На основании проведенных исследований, можно сказать, что исследованные сплавы являются перспективными в качестве материалов электротехнического назначения. Минимальное разупрочнение во время отжига имеет сплав АКЖН-3б, деформированный по схеме 1, обладая при этом высокой электропроводностью 88 % и пределом прочности на разрыв 205 МПа.
Работа выполнена при поддержке Министерства образования и науки РФ.
Список использованных источников
1 Журнал «Электро 5/2007»: [Электронный ресурс]. М., 2007 URL:http:// http://www.elektro- journal.ru. (дата обращения 06.05.2014).
2 Попкова И. С., Солонин А. Н., «Исследование влияния эвтеткикообразующих добавок на электрические и механические свойства алюминия технической чистоты», VIII Международной научно-технической конференции «Современные методы и технологии создания и обработки материалов», Минск 2013, с 247-256.
3 Алюминий: свойства и физическое металловедение: Справочник/ У. Х. Энтони, Ф. Р.
Эштон, М. Д. Болл и др.; под ред. Дж. Е. Хэтча.- М.: Металлургия, 1989.-422 с.
4 Мондольфо Л. Ф. «Структура и свойства алюминиевых сплавов», М.: Металлургия, 1979.
5 Новиков И. И., Золоторевский В. С. и др. Металловедение т 2.-М.: МИСиС, 2009.
6 Новиков И.И., Строганов Г.Б., Новиков А.И. Металловедение, термообработка и рентгенография.- М.: МИСИС,1994.
ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ СТАБИЛЬНОСТИ
НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ ПОЛУЧЕННОЙ МЕТОДОМ МЕХАНИЧЕСКОГО ЛЕГИРОВАНИЯ
Попович А.А., Гюлиханданов Е.Л., Разумов Н.Г.
Россия, Санкт-Петербург, Санкт-Петербургский государственный политехнический университет, popovicha@mail.ru, n.razumov@inbox.ru.
STABILITY STUDIES OF NANOCRYSTALLINE STRUCTURE AUSTENITIC STEEL OBTAINED BY MECHANICAL ALLOYING
Popovich A.A., Gulikhandanov E.L., Razumov N.G.
The results of stability studies of nanocrystalline structure austenitic steel obtained by mechanical alloying during heating and deformation are presented.
Представлены результаты экспериментов по устойчивости нанокристаллического состояния при нагревах и деформационном воздействии на примере порошков из аустенитной нержавеющей немагнитной стали, полученных в результате механического легирования.
Высокотемпературную стабильность металлических сплавов, как правило, принято оценивать по предельной температуре рекристаллизации предварительно деформированного металла. Однако, одним из авторов этой работы в свое время было обнаружено на примере диффузионного азотирования легированного феррита сплавов железа, что в зоне азотирования произошла рекристаллизация с образованием новых зерен. Так как в этом слое возникают либо нитриды, либо смешанные сегрегации из атомов азота и легирующего элемента, имеющего большое сродство к азоту (по типу зон Гинье-Престона), было высказано предположение, что именно эти зоны являются причиной рекристаллизации. Впоследствии подобные явления были изучены и сформировался термин: комплексная реакция рекристаллизации и выделений.
Опубликованные нами результаты, касающиеся применения технологии механического легирования для получения порошков стали системы Fe-Cr-Ni-Mn со сверхравновесным содержанием азота, показали возможность образования особой нанокристаллической структуры со своеобразным комплексом свойств [1, 2]. Размеры нанокристаллов находятся в диапазоне от 6 до 20 нм. (рис. 1) . На границах много дислокаций, атомные плоскости частично когерентны.
Вместе с тем, также много границ, изображения которых плохо определяются, а дифракционный
127
контраст в зернах неоднороден и часто изменяется сложным путем, указывая на высокий уровень внутренних напряжений и упругие искажения кристаллической решетки. Такой сложный контраст присутствует как в зернах, содержащих решеточные дислокации, так и в бездефектных зернах, свидетельствуя, что источниками внутренних напряжений являются границы зерен. На изображениях атомных плоскостей вблизи границ зерен часто наблюдается существенное искажение или искривление кристаллической решетки. Некото
рые изображения атомных плоскостей обрываются, что указывает на наличие дислокаций.
Дифракционная картина, полученная с участков размером 0,5 мкм, представляет собой множество рефлексов, располагающихся на концентрических окружностях. Это свидетельствует о большеугловых разориентировках соседних зерен в сильнодеформированной структуре и значительных внутренних напряжениях. Рефлексы на окружностях связаны с дифракцией на кристаллической решетке железа. Установлено, что образование подобной структуры происходит в результате комплексного воздействия температуры и интенсивной пластической деформации в ходе механического легирования.Полученная структура оказалась очень устойчива, полное отсутствие травимости, невозможность выявления высокоугловых границ зерен, высокая твердость и прочность при практически отсутствующей пластичности.
Однако высокотемпературный (1150 – 1200 °С) достаточно длительный (1 – 1,5 часаа) нагрев привел к появлению при травлении к типичной картине рекристаллизации сначала с мелким зерном 1-2 мкм (рис. 2, а), а далее с крупным – до 6 мкм (рис. 1, б). Таким образом, деградация начальной структуры оказалась возможной только при протекании упомянутой выше комплексной реакции.
Рис. 1. Нанокристаллическая структура высокоазотистого порошкового сплава системы Fe-18Cr-8Ni-12Mn-0.9N, полученного механическим легированием в течение 3,5 часов в
атмосфере аммиак
128
Рис. 2. Микроструктура порошка высокоазотистой стали системы Fe-18Cr-8Ni-12Mn-0.9N после длительного высокотемпературного нагрева: а) 1180 °С, 1 час; б) 1180 °С, 1.5 часа
Эксперименты по деформационному воздействию показали принципиальную возможность получения компактного материала из порошка высокоазотистой аустенитной стали, полученного методом механического легирования, с пределом прочности более 1100 МПа.
Таким образом, для создания конструкционных сталей и сплавов с необходимым запасом пластичности высокая стабильность нанокристаллического состояния может оказаться препятствием в технологической цепочке получения изделий и только управляемая деградация такой структуры может привести к оптимальным результатам. Весь вопрос сводится к тому:
возможно ли после разрушения снова восстановить подобное состояние.
Литература:
1. Гюлиханданов Е.Л., Попович А.А., Разумов Н.Г., Силин А.О. Механохимический синтез высоколегированных порошковых сплавов системы Fe-Cr-Ni-Mn-N // Перспективные материалы. 2011. № 13. С. 742-745.
2. Popovich A.A., Razumov N.G., Silin A.O., Gulikhandanov E.L., Anoshkin I.V., Nasibulin A.G., and E.I. Kauppinen. Mechanochemical Synthesis of High Alloyed Powder Alloys of the Fe–Cr–Ni–
Mn–N System // Russian Journal of Non-Ferrous Metals, 2013, Vol. 54, No. 6, pp. 508 - 512.
СОВРЕМЕННЫЕ ДЕФОРМАЦИОННО-ТЕРМИЧЕСКИЕ МЕТОДЫ ПОЛУЧЕНИЯ СУБМИКРО- И НАНОСТРУКТУРИРОВАННЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВОВ И
ПЕРСПЕКТИВЫ ИХ РЕАЛИЗАЦИИ В ПРОМЫШЛЕННОСТИ А.И Рудской., Г.Е.Коджаспиров
Санкт-Петербургский государственный политехнический университет
ADVANCED DEFORMATION-THERMAL TECHNIQUES OF SUBMICRO - AND NANOSTRUCTURED METAL ALLOYS PRODUCTION AND PROSPECTS OF
THEIR REALISATION IN INDUSTRY A.I.Rudskoy, G.E.Kodzhaspirov St.Petersburg State Polytechnic University
Металлические материалы с субмикрокристаллической (СМК) и нанокристаллической (НК) структурой в последние годы вызывают большой интерес среди специалистов, работающих в различных отраслях промышленности. Эти материалы имеют малый размер зерен и, следовательно, огромную протяженность границ (ГЗ) в их структуре, вследствие чего они обладают целым рядом уникальных физико-механических и функциональных свойств. По сути они представляют собой новый класс материалов с аномально высокими прочностью, относительно низкой температурной сверхпластичностью, повышенной вязкостью, высокими магнитными свойствами. Имеются также сведения о высокой коррозионной стойкости сплавов в СМК и НК состоянии.
а) б)
129
Нанокристаллы с размером зерен порядка 10 нм наиболее традиционно получают при помощи специальных методов порошковой металлургии, но серьезным их недостатком является наличие пористости (до 10%) в скомпактированных, спеченных образцах.
В то же время сплавы с размером зерен около 100-500 нм удается получать с использованием интенсивной пластической деформации (ИПД). Этот способ получения СМК и НК материалов обладает двумя важными достоинствами: не приводит к образованию пористости, может быть применен как к чистым металлам, так и к сплавам.
Развитие методов обработки металлов давлением, позволяющих осуществлять большие пластические деформации, позволило в последние годы успешно использовать их для получения в металлических материалах СМК и НК структур. Для осуществления больших деформаций могут быть использованы различные методы обработки - сдвиг под давлением, специальные виды прессования, прокатка на многовалковых станах, пакетная прокатка, всесторонняя ковка и др.
К настоящему времени большинство результатов получено с использованием двух методов ИПД - кручения под высоким давлением и РКУ-прессования. Имеются также работы по получению нано- и субмикрокристаллических структур в ряде металлов и сплавов путем использования всесторонней ковки, РКУ-вытяжки и пакетной прокатки.
К настоящему времени методы ИПД получили активное развитие как способы.предназначенные для получения наноструктур в массивных образцах из различных металлов и сплавов. Тем не менее, вопрос о получении массивных заготовок большого размера и более однородных по микроструктуре остается весьма актуальным и требует проведения дальнейших исследований для создания промышленной технологии. Актуальны также проблемы разработки новых технологически более эффективных схем ИПД, совершенствования оснастки и расширения номенклатуры материалов, в которых можно сформировать наноструктурное состояние.
Весьма эффективно используются различные схемы термомеханической обработки (ТМО) при изготовления СМК стального штрипса, предназначенного для изготовления труб нефтяного и газового сортамента, цилиндрических и др. изделий из стали, применяющихся в судостроении, транспортном машиностроении и др. отраслях промышленности.
Получены положительные результаты при изготовлении опытных и опытно- промышленных партий СМК и НК изделий из титана и его сплавов, изделий из сплавов с эффектом памяти формы (никелида титана) применительно к медицинской и авиационной технике. Многократное увеличение прочности при приемлемой технологической пластичности достигнуто на стали типа IF, применяющейся при изготовлении автомобильного листа.
Стареющие алюминиевые сплавышироко используются в качестве конструкционных материалов в строительстве, авиа – и автомобилестроении. Их растущее применение обусловлено сочетанием комплекса высоких механических свойств, достигаемых в результате дисперсионного упрочнения при термообработке, низкой плотности, высокой коррозионной стойкости и хорошей обрабатываемости. Основным механизмом дисперсионного упрочнения является образование выделяющихся при распаде пересыщенного твердого раствора субмикро- и нанразмерных частиц 2-й фазы.
Применение металлоизделий в СМК и НК состояниях за счет резкого повышения конструктивной прочности и др. функциональных характеристик (биосовместимости в медицинских изделиях и др.) позволяет существенно снизить металлоемкость и повысить долговечность изделий, в ряде случаев - снизить себестоимость изделий (например, за счет применения ТМО), а, в конечном счете, повысить технико-экономическую эффективность.
Согласно аналитическим прогнозам особого внимания заслуживают перспективы применения наноструктурных материалов в медицине и технике конструирования авиационных двигателей нового поколения, в автомобильной промышленности, изготовлении изделий для нефтегазового комплекса, в высокоскоростной формовке сложных деталей для новых автомобилей и самолетов и др.
Масштабное использование этих материалов положительно скажется на развитии машиностроения за счет снижения металлоемкости изделий, повышения качества сварных конструкций и увеличения срока их службы, снижения стоимости примерно на 20-25%, в том числе и за счет затрат на энергоносители и на легирование остродефицитными элементами
Таким образом, в ближайшее время представляется возможным приступить к широкой коммерциализации наноструктурированных материалов в машиностроении, судостроении, топливно-энергетическом комплексе, промышленном строительстве.транспортном и
130
энергомашиностроении, медицине (стоматология и ортопедия), спортивной индустрии, сельском хозяйстве и других отраслях промышленности.
ФУНДАМЕНТАЛЬНЫЕ ПРОБЛЕМЫ ИПД: РАСПРЕДЕЛЕНИЕФРАГМЕНТОВ ПО УГЛАМ РАЗОРИЕНТИРОВОК И ИХ КОМПЬЮТЕРНОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ.
Рыбин В.В., Золоторевский Н.Ю., Ушанова Э.А.
Россия, Санкт-Петербургский государственный политехнический университет, rybin.spb@gmail.com
Изучение физической природы и механизмов образования разориентированных структур деформационного происхождения (СДП) является однойодной изфундаментальныхзадач современного материаловедения. Особый интерес представляет случай экстремальновысокихскоростей пластической деформации 𝜀 . В настоящей работе на базе анализа ранее опубликованных в литературе идей и экспериментальных данныхсделана попытка объяснить, как возникает разориентиованнаяфрагментированнаяструктура.Представлен аналитический обзор существующих представлений о механизмах формирования фрагментированных структур в условиях интенсивной пластической деформации(ИПД)кристаллических твѐрдых тел. Показано, что существует три качественно разных класса разориентированных границДП:
-малоугловые дислокационные границы с углом разориентации 1-2 град., -среднеугловые границы фрагментов с углом разориентации 2-15 град.,
-большеугловые границы межзѐренного типасугломразориентации,превышающем15град.
Физическая природа происхождения границ каждого изупомянутыхклассовотличается присущей толькоей особостью.Малоугловые границыобразуются в результате случайного переплетения движущихся по кристаллу индивидуальных дислокаций различных систем скольжения. Среднеугловые границы являются следствием возникновения в ансамбле взаимодействующих дислокаций коллективных мод движения, приводящих к появлению в пластически деформируемом кристалле частичных дисклинаций. Формирование среднеугловых границведѐт процессфрагментацию объѐма зѐрен на стадии ИПД.Большеугловые границы деформационного происхождения являются следствиемфрагментации исходных БУГ и БУГ, формирующихся по ходу пластической деформации.
Последовательный учѐт трансляционных и ротационных мод пластичности, действующих соответственно на микро- и мезоскопическом структурных уровнях, позволяет:1) правильно описать морфологические особенности эволюции фрагментированных структур, 2) предсказать спектры разориентировок для различных механизмов фрагментации,3) определить парциальный вклад каждого из них в случаях, когда фрагментацию ведут одновременно несколько различных механизмов деформационного измельчения.
Общая схема рассуждений такова.
Представим экспериментально измеренный спектр разориентировокFexp(𝜃) в виде линейной суперпозиции парциальных спектров 𝜂𝑎𝑒𝑥𝑝Fα(𝜃), генерируемых действующими механизмами деформационного измельчения:
𝐹𝑒𝑥𝑝 𝜃 = Σ𝑎𝜂𝑎𝑒𝑥𝑝𝐹𝛼( 𝜃) (1)
при выполненииусловий нормировки как для Fα(θ), так и для𝜂𝑎𝑒𝑥𝑝 :
𝐹0∞ 𝑎 𝜃 𝑑𝜃 = 1 и Σ𝑎𝜂𝑎𝑒𝑥𝑝 = 1 (2) здесь𝐹𝑎 (𝜃) парциальная функция распределения разориентировок. Конкретизируем вид функции𝐹𝑎 (𝜃)для всех задействованных в процессе пластической деформации механизмов фрагментации.Дляэтоговоспользуемсялибо общефизическимипредставлениями о механизмах формирования ГДП, либоимеющимися на этот счѐт литературнымиданными, либо, в необходимых случаях, прибегнемкпомощи компьютерного моделирования. После этого, варьируя в уравнении (1) значения парциальных вкладов 𝜂𝑎𝑒𝑥𝑝,определим их оптимальныйнабор - такое их сочетание, которое обеспечивает наилучшее совпадение экспериментального и смоделированного спектров разориентировок.
В качестве примера подробнорассмотрен актуальный в фундаментальном и прикладном отношениях случай интенсивной сверхскоростной пластической деформации в приконтактной зонебьсоединения металлических пластин технически чистой меди, полученном сваркой взрывом.
131
Сравнение модельных спектров разориентировок, рассчитанных для референтной структуры, а также для фрагментированной структурыприконтактной зоны с экспериментальными данными показало эффективность и надѐжность предложенного подходадляизучения физической природы процессов структурообразованияразличных материалов, температурно-скоростных условий деформации и технологических схем нагружения.
КИНЕТИЧЕСКИЕ ОСОБЕННОСТИ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНЫХ ДИФФУЗИОННЫХ ПРЕВРАЩЕНИЙ ПРИ ДЕФОРМАЦИОННОМ НАНОСТРУКТУРИРОВАНИИ СТАЛЕЙ.
Сагарадзе В.В.
Россия, Институт физики металлов УрО ОАН, Екатеринбург, vsagaradze@imp.uran.ru
В последнее время появляются исследования, связанные с обнаружением различных аномальных низкотемпературных диффузионных превращений в сплавах железа, развивающихся в процессе холодного деформационного наноструктурирования, приводящего к генерации большого количества точечных дефектов, которые инициируют или ускоряют эти превращения. К таким аномальным диффузионным процессам можно отнести, в частности, образование деформационно-индуцированных сегрегаций на стоках точечных дефектов (границах зерен и фрагментов), растворение дисперсных фаз (интерметаллидов, карбидов, нитридов и оксидов) в стальной матрице при холодной деформации [1]. На рис.1 представлена кинетика деформационного растворения интерметаллидов Ni3Ti, Ni3Al и Ni3Zr в матрице состаренных аустенитных сталей при 300К.Рис. 1. Изменение концентрации никеля CNi при растворении интерметаллидов Ni3Me в аустенитной матрице в зависимости от степени истинной деформации при 300К в предварительно состаренных (823 K, 3 ч) сплавах FeNi35Ti3, FeNi35Zr3, FeNi34Al5
Как видно из рис.1, количество растворенного в -матрице никеля CNi (которое напрямую связано с количеством растворенных частиц Ni3Ме) прямо пропорционально истинной деформации , начиная с критической величины 0: СNi = К ( – 0). Коэффициент К и величина критической деформации 0 зависят от размера и распределения частиц, температуры деформации, а также от энергии межатомного взаимодействия в частице и возможности перерезания частиц дислокациями. Аналогичная кинетика диффузионных превращений наблюдается при растворении других частиц (например, карбидов) или в процессе образования твердых растворов из разных металлических фаз в процессе сдвига под высоким давлением [1].
Общей особенностью всех этих диффузионных аномалий является наличие некоторой критической степени деформации («инкубационного периода деформации»), при достижении которого вялое развитие диффузии сменяется интенсивной реализацией аномальных диффузионных процессов растворения вторых фаз. В структурном плане обычно критической деформации соответствует такое измельчение отдельных деформационных фрагментов, когда они начинают проскальзывать по границам, вызывая интенсивную генерацию точечных дефектов с соответствующим ускорением диффузионных превращений. Возможно наблюдаемая смена
132
механизма превращения в данном случае характеризует переход от развитой пластической деформации к мегадеформации.
1. Сагарадзе В.В., Уваров А.И. Упрочнение и свойства аустенитных сталей.
Екатеринбург. РИО УрО РАН, 2013, 720 с.
Работа выполнена при частичной поддержке Президиума РАН (проект № 12-П-2-1043).
ВЛИЯНИЕ ГЕОМЕТРИИ КАНАЛОВ МАТРИЦЫ НА ФОРМИРОВАНИЕ НАНОСТРУКТУР В МЕТАЛЛАХ
Сосенушкин Е.Н, Овечкин Л.М., Яновская Е.А., Сосенушкин А.Е.
Россия, ФГБОУВПО МГТУ «СТАНКИН» sen@stankin.ru .
Аннотация: Представлены результаты компьютерного моделирования и физического эксперимента по угловому прессованию заготовок из сплава АД1. Выявлена взаимосвязь между величинами радиусов сопряжения каналов матрицы и действующими силами при угловом прессовании. На величину сил деформирования также оказывает влияние угол пересечения каналов матрицы. Для подтверждения изменения структуры прессуемого металла и его механических свойств выполнены микроструктурные и дюраметрические исследования.
К сожалению, традиционные способы холодной [1], полугорячей [2, 3] и горячей объемной штамповки [4, 5], а также гидромеханической штамповки [6], несмотря на значительные накопленные деформации, получаемые металлом, не могут довести структурные преобразования до ультрамелких размеров зерен, в основном этими видами пластической обработки получают фрагменты с малоугловыми разориентировками [7]. Одним из востребованных в промышленности и перспективных способов интенсивной пластической деформации, способным сформировать ультрамелкозернистую структуру и повысить механические характеристики объемных конструкционных металлов, является равноканальное угловое прессование (РКУП) [8-12], протекающее с преобладанием механической схемы деформации, соответствующейпростому сдвигу.
На начальном этапе перестройки структуры дислокационное скольжение, как основной механизм возникновения новых границ зерен, является доминирующим. Однако большие значения накопленных деформаций приводят к некоторому насыщениюкак по размерам зерен, так и по упрочнению обрабатываемого металла, что приводит к преобладанию зернограничных некристаллографических сдвигов, являющихся причиной увеличения угловых разориентировок границ. Чем больше накопленная деформация сдвига и меньше фрагменты структуры, тем интенсивнее изменяются характеристики металла, подвергнутого угловому прессованию [13].
Работа направлена на подтверждение перечисленных теоретических положений о взаимосвязи накопленных деформаций и основных геометрических параметров каналов, структуры металлических материалов и их свойств[14]. Для этого необходимо на моделях [15-17] изучить влияние технологических параметров на кинематику течения металла и энергосиловые условия углового прессования [18-20] и провести физическое моделирование [21] с получением заготовок с измельченной структурой.
133
Рис. 1. Зависимость силы прессования от хода пуансона при комбинированных радиусах сопряжения каналов; D – характерный размер сечения каналов.
В качестве инструмента моделирования была принята программная среда QFORM, широко используемая инженерами-технологами для выявления особенностей пластического течения при формоизменении металла заготовок по переходам, что позволяет избежать грубых ошибок при проектировании технологических процессов и штамповой оснастки. Получены зависимости влияния радиуса сопряжения каналов в местеих пересечения на силовые параметры углового прессования (рис. 1).
Анализ результатов показывает снижение сил пластического деформирования при увеличении радиусов сопряжения каналов. Несмотря на уменьшение нагрузки на инструмент и заготовку, большие значения радиусов сопряжения могут привести к изменению механической схемы деформации с простого сдвига на изгиб, что повлечет за собой резкое снижение степени деформации, а значит и уменьшение интенсивности измельчения структуры обрабатываемого металла. Вторым технологическим параметром, влияющим на величину сил прессования, является угол пересечения каналов. График на рис. 2 иллюстрирует снижение сил деформирования при увеличении угла пересечения каналов. Однако следует помнить, что при меньших по величине углах пересечения каналов достигаются большие степени деформации за один проход заготовки через каналы.
Рис.2.Зависимость силы прессования от угла пересечения каналов
134
Построенные компьютерные модели с 12 различными вариантами радиусов пересечения каналов, причем использовались модели с неравными внешним R и внутренним r радиусами, позволили выявить характер изменения работы пластической деформации по ходу углового прессования.Оказалось, что работа деформации увеличивается по ходу пуансона и на ее значение также оказывает влияние величины радиусов сопряжения каналов (рис.3).
Проведенный анализ результатов моделирования позволил спроектировать штамповую оснастку [22, 23] с рациональными, на наш взгляд, значениями радиусов сопряжения каналов и углов их пересечения. На рис. 4 показан универсальный штамп для углового прессования с возможностью переналадки углов пересечения каналов в диапазоне 90°≤θ≤135°cреализаций схем прессования с одним и двумя очагами деформации [24].Сначала прессовали составные образцы из свинца с нанесенными координатными сетками по схеме традиционного РКУП с одним очагом деформации, углом пересечения каналов 90º и радиусами сопряжения: внешним – 5 мм;
внутренним – 2 мм. Убедившись в работоспособности штамповой оснастки, перешли на прессование заготовок из сплава АД1. Все результаты относятся к угловому прессованию заготовок с квадратным сечением 16×16 и длиной 100 мм.
Рис.3. Зависимость работы пластической деформации от хода пуансона при различных сочетаниях и не равных между собой радиусах сопряжения каналов r, R
135
Рис. 4. Штамповая оснастка для углового прессования
Изменение координатной сетки на натурных образцах и лагранжевых линий моделей в компьютерном эксперименте совпадают (рис.5).
Сравнение сил углового прессования при моделировании, полученных расчетом по известной зависимости, и по результатам эксперимента приведено на рис.6. Экспериментальной кривой соответствует более плавноенарастание силы прессования и несколько больший ход пуансона для достижения максимальной нагрузки.
а)
б)
Рис. 5. Экспериментальное и теоретическое распределение линий сетки в заготовках: а) - эксперимент; б) - компьютерное моделирование.
136
Рис. 6. Сравнение сил углового прессования
Для прослеживания влияния углового прессования на эволюцию структуры сплава АД1проведен микроструктурный анализ исходного состояния металла заготовок и образцов после разного количества проходов через каналы матрицы. На рис.7 приведены результаты микроструктурного анализа заготовок (а) после одного (б) и двух проходов (в) заготовок через очаг деформации. После первого прохода полосовые структуры уже с меньшим по размерам зерном выстаиваются под углом 45° по отношению к структуре не деформированных заготовок.
После второго прохода полосы дробятся и фрагментирование структуры увеличивается.
На рис.8 показано распределение микротвердости по сечению заготовок после прессования. С увеличением числа проходов заготовки через каналы твердость увеличивается, что свидетельствует об упрочнении материала заготовки. Разная твердость по сечению заготовок свидетельствует о все еще неравномерной структуре металла. Для повышения однородности деформаций, а, следовательно, и создаваемых структур, следует увеличить количество проходов углового прессования по описанной схеме. Другим путем является изменение геометрических параметров каналов матрицы для углового прессования, а именно: перейти к схеме углового прессования в параллельных каналах, а промежуточный канал изготовить сужающимся, что приведет к наложению дополнительных знакопеременных напряжений при входе в промежуточный канал и на выходе из него [25] и будет способствовать получению заготовкой в 2 раза бόльших значений деформаций и повышению равномерности структур.
137
Выводы.
1.Установлена идентичность экспериментальных результатов распределения линий сетки в составной заготовке с результатами компьютерного моделирования. Это говорит о том, что получены достоверные данные по кинематике течения и деформированному состоянию заготовок.
2. При анализе кривых упрочнения, полученных по результатам испытаний образцов на сжатие, выявлено, что при осуществлении двух циклов РКУП, значения уровня напряжений увеличиваются на 60% по сравнению с исходной заготовкой и на 50% по сравнению с заготовкой после одного цикла РКУП.
3. После одного цикла РКУП значение микротвердости увеличивается, особенно в продольных шлифах, на 30-50%, а после двух циклов РКУП на 40-60% по сравнению с исходной заготовкой, что подтверждает повышение механических характеристик в результате упрочнения.
а) б)
в) г)
д) е)
Рис. 7. Динамика изменения микроструктуры в процессе РКУП: а) – продольный шлиф исходная заготовка; б) – поперечный шлиф исходная заготовка; в) – продольный шлиф, 1 цикл РКУП; г) – поперечный шлиф, 1 цикл РКУП; д) - продольный шлиф, 2 цикла РКУП; е) - поперечный шлиф, 2 цикла РКУП.
138
а)
б) Рис. 8. Распределение микротвердости по сечению микрошлифов при различном количестве
циклов РКУП: а) – продольные шлифы; б) – поперечные шлифы.
Литература.
1. Сосенушкин Е.Н. Прогрессивные процессы объемной штамповки. – М.: Машиностроение, 2011. – 480 с.
2. Сосенушкин Е.Н. Развитие систем пластического деформирования.// Вестник МГТУ
«Станкин». – 2010. - №2. – С.12-20.
3. Артес А.Э., Сосенушкин Е.Н. Проблемы производства крупных поковок в отечественном машиностроении.// Справочник. Инженерный журнал с приложением. – 2012. - №9. – С.45-50.
4. Артес А.Э., Сосенушкин Е.Н., Третьюхин В.В. Технологические возможности горячей объемной штамповки деталей арматуры из центробежнолитых чугунных труб.// Кузнечно- штамповочное производство. Обработка металлов давлением. – 2008. - № 10. – С.30-32.
5. Пономарев А.С., Сосенушкин Е.Н., Климов В.Н. Влияние технологических особенностей обработки давлением на микроструктуру и качество деталей трубопроводной арматуры из высокопрочного чугуна.// Металловедениеитермическаяобработкаметаллов. – 2012. - №1. – С.23- 27. [Ponomarev A.S., Sosenushkin E.N., Klimov V.N. Effect of process features of pressure treatment on the microstructure and quality of parts of pipeline fittings from higt-strength cast iron.// Metal Science and Heat Treatment. –2012. – T.54. - №1-2. P. 22-27.]
139
6. Артес А.Э., Сосенушкин Е.Н., Третьюхин В.В., Окунькова А.А., Гуреева Т.В. Новые ресурсо- и энергосберегающие технологии изготовления деталей обработкой давлением.//
Вестникмашиностроения. – 2013. - №5. – С.72-74. [Artes A.E., Sosenushkin E.N., Tret’yukhin V.V., Okun’kova A.A., Gureeva T.V. Resorse- and energy-saving manufacturing technologies based on pressure treatment.// Russian Engineering Research. – 2013. T.33. №8. P. 460-462.]
7. Утяшев Ф.З. Современные методы интенсивной пластической деформации. – Уфа:
УГАТУ, 2008. – 313с.
8. Сегал В.М., Резников В.И., Копылов В.И. и др. Процессы пластического структурообразования металлов. - Минск: Наука и техника, 1994. – 232с.
9. Боткин А.В., Рааб Г.И., Валиев Р.З. Деформационные и силовые параметры процесса равноканального углового прессования в параллельных каналах // Кузнечно-штамповочное производство. Обработка металлов давлением. -2009. - №6. –С. 3-7.
10. Овечкин Л.М. Исследование процесса равноканального углового прессования. //
Кузнечно-штамповочное производство. – 2010. – №6. – С.30-31.
11. Сосенушкин Е.Н., Яновская Е.А., Сосенушкин А.Е. Верхняя оценка силовых и деформационных параметров равноканального углового прессования в параллельных каналах//
Известия Самарского научного центра РАН, 2012. Том 14.
12. Sosenushkin E., Sosenushkin A. Simulation of the equal channel angular extrusion technology//
IX International congress machines, technologies, materials 2012.September 19-21 2012, Varna, Bulgaria. – P. 110-112.
13. Сосенушкин Е.Н., Овечкин Л.М., Климов В.Н., Сосенушкин А.Е., Сапронов И.Ю. Влияние кинематики течения металла на эволюцию микроструктуры и свойства заготовок при равноканальном угловом прессовании. // Кузнечно-штамповочное производство. Обработка металлов давлением. №11. 2012. С. 19-22.
14. Сосенушкин Е.Н., Яновская Е.А., Сосенушкин А.Е. Формирование мелкозернистой структуры металлов комбинированным методом интенсивной пластической деформации. Труды ХХ Международной конференции «Математика, компьютер, образование». М.:- Ижевск, 2013.
С.193.
15. Сосенушкин А.Е., Артес А.Э., Сосенушкин Е.Н. Математическое моделирование равноканального углового прессования.// Технология машиностроения. - №12. – 2011. – С.53-56.
16. Сосенушкин А.Е, Сосенушкин Е.Н., Яновская Е.А. Моделирование кинематически возможных полей скоростей процесса углового прессования в пересекающихся каналах для расчета энерго-силовых параметров./ Фундаментальные физико-математические проблемы и моделирование технико-технологических систем. Вып. 15. Материалы II международной научной конференции «Моделирование нелинейных процессов и систем». Том 2. – М.: ФГБОУ ВПО МГТУ
«СТАНКИН», 2013 – С.185-193.
17. Сосенушкин Е.Н., Белокопытов В.В., Сосенушкин А.Е. Температурная интенсификация процесса равноканального углового прессования в параллельных каналах. / В сб. докладов и научных статей «Перспективы инновационного и конкурентоспособного развития кузнечно- прессового машиностроения и кузнечно-штамповочных производств». – Рязань: ОАО
«Тяжпрессмаш», 2012. – С.271-279.
18. Сосенушкин Е.Н., Овечкин Л.М., Сосенушкин А.Е. Совершенствование процессов интенсивной пластической деформации. // Вестник МГТУ «СТАНКИН» - 2012. – №1 (18). – С.22- 25.
19. Сосенушкин Е.Н., Сосенушкин А.Е. Оценка силовых параметров и деформированного состояния заготовки при равноканальном угловом прессовании. / Труды международной научно- технической конференции «Современные металлические материалы и технологии». – СПб: Санкт- Петербургский ГТУ, 2011. – С.233-235.
20. Сосенушкин А.Е. Обобщенная расчетная схема процесса углового прессования и автоматизация построения годографов скоростей перемещений./ Труды XV научной конференции
«Математическое моделирование и информатика». – М.: ФГБОУ ВПО МГТУ «СТАНКИН», 2013 – С.188-190.
21. Сосенушкин Е.Н., Овечкин Л.М., Сосенушкин А.Е. Экспериментальная проверка адекватности компьютерного моделирования процесса равноканального углового прессования./
Состояние, проблемы и перспективы развития кузнечно-прессового машиностроения и кузнечно- штамповочных производств. – Рязань: ОАО «Тяжпрессмаш», 2009. – С.169-174.