Full Text

Введение Монокристаллические сплавы на никелевой основе [1; 2] представляют собой класс жаропрочных материалов, обладающих исключительным показателями длительной прочности. Данные материалы нашли широкое применение в авиационных и энергетических турбинах, ракетных двигателях и в других сложных конструкциях, эксплуатируемых в экстремальных условиях. В настоящее время монокристаллические никелевые суперсплавы остаются практически безальтернативными материалами для лопаток газотурбинных двигателей 5-го и 6-го поколений [3]. Следствием бурного развития монокристаллических сплавов последних нескольких десятилетий стало появление сплавов, которые без потери прочности могут работать при средней температуре 1050 оC, причем кратковременно температура может достигать 1200 оC, что составляет примерно 90 % от температуры плавления материала [4]. К другим отличительным особенностям можно отнести анизотропию механических свойств [4-6], высокие характеристики длительной прочности и сопротивления высокотемпературной ползучести за счет отсутствия межзеренных границ [5], снижение термических напряжений и рост сопротивления малоцикловой усталости за счет уменьшения модуля упругости в осевом направлении лопатки, а также высокую стойкость к коррозии [1]. На микроскопическом уровне монокристаллические сплавы на никелевой основе представляют собой структуру, которая состоит из двух фаз: матрицы из γ-фазы, формирующейся на основе Ni3Al и квазипериодически расположенных дисперсных включений γ'-фазы [2] (рис. 1). Частицы γ'-фазы представляют собой кубоиды со средним размером ~500 нм, разделенные прослойками γ-фазы с поперечным размером 50-90 нм, объемная доля γ'-фазы составляет порядка 70 % [2]. Возрастающие требования к надежности и экономичности, а также высокая стоимость экспериментальных исследований и натурных испытаний приводят к необходимости численного моделирования процессов деформирования и разрушения ответственных элементов газотурбинных двигателей (ГТД) и установок (ГТУ) [7-9]. Для прогнозирования НДС монокристаллических лопаток при сложных программах термомеханического нагружения можно рассматривать два основных подхода [6; 10-12]: · применение феноменологических моделей пластичности и ползучести, описывающих поведение материала на макроскопическом уровне. В этом случае необходимо учитывать анизотропию в упругих свойствах и в критерии пластичности, простые модификации критерия Мизеса обладают неудовлетворительной предсказательной способностью для монокристалла с кубической симметрией [10; 13]. Наиболее корректный прогноз а b Рис. 1. Микроструктура монокристаллического сплава на никелевой основе [2] (а); 3D-идеализация (γ-фаза не показана) (b) Fig. 1. Nickel-based superalloy microstructure: [2] (a); 3D idealization (γ phase not shown) (b) дает использование тензорно-полиномиальном критерия пластичности четвертого порядка [13]; · применение микромеханических моделей, учитывающих, что неупругие деформации происходят в соответствии с механизмом скольжения по активным системам скольжения и в значительной мере зависят от кристаллографической ориентации монокристалла по отношению к направлению внешнего воздействия [6; 10; 13; 14]. На данный момент существует достаточно большое количество микромеханических [6-24] и феноменологических [6; 14; 15; 25-27] моделей неупругого деформирования, однако модели, учитывающие наличие γ- и γ'-фаз и изменение соотношения их объемов при высокотемпературной ползучести, находятся на стадии разработки [1; 28-30]. Целью исследования является разработка многоуровневой микромеханически мотивированной модели упругопластического деформирования монокристаллических сплавов на никелевой основе, учитывающей наличие γ- и γ'-фаз. 1. Модели отдельных фаз монокристаллического материала Для прогнозирования НДС монокристаллических лопаток при сложных программах термомеханического нагружения рационально применять микромеханические модели неупругого деформирования материала, учитывающие, что неупругие деформации происходят в соответствии с механизмом скольжения по активным системам скольжения и в значительной мере зависят от кристаллографической ориентации монокристалла по отношению к направлению внешнего воздействия. При использовании микромеханических моделей материала [10; 14-16] предполагается, что пластическое течение в отдельной фазе монокристаллического материала осуществляется как результат возможного скольжения в N-системах скольжения, характеризуемых нормалью к a-й плоскости скольжения и направлением скольжения . Монокристаллические сплавы на никелевой основе имеют гранецентрированную кубическую (ГЦК) кристаллическую решетку, для которых насчитывается двенадцать октаэдрических систем скольжения вида {111} <011> (рис. 2, а), шесть кубических систем скольжения вида {001} <011> (рис. 2, b). Октаэдрические системы скольжения состоят из четырех плоскостей скольжения {111}, при этом в каждой из этих плоскостей существует три независимых направления скольжения <011>. Для кубической системы скольжения характерны три плоскости {001} с двумя независимыми направлениями <011> в каждой из этих плоскостей. В то же время в монокристаллических сплавах пластическое течение может осуществляться за счет механизма двойникования, представляющего собой процесс локализованного сдвига, при котором кристаллическая решетка в кристалле-двойнике является зеркальным отражением исходной решетки относительно плоскости двойникования [14; 31-34]. Для сплавов с ГЦК-решеткой насчитывается двенадцать октаэдрических систем двойникования вида {111}<112>. Несмотря на то что механизм двойникования оказывает влияние на неупругое деформирование, обусловленное скольжением [14], его вклад в полную деформацию не превышает 5 %. Кроме того, реализация механизма двойникования происходит в основном при низких температурах и больших напряжениях (около 30 МПа для никеля) или при высоких скоростях деформациях [34]. В связи с этим учет данного механизма в настоящей работе не производился. В случае конечных деформаций используется концепция мультипликативного разложения градиента деформации F (см. рис. 3): , (1) где пластическая составляющая определяется уравнениями [1; 16; 23; 35]: , (2) а b Рис. 2. Октаэдрические (а) и кубические (b) системы скольжения в монокристалле с кубической гранецентрированной решеткой Fig. 2. Octahedral (a) and cubic (b) slip systems in cubic face-centered crystal Рис. 3. Иллюстрация концепции мультипликативного разложения градиента деформации F при упругопластическом деформировании монокристалла Fig. 3. Illustration of the concept multiplicative expansion of the strain gradient F during elastoplastic deformation of a single crystal , (3) , (4) а упругая при помощи равенств [16, 23, 35]: , (5) , (6) , (7) где - скорость скольжения в системе скольжения α, которая зависит от напряженного состояния (касательных напряжений , приведенных к данной системе скольжения), а также может зависеть еще от ряда внутренних переменных, - тензор напряжений Коши, - упругая составляющая тензора деформации Грина - Лагранжа, - упругая составляющая меры деформации Коши - Грина, - второй тензор напряжений Пиолы - Кирхгофа, - определитель градиента деформации, 1 - единичный тензор. Для замыкания связи между напряжениями и деформациями вводятся соотношения (3) (для каждой системы скольжения), связывающие скорость скольжения и касательные напряжения . В случае малых деформаций следствием (1) и (2) имеем (8) . (9) Предполагается, что скорость накопления неупругой деформации определяется вкладом всех активных систем скольжения (для которых касательные напряжения превосходят некоторый порог). Выражения (4) и (9) становятся более компактными при введении обозначения для тензора Шмида (10) и могут быть записаны в виде: , (11) . (12) Определяющие уравнения линейно-упругого анизотропного материала имеют вид: , (13) где - тензор упругих модулей четвертого ранга, число независимых констант и структура которого определяется группой симметрии материала. Для случая кубической симметрии он определяется тремя независимыми константами. Выбор конкретной формы выражения для скорости неупругих сдвиговых деформаций зависит от класса рассматриваемых явлений (пластичность, вязкопластичность, вязкоупругость), а также от особенностей неупругого деформирования рассматриваемого монокристалла. В настоящей работе рассматриваются модели упругопластического деформирования. Для упругопластической модели скорости неупругих сдвиговых деформаций вычисляются на основе условия пластичности для a-й системы скольжения , (14) где - пластические множители, - микронапряжения сдвига, характеризующие местоположение центра поверхности нагружения , - переменная, характеризующая изменение размера поверхности нагружения. В случае a-я система скольжения является неактивной. В этом случае принимается . Внутренние переменные состояния, характеризующие нелинейное изотропное и нелинейное кинематическое упрочнение, могут быть определены на основе уравнений [21]: , (15а) , (15б) где Учет перекрестного (латентного) упрочнения осуществляется путем рассмотрения взаимного влияния различных систем друг на друга, осуществляемого благодаря недиагональной структуре матрицы изотропного упрочнения , задаваемой в виде [14; 36]: . (16) В уравнениях (14)-(16) - константы материала, в общем случае допускающие зависимость от температуры, - символ Кронекера. Следствием (8), (13)-(16), может быть получена система нелинейных дифференциальных уравнений относительно . Например, в случае получаем следующую систему: (17) В случае линейного кинематического упрочнения она вырождается к системе линейных уравнений: (18) В случае линейного изотропного упрочнения получаем следующую систему: (19) При суммировании по в формулах (15а, 17-19) учитываются только активные системы скольжения, для которых Для неактивных систем скольжения c принимается . В случае чисто кинематического упрочнения в случае одноосного растяжения вдоль направления [001] для заданной истории изменения пластические множители вследствие (12), (14) и (15б) принимают следующий вид: (20) Интегрирование (9) с учетом (8), (20) дает следующее выражение для осевых деформаций в случае : (21) В случае получается билинейное соотношение между деформациями и напряжениями: (22) Аналогично для случая чисто изотропного упрочнения следствием интегрирования (9) с учетом (8) и (15а) получаем: (23) Для случая осевые деформации определяются выражением: (24) При устанавливается билинейная связь между деформациями и напряжениями: (25) Различие между предсказаниями моделей изотропного и кинематического упрочнения наблюдается только при немонотонном (циклическом) нагружении. При монотонном нагружении обе модели материала приводят при соответствующем выборе констант к одинаковому результату, что следует из сравнения уравнений (19) и (21). Уравнения (21), (22) и (24), (25) могут быть использованы для идентификации параметров модели (15) для октаэдрических систем скольжения на основе экспериментов по одноосному растяжению монокристаллических сплавов с ГЦК-решеткой вдоль направления [001] (при растяжении вдоль данного направления кубические системы скольжения не активны). Соответствующие параметры модели для кубических систем скольжения могут быть определены из опытов по одноосному растяжению вдоль направлений, отличных от [001], c учетом ранее найденных констант моделей для октаэдрических систем скольжения. 2. Элементарный представительный объем двухфазного монокристаллического материала На микроуровне монокристаллические сплавы на никелевой основе представляет собой неидеальную периодическую двухфазную структуру (см. рис. 1, а), поэтому возможно введение различных представительных объемов с различной степенью упрощения реальной ситуации. Возможность введения элементарного представительного объема (ЭПО) может быть реализована для материала со статически однородным распределением характеристик при учете сепарабельности масштабов неоднородностей. В этом случае возможно введение понятия наименьшего объема, содержащего априори всю статистическую информацию относительно распределения и морфологии неоднородностей материала. Свойства любого объема больших размеров можно получить последовательными переносами или дополнительными реализациями известных статистических характеристик. В монокристаллических сплавах на никелевой основе частицы γ'-фазы образуют квазипериодическую трехмерную решетку. Соответственно, в таком случае в качестве ЭПО можно рассматривать единичное включение γ'-фазы, окруженное γ-матрицей, конечно-элементная (КЭ) модель которого представлена на рис. 4. На рис. 5 показаны представительные объемы с различными долями γ'-фазы, используемые в дальнейшем. Отдельного внимания заслуживает вопрос об условии контакта между отдельными фазами. Значительный вклад во взаимное воздействие отдельных фаз друг на друга вносит взаимодействие дислокаций на границе их раздела. В ряде работ, например в [37], c целью учета взаимодействия дислокаций на границе фаз вводят в рассмотрение дополнительную третью фазу и соответствующий ей интерфейсный слой, другим распространенным подходом является добавление дополнительных слагаемых в уравнение для касательных напряжений [38]. Однако недостатком данных моделей является существенное увеличение числа их параметров, что ввиду недостаточного количества экспериментальных данных приводит к проблеме их идентификации. В данной работе принята гипотеза об идеальном контакте между отдельными фазами, предложенная в исследовании [39]. Рис. 4. Конечно-элементная модель ЭПО γ / γ'-микроструктуры монокристаллического сплава на никелевой основе (объемная доля γ'-фазы 70 %) Fig. 4. Finite element models of RVE of γ / γ' microstructure of a nickel-based superalloy (volume fraction of the γ' phase is 70 %) 30 % 50 % 70 % 90 % Рис. 5. Конечно-элементные модели ЭПО γ / γ'-микроструктуры монокристаллического сплава на никелевой основе с разной объемной долей γ'-фазы Fig. 5. Finite element models of RVE of γ / γ' microstructure of a nickel-based superalloy with different volume fractions of γ' phase 3. Определение эффективных свойств двухфазного монокристаллического материала 3.1. Конечно-элементная гомогенизация Для определения эффективных свойств монокристаллических сплавов с различной долей γ' рассматривалась задача КЭ-гомогенизации. В целях поиска оптимальной стратегии решения в расчетах для сравнения рассматривались три типа граничных условий (ГУ): кинематические граничные условия ; (26) статические граничные условия ; (27) условия периодичности , (28) где - вектор перемещений, - радиус вектор, - заданный постоянный симметричный тензор, соответствующий различным деформируемым состояниям (осевые растяжения/сжатия и сдвиги), - заданный постоянный симметричный тензор, соответствующий различным напряженным состояниям (осевые растяжения/сжатия и сдвиги). Условие периодичности (28) может быть переписано в виде , где флуктуации являются периодическими, то есть принимающими одинаковые значения на противоположных сторонах ЭПО. В этом случае вектор напряжений принимает противоположные значения на противоположных сторонах ЭПО. Граничные условия (26)-(28) удовлетворяют условию макрооднородности Хилла , что обеспечивает существование и единственность соответствующих краевых задач, а также равенство энергий при деформировании гомогенизированного и гетерогенного материала ЭПО. Для определения гомогенизированного напряженно-деформированного состояния использовались осредненные по представительному объему значения тензоров деформаций и напряжений, полученных в КЭ решении: , (29) . (30) При решении задач гомогенизации нагрузка прикладывалась вдоль кристаллографического направления [001]. Диаграммы деформирования при растяжении вдоль направления [001] для отдельных компонент ЭПО взяты из литературы [37] и представлены на рис. 6. Упругие характеристики элементов ЭПО приведены в табл. 1 [23]. Параметры модели (15) для случаев изотропного и кинематического упрочнения представлены в табл. 2. Рис. 6. Кривые деформирования γ- и γ'-фаз при растяжении вдоль направления <001> при T = 650 oC [40] Fig. 6. Stress-strain of γ and γ' phases under tension along the <001> direction at T = 650 oC [40] Расчеты выполнялись с использованием КЭ-программного комплекса PANTOCRATOR [41], обладающего возможностью получения КЭ-решения нелинейных краевых задач с использованием микроструктурных упругопластических и упруговязкопластических моделей деформирования материала, а также встроенными средствами процедуры гомогенизации гетерогенных сред. Таблица 1 Упругие характеристики элементов [23] Table 1 Elastic characteristics of elements [23] Параметр γ-фаза γ'-фаза Е[001], ГПа 84,3 95,1 n[001][010], [-] 0,4 0,4 G[001][010], ГПа 96,67 100,11 Таблица 2 Параметры упругопластических моделей (14)-(16) Table 2 Parameters of elastic-plastic models (14)-(16) Тип упрочнения Параметр γ-фаза γ'-фаза Кинематическое , МПа 375 1130 C, МПа 10522 3656 D, [-] 10 10 Изотропное , МПа 375 1144 H, [-] 1 1 q, [-] 0,7 0,7 b, [-] 10 10 Q, МПа 1780 600 П р и м е ч а н и е : . Для оценки точности численных решений был проведен анализ практической сходимости значений эффективных модулей упругости ЭПО с объемной долей γ'-фазы, равной 70 %, при увеличении числа КЭ и ячеек периодичности. Ввиду близости значений упругих свойств обеих фаз для всех типов граничных условий (26)-(28) удовлетворительная (статистически существенная) точность (достаточно близкой к асимптотическому (предельному) значению) достигается уже при использовании ЭПО, включающих только одну ячейку периодичности (см. рис. 4). Также для оценки влияния типа граничных условий построены эффективные диаграммы деформирования ЭПО. Установлено, что незначительные отличия эффективных кривых деформирования наблюдаются только в области малых пластических деформаций (см. рис. 7), что позволяет использовать любой из рассмотренных типов ГУ. В дальнейшем, при проведении расчетов, использовались ГУ периодичности (28). С целью верификации произведено сравнение результатов КЭ-гомогенизации с экспериментальными данными для сплава CMSX-4 [42], для которого в исходном состоянии при температурах меньше 1000 oC доля γ'-фазы составляет около 70 % [43]. Сравнение диаграмм пластического деформирования представлено на рис. 8. При уровне деформаций ниже 5 % наблюдается хорошее совпадение с экспериментом, отклонение при больших деформациях вызвано инфинитезимальностью используемых моделей и может быть уменьшено учетом конечности деформаций. Рис. 7. Сравнение влияния различных типов граничных условий на диаграмму деформирования Fig. 7. Comparison of the influence of different types of boundary conditions on the stress-strain curves Рис. 8. Сравнение кривой пластического деформирования сплава CMSX-4 при 650 oС с результатами КЭ-гомогенизации Fig. 8. Comparison of the plastic deformation curve of the CMSX-4 alloy at 650 oC with the results of FE homogenization 3.2. Реологические (структурные) модели монокристаллического материала Альтернативным подходом к определению эффективных свойств монокристаллических сплавов является их оценка при помощи реологических (структурных) моделей [44-46]. Простейшую оценку кривых деформирования монокристаллических сплавов дает использование подходов Рейса [47] (последовательное соединение элементов) и Фойгта [48] (параллельное соединение элементов) (рис. 9), опирающиеся на предположения о равенстве напряжений и деформаций в отельных структурных элементах соответственно. Каждый из реологических (структурных) элементов для γ- или γ'-фазы является упругопластическим. а b Рис. 9. Реологические (структурные) модели монокристаллических сплавов на никелевой основе: а - модель Рейса, b - модель Фойгта Fig. 9. Rheological (structural) models of nickel-based single-crystal alloys: a) Reuss model, b) Voigt model Использование последовательного соединения реологических (структурных) элементов (модель Рейса, рис. 10, а) позволяет записать выражение для скоростей деформации в следующем виде: , (31) а скорость неупругих деформаций определяется следующим образом [35; 49]: , (32) где - объемная доля γ'-фазы, и - число активных систем скольжения в структурных элементах, соответствующих γ- и γ'-фазе соответственно. В данной работе фазовые переходы не рассматриваются, поэтому m является константой. Интегрирование (32) c учетом формул (31), (21) в случае чисто кинематического упрочнения при нагружении вдоль направления [001] дает следующее выражение для деформаций (для случая ): (33) где . Аналогично для случая чисто изотропного упрочнения (при ): (34) Модель Фойгта (параллельное соединение структурных элементов, рис. 10, b) позволяет получить следующее выражение для тензора напряжений: . (35) Ввиду трансцендентности уравнений (21), (22) и (24), (25) относительно , выражения для напряжений в отдельных структурных элементах не могут быть получены аналитически через деформацию. В связи с этим разрешение данных уравнений было выполнено численно, при помощи метода Ньютона. Кроме того, приближенное решение данных уравнений может быть получено путем линеаризации выражений (20), (23). Действительно, при условии для случая кинематического упрочнения и для изотропного уравнения (20) и (23) могут быть переписаны в виде: , (36) . (37) Уравнение (35) совместно с выражениями (11), (36) и (37) при монотонном нагружении вдоль направления [001] позволяет получить следующее выражение для деформаций: (38) где для случая кинематического упрочнения: , , для изотропного упрочнения: , , и - напряжения в γ- и γ'-фазе соответственно, определяемые на основе (22) или (25). На рис. 10 представлено сравнение кривых деформирования, полученных при помощи разных реологический моделей с результатами КЭ-гомогенизации. Наилучшее совпадение демонстрирует модель Фойгта, удовлетворительное совпадение показывает модель Фойгта с линеаризацией определяющих соотношений для отдельных структурных элементов (38). Наихудшее совпадение демонстрирует модель Рейса (33), (34). Рис. 10. Сравнение кривых деформирования для двухфазного монокристалла, полученных при помощи различных реологических моделей, с результатами КЭ-гомогенизации Fig. 10. Comparison of strain-stress curves for a two-phase single crystal obtained with the use of different rheological with the FE homogenization results Результаты сравнения напряжений при различных уровнях пластических деформаций с экспериментальными значениями для всех рассмотренных подходов к гомогенизации представлены в табл. 3. Таблица 3 Сравнение результатов расчета напряжений при различных уровнях пластических деформаций с использованием различных методов с экспериментальными данными Table 3 Comparison of the results of stress calculation at different levels of plastic deformations using various methods with experimental data , % σ[001][001], МПа Эксперимент CMSX-4[41] КЭ гомогениз. Рейс Фойгт Фойгт (линеаризация) 0,2 950 924 426 920 920 1 1005 970 627 955 955 5 1115 1332 1180 1106 1122 5. Идентификация параметров микромеханической модели на макроуровне для разных долей γ'-фазы Предложенные выше подходы могут служить основой для многоуровневого конечно-элементного моделирования (КЭ2-метод [50]) процессов неупругого деформирования монокристаллических сплавов на никелевой основе, позволяющего напрямую учесть изменение объемной доли γ'-фазы в процессе эксплуатации деталей, изготовленных из рассматриваемого класса материалов. Уравнения изменения объемной доли γ' могут быть получены как на основе экспериментальных данных [43] (феноменологические модели), так и, например, путем решения задачи диффузии [51]-[53]. Однако данный подход неминуемо сопряжен со значительными вычислительными затратами. В качестве альтернативы может быть применен следующий двухступенчатый подход: · для дискретного набора значений объемной доли γ'-фазы либо при помощи метода КЭ-гомогенизации, либо с применением реологических моделей определяются кривые деформирования; · затем для каждой полученной кривой, соответствующей своему значению объемной доли γ'-фазы, в предположении, что она соответствуют гомогенному материалу на макроуровне, определяются константы микромеханических моделей (8)-(16) путем аппроксимации данных кривых уравнениями (21), (22) или (24), (25). Например, в случае кинематического упрочнения в предположении для определения соответствующих констант следует рассмотреть минимум следующего функционала для каждой полученной кривой деформирования: (39) Рис. 11. Кривые деформирования монокристаллического сплава на никелевой основе для различных значений доли γ'-фазы, полученные на основе КЭ-гомогенизации Fig. 11. Stress-strain curves of a nickel-based single-crystal alloy for various values of the fraction of the γ' phase, obtained based on FE homogenization results Таблица 4 Формулы (14)-(16) для различных объемных долей γ'-фазы m Table 4 Formulas (14)-(16) for different volume fractions of γ' phase m Тип упрочнения Параметр Объемная доля γ'-фазы 30 % 50 % 70 % 90 % Кинематическое , МПа 607,6 762,5 924,7 1074,4 C, МПа 9245,8 7570,7 5761,9 4177,3 D, [-] 10,2 11,1 12,1 14,8 Изотропное , МПа 607,6 762,4 924,6 1074,4 H, [-] 1 1 1 1 q, [-] 0,7 0,7 0,7 0,7 b, [-] 10,2 11,1 12,0 14,7 Q, [-] 1557,5 1279,8 969,6 704,1 Таким образом, может быть получена зависимость параметров макромеханической модели от объемной доли γ'-фазы. К недостаткам данного подхода можно отнести неминуемую погрешность, которая вносится при аппроксимации кривых. Полученные путем КЭ-гомогенизации кривые деформирования монокристаллического сплава для разных объемных долей γ'-фазы представлены на рис. 11. Результаты идентификации параметров микромеханических моделей (8)-(16) на макроуровне приведены в табл. 4. Заключение Предложены различные микромеханически мотивированные модели упругопластического деформирования монокристаллических сплавов, учитывающие наличие микроструктуры и изменение долей отдельных ее фаз. Рассмотрены два подхода анализа неупругого поведения: (i) численный на основе метода конечно-элементной гомогенизации для двухуровневой модели двухфазного монокристаллического материала с учетом изменения γ-γ'-микроструктуры сплава и (ii) аналитические оценки, используемые в механике композитов, получаемые в предположении равенства напряжений или деформаций в фазах. Верификация моделей на основе экспериментальных кривых деформирования сплава CMSX-4 показала, что наилучшее соответствие дает метод конечно-элементной гомогенизации, несколько худшее соответствие демонстрируют аналитические оценки с использованием структурных моделей, основанных на подходе Фойгта. Аналитическая оценка по Рейсу продемонстрировала наибольшее расхождение с экспериментальными данными. Предложены методы идентификации параметров разработанной двухуровневой модели на макроуровне для разных долей γ'-фазы. Разработанные подходы могут быть использованы при проведении конечно-элементных расчетов охлаждаемых монокристаллических лопаток современных ГТУ при сложном непропорциональном комбинированном термомеханическом воздействии, учитывающих изменение фазового состава при длительной эксплуатации.

About the authors

A. I Grishchenko

Peter the Great St. Petersburg Polytechnic University

A. S Semenov

Peter the Great St. Petersburg Polytechnic University

References

Statistics

Views

Abstract - 528

PDF (Russian) - 211