2890

работ, посвященных изучению фазовых и структурных превращений и их взаимосвязи с прочностными характеристиками.

Несмотря на обширность имеющихся экспериментальных данных многие детали кинетики кристаллоструктурных превращений, сопровождающих распад пересыщенного твердого раствора, изучены недостаточно. Данные ряда работ не согласуются между собой. Возникают серьезные затруднения при попытках объяснения природы упрочнения и разупрочнения, связанных, согласно представлениям, развиваемым школой академика Г. В. Курдюмова, с изменениями тонкой структурной неоднородности.

Это обусловлено, прежде всего, чрезвычайной сложностью механизма распада пересыщенного твердого раствора. Здесь, повидимому, весьма незначительные изменения тонкой структурной неоднородности, возникающей в матрице еще на самых начальных стадиях выделения частиц второй фазы и одновременно предопределяющей прочностные характеристики сплава, часто лежат за пределами чувствительности экспериментальных методик.

Известно, что распад пересыщенного твердого раствора в сплавах на основе никеля связан с образованием так называемой моделированной структуры некоторого количества фазы выделения в виде частичек субмикроскопических размеров.

Для получения рентгенограммы с достаточно четкими интерференционным отражениями от решетки фазы выделения, ее предварительно электролитически выделяют в чистом виде, поскольку слабые отражения от решетки '-фазы на рентгенограммах с монолитных поликристаллических образцов обычно завуалированы флуктуациями фона. То же самое происходит с сателлитными отражениями от модулированной структуры, надежное выявление которых считается практически возможным только при исследовании монокристальных образцов.

Трудность приготовления и термической обработки монокристальных образцов, а так же сравнительно высокая трудоемкость их последующего рентгенографирования служат нередко препятствием для более детального исследования, анализ результатов которого возможен не по отрывочным данным, где порой весьма затруднительно выявить ошибки опыта, а по кинетическим кривым. Кроме того, рентгенографическое изучение стареющих сплавов значительно затруднено из-за их грубо-зернистости.

23

Все это приводит к необходимости дальнейшего совершенствования экспериментальных методик, разработки новых камер, приспособленных для экспрессного рентгенографирования плоских грубозернистых поликристаллических образцов с высокой степенью постоянства геометрии съемки в условиях серийного проведения опытов, а также расширения возможностей и повышения производительности фотометрирующей аппаратуры.

На основании изучения начальных стадий распада пересыщенного твердого раствора в ряде сплавов на основе никеля и меди установлено образование модулированной структуры, где период решетки в областях субмикроскопических размеров изменяется с некоторой статистической периодичностью.

Геометрически подобные структуры принято характеризовать периодом модуляции, определяемым по величине угла между сателлитным и основным отражениями с помощью формул Даниэля

—Липсона или Вильсона.

Всплавах никель-хром-титан-алюминий на начальных стадиях старения также обнаружена модулированная структура. Возникновение этой структурной неоднородности и возможные ее изменения в процессе образования и роста частиц фазы выделения, вероятно, сказываются на прочностных характеристиках сплава. Однако отсутствие сведений о характере изменений модулированной структуры в зависимости от температуры и длительности старения исключает возможность установить, хотя бы качественно, степень ее влияния на упрочение сплава.

Исследованиями Ю. А. Багаряцкого и Ю. Д. Тяпкина, М. В. Приданцева и Л. Н. Зиминой установлено, что в сплавах на основе

никеля, где равновесной фазой выделения является -фаза, как и в сплавах с фазой выделения, изоморфной матрице, распад пересыщенного твердого раствора начинается образованием субмикроскопических областей с упорядоченной структурой по типу Ni3Al . На их базе затем образуются частички '-фазы.

В сплавах никель-титан, никель-хром-титан и никель-хром- титан-алюминий распад пересыщенного твердого раствора осуществляется в две стадии. Сначала выделяется метастабильная фаза, близкая по химическому составу к интерметаллиду Ni3Ti , в котором часть атомов титана замещена атомами алюминия. На более поздних стадиях распада она перерождается в стабильную -фазу с гексагональной решеткой. Ведущим процессом при фазовом

24

Эксперименты и существующий теоретический анализ показывают, что форма микрорельефа поверхности изделия зависит не только от ―текущего‖ значения параметров контактного взаимодействия, но и от всей предыдущей истории процесса воздействия инструмента на поверхность заготовки.

Анализ истории контактного взаимодействия инструмента с заготовкой позволяет выделить доминирующий обобщающий фактор, непосредственно влияющий на процесс формирования микрорельефа обработанной поверхности – работу сил трения Aтр .

Другой фактор известен – это или фактическое контактное

деформирующего протягивания небольшая (менее 0,1 м/с), поэтому условия протекания данного процесса от нее практически не зависят. Температура в контактной зоне невысокая, не более 100 , и процесс деформирования происходит в холодных условиях /7/.

Но даже для таких стабильных условий деформирующего протягивания построить чисто теоретическую модель для расчета Rz обработанной поверхности невозможно из-за сложности

комплекса явлений контактного трения. Как показывает опыт исследования таких многофакторных явлений в физике и механике, наилучшие результаты в этом случае дают методы теории размерностей и подобия /5/. С их помощью на основании выявленных основных влияющих факторов анализируются экспериментальные данные, а затем на основе выявленных закономерностей строят расчетные схемы. Применим такой подход и для изучения явления формирования микрорельефа поверхности, обрабатываемой деформирующим протягиванием.

Полагаем, что текущее значение Rz зависит от начальной Rzo , от максимального за всю историю процесса контактного давления (вызывающего смятие микровыступов) и, как показано выше, от работы сил трения Aтр ( вызывающей как дополнительное смятие

микронеровностей так и массоперенос их материала), то есть:

Rz Rzo ; qmax ; Атр ; материал заготовки .

Материал инструмента рассматривается как идеально жесткий, и по отношению к заготовке идеально гладкий, т.к. его

26

шероховатость Rz 0.4 мкм /7/. Взаимодействие инструмента с материалом заготовки при заданных технологических условиях определяется коэффициентом трения f (влияющим на Aтр ) и

степенью упрочнения материала микровыступов, т.е. возникающей в нем интенсивностью напряжений о . Из решения задачи теории пластичности о смятии клина и из экспериментальных данных /6/ известно, что о прямо пропорционально величине n . Из этих работ также известно, что при значительных степенях смятия

среднего контактного давления. Работа этой силы за один цикл

27

Поэтому функциональную зависимость (3) можно представить как:

Таким образом, при принятых выше допущениях следует, что при обработке заготовок из различных материалов, экспериментальные данные должны соответствовать единой универсальной

есть безразмерный критерий подобия для процесса формирования микрорельефа при деформирующем протягивании.

28

Для экспериментальной проверки предложенной модели были проведены многочисленные эксперименты по многоцикловому деформирующему протягиванию втулок из сталей: 10, Ст3, 45, Х18Н10Т, У8 и из меди инструментами из ВК15 и с покрытиями TiN и CrN. Все экспериментальные данные получали по методикам, изложенным в /7/. Кривая (см. рисунок) строилась для различных, безразмерных параметров. Как видно, выдвинутые теоретические положения удовлетворительно подтверждаются экспериментальными данными.

определения величины шероховатости, учитывающий всю совокупность технологических факторов. Он может быть рекомендован как для дальнейших исследований механики поверхностного пластического деформирования, так и при проектировании технологических расчетов.

Литература:

1.Крагельский И. В. Основы расчетов на трение и износ. М.: Машиностроение, 1977. 526 с.

2.Хусу А. П., Витенберг Ю. Р., Пальмов В. А. Шероховатость поверхностей, теоретико-вероятностный подход. М.: Наука, 1975. 343 с.

3.Проскуряков Ю. Г. Технология упрочняюще-калибрующей и формообразующей обработки металлов. М.: Машиностроение, 1971. 208 с.

4.Макушок Е.М. Механика трения. Под ред. акад. В. П. Северденко. Минск, «Наука и техника», 1974. 254 с.

29

заданными силами трения по заданной площади контакта, протяженностью lк . По результатам последней итерации

определяются искомые основные и производные параметры: l1 , l3 ,

K1 , K2 , K3 , l2 , lк , W1 , W2 , W3 , Wтр , W .

Разработанная модель дала возможность проанализировать энергетику процесса. Общая мощность, затраченная на

32