CC BY
33
УДК 339.3, 539.422.22
Особенности деформирования и разрушения металлокерамических дисперсно-упрочненных композитов и покрытий
Р.Р. Балохонов, В.А. Романова, С.П. Буякова, А.С. Кульков, Р.А. Бакеев, Е.П. Евтушенко, А.В. Землянов
Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, 634055, Россия
В работе исследуется деформирование композитов Al-B4C и TiNi-TiC и алюминиевого сплава 6061Т6 с двухслойными композитными покрытиями с частицами B4C и TiC. Трехмерные и двумерные динамические задачи решаются численно с помощью пакета Abaqus/Explicit. Для описания термомеханической реакции однородных алюминиевых матриц и подложек используется изотропная упругопластическая формулировка. В матрице никелида титана предусмотрена возможность упругого полностью обратимого фазового перехода из аустенита в мартенсит при достижении критических значений интенсивности деформаций. Разрушение частиц в композитном покрытии моделируется с использованием критерия Губера с учетом вида напряженного состояния. Исследовано влияние объемной доли частиц карбида бора, фазового перехода в TiNi на величину остаточных напряжений и деформаций в композитах после охлаждения и при механических нагрузках. Теоретически и экспериментально изучено влияние взаимного расположения композитных слоев на прочность материала с двухслойным покрытием. Результаты экспериментов качественно подтвердили выводы, полученные при моделировании.
Ключевые слова: металлокерамические композиты, остаточные напряжения, вычислительная мезо-механика, пластическая деформация, разрушение
DOI 10.55652/1683-805X_2022_25_4_19
Deformation and fracture behavior of particle-reinforced metal matrix composites and coatings
R.R. Balokhonov, V.A. Romanova, S.P. Buyakova, A.S. Kulkov, R.A. Bakeev, E.P. Evtushenko, and A.V. Zemlyanov
Institute of Strength Physics and Materials Science SB RAS, Tomsk, 634055, Russia
The paper investigates the deformation of Al-B4C and TiNi-TiC composites and 6061T6 aluminum alloy with double-layer composite coatings reinforced by B4C and TiC particles. Three- and two-dimensional dynamic problems are solved numerically using Abaqus/Explicit software. The thermomechanical response of homogeneous aluminum matrices and substrates is described by an isotropic elastic-plastic formulation. The titanium nickelide matrix implies the possibility of a completely reversible elastic phase transition from aus-tenite to martensite upon reaching critical equivalent strains. The fracture of particles in the composite coating is modeled using the Huber criterion, taking into account the type of stresses. It is investigated how the volume fraction of boron carbide particles and the phase transition in TiNi affect the magnitude of residual stresses and strains in composites after cooling and under mechanical loads. The influence of the arrangement of composite layers on the strength of the material with a double-layer coating is studied theoretically and experimentally. The results of the experiments qualitatively confirm the simulation results.
Keywords: metal matrix composites, residual stresses, computational mesomechanics, plastic deformation, fracture
© Балохонов Р.Р., Романова В.А., Буякова С.П., Кульков А.С., Бакеев Р.А., Евтушенко Е.П., Землянов А.В., 2022
1. Введение
Последние десятилетия композиционные материалы и покрытия широко применяются в энергетике, машиностроении, авиационной и космической технике благодаря высокой удельной прочности. Использование композитов позволяет повышать энерговооруженность военных и гражданских судов, машин и аппаратов. Несмотря на широкое внедрение, вопросы прочности и надежности изделий из композитов до конца не решены и остаются дискуссионными на сегодняшний день. Связано это прежде всего с тем, что композиты обладают ярко выраженной структурной неоднородностью, характеризуемой наличием границ раздела различной физической природы и свойств. Вблизи границ раздела возникают опасные концентрации напряжений, которые могут приводить к зарождению трещин и преждевременной потере прочности и долговечности материала. Определяющими могут являться такие факторы, как геометрия и размер упрочняющих частиц и волокон, состояние границ раздела, а также разница термомеханических свойств между матрицей и наполнителем. Одноуровневые подходы оперируют осредненными эффективными характеристиками среды и поэтому испытывают трудности при оценке надежности и ресурса работы изделий из композитов. Таким образом, разработка многомасштабных моделей и выявление закономерностей локализации деформации и разрушения композиционных материалов и покрытий с целью оптимизации их структуры и свойств является важной и актуальной задачей современной вычислительной механики и физики деформируемого твердого тела.
Последние обзоры современных материалов, используемых при производстве композитов на металлической основе, а также особенностей микроструктуры композитов приведены в [1, 2]. В [3] представлен обзор современного состояния композиционных материалов с металлической матрицей, производимых с помощью лазерной аддитивной технологии. Особое внимание уделяется характеристикам сложной микроструктуры и эксплуатационных свойств композитов, вторая фаза в которых может быть получена как in situ, т.е. путем химической реакции во время изготовления, так и посредством смешивания ex situ с порошком матрицы, где также могут происходить растворение второй фазы и межфазные реакции с матрицей. Последние годы возобновляется и воз-
растает интерес исследователей во всем мире к нетрадиционным процессам обработки материалов (например электроискровая обработка), которые используются для аддитивного производства изделий и покрытий в медицине, пищевой промышленности, а также в автомобилестроении и авиации. В обзоре [4] рассматриваются параметры управления процессом электроэрозионной обработки некоторых композитов на основе алюминия 2024, 6061, 7075 с керамическими частицами карбидов кремния и бора. В [5] электроэрозионная обработка используется для производства ни-тинолового сплава с памятью формы. Установлено, что добавление углеродных нанотрубок в диэлектрическую жидкость существенно улучшает производительность обработки за счет увеличения скорости эрозии и одновременного уменьшения шероховатости поверхности. В литературе никелид титана используется, как правило, в качестве упрочняющего материала при производстве композиционных материалов на основе алюминия, магния, сталей и даже керамики [6-8]. В [6] показано, что шероховатость и твердость поверхности композита AA6061AA/NiTi увеличиваются с увеличением процентного содержания дисперсно-упрочняющих частиц никелида титана в диапазоне 0-12 %, что, в частности, связывают с хорошей адгезией матрицы и частиц. В [7] методом порошковой металлургии изготовлены композиты с алюминиевой матрицей и тремя различными формами упрочняющих волокон никелида титана: прямыми, волнообразными и прямоугольными. Механические испытания показали, что композиты с волнообразной формой волокон обладают наибольшими модулями упругости и прочностью. Вместе с тем волнообразные и прямоугольные волокна обеспечивают высокий коэффициент Пуассона композита. Важным является вывод, сделанный в [7] на основе численного моделирования, о том, что внутренние напряжения, возникающие в процессе изготовления композита, оказывают влияние на последующее механическое поведение композитов. В [8] приведен обзор композитов с упрочнением матриц различных металлов и керамик частицами и волокнами никелида титана, включая слоистые композиты, а также методов их изготовления, среди которых жидко- и твердофазное спекание, горячее прессование, ультразвуковая консолидация, а также трение с перемешиванием. Среди прочего отмечается, что обработка трением с перемешива-
нием демонстрирует преимущества по сравнению с конкурирующими твердотельными способами, особенно в отношении межфазных реакций, диспергирования частиц N1X1 и адгезии. В целом сделан вывод о том, что актуальность исследования композитов с различными подложками и матрицей из основного металла и N1X1 в качестве упрочняющего материала с акцентом на механические и функциональные свойства существует и возрастает. Деформация композита на основе матрицы из никелида титана с упрочняющими вольфрамовыми нановолокнами при растяжении исследуется в [9]. Установлено, что средняя деформация решетки нанопроволоки составляет около 1.5 %. При этом в нановолокне вблизи локальных областей Т1№ матрицы, в которых возникают локализация пластической деформации и растрескивание, формируется шейка с ~80% уменьшением площади поперечного сечения.
При моделировании деформации композитов многие авторы продолжают исследовать структуры с однородной матрицей и частицами правильной формы. В [10] предложена двумерная динамическая модель и исследованы процессы деформирования и разрушения композитов с металлической матрицей и круглыми частицами при различных скоростях нагружения, в [11] авторы используют нелокальный подход для рассмотрения разрушения композитов с квадратными и прямоугольными частицами. Влияние круглой и эллиптической формы частиц, а также их объемной доли на разрушение и эффективные свойства композита исследовано в [12] в двумерной постановке. Достаточно близка к тематике настоящего исследования работа [13], где авторы используют трехмерные модели композитов со сферическими и вытянутыми частицами для изучения влияния остаточных напряжений, которые возникают при охлаждении, на характер локализации напряженно-деформированного состояния и эффективные свойства при последующем растяжении композитов. Сложную экспериментально наблюдаемую форму частиц карбида бора учитывают в [14], где авторы строят конечно-элементные модели композитов на основе экспериментальных трехмерных микроструктур, полученных с помощью рентгеновской компьютерной микротомографии с синхротронным излучением. При этом матрица полагается однородной. Исследовано влияние размера частиц на механическое поведение композитов Б4С/6061Л1, полученных методом порошковой металлургии, путем сочетания экспери-
ментов на растяжение с моделированием методом конечных элементов. Показано, что увеличение размера частиц с 20 до 80 мкм ухудшает свойства композита при растяжении. В [15] сферическая частица никелида титана является упрочняющей при трехмерном моделировании деформации композита методом конечных элементов. Модели физической теории пластичности разрабатываются и используются для описания деформирования сплавов с фазовыми переходами, включая нике-лид титана [16]. Авторы методом конечных элементов моделируют пластичность поликристаллической структуры сплава N1X1 при сжатии при 400 °С, когда существует только аустенитная фаза Б2, в которой пластическая деформация реализуется только за счет дислокационного скольжения без фазовых превращений и деформационного двойникования. Фактически авторы рассматривают обыкновенную пластичность кристаллов с кубической сингонией. В [17] представлена модель фазовых полей, основанная на нелокальной упругости для описания вызванных тепловыми и механическими воздействиями мартенситных фазовых превращений на наноуровне. Авторы [18] методом молекулярной динамики моделируют криогенное термоциклирование при температуре от 77 до 303 К сложных сплавов на основе Х1№, состоящих из основной аустенитной фазы Б2, междендритной аморфной фазы и второстепенной мартен-ситной фазы Б190 в литом состоянии.
Изучение закономерностей деформирования и разрушения композиционных материалов и покрытий для оптимизации их свойств является сложным и многоступенчатым процессом, прежде всего, потому что эта задача многопараметрическая. Параметрами являются, во-первых, характеристики структуры: нерегулярная форма частиц, расстояние между частицами, толщина покрытия, геометрия границы раздела «покрытие -подложка»; во-вторых, разница в свойствах компонентов структуры: упругие модули, коэффициенты термического расширения и прочность матрицы и частиц, а также предел текучести и закон упрочнения матрицы. Если в матрице возможен фазовый переход, то к указанному десятку параметров добавляются, как минимум, критические значения температур и деформаций либо напряжений прямой и обратной трансформации, а также соответствующие свойства материала в различных фазовых состояниях. Таким образом, для предсказания оптимальных свойств композита необходимо варьирование десятков параметров.
В этом смысле численное моделирование является важным, а иногда и незаменимым дополнением к эксперименту, поскольку позволяет варьировать в расчетах каждый параметр в отдельности, что в эксперименте затруднительно либо просто невозможно. Последние годы нами проводится последовательное изучение влияния различных факторов на закономерности локализации пластической деформации, эволюцию остаточных напряжений и разрушение композитов. Ранее [1923] численно исследованы закономерности деформирования и разрушения композитов без учета остаточных напряжений, отдельно рассмотрены особенности формирования остаточных напряжений при охлаждении изготовленных композитов, а также проведена экспериментальная оценка эволюции остаточных напряжений при последующем механическом нагружении композитов с различной объемной долей частиц.
Цель настоящей работы — дальнейшее изучение особенностей деформирования композитов и покрытий, связанных с влиянием трех факторов: объемной доли керамики, фазового перехода в металлической матрице, взаимного расположения композитных слоев в двухслойном покрытии. В качестве примеров материалов выбраны наиболее широко используемые в авиакосмической отрасли, автомобилестроении, биомедицине, электронике и роботостроении алюминий и никелид титана, а также карбиды бора и титана. Композиты, содержащие карбид бора, обладают наилучшими трибологическими свойствами, а карбид титана хорошо спекается с никелидом титана. Использование последних в качестве модельных материалов частиц обусловлено еще и тем, что они имеют близкие упругие свойства, однако в два раза отличаются по прочности, что позволяет выделять влияние данного фактора при моделировании.
2. Постановка задач и методы исследования композитов и материалов с покрытиями
Краевые задачи о деформировании металлоке-рамических дисперсно-упрочненных композитов и материала с двухслойным металлокерамичес-ким покрытием решаются численно в динамической постановке с помощью пакета Abaqus/Expli-ей. Трехмерные структуры композитов с единичной частицей сложной формы созданы методом фиксации поверхности природных камней гор-
ных пород [21, 22]. Предполагается масштабная инвариантность процессов образования сколов при дроблении и, соответственно, схожесть топологии частиц разных размеров в массивах щебня и порошках карбидов. Двумерные модельные структуры материалов с покрытиями соответствуют экспериментально наблюдаемым. Исследованы композиты «алюминий - карбид бора» и «никелид титана - карбид титана», а также композитные покрытия из сплава A16061T6 с частицами B4C и TiC. Термоупругопластическая реакция металлов изотропная. Используются соотношения Дюамеля-Неймана
^ = K(вkk - 3aTT)5у + 2ц(в 1} -вkk8г]/3 - в*), (1)
где Оу, Бу and вР — тензоры напряжений, полных и пластических деформаций; T — температура; aT — коэффициент термического расширения; K и ц — модули объемного сжатия и сдвига; 5kl — символ Кронекера; точка обозначает производную по времени, по повторяющимся индексам подразумевается суммирование.
В никелиде титана предусмотрен обратимый трансформационный переход из аустенита в мартенсит с учетом и без учета гистерезиса. При фазовом превращении из аустенита в мартенсит меняются как форма, так и объем элементарных областей материала. В предлагаемой простейшей модели этот эффект учтен изменением как модуля объемного сжатия, так и модуля сдвига. Введены пороговые значения деформаций, при которых происходит изменение модулей локальных областей матрицы: Ka и ца — аустенит, Kam = 0.05Ka и цат = 0.05ца — промежуточное состояние, Km = 0.5Ka и цт = 0.5ца — мартенсит. Коэффициент Пуассона v = 0.33 остается неизменным. Полагается, что локальная область аустени-та при достижении первого критического значения интенсивности деформаций переходит в другое фазовое состояние, которое моделируется введением промежуточных модулей. После того как локальная область, легко изменяя форму и объем, достигнет второго критического значения интенсивности деформации, она начинает упруго сопротивляться с модулями, соответствующими мартенситу. В модели пластически деформироваться может только мартенсит, который при дальнейшем нарастании нагрузки может необратимо изменять форму.
Для описания пластической реакции алюминия и мартенсита никелида титана используется закон течения
вP ^,
" 5Sj
ассоциированный с условием течения
Ф( Sl}) = aeq-9(Spq) = 0,
где X — скалярный параметр; oeq и epq — интенсивности напряжений и накопленной пластической деформации. Функция изотропного упрочнения имеет вид
9(spq ) = 9s - (Ф. - Фо) eXP ( - Bpq /Bhard X (2)
где ф5 и фо
пределы прочности и текучести;
е
hard
степень упрочнения.
Деформирование и разрушение материала с покрытием исследуются в постановке плоского напряженного состояния. Для описания зарождения и распространения трещин в керамических частицах используется энергетический критерий Губера. Разрушение локальной области керамики при любом виде внешней нагрузки может происходить только в областях объемного растяжения:
= ^particle* когда Bkk > 0
(3)
где Ор^ые — предел прочности керамики при растяжении.
Ранее нами было показано, что критерий максимальной интенсивности напряжений в областях объемного растяжения правильно описывает экспериментально наблюдаемый характер растрескивания хрупких и квазихрупких керамических частиц, если его применять в расчетах совместно с явным учетом структуры материала, когда за счет криволинейных границ раздела явно могут возникать локальные области объемного растяжения [19-21]. Данный факт установлен для простых видов нагружения, при которых присутствуют свободные поверхности образцов. В данном случае шаровая и девиаторная части тензора напряжений сопоставимы в большинстве областей керамических частиц. В предложенном критерии разрушения всего одна константа, при этом мо-
дель правильно описывает разницу в местах зарождения, а также в направлениях и в скоростях распространения трещин в металлокерамических композитах при растяжении и сжатии.
Параметры моделей соответствуют экспериментальным данным по механическому нагруже-нию металлов и керамики (табл. 1) [20, 24-26].
В работе решались два типа задач: 1) охлаждение из начального нулевого состояния, которое моделировалось линейным уменьшением температуры, одинаковой для всех точек расчетной области, от 350 до 23 °С, и последующее механическое нагружение; 2) механическое нагружение из начального нулевого состояния. Граничные условия в напряжениях и кинематические будут конкретизированы в разделах 3-5. На интерфейсных границах упрочняющих частиц и металлической матрицы задавались условия идеального механического контакта.
Для экспериментального исследования образцов с двухслойными композитными покрытиями использованы порошки дюралюминия Д16Т, а также две смеси порошков Д16Т с 20 % объемных долей карбидов бора и титана со средним размером зерен 50-80 мкм. Методом горячего прессования созданы образцы в виде цилиндрических таблеток диаметром 15 мм, высотой 10 мм и весом 4 г. Образец компоновался послойно следующим образом. Последовательно производилась засыпка и уплотнение слоев порошков: 0.25 г Д16Т-В4С, 0.25 г Д16Т-ТЮ, 3 г Д16Т, 0.25 г Д16Т-В4С, 0.25 г Д16Т-ТЮ. Горячее прессование проходило при температуре 600 °С и нагрузке 0.30.5 кН, с достижением максимальной температуры в течение 20 мин и выдержкой 20 мин. Сжатие образцов проводилось на испытательной машине 1п81хоп 1185. До и после механических испытаний зашлифованная поверхность образцов исследовалась на растровом микроскопе ТБ8СЛК УБОЛ3 в режимах регистрации вторичных и обратно-рас-
Таблица 1. Параметры модели металлической матрицы и керамических частиц
Материал р, г/см3 K, ГПа ГПа ф8, МПа ф°, МПа В hard, % ^particle, МПа oT, 10-6 К-1
Al 2.7 66 26 82 30 10 22
A16061T6 2.7 66 26 332 234 9.5 22
TiNi (аустенит) 6.7 68 26
TiNi (мартенсит) 6.7 34 13 900 800 9.6
B4C 2.6 235 197 500 4.5
TiC 4.9 234 185 250 9.5
Рис. 1. Структура металлокерамического композита с различной объемной долей частиц
сеянных электронов. Для определения величины остаточных напряжений в алюминиевой матрице использовали метод рентгеноструктурного анализа. Рентгенограммы получали на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3 с фильтрованным медным излучением. Учет инструментального уши-рения выполнен по линиям крупнокристаллического кварца.
3. Влияние объемной доли частиц на эволюцию остаточных напряжений в композите
Численно исследовано влияние объемной доли керамических частиц на остаточные напряжения и локализацию пластической деформации, возникающие при охлаждении, а также при охлаждении с последующим растяжением, сжатием и сдвигом металлокерамических композитов. Структурные модели созданы методом фиксации поверхности природных камней горных пород (рис. 1) [21, 22]. При растяжении и сжатии на поверхностях ABCD и EFGH задавались одинаковые по модулю и противоположные по знаку компоненты вектора массовой скорости в направлении Y, сдвиговые компоненты тензора напряжений равны нулю. Остальные четыре поверхности свободны от нагрузок — вектор напряжений, нормальный к точкам поверхностей, равен нулю. При чистом сдвиге на поверхностях ABCD и EFGH задавались одинаковые по модулю положительные и отрицательные значения касательного вектора напряжений в направлении 2, а на поверхностях ABFE и CDHG — в направлении Y.
Распределение интенсивности напряжений при растяжении/сжатии композита до 5 % и чистом сдвиге до соответствующего значения интенсивности напряжений в матрице представлено на рис. 2 для случаев, когда остаточные термические напряжения, возникающие в результате охлажде-
ния композита, учитывались (рис. 2, а) и когда механическое нагружение проводилось из начального недеформированного состояния (рис. 2, б). Для наглядности смещения точек среды увеличены в 10 раз. Результаты позволяют сделать два вывода. Во-первых, для обоих случаев показано, что концентрация напряжений вокруг частицы меньше при сдвиге, чем при растяжении либо сжатии (ср. виды нагружения на рис. 2, а и 2, б). Во-вторых, значения напряжений больше в случае учета термических остаточных напряжений, чем при механическом нагружении без предварительного охлаждения (ср. состояния на рис. 2, а-в и 2, г-е при одном и том же виде нагружения).
Влияние объемной доли упрочняющих частиц на величину остаточных напряжений после сжатия и сдвига композитов с учетом термических остаточных напряжений проиллюстрировано на рис. 3. Установлено, что механические нагрузки снимают термические остаточные напряжения. На рис. 3, а представлены кривые течения при последовательном охлаждении, сжатии до 7 % и разгрузке композита «алюминий - карбид бора». Видно, что средняя интенсивность напряжений в матрице после разгрузки композита ниже соответствующего значения, которое наблюдалось после охлаждения (рис. 3, а, 1 % В4С). С увеличением объемной доли карбида бора остаточные напряжения после разгрузки увеличиваются и при 20 % В4С достигают порядка 33 МПа. Это означает, что при объемной доле 20 % В4С деформации композита в 7% недостаточно и для того чтобы снять термические остаточные напряжения, необходимо сжать образец до больших степеней деформации. Данные выводы подтверждаются и для случая сдвига после охлаждения композита. На рис. 3, б представлены средние напряжения в матрице в зависимости от внешней приложенной сдвиговой нагрузки с учетом и без учета термических остаточных напряжений. Видно, что кри-
Рис. 2. Распределение интенсивности напряжений (10 МПа) в алюминиевой матрице при сжатии (а, г), растяжении (б, д) и сдвиге (в, е) композита с учетом (а-в) и без учета (г-е) остаточных термических напряжений: а, б, г, д — деформация 5 %; в, е — напряжение сдвига на гранях 15 МПа (цветной в онлайн-версии)
вые сходятся при определенном значении сдвиговой нагрузки, причем данное значение слабо зависит от концентрации карбида бора. Таким образом, показано, что чистый сдвиг является более эффективным видом внешней нагрузки для снятия термических остаточных напряжений, чем одноосное нагружение.
Соответствующие экспериментальные исследования эволюции остаточных напряжений при
Деформация образца, %
деформировании композитов «алюминий - карбид бора» проведены в [19]. Результаты полностью подтверждают вышеописанные выводы, полученные прямым численным моделированием. С ростом объемной доли частиц остаточные напряжения, возникающие при изготовлении композита, возрастают, однако при последующем деформировании композита степень этой зависимости уменьшается — на стадии предразрушения ком-
Напряжение сдвига на гранях, МПа
Рис. 3. Осредненные напряжения в матрице при охлаждении и последующем сжатии (а) и чистом сдвиге (б) композитов с различной объемной долей частиц карбида бора (цветной в онлайн-версии)
Рис. 4. Упругая обратимая реакция матрицы ИМ при фазовом переходе аустенит-мартенсит-аустенит без учета (а) и с учетом гистерезиса (б) (цветной в онлайн-версии)
позита величина остаточных напряжений слабо зависит от объемной доли частиц.
4. Деформирование композита с учетом фазового перехода в матрице
В случае если матрица композиционного материала состоит из никелида титана вблизи экви-атомного состояния, который при комнатной температуре находится в аустенитном состоянии, то при последующем механическом нагружении композита возможен фазовый переход аустенита в мартенсит в областях концентрации напряжений вблизи криволинейных границ раздела между матрицей и частицами.
Для учета данного эффекта разработана имитационная модель обратимого перехода. Введены пороговые значения деформаций, при которых упругие свойства материала матрицы меняются из одного фазового состояния в другое и обратно. В соответствии с экспериментальными данными в
модели принято, что упругие модули мартенсита в 2 раза ниже модулей аустенита. На рис. 4 представлены результаты тестового расчета одноосного растяжения однородного трехмерного образца из никелида титана. Здесь и на рис. 5 напряжения и деформации представляют собой осредненные по всей расчетной области компоненты тензоров вдоль оси нагружения У. Рассмотрены случаи упругой реакции матрицы «аустенит - промежуточное состояние - мартенсит» без учета (рис. 4, а) и с учетом гистерезиса (рис. 4, б). Промежуточное состояние описывает область сверхэластичности и характеризуется уменьшением модулей объемного сжатия и сдвига в 20 раз. После фазового превращения возможно последующее пластическое течение мартенсита с изотропным упрочнением в соответствии с уравнением (2) и параметрами модели, представленными в табл. 1.
С учетом развитой модели создана подпрограмма УиМЛТ и проведены расчеты деформирования двухфазных структур композитов, пока-
0.00 0.02 0.04 0.06 0.00 0.02 0.04 0.06 0.00 0.02 0.04 0.06 0.08 0.10
Деформация Деформация Деформация
Рис. 5. Кривые течения упругого (а), упругого с учетом гистерезиса (б) и упругопластического с учетом гистерезиса нагружения композита Т1№-Б4С (в) (цветной в онлайн-версии)
Рис. 6. Процесс обратимого фазового перехода в матрице композита TiNi-B4C. Синий цвет — аустенит, зеленый — промежуточное состояние, красный — мартенсит. Состояния 1-7 показаны на рис. 5, в (цветной в онлайн-версии)
занных на рис. 1, б, с учетом фазовых переходов в однородной матрице без предварительного охлаждения из начального недеформированного состояния. Интегральные кривые течения при одноосном растяжении композита представлены на рис. 5. На поверхности ЛБСБ задавались компоненты тензора напряжений в направлении У, а на поверхностях ЛББЕ, ЕБОИ и ЛБИЕ — условия симметрии. Интересно отметить, что в случае учета гистерезиса, за счет диссипации энергии при разгрузке упругонагруженного композита возникают остаточные напряжения и деформации
вокруг керамической частицы, которые преимущественно являются сжимающими (рис. 5, б).
Исследованы процессы формирования и эволюции локальных областей второй фазы. Показано, что при деформировании композита в аусте-нитной матрице вблизи частицы зарождаются локальные области мартенсита, который распространяется вглубь никелида титана (рис. 6), вызывая на кривой течения области сверхэластичности (рис. 5). В то же время при прямом переходе локальные области пластического течения в матрице вокруг частицы зарождаются задолго до того,
Рис. 7. Распределение интенсивности пластических деформаций в мартенсите. Состояния 1-7 показаны на рис. 5, в и 6 (цветной в онлайн-версии)
Рис. 8. Модельная структура образца с двухслойным покрытием (а), нижняя (б) и верхняя части (в) отшлифованной боковой поверхности алюминиевого образца с двухслойными композитными покрытиями (цветной в онлайн-версии)
как фазовый переход завершится полностью (рис. 7, состояние 3), т.е. уже тогда, когда на интегральной кривой течения еще только заканчивается область сверхэластичности (рис. 5, в, состояние 3). При дальнейшем деформировании мартенсит охватывает большую часть объема матрицы (рис. 6, состояние 4). Локализация пластической деформации вокруг частицы усиливается (рис. 7, состояние 4). При разгрузке наблюдается обратный переход (рис. 6, состояние 5) мартенсита в промежуточное состояние полностью (рис. 6, состояние 6). Однако после разгрузки не весь объем матрицы находится в аустенитном состоянии (рис. 6, состояние 7), т.к. необратимая пластическая деформация (рис. 7, состояние 4) изменяет напряженно-деформированное состояние и форму образца. На кривой течения наблюдается остаточная деформация (рис. 5, в, состояние 7).
5. Деформация и разрушение материала с двухслойным покрытием
Проведено теоретическое и экспериментальное изучение эволюции остаточных напряжений при деформировании алюминиевого сплава типа Al6061T6 с композитным двухслойным покрытием. Результаты представлены на рис. 8-11. Первоначально проведены расчеты одноосного на-гружения модельных структур с двухслойными покрытиями после охлаждения (рис. 8, а). Рассмотрены случаи: 1) растяжения и сжатия структур вдоль покрытия и 2) сжатия структур поперек покрытия. В первом случае на левой и правой гранях задавались противоположные по знаку
компоненты вектора массовой скорости вдоль оси X, верхняя и нижняя грани свободны от нагрузок. Во втором случае на верхней грани задавалась отрицательная скорость вдоль оси У, на нижней грани — условия симметрии, левая и правая грани свободны от нагрузок. В результате охлаждения за счет разницы упругих модулей и коэффициентов термического расширения между алюминием и карбидами, в композите возникают остаточные напряжения и пластические деформации. Для сравнения проведены расчеты механического нагружения без учета остаточных напряжений, когда растяжение и сжатие проводились из начального недеформированного состояния. Выявлены особенности формирования и эволюции остаточных напряжений в областях объемного растяжения в керамических частицах и локализации пластической деформации в металлической матрице, а также в алюминиевой подложке под покрытием. Исследован характер разрушения керамических частиц в покрытии, а также влияние остаточных термических напряжений и расположения слоев покрытия на прочность материалов с композитным покрытием. Рассматривались два случая расположения слоев в направлении от поверхности образца: 1) слой В4С - слой ТЮ - подложка А16061Т6 и 2) слой ТЮ - слой В4С - подложка А16061Т6.
Рисунок 9 иллюстрирует результаты моделирования. Представлены макроскопическая реакция материала с покрытием на стадии предразру-шения и разрушения, а также характерные картины растрескивания частиц в композитном покрытии при растяжении и сжатии для случаев 1 и 2 при механическом нагружении из начального не-
Рис. 9. Участки кривых течения структуры с двухслойным покрытием, показанной на рис. 7, а, без учета (а) и с учетом остаточных термических напряжений (б), а также картины разрушения частиц в покрытиях (в). Состояния A-D показаны точками на кривых течения (б) (цветной в онлайн-версии)
деформированного состояния (рис. 9, а), а также после охлаждения (рис. 9, б). Напряжения и деформации на кривых высчитывались как осред-ненные по всей расчетной области значения интенсивности напряжений и относительного удлинения/укорочения области в направлении приложения нагрузки.
Результаты позволяют сделать два основных вывода. Во-первых, сравнивая рис. 9, а и 9, б, можно видеть, что остаточные термические напряжения, возникающие после остывания изготовленных образцов, играют положительную роль при последующем растяжении материала с покрытием и отрицательную роль при сжатии.
Рис. 10. Схема областей измерения (а) и зависимость остаточных напряжений от степени сжатия образца в соответствующих областях (б) (цветной в онлайн-версии)
Падение напряжения на кривых течения красного цвета при растяжении происходит при больших степенях деформации, чем на кривых синего цвета. При сжатии как вдоль, так и поперек покрытия наблюдается обратная тенденция. Связано это с тем, что после охлаждения композитов керамические частицы находятся в условиях объемного сжатия [21, 22] и сжимающие напряжения противодействуют растягивающим механическим нагрузкам, увеличивая степень деформирования композита до разрушения. Второй вывод можно сделать, сравнивая случаи 1 и 2 с различным расположением слоев покрытия. Установлено, что материал с покрытием «слой В4С - слой НС» обладает более высокой прочностью, чем с покрытием «слой ТЮ -слой В4С». Причем данный вывод подтверждается для всех шести исследуемых случаев (ср. линии с треугольными и квадратными символами на рис. 9, а, б).
Анализ характера растрескивания покрытия показывает следующее. Карбид титана обладает более низкой прочностью, чем карбид бора. Поэтому если слой с частицами карбида титана располагается между алюминиевой подложкой и верхним слоем, упрочненным карбидом бора, то возникает градиент прочностных свойств по толщине покрытия. В этом случае промежуточный слой является демпфирующим в том смысле, что интенсивно разрушаясь сам, способствует диссипации энергии деформирования и предотвращает раннее множественное зарождение трещин в верхнем приповерхностном слое с частицами карбида бора. Если же этот слой ТЮ располагается на поверхности, то свойства материала изменяются немонотонно по толщине покрытия. Интенсивное разрушение частиц карбида титана в верхнем
слое вызывает быстрое растрескивание промежуточного более прочного подслоя с частицами В4С с образованием магистральных трещин в покрытии перпендикулярно направлению растяжения (ср. состояния А и В на рис. 9, б, в) и более интенсивным равномерным растрескиванием обоих слоев покрытия вдоль направления сжатия (ср. состояния С и В на рис. 9, б, в).
Для подтверждения полученных выводов проведены эксперименты. Методом твердофазного спекания изготовлены образцы с покрытиями (рис. 8, б, в). Покрытия с различным расположением слоев формировались с обеих сторон одного и того же образца. После изготовления образцов методом рентгеноструктурного анализа измерялись остаточные напряжения в трех областях образца (рис. 10, а): 1 — покрытие В4С-ТЮ, 2 — центральная часть алюминиевой подложки и 3 — покрытие ТЮ-В4С. Далее проводились последовательные механические испытания на осевое сжатие с шагом в 3, 6, 9, 12 и 15 % деформации. После каждой серии экспериментов до заданной деформации измерения остаточных напряжений повторялись. Рентгеносъемка велась в диапазоне углов 110°-120°, где находятся линии алюминия (331) и (420). Микродисторсии определялись по формуле
Л
Ж
где Ж — измеренная в радианах полная ширина рентгенодифракционного профиля на середине максимума для пика; 0 — угловое положение дифракционного максимума рентгеновского профиля анализируемого пика. Для расчета напряжений использовались значения модулей упругости алюминия.
Рис. 11. Разрушение двухслойных покрытий «верхний слой карбида бора - средний слой карбида титана» (а) и «верхний слой карбида титана - средний слой карбида бора» (б)
Установлено, что уровень остаточных напряжений выше в покрытии «слой ТЮ - слой В4С» (рис. 10, б). Выявленные закономерности деформирования и разрушения градиентных композитных покрытий показали, что на момент разрушения образца покрытие В4С-ТЮ (область 1) менее растрескивается (рис. 11, а), чем ТЮ-В4С (область 3), в котором слои разрушены полностью (рис. 11, б). Таким образом, эксперименты качественно согласуются с результатами численного моделирования.
6. Заключение
В работе проведено численное исследование деформации композитов на основе чистого алюминия и никелида титана, а также материала с композитным двухслойным покрытием из алюминиевого сплава 6061 Т6 с дисперсным наполнением частицами карбидов бора и титана. Динамические задачи решаются численно в трехмерной и двумерной постановках методом конечных элементов с использованием пакета АЬад^/ЕхрНсй. Реакция однородных матриц и подложек упруго-пластическая с изотропным упрочнением. Разработана имитационная модель деформационного фазового перехода в никелиде титана из аустени-та в мартенсит при комнатной температуре. Для учета разрушения керамических частиц в композитном покрытии используется критерий разрушения типа Губера-Мизеса с учетом зарождения и распространения трещин в областях объемного растяжения. Исследованы формирование и эволюция остаточных напряжений при охлаждении,
растяжении, сжатии и сдвиге композитов, а также разрушение композитных покрытий. Результаты моделирования хорошо согласуются с экспериментами и позволяют сделать следующие выводы.
Величина остаточных напряжений после охлаждения изготовленных композитов возрастает с ростом объемной доли керамических частиц. Степень данной зависимости уменьшается при последующем деформировании композитов. Сдвиг более эффективен для снятия остаточных термических напряжений, чем растяжение и сжатие.
В композите на основе никелида титана за счет диссипации энергии при гистерезисе в области сверхэластичности упругого обратимого фазового перехода, а также при пластическом деформировании мартенсита возникают остаточные сжимающие и растягивающие напряжения и деформации вокруг керамической частицы.
Материал с двухслойным композитным покрытием, у которого слой с частицами карбида бора располагается на поверхности, обладает более высокой прочностью, чем в случае когда данный слой располагается между слоем с частицами карбида титана и алюминиевой подложкой.
Благодарности
Исследование выполнено за счет гранта Российского научного фонда № 18-19-00273, ШрБ:// rscf.ru/project/18-19-00273/. Модель разрушения (3), используемая в исследовании, разработана в рамках государственного задания ИФПМ СО РАН, тема номер БШЯШ-2021-0002.
Литература
1. Selvam J.D.R., Dinaharan I., Rai R.S. Matrix and Reinforcement Materials for Metal Matrix Composites // Encyclopedia of Materials: Composites. - 2021. -P. 615-639. - https://doi.org/10.1016/B978-0-12-803581-8.11890-9
2. Panemangalore D.B., Shabadi R. Microstructural Aspects of Metal-Matrix Composites // Encyclopedia of Materials: Composites. - 2021. - P. 274-297. -https://doi.org/10.1016/B978-0-12-819724-0.00019-7
3. Mertens A.I. Metal Matrix Composites Processed by Laser Additive Manufacturing: Microstructure and Properties. Chapter 13 // Handbooks in Advanced Manufacturing / Ed. by J. Pou, A. Riveiro, J.P. Davim. -Elsevier: Additive Manufacturing, 2021. - P. 409425. - https://doi.org/10.1016/B978-0-12-818411-0. 00005-7
4. Devi M.B., Birru A.K., Bannaravuri P.K. The recent trends of EDM applications and its relevance in the machining of aluminium MMCs: A comprehensive review // Mater. Today Proc. - 2021. - V. 47. -P. 6870-6873.
5. Chaudhari R., Khanna S., Vora J., Patel V.K., Pane-liya S., Pimenov D.Y., Giasin K., Wojciechowski S. Experimental investigations and optimization of MWCNTs-mixed WEDM process parameters of niti-nol shape memory alloy // J. Mater. Res. Technol. -2021. - V. 15. - P. 2152-2169.
6. Chauhan A., Vates U.K., Kanu N.J., Gupta E., Singh G.K., Sharma B.P., Gorrepati S.R. Fabrication and characterization of novel nitinol particulate reinforced aluminium alloy metal matrix composites (Ni-Tip/AA6061 MMCs) // Mater. Today Proc. - 2021. -V. 38. - P. 3027-3034.
7. Tsukamoto H. Mechanical behavior of shape memory alloy fiber reinforced aluminum matrix composites // Mater. Today Commun. - 2021. - V. 29. - P. 102750.
8. Gangil N., Siddiquee A.N., Maheshwari S. Towards applications, processing and advancements in shape memory alloy and its composites // J. Manuf. Process. - 2020. - V. 59. - P. 205-222.
9. Jiang D., Jia Z., Yang H., Liu Y., Liu F., Jiang X., Ren Y., Cui L. Large elastic strains and ductile necking of W nanowires embedded in TiNi matrix // J. Mater. Sci. Technol. - 2021. - V. 60. - P. 56-60. -https://doi.org/10.1016/jjmst2020.04.058
10. Zhan J., Yao X., Han F., Zhang X. A rate-dependent peridynamic model for predicting the dynamic response of particle reinforced metal matrix composites // Compos. Struct. - 2021. - V. 263. - P. 113673. -https://doi.org/ 10.1016/j. compstruct.2021.113673
11. Zhan J.M., Yao X.H., ZhangX.Q. Study on predicting the mechanical properties and fracturing behaviors of particle reinforced metal matrix composites by non-local approach // Mech. Mater. - 2021. - V. 155. -P. 103790. - https://doi.org/10.1016/j.mechmat.2021. 103790
12. Suo Y., Wang B., Jia P., Gong Y. Numerical analysis of mechanical properties and particle cracking probability of metal matrix composites // Mater. Today Commun. - 2020. - V. 24. - P. 101082. - https://doi. org/10.1016/j.mtcomm.2020.101082
13. Zhang J.F., Zhang X.X., Andra H., Wang Q.Z., Xiao B.L., Ma Z.Y. A fast numerical method of introducing the strengthening effect of residual stress and strain to tensile behavior of metal matrix composites // J. Mater. Sci. Technol. - 2021. - V. 87. - P. 167175. - https://doi.org/10.1016/jjmst.2021.01.079
14. Peng P., Gao M., Guo E., Kang H., Xie H., Chen Z., Wang T. Deformation behavior and damage in B4Cp/6061Al composites: An actual 3D microstruc-ture-based modeling // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. -V. 781. - P. 139169. - https://doi.org/10.1016/j.msea. 2020.139169
15. Gouripriya S., Tandaiya P. Mechanistic origins of work hardening in shape memory alloy particle reinforced ex-situ bulk metallic glass matrix composites // Scripta Mater. - 2020. - V. 185. - P. 1-6. - https:// doi.org/10.1016/j.scriptamat.2020.04.013
16. Yan B., Jiang S., Hu L., Zhang Y., Sun D. Crystal plasticity finite element simulation of NiTi shape memory alloy under canning compression based on constitutive model containing dislocation density // Mech. Mater. -2021. - V. 157. - P. 103830. - https://doi.org/10. 1016/j .mechmat.2021.103830
17. Danesh H., Javanbakht M., Mirzakhani S. Nonlocal integral elasticity based phase field modelling and simulations of nanoscale thermal- and stress-induced martensitic transformations using a boundary effect compensation kernel // Comput. Mater. Sci. - 2021. -V. 194. - P. 110429. - https://doi.org/10.1016/j.com matsci.2021. 110429
18. Jiang J., Ko W.-S., Joo S.-H., Wei D.X., Wada T, Ka-to H., Louzguine-Luzgin D.V. Experimental and molecular dynamics studies of phase transformations during cryogenic thermal cycling in complex TiNi-based crystalline/amorphous alloys // J. Alloys Compnd. -2021. - V. 854. - P. 155379. - https://doi.org/10. 1016/j.jallcom.2020.155379
19. Balokhonov R.R., Romanov a V.A., Schmauder S., Emelianova E.S. A numerical study of plastic strain localization and fracture across multiple spatial scales in materials with metal-matrix composite coatings // Theor. Appl. Fract. Mech. - 2019. - V. 101. - P. 342355. - https://doi.org/10.1016/j.tafmec.2019.03.013
20. Balokhonov R., Romanova V., Kulkov A. Microstructu-re-based analysis of deformation and fracture in metal-matrix composite materials // Eng. Fail. Analys. -2020. - V. 110. - P. 104412. - https://doi.org/10. 1016/j.engfailanal.2020.104412
21. Балохонов Р.Р., Романова В.А., Шваб Е.А., Емельянова Е.С., Зиновьева О.С., Зиновьев А.В., Сергеев М.В. Закономерности формирования областей объемного растяжения при одноосном и всесто-
роннем сжатии металлокерамических композитов и покрытий // Физ. мезомех. - 2019. - Т. 22. -№ 1. - С. 69-80. - https://doi.org/10.24411/1683-805X-2019-11007
22. Balokhonov R., Romanova V., Schwab E., Zemlia-novA., Evtushenko E. Computational microstructure-based analysis of residual stress evolution in metal-matrix composite materials during thermomechanical loading // Facta Univ. Ser. Mech. Eng. - 2021. -https://doi.org/10.22190/FUME201228011B
23. Балохонов Р.Р., Кульков А. С., Землянов А.В., Романова В.А., Евтушенко Е.П., Гатиятуллина Д.Д., Кульков С.Н. Эволюция остаточных напряжений и разрушение при термомеханическом нагружении дисперсно-упрочненных металлокерамических ком-
позиционных материалов // Физ. мезомех. - 2021. -Т. 24. - № 5. - С. 5-15. - https://doi.org/10.24412/ 1683-805X-2021-5-5-15
24. CRC Materials Science and Engineering Handbook / Ed. by J.F. Shackelford, Y.-H. Han, S. Kim, S.-H. Kwon. -Boca Raton: CRC Press, 2015.
25. Domnich V., Reynaud S., Haber R.A., Chhowalla M. Boron carbide: Structure, properties, and stability under stress // J. Am. Ceram. Soc. - 2011. - V. 94(11). -P. 3605-3628. - https://doi.org/10.1111/j.1551-2916. 2011.04865.x
26. Chang R., Graham L.J. Low-temperature elastic properties of ZrC and TiC // J. Appl. Phys. - 1966. -V. 37. - P. 3778-3783. - https://doi.org/10.1063/1. 1707923
Поступила в редакцию 01.06.2022 г., после доработки 13.07.2022 г., принята к публикации 15.07.2022 г.
Сведения об авторах
Балохонов Руслан Ревович, д.ф.-м.н., зав. лаб. ИФПМ СО РАН, rusy@ispms.ru Романова Варвара Александровна, д.ф.-м.н., гнс ИФПМ СО РАН, varvara@ispms.ru Буякова Светлана Петровна, д.т.н., проф., зам. дир. ИФПМ СО РАН, sbuyakova@ispms.ru Кульков Алексей Сергеевич, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, 727@sibmail.com Бакеев Рустам Альфредович, к.ф.-м.н., нс ИФПМ СО РАН, bakeev@ispms.ru Евтушенко Евгений Павлович, гл. спец. ИФПМ СО РАН, eugene@ispms.ru Землянов Александр Викторович, инж. ИФПМ СО РАН, zem.aleks99@mail.ru
