенсивный разогрев поверхностного слоя, который
сопровождается заметным растворением карбидных частиц в расплаве металла связующего (рис. 5, а) и формированием в поверхностном слое карбидного каркаса из частиц размером 200-250 нм (рис. 5, б). Наиболее интенсивно данный процесс протекает при Е, = = 40-45 Дж/см2 и малых временах воздействия т ~ ~ 50 мкс (рис. 5).
В-третьих, с увеличением длительности импульсов облучения до 200 мкс растворение карбидных частиц поверхностного слоя сопровождается выделением в межчастичном пространстве металлического связующего наноразмерных (60-75 нм) частиц карбида титана ТЮ (рис. 6).
Рис. 5. Микроструктура поверхности (сканирующая электронная микроскопия (а)) и поверхностного слоя (просвечивающая электронная микроскопия (б)) металлокерамического сплава Т1С-(№-Сг) после электронно-пучкового облучения импульсами длительностью 50 мкс (Е, =
= 40 Дж/см2)
Рис. 6. Микроструктура поверхности (сканирующая электронная микроскопия (а)) и поверхностного слоя (просвечивающая электронная микроскопия (б)) металлокерамического сплава ТіС-(№-Сг) после электронно-пучкового облучения импульсами длительностью 200 мкс (Е8 = = 40 Дж/см2). Просвечивающая электронная микроскопия: б — светлое поле; в — темное поле, полученное в рефлексе [002] ТІС; г — микроэлектронограмма
Обобщенные данные о структурно-фазовой модификации поверхностного слоя металлокерамического сплава, обусловленной микрорастрескиванием карбидных частиц, их растворением и вторичным выделением карбидной фазы в связующем металле, при импульсном электронно-пучковом облучении схематически представлены на рис. 7.
Анализ показал, что структурно-фазовая модификация поверхностного слоя металлокерамического сплава существенно влияет на стойкость сплава в условиях резания металла. С повышением длительности импульсов электронно-пучкового облучения при заданной плотности энергии в электронном пучке по мере реализации представленного выше сценария структурно-фазовой модификации поверхностного слоя стойкость металлокерамического сплава кратно повышается (рис. 8). Другими словами, наноструктурирование поверхностного слоя металлокерамического сплава повышает его стойкость в условиях резания металла и тем в большей степени, чем более полно реализуется процесс формирования наноструктур различного масштаба в поверхностных слоях при импульсном электронно-пучковом облучении металлокерамического сплава.
5. Моделирование влияния многомасштабной структуры на деформационные характеристики и характер разрушения поверхностного слоя металлокерамических сплавов
При анализе влияния внутренней структуры на прочностные и деформационные характеристики поверхностных слоев композиционных материалов важным представляется понимание механизмов этого влияния. В частности, описанное выше увеличение износостойкости модифицированного поверхностного слоя металлокерамического сплава (рис. 8), возможно, связано с затруднением развития в нем микро- и мезоскопических трещин. Понимание причин такого эффекта, обусловленного наличием в связующей матрице большого количества наноразмерных армирующих частиц, может способствовать развитию научных основ создания поверхностных слоев с оптимальными служебными характеристиками.
Анализ влияния внутренней структуры на характер и особенности разрушения поверхностного слоя материала в условиях интенсивных динамических воздейст-
Рис. 7. Зависимость средних размеров частиц карбида титана от плотности мощности в электронном пучке
Рис. 8. Зависимость величины пути резания металла до критической степени износа (0.2 мм) режущей кромки пластины из металлокерамического сплаваТЮ-(№-Сг) от длительности импульсов облучения (Е8 = 40 Дж/см2, N = 15)
вий может эффективно осуществляться в рамках теоретического рассмотрения, в частности, с привлечением численных методов моделирования. В настоящей работе теоретическое исследование проводилось на основе компьютерного моделирования механического отклика поверхностного слоя модельного металлокерамического сплава с включениями ТЮ на внешние воздействия и последующего анализа динамики и механизмов разрушения материала.
5.1. Структурная модель металлокерамического сплава
Как следует из данных электронной микроскопии, изучаемый поверхностный слой металлокерамического сплава содержит частицы (включения) ТЮ минимум двух масштабов: мезоскопические с характерными размерами 1-10 мкм и наноскопические с характерными размерами, не превышающими нескольких сотен нанометров. Объемная доля наночастиц варьируется с изменением параметров импульсного облучения, но не превышает нескольких десятков процентов от общего количества ТЮ в композите. Как видно из рис. 3-6, мезочастицы ТЮ имеют различную, подчас достаточно сложную форму и широкий интервал размеров. Очевидно, что особенности структуры частиц, в том числе их геометрия и степень поврежденности, могут оказывать значительное влияние на служебные характеристики поверхностного слоя в целом. Тем не менее, авторам представляется, что принципиально важным эффектом, определяющим возрастание служебных характеристик поверхностного слоя, является появление нового структурного уровня, связанного с формированием дисперсных частиц ТЮ при импульсном электронно-пучковом облучении. При этом особенности формы и дисперсии как мезоскопических, так и вторичных наноскопичес-ких армирующих частиц, по-видимому, влияют в меньшей степени. Поэтому основной акцент в теоретическом исследовании делался на анализе влияния собственно двухуровневой структуры включений композиционного материала на его интегральные деформационные и прочностные характеристики.
Исследование осуществлялось на основе компьютерного моделирования методом подвижных клеточных автоматов [22, 23]. Данный метод является представителем класса численных методов дискретных элементов [24, 25]. Основным преимуществом методов дискретных элементов является возможность непосредственного моделирования процесса разрушения материала (в том числе его поверхностного слоя), разделения и перемешивания фрагментов и т.д. [26, 27]. Это и обусловило использование метода подвижных клеточных автоматов для решения поставленной задачи.
В рамках метода подвижных клеточных автоматов была развита двумерная структурная модель исходного и модифицированного электронно-импульсной обработкой поверхностных слоев металлокерамического сплава. Металлокерамический композит представляется в виде пластичной матрицы с интегрированными в нее хрупкими высокопрочными включениями (рис. 9). Поскольку основной задачей настоящего исследования являлся анализ изменения отклика материала вследствие выделения дисперсных частиц, в рамках настоящего рассмотрения сложная геометрия мезоскопических включений ТЮ не учитывалась. Включения полагались имеющими форму, близкую к сферической. Средний размер мезочастиц составлял DTlC = 3 мкм, что отвечает характеристикам структуры реального композита. При задании размеров конкретных включений использовалось приближение равномерного распределения диаметров частиц около среднего значения с амплитудой отклонения 0. Шт;с . Характерное расстояние между поверхностями соседних мезочастиц составляло 1.2 мкм или 40 % от величины DTiC. Объемное содержание армирующих включений в рас сматриваемом модельном композите составляло 45 %, что близко к соответствующему значению в металлокерамическом сплаве.
При задании модифицированной структуры композиционного материала использовалось приближение моноразмерности наноскопических частиц ТЮ и их сферической формы. Размер наночастиц в проводимых расчетах полагался равным 0.3 мкм. Структура модифицированного композиционного материала (рис. 9, б)
Рис. 9. Внутренняя структура исходного (а) и модифицированного (б) модельного композиционного материала: 1 — пластичная матрица, 2 — высокопрочные включения (мезочастицы ТІС). Мелкие включения на рисунке (б) — наночастицы ТІС
задавалась на основе структуры «исходного» композита (рис. 9, а) путем «удаления» с наиболее удаленных участков поверхности мезочастиц ТЮ фрагментов размером 0.3 мкм и их распределения в матрице вблизи соответствующих мезочастиц. Объемная доля наночастиц в расчетах составляла около 10 % от общего содержания ТЮ в сплаве, что в целом соответствует содержанию дисперсных частиц в реальном композите.
Для моделирования поведения пластичной матицы рассматриваемого модельного композиционного материала в работе использованы параметры клеточных автоматов, соответствующие механическим свойствам стали 70 и характеризующиеся кусочно-линейной диаграммой нагружения (линия 1 на рис. 10), полученной аппроксимацией диаграммы одноосного сжатия образцов. Механические свойства хрупких высокопрочных включений (линия 2 на рис. 10) отвечали свойствам реальных частиц ТЮ в керамической фазе (поликрис-таллические частицы). Отметим, что в рассматриваемом случае функция отклика автомата является аналогом единой кривой упрочнения, используемой в механике деформируемого твердого тела для описания упругопластического поведения материалов.
Для моделирования упругопластического отклика модельного двумерного композита (рис. 9) методом подвижных клеточных автоматов применялась базовая теория пластического течения изотропных сред [28], что является вполне корректным при рассмотрении процессов на мезоскопическом масштабном уровне. Использовалось приближение плосконапряженного состояния.
Хорошо известно, что высокие служебные характеристики металлокерамического сплава во многом обеспечиваются высокой адгезией матрицы к армирующим включениям. При построении модели композита данная особенность учитывалась заданием высокой прочности сцепления в парах разнородных автоматов, моделирующих матрицу и включения. Для мезоскопических частиц прочность их сцепления с матрицей полагалась равной половине прочности ТЮ и составляла 5 ГПа. Очевидно,
Рис. 10. Функции отклика подвижных клеточных автоматов, моделирующих сталь 70 (1) и ТЮ (2)
что степень сцепления матрицы и дисперсных частиц является более высокой по сравнению с мезочастицами, что обусловлено формированием наночастиц непосредственно в матрице в условиях высоких температур, которые способствуют образованию границ раздела с низкой дефектностью и неравновесным, нестехиометрическим составом. Данные особенности учитывались заданием более высокой прочности связи в парах автоматов «дисперсная частица - матрица» (в проводимых расчетах — 7.5 ГПа).
Предложенная структурная модель композиционного материала хотя и является в значительной степени идеализированной, однако отражает основные особенности внутренней структуры исходного и модифицированного поверхностных слоев изучаемого металлокерамического сплава на мезоскопическом масштабном уровне.
6. Изучение механического отклика композиционного материала на динамические воздействия
Одним из основных видов контроля механических свойств (в том числе трибологических характеристик) тонких поверхностных слоев твердых тел является оценка их твердости с использованием микро- и наноин-дентирования [29, 30]. Несмотря на ряд очевидных преимуществ, данный метод обладает и рядом ограничений, связанных, в частности, с возрастающим влиянием на результат механических свойств подложки по мере увеличения глубины вдавливания индентора. В то же время возможности компьютерного моделирования дают возможность рассматривать поверхностный слой материала как отдельный объект (что, как правило, чрезвычайно затруднительно экспериментальными методами) и исследовать его отклик «в чистом виде». При этом расширяется и спектр возможных испытаний, которым могут быть подвергнуты такие модельные объекты. Информативным способом изучения прочностных характеристик объемных материалов, в том числе режима их разрушения, является использование теста на трехточечный изгиб. Поэтому в работе изучение прочностных и деформационных характеристик поверхностных слоев металлокерамического композита осуществлялось на основе моделирования испытаний на трехточечный изгиб образцов с внутренней структурой исходного (рис. 9, а) и модифицированного (рис. 9, б) поверхностных слоев.
На рис. 11 приведена структура моделируемой системы. Цилиндрический индентор диаметром 20 мкм вдавливался в образец размерами 24x130 мкм с постоянной скоростью Рассматривался динамический режим нагружения. Значения скоростей нагружения варьировались в пределах от 0.1 до 5 м/с. Анализировались величина предельного сопротивления образца и соответствующее значение смещения индентора, ди-
Рис. 11. Структура системы, используемой для испытания образца модельного композиционного материала на трехточечный изгиб
намика и характер разрушения образцов, а также работа разрушения, характеризуемая площадью под кривой нагружения.
Результаты моделирования подтвердили важную роль наноразмерных частиц ТЮ с высокой адгезией к матрице как фактора, повышающего вязкость разрушения композита. На рис. 12, а приведены диаграммы нагружения «исходного» и модифицированного (содержащего наночастицы ТС) образцов со скоростью с1ояй = = 1 м/с. Диаграммы построены в терминах «приведенное напряжение ст/ст^1 - угол вдавливания а», где а — величина силы сопротивления вдавливанию индентора, отнесенная к площади верхней поверхности инденто-ра; ст/аС4ее1 = 920 МПа — прочность матрицы композита. Схема определения угла вдавливания а приведена на рис. 12, б. Из рис. 12, а можно видеть, что хотя значения максимальной (предельной) силы сопротивления образца для двух рассмотренных композитов практически совпадают, наличие дисперсных частиц качественно изменяет поведение материала на закритической стадии (после начала разрушения). В частности, протяженность стадии разрушения (область а > 2.4°) для композита с наночастицами на порядок величины выше, чем
0.0 -I—I—I---------------------------------------------т-1-1-1-г-1-г 1 г-1-1-1-1-1-г-г
0° 1° 2° 3° 4° а
б
Л Л
Рис. 12. Диаграммы нагружения образцов базового (1) и модифицированного (2) композиционных материалов при испытании на трехточечный изгиб (Р\оа& = 1м/с) (а); схема определения угла вдавливания
а (б)
для «базового» композита, и сопоставима с протяженностью стадии упрочнения (0° < а < 2.4°). Вследствие этого работа разрушения образцов модифицированного композита, определяемая как площадь под кривой нагружения, возрастает в 1.5 раза по сравнению с «базовым» композитом. Следует отметить, что аналогичные результаты получены и для других скоростей динамического нагружения из рассмотренного достаточно широкого интервала. Это свидетельствует об общности полученного эффекта и важной роли структурных элементов низкого масштабного уровня (наночастиц) как фактора, повышающего вязкость разрушения материала.
Анализ динамики разрушения образцов показал, что причиной увеличения работы (и вязкости) разрушения модифицированных композитов является наличие в матрице структурных элементов более низкого масштабного уровня (дисперсных частиц ТС) с высокой адгезией к матрице. Эти частицы влияют на распределение упругих напряжений и соответственно на характер распространяющихся в матрице трещин. Это в конечном счете приводит к увеличению работы, затрачиваемой на их распространение, в том числе на формирование боковых «ветвей», что также является эффективным способом диссипации механической энергии. Так, на рис. 13 показан пример эволюции разрушающей трещины, зародившейся вблизи нижней поверхности образца, в базовом (рис. 13, сверху) и модифицированном (рис. 13, снизу) композиционных материалах. Можно видеть, что модификация структуры композита приводит как к более позднему зарождению трещины (в рассматриваемом примере трещина в образце с дисперсными частицами ТЮ зародилась при деформации, на 10 % большей, чем в исходном образце), так и к двукратному снижению эффективной скорости ее роста. Снижение эффективной скорости роста трещины связано с ее остановками в областях матрицы с повышенной (относительно среднего значения) концентрацией наночастиц. Развитие трещины в этих областях происходит по механизму возникновения системы наноскопических повреждений в матрице (что проявляется как разрывы отдельных межавтоматных связей) и их последующего объединения с вершиной трещины. Смена механизма роста трещины приводит к значительному продлению стадии разрушения материала и, следовательно, к существенному увеличению работы разрушения.
7. Заключение
Таким образом, в настоящей работе предложен комплексный подход к созданию многоуровневой структуры в металлокерамических материалах на основе импульсного электронно-лучевого воздействия. Предложен подход к описанию влияния параметров облучения на растворение керамических частиц и формирование нового структурно-фазового состояния. Предложенная теоретическая модель позволяет исследовать
Г ##
С; ■.: Щ, Ы- ^ 13 ф т=?_ С-' - •
г'|£- Ш # Щ
а = 2.413
ш
1
щмш
щ щ т щ ж Щ
...-.-.-.—
&ЙШ1дЯ ^ Й
а = 2.72°
а = 3.04°
г- ■■•••;:.
-...; V. •■.,/.:;
§ Шт щж^1 ИВ Я&&
ВМИ "5 I
щ тт ■»<=
а = 3.35°
.. ,§||
а = 2.62°
а = 3.27°
а= 3.91°
а = 4.56°
Рис. 13. Развитие разрушения в образцах базового (сверху) и модифицированного (снизу) композиционных материалов
влияние параметров облучения на формирование новых структурных элементов. Показана важная роль влияния исходного размера частиц в распределении температуры: начиная с некоторого критического значения этого параметра, система не прогревается до температуры, при которой может произойти растворение частиц в матрице, а следовательно, и формирование новых структурных элементов. Обе рассмотренные в работе модели могут быть дополнены оценкой механических напряжений в прогретом слое. Необходимо отметить, что процесс остывания, сопровождающийся выделением нано-размерных фаз в матрице, принципиально может быть описан за счет введения третьей наноразмерной фазы, для которой требуется записать соответствующее уравнение теплопроводности. Для построения подобных моделей необходимы систематические экспериментальные данные о влиянии параметров импульсной электронно-лучевой обработки на формирование многоуровневой структуры в поверхностных слоях твердого сплава, а также расчет коэффициентов переноса молекулярно-динамическими методами.
Показано, что формирование в металлокерамических сплавах многоуровневой системы включений может приводить к смене доминирующего механизма роста разрушающей трещины: последовательное продвижение вершины трещины в мезоскопически неповрежденном материале сменяется возникновением в окрестности вершины мезоповреждений и их объединением. Это
обеспечивает существенное снижение скорости роста трещины и возрастание работы разрушения.
Следует отметить, что использованная для оценки механических свойств структурная модель металлокерамического сплава является в значительной степени идеализированной и не учитывает многие особенности его внутренней структуры и напряженного состояния, которые также могут оказывать значительное влияние на механическое поведение и характер разрушения. Однако подобное упрощение реальной системы позволило «в чистом виде» проанализировать эффект увеличения количества масштабных уровней, охваченных армирующими структурными элементами. Вовлечение еще более низкого пространственного масштаба (т.е. появление частиц ТЮ с размерами несколько десятков нанометров) должно сопровождаться еще большим возрастанием работы разрушения материала по сравнению с двухуровневым композитом.
Другими словами, роль наноструктурирования заключается в формировании многомасштабной структуры в поверхностных слоях металлокерамических сплавов и вовлечении в процесс деформации максимально возможного числа структурных уровней. Анализ экспериментальных данных показал, что формирование многомасштабных структур в твердых сплавах возможно путем импульсного электронно-пучкового облучения с высокой плотностью мощности и достаточно большим числом импульсов. Но при этом следует отметить, что
не все структуры приводят к повышению служебных характеристик изделия. В работе отмечено, что наиболее высокие служебные характеристики твердого сплава могут достигаться в случае, когда размеры армирующих включений распределены в широком масштабном интервале от наноскопического до микроскопического.
Литература
1. Физическая мезомеханика и компьютерное конструирование материалов / Под ред. В.Е. Панина. - Новосибирск: Наука, 1995.-Т. 1.- 298 с.
2. Панин В.Е. Синергетические принципы физической мезомеханики
// Физ. мезомех. - 2000. - Т. 3. - № 6. - С. 5-36.
3. Панин В.Е., Гриняев Ю.В., Псахье С.Г. Физическая мезомеханика: достижения за два десятилетия развития, проблемы и перспективы // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - Спец. вып. - Ч. 1. - С. I-25-I-40.
4. Грибков В.А., Григорьев Ф.И., Калин Б.А., Якушин В.Л. Перспективные радиационно-пучковые технологии обработки материалов. - М.: Круглый год, 2001. - 528 с.
5. Модифицирование и легирование поверхности лазерными, ионны-
ми и электронными пучками / Под ред. Дж. Поута, Г. Фоти, Д. Дже-кобсона. - М.: Машиностроение, 1987. - 424 с.
6. Кадыржанов К.К., Комаров Ф.Ф., Погребняк А.Д., Русаков В.С., Туркебаев Т.Э. Ионно-лучевая и ионно-плазменная модификация материалов. - М.: Изд-во МГУ, 2005. - 634 с.
7. Авдиенко К.И., Авдиенко А.А., Коваленко И.А. Влияние элементного
состава пучка ионов на фазообразование и упрочнение поверхности конструкционных материалов // ФММ. - 2001. - Т. 92. -№6. - С. 103-107.
8. Chandrasekaran H., Nagarajan R. Incipient and transient stresses in a cutting tool using Moire method // Int. J. Mach. Tool Des. Res. -1981. - V. 21. - No. 2. - P. 87-99.
9. Ozel Т., Zeren E. Determination of work material flow stress and friction for FEA of machining using orthogonal cutting tests // J. Mater. Process. Tech. - 2004. - V. 154-155. - P. 1019-1025.
10. Engelko V, Mueller G., Bluhm H. Influence of particle fluxes from target on characteristics of intense electron beams // Vacuum. - 2001. -V. 62. - No. 2-3. - P. 97-103.
11. Rotshtein V., Ivanov Yu., Markov A. Surface Treatment of Materials with Low-Energy, High-Current Electron Beams // Materials Surface Processing by Directed Energy Techniques / Ed. by Y. Pauleau. - Paris: Elsevier, 2006. - P. 205-240.
12. Пат. РФ № 2259407. Способ повышения износостойкости твердосплавного инструмента или изделия / В.Е. Овчаренко, С.Г. Псахье, Д.И. Проскуровский, Г.Е. Озур // Опубл. в БИ. - 2005. - № 24.
13. Пат. РФ № 2338798. Способ электронно-пучкового упрочнения твердосплавного инструмента или изделия / В.Е. Овчаренко, С.Г. Псахье, Н.Н. Коваль // Опубл. в БИПМ. - 2008. - № 32.
14. Князева А.Г., Овчаренко В.Е., Псахье С.Г Электронно-лучевая модификация поверхности композиционного материала на основе карбида титана с никель-хромовой связкой // Взаимодействие излучений с твердым телом. Матер. VI Mежд. конф. - Минск: Изд-во БГУ, 2005. - С. 223-226.
15. Букрина Н.В., Князева А.Г., Овчаренко В.Е., Псахье С.Г. Численное исследование формирования переходной зоны между частицами и матрицей в процессе неравновесной электронно-лучевой модификации поверхности композиционного материала // Физ. мезомех. - 2005. - Т. 8. - Спец. вып. - С. 53-56.
16. Bukrina N.V, Knyazeva A.G., Ovcharenko VE., Psakhie S.G. The Model of the Electron-Beam Modification of the Composite // Proc. 8th Int. Conf. on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows, Tomsk, Russia, 10-15 September 2006. - Томск: Изд-во ТПУ, 2006. - С. 229-231.
17. ОвчаренкоВ.Е., Псахье С.Г, Лапшин О.В., КолобоваЕ.Г. Модификация металлокерамического сплава электронно-импульсной обработкой его поверхности // Изв. ТПУ. - 2004. - Т. 307. - № 6. -С. 27-32.
18. Grigoriev S.V., Ivanov Yu.F., Koval N.N. et al. Pulse Electron Beam Modification of TiC-NiCr Hard Alloy // Proc. 8* Int. Conf. on Modification of Materials with Particle Beams and Plasma Flows, Tomsk, Russia, 10-15 September 2006. - Томск: Изд-во ТПУ, 2006. - P. 307310.
19. Чумаков Ю.А., Князева А.Г. Тепло- и массоперенос в гетерогенной системе матрица-включения в условиях импульсной электроннолучевой обработки // Инжерно-физический журнал. - 2008. -Т. 81.- № 1. - С. 147-156.
20. БукринаН.В., КнязеваА.Г., ОвчаренкоВ.Е. Математическая модель взаимодействия атомарного азота с поверхностью металлокерамического сплава в процессе импульсного электронно-пучкового облучения // Физика и химия обработки материалов. - 2011. — № 1. - C. 55-60.
21. Букрина Н.В., Князева А.Г. Об оценке механических напряжений в композиционном материале при обработке импульсным источником нагрева // Математическое моделирование систем и процессов. - Пермь: ПГТУ, 2008. - № 16. - C. 71-81.
22. Псахье С.Г., Хори Я., Коростелев С.Ю., Смолин А.Ю., Дмитриев А.И., Шилько Е.В., Алексеев С.В. Метод подвижных клеточных автоматов как инструмент для моделирования в рамках физической мезомеханики // Изв. вузов. Физика. - 1995. - Т.38.-№ 11.- С. 58-69.
23. Псахье С.Г. Остермайер Г.П., Дмитриев А.И., Шилько Е.В., Смолин А.Ю., Коростелев С.Ю. Метод подвижных клеточных автоматов как новое направление дискретной вычислительной механики. I. Теоретическое описание // Физ. мезомех. - 2000. -Т. 3. - № 2. - С. 5-13.
24. Jing L., Stephansson O. Fundamentals of Discrete Element Method for Rock Engineering: Theory and Applications. - Oxford: Elsevier, 2007. - 545 p.
25. Potyondy D.O., Cundall P.A. A bonded-particle model for rock // Int. J. Rock Mech. Min. Sci. - 2004. - V. 41. - No. 8. - P. 1329-1364.
26. Коноваленко Иг.С., Шилько Е.В., Карлов А.В., Смолин А.Ю., Псахье С.Г. Применение метода подвижных клеточных автоматов для оптимизации внутренней структуры эндопротеза тазобедренного сустава человека // Физ. мезомех. - 2004. - Т. 7. - Спец. вып. -
Ч. 2. - С. 115-118.
27. Псахье С.Г., Попов В.Л., Шилько Е.В., Смолин А.Ю., Дмитриев А.И. Изучение поведения и диагностика свойств поверхностного слоя твердого тела на основе спектрального анализа. Нано-трибоспектроскопия // Физ. мезомех. - 2009. - Т. 12. - № 4. -C. 27-42.
28. Wilkins M.L. Computer Simulation of Dynamic Phenomena. - Berlin: Springer-Verlag, 1999. - 246 p.
29. Microindentation Techniques in Materials Science and Engineering / ASTM Special Technical Publication. - 1986. - No. 889. - 303 p.
30. Головин Ю.И. Наноиндентирование и механические свойства твердых тел в субмикрообъемах, тонких приповерхностных слоях и пленках // ФТТ. - 2008. - Т. 50. - № 12. - С. 2113-2142.
Поступила в редакцию 18.05.2011 г.
Сведения об авторах
Псахье Сергей Григорьевич, д.ф.-м.н., проф., дир. ИФПМ СО РАН, sp@ispms.tsc.ru Овчаренко Владимир Ефимович, д.т.н., проф., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, ovch@ispms.tsc.ru Князева Анна Георгиевна, д.ф.-м.н., проф., гнс ИФПМ СО РАН, anna@ispms.tsc.ru Шилько Евгений Викторович, д.ф.-м.н., внс ИФПМ СО РАН, shilko@ispms.tsc.ru
