CC BY
43
УДК 669.018.44:669.017.165
Ю.И. Димитриенко1, А.Н. Луценко2, Е.А. Губарева1, Е.И. Орешко2, О.А. Базылева2, С.В. Сборщиков1
РАСЧЕТ МЕХАНИЧЕСКИХ ХАРАКТЕРИСТИК ЖАРОПРОЧНЫХ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНЫХ СПЛАВОВ НА ОСНОВЕ НИКЕЛЯ МЕТОДОМ МНОГОМАСШТАБНОГО МОДЕЛИРОВАНИЯ
DOI: 10.18577/2071-9140-2016-0-3-33-48
Рассмотрено численное математическое моделирование механических свойств жаропрочных никелевых сплавов методом многомасштабного моделирования структуры. Исследовано влияние кристаллографической ориентации (КТО) <001>, <011>, <111> на микроструктуру интерметаллидного сплава ВКНА-1В.
На основании проведенного металлографического анализа принято решение использовать двухуровневую модель структуры сплава типа ВКНА-1В в виде периодической структуры, содержащей две фазы с границей раздела между ними.
Работа выполнена в рамках реализации комплексного научного направления 3.3. «Технология прогнозирования свойств, моделирования и реализации современных процессов конструирования и производства изделий из неметаллических и композиционных материалов с использованием цифровых методов, совместимых с CAD/CAM/CAE и PLM системами» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [1 ].
Ключевые слова: сплав BKHA-1B, микроструктура, кристаллографическая ориентация, интерме-таллид NiAl, монокристаллические сплавы, математическое моделирование, метод многомасштабного моделирования, метод конечных элементов, повреждаемость.
The article considers computational mathematical modeling of mechanical properties of heat resistant nickel alloys by method of multi-scale modeling of structure.
Effect of crystallographic orientation (CGO) <001>, <011>, <111> on the microstructure of intermetallic alloy VKNA-1V is investigated.
The decision to use two-level structure model of VKNA-1V alloy in the form of the periodic structure containing two phases with section boundary between them is made on the basis of performed metallographic analysis.
The work is executed within implementation of the complex scientific direction 3.3 «Technology offorecasting of properties, modeling and implementation of modern processes of designing and production of products from non-metallic and composite materials with use of the digital methods compatible to CAD/CAM/CAE and PLM systems» («The strategic directions of development of materials and technologies of their processing for the period till 2030») [1].
Keywords: VKNA-1 V, microstructure, crystallographic orientation, intermetallide NiAl, monocrystal alloys, mathematical modeling, method of multilarge-scale modelling, finite element method, damage.
Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования Московский государственный технический университет им. Н.Э. Баумана [Bauman Moscow State Technical University]; e-mail: bauman@bmstu.ru
Федеральное государственное унитарное предприятие «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Государственный научный центр Российской Федерации [Federal state unitary enterprise «All-Russian scientific research institute of aviation materials» State research center of the Russian Federation]; e-mail: admin@viam.ru
Введение
Для производства авиационных газотурбинных двигателей (ГТД) необходимы жаропрочные материалы с повышенными характеристиками длительной прочности при температурах эксплуатации до 1200°С. Таким требованиям отвечают жаропрочные интерметаллидные сплавы на основе никеля (сплав марки ВИН - ВИАМ, интерме-таллидный никелевый), из которых изготавливают детали горячего тракта двигателя (элементы
камеры сгорания, сопловые лопатки, створки направляющего сопла и др.) [2-4].
Повышение рабочей температуры газа перед турбиной может быть достигнуто применением монокристаллических лопаток из сплава марки ВИН нового поколения [5-8]. Главное преимущество монокристаллических лопаток по сравнению с поликристаллическими заключается в более высоком сопротивлении высокотемпературной ползучести благодаря отсутствию в сплаве границ
зерен, так как их структура сформирована ветвями одного дендрита, который развивается от монокристаллической затравки. Этот дендрит пронизывает весь монокристалл множеством ветвей первого и второго порядков. Оси первого порядка дендрита растут вдоль направленного теплового потока, который создается в печи для направленной кристаллизации и совпадает с продольной осью монокристаллической лопатки.
На микроскопическом уровне структура монокристаллических жаропрочных интерметаллид-ных сплавов представлена только двумя фазами: частицами у'-фазы (формирующейся на основе интерметаллидного соединения №3А1 - упорядоченная ГЦК-структура типа L12), рассеянными в матрице из у-твердого раствора легирующих элементов в № (неупорядоченная ГЦК-структура). Частицы интерметаллидной у'-фазы различаются размерами и состоят из кубоидных микрочастиц со средним размером —500 нм (объемная доля ~70%), которые разделены нанопрослойками у-фазы с поперечным размером 50-90 нм; в у-прослойках присутствуют квазикубоиды нано-кристаллов размером 30-50 нм. Основные легирующие элементы преимущественно распределяются в кристаллической решетке у-фазы, в у'-фазе атомы этих элементов замещают в кристаллической решетке интерметаллидного соединения №3А1 позиции атомов алюминия и/или никеля [9].
В течение длительного времени эмпирический метод «проб и ошибок» был основным при разработке конструкционных материалов. Для сплавов марки ВИН, легированных более чем 15 элементами, нахождение оптимальных состава и комплекса свойств является трудоемкой задачей, требующей больших временных и финансовых затрат. В связи с этим формальные методы компьютерного проектирования современных жаропрочных сплавов становятся необходимым инструментом, позволяющим не только оптимизировать химический состав уже имеющихся промышленных сплавов, но и разрабатывать новые сплавы [1, 10-13].
Цель данной работы - расчет упругопластиче-ских характеристик сплава типа ВКНА-1В в зависимости от морфологии фазового состава методом многомасштабного моделирования с использованием конечно -элементных программных вычислительных комплексов МГТУ им. Н.Э. Баумана [14-21].
Материалы и методы
В качестве материала для исследования выбран интерметаллидный сплав марки ВКНА-1В на основе №3А1 следующего химического состава, % (по массе): 5,5 Сг; 8,5 А1; 1,1 Тц 3,3 W; 3,5 Мо; 0,02 Гг; № - остальное.
Прутковые (шихтовые) заготовки выплавляли вакуумным индукционным (ВИ) методом, мерные шихтовые заготовки переплавляли методом
ВГНК на установках типа УВНС, что обеспечивает формирование однородной тонкодендритной структуры с меньшими дендритной ликвацией и пористостью [10, 11].
Для получения монокристаллической структуры (МК-структуры) заданной КТО использовали затравки из имеющие (как и интерметал-
лид №3А1) гранецентрированную кубическую решетку (ГЦК). Для исследования структуры и свойств использовали цилиндрические заготовки образцов с МК-структурой и КТО <001>, <011>, <111> и отклонением от КТО <10 град.
Микроструктурное исследование сплавов проводили при помощи растрового электронного микроскопа JSM-6490LV фирмы Jeo1 на микрошлифах после травления. Для этого структуру выявляли в специально подготовленной смеси трех кислот - соляной, серной и азотной.
Для расчета статической прочности моделируемого материала типа ВКНА-1В использован метод конечных элементов (МКЭ) и метод многомасштабного моделирования (МММ).
Метод МКЭ можно использовать для решения задач, моделируемые объекты которых имеют сложные геометрические параметры, в отличие от аналитических методов, которые в основном ориентированы на задачи с объектами, имеющими простую геометрическую форму. Поэтому современные конечно-элементные расчетные комплексы сделали МКЭ распространенным инструментом инженера, выполняющего различные расчеты, в том числе расчеты на прочность [22-30].
Для расчета эффективных упруго-прочностных характеристик моделируемого материала типа ВКНА-1В использован МММ [31-34], согласно которому материал моделируется как многоуровневая структура, каждый структурный уровень с номером а которой образован ячейками периодичности (ЯП), состоящими из нескольких фаз. Каждая фаза в свою очередь состоит из ЯП (а-1)-го низшего структурного уровня. В результате формируется многоуровневая иерархическая структура, на каждом уровне которой имеются ячейки периодичности. На ЯП каждого а-го структурного уровня формулируются серии нелинейных задач механики деформируемого твердого тела [35]:
=0, в области V.
° а (ря) =с1и (1 °, 2 а )е«( ря ), в области V иЕ х
е а („ > = 2(и у ря у, + и у> „») , в об™ ~ ^
[и°( РЯ) ]=0, а< РЯ) К =°} ш поверхности ~ .
(1)
тта „а
где и >( ря) , а > ( ря) , е > ( рЧ) - перемещения, напряжения и деформации фаз в ЯП а-го уровня; ° а (РЯи = ^ ° а(РЯ) , - производные по локальным координатам V. - область, представляющая 1/8 часть ЯП а-го уровня; Е >> - поверхность контакта фаз внутри области V., последние два условия в системе (1) - это
(-а>=I
О а dV>,
(5)
тензора деформаций s >>> = ^»е >>( pq). а z > (а а ) - параметры
p. q=1
повреждаемости, зависящие от суммарных напряжений
3
° « = 2-Р
kl = ¿_,и kl (pq) ■
p. q=i
условия идеального контакта фаз; С ,™к> (I"> , г ^ ) - тензор
нелинейной упругости, описывающий упругопластиче- V
ские свойства фаз; I л ( е Л) - инварианта: суммарного а I у (в к> ) - инварианты тензора деформаций
— а а
3 8 к1 ; 2а - параметры повреждаемости, зависящие
от тензора напряжений о,а. Представляя соотношение (4) в псевдолинейном виде
— а_Т?а(та{\ _/^а (та/"^а\ а\т?а
— Г> V 1 ( Л гу )— Сутп У у ( £к( Л гу >/етп (6)
и вводя обозначения у — Ц, е Г — ё Л , У — Сатп , осуществляем переход к определяющим соотношениям а+1 структурного уровня.
Определяющие соотношения верхнего структурного уровня представляют собой определяющие соотношения упругопластичности материала в целом.
Численное моделирование эффективных определяющих соотношений многоуровневых материалов методом многомасштабного моделирования осуществляли с помощью специализированного программного комплекса MicroYes, разработанного в НОЦ «Симплекс» МГТУ им. Н.Э. Баумана [36].
Материал фаз полагался изотропным, подчиняющимся модифицированной деформационной теории малых упругопластических деформаций А. А. Ильюшина для активного нагружения [35]. В этом случае тензор нелинейной упругости
С а / т а а \ «
>и (I у , г > ) , описывающии упругопластические свойства фаз на нижнем структурном уровне а=1, имеет следующий вид:
К системе (1) присоединяют условия на координатных плоскостях— х — 0} и на торцевых поверхностях ЯП Е'> — {I Х —1/ 2 } ^=1, 2, 3, которые записываются следующим образом:
- пр ир—д - иа(рд) — (1 /2) ёрд8,р, — 0, 81(рч) — 0 (2)
на поверхности Е', ,Ф ] Ф к Ф,;
- прирФд - и;рд) — (1/4)ё,р5,р, ^ — 0, иа(рд) — 0 на поверхности Е', ,,у—{р, д};
рд) — 0 - Уд) —10, ик(рд) — 0 на поверхности Ек, ,Ф у Ф к Фг,
а также
- пр Hp=q - U> >q> = 0. S>( pq) = 0. S>( pq) = 0
<(pq) ' Л pq) на поверхности E,.. ,Ф j Ф k Фг,
(3)
- ПРИ р Ф д - Щр рд, = а ^ рд) = а и?( рд) = 0
на поверхности Еу, ,, у={р, д};
^(рд) — 0, ^Дрд) — 0, ик(рд) — 0
на поверхности Ек, ,Ф у Ф к Фг.
В данном случае введены обозначения для векторов усилий ^ ря) = а>> (ря) п, , а е а - средние деформации, являющиеся заданными величинами для ЯП а-го уровня.
Для численного решения задач теории упругопластичности (1)-(3) применялся вариант метода переменных параметров упругости [16, 20], с помощью которого задачи (1)-(3) были линеаризованы, а для решения серий линеаризованных задач применялся метод конечного элемента [33, 34] с тетраэдальным 10 узловым конечным элементом. Все программное обеспечение для решения задач (1)-(3) и визуализации расчетов разработано в НОЦ «Суперкомпьютерное инженерное моделирование и разработка программных комплексов» (НОЦ «Симплекс») МГТУ им. Н.Э. Баумана [36].
Для перехода с а-го уровня на (а+1)-й структурный уровень после решения задач (1)-(3) вычисляются эффективные упругопластические соотношения а-го уровня по следующей формуле:
° а — I ( о а ( р г ) >—у (1; а> а ) , г а ) ю
р, г—1
Здесь обозначен оператор осреднения по ЯП а-го уровня:
" = > (j> z> V> =
Л jkl \j у . zy Г kl
=| K(z)"3G(Z)(1-ю) | skk5j+2G(z)(1-ffl)8j.
(7)
где ю\l2 (s > ) ) - функция пластичности A.A. Ильюшина, которую выберем в степенном виде [35];
Г0.I2<еp
(8)
ю (I 2 )=>
. 12 > е г
где п - показатель упрочнения; ер - деформация начала текучести материала; 12 (е а ) - второй инвариант (интенсивность) тензора деформации
АО* а)—
, > (9)
^;Тз^(8Г1-е22)2 +(822 - 83з)2 + (е1а1-е3з)2 + б(е23+е23+822);
К- модуль объемного сжатия материала и G(z) -модуль сдвига, зависящие от параметра повреждаемости z
K(z)=Ka(z), G(z)=Goa(z),
(10)
где a(z) - функция, опис^1вающая повреждаемость материала:
a(z)=А\1-zmz |+1-zmz ).
(11)
где тг - константа, а^)=1 (если z=0) и а(г)=0 (если 2>1).
Параметр повреждаемости представляет собой функцию от инвариантов тензора напряжений
z=-
3о 2(1+BV (о))
1
о2 3о2
(12)
в данном случае обозначены первый и второй инварианты тензора напряжений:
1 // а а \2 , / а а \2 , / а а \2 °ы =-ГТ((а11-°22) +(°22"°33) +(°11"°33) +
V2 (13)
+б(о23а + о2а + о2а ))1/2,
° -=2 d °i)> °+=2 d °i+° )>
а сг, ос, - пределы прочности при растяжении, сжатии и сдвиге. Константа В вычисляется через пределы прочности статической при сжатии и сдвиге:
Б=| -1] -Ц
,3а2 ) ас
(14)
У(<з) - непрерывная положительная функция от первого инварианта с, описывающая гладкий переход накопления повреждений в областях растяжения и сжатия:
V (о) =
0, если о >0; -о, если -ос <о<0; о C, если о < -о с.
(15)
Модель (12) учитывает различие накопления повреждений в области растяжения и сжатия. Когда параметр повреждаемости достигает значения 1, происходит локальное разрушение материала в некоторой точке. Из этого условия
z=1 (16)
и выражения (12) получаем следующий критерий прочности материала фазы:
3о 2(1+BV (о -))+1 о^"3о2 1 ° + L
(17)
Таким образом, в рамках разработанной модели механическое поведение конкретного материала характеризуется следующим набором констант:
К, G, от, ос, mz, п, ер, (18)
которые должны быть определены на основе обработки экспериментальных данных.
Результаты
Для моделирования структуры сплава типа ВКНА-1В проведено исследование его микроструктуры в зависимости от КТО.
На рис. 1 представлена структура образца из сплава ВКНА-1В с КТО <001>, она имеет характерное для интерметаллидного сплава дендритно-ячеистое строение. Видно (рис. 2), что в междендритных областях присутствуют как мелкие , так и крупные участки эвтектики (у'+Р).
Оси дендритов (рис. 3) имеют двухфазную, неоднородную структуру (у'+у)-фазы, при этом частицы у'-фазы окружены тонкими пластичными прослойками у-твердого раствора. Морфология частиц у'-фазы в осях дендритов у образца из сплава ВКНА-1В <001> близка к кубической.
Морфология частиц у'-фазы в междендритных участках образца из сплава ВКНА-1В КТО <001> представлена на рис. 4. Структура в междендритной области состоит из интерметаллида Ni3Al (у'-фаза), разделенного пластичными прослойками твердого раствора на Ni-основе (у-фаза). Частицы у'-фазы неоднородны.
На рис. 5 показана дендритно-ячеистая структура образца из сплава ВКНА-1В КТО <011>. Видно (рис. 6), что в междендритных областях расположены участки эвтектики (у'+Р), отличающиеся между собой размером. Морфология частиц у ' - фазы о бразца из с плава В КН А - 1 В КТО <011> в осях дендритов имеет произвольную форму (рис. 7).
Морфология частиц у'-фазы в междендритных участках образца из сплава ВКНА-1В КТО <011> представлена на рис. 8. Структура в междендритном участке состоит из интерметаллида Ni3Al (у'-фаза), разделенного пластичными прослойками твердо го раствора на Ni -ocho ве (у- фаза) . Частицы у'-фазы неоднородны.
Структура сплава ВКНА-1В КТО <111> показана на рис. 9 - она имеет дендритно-ячеистое строение. Видно (рис. 10), что в междендритных областях расположены равномерные участки эвтектики (у'+Р)-фазы, на границе у-фазы выделяется вторичная у'-фаза (рис. 10, г). Морфология частиц у'-фазы образца из сплава ВКНА-1В КТО <111> в осях дендритов близка к треугольной (рис. 11).
Морфология частиц у'-фазы в междендритных участках о бразца из с плава ВКНА-1 В КТО <111> представлена на рис. 12. Структура междендритных областей состоит из интерметаллида Ni3Al (у'-фаза), разделенного пластичными прослойками твердого раствора на Ni-основе (у-фаза). Частицы у'-фазы неоднородны.
Таким образом, на основании проведенного металлографического анализа можно отметить, что микроструктура интерметаллидного сплава типа ВКНА для КТО <001>, <011> и <111> имеет дедритно-ячеистое строение. Оси дендритов состоят из интерметаллида Ni3Al (у'-фаза), разделенного прослойками твердого раствора на основе Ni (у-фаза). В зависимости от КТО морфология у'-фазы в осях дендритов изменяется: для КТО <001> - близка к квадратной форме, для КТО
2
u
+
а . а . а
О = Oi i +022
33
500 мкм 200 мкм
Рис. 1. Микроструктура образца из сплава ВКНА-1В КТО <001>
10_мхм
Рис. 2. Микроструктура образца из сплава ВКНА-1В КТО <001> с эвтектикой (у'+Р) в междендритных областях
1_мклг
Рис. 3. Микроструктура образца из сплава ВКНА-1В КТО <001> с морфологией частиц у'-фазы в осях дендрита
1 мым
Рис. 4. Микроструктура образца из сплава ВКНА-1В КТО <001> с морфологией частиц у'-фазы в междендритных участках
10 мкм
Рис. 6. Микроструктура образца из сплава ВКНА-1В КТО <011> с эвтектикой (у'+Р) в междендритных областях
Рис. 7. Микроструктура образца из сплава ВКНА-1В КТО <011> с морфологией частиц у'-фазы в осях дендрита
Рис. 8. Микроструктура образца из сплава ВКНА-1В КТО <011> с морфологией частиц у'-фазы в междендритных областях
Рис. 9. Микроструктура образца из сплава ВКНА-1В КТО <111> с дендритно-ячеистой структурой
Рис. 10. Микроструктура образца из сплава ВКНА-1В КТО <111> с эвтектикой (у'+Р) в междендритных областях
2 мкм I мкм
Рис. 11. Микроструктура образца из сплава ВКНА-1В КТО <111> с морфологией частиц у'-фазы в осях дендрита
1 мш
Рис. 12. Микроструктура образца из сплава ВКНА-1В КТО <111> с морфологией частиц у'-фазы в междендритных участках
<111> - близка к треугольной форме, для КГО <011> - имеет произвольную форму.
Воспроизведение реальной микроструктуры при компьютерном моделировании практически невозможно ввиду ее случайного характера. Кроме того, детальное воспроизведение реальной геометрической формы фаз создает сложность при генерации конечно-элементных (КЭ) сеток, существенно увеличивает размер КЭ сетки и, следовательно, продолжительность расчета. В некоторых случаях детально моделируемая сложная геометрическая форма может быть источником концентрации напряжений, которых в действительности не существует в фазах, тем самым создается значительная погрешность расчета или возникают проблемы сходимости решения. Поэтому целесообразно использовать идеализированные модели микроструктуры, которые содержат только наиболее важные особенности геометрической формы микроструктуры. Такая идеализированная многоуровневая структура для жаропрочных монокристаллических сплавов типа ВКНА-1В, которая была разработана в данной работе, показана на рис. 13.
При моделировании структуры сплава типа ВИН использовался иерархический мношмасштабный подход с двумя структурными уровнями: мезоуров-нем и микроуровнем.
Мезоуровень - группа структурных составляющих, образующих минимальный объем, который можно наделить осредненными свойствами. Микроуровень - более низкий масштабный уровень структурной неоднородности, описывающий морфологию фаз в осях дендритов или в меж-осном пространстве.
Модель представляет собой двухуровневую периодическую структуру, на первом (верхнем) уровне которой располагаются ячейки периодичности, содержащие три фазы: включения у'-фазы, образующейся при термообработке сплава, смеси у'- и у-фаз, в виде псевдорегулярных призматических включений, а также смеси у'- и у-фазы, образующих матрицу; на втором уровне располагаются две ячейки периодичности, состоящие из двух фаз: у и у', с границами раздела фаз, ячейки отличаются разным содержанием фаз. Некоторые из полученных результатов решения задач (1)-(3) для сплава ВКНА-1В приведены на рис. 14, показаны зоны максимальных значений параметра повреждаемости г в ЯП, которые указывают на места зарождения микродефектов в микроструктуре. На рис. 15 показаны различные этапы распространения микроразрушения в мезоструктуре жаропрочного справа ВКНА-1В при деформировании в направлении <100>.
Проведены расчеты диаграмм деформирования жаропрочных сплавов в области пластичности, прочностных характеристик жаропрочных сплавов при действии различных видов напряженно-деформированного состояния (растяжения,
сжатия, сдвига). Расчетная диаграмма деформирования сплава ВКНА-1В и экспериментальные данные показаны на рис. 16, имеет место достаточно хорошее совпадение результатов, что показывает адекватность разработанной математической модели и возможность ее использования для прогнозирования механических свойств новых сплавов системы легирования NiзAl-Ti-Cr-W-Mo. На рис. 17 показаны диаграммы деформирования сплавов с различным содержанием у'-фазы.
На втором этапе работ по экспериментальным данным модельных сплавов построены зависимости «фазовый состав-механические свойства» интерметаллидных сплавов на основе никеля системы легирования Ni3AI-Ti-Cr-W-Mo. Определены: химический состав, атомная масса, электронная концентрация, дисбаланс, температуры фазовых превращений - ликвидус и солидус, значения структурных параметров (периоды кристаллических решеток у'- и у-фаз, мисфит у/у', объемная доля фаз), характеристики кратковременной прочности и текучести при температуре 20°С (табл. 1) [37]. Часть полученных экспериментальных данных использовали для определения констант модели фаз - см. (18). Установлено влияние объемной доли у'-фазы в исследованных интерметаллидных сплавах (составы с 1 по 43) на статическую прочность (рис. 18).
При температуре 20°С наблюдается повышение предела текучести и снижение предела прочности с повышением объемной доли у'-фазы - с 85 до 100%, что, вероятно, связано с уменьшением в сплаве количества «вязкой» пластичной у-фазы.
Полученные экспериментальные зависимости механических свойств сплава типа ВКНА-1В от объемного содержания у'-фазы [38, 39] и от КТО (табл. 2) использованы для сравнения с результатами расчетов и проверки адекватности предложенных моделей «состав-свойства» жаропрочных интерметаллидных сплавов на основе никеля.
Обсуждение и заключения
На основании проведенного металлографического анализа принято решение использовать двухуровневую модель структуры сплава типа ВКНА-1В. Разработанная модель представляет собой двухуровневую периодическую структуру, на первом (верхнем) уровне которой располагаются ячейки периодичности, содержащие три фазы: включения у'-фазы, образующиеся при термообработке сплава, смеси у'- и у-фаз, в виде псевдорегулярных призматических включений, а также смеси у'- и у-фазы, образующих матрицу; на втором уровне располагаются две ячейки периодичности, состоящие из двух фаз: у' и у, с границами раздела фаз, ячейки отличаются разным содержанием фаз.
По экспериментальным данным модельных сплавов построены зависимости «фазовый состав-механические свойства» жаропрочных интерме-
Рис. 13. Двухуровневая модель микромезоструктуры жаропрочного монокристаллического сплава типа ВКНА-1В КТО <111>
Рис. 14. Распределение параметра повреждаемости га в мезоструктуре жаропрочного сплава ВКНА-1В перед началом макроразрушения в у'- (а) и у-фазе (б)
Рис. 15. Различные этапы распространения микроразрушения в мезоструктуре жаропрочного справа ВКНА-1В при растяжении
а,,. МО
Рис. 16. Диаграмма деформирования при растя- Рис. 17. Расчетные диаграммы деформирова-
жении жаропрочного сплава ВКНА-1В с концентра- ния при растяжении жаропрочного сплава
цией у'-фазы 48% (• - экспериментальные данные) ВКНА-1В с различными концентрациями у'-фазы
МПа
1«0 аоо
ш
О О
О _ ■D * * у
__-Я—
р т ш *
70 Í0 И 1«
Рис. 18. Зависимости ав и а0д от объемной доли у'-фазы Уу в исследованных интерметаллидных
Таблица 1
Экспериментально определенные параметры модельных сплавов типа ВКНА-1В для построения математических моделей зависимостей «фазовый состав-механические свойства»
Сплав (условный номер Содержание химических элементов, % (по массе) Доля фаз, % (объемн.) Температура, °С ®0,2
состава) Ni Al Ti V* V; Tl Ts МПа
ВКНА-1В Основа 8,5 1,5 88 12 1384 1354 1325 608
Модельный сплав 1 76,43 8,35 0,95 95,5 4,5 1345 1285 922 657
43 69,80 8,30 — 95,0 5,0 1392 1365 810 555
Таблица 2
Физико-механические свойства сплава ВКНА-1В при различных структурных состояниях
КТО Т °с 1 исш ^ Модуль упругости, ТПа ®0,2 5, %
МПа
<001> 20 150 550 330 55
800 140 840 760 14
1000 120 550 540 44
<011> 20 220 670 400 290
800 175 1030 1000 120
1000 145 540 520 490
<111> 20 220 1350 620 14
800 215 890 670 26
1000 155 520 430 30
таллидных сплавов на основе никеля системы легирования Ni3Al-Ti-Cr-W-Mo. Определены: химический состав, атомная масса, электронная концентрация, дисбаланс, температуры фазовых превращений - ликвидус и солидус, значения структурных параметров (периоды кристаллических решеток у'- и у-фаз, мисфит у/у', объемная доля фаз), характеристики кратковременной прочности и текучести при температуре 20°С. Полученные экспериментальные данные использовали для построения математических моделей зависимости «фазовый состав-механические свойства» сплава типа ВИН.
Установлено влияние объемной доли у'-фазы в исследованных интерметаллидных сплавах на статическую прочность. Полученные экспериментальные зависимости механических свойств сплава типа ВКНА-1В от объемного содержания у'-фазы использованы для сравнения с результата-
ми расчетов и проверки адекватности разработанных моделей «состав-свойства» интерметаллидных сплавов на основе никеля.
Для моделирования механических свойств интерметаллидных монокристаллических сплавов применена деформационная теория пластичности при активном нагружении с учетом эффекта повреждаемости отдельных фаз сплавов при нагружении. В сочетании с методом многомасштабного моделирования эта модель позволяет достаточно адекватно прогнозировать механические свойства сплавов с различным содержанием и морфологией фаз.
Работа выполнена при финансовой поддержке Минобрнауки РФ в рамках Соглашения о предоставлении субсидии №14.595.21.0002 от 22.08.2014 г., уникальный идентификатор №RFMEFI59514X0002, с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания ФГУП «ВИАМ».
ЛИТЕРАТУРА
1. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. №1 (34). С. 3-33.
2. Каблов Е.Н., Бунтушкин В.П., Базылева О.А. Кон-
струкционные жаропрочные материалы на основе соединения №зА1 для деталей горячего тракта ГТД // Технология легких сплавов. 2007. №2. С. 75-80.
3. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Елютин Е.С. Монокри-
сталлические жаропрочные сплавы для газотурбинных двигателей // Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Сер.: Машиностроение. 2011. №SP2. С. 38-52.
4. Поварова К.Б., Базылева О.А., Казанская Н.К., Дроз-
дов А.А. и др. Конструкционные жаропрочные сплавы на основе Ni3A1: получение, структура и свойства // Материаловедение. 2011. №4. С. 39-48.
5. Базылева О.А., Аргинбаева Э.Г., Туренко Е.Ю. Жа-
ропрочные литейные интерметаллидные сплавы // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 57-60.
6. Бунтушкин В.П., Бронфин М.Б., Базылева О.А., Ти-
мофеева О.Б. Влияние легирования и структуры отливок на жаропрочность интерметаллида №зА1 при высокой температуре // Металлы. 2004. №2. С. 107-110.
7. Каблов Е.Н., Бунтушкин В.П., Базылева О.А. Мате-
риалы на основе интерметаллида Ni3A1 для получения отливок с регламентированной структурой // Структура и свойства интерметаллидных материалов с нанофазным упрочнением. М.: МИСиС, 2008. С. 182-219.
8. Бондаренко Ю.А., Базылева О.А., Ечин А.Б., Суро-
ва В.А., Нарский А.Р. Высокоградиентная направленная кристаллизация деталей горячего тракта из интерметаллидного жаропрочного сплава ВКНА-1В с монокристаллической структурой // Литейное производство. 2012. №6. С. 12-16.
9. Базылева О.А., Туренко Е.Ю., Шестаков А.В. Совре-
менные перспективные высокотемпературные интерметаллидные сплавы серии ВИН // Новости материаловедения. Наука и техника: электрон. науч.-технич. журн. 2014. №3. Ст. 10. URL: http:// www.materia1snews.ru (дата обращения: 18.05.2015).
10. Enomoto M., Harada. Ana1ysis of y/y' Equi1ibrium in Ni-A1-X A11oys by the C1uster Variation Method with the Lennard-Jones Potentia1 // Meta11urgica1 Transactions. 1989. V. 20A. №4. P. 649-664.
11. Горюнов A.B., Ригин B.E. Современная технология получения литейных жаропрочных никелевых сплавов // Авиационные материалы и технологии. 2014. №2. С. 3-7.
12. Бондаренко Ю.А., Ечин А.Б., Сурова В.А., Нарский А.Р. Влияние условий направленной кристаллизации на структуру деталей типа лопатки ГТД // Литейное производство. 2012. №7. С. 14-16.
13. Каблов E.H., Петрушин Н.В., Светлов И.Л. Компьютерное конструирование жаропрочного никелевого сплава IV поколения для монокристаллических лопаток газовых турбин // Литейные жаропрочные сплавы. Эффект С.Т. Кишкина. М.: Наука, 2006. С. 98-115.
14. Димитриенко Ю.И., Губарева Е.А., Юрин Ю.В. Асимптотическая теория термоползучести многослойных тонких пластин // Математическое моделирование и численные методы. 2014. №4. С. 18-36.
15. Димитриенко Ю.И., Дроголюб А.Н., Губарева Е.А. Оптимизация многокомпонентных дисперсно-армированных композитов на основе сплайн-аппроксимации // Наука и образование: электрон. науч.-технич. изд. 2015. URL: http:// www.technomag.bmstu.ru (дата обращения: 18.05.2015).
16. Димитриенко Ю.И., Федонюк H.H., Губарева Е.А., Сборщиков C.B., Прозоровский A.A. Многомасштабное конечно-элементное моделирование трехслойных сотовых композитных конструкций // Наука и образование: электрон. науч.-технич. изд. 2014. №10. URL: http://www.technomag.bmstu.ru (дата обращения: 18.05.2015).
17. Димитриенко Ю.И., Сборщиков C.B., Соколов А.П., Садовничий Д.Н., Гафаров Б.Р. Численное и экспериментальное моделирование прочностных характеристик сферопластиков // Композиты и наноструктуры. 2013. №3. С. 35-51.
18. Димитриенко Ю.И., Сборщиков C.B., Соколов А.П. Численное моделирование микроразрушения и прочностных характеристик пространственно-армированных композитов // Механика композиционных материалов и конструкций. 2013. Т. 19. №3. С. 365-383.
19. Димитриенко Ю.И., Яковлев И.О., Ерасов B.C., Федонюк H.H., Сборщиков C.B., Губарева Е.А., Крылов В.Д., Григорьев М.М., Прозоровский A.A. Разработка многослойного полимерного композиционного материала с дискретным конструктивно-ортотропным заполнителем // Композиты и наноструктуры. 2014. Т. 6. №1. С. 32-48.
20. Димитриенко Ю.И., Губарева Е.А., Сборщиков C.B., Базылева O.A., Луценко А.Н., Ореш-ко Е.И. Моделирование упругопластических характеристик монокристаллических интерметаллидных сплавов на основе микроструктурного численного анализа // Математическое моделирование и численные методы. 2015. №2. С. 3-22.
21. Димитриенко Ю.И., Губарева Е.А., Сборщиков C.B. Конечно-элементное моделирование эффективных вязкоупругих свойств однонаправленных композиционных материалов // Математическое моделирование и численные методы. 2014. №2. С. 28-48.
22. Коллеров М.Ю., Егорова М.В., Орешко Е.И., Ртищев С.Н., Карачунский Г.М., Радванская С.Н. Экспериментально-теоретическое обоснование алго-
ритма раннего ортодонтического лечения детей с односторонней расщелиной губы и неба несъемными аппаратами // Стоматология детского возраста и профилактика. 2011. Т. X. №1 (36). С. 23-27.
23. Гусев Д.Е., Коллеров М.Ю., Рудаков С.С., Королев П.А., Орешко Е.И. Оценка биомеханической совместимости имплантируемых опорных пластин из сплавов на основе титана и никелида титана методом компьютерного моделирования // Титан. 2011. №3 (33). С. 39-44.
24. Коллеров М.Ю., Гусев Д.Е., Орешко Е.И. Экспериментально-теоретическое обоснование выбора метода и имплантатов для устранения воронкообразной деформации грудной клетки // Научные труды (Вестник МАТИ). 2012. №19 (91). С. 331-336.
25. Коллеров М.Ю., Усиков В.Д., Куфтов B.C., Гусев Д.Е., Орешко Е.И. Медико-техническое обоснование использования титановых сплавов в имплантируемых конструкциях для стабилизации позвоночника // Титан. 2013. №1 (40). С. 39-45.
26. Орешко Е.И., Ерасов B.C., Подживотов Н.Ю. Выбор схемы расположения высокомодульных слоев в многослойной гибридной пластине для ее наибольшего сопротивления потере устойчивости // Авиационные материалы и технологии. 2014. №S4. С. 109-117.
27. Орешко Е.И., Ерасов B.C., Луценко А.Н. Математическое моделирование деформирования конструкционного углепластика при изгибе // Авиационные материалы и технологии. 2017 (в печати).
28. Орешко Е.И., Ерасов B.C., Подживотов Н.Ю., Луценко А.Н. Расчет на прочность гибридной панели крыла на базе листов и профилей из высокопрочного алюминий-литиевого сплава и слоистого алюмостеклопластика // Авиационные материалы и технологии. 2016. №1 (40). С. 53-61. DOI: 10.18577/2071-9140-2016-0-1-53-61.
29. Орешко Е.И., Ерасов B.C., Луценко А.Н., Терен-тьев В.Ф., Слизов А.К. Построение диаграмм деформирования в трехмерном пространстве a-e-t // Авиационные материалы и технологии. 2017 (в печати).
30. Орешко Е.И., Ерасов B.C., Луценко А.Н. Особенности расчетов устойчивости стержней и пластин // Авиационные материалы и технологии. 2017 (в печати).
31. Димитриенко Ю.И. Метод многоуровневой гомогенизации иерархических периодических структур // Вестник МГТУ им. Н.Э. Баумана. Сер.: Естественные науки. 2002. №1. С. 58-73.
32. Димитриенко Ю.И., Соколов А.П. Система автоматизированного прогнозирования свойств композиционных материалов // Информационные технологии. 2008. №8. С. 31-36.
33. Димитриенко Ю.И., Соколов А.П. Численное моделирование композиционных материалов с многоуровневой структурой // Известия Российской академии наук. Серия физическая. 2011. Т. 75. №11. С. 1549-1554.
34. Димитриенко Ю.И., Соколов А.П. Многомасштабное моделирование упругих композиционных материалов // Математическое моделирование. 2012. Т. 24. №5. С. 3-20.
35. Димитриенко Ю.И. Механика сплошной среды: учеб. пособ. в 4 т. М.: Изд-во МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2013. Т. 4: Основы механики твердого тела. 624 с.
36. Димитриенко Ю.И., Сборщиков C.B. Программа Microyes_NetGazer для трехмерной визуализации и анимации результатов решения задачи имитационного моделирования микроразрушения композиционных материалов при статических нагрузках, на основе конечно-элементного решения задач на ячейке периодичности: программа для электронных вычислительных машин (программы для ЭВМ). Россия №2015615102; дата поступления 12.03.15; дата госрегистрации Программ для ЭВМ 07.05.15.
37. Аргинбаева Э.Г. Влияние легирования, технологии литья и термической обработки на структуру и свойства интерметаллидных сплавов на основе никеля: автореф. дис. ... канд. техн. наук. 2014. 24 с.
38. Базылева О.А., Бондаренко Ю.А., Тимофеева О.Б., Хвацкий К.К. Влияние кристаллографической ориентации на структуру и свойства сплава ВКНА-1В // Металлургия машиностроения. 2012. №4. С. 9-13.
39. Аргинбаева ЭТ., Базылева О.А., Колодочкина В.Г., Хвацкий К.К. Влияние кристаллографической ориентации на структуру и физико-механические свойства интерметаллидного сплава на основе №зА1 // Авиационные материалы и технологии. 2013. №2. С. 3-7.
