Особенности деформации биметаллической пластины

ВЕСТНИК ПНИПУ. МЕХАНИКА № 3, 2024PNRPU MECHANICS BULLETIN

Развитие современной техники вызывает необходимость создания материалов, обладающих комплексом свойств, обеспечивающих высокую прочность, коррозионную стойкость, теплопроводность, жаропрочность, износостойкость и др. [1]. Поэтому широкое применение нашли биметаллические материалы, которые изготовлены с помощью соединения двух и более разнородных металлов в монолитную композицию, сохраняющую надежную связь составляющих при дальнейшей технологической обработке в условиях эксплуатации [2]. В настоящее время существует большое количество различных методов получения биметаллов [3–5], что объясняется большим разнообразием их назначения и состава, а также стремлением найти самый рациональный метод получения для каждого вида. Изучению механических свойств биметаллов посвящены многие исследования [6–8]. Прочное соединение слоев металла между собой по всей поверхности контакта является основной задачей при получении металлических композитов. При этом следует получить необходимое соотношение толщин слоев, а также требуемую структуру и свойства готового композита. Использование твердой стали в сочетании с более мягкой позволяет существенно увеличить срок эксплуатации биметаллических изделий. Влияние термической обработки на межфазные характеристики, механические свойства и поведение при разрушении биметаллического композита из дуплексной нержавеющей стали 2205/углеродистой стали AH36 рассмотрено в [8]. Неоднородность микроструктуры и химического состава наблюдались в прилегаю- щей к границе раздела зоне. Установлено, что диффузионная переходная зона элементов сплава Cr и Fe между компонентом 2205 и слоями стали АН36 имеет тенденцию к увеличению с повышением температуры отжига. Результаты испытаний на сдвиг и растяжение показали, что прочность на растяжение биметаллического композита 2205/AH36 постепенно снижается, но удлинение при разрушении увеличивается с повышением температуры отжига, более широкая зона диффузии легирующих элементов приводит к более высокой межфазной прочности на сдвиг и лучшей пластичности биметаллического композита [8]. В работе [9] приводятся данные о картах деформационных полей при квазистатическом и динамическом одноосном растяжении пластин из слоистого материала Ti/Al, полученных методом сварки взрывом. Результаты исследований при нагружении образцов в параллельном и перпендикулярном направлениях интерфейсу в сочетании с методами энергодисперсионной спектроскопии и синхротронной рентгенографии высокого разрешения позволили выявить различные механизмы деформации слоистых композитов. В частности, установлено, что пластическая деформация и разрушение пластин осуществляются преимущественно в слое Al для перпендикулярной приложенной нагрузки, в то же время для параллельно прилагаемой нагрузки к поверхности раздела как слои Ti и Al, так и интерфейс слоистого материала играет важную роль для процессов пластического течения [9].

Известные модели механики разрушения [10–14], использующиеся для описания деформации и разрушения монолитного материала и отдельных составляющих слоистых материалов, к сожалению, не позволяют учи- тывать локализацию пластической деформации и разрушения в зоне соединения слоев. В работах [15; 16] для макроскопического описания нелинейного пластического течения предложена градиентная теория пластичности, учитывающая многомасштабность деформируемой среды [17]. Особенности пластической деформации материалов на макроскопическом масштабном уровне рассмотрены в работах [18–23] с использованием экспериментальных методов механики деформируемого тела. Заманчивые перспективы в понимании природы локализации деформации биметаллов могут быть связаны с автоволновыми представлениями о пластичности [24; 25]. В работах [26; 27] показано, что паттерны локализованной пластичности в чистых металлах и сплавах однозначно связаны с законом деформационного упрочнения, актуальным для соответствующей стадии процесса деформации. Как показывают результаты исследований [1], одноименные стадии деформационного упрочнения в разных материалах могут соответствовать разным общим деформациям. В связи с этим возникает вопрос, как может развиваться локализация пластической деформации в биметалле [28], состоящем из металлов с разными видами диаграмм пластического течения, когда одна составляющая деформируется, например, по механизму Людерса, а другая – с мартенситным превращением? Ответ на это вопрос может иметь большой практический смысл, связанный с технологией обработки давлением биметаллических материалов типа «конструкционная сталь – нержавеющая сталь» [2], часто используемых в химическом машиностроении для изготовления реакционных колонн, автоклавов, реакторов, теплообменников.

• 1.    Материал и методика исследования

• 2.    Результаты и их обсуждение

Исследуемый в настоящей работе биметалл был получен методом заливки с последующей прокаткой на необходимую толщину 8 мм [29]. Толщина плакирующего слоя аустенитной нержавеющей стали AISI 304 составила 0,75 мм. Основной слой низкоуглеродистой стали ASTM A414 grade A представлял собой почти чистый феррит (α-Fe, ОЦК), а плакирующие слои аустенитной нержавеющей стали состояли из легированного аустенита (γ-Fe, ГЦК).

Микроструктура и элементный состав биметалла в зоне соединения рассмотрены в [29]. После окончания площадки текучести в плакирующем слое нержавеющей стали композита наблюдались микротрещины и мартенситная α'-фаза, образованная в результате γ-α'-фазового превращения [30; 31]. Количество образовавшегося α'-мартенсита деформации в плакирующем слое нержавеющей стали AISI 304 в результате растяжения биметалла определяли с помощью рентгеноструктурного анализа. Для получения рентгенограмм использовали монохроматизированное Cu Kα излучении на установке ДРОН-3. Анализ рентгенограмм поверхностного слоя стали AISI 304 в биметалле показал, что в исходном состоянии содержится только аустенит (γ-фаза) c параметром решетки а = 3,5999 Å. В деформированных растяжением композитных образцах в поверхностных слоях нержавеющей стали AISI 304 реализуется наведенное деформацией γ-α'-фазовое превращение [30; 31] и выявлена двухфазная структура с различным соотношением α- и γ-фаз. Аустенитная сталь AISI 304 обладает деформационно-нестабильной структурой, в которой при силовом воздействии могут протекать фазовые превращения с образованием частиц α'-фазы [30; 31]. Особенности локализации пластической деформации при растяжении метастабильной аустенитной стали рассмотрены в работе [32].

Биметаллические пластины для испытаний с размерами рабочей части 42×8×2 mm вырезались так, чтобы на поверхности наблюдения можно было видеть основной и плакирующий слои металла. Образцы растягивались при 300 К со скоростью ~8^10-5 s-1 на испытательной машине Walter Bai AG LFM-125. Механические свойства исследованного биметаллического материала и его составляющих представлены в таблице. Визуализация и эволюция полос макроскопической локализованной пластической деформации осуществлялась методом спекл-фотографии [24–27]. При реализации этого метода растягиваемый образец освещали когерентным пучком полупроводникового лазера с длиной волны 635 нм и мощностью 15 Вт. Изображения деформируемого образца, полученные при таком освещении, с наложенными на них спекл-структурами, регистрировали цифровой видеокамерой pixellink PL-B781 c частотой 10 Гц, оцифровали и сохраняли в виде файлов. Метод корреляции цифровых спекл-изображений заключается в возможности определения с высокой точностью полей смещений путем отслеживания изменений на поверхности исследуемого материала и последующего сравнения цифровых изображений, зафиксированных в процессе одноосного растяжения.

Механические характеристики исследованных металлов

Mechanical characteristics of the studied metals

Материал	Yield strength, MPa	Ultimate tensile strength, MPa	Total elongation, %
ASTM A414 grade A	255 ± 3	380 ± 4	31 ± 1
AISI 304	216 ± 4	730 ± 3	70 ± 2
Биметалл	300 ± 3	440 ± 2	29 ± 1

Диаграмма растяжения для биметалла в целом наследует особенности, характерные для деформации основного слоя низкоуглеродистой стали, и содержит площадку текучести и стадии параболического деформационного упрочнения и предразрушения. Пластическая деформация биметалла имеет определенные особенно- сти, по сравнению с деформацией отдельных компонентов α-Fe и γ-Fe, которые представлены в работе [32].

На площадке текучести биметалла при общей деформации ε tot = 0,006 наблюдалось возникновение уединенного очага локальных удлинений ε xx в основном слое, в то время как в плакирующем слое очагов локализации деформации не выявлено. Данный факт свидетельствует, что на начальном этапе пластического течения, макроскопическая локализация пластической деформации в виде полос Людерса зарождается только в основном слое, который пластически деформируется раньше, чем плакирующий слой. При деформации ε tot = = 0,007 максимум локальных удлинений ε xx , соответствующий фронту локализации, появляется в плакирующем слое, когда зародыш фронта Людерса в основном слое достигает границы соединения с плакирующим слоем. В этот момент фронты Людерса плакирующего и основного слоя в качестве целого начинают двигаться в направлении захватов испытательной машины (рис. 1).

Анализ картин распределений локальных деформаций показал, что на ранних стадиях процесса пластического течения биметалла одиночный фронт Людерса возникает на границе соединения в основном слое, а затем инициирует зарождение фронта в плакирующем слое. На протяжении площадки текучести одиночный фронт распространяется как в основном слое, так и в плакирющем слое, для которого не характерно наличие таких фронтов на начальных стадиях пластической деформации (рис. 2, a ).

Рис. 1. Распространение фронтов Людерса в биметалле на площадке текучести. Пунктирные линии – границы раздела основного и плакирующего слоев

• Fig. 1.    Рropagation of the Lüders fronts at the yield plateau of the bimetal. The dotted lines denote the interfaces between the base and cladding layers

Следует отметить, что распространение фронтов Людерса характерно для низкоуглеродистых сталей на площадке текучести [33]. В аустенитных сталях образование одиночных фронтов локализации деформации (фронтов Людерса) на начальных стадиях пластического течения при комнатной температуре ранее не наблюдалось.

Одной из важнейших характеристик процесса развития локализованной пластической деформации является скорость движения фронтов локализованной деформации, которую можно определить из Х-t-диаграмм, показанных на рис. 3, где точками обозначены положения максимумов локальных удлинений εxx вдоль оси образца X в зависимости от времени нагружения t. На площадке текучести (рис. 3, стадия I) зарождающиеся в основном слое фронты Людерса движутся в противо- положные стороны со скоростями – 1,5^10–4 и 1,2^10–4 м/с. В биметалле в плакирующем слое в противоположных направлениях распространяются два фронта со скоростями – 0,7^10–4 и 2,3^10–4 м/с (рис. 3, стадия I).

b

Рис. 2. Распределения локальных удлинений в ε xx вдоль оси растяжения биметалла на площадке текучести при общей деформации: ε tot = 0,01 ( а ) и на стадии параболического деформационного упрочнения при общей деформации: ε tot = 0,16 ( b ): 1 – основной слой низкоуглеродистой стали;

2 – плакирующий слой аустенитной нержавеющей стали

• Fig. 2.    Distributions of local elongations ε xx along the extension axis of the bimetal ( а ) at the yield plateau at the total deformation of ε tot = 0.01 and ( b ) at the parabolic work hardening stage at the total deformation of ε tot = 0.16: 1 – base layer of low-carbon steel;

• 2 – cladding layer of austenitic stainless steel

Сравнивая данные о скоростях распространения фронтов локализованной деформации в основном и плакирующем слоях с соответствующими значениями для монолитных образцов низкоуглеродистой стали ASTM A414 grade A и аустенитной стали AISI 304, можно сказать, что при растяжении образцов плакирующий слой толщиной 0,75 мм не подавляет образования полос Людерса, но вызывает рост скорости распространения их фронтов в основном и плакирующих слоях, по сравнению с данными отдельных компонентов биметалла.

Далее на стадии параболического деформационного упрочнения в биметалле как в основном слое, так и в плакирующих слоях наблюдается совокупность эквидистантно расположенных очагов локализации пластической деформации с характерным расстоянием между ними 4 ± 1 мм (рис. 2, b). С ростом общей деформации такие очаги локализованной деформации остаются неподвижными и представляют собой стационарную диссипативную структуру (рис. 3, стадия III). На стадии предразрушения композита неподвижные ранее очаги локализации пластической деформации в слоях γ-Fe и α-Fe начинают движение с разной скоростью к высокоамплитудному максимуму локальных деформаций (месту формирования шейки) (рис. 3, стадия IV).

Рис. 3. Кинетические диаграммы X-t пространственновременной эволюции фронтов локализованной деформации биметалла: I – площадка текучести; III – стадия параболического деформационного упрочнения; IV – стадия предразрушения. Сплошные линии – основной слой; пунктирные линии – плакирующий слой

и разрушения композита, будем рассматривать в основном слое биметалла фронт Людерса в качестве клина, то есть положим, что зародившаяся в основном слое полоса Людерса, встречаясь с границей раздела слоев в биметалле, расклинивает материал и инициирует зарождение трещины в плакирующем слое (рис. 5).

Рис. 5. Схема расклинивания слоев биметаллической пластины

Fig. 5. Schematic of layer wedging of the bimetallic plate

Для оценки силового критерия разрушения [10] воспользуемся моделью, предложенной Баренблаттом [34], с помощью которой можно определить размер равновесной трещины перед клином

Fig. 3. Kinetic X-t diagrams of spatio-temporary evolution of localized deformation fronts in the bimetal: I – yield plateau; III – parabolic work hardening stage; IV – pre-failure. Solid lines – base layer; dotted lines – cladding layer

l * _      E ² h ²

= 4 K 2 (1 -ц ²)²,

При анализе деталей процесса разрушения образцов биметалла при одноосном растяжении было установлено, что разрушение образца начинается с формирования концентратора напряжений в виде трещины в плакирующем слое, затем трещина начинает распространяться в основном слое (рис. 4). Сформированная в плакирующем слое трещина растет в основном слое и в процессе движения разделяется на ряд отдельных мелких трещин, тем самым уменьшая скорость ее распространения. Как только трещина проходит через все сечение образца, происходит окончательное разрушение биметалла.

где h – ширина клина, E – модуль упругости, μ – коэффициент Пуассона, K 1 – вязкость разрушения, характеризующий силовое взаимодействие стенок трещины вблизи ее конца и являющийся константой материала.

Считая, что в уравнении (1) E = 2^10^–5 МПа; h ≈ ≈ 10^–4 м – ширина фронта Людерса в основном слое; μ = 0,3; K 1 = 2,5^10³ МПа^м^1/2 – модуль сцепления для α-Fe, получим длину образовавшейся перед клином трещины в плакирующем слое l * ≈ 20 мкм. При микроскопическом анализе в плакирующем слое наблюдались трещины длиной l ≈ 30 ± 7 мкм, так что можно с опре-

Рис. 4. Картина локализации деформации на стадии предразрушения

деленностью утверждать, что расклинивающая сила полосы Людерса, растущей в основном слое, создает микротрещину длиной несколько десятков микрометров, которая формирует своим упругим полем концентрацию локальных напряжений в плакирующем слое.

Локальные напряжения σ с зарождения трещины в соответствии с формулой Гриффитса [10] можно оце-

нить как

° c

E Y 2 n l *

1/2

Fig. 4. Localized deformation pattern for pre-fracture stage

Хотя в монолитном состоянии аустенитная сталь обладает большим уровнем прочности и пластичности (см. таблицу), в условиях плакирующего слоя биметалла локализация пластической деформации и накопление микротрещин происходит в ней интенсивнее, по сравнению с основным слоем низкоуглеродистой стали.

Чтобы объяснить механизмы возникновения полосы локализованной пластичности в плакирующем слое где γ – плотность поверхностной энергии. Тогда, при длине трещины l* ≈ 30 мкм в плакирующем слое вблизи зоны соединения в стали AISI 304, критическое значение локальных напряжений равно σс = 4460 МПа. Другими словами, выполняется условие начала распространения трещины в плакирующем слое нержавеющей стали по достижению напряжениями критического значения, согласно силовому критерию разрушения. Однако по окончании площадки текучести разрушения биметалла не происходит, поскольку в композите раз- витие трещины тормозится границей раздела. В этом случае напряжения σс релаксируют с образованием фронтов локализованной пластичности.

Механизм пластической деформации в плакирующем слое биметалла был рассмотрен в [35], где было показано, что высокие локальные напряжения на границе раздела между основным и плакирующим слоями биметалла инициируют образование мартенситной α'-фазы [30] и тем самым запускают механизм зарождения полос Портевена – Ле Шателье [36; 37] в плакирующем слое аустенитной стали AISI 304. Подобные полосы фиксировались на стадии прерывистой текучести при растяжении монолитных образцов аустенитной стали при напряжениях пластического течения ~ 700 МПа [32]. Сказанное позволяет считать, что при деформации биметаллической пластины на площадке текучести в плакирующем и в основном слоях развивается не единая полоса Людерса, а две разные полосы локализации пластической деформации, то есть полоса Людерса (автоволна переключения) в α-Fe и полоса Портевена – Ле Шателье (автоволна возбуждения) в γ-Fe соответственно [24–27].

Заключение

При исследовании биметалла «конструкционная сталь – нержавеющая сталь» установлено, что на всем протяжении пластического течения закономерным об- разом формируются и эволюционируют фронты локализованной пластической деформации в основном и плакирующих слоях. На площадке текучести зарождение фронтов Людерса начинается от внутренних границ раздела «плакирующий металл – основной металл». При прохождении через все сечение основного слоя полоса Людерса создает своим упругим полем концентрацию локальных напряжений в плакирующем слое и инициирует зарождение фронтов Портевена – Ле Шате-лье. На стадии параболического деформационного упрочнения процесс совместной деформации основного и плакирующих слоев сопровождается стационарной картиной очагов локализации пластической деформации. Процесс разрушения композита начинается с зарождения трещины в плакирующих слоях композита, которая затем распространяется в основном слое. Таким образом, пластическая деформация протекает локализовано на всем протяжении деформационной кривой от предела текучести до разрушения и сопровождается путем эстафетного распространения автоволн локализованной пластичности, зарождающихся на границах раздела слоев биметалла. Результаты настоящей работы подтверждают справедливость автоволнового подхода к объяснению природы локализованного пластического течения, который может оказаться полезными для развития методов контроля технологических процессов при производстве биметаллических материалов.