Моделирование процессов ресурсосберегающей обработки слитковых, порошковых, наноструктурных и композиционных материалов


МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ РЕСУРСОСБЕРЕГАЮЩЕЙ ОБРАБОТКИ СЛИТКОВЫХ, ПОРОШКОВЫХ, НАНОСТРУКТУРНЫХ И КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ
Монография











Москва Вологда «Инфра-Инженерия» 2021

УДК 621.7
ББК 34.5
    М74






А в т о р ы :
М. X. Шоршоров, А. Е. Гвоздев, А. Н. Сергеев, С. Н. Кутепов, О. В. Кузовлева, Е. М. Селедкин, Д. С. Клементьев, А. А. Калинин








  М74     Моделирование процессов ресурсосберегающей обработки слитковых, по       рошковых, наноструктурных и композиционных материалов : монография / [М. X. Шоршоров и др.] - Москва ; Вологда : Инфра-Инженерия, 2021. - 360 с.
           ISBN 978-5-9729-0596-6



            Приведены результаты математического моделирования механических свойств и структуры высоколегированных слитковых, порошковых металлических систем и инструментальных сталей в процессах изотермического деформирования и сверхпластического формоизменения. Рассмотрены процессы осадки объемных и листовых тонкослойных металлических заготовок, механизмы водородного растрескивания металлов и сплавов, наноструктурные и композиционные материалы различной природы. Обсуждаются ультрадисперсные порошковые и компактные нанокристаллические, наноаморфные и микрокристаллические металлические сплавы и соединения, структурное состояние, технологии производства и области применения. Представлены результаты количественных оценок процессов зародышеобразования и образования точечных дефектов кристаллического строения некоторых металлических систем в различных условиях и состояниях.
            Для научных работников и инженеров в области материаловедения, физики металлов, технологии машиностроения. Может быть полезно студентам соответствующих специальностей и преподавателям при подготовке специалистов различных уровней.

                                                                            УДК 621.7 ББК 34.5













ISBN 978-5-9729-0596-6

     © Издательство «Инфра-Инженерия», 2021
     © Оформление. Издательство «Инфра-Инженерия», 2021

            СОДЕРЖАНИЕ



ПРЕДИСЛОВИЕ.......................................................8
РАЗДЕЛ 1. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ........................10
  1.1. Материалы для моделирования механических свойств..........10
   1.1.1. Состав, структура и физико-механические свойства сталей.12
   1.1.2. Температурные интервалы фазовых превращений............14
  1.2. Математическое моделирование механических свойств.........20
   1.2.1. Факторы, влияющие на механические свойства.............21
   1.2.2. Критерии и параметры деформирования....................22
   1.2.3. Математические модели..................................25
   1.2.4. Методика планирования эксперимента.....................27
   1.2.5. Статистическая обработка результатов...................28
  1.3. Механические испытания....................................29
   1.3.1. Экспериментальное оборудование.........................29
   1.3.2. Образцы................................................33
РАЗДЕЛ 2. МОДЕЛИРОВАНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ............................................35
  2.1. Оптимальное планирование экспериментов....................35
  2.2. Моделирование механических свойств при растяжении в температурномеханических полях.............................................35
   2.2.1. Построение математических моделей механических свойств.35
   2.2.2. Закономерности изменения механических свойств в температурноскоростных полях...............................................40
РАЗДЕЛ 3. МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ ФАЗОВОЙ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ У8А.....................58
  3.1. Сверхпластичность стали У8А при растяжении.................58
  3.2. Сверхпластичность стали У8А при осадке.....................63
  Библиографический список к разделам 1, 2, 3....................66

3

РАЗДЕЛ 4. МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ ОСАДКИ ОБЪЕМНЫХ ОСЕСИММЕТРИЧНЫХ И ЛИСТОВЫХ ТОНКОСЛОЙНЫХ
МЕТАЛЛИЧЕСКИХ ЗАГОТОВОК.......................................73
  4.1. Моделирование технологических процессов объемного осесимметричного деформирования....................................73
   4.1.1. Математическая формулировка задач объемного осесимметричного формоизменения....................................................73
   4.1.2. Применение метода конечных элементов при вычислении деформированного состояния в задачах объемного осесимметричного формоизменения.............................................77
   4.1.3. Расчет напряжений по кинематике течения в задачах объемного осесимметричного формоизменения............................89
   4.1.4. Численная реализация и особенности построения конечноэлементной модели при решении технологической задачи осадки сплошной цилиндрической заготовки...................................95
   4.1.5. Осадка сплошных цилиндрических заготовок в состоянии сверхпластичности.........................................101
  4.2. Осаживание тонкослойных заготовок.....................105
   4.2.1. Конечноэлементная модель пластического сжатия тонкослойной заготовки между шероховатыми плитами......................105
   4.2.2. Осадка квадратной в плане заготовки................110
   4.2.3. Осадка листовых анизотропных заготовок.............120
   4.2.4. Осаживание квадратной листовой заготовки в круглой матрице.126
  Библиографический список к разделу 4.......................135
РАЗДЕЛ 5. МЕХАНИЗМЫ ВОДОРОДНОГО РАСТРЕСКИВАНИЯ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ.....................................138
  5.1. Общие сведения о водородном растрескивании металлических материалов.........................................................138
  5.2. Анализ современных теоретических представлений о механизмах водородного растрескивания конструкционных металлических материалов 140

4

   5.2.1. Теории внутреннего давления.........................140
   5.2.2. Адсорбционные теории................................142
   5.2.3. Метановая гипотеза..................................144
   5.2.4. Модели, основанные на гидридном охрупчивании........146
   5.2.5. Декогезионные теории................................148
   5.2.6. Теория влияния водорода на подвижность дислокаций...154
   5.2.7. Комплексные подходы.................................160
  5.3. Основные выводы........................................164
  Библиографический список к разделу 5........................164
РАЗДЕЛ 6. НОВЫЕ МАТЕРИАЛЫ В ТЕХНОЛОГИИ ПОРОШКОВОЙ МЕТАЛЛУРГИИ...................................................174
  6.1. Порошковые металлические сплавы с наноаморфной, нанокристаллической и микрокристаллической структурами......175
  6.2. Ультрадисперсные порошковые материалы..................177
  6.3. Прессование и спекание ультродисперсных материалов.....179
  6.4. Структурное состояние частиц ультрадисперсного размера и его влияние на физические и механические свойства массивных нанокристаллических материалов..................................................182
  6.5. Кластеры в деформированных металлах и их влияние на структурообразование и сверхпластичность....................192
  Библиографический список к разделу 6........................203
РАЗДЕЛ 7. КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ............................206
  7.1. Композиционные материалы...............................206
   7.1.1. Общие сведения о композиционных материалах..........206
   7.1.2. Свойства, состав и классификация пластмасс..........208
   7.1.3. Характеристика и марки термопластов.................211
  7.2. Термореактивные пластмассы.............................217
   7.2.1. Характеристика и марки реактопластов................217
   7.2.2. Слоистые пластмассы.................................221

5

  7.3. Неметаллические материалы..............................226
   7.3.1. Резинотехнические материалы (РТМ)...................226
   7.3.2. Керамические материалы..............................229
  Библиографический список к разделу 7........................234
РАЗДЕЛ 8. НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИЕМАТЕРИАЛЫ И НАНОТЕХНОЛОГИИ................................................237
  8.1. История развития.......................................237
  8.2. Структура наноматериалов...............................242
  8.3. Классификация наноматериалов...........................243
  8.4. Методы получения наноматериалов........................245
  8.5. Свойства наноматериалов................................246
  8.6. Сверхпластичность наноматериалов.......................248
  8.7. Применения наноструктурных материалов..................250
  8.8. Композиционные покрытия триботехнического назначения с полимерными матрицами и наполнителями из наночастиц твёрдых смазочных материалов..................................................261
  Библиографический список к разделу 8........................275
РАЗДЕЛ 9. АНАЛИЗ ПРОЦЕССОВ ЗАРОДЫШЕОБРАЗОВАНИЯ ПРИ ПОЛИМОРФНЫХ ПРЕВРАЩЕНИЯХ В ЧИСТЫХ МЕТАЛЛАХ....................277
  9.1 Оценка вклада в аномальное изменение теплоемкости титана вблизи температуры а^Р полиморфного превращения зародышей новой фазы.280
  9.2. Оценка вклада в аномальное изменение теплоемкости таллия вблизи температуры а^Р полиморфного превращения зародышей новой фазы.291
  9.3. Оценка вклада в аномальное изменение теплоемкости гафния вблизи температуры а^Р полиморфного превращения зародышей новой фазы.294
  9.4. Сравнительные оценки параметров процесса зародышеобразования для титана, таллия и гафния.......................................298
  Библиографический список к разделу 9........................299

6

РАЗДЕЛ 10. ОСОБЕННОСТИ АКТИВАЦИОННЫХ ПРОЦЕССОВ В
МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СИСТЕМАХ В СОСТОЯНИИ ПРЕДПРЕВРАЩЕНИЙ 301

  Библиографический список к разделу 10...................315

ЗАКЛЮЧЕНИЕ................................................317
Список литературы.........................................317

7

            ПРЕДИСЛОВИЕ



     Построение математических моделей механических свойств многофазных, сложнолегированных материалов, а также технологий получения деталей из них является комплексной задачей, требующей проведения трудоемких теоретических и экспериментальных исследований. При этом необходимы знания о закономерностях изменения механических свойств металлов, сталей и цветных сплавов, порошковых композиционных, ультрадисперсных нанокристаллических и наноаморфных металлических и неметаллических материалов при различных температурно-скоростных и силовых воздействиях.
     В настоящей монографии приведены результаты моделирования механических свойств гетерофазных инструментальных сталей в процессах изотермического деформирования и сверхпластического формоизменения, которые могут быть основой для разработки малопереходных ресурсосберегающих технологий производства высококачественных металлорежущего и штампового инструментов. Механические свойства углеродистых и промышленных труднодеформиру-емых сложнолегированных быстрорежущих сталей У 8 А, Р6М5 и 10Р6М5-МП исследовались при растяжении в различных температурно-скоростных условиях.
     С использованием методов планирования эксперимента на основе точных D-оптимальных многофакторных планов построены математические модели предела прочности, относительного удлинения, относительного сужения и коэффициента скоростного упрочнения, которые достаточно точно описывают процессы изотермического формоизменения и фазовой сверхпластичности. С их помощью установлены закономерности деформирования инструментальных сложнолегированных сталей в температурно-скоростных полях с учетом влияния температуры, скорости деформации, схемы напряженного состояния и структуры на прочность и пластичность материалов.
     Изучены ультрадисперсные порошковые и компактные наноаморфные и нанокристаллические материалы и технологии их производства. С помощью термодинамики малых систем и теории дефектов дан анализ влияния ультрадис-персного и кластерного структурного состояния этих материалов на комплекс 8

физических и механических свойств металлических сплавов и химических соединений. Показаны перспективы широкого применения таких материалов с уникальным комплексом физико-химических и механических свойств в различных областях науки и техники.
     Рассмотрены строение, состав, структура, свойства и области применения наноструктурных и композиционных, полимерных материалов и композиционные покрытия триботехнического назначения с полиимидными матрицами и наполнителями из наночастиц твердых смазочных материалов. Проанализированы процессы зародышеобразования и образования точечных дефектов кристаллической решетки в некоторых математических системах в различных температурно-скоростных условиях и состояниях.
     В книгу вошли результаты многолетних исследований, выполненных авторами в Тульском государственном университете, базовой лаборатории ИМЕТ РАН «Новые процессы формоизменения металлических материалов специального назначения», в лаборатории перспективных материалов, технологий и изделий Тульского научно-технологического парка, в Тульском артиллерийском инженерном институте, институте металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, Тульском государственном педагогическом университете им. Л.Н. Толстого по приоритетным фундаментальным научным направлениям.
     Авторы выражают благодарность всем коллегам, совместная работа с которыми способствовала появлению данной монографии.

9

            РАЗДЕЛ 1. МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЙ


1.1. Материалы для моделирования механических свойств
     Исследованы углеродистая сталь У8А и труднодеформируемые гетерофазные сложнолегированные материалы, из которых изготавливают металлорежущий инструмент - быстрорежущие вольфрамомолибденовые стали типа Р6М5 с карбидным упрочнением различных способов производства: Р6М5 традиционного слиткового передела и сталь 10Р6М5-МП, полученная методом порошковой металлургии. Указанные стали имеют различную дисперсность: порошковая сталь 10Р6М5-МП имеет более мелкое зерно ферритной основы и мелкие равномерно распределенные в структуре карбиды, чем у стали Р6М5. Поэтому такой выбор исследуемых материалов открывает возможность исследовать влияние структурного фактора, заложенного в эти материалы состоянием поставки, на закономерности развития и уровень процессов деформирования.
     Сталь Р6М5 широко применяется для изготовления металлорежущих инструментов и является основной среди БРС умеренной теплостойкости. Она получена традиционным слитковым переделом [1, 2]. Технология получения стали Р6М5 включала следующие операции: выплавку стали, последующую горячую обработку слитков давлением (ковка слитков; обрезка концов заготовки; отжиг заготовки; шлифование заготовки; контроль заготовки; горячая прокатка; обрезка концов проката; отжиг проката; шлифование; контроль заготовки; горячая прокатка; отжиг прутка; правка прутка; контроль заготовок прутка) [3].
     Технология получения порошковой быстрорежущей стали 10Р6М5-МП включала в себя следующие основные операции: выплавку, получение порошка посредством распыления жидкого металла азотом, горячую экструзию порошка в капсулах и последующую термическую обработку заготовок (отжиг) с целью снижения твердости стали и улучшения обрабатываемости ее резанием (рис. 1).
     Выплавку производили в открытой индукционной печи под слоем шлака. Расход азота при распылении 1 кг жидкого металла составляет 0,6... 1,0 м³ скорость охлаждения стали при распылении - 10⁴...10⁵ оС/с [4]. Размер гранул порошка после распыления изменяется от 40 до 630 мкм, основу же его составляла

10

фракция с размером гранул от 60 до 315 мкм.

Дегазация

Заварка капсул

Горячая экструзия

Рис. 1. Схема получения порошковой стали 10Р6М5-МП

     Для получения компактного металла капсулы с порошком подвергаются

горячей экструзии при температуре 1100...1140 °C со степенью их деформации

88% на прессе с усилием 63 МН. Время нагрева капсул с порошком до темпера

туры экструзии составляло 15 ч, время выдержки - 8 ч. В качестве смазывающего материала при экструзии использовали стекло N185 фракции 0,1 мм. Горячая

11

экструзия - один из перспективных и высокопроизводительных методов получения компактного материала из порошка, в котором совмещаются операции спекания, уплотнения и деформации. Плотность заготовок, полученных из порошка стали 10Р6М5-МП, определяемая на автопикнометре 1320 фирмы «Культро-никс» (Франция), близка к теоретической и составляет (7,992...8,034)*10⁻³ кг/м³. Плотность заготовок из стали Р6М5 составляет (8,031...8,045)*10⁻³ кг/м³.
     Для снятия внутренних напряжений после экструзии и подготовки структуры стали 10Р6М5-МП к последующим механической и термической обработкам ее подвергают отжигу (нагрев до 860 °C, выдержка 2 ч, охлаждение с печью до 760 C, выдержка 6 ч и дальнейшее охлаждение с печью).
     Содержание кислорода и азота не превышало 0,025 % каждого. Стали Р6М5, У8А и 10Р6М5-МП имеют химический состав, близкий к эвтектоидной концентрации, что обеспечивает максимальную поверхность раздела фазовых и структурных составляющих.
     1.1.1. Состав, структура и физико-механические свойства сталей
     С использованием механических испытаний, методов внутреннего трения, а также химического, рентгеноструктурного фазового, металлографического и электронномикроскопического анализов определены физико-механические характеристики исследуемых сталей. Результаты химического анализа сталей Р6М5 и 10Р6М5-МП приведены в таблице 1. Рентгеноструктурным анализом определен фазовый состав сталей (табл. 2). Методом электронной репличной микроскопии определены показатели структуры сталей Р6М5 и 10Р6М5-МП (табл. 3). Стали исследованы в состоянии поставки по ГОСТ 19265-73.
     Анализ результатов показал, что быстрорежущие стали в состоянии поставки имеют близкий химический и фазовый составы, но различные дисперсность структуры и свойства (табл. 4).
     Результаты химического анализа свидетельствуют о близком химическом составе сталей Р6М5 и 10Р6М5-МП по вольфраму, молибдену, ванадию, хрому, железу и углероду.

12

     Данные анализа свидетельствуют об одинаковом качественном фазовом составе исследуемых сталей. В порошковой стали 10Р6М5-МП отмечается повышенное содержание тугоплавкого карбида типа МС.
     По результатам электронномикроскопических исследований установлено, что порошковая сталь имеет в три раза более мелкое зерно феррита и карбидные частицы, чем сталь Р6М5.
     Повышенная прочность, твердость, ударная вязкость порошковой стали 10Р6М5-МП обусловлены более высокой дисперсностью её структуры.


Таблица 1

Химический состав быстрорежущих сталей Р6М5, 10Р6М5-МП

Марка                 Химические элементы, масс. %                     
стали  углерод (C) вольфрам молибден ванадий (V) хром (Cr) железо (Fe)
                     (W)      (Mo)                                    
 Р6М5     0,88       6,05     5,25      1,95       4,01      основа   
10Р6М5    0,97       6,05     5,18      1,91       4,07      основа   

Таблица 2

Фазовый состав быстрорежущих сталей (по данным рентгеноструктурного анализа)

                Фаза, объемные %        Параметр решетки
Марка стали Карбид M6C Карбид MC Феррит     феррита     
   Р6М5         15         2       83        0,2872     
  10Р6М5        14         4       82        0,2871     

Таблица 3

Показатели структуры сталей Р6М5 и 10Р6М5-МП после отжига (по данным электронномикроскопических исследований)

                                             Площадь                              
               Размер     Расстояние между  межфазной    Размер зерна             
Марка стали карбидов, мкм  карбидами, мкм  поверхности,  феррита, мкм  Показатель 
                                               „ -1                       формы   
                                                мм                      карбидов  
   Р6М5      2,90...3,70    3,30...4,10     490...684   11,30.. .14,50 1,47...1,67
  10Р6М5     0,99...1,21    0,73...0,87    1737...1995   3,70...4,50   1,70...1,74

13

Таблица 4

Физические и механические свойства быстрорежущих сталей

        Марка стали          Р6М5 10Р6М5-МП
       Твердосгь, HB         240     350   
 Предел упругости о у, МПа   76,2   62,7   
 Предел прочности о в, МПа   771     948   
Относительное удлинение 8, %  15     11    
  Предел пластичности Л р    0,39   0,18   
Модуль нормальной упругости  21,4   23,1   
    Ех104, МПа (T=20 С)                    
Модуль нормальной упругости  18,3   19,0   
    Ех104, МПа (T=600 С)                   
Ударная вязкость КСу, МДж/м2 1,0     1,2   
  Плотность рх10-3, кг/м3    7,99   8,03   

1.1.2. Температурные интервалы фазовых превращений
     Для обоснования температурных интервалов эффекта сверхпластичности быстрорежущих сталей Р6М5 и 10Р6М5-МП и практической реализации этого эффекта, а также для анализа механизмов, контролирующих сверхпластическое течение, необходимо знать температуры фазовых превращений, протекающих в этих сталях.
     В литературе имеются сведения о температурах фазовых превращений в стали Р6М5 [5-7]. Известно также, что положение критических точек в сталях меняется с изменением скорости нагрева [8].
     При нагреве до температуры 1000 °C со скоростью 25 С/м на дилатометрических кривых отчетливо фиксируется диффузионное фазовое «^'/-превращение, которое протекает в сталях Р6М5 и 10Р6М5-МП с уменьшением объема и сопровождается резким сжатием. Температуры фазовых превращений этих сталей, полученные обработкой дилатометрических кривых по методике, изложенной в [9], представлены в таблице 5.
     В таблице Ас₁ - температура, которая соответствует началу диффузионного фазового «^'/-превращения. Для быстрорежущих сталей, например для стали Р18, это температура, которая соответствует началу фазового превращения эвтектоид - аустенит, протекающему по следующей схеме:

14

Ф + Me₃C + Me₆C ^ A + Me₆C,                   (1)
a Acₘ — температура, при которой происходит окончание а^у-превращения в сталях с содержанием углерода выше эвтектоидной концентрации.
Таблица 5
Температуры фазовых превращений в сталях Р6М5 и 10Р6М5-МП по данным дилатометрии, °C

Марка стали   Ас1     Acm  
   Р6М5     830.840 880.890
  10Р6М5    815.825 870.880

     Для быстрорежущих сталей температура Acₘ соответствует окончанию диффузионного фазового а^у-превращения, которое при нагреве протекает по следующей схеме:
Ф + A + Me₆C ^ A + Me₆C                      (2)
     Из таблицы 5 видно, что сталь 10Р6М5-МП имеет более низкие температуры начала фазового а^у-превращения, чем сталь Р6М5. Температурный интервал а^у-превращения при нагреве порошковой стали 10Р6М5-МП несколько шире и составляет 55 C. Аналогичные результаты были получены при исследовании фазовых превращений в порошковых и литых быстрорежущих сталях, легированных кобальтом типа Р6М5К5 [10].
     Понижение температуры критической точки Ас₁ и увеличение температурного интервала а^у-превращения в порошковых сталях связывают с повышенной дефектностью металлической матрицы, большей флуктуацией по углероду и микровключениям, развитой свободной поверхностью за счет пор, увеличивающих свободную энергию и уменьшающих работу, затрачиваемую на образование зародышей аустенита [11]. Это приводит к тому, что даже незначительное превышение при нагреве температуры точки Ac₁ вызывает образование аустенита. В то же время наличие межчастичных границ и связанной с ними химической неоднородности обусловливает несоответствие доли структурных составляющих диаграмме состояния стали, затрудняет перераспределение углерода, затормаживает процесс перлитно-аустенитного превращения при непрерывном нагреве.

15