WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

Pages:     || 2 |
-- [ Страница 1 ] --

«МАТИ» – РОССИЙСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ АВИАЦИОННЫЙ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ ИМ. К. Э. ЦИОЛКОВСКОГО

На правах рукописи

УДК 621.771.294 Головкин Павел Александрович СОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ ПРОЦЕССА ШТАМПОВКИ

ОСЕСИММЕТРИЧНЫХ ФЛАНЦЕВ ИЗ АЛЮМИНИЕВО – МАГНИЕВЫХ СПЛАВОВ Специальность 05.16.05 – Обработка металлов давлением ДИССЕРТАЦИЯ на соискание учёной степени кандидата технических наук

Научный руководитель – проф., д. т. н. Галкин В. И.

Москва, 2004 г 1 Оглавление Введение ………………………………………………………… Глава 1. Состояние вопроса в области горячей объёмной штамповки осесимметричных поковок типа фланец ……………….. 1.1. Применение штампованных поковок типа фланец для изготовления деталей новой техники. Назначение и требования к переходникам топливных систем ……………………………………. 1.2. Особенности горячей деформации термически 15 15 26 неупрочняемых алюминиево – магниевых сплавов ……….....……... 1.2.1. Механизм деформационного упрочнения термически неупрочняемых алюминиево – магниевых сплавов ……………….. 1.2.2. 1.2.3. Влияние деформации на механические свойства Влияние деформации на стойкость поковок из 28 термически неупрочняемых алюминиево – магниевых сплавов …... термически неупрочняемых алюминиево – магниевых сплавов к межкристаллитной коррозии …………………………………...…...… 1.2.4. Влияние предварительной деформации на прочность сварного соединения термически неупрочняемых 31 алюминиево – магниевых сплавов …………………………………… 1.3. Методы моделирования деформационных процессов при горячей объёмной штамповке ………………………………………... 1.3.1. Экспериментальные методы ……………………………. 1.3.2.Теоретические методы ……………………………………. 1.3.3. Сопоставление методов исследования пластической деформации ……………………………………………………………. Выводы по главе 1 …………………………………………………….. 41 43 38 38 40 9 9 Глава 2. Методика исследования ……………………………… 2.1. Общая характеристика сплавов АМг3 и АМг6 ………….. 2.2. Методы экспериментальных исследований, механических испытаний, применяемые приборы и оборудование ………………. 2.3. Применяемое программное обеспечение ………………… Глава 3. Исследование традиционной технологии получения переходников топливных систем горячей объёмной штамповкой … 3.1. Характеристика применяемого технологического процесса получения фланцев методом открытой одноручьевой горячей штамповки …………………………………………………… 3.2. Характер распределения деформаций по объёму поковки фланца …………………………………………………………………. 3.3. Характеристики первичных полуфабрикатов, применяемых при изготовлении фланцев …………………………… 3.4. Влияние степени деформации при осадке на структуру и свойства металла поковки ……………………………………………. 3.5. Изучение напряжённо – деформированного и температурно – скоростного полей в процессе формоизменения осаженной заготовки в штампованную поковку фланца …………... 3.6. Влияние напряжённо – деформированного и температурно – скоростного параметров в процессе деформации на структуру и свойства металла штампованной поковки …………….. Выводы по главе 3 ……………………………………………...

46 46 50 55 64 67 94 Глава 4.

Исследование особенностей формообразования алюминиевых фланцев и разработка научно обоснованного способа их получения методом горячей объёмной штамповки …………….. 4.1. Влияние степени предварительной деформации заготовки фланца на характер формоизменения металла в штампе …………… 4.2. Особенности деформации цилиндрических заготовок из алюминиево – магниевых сплавов при горячей осадке в конических бойках ……………………………………………………………….... 116 128 4.3. Особенности формообразования штампованных поковок фланцев без дополнительных технологических напусков ………… 4.4. Границы возможности и целесообразности применения схем вытяжки и выдавливания при получении фланцев 137 140 одноручьевой открытой горячей объёмной штамповкой ………….. 4.5. Особенности формообразования и структуры поковок фланцев, полученных из листовых заготовок ………………………. 4.6. Рекомендуемые параметры вновь разработанного 147 158 161 165 174 технологического процесса и обобщённые зависимости поведения деформируемого металла в процессе формообразования фланцев.. Выводы по главе 4 ……………………………………………... Выводы по работе …………………………………………….... Библиографический список …………………………………… Приложения …………………………………………………... Введение Актуальность темы. научно разработанных Развитие новой техники требует применения процессов, обеспечивающих технологических получение изделий максимальной надёжности и служебных свойств, при минимальной их массе. В то же время малая серийность изделий новой техники обуславливает изготовление их комплектующих с использованием универсального оборудования, упрощённой технологической оснастки. Среди видов ОМД горячая объёмная штамповка характеризуется наибольшей сложностью и неравномерностью происходящих при формоизменении исходной заготовки процессов, ввиду разброса величин поперечного сечения различных участков штампованной поковки, и большой накопленной в процессе нагрева энергии деформируемого материала. В результате при штамповке провоцируется локализация деформационных процессов, неравномерность скоростных и температурных параметров деформации. Как следствие, картина оптимальной деформационной проработки металла штампованной поковки может отличаться от заданной, не соответствовать профилю чистовой детали. Поэтому при разработке научно – обоснованных технологических процессов горячей объёмной штамповки важно уметь прогнозировать и управлять деформационными процессами, без чего невозможно обеспечение заданных структуры и свойств чистовой детали. Исследования проводились на примере изготовления штампованных фланцев, служащих заготовками для получения путём механической обработки конических переходников. Переходники применяются для соединения трубопроводов различных сечений и представляют собой осесимметричные детали со сложной образующей, работающие в составе сварных узлов ответственного назначения в условиях высокого (до 4 МПа) внутреннего давления агрессивных сред. Наряду с высокими механическими и эксплуатационным характеристиками переходники должны обладать хорошей свариваемостью, стойкостью к межкристаллитной коррозии основного металла деталей и металла сварного шва. К числу наиболее соответствующих предъявляемым требованиям материалов относятся алюминиево – магниевые сплавы АМг3 и АМг6. Стандарты определяют, что поковки типа фланец, как заготовки для изделий ответственного назначения, следует изготавливать многопереходной закрытой объёмной штамповкой. Однако применение закрытой штамповой оснастки требует наличия силового оборудования с приводом выталкивателя, её изготовление трудоёмко и затратно ввиду большого расхода штамповой и инструментальной стали, что критично в условиях мелкосерийного производства. Существенно упростить и удешевить процесс производства позволит применение одноручьевой открытой штамповой оснастки, при этом из – за малой серийности переходников увеличение расхода металла ввиду наличия облоя и увеличения технологических припусков и напусков не существенно. Однако для достижения требуемого уровня свойств получаемых поковок необходимо проведение комплексных исследований. В этой связи актуальным является разработка процесса получения фланцев из алюминиевых сплавов АМг3 и АМг6 путём открытой одноручьевой горячей объёмной штамповки. Цель исследования заключается в разработке научно – обоснованного процесса изготовления осесимметричных поковок типа фланец методом одноручьевой требованиям. Для реализации поставленной цели следует решить следующие задачи исследования: • оценка общих параметров переходников, определяющих их как класс деталей, получаемых горячей объёмной штамповкой;

• изучение напряжённо–деформированного состояния и температурно – скоростных факторов в процессе формообразования горячештампованных фланцев металлографическими и математическими методами;

облойной штамповки, структура и свойства которых соответствуют предъявляемым к изделиям ответственного назначения • изучение возможностей управления структурой и свойствами поковки фланца при получении их горячей объёмной штамповкой в открытых штампах;

• определение геометрических параметров штамповой оснастки, обеспечивающих получение бездефектных поковок;

• • определение определение при оптимальных оптимального режимов температурного фасонировании предварительного режима заготовки начала и её фасонирования заготовок под штамповку;

деформации предварительном последующей штамповке. Научная новизна работы заключена в следующем: • установлена взаимосвязь деформационных и температурно – скоростных параметров процесса формообразования со структурой и свойствами горячештампованных осесимметричных поковок фланцев из алюминиево – магниевых сплавов;

• установлена взаимосвязь параметров предварительного фасонирования с геометрическими параметрами одноручьевой штамповой оснастки, позволяющей получать качественные поковки фланцев;

• уточнён температурный интервал начала деформации алюминиево – магниевых сплавов, позволяющий удержать металл поковки от деформационного разогрева, превышающего регламентируемые пределы, а так же проводить деформацию с преобладанием внутризёренного механизма, что обеспечивает повышение характеристик коррозионной стойкости, герметичности, прочности и пластичности конечных чистовых деталей как по основному металлу, так и по металлу сварного шва;

• установлены границы применяемости схемы открытой горячей объёмной штамповки поковок типа фланец по схеме вытяжки с последующим обратным выдавливанием при использовании осаженных со значительной степенью деформации прутковых, либо листовых заготовок.

Практическая значимость работы заключена в следующем: • разработаны технологические рекомендации изготовления поковок типа фланец из алюминиево – магниевых сплавов методом одноручьевой открытой горячей объёмной штамповки, позволяющие: – обеспечивать соответствие зон оптимальной деформационной проработки профилю чистовой детали ответственного назначения типа переходник, как в зоне торцев, так и по остальной образующей;

– избегать прохождения деформации с преобладанием межзёренного механизма, характеризующимся бурным рекристаллизационным ростом зёрен и образованием крупных коагулянтов интерметаллидов по их границам, в свою очередь вызывающих понижение прочности деформированного металла и склонность его к межкристаллитной коррозии;

– повысить стабильность температурного режима при стыковой сварке конечных чистовых деталей – переходников топливных систем. • установлена возможность и целесообразность применения в качестве альтернативного технологического процесса одноручьевой открытой горячей объёмной штамповки поковок типа фланец из листовых заготовок;

• достигнуто повышение коэффициента использования материала (КИМ) на 30 – 50 % за счёт ограничения технологических припусков и штамповочных уклонов стандартной величины и сокращения величины удаляемых торцевых напусков при переводе формообразования фланцев со схемы обратного выдавливания на схему вытяжки. Достоверность соответствии деформационных полученных и результатов результатов основывается на результатов математического моделирования изучаемых процессов металлографического исследования поковок, полученных с использованием ранее применявшегося и вновь разработанного технологических процессов. Основные положения и результаты диссертационной работы докладывались и обсуждались на научно – технических конференциях: v, v, и Международных молодёжных конференциях «Гагаринские чтения», Москва 2001, 2002, 2003 и 2004 г.г., Всероссийской научно – практической конференции, Москва, 2003 г., третьей Всероссийской научно– практической конференции «Управление качеством», Москва, 2004 г.

Работа выполнена на кафедре «Технология обработки металлов давлением (ТОМД)» Галкина. Установленные «Фобос» ОАО оптимальные научно режимы – обработки давлением институт алюминиево – магниевых сплавов внедрены в работе опытного завода «Морской исследовательский радиоэлектроники «Альтаир». На основании результатов работы ОАО «МНИИРЭ «Альтаир» и «МАТИ» – РГТУ им. К. Э. Циолковского совместно выпущены соответствующие технологические рекомендации. Автор выражает искреннюю благодарность за содействие и помощь в выполнении работы доктору технических наук, профессору кафедры ТОМД Евгению Владимировичу Ширяеву, а также всему коллективу кафедры ТОМД «МАТИ» – РГТУ им. К. Э. Циолковского. Объём диссертационной работы состоит из введения, четырёх глав, выводов по работе и библиографического списка, в том числе 13 таблиц и 130 рисунков, всего на 173-х страницах. Приложения: Акт внедрения оптимальных режимов обработки давлением алюминиево – магниевых сплавов в работе опытного завода «Фобос» ОАО «МНИИРЭ «Альтаир» на 1-й странице;

технологическая рекомендация «Совершенствование процесса штамповки осесимметричных фланцев из алюминиево–магниевых сплавов» на 9-и страницах. «МАТИ» – РГТУ им. К. Э. Циолковского под руководством профессора, доктора технических наук Виктора Ивановича ГЛАВА 1. СОСТОЯНИЕ ВОПРОСА В ОБЛАСТИ ГОРЯЧЕЙ ОБЪЁМНОЙ ШТАМПОВКИ ОСЕСИММЕТРИЧНЫХ ПОКОВОК ТИПА ФЛАНЕЦ. 1.1. Применение штампованных поковок типа фланец для изготовления деталей новой техники. Назначение и требования к переходникам топливных систем. Обработка металлов давлением (ОМД) позволяет не только обеспечивать из заданную форму деталей (поковок), но и формировать их свойства, требуемые для изготовления и последующей работы конечного изделия. Поэтому важна задача определения параметров деформационной обработки материалов, обеспечивающих эту возможность. Особенно важно владеть и управлять механизмом деформирования в процессе получения деталей ответственного назначения. Распространённым типом деталей ответственного назначения, получаемых с помощью ОМД, являются фланцы, служащие заготовками для изготовления различного рода конических переходников. В свою очередь, переходники широко применяются в топливных системах изделий новой техники, и представляют собой осесимметричные детали со сложной образующей, используемые для соединения между собой трубопроводов различного сечения. Для соединения переходников с деталями топливных систем из разнородных материалов обычно используются болтовые соединения, а с деталями из однородных материалов – сварные. Общий вид переходников топливных систем и их расположение в составе фильтра представлено на рисунке 1. Применение сварных соединений позволяет получать изделия заданной прочности и герметичности при сохранении их минимальной массы. Снижение массы изделий особенно актуально в аэрокосмической промышленности, где оно позволяет повышать массу полезной нагрузки, снижать затраты на её доставку. Поэтому сварка является основным способом создания герметичных соединений при изготовлении изделий новой техники. Условия работы деталей и узлов топливных систем предопределяют контакт переходников с агрессивными средами под внутренним давлением до 3 – 4 МПа, гидравлический удар в момент неустановившегося течения жидкости, воздействие вибрационных нагрузок. Детали типа переходник Рис. 1 Расположение деталей типа переходник в составе фильтра топливной системы Поэтому важной задачей ОМД при получении деталей, из которых изготавливают сварные узлы, является обеспечение заданных характеристик детали как до её сварки в узел, так и во время эксплуатации, при соблюдении минимальной массы и максимальной надёжности изделий. Материалы для изготовления герметичных деталей и узлов ответственного назначения должны обладать необходимым комплексом служебных и технологических свойств, в том числе хорошей свариваемостью, позволяющей получать надёжные, стойкие к межкристаллитной коррозии и трещинообразованию, сварные соединения, по механическим свойствам почти не уступающие основному металлу. С учётом перечисленных требований наибольшее применение при изготовлении элементов топливных систем в зависимости от условий работы, нашли нержавеющие аустенитные стали и свариваемые алюминиевые сплавы [1]. Поскольку применение последних позволяет минимизировать массу изделий, их применение, при соответствии служебным требованиям, наиболее целесообразно. Задача снижения массы изделий требует обеспечения в процессе изготовления деталей и узлов их повышенных служебных свойств, позволяющих, при прочих равных условиях, уменьшать их вес. По сумме технологических и служебных свойств, для изготовления работающих на герметичность деталей ответственного назначения из алюминиевых сплавов наибольшее распространение получили термически неупрочняемые алюминиево – магниевые сплавы АМг3 и АМг6. Обладая необходимой прочностью, они хорошо деформируются и свариваются, обычно не склонны к развитию межкристаллитной коррозии, удовлетворительно обрабатываются резанием. Однако баланс перечисленных качеств определяет их компромиссность. Так, сплавы АМг3 и АМг6 уступают по своим прочностным качествам термически упрочняемым алюминиевым сплавам. Отсутствие возможности термического упрочнения алюминиево – магниевых сплавов возлагает особую роль на формирование свойств конечного изделия в процессе ОМД, на обеспечение деформационного упрочнения. Другой важной задачей ОМД при изготовлении деталей ответственного назначения типа переходник является подготовка их структуры под сварку и обеспечение заданной герметичности [3]. Сварной шов и основной металл должны иметь плотную структуру, основной металл не должен содержать перерезанных волокон, а направление волокон должно соответствовать конфигурации детали. В противном случае под давлением имеет место потеря герметичности [3, 4, 5].

Способ изготовления чистовой детали и вид исходной заготовки устанавливается на стадии конструкторско – технологической подготовки производства. Возможные способы получения переходников из алюминиево – магниевых сплавов представлены на рисунке 2. Поскольку изделия новой техники являются весьма сложной, и в то же время, единичной или мелкосерийной продукцией с длительным циклом изготовления (пролёживание детали в составе узла может длиться 2 – 3 года), процессы изготовления комплектующих деталей должны быть по возможности простыми, доступными и дешёвыми в освоении. Длительность изготовления изделий новой техники также предъявляет особые требования к стойкости металла против межкристаллитной коррозии. Детали ответственного Переходники типа переходник относятся к 6-ой и 7-ой группам классификатора типовых штампованных поковок [3], то есть к деталям назначения, подвергающихся резанием из при эксплуатации коррозионному воздействию и воздействию силовых нагрузок. изготавливают горячештампованных фланцев, которые, в свою очередь, следует изготавливать с использованием гидравлических прессов или КГШП путём осадки заготовки в «торец» (с возможной наметкой и прошивкой отверстия) и последующей многоручьевой штамповкой в закрытых штампах [3, 4]. Одними из основных требований, предъявляемых к штампованной поковке фланца, является соответствие направления деформированного волокна профилю чистовой детали, и перпендикулярность его в зоне торцев переходника плоскости будущего сварного шва, обеспечивающая наилучшие параметры сварного соединения. Для этого установлено обязательное применение на торцах штампованных фланцев удаляемых в процессе механической обработки дополнительных технологических припусков (10 – 15 мм [3]). Многоручьевая закрытая объёмная штамповка предварительно фасонированной отожжённой прутковой заготовки [3] обеспечивает требуемое качество поковки.

Холодное ротационное Листовая штамповка формообразование Литье ДЕТАЛЬ ТИПА ПЕРЕХОДНИК Токарная обработка слитка, либо предварительно деформированной заготовки Горячая объемная штамповка из слитка Горячая объемная штамповка предварительно деформированной заготовки Рис. 2. Способы получения деталей типа переходник из алюминиево – магниевых сплавов Другие способы получения детали данной формы, такие как токарная обработка фасонных отливок, цилиндрических поковок или прессованных прутков, горячая объемная штамповка из слитка (рис. 2), не обеспечивают получения комплекса свойств, необходимых для надёжной работы деталей ответственного назначения. Литьё не обеспечивает равномерную мелкозернистую структуру достаточной сплошности;

токарная обработка кольцевой поковки или прессованного прутка нарушает сплошность и замкнутость структуры их волокон. Получение переходников холодной листовой штамповкой в жёстких штампах, с использованием эластичных сред, а так же ротационным выдавливанием могут быть нецелесообразными ввиду высокой вязкости магналиев и сложности их значительного деформирования за один проход. Приемлем вариант горячей объемной штамповки из слитка. При приложении к нагретому металлу деформирующего усилия первичные зёрна твёрдого раствора и коагулянты интерметаллидов дробятся, поворачиваются и вытягиваются в направлении наибольшей деформации, образуется направленная структура, анизотропность которой следует использовать для повышения служебных качеств конечной чистовой детали [3]. Однако обеспечения получение заданных наиболее качественного полуфабриката и под горячую деформацию обеспечивает процесс прессования. Поэтому для эксплуатационных свойств требуемой макроструктуры [4] в качестве материала под горячую объемную штамповку установлено использование прессованных прутков [6, 7]. Таким образом одним из рациональных способов получения качественных деталей типа переходник является многоручьевая горячая закрытая объемная штамповка фланцев из предварительно деформированной заготовки – прессованного прутка. Недостатком указанной технологии является высокая трудоёмкость изготовления многоручьевой закрытой штамповой оснастки, необходимость наличия точного обрабатывающего оборудования, квалифицированного обслуживающего персонала, а также большой расход дорогостоящей штамповой и инструментальной стали. Кроме того применение закрытой штамповой оснастки предъявляет высокие требования к квалификации персонала на операциях резки и штамповки, ввиду необходимости обеспечения точно заданного заполнения металлом полости штампа;

накладывает ограничения привода по типу применяемого Ввиду оборудования (необходимо наличие выталкивателя).

мелкосерийного характера изготовления деталей и узлов ответственного назначения, эти ограничения являются существенными. Упростить и удешевить процесс может применение чистовых открытых штампов, однако для достижения заданного уровня свойств получаемых поковок требуется проведение комплексных исследований такого процесса.

1.2. Особенности горячей деформации термически неупрочняемых алюминиево – магниевых сплавов Поскольку алюминиево – магниевые сплавы АМг3 и АМг6 термически не упрочняются, при разработке технологического процесса их обработки давлением следует максимально Ниже использовать рассмотрены возможности особенности деформационного упрочнения.

пластической деформации и возможности управления структурой и свойствами при обработке давлением сплавов АМг3 и АМг6. 1.2.1. Механизм деформационного упрочнения термически неупрочняемых алюминиево – магниевых сплавов Пластическая деформация вызывает конкурирующие между собой процессы упрочнения и разупрочнения деформируемого материала. В зависимости от их соотношения процесс деформации протекает по различным схемам, и даёт различные результаты. Различают несколько путей деформационного упрочнения сплавов: механический (измельчение зерна, образование повреждений), кристаллографический (образование текстуры), физико – химический (искажение решётки, распад твёрдого раствора) [9, 10]. Ниже приведены известные механизмы упрочнения алюминиево – магниевых сплавов при деформации. А). Дислокационный механизм упрочнения. Дислокационный механизм является основным в нетермическом упрочнении деформируемых материалов. Дислокационное упрочнение металла определяется достигнутой в процессе деформации плотностью дислокаций [10, 11, 12]. Напряжение, при котором начинается деформация, и плотность дислокаций связаны между собой выражением [10, 11, 12]: d = d0 + G * b * Р 0,5, (1) где d – напряжение начала пластического течения;

d0 – напряжения, учитывающие ряд других факторов;

G – модуль сдвига;

b – вектор Бюргерса;

Р – плотность дислокаций. Формула аппроксимирует экспериментальные данные о взаимосвязи плотности дислокаций Р с вектором Бюргерса b, показывающим степень искажения кристаллической решётки вокруг дислокации. Формулу поясняют несколько физических моделей, описывающих зависимость величины упрочнения от взаимодействия дислокаций при их перемещении с другими дислокациями, примесями, и т.п. [9, 13]. При описании указанных взаимодействий используется энергетический подход, согласно которому деформационное упрочнение является вынужденным процессом и отражает вызванный внешним воздействием рост неравновесности системы [12]. Обратным процессом, иллюстрирующим понижение неравновесности системы, является деформационное разупрочнение. Исходным состоянием термообработки сплавов принимается отжиг при температуре 0,5 Тпл. В таком состоянии магналии содержат 10 дислокаций, сосредоточенных в основном вблизи границ зёрен [13]. Поскольку все вакансии появляются и исчезают на дислокациях, их количество определяется степенью наклёпа металла [14]. Равновесная концентрация вакансий в металлах определяется по формуле [10]: n = N’e [ - Eo / ( k Т )] м –, (2 ) где: N’ – число узлов в кристаллической решётке;

Eo – энергия образования вакансии;

k – постоянная Больцмана;

Т – абсолютная температура, К. Эта формула справедлива и для равновесной концентрации внедрённых атомов [13]. Равновесная концентрация вакансий в чистом алюминии и алюминиевых сплавах вблизи точки плавления составляет около 10 4 м – 2, а при комнатной температуре – порядка 10 13 м – 2. В структуре деформированного алюминия и его сплавов на плоскостях (111) большое количество вакансий генерируется скольжением образующих цепочки изолированных точечных дефектов винтовых краевых дислокаций [13]. При скоростях деформации, соответствующих деформированию на гидравлических прессах, в интервале температур 0,7 – 0,9 Тпл, можно выделить следующие этапы деформационного упрочнения. 1. На начальной стадии пластической деформации течение металла ламинарное, и происходит за счёт перемещения и выхода на поверхность большого числа дислокаций [12]. ГЦК – решётка алюминия определяет высокую энергию дефекта упаковки, поскольку наибольшее количество плотно упакованных атомами плоскостей скольжения [10, 15] обуславливает образование скоплений дислокаций беспорядочной формы. Взаимодействуя с препятствиями виде примесных атомов, других дислокаций, границ и т. п. дислокации размножаются и образуют скопления, при этом их плотность увеличивается до 10 12 – 1013 м – 2 [12]. Дислокационные сплетения образуют границы субзёрен размером 1 – 3 мкм [6], в которых плотность дислокаций Рст примерно на порядок выше, чем средняя по объёму [12]. 2. С ростом степени деформации происходит перераспределение дислокаций при одновременном увеличении их плотности. При степени деформации происходит алюминиевых = 0,1– 0,2 плотность дислокаций достигает 10 14 – 10 15 м – упрочнение сплавах дислокационных интерметаллиды стенок. Присутствующие являются, в концентраторами скоплений дислокаций и определяют несовершенность внутризёренных субграниц [8]. Образуется структура с размером субзёрен 1 – 3 мкм [6], и углами разориентировки границ субзёрен от долей до 1 – 2 0, постоянных для всех ячеек в пределах каждого зерна [8]. В процессе или по завершении формирования ячеистой дислокационной структуры в металлах начинает действовать ротационный механизм деформации. Суть его в том, что десятки и сотни дислокационных ячеек совершают совместный разворот относительно какой – либо оси, разбивая металл на фрагменты [12], при этом происходит их разориентация на углы 20 – 25'. Зарождающиеся деформационные границы обрываются внутри кристалла и группируются парами, вызывая дипольные развороты, на удалении от которых ориентация кристалла остаётся неизменной [12]. Накопление противоположных дислокационных зарядов и ротация отдельных объёмов металла носит упругий характер, а потому при снятии нагрузки исчезает [12]. 3. Увеличение степени деформации приводит к образованию фрагментов с большими углами разориентации, происходящему на фоне продолжающегося роста числа дислокаций по границам зёрен. Их плотность настолько велика, что выделить отдельные невозможно. С увеличением степени деформации границы поворота совершенствуются, становятся более чёткими, и превращаются в межзёренные [12]. 4. роста и При дальнейшем наклёпе металл исчерпывает в конечном возможные итоге к механизмы пластической деформации и начинается процесс зарождения, размножения трещин, приводящий макроразрушению [12]. Б). Роль двойникования в упрочнении алюминиевых сплавов. Двойникование представляет собой поворот узлов решётки одной части кристалла в положение симметричное другой его части, и возникает в металлах с гексагональной компактной (магниевая составляющая твёрдого раствора) и гранецентрированной кубической (алюминиевая составляющая твёрдого раствора) решёткой при ударных нагружениях. Двойникование упрочняет деформированный металл повышая его дефектность, и одновременно разрыхляя его [10]. В). Роль механизма скольжения в упрочнении алюминиевых сплавов. Скольжение вызывается касательными напряжениями, не зависящими от величины и знака нормальной компоненты, то есть не зависящими от гидростатического давления [9]. Скольжение сопровождается повышающими сопротивление деформации фазовыми превращениями. По данным А. В. Степанцева [10], в полосах скольжения при деформации алюминиевых сплавов выделяется такое количество тепла, что их температура повышается до 2500 0С, локально оплавляя и окисляя металл.

Скольжение при пластической деформации алюминия происходит по граням ГЦК – решётки по плоскостям (111) в направлениях [110], совпадая с плоскостью поперечного скольжения (111). В результате из линий скольжения образуются плоскости скольжения, которые определяют близкую кристаллографическую ориентировку деформированных зёрен. Совершенство деформированной структуры, определяемое относительным количеством Г). зёрен с преимущественной межкристаллитной деформация ориентировкой, зависит деформации на от температуры и степени деформации [16, 17]. Влияние упрочнение алюминиевых сплавов Пластическая поликристалла сопровождается межкристаллитными перемещениями, нарушающими межзёренные связи. Вытягивание зёрен вызывает выход на их поверхность дислокаций и перемещением пачек скольжения, сопровождается поворотом и расслоением зёрен. Чем мельче зёрна, тем больше суммарная площадь их границ, и тем больше сопротивление пластической деформации [12]. Влияние размера зерна d на предел текучести Gт отражено в формуле Холла – Петча [12, 18]:

т = м + Ку / d 0, где (3) м – прочность монокристалла, Ку – коэффициент зернограничного упрочнения. Разрушение межзёренных связей частично компенсируется их залечиванием. Известны несколько механизмов залечивания нарушенных связей: схватывание – процесс образования прочных связей между свободными поверхностями различно ориентированных решёток при температуре ниже температуры рекристаллизации, статическая и динамическая рекристаллизация, и химическое взаимодействие между собой различных составляющих сплава. Соответственно, разделяют растворно – осадительный и межкристаллитный рекресталлизационный механизм [10].

Д). Роль интерметаллидных фаз в упрочнении алюминиево – магниевых сплавов. Несмотря на высокую (17,4 % масс Mg при 450 0 С, и около 1,4 % масс Mg при 20 0С) растворимость магния в алюминии, из – за неравновесных условий кристаллизации в системе твёрдого раствора содержащих более 1 – 2 % Mg сплавов выделяется интерметаллидная – фаза Al2Mg3, образующая с твёрдым раствором эвтектическую систему. Неизбежные примеси – промышленных алюминиевых сплавов железо и кремний обуславливают присутствие охрупчивающих металл силицида магния Mg2Si, – и соединения AlFeSi, а также соединения AlFeSiMn [13, 19]. Эти соединения наряду с – фазой Al2Mg3 образуют устойчивую интерметаллидную фазу, однако в связи с их невысоким содержанием в работе под интерметаллидной фазой будет пониматься одна только – фаза. Стабильные частицы – фазы даже при больших степенях деформации остаются недеформированными [8, 10], так как они некогерентны с матрицей твёрдого раствора и обладают повышенной прочностью;

вместе с тем расстояние между частицами – фазы велики. Поэтому линии скольжения могут огибать коагулянты – фазы, но никогда не пересекают их [20]. При температуре от 47 – 67 0С до 277 0С в зонах Гинье – Престона (зоны с повышенной энергией величиной 1 – 1,5 нм) происходит образование метастабильной ’–фазы Mg5Al8, с течением времени переходящей в стабильную –фазу Al2Mg3. Фаза ’ образуется по границам зёрен в виде пластин по плоскостям {100}, {111}, {210}, {210} или в виде стержней по плоскостям (100), (110), (120), (111) и создаёт вокруг себя обеднённые магнием зоны [17, 21]. Находящиеся в твёрдом растворе примеси и дисперсные включения резко снижают скорость миграции дефектов, чем замедляют рост зёрен и препятствуют разупрочнению [20]. При температуре более 277 0С образование фазы Al2Mg3 происходит непосредственно из матрицы [20]. Коагуляция – фазы по границам зёрен приводит к возникновению в твёрдом растворе осмотического давления, которое может достигать десятков и сотен ат даже при небольших её концентрациях (0,1 – 1,0 % масс). Такого давления достаточно для возникновения вокруг пограничной зоны повышенной плотности упрочняющих металл дислокаций [15, 22]. При значительной степени пластической деформации – фаза, приобретая строгую направленность, повышает анизотропность алюминиево – магниевой матрицы, обуславливают её преимущественные механические свойства в направлении течения металла при деформации. Таким образом, пластическая деформация металлов осуществляется с помощью различных механизмов, вступающих в действие при достижении характерной для каждого из них энергии активации. Если весь температурный интервал разбить на зоны от 0 до 0,3 Тпл ;

от 0,3 Тпл до 0,7 Тпл;

и от 0,7 до 1,0 Тпл, то до температуры 0,3 Тпл основными механизмами пластической деформации являются механизм скольжения, междублочный межкристаллитный осадительный механизм, двойникование и межкристаллитный растворно – охрупчивающий механизм. Выше температуры 0,3 Тпл активизируются рекристаллизационный и вязкое механизм, на механизм течение границах зёрен;

межкристаллитный охрупчивающий механизм и двойникование почти выключаются, а сдвиговой и междублочный изменяют свой характер, переходя с механических на диффузионные явления. С превышением 0,7 Тпл активно действуют лишь межзёренные механизмы, изменяющие свой характер на диффузионный. Поскольку помимо упрочняющих процессов горячая обработка давлением сопровождается разупрочнением металла, для оценки степени его влияния на свойства деформированного металла рассмотрим далее основные закономерности разупрочняющих процессов. Эти данные позволят при разработке технологического процесса горячей деформации алюминиево – магниевых сплавов с научных позиций обосновать технологические решения, способные эффективно влиять на их структуру и свойства. Одним из основных механизмов разупрочнения алюминиевых сплавов является процесс возврата [11, 17]. Динамический возврат уменьшает энергию упругих искажений решётки, но не устраняет их полностью;

дальнейшее уменьшение энергии происходит в процессе рекристаллизации. Возврат состоит в уменьшении плотности дислокаций и обособлении границ субзёрен. Структура металла при этом не изменяется. Процессы возврата и рекристаллизации связаны с характером прилагаемых внешних воздействий. Возврат может предшествовать рекристаллизации, а может проистекать параллельно и конкурентно с ней [10]. При динамической рекристаллизации большая плотность дислокаций объясняется тем, что при деформации непрерывно образуются новые дислокации внутри зёрен и субзёрен. В результате субзёрна, которые уже могли бы быть в основном свободны от дислокаций, снова наполняются ими. Поэтому хотя возврат при горячей деформации аннигилирует часть дислокаций, плотность их остаётся высокой, составляя 10 9 – 10 10 м – [10].

Так как отношение поверхности границ деформированных зёрен к их объёму велико, образование зародышей динамической рекристаллизации является эффективным средством освобождения от избытка принесённой деформацией энергии [11]. Применительно к сплаву АМг6 протекание динамического возврата и динамической рекристаллизации обуславливает узость интервала упрочнения ( = 0,1 – 0,3 в интервале температур 380 – 475 0С), вслед за которым следует резкий спад сопротивления деформации [23]. С ростом степени деформации в центральных областях поковок процессы динамических возврата и рекристаллизации начинают развиваться раньше и протекают интенсивнее, чем в поверхностных областях. При прочих равных условиях в поверхностных областях поковок превалирует динамический возврат, в центральных же областях наблюдается бурный рост зёрен [23]. Согласно принципу наименьшей энтропии, состояние наклёпанного металла термодинамически неустойчиво при всех температурах [12, 24]. Свободная энергия такого металла больше, чем отожженного за счёт энергии искажений, создаваемой дислокациями и внедрёнными при деформации дефектами.

Поэтому в отличие от фазовых превращений переход деформированного металла в более стабильное состояние с меньшей энергией не связан строго с какой – либо температурой [17, 23]. По мере естественного остывания металла после горячей деформации в действие включаются следующие элементарные разупрочняющие процессы [24]: 1. миграция межзёренных границ рекристаллизованных зёрен и укрупнение последних;

2. миграция малоугловых и межзёренных большеугловых границ в деформированную матрицу с попутным поглощением дефектов и как следствие – снижением осматического межзёренного давления [21];

3. переползание дислокаций и их переориетация, формирование малоугловых границ;

4. перераспределение дислокаций скольжением, аннигиляция части дислокаций противоположных знаков, сужение дислокационных петель;

5. диффузия точечных дефектов, их сток в дислокации и вакансии. В зависимости от природы и чистоты (или, напротив, легированности) материала, степени деформации, схемы напряжённо – деформированного состояния, температуры начала и конца деформации, скорости нагрева металла под деформацию и других факторов, перечисленные элементарные процессы могут совершаться последовательно или одновременно [20, 23]. Комбинации указанных элементарных процессов складываются в процессы рекристаллизации, возврата и отдыха [21]: 1. Рекристаллизация (спонтанная рекристаллизация [17]). При охлаждении деформированного металла рекристаллизация происходит аналогично механизму рекристаллизации при нагреве. Рекристаллизация протекает при температурах более 0,27 Тпл [15] и заключается в формировании и росте в деформированной матрице новых зёрен, свободных от искажений и значительно более равновесных, чем матрица, отделённых от неё границами с большими углами разориентировки. Движущей силой рекристаллизации является уменьшение свободной энергии металла [11, 17], центрами её являются наиболее разориентированные и искажённые участки кристаллической решётки, преимущественно в углах деформированных зёрен (у тройных стыков), и около включений диаметром более 10 несколько раз больше чем статической ввиду обилия – м [11].

Скорость спонтанной рекристаллизации при прочих равных условиях в вакансий деформационного происхождения, а воздействие её тем больше, чем ниже скорость охлаждения [17]. 2. Возврат. По мере охлаждения поковки возврат включает полигонизацию и отдых. Полигонизация – самый низкотемпературный из процессов, заметно изменяющих структуру деформированного материала. Полигонизация конкурентна рекристаллизации, и представляет собой перераспределение дислокаций деформированного материала, приводящее к частичной аннигиляции дислокаций в скоплениях стенок ячеек и сплющиванию этих скоплений до превращения их в субграницы [11]. 3. Отдых. Отдых происходит в интервале температур 0,03 – 0,20 Тпл. Детальный перечень элементарных процессов, которые можно отнести к отдыху, не является общепринятым, однако выделяют взаимную аннигиляцию вакансий и точечных дефектов [24]. При охлаждении до комнатной температуры остаются в действии следующие механизмы деформационного упрочнения. 1). Дислокационный механизм упрочнения. Структура горячедеформированных сплавов с интерметаллидной фазой обычно имеет криволинейные субграницы и большое число закреплённых на интерметаллидах дислокаций. Возврат при горячей пластической деформации приводит к их частичной аннигиляции, однако и в охлаждённом после деформации металле плотность упрочняющих дислокаций остаётся высокой (10 10 – 10 11). 2). Блокообразующий механизм упрочнения. Межблочные сдвиги упрочняют деформированный металл, образуя микронарушения на границах блоков. 3). Межкристаллитный механизм упрочнения.

Механизм основан на вытягивании зёрен в процессе деформации, связанным с выходом на их поверхность дислокаций и повышением осмотического давления, в сочетании с перемещением пачек скольжения, их поворотом и расслоением под действием внешней силы. Чем мельче зёрна, тем больше суммарная площадь их границ и тем больше сопротивление пластической деформации, то есть прочней металл. 4). Влияние – фазы на упрочнение деформированного металла. Находясь в твёрдом растворе, коагулянты – фазы вызывают появление зон высокого осмотического давления, упрочняющих деформированный металл, препятствуют залечиванию вызванных наклёпом дефектов. При достаточной деформационной проработке некогерентная с алюминиево – магниевой матрицей – фаза приобретает строгую направленность, обеспечивая преимущественные характеристики прочности и пластичности алюминиево – магниевой матрицы в направлении течения металла при деформации. Таким образом, управляя пластической деформацией и процессом охлаждения деформированного металла, возможно эффективно повышать его прочностные характеристики. Из практических действий, это, прежде всего, повышение равномерности деформации, как следствие – равномерное упрочнение способствует понижение статической деформированного подавлению температуры металла. Равномерность деформации от излишней деформации динамической уменьшает Направленное рекристаллизации, разупрочнение расположение рекристаллизации.

интерметаллидов повышает прочность и пластичность алюминиево – магниевой матрицы в направлении течения металла при деформации. Рассмотрев процесс горячей пластической деформации алюминиевых сплавов и определив оказывающие решающее значение на структуру и свойства получаемой поковки (как следствие – чистовой детали) механизмы упрочнения, необходимо исследовать их зависимость от напряжённо– деформированного и температурно–скоростного параметров деформации.

1.2.2. Влияние деформации на механические свойства термически неупрочняемых алюминиево – магниевых сплавов Разработка технологических процессов горячей обработки давлением требует знания закономерностей протекания пластической деформации и формирования свойств обрабатываемого металла. В настоящее время наиболее изучены параметры напряжённо – деформированного состояния металла в процессах прокатки листов и плит. Универсальная оценка качества проработки металла штампованных поковок из – за сложности их профиля затруднена [25]. Поэтому актуально определение параметров напряжённо – деформированного состояния для каждого конкретного типа поковок. Малая ширина расщеплённых дислокаций и высокая энергия дефекта упаковки затрудняют определение соотношений между сопротивлением деформированию и степенью деформации при обработке давлением алюминиевых сплавов [10, 11, 15]. Истинное сопротивление деформированию сплава АМг6 при температуре 420 0С составляет 35 – 40 МПа [23, 26], а при 320 0С около 100 МПа [27]. Направленная, хорошо проработанная структура горячедеформированных алюминиево – магниевых сплавов достигается при суммарной степени деформации более 70 %. Повышение степени суммарной деформации вплоть до 80 – 95 % позволяет достичь наилучшего сочетания прочностных и пластических свойств [28] поковки, но требует проведения перед штамповкой предварительной осадки с максимально допустимой степенью деформации (для АМг6 60 % [28, 29]). В то же время, деформация более чем на 30 % ввиду прогрессивного роста её неравномерности снижает достигнутое упрочнение [23, 25, 34, 35]. Изменение скорости деформирования заметно отражается на балансе процессов нагартовки и разупрочнения алюминиево – магниевых сплавов. Так, для температур 350 – 450 0С увеличение скорости деформирования со статической (около 0,3 м/с) до динамической (до 8 м/с) понижает пластичность сплава АМг6 на 15–20 % [28, 29];

дальнейшее (до 20 м/с) увеличение скорости деформирования понижает пластичность ещё на столько же [30]. Поэтому магналии целесообразно деформировать с использованием гидравлических ковочно – штамповочных прессов, характеризующихся умеренностью и постоянством скорости рабочего хода. Хорошие показатели деформационного упрочнения алюминиево – магниевых сплавов наблюдаются при температурах деформации не более 380 – С, при более высоких температурах упрочнение значительно снижается [28, 23, 31]. Последеформационное охлаждение дополнительно снижает нагартовку, однако полного разупрочнения не происходит [17, 32]: большая упругая отдача нагартованного АМг6 при гибке говорит о высоком уровне остаточных напряжений [31]. Существенное снижение прочности сплава происходит при последеформационных нагревах до 200 0С, полное разупрочнение сплава наступает после отжига при 325 – 350 0С. Низкий отжиг (250 – 300 0С) при прочности исходных поковок 400 – 450 МПа, снижает её до 380 – 400 МПа [32]. Поэтому сохранению наклёпа способствует удержание максимума температур деформации в рамках 380 – 420 0С [32], а в ещё большей мере 325 – 350 0С [32]. Поскольку температура солидуса сплава АМг6 составляет 490 0С [33], деформационный разогрев металла до такой температуры недопустим. Максимальные механические свойства поковок обеспечиваются при минимальной величине зерна исходной заготовки, увеличение её диаметра требует увеличения суммарной деформации [32]. В качестве показателя оптимальной степени деформации П п рекомендуется использовать значение относительного удлинения в высотном направлении : П п опт = f (D, алюминиевых сплавов эта зависимость имеет вид [32]: П п опт = 0,180 * 0,2 + 0,026 * D – 1,730 r где r = 0,856 – коэффициент корреляции, (4 ) 0,2). Для 0, – предел текучести материала, МПа;

D – диаметр исходной заготовки, м. Таким образом, получение поковок из алюминиево – магниевых сплавов с высокими механическими свойствами является сложной компромиссной задачей. Избегая деформационного перегрева, следует не только обеспечить наклёп металла, но сохранить его после деформации. Рассмотрев влияние напряжённо – деформированного и температурно – скоростного состояния на деформационное упрочнение, следует оценить, как влияют эти факторы на такой важный параметр деформированного металла, как стойкость к межкристаллитной и расслаивающей коррозии.

1.2.3. Влияние деформации на стойкость термически неупрочняемых алюминиево – магниевых сплавов к межкристаллитной коррозии Магналии обладают практически полной стойкостью к атмосферной коррозии, что объясняется, главным образом, присутствием – фазы Mg2Al3, которая являясь анодом по отношению к зёрнам твёрдого раствора, выступает в качестве ингибитора. Однако расположение – фазы по границам зёрен способствует развитию межкристаллитной коррозии (МКК). С этим связан основной недостаток магналиев – склонность к МКК под напряжением [35]. Переходя в твёрдый раствор, Mn и Mg изменяют потенциал алюминия в отрицательную сторону, способствуя устранению МКК, для чего достаточно 0,5 %масс Mg. Дальнейшее повышение содержания магния ухудшает стойкость магналий к межкристаллитной коррозии [35]. Примеси железа ухудшают стойкость алюминиево – магниевых сплавов к МКК, поскольку являясь сильными катодами по отношению к зёрнам твёрдого раствора включения FeAl3 способствуют их электрохимическому разрушению [35]. Аналогично действуют кремний и цинк [35]. Сплав АМг6 обладает высокой стойкостью к МКК, однако эта стойкость зависит от стабильности структуры и напряжённого состояния металла [36]. Как во всех магналиях, содержащих 6 и более % Mg, твёрдый раствор АМг6 сильно пресыщен при нормальных температурах, и даже отжиг при 310 – 335 0С не приводит к полному растворению магния. Поэтому низкотемпературные (70 – 200 0С) нагревы АМг6 в процессе изготовления и эксплуатации конструкции вызывают сплошное выделение коагулянтов – фазы по границам зёрен. Стойкость такого металла к МКК высока лишь в быстроохлаждённом состоянии, когда интерметаллиды не успевают полностью выделиться из твёрдого раствора и скопиться по границам зёрен. Условием сохранения – фазы в составе твёрдого раствора является отсутствие низкотемпературных нагревов [37]. Меньшее содержание магния обуславливает более высокую коррозионную стойкость основного материала и сварных соединений сплава АМг3 [35, 37]. Стойкость сплава АМг3 к МКК не зависит от его состояния (отожжённый или нагартованный), от температуры отжига, от технологических и эксплуатационных нагревов. Сварные соединения по стойкости к МКК соответствуют основному металлу [36]. Поскольку сплав АМг6 более критичен к развитию МКК, в работе обеспечение его высокой стойкости принято преорететным. После длительных низкотемпературных нагревов ввиду сплошного выделения по границам зёрен электроотрицательных коагулянтов – фазы Al3Mg2 сплав АМг6 обнаруживает склонность к МКК под напряжением [36]. Уменьшению этой склонности способствует медленное (на воздухе) охлаждение после отжига (деформации), однако такое охлаждение понижает эффект нагартовки [37]. Повысить равномерность распределения – фазы по зерну, как следствие – повысить стойкость к МКК, позволяет нагрев до 240 – 250 0С [37]. Нагрев до 310 – 335 гетерогенизированной С обеспечивает получение равномерно практически не чувствительной к структуры, дальнейшим низкотемпературным (70 – 200 0С) нагревам [37]. Умеренное выделение –фазы делает металл практически не чувствительным к коррозии под напряжением. Так, стойкость отожжённых при 325 0С образцов из сплава АМг6 в 3 % растворе NaCl составляет 70 суток [36], стойкость АМг6, отожжённого при 350 0С ещё более высока (270 суток [36]), однако такой отжиг практически полностью разупрочняет металл. Нагрев свыше 350 0С при отжиге и горячем деформировании сильно снижают стойкость сплавов АМг5, АМг6 и более легированных к МКК [36, 38], поэтому температура их деформации должна быть в пределах 320 – 350 0С. Деформация при таких температурах позволяет проводить отжиг при 240 – 250 0С [38]. Повышение температуры деформации сплава до 350 – С приводит к существенному снижению его сопротивления МКК (под напряжением образцы разрушаются после 1 – 3 суток, [36]) ввиду образования крупных коагулянтов – фазы по границам зёрен. Устойчивое к МКК состояние металла достигается при отжиге после деформации в интервале температур 325 – 335 0С [36]. Такой режим приближает стойкость к МКК сварных соединений к таковой основного металла [36]. Таким образом, во избежания развития МКК, при горячем деформировании сплава АМг6 следует применять нагрев под деформацию до температуры не более 350 0С. В процессе деформации температура металла не должна превышать величины 350 – 400 0С, так как в противном случае во избежание развития в последующем МКК необходимо будет прибегать к отжигу при температуре 325 – 335 0С, сильно разупрочняющему металл. Следует выделить, что нагрев в процессе деформации сплава АМг6 более чем до 400 0С приводит к катастрофическому понижению стойкости металла к межкристаллитной коррозии [39]. Отжиг листов и их сварных соединений после правки сварного шва при температуре 325 – 350 0С делает его полностью нечувствительным к МКК, однако снижает прочность, гомогенизируя металл. Поэтому предпочтителен отжиг при температуре 240 – 250 0С, равномерно распределяющий – фазу по зерну, но не изменяющий при этом размеры и форму зёрен [39]. После изучения параметров, обеспечивающих получение качественных поковок фланцев, необходимо рассмотреть также параметры, ответственные за работу получаемой детали в составе узла. Поскольку основным способом соединения узлов в топливных системах изделий новой техники является сварка [1, 2], необходимо установить, как влияют параметры ОМД на свойства сварного соединения.

1.2.4. Влияние предварительной деформации на прочность сварного соединения термически неупрочняемых алюминиево – магниевых сплавов Стыковая сварка является типовой для создания неразъёмного соединения фланцев со смежными деталями, позволяя получать наилучшие результаты прочности и герметичности [1, 2, 5]. Опыт многолетней эксплуатации показал надёжность сварных узлов из сплава АМг6 и, в особенности, сплава АМг3, работающих в условиях вибрационных нагрузок и агрессивных сред [40]: при температурах от 20 до 300 0С в сварного соединения составляет не менее 0,9 в основного материала [41]. Высокая тепло – и электропроводность алюминиевых сплавов обуславливает высокие плотности сварочного тока, который должен быть возможно более равномерно распределён по периметру сварного шва, для чего размеры и форма сечения двух свариваемых деталей должны быть на некоторой длине (не менее 15 – 20 мм) одинаковыми [3, 42]. Проведение стыковой сварки с высокой скоростью оплавления и усилием осадки вызывает большую высадку металла и сильное искривление волокон в месте стыка. Поэтому исходное состояние детали существенно влияет на прочностные характеристики сварного соединения [42, 43]. Неравномерная деформация металла в месте стыка создаёт неоднородную активацию электронных плотностей, что определяет энергетический контраст между соседними микрообъёмами [43]. В результате механические свойства сварных соединений в значительной степени определяются расположением волокна полуфабриката по отношению к сварному шву, наиболее высокие механические свойства достигаются при поперечном его расположении. При параллельности волокна плоскости сварного шва прочность соединения снижается в 1,4 – 1,6 раз (до 185 – 205 МПа для сплава АМг6) [44] относительно поперечного расположении волокна, угол изгиба падает до 8 – 10 0, то есть становится в 4 – 6 раз меньше [42, 45].

Полученные торцевой сваркой соединения из сплавов АМг3 и АМг6 правят на расстоянии 5 – 8 мм от зоны сплавления прокаткой и рихтовкой вручную (толщина соединения до 4 мм) или под прессом (соединения толщиной свыше 4 мм), контролируя отсутствие трещин [42, 45]. В процессе сварки можно выделить три основные зоны сварного соединения: металл шва (жидкое состояние), зону взаимной кристаллизации (твёрдое и жидкое состояние), и околошовную зону (твёрдое состояние) [46]. С точки зрения возникновения в сварном соединении различных дефектов зона взаимной кристаллизации является наиболее опасным участком. Структура этой зоны формируется в процессе сварочного нагрева и последующего охлаждения. При нагреве оплавляются и окисляются границы зёрен и обращённые к ванночке жидкого металла участки зёрен. При последующем охлаждении благодаря направленному теплоотводу происходит направленная кристаллизация межзёренных жидких прослоек по всему объёму зоны взаимной кристаллизации. При этом на поверхности оплавленных зёрен образуются ликвационные оторочки твёрдого раствора, резко обеднённые легирующими элементами [47]. В последнюю очередь кристаллизуются эвтектические межзёренные прослойки, и так как этот процесс протекает в жёстко замкнутых объёмах, в зоне взаимной кристаллизации возможно возникновение как усадочных микропустот, так и зон высокого осмотического давления [46, 48]. Деформационная проработка металла перед сваркой через параметры сварочного нагрева, а затем охлаждения, определяет характер субзёренной структуры сварного шва и зоны термического влияния [48]. Замедленная кристаллизация металла сварного шва обедняет раствор магнием, что приводит к 20 % снижению прочности [47]. Химическая неоднородность, наличие хрупких прослоек и усадочных микропустот в зоне взаимной кристаллизации являются основными причинами снижения прочностных и коррозионных свойств сварных соединений [45]. Поэтому важно обеспечить направленный теплоотвод из зоны сварного шва, что достигается перпендикулярным к плоскости сварного шва направлением волокон металла, отсутствием на пути прохождения ЭДС (в направлении к сварному шву) и тепла (в направлении от сварного шва) крупных коагулянтов интерметаллидов по границам зёрен. Установлено, что сварка нагартованного металла разупрочняет его не полностью: прочностные характеристики несколько выше получаемых при сварке отожжённого материала [39]. Увеличение нагартовки металла уменьшает зерно в зоне сплавления и околошовной зоне, повышает ударную вязкость [39, 50, 53, 54]. Ширина зоны частично оплавленных в результате стыковой сварки зёрен для листа толщиной 3 мм из сплава АМг6 составляет 1,8 мм [39, 50]. Сокращение размеров зоны термического влияния, обеспечение её равномерно мелкодисперсной структуры, является важной задачей при получении свариваемых деталей методами ОМД. Испытание на герметичность модельных баков, представляющих собой цилиндрические сосуды с одним продольным и двумя кольцевыми швами, соединяющими обечайку со штампованными днищами, показали, что разрушение во всех случаях происходит в зоне термического влияния продольного шва [39, 49, 50]. Поэтому очевидна важность сокращения зоны термического влияния, что достигается сокращением времени разогрева / расплавления металла, и его последующего остывания. Всего этого можно добиться используя детали с чётко проработанной, мелкодисперсной, строго перпендикулярной сварному шву деформированной структурой. В таблице 1 представлены результаты испытаний модельных ёмкостей из сплава АМг6. Таблица 1 [39, 49, 50] Результаты испытания модельных ёмкостей из сплава АМг6 Разрушающее давление Р, МПа 7,1 10,2 8,9 9,7 Толщина Диаметр Длина Конструкционная материала, мм бака, мм бака, мм Прочность к, МПа 2 126 400 245 2 126 400 315 2,9 162 300 256 2,9 162 300 В таблице 2 представлены результаты испытаний сварных соединений, изготовленных торцевой сваркой листов АМг6 толщиной 3 мм. Таблица 2 [50] Результаты испытания на прочность сварных соединений, полученных торцевой сваркой листов из сплава АМг6 Механические свойства Основного материала сварного соединения, % в, Мпа 0,2, МПа в, Мпа 343 167 25 Прочность металла сварного шва регламентируется также развитием внутренних напряжений и деформаций при его кристаллизации. Снижение прочности развивается на участках нестационарной кристаллизации, то есть при неустановившемся процессе распространения тепла. Неравномерность температурных полей в процессе теплонасыщения вызывает деформацию металла сварного шва, развивает остаточные напряжения, способствует развитию газовой пористости и ликваций, других дефектов [49], несущих опасность зарождения трещин и разрушения при малоцикловом (менее 5 * циклов) нагружении [51]. Единовременное касание и последующее сдавливание по всему сварному шву при торцевой сварке даёт возможность подавления развития сварочных дефектов, и чем более равномерную и направленную деформированную структуру будут иметь свариваемые детали, тем качественнее будет сварное соединение [45, 52]. Процесс формирования осей столбчатых кристаллитов, ортогональных семейству фронтов кристаллизации, изменяющих свою форму и размеры на различных этапах теплонасыщения [49], определяется равномерностью температурного поля, зависящей от направления волокна свариваемых деталей, однородностью их структуры. Перпендикулярная сварному шву равномерная мелкодисперсная волокнистая структура переходника обеспечит кристаллизацию металла шва преимущественно в направлении волокон [45], чем будет достигнут максимальный уровень прочностных и пластических свойств сварного шва, повышена его герметичность, стойкость к развитию межкристаллитной коррозии [52]. Отжиг сварных соединений из сплава АМг6 позволяет снизить (до трёх раз) уровень растягивающих внутренних напряжений, и увеличить стойкость зоны термического влияния к трещинообразованию на 20 – 25 %, а зоны сплавления на 40 – 50 % [48]. Такие показатели говорят о том, сколь велики бывают остаточные напряжения, и как важна их минимизация. Применительно к АМг6 следует отметить, что его теплофизические и механические свойства в разных плавках существенно различаются. Так, разница в теплопроводности может достигать 100 % [39]. Поэтому свойства сварных соединений могут значительно отличаться друг от друга [39]. Магналии склонны к росту зерна при нагреве, поэтому металл шва при сварке приобретает крупнозернистую структуру, что отрицательно сказывается на механических свойствах и сплошности. По границам зёрен наблюдается обильное выделение – фазы [47]. В зоне термического влияния зерно меньше, но и здесь выделение – фазы значительно [47]. Нагрев металла уже до температуры 200 – 250 0С приводит к существенному увеличению размеров кристаллитов и росту напряжений и деформаций [45]. Уменьшение длительности кристаллизации позволяет получить более мелкое зерно сварного шва и уменьшить опасность появления горячих трещин, когда возникающие жидкие непрерывные прослойки по сечению сварного шва не выдерживают деформаций напряжения при застывании [47]. Горячие трещины, в процессе кристаллизации, и холодные трещины в процессе эксплуатации, возникают по границам и линиям стыков кристаллитов [50]. Нарушение сплошности сварного соединения трещинами наиболее опасно, так как при работе конструкции может произойти хрупкое её разрушение без значительных пластических деформаций [47, 51]. Неполное выделение из твёрдого раствора – фазы обеспечит повышенную электропроводность деформированного металла, что уменьшит опасность зарождения и развития трещин при малоцикловом нагружении [51, 52].

Увеличение количества жидкой фазы при повышении температуры сварочного нагрева и приближение к границе сплавления увеличивает ширину ликвационных оторочек зёрен. Поэтому поперечное сварному шву расположение волокон металла, как следствие меньшего количества межзёренных границ, обеспечивает наилучший отвод сварочного тепла, способствует образованию равномерной мелкозернистой столбчатой структуры. Мелкое зерно на границе зоны взаимной кристаллизации способствует развитию более мелких дендритов в шве, уменьшает количество усадочных микропустот [45], которые не только понижают механические свойства сварного шва, но и инициируют развитие МКК [45]. Основным источником пор в алюминиевых сплавах является водород [45]. Поскольку в обычных условиях при кристаллизации из металла успевает выделиться газа меньше тем газа, чем чем растворено, количество сплава. выделяющегося меньше, ниже температура Следовательно, стыковая сварка, проводимая с минимально возможным разогревом металла в минимально возможное время, способствует снижению газовой пористости сварного шва [42, 47, 51, 53 – 55]. Кроме того, сокращение времени пребывания металла сварного шва в расплавленном состоянии уменьшает количество вредных в коррозионном отношении окислов и нитридов [42, 47, 53, 57], препятствует обеднению металла сварного шва легирующими компонентами (с понижением содержания магния возрастает склонность металла шва к образованию горячих трещин, которая максимальна при содержании 2 % Mg). Поскольку для повышения скорости сварки требуется увеличение усилия осадки, сокращение времени сварки достигается чётким профилированием волокна свариваемых деталей в перпендикулярном сварному шву направлении. Известно так же, что склонность сварного соединения из сплава АМг6 к образованию горячих трещин снижается при сварке нагартованного металла [39, 54] (таблица 3). Необходимо отметить, что для процессов сварки понятия температуры и давления неотделимы друг от друга, поскольку физическая сущность всех сварочных процессов определяется количеством вводимой в металл энергии и программой введения её во времени. Механическая энергия (в том числе энергия остаточных напряжений после деформации) – важный активатор внутренних электрических процессов при стыковой сварке, с ростом нагартовки термоэлектродвижущая сила значительно превышает таковую отожжённого металла, обеспечивая ускоренный разогрев и расплавление металла в зоне сварного шва, минимизацию зоны термического влияния [43]. Таблица 3 [39] Склонность сплава АМг6 к образованию горячих трещин при сварке Марка сплава АМг6 присадки АМг6 Способ термообработки Отжиг + сварка Нагартовка + сварка Коэффициент трещинообразования Кт, % 9 Критическая скорость деформации Ак, мм / мин 8 Таким образом, равномерный разогрев и расплавление металла за счёт однородной по объёму активации электронных плотностей достигается при перпендикулярности волокон свариваемого материала плоскости сварного шва. Направленное расположение волокон металла через преимущественный теплоотвод при кристаллизации металла сварного шва обеспечивает получение дендридной структуры, вытянутой в их направлении. Расположение – фазы в металле поковки в виде направленных перпендикулярно минимальное плоскости сварного обеднённых шва цепочек обеспечивает элементами количество легирующими ликвационных оторочек, усадочных и межзёренных микропустот, зон осмотического давления. В результате повышается герметичность сварного шва и его сопротивляемость хрупкому разрушению. Кроме того отсутствие сплошных скоплений коагулянтов – фазы повышает сопротивление сплава АМг6 межкристаллитной коррозии. Снижение размера зерна препятствует возникновению горячих трещин, развивающихся по сечению сварного шва в зонах появления непрерывных прослоек – фазы.

Направленный теплоотвод и повышение величины электродвижущей силы в нагартованном металле сокращает время сварки, что в свою очередь снижает загрязнение сварного шва атмосферным водородом и повышает прочностные свойства зоны термического влияния. Перпендикулярность волокон свариваемого металла плоскости сварного шва обеспечивает минимизацию их искривления усилием осадки при торцевой сварке. Для снижения уровня остаточных напряжений деформационного происхождения поле правки сварного соединения по околошовной зоне целесообразно применение низкого отжига (240 – 250 0С), минимально понижающего уровень механических свойств. Проанализировав механизмы и закономерности изменения свойств алюминиево – магниевых сплавов при горячем пластическом деформировании следует остановиться на методах его исследования. 1.3. Методы моделирования деформационных процессов при горячей объёмной штамповке В зависимости от специфики решаемой задачи при определении параметров пластической деформации находят применение различные теоретические либо экспериментальные методы. В настоящее время ввиду всеобщего распространения быстродействующих ЭВМ теоретические методы нашли наибольшее применение. Независимо от природы метода, при постановке математической задачи, либо при обработке измерений, приняты допущения и упрощения картины деформационного процесса. Синтез математических и экспериментальных методов позволяет в итоге получить физически точные и математически корректные результаты. 1.3.1. Экспериментальные методы. Экспериментальные методы моделирования процессов ОМД могут быть разделены на механические, электрические, оптические, магнитные, химические и структурные. Каждый из них имеет границы целесообразного применения.

Поскольку натурные экспериментальные исследования дорогостоящи и трудоемки, до момента широкого распространения математического моделирования применение находили модельные материалы, позволяющие при минимальных затратах средств и времени, в безопасных условиях, выявить основные закономерности процессов ОМД. Подбором граничных условий достигалась идентичность поля деформаций для материалов с отличной от эталона (свинец, воск, полимеры) реологией [57, 58]. Использование точечных месдоз путем измерения упругой (или остаточной) деформации чувствительного элемента позволяет определять деформирующие усилия и контактные напряжения, в том числе при температуре горячей обработки. Методы отпечатков на фольге и измерительных отверстий позволяют установить распределение нормальных напряжений по ручью штампа. При использовании метода отпечатков в стенках штампа выполняются отверстия, покрытые тарированной фольгой. Получаемый при деформации отпечаток тем больше, чем больше давление на металл штампа. При использовании метода измерительных отверстий величина нормального напряжения определяется по глубине затекания в них модельного материала. Поляризационно – оптический метод позволяет определять напряжения в любой точке контактной поверхности образца с высокой локальностью и погрешностью 3 – 4 %. Модель упруго работающего деформирующего инструмента изготавливают из оптически чувствительного материала, либо на его поверхность наносят оптически чувствительное покрытие [58, 59]. Метод координатных сеток является одним из старейших методов исследования кинематики пластического формоизменения. Метод позволяет изучать формоизменение и определять деформацию элементарной ячейки, по соответствующим формулам определять скорости деформаций путём фиксации картины изменения сетки (метод «визио», «видеопластичности») [59, 61, 62]. Понятие сеток включает в себя совокупность систем линий, точек и т.п., наносимых на поверхность объекта, либо свойственных ему.

Метод муаровых полос основан на явлении интерференции света, наблюдаемой при совмещении двух и более произвольных растровых систем с близким порядком периодичности (2 – 10 линий на 1 мм) [59 – 61]. Одну из систем механически либо фотографически наносят на деформируемое тело, другая является эталонной. При совмещении растра эталона с рабочим растром возникает картина муаровых полос, по характеру которой судят о деформированном состоянии образца у его поверхности [62]. 1.3.2. Теоретические методы исследования пластической деформации Теоретические методы позволяют моделировать процессы ОМД избегая их практического проведения, сокращая затраты на освоение новых технологических процессов. Наибольшее распространение получили следующие теоретические методы: – решение дифференциальных уравнений совместно с уравнением пластичности;

– метод линий скольжения;

– метод сопротивления материалов пластическим деформациям;

– метод верхней оценки;

– метод баланса работ;

– численные методы, в том числе метод конечных элементов (МКЭ). В каждом методе при постановке математической задачи приняты определённые допущения и упрощения процесса ОМД. Поскольку теоретические методы отличаются трудоёмкостью вычислений, до момента распространения высокоскоростных ЭВМ их применение в инженерной практике было ограничено. В настоящее время, когда трудоёмкость вычислений не является препятствием в применении, широкие возможности и универсальность определили наибольшее распространение МКЭ. Метод основан на принципе дискретизация среды, которая позволяет задачи с бесконечным числом переменных сводить к задачам с конечным их числом [62]. МКЭ можно трактовать как вариационный метод, специфика которого состоит в выборе локальных базисных функций, отличных от нуля в ограниченном числе смежных конечных элементов. Локальность обеспечивает решающее преимущество МКЭ перед прочими теоретическими методами [63]: возможен свободный выбор узловых точек, произвольная форма области и граничных условий, естественный учет неоднородности свойств и локальных эффектов, а также использование стандартных программных средств для целого класса задач. 1.3.3. Сопоставление методов моделирования пластической деформации Корректное теоретическое исследование деформированного и напряженного состояния металла в условиях трехмерного пластического течения представляет собой сложную задачу: полная система уравнений скоростей и напряжений решается в замкнутом виде лишь для некоторых случаев плоского течения металла. Метод составления и совместного решения приближенных уравнений равновесия и пластичности применим для анализа силового режима ряда простейших задач формоизменения, но не пригоден для решения их в объеме деформированного тела [64]. Метод сопротивления материалов пластическим деформациям отличает разнообразие решаемых задач, наглядность и доступность реализации, но его недостатком является приближённость вследствие использования экстремальных данных [64]. Метод баланса работ ограничивают необходимость многочисленных математических выкладок и ряда допущений [64]. Метод линий скольжения позволяет определять параметры деформации в объёме деформируемого тела. Недостатком метода является его приближённость ввиду идеаллизированности очага деформации [64]. Метод использование конечных на базе элементов является ЭВМ универсальным, позволяет его современных получать разностороннюю информацию о деформируемом металле и используется при проектировании инструментов и процессов ОМД. МКЭ является наиболее эффективным методом решения задач механики деформируемого твёрдого тела [64]. Благодаря возможности получать при моделировании наглядное представление об осуществлении формоизменения по той или иной схеме, исследовать влияние различных параметров, данная исследовательская работа осуществляется с использованием программной системы QForm, использующей алгоритм МКЭ. Конечно – элементная природа дискретной модели полностью скрыта от пользователя, все вычисления производятся автоматически, генерация сетки конечных элементов возобновляется на каждом шаге решения. При этом для каждого конечного элемента определяются температура, направление и скорость деформации, сопротивление деформации и т. д. Таким образом, в настоящее время существуют возможности для проведения корректного и объективного анализа пластической деформации путём её моделирования с помощью использующих конечно – элементный алгоритм программ. Применение современных методов позволит разработать научно обоснованный процесс получения переходников с заданным комплексом свойств методом одноручьевой облойной штамповки.

ВЫВОДЫ ПО ГЛАВЕ 1 1. Существующая производственная практика изготовления поковок фланцев методом закрытой объёмной штамповки, которая предписывается сновными технологическими документами, не соответствует опытному и мелкосерийному Стоимость, характеру и производства длительность аэрокосмической изготовления техники. сложность многоручьевой штамповой оснастки, необходимость использования специализированного оборудования заставляют рассмотреть возможность получения переходников другими, менее трудоёмкими и дорогостоящими способами, с использованием универсального быстро переналаживаемого оборудования. 2. Переходники являются деталями ответственного назначения, работающими под высоким (до 40 МПа) внутренним давлением в составе сварных соединений в условиях вибрации и контакта с агрессивными средами. Такие условия эксплуатации предъявляют к ним требования, определяющие их изготовление механической обработкой из горячештампованных фланцев. Основными материалами для изготовления переходников являются сплавы АМг3 и АМг6. 3. Управление температурными и скоростными параметрами деформации даёт возможность получать поковки фланцев не только заданной конфигурации, но и с заданными механическими и эксплуатационными свойствами. При разработке научно обоснованного технологического процесса изготовления горячештампованных фланцев должно быть обеспечено соответствие конечных чистовых деталей – переходников, требованиям повышенной прочности, сплошности (герметичности) и хорошей свариваемости, стойкости к межкристаллитной коррозии и коррозии под напряжением. Эти качества должны сохраняться в течение срока службы переходников в составе сварных соединений. 4. Управление пластической деформацией и последующим охлаждением поковок позволяет эффективно повышать их прочностные характеристики. Проведение деформации при пониженных температурах и повышение её равномерности, приводят к равномерному упрочнению деформированного рекристаллизации повышает и качество металла, поковок. подавлению Чётко излишней динамической что расположение сокращению статической рекристаллизации, направленное интерметаллидов повышает прочность и пластичность алюминиево – магниевой матрицы в направлении течения металла при деформации. 5. Возможность достижения баланса температурно – скоростных параметров деформационного упрочнения, с одной стороны, и термического разупрочнения, с другой, делает целесообразным деформацию алюминиево – магниевых сплавов с использованием гидравлических ковочно – штамповочных прессов, совмещающих постоянство и умеренность скорости деформирования с возможностью оперативного управления перемещением подвижного бойка. 6. Для получения деформированной структуры требуемой проработки и направленности в поковках из алюминиево – магниевых сплавов необходимо обеспечить их суммарную степень деформации не менее 70 %. Поэтому заготовок. перед штамповкой необходимо проводить на фасонирование заключительном Суммарная степень деформации (штамповочном) переходе должна составлять от 80 до 95 %. Повышению качества поковок способствует использование исходного прессованного полуфабриката наименьшего из возможных диаметра. 7. Процесс штамповки должен обеспечивать перпендикулярность волокон деформированной структуры торцев переходника плоскости будущего сварного шва. Соответствие направления течения сварочного тока направлению расплавления волокон металла. металла обеспечивает однородную активацию через электронных плотностей, сводя к минимуму неоднородности разогрева и Направленное расположение волокон направленный теплоотвод при кристаллизации металла сварного шва, обеспечивает образование вытянутой в направлении деформированных волокон дендридной структуры. Направленный теплоотвод и повышение величины электродвижущей силы в нагартованном металле уменьшает время сварки, что в свою очередь сокращает загрязнение сварного шва атмосферным водородом, положительно сказывается на прочностных свойствах зоны термического влияния. Перпендикулярность волокон свариваемого металла плоскости сварного шва обеспечивает минимизацию их искривления усилием осадки при торцевой сварке. 8. Расположение – фазы в ходе деформации в виде направленных перпендикулярно возникновению плоскости обеднённых сварного шва цепочек препятствует ликвационных легирующими элементами оторочек, усадочных микропустот и зон высокого осмотического давления. Это обеспечивает повышенную герметичность сварного шва и его сопротивляемость хрупкому разрушению, повышает сопротивляемость магналиев межкристаллитной коррозии. Минимальная величина зерна сокращает интервал возможного возникновения горячих трещин, развивающихся в зонах появления непрерывных прослоек – фазы. 9. Хорошие показатели деформационного упрочнения алюминиево – магниевых сплавов наблюдаются при температурах деформации не более 380 – 420 0С, при более высоких температурах упрочнение значительно снижается. Полное разупрочнение сплава наступает после отжига при 325 – 350 0С. Низкий отжиг (250 – 300 0С) при прочности исходных поковок 400 – 450 МПа, снижает её до 380 – 400 МПа. Поэтому сохранению наклёпа способствует удержание максимума температур деформации в рамках 380 – 420 0С, а в ещё большей мере 325 – 350 0С. Поскольку температура солидуса сплава АМг6 составляет 490 0С, деформационный разогрев металла до такой температуры недопустим. 10. Актуально исследование возможности управления структурой и свойствами магналиев путём деформации. Развитие персональных компьютеров и программного обеспечения позволяют широко использовать численные методы для моделирования деформационных процессов. В частности, конечно – элементное моделирование позволяет определять различные параметры в каждый момент деформационного процесса.

ГЛАВА 2. МЕТОДИКА ИССЛЕДОВАНИЯ 2.1. Общая характеристика сплавов АМг3 и АМг6 В сочетании с требованиями эксплуатации пригодность характеристики металла для свариваемости определяют практическую изготовления переходников (фланцев) [65]. Металл сварного соединения должен успешно сопротивляться чрезмерному развитию рекристаллизации и росту зёрен, а также нивелировать микро – и макроскопические напряжения при обработке давлением и сварке [42 – 44]. Таким требованиям отвечают алюминиево – магниевые сплавы АМг3 и АМг6. Сплав АМг3 обладает средними прочностными характеристиками, но высокой пластичностью, свариваемостью, коррозионной и вибрационной стойкостью. Обрабатываемость резанием удовлетворительная как в нагартованном, так и в отожжённом состояниях. Этот высокотехнологичный сплав плотностью 2670 кг / м3 [66] применяется для изготовления сварных и несварных + герметичных [65].

коррозионностойких конструкций в средней прочности. Изделия из сплава эксплуатируются при температурах от –253 до С Полуфабрикаты поставляются отожжённом, полунагартованном и нагартованном состояниях. Сплав и его сварные соединения отличаются высокой стойкостью к межкристаллитной и расслаивающей коррозии, коррозионному растрескиванию, не снижающейся под влиянием технологических и эксплуатационных нагревов [65]. Сплав хорошо сваривается всеми видами сварки, в том числе основными при изготовлении топливных систем торцевой и аргонодуговой сваркой (таблица 1). Временное сопротивление разрушению торцевого сварного соединения составляет более 95% [65] показателя основного металла, пластичность сварных швов хорошая. Горячую деформацию сплава проводят при температуре 350 – 420 0С, охлаждение производят на воздухе [65]. Отжиг осуществляют при 250 – 300 0С (низкий отжиг) или 350 – 420 0С (полный высокий отжиг), охлаждение производят на воздухе. Допускается отжигать АМг3 при 500 – 520 0С с сокращением времени выдержки [65]. Сплав АМг6 относится к труднодеформируемым, обладает хорошими прочностными и коррозионными свойствами, хорошей свариваемостью, удовлетворительно обрабатывается резанием в отожжённом состоянии, и хорошо – в нагартованном. Сплав имеет плотность 2640 кг / м 3, применяется в сварных и несварных конструкциях, работающих при температурах от –196 0С до +70 0С, и кратковременно от –196 0С до + 300 0С, в том числе в агрессивных средах. Применение сплава согласовывается с ВИАМ [65]. Сплав обладает значительной анизотропией свойств в нагартованном состоянии и повышенной чувствительностью к концентрации напряжений [65]. Горячую деформацию сплава проводят при 350 – 430 0С, охлаждение – на воздухе [65]. АМг6 хорошо сваривается стыковой и аргонодуговой сваркой, обеспечивая высокую пластичность сварных швов. При сварке деталей толщиной от 1 до 4 мм временное сопротивление разрушению сварного соединения составляет 90 – 95 % показателя основного металла [65]. Высокий отжиг проводят в интервале температур 310 – Сс длительность выдержки до 10 минут при толщине менее 6 мм, и 10 – 30 минут при толщине более 6 мм. Допускается проводить промежуточный отжиг сплава при температуре 325 – 440 0С с обязательным окончательным отжигом при 310 – 325 0С. Низкий отжиг производят при 230 – 240 0С [65]. Во всех случаях длительность отжига должна быть минимальной [65]. В отожжёном состоянии сплав и его сварные стойкостью соединения при обладают удовлетворительной коррозионной температуре эксплуатации до 70 0С. Склонность к коррозионному растрескиванию и межкристаллитной коррозии появляется при нагревах более чем до 100 0С, но устраняется отжигом при 310 – С в течение 40 – 60 минут с последующим охлаждением на воздухе [4]. Продолжительность нагрева сварных соединений должна быть ограничена: при 70 0С – не более 3000 часов, при 100 0С – не более 100 часов, при 120 0С – не более 50 часов [4].

Склонность к расслаивающей коррозии отожжённого металла соответствует 3 баллу по ГОСТ 9018 – 74 [65]. В нагартованном состоянии склонность к расслаивающей коррозии повышается до 4 – 5 баллов [65]. Сплавы АМг3 и АМг6 обладают практически полной стойкостью к атмосферной коррозии, при работе в особых условиях их защита осуществляется путём использования специальных покрытий. Химический состав в %масс сплавов АМг3 и АМг6 представлен в таблице 4. Таблица 4. Химический состав алюминиево – магниевых сплавов АМг3, АМг6 [65] Сплав Al Mg Mn Si Be Cu Fe Zn Ti Cr Прочие примеси Каждая сумма АМг3 Основа АМг 3,2– 0,3 0,5– – 3,8 –0,6 0,8 0,0002 5,8 0,5– 0,4 – – 0,8 0,005 6, 0,1 0, 0,5 0, 0,2 0, Не более 0,1 0,05 0,2 – 0,1 – 0,05 0, 0,1 0, Сплавы АМг3 и АМг6 имеют структуру пресыщенного твёрдого раствора, и так как содержание в них менее 6,5 – 8 %масс Mg не обеспечивает образования дисперсных выделений, не упрочнятся термически [5, 9]. Для повышения сопротивляемости образованию горячих сварочных трещин в сплавы введены присадки Mn, Si, Ti, Zr, сплав АМг3 дополнительно содержит так же Cr. Присадки хрома и марганца не ухудшая пластичности повышают прочностные характеристики основного материала и сварных соединений, препятствуют коррозии под напряжением [4, 8, 20]. Титан и цирконий (АМг3) измельчают литую структуру сплава, способствуя образованию более плотного сварного шва (цирконий, кроме того изменяет форму коагулянтов интерметаллидной – фазы Mg2Al3: они становятся более округлыми [20]), чем подавляют рост сварочных трещин.

Механические свойства поковок из сплавов АМг3 и АМг6 в зависимости от направления вырезки образца, представлены в таблице 5. Таблица 5. Механические свойства отожжённых полуфабрикатов из сплавов АМг3 и АМг6 в зависимости от направления вырезки образца [65] Полуфабрикат Сплав АМг3 АМг6 АМг3 АМг6 АМг3 АМг6 Направление вырезки образца Временное сопротивление, МПа Предел текучести, МПа Прессованный пруток Д 180 320 80 160 13 15 Штамповка, Поковка Д П В 190 350 70 180 15 21 170 340 180 12 22 160 330 170 10 Относительное удлинение после разрыва (5), % Примечание: М – состояние поставки – отожжённое;

Д – долевое направление волокна;

П – поперечное направление волокна;

В – высотное направление волокна. Добавки цинка повышают прочность сплавов на 10 – 20 МПа [8].

Совместная присадка цинка с хромом, помимо повышения прочности и пластичности, несколько улучшает коррозионную стойкость материала под напряжением. Добавка бериллия в сплав АМг6 предохраняет сплав от окисления в процессе технологических переделов. Сумма характеристик алюминиево – магниевых сплавов АМг3 и АМг6 обусловило их наибольшее применение для изготовления сварных герметичных конструкций ответственного назначения.

2.2. Методы экспериментальных исследований, механических испытаний, применяемые приборы и оборудование. Составной частью анализа влияния напряжённо – деформированного и температурно – скоростного состояния на структуру и свойства деформированного металла в работе является изучение его металлографии. Качественно оценить распределение деформации и механизмов её осуществления (внутризёренный, межзёренный) по объёму штампованных поковок позволяли вырезаемые из них долевые темплеты. Обработанные с помощью фрезерных станков темплеты подвергались сравнение травлению и последующему осветлению. Проводилось макроструктуры штампованных и осаженных поковок, первичных полуфабрикатов. Травление и осветление темплетов проводилось по следующей методике [66]: 1. Травление в 20 % растворе NaOH, при температуре 60 – 70 0С в течение 5 – 10 минут. 2. Промывка в горячей проточной воде при температуре 60 – 70 путём 3 – 5 окунаний (около 1 – 2 минут). 3. Последующее охлаждение в холодной (не более 20 0С) проточной воде в течение 2 – 3 минут. 4. Осветление в 20 % растворе HNO3 при температуре 60 – 70 0С в течение 5 – 10 минут. 5. Промывка и охлаждение в холодной (не более 20 0С) проточной воде в течение 2 – 3 минут. 6. Промывка в горячей проточной воде при температуре 60 – 70 0С путём 3 –5 окунаний (около 1 – 2 минут). Выгруженные из ванны в травильных корзинах образцы охлаждались и высушивались на воздухе [66]. Контроль чистоты поверхности образцов производился визуально [66]. Изучение микроструктуры проводилось с использованием темплетов, вырезаемых из исходных прутков, осаженных перед штамповкой поковок, и С штампованных поковок фланцев. Темплеты (рис. 3) заливались эпоксидной смолой в алюминиевых обоймах, шлифовались и полировались. Анализ микроструктуры проводился с помощью микроскопа – фотоаппарата «Неофот – 21» со сменными объективами. Стандартными масштабом увеличения являлись 125, 250. Нагартовка металла поковок оценивалась сравнением их микротвёрдости с аналогичным показателем прессованных прутков. Испытание на микротвёрдость с использованием микротвердомера ПМТ – 3 [67, 68] проводилось по следующей методике: 1. Вырезка темплетов (рис. 3);

2. Шлифовка и полировка поверхности под установку твёрдомера, с обеспечением шероховатости не более 0, 32 мкм;

3. Испытание на микротвёрдость.

б) а) в) Темплеты поковок фланцев (а), прессованных прутков (б) и осаженных поковок (в) Микротвердость измерялась путём вдавливания в образцы алмазного индентора в виде четырёхгранной пирамиды [67]. При установлении числа микротвёрдости применялся метод восстановленного отпечатка, то есть, размеры отпечатков устанавливались после снятия нагрузки.

Значение микротвёрдости вычислялось исходя из усилия нагрузки и размера отпечатка по формуле [67]: H = P / S = (2 P sin / 2) / d 2 1,854 P / d 2 (5) P – нормальная нагрузка, приложенная к алмазному индентору, Н;

S – условная площадь боковой поверхности полученного отпечатка, м 2;

d – среднее арифметическое длины диагоналей отпечатка, м. При измерении микротвёрдости соблюдались следующие правила [67, 67, 68]: 1. Расстояния от центра отпечатка до края образца и между центрами соседних отпечатков не менее 2 – х диагоналей отпечатка индентора. 2. Толщина испытуемого образца много больше диагонали отпечатка индентора. 3. Шероховатость образцов в месте испытания менее 0,32 мкм. 4. Поверхность образца перпендикулярна оси алмазного наконечника. 5. Продолжительность выдержки под нагрузкой более 3 с. Число твёрдости определялось с помощью соответствующих таблиц [67, 68]. При испытании устанавливалась микротвёрдость твёрдого раствора, микротвёрдость включений – фазы не измерялась. Во избежание ошибок измерения в области каждой точки проводились 3 – 5 раз. Измерение температуры деформируемого металла проводилось с использованием прибора Ф30 с погрешностью измерения ±5 0С. 2.3. Применяемое программное обеспечение Развитие персональных ЭВМ и программных средств сделало возможным решение различных задач ОМД на пользовательском уровне. Основным механизмом определения напряжённо – деформированного и температурно – скоростного состояния деформируемого металла в настоящее время является метод конечных элементов (МКЭ). Одним из программных продуктов, использующих конечно – элементный алгоритм, и позволяющих решать различные задачи ОМД, является программный продукт QForm.

Метод конечных элементов (МКЭ) является универсальным методом решения задач механики деформируемого твёрдого тела [64]. В МКЭ рассматриваемую область V разбивают на ряд подобластей Vе (е = 1, …, М), называемых конечными элементами (КЭ), при этом механика континиума заменяется КЭ дискретной механикой [64]. [69]. Для каждого КЭ строят как аппроксимации искомых функций с применением определяемых геометрией базисных (координатных) метод, МКЭ можно трактовать перед вариационный преимущество которого другими вариационными методами состоит в выборе локальных базисных функций, отличных от нуля в ограниченном числе смежных конечных элементов [69]. Вводящиеся при конечно – элементной дискретизации числа узловых переменных и аппроксимирующих функций определяют неизвестные параметры узловых переменных. Далее в качестве неизвестных выбираются кинематические величины – узловые скорости и смещения [69]. Составляются уравнения распределения смещений (скоростей) внутри элементов и таким образом находится распределение деформаций внутри элемента. Подобным образом выполняется приведение к сосредоточенным значениям распределения напряжений, температур и т.д. КЭ классифицируется по ряду признаков: 1) мерности – линейные, двумерные (плоские, поверхностные), объемные;

2) геометрической форме – треугольные, четырехугольные, тетраэдные, призматические;

3) форме границ – прямолинейные, криволинейные, изопараметрические;

4) порядку аппроксимирующей функции – симплекс, комплекс- и мультиплексэлементы;

5) математическому виду аппроксимирующей функции – полиномы Лагранжа, Эрмита, сплайны. Совокупность элементов, стыкующихся без зазоров и перекрытий, аппроксимирует форму области и ее границы. КЭ соответствуют одному из стандартных шаблонов, для каждого из которых определены наборы узловых точек, назначаемых в вершинах, на гранях или внутри элементов. Использование слишком мелких элементов, повышая точность, увеличивает общую трудоёмкость расчёта. В районах области, где ожидается резкое изменение результатов, используют мелкую разбивку на элементы. Там же, где ожидаемый результат изменяется по области незначительно, целесообразно использовать более крупные КЭ [69]. Число неизвестных определяет число степеней свободы, от которого зависит точность определения искомой функции в объёме каждого КЭ, следовательно, и в области V. Увеличить точность решения можно путём увеличения числа КЭ либо числа узловых точек, то есть числа степеней свободы для каждого из них. Выбор типа, формы элемента и числа его узловых точек зависит от характера рассматриваемой задачи и от требуемой точности решения. Дифференциальные уравнения в частных производных заменяют системами алгебраических уравнений, выписанных для последовательности узлов, а специальные функционалы – функциями конечного числа узловых переменных. Совокупность указанных операций (постановка краевой задачи – схема дискретизации – процедура вычислений) определяет метод численного решения [69]. Общие требования выбора элементов и аппроксимирующих функций устанавливают из критерия сходимости. Точность достаточна при обеспечении сходимости, под которой понимается сколь угодно близкое приближение построенного решения к точному, по мере дробления элементов и увеличения их числа [69]. К главным преимуществам МКЭ относят свободный выбор узловых точек, произвольную форму области и граничных условий, простоту разбиения на различные модели тел и задач, естественный учет неоднородности свойств и других локальных эффектов, использование стандартных программных средств для целого класса задач. Сочетание методов металлографического анализа реальных поковок и исходных оценить полуфабрикатов, особенности применение серийной конечно технологии – элементного изготовления моделирования деформационных процессов позволит подробно и объективно горячештампованных фланцев и, с учётом обнаруженных недостатков, разработать альтернативную технологию их изготовления.

ГЛАВА 3. ИССЛЕДОВАНИЕ ТРАДИЦИОННОЙ ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ ПЕРЕХОДНИКОВ ТОПЛИВНЫХ СИСТЕМ ГОРЯЧЕЙ ОБЪЁМНОЙ ШТАМПОВКОЙ 3.1. Характеристика применяемого технологического процесса получения фланцев методом открытой одноручьевой горячей штамповки. Объёмная штамповка позволяет не только обеспечивать заданную форму и геометрические размеры поковки, но и создавать условия для формирования в ней требуемых структуры и свойств. Регламентация параметров технологического процесса, чертежа поковки и геометрии инструмента, назначение мероприятий, обеспечивающих заданную ориентировку волокон в типовых поковках из алюминиево – магниевых сплавов, рассмотрены в соответствующих стандартах [3, 4, 6, 7, 70, 71]. Однако при переходе от типового к реальному процессу в ряде случаев наблюдаются отклонения от стандартной схемы. В связи с этим конструктор штамповой оснастки при использовании традиционных методик проектирования в сложных случаях вынужден назначать избыточные значения припусков и напусков, облегчая тем самым заполнение гравюры штампа деформируемым материалом. При этом на второй план уходит вопрос о структуре и свойствах получаемого изделия. Получаемые из фланцев переходники представляют собой детали типа фланец со сложной образующей (рисунок 3). Одним из основных предъявляемых к переходникам требований является обеспечение перпендикулярности волокна металлической структуры их торцев плоскости будущего сварного шва, как обеспечивающая наилучшие его параметры [3, 4, 43 – 46, 50]. Для этого на торцах штампованных фланцев установлено обязательное применение дополнительных технологических припусков (10 – 15 мм), удаляемых в процессе механической обработки [3]. Кроме того, для равномерного прохождения сварочного тока сечение торцев переходников должно быть постоянным на протяжении не менее 15 мм [3, 4, 42].

а) б) в) Рис. 3. Общий вид серийных переходников топливных систем типа 1 (а), типа 2 (б), типа 3 (в).

Это накладывает определённые требования к конфигурации деталей типа переходник. На рисунке 4 приведён профиль типичной детали типа переходник, по геометрии которого на примере исследуемых деталей можно определить их как класс (таблица 6). Штамповка фланцев (группы 6, 7, [3]) сопряжена с опасностью появления дефектов в виде складок, зажимов и пр. Поэтому стандартами [3, 4] предусмотрено изготовление фланцев с использованием многоручьевой закрытой штамповой оснастки. Однако ввиду трудоёмкости и дороговизны изготовления такой оснастки, в реальном мелкосерийном производстве применяют одноручьевую открытую оснастку. Отказ от фасонирования заготовки за несколько переходов вынуждает для обеспечения заполнения гравюры штампа использовать избыточные напуски и припуски на размеры поковки. В результате объём штампованной поковки на 20 % и более превышает определяемый соответствующими стандартами [3, 4, 70, 71]. Исследуемые поковки получали путём осадки цилиндрических заготовок в плоско – параллельных бойках с последующей горячей объёмной штамповкой в чистовом ручье. Цилиндрические заготовки диаметром 100 мм отрезались от отожжённых прессованных прутков [3, 4, 7, 29, 73] с использованием фрезерно – отрезных станков мод. 8Г663 (диаметр пильного круга 830 мм). Отрезанные заготовки проверялись на соответствие требуемым размерам и отсутствие внешних дефектов. Так как получаемые переходники являются деталями ответственного назначения, работающими под давлением в агрессивных средах в условиях вибрации, 100 % мерных заготовок подвергались ультразвуковому контролю [4]. С этой целью производились торцовка и проточка мерных заготовок по образующей с параметром шероховатости Ra не более 6,3 мкм [3, 4], и снятие фасок не менее 1,5 мм [3, 4]. Кроме задачи проведения ультразвукового контроля, торцовка и снятие фасок облегчает течение металла в процессе деформирования, а процесс проточки по образующей позволяет избавиться от возможных поверхностных дефектов. При механической обработке мерной заготовки не допускался разогрев обрабатываемой поверхности до температуры свыше 100 0С [3].

S S1 S Рис. 4. Профиль типичной детали типа переходник и её определяющие геометрические размеры. Таблица 6. Соотношение основных геометрических размеров типичных переходников Тип детали Соотношение размеров (округлено до 0,1) Наибольший Dб.m. / Dм. m. Dб. m / Н об.

1,4 1,4 1,4 3, Dб.m. / Нб.m.

19, Dм.т. / Нм.m.

4, 1 2 диаметр (Dб.т.) 194 194 2,2 19,5 2,7 3,0 11,3 4,0 Примечание: S = 2,5 мм;

S1 = 3 мм.

Перед деформацией металл нагревался до 420 ± 10 0С в электрической печи сопротивления НИИТМАШ ЭЦЭП–2М с принудительной циркуляцией воздуха и автоматическим регулированием температуры [4, 7, 29, 73]. Деформирование производилось с помощью модифицированного гидравлического ковочно – штамповочного трёхступенчатого пресса модели П 0750. Оснащённый насосно – аккумуляторным приводом пресс развивает максимальное усилие 50 МН при скорости перемещения верхнего бойка 0,08 – 0,12 м / с. Отказ от использования предварительных ковочных ручьёв обусловлен стремлением обеспечить простоту и минимальную стоимость оснастки. Процесс штамповки фланцев на гидравлических прессах имеет следующую особенность: стремясь гарантированно обеспечить заполнение штампа металлом заготовки, машинист пресса обычно превышает требуемую величину его рабочего хода. Недостаточное заполнение штампа потребовало бы повторной установки заготовки в штамп и нового рабочего хода пресса с соответствующей потерей времени. В результате превышение требуемого рабочего хода часто влечёт за собой избыточное заполнение облойной канавки, достигающее 70 % и более, против установленных [4, 7, 73] 30 %. Описанный производственный момент нашёл своё отражение в данной работе: моделирование процессов штамповки производилось исходя из 70 – 75 % заполнения облойной канавки, как наиболее вероятного и критичного. Ковочные штампы (рис. 5) выполнялись в виде монолитных кубиков из стали 5ХНМ. Шероховатость поверхности штамповых знаков составляла не более 0,4 мкм, твёрдость 33 – 39 HRCe [72]. Облойные канавки штампов соответствуют стандарту [4, 72]. Перед использованием штампы нагревались в электрической печи сопротивления с принудительной рециркуляцией печной атмосферы до 250 ± 10 0С. При осадке и штамповке использовалась водно – графитовая смазка АГ–3 по ТУ–6–08–392–77 [4], наносимая на поверхность штамповочного ручья с помощью кисти. Охлаждение поковок производилось россыпью на полу цеха [4, 7, 29]. Обрезанные и прошитые в соответствующих штампах (рис. 6) поковки очищали от смазки путём травления в 20 % растворе NaOH и последующего осветления 20 % раствором HNO3 [73]. После предварительной механической обработки детали подвергали отжигу при 325 – 340 0С [4, 7, 29, 73]. Во избежание возникновения концентраторов напряжений при выполнении предварительной механической обработки уделялось особое внимание обеспечению плавности переходов от массивных элементов детали к тонким [4]. При заключительной механической обработке фланцев с чистотой поверхности не ниже 0,4 мкм [73, 74] не допускался её разогрев более чем до 50 0С [4]. Чистовые детали подвергались сплошному внешнему осмотру, контролю размеров, и сплошному ультразвуковому контролю [4].

Рис. 5. Общий вид ковочного штампа Перед сваркой переходники подвергались низкому отжигу при температуре 250 – 300 0С в течение 10 минут и охлаждением на воздухе с укладкой в один слой, и расстоянием между ними не менее 35 мм [4]. Проведен ряд экспериментов, в ходе которых исследовались реально применяемые процессы получения фланцев с использованием одноручьевой открытой штамповой оснастки. Изучение деформационного процесса проводилось путём металлографических исследований и моделирования с применением программного продукта QForm. На примере переходников трёх типов (рисунок 4, таблица 6) изучалось влияние параметров нагрева, предварительного фасонирования, геометрических параметров оснастки, на структуру и свойства металла штампованных поковок, как следствие – конечных чистовых деталей.

а) б) Рис. 6. Общий вид обрезного (а) и прошивного (б) штампов Соответственно трём чистовым деталям, штампованным поковкам фланцев присвоены условные обозначения «тип 1», «тип 2» и «тип 3» (рисунок 7, таблица 7), полученные с использованием программного продукта QForm сечения которых представлены на рисунке 8 (поковки не прошиты и не обрезаны, распределение накопленных деформаций показано линиями Лагранжа). Таблица 7. Основные технологические параметры исследуемых фланцев Размеры мерной Степень деформации Марка сплава заготовки при осадке перед (диаметр / высота) штамповкой, % 1 100 / 125 32 АМг3, 2 100 / 175 46 АМг6 3 100 / 100 40 Примечание: исходный полуфабрикат – прессованный пруток;

температура нагрева металла под деформацию 420±10 0 С. Результаты моделирования свидетельствуют о существенной Тип детали неравномерности распределения деформаций по сечению поковок, что заставляет детально изучить процесс их формообразования.

а) б) в) Рис. 7. Полученные с помощью одноручьевых ковочных штампов фланцы типа 1 (а), типа 2 (б), типа 3 (в). Поковки обрезаны и прошиты.

а) б) в) Рис. 8. Вид штампованных фланцев типа 1 (а), типа 2 (Б), типа 3 (в), полученный с помощью конечно – элементного программного продукта QForm (распределение накопленных деформаций представлено линиями Лагранжа). Для оценки существующих технологий следует проанализировать распределение деформаций по объёму поковок, изучить особенности первичных полуфабрикатов, выявить влияние механизма деформации на структуру и свойства металла поковки, исследовать распределение напряжённо – деформированного и температурно – скоростного полей в процессе формоизменения заготовки в штампованную поковку фланца и их влияние на структуру и свойства металла штампованной поковки. 3.2. Характер распределения деформаций по объёму поковки фланца Проведено математическое моделирование процесса пластического формообразования штампованных поковок фланцев с использованием конечно – элементного пакета QForm и металлографическое исследование металла таких поковок. Расположение точек съёма результатов математического моделирования по сечению фланца совпадает с точками исследования его структуры, и на примере фланца типа 1 приведено на рисунке 9. Также на рисунке 9 показано положение в объёме фланца конечной чистовой детали – переходника. 6 Торец 1 4 Торец Рис. 9. Расположение чистовой детали и точек съёма параметров деформации и исследования микроструктуры металла по сечению поковки фланца типа 1 Точка 1 расположена по центру дна поковки, точки 2 – 6, повторяют профиль чистовой детали. Точки, отмеченные как «торец 1» и «торец 2», расположены соответственно в районах верхнего и нижнего торцев поковки.

После обрезки облоя из каждой поковки вырезался долевой темплет, по макроструктуре которого устанавливался характер распределения накопленной деформации (рисунки 10, 11).

а) б) в) Рис. 10. Положение чистовых деталей в объёме штампованных поковок типа 1(а), типа 2 (б), типа3 (в) Очевидна значительная неравномерность распределения накопленных деформаций в сечении поковок и чистовых деталей (рис. 10, 11), при штамповке по применяемой технологии. Анализ микроструктуры металла фланцев будет проведён после исследования взаимосвязи механизма деформации, распределения напряжённо – деформированного и температурно – скоростного полей, и позволит путём сравнения со структурой исходного полуфабриката оценить влияние деформации на свойства чистовой детали. Поскольку структура и свойства первичной заготовки оказывают большое влияние на структуру и свойства поковки, на следующем этапе исследований анализируются структура и свойства исходных для изготовления фланцев полуфабрикатов – прессованных прутков.

а) б) в) г) Рис. 11. Макроструктура поковок фланцев типа 1 из сплавов АМг3 (а), АМг6 (б), типа 2 (в) и 3 (г) из сплава АМг 3.3. Характеристики первичных полуфабрикатов, применяемых при изготовлении фланцев Первичным полуфабрикатом при получении переходников ответственного назначения являются отожжённые прессованные прутки из сплавов АМг3 и АМг6 [4]. Фланцы штамповали из прутков диаметром 100 мм. Изучение металлографии прутков позволило оценить влияние деформационных процессов на структуру и свойства металла поковок. Макроструктура исходных прессованных прутков из сплавов АМг3 и АМг6 в долевом и поперечном направлениях представлена на рисунке 12. Структура прутков строго волокнистая в долевом направлении. И в продольном, и в поперечном направлениях прессованный пруток обладает высокой однородностью. Микроструктуры прессованных прутков из сплавов АМг3 и АМг6 приведены на рисунках 13 и 14. Малое количество и размер визуально наблюдаемых включений –фазы Mg2Al3 говорит о практически полном её растворении, свидетельствуя о качественной проработке металла прутка, правильно выдержанном температурном интервале прессования. Строго направленная равномерно деформированная структура говорит о высокой сплошности и стойкости металла прутка к развитию межкристаллитной коррозии. Количественно оценить свойства металла прессованных прутков в долевом и поперечном направлениях позволяет измерение микротвёрдости. Расположение точек, в которых определялась микротвёрдость, по сечению исходного прессованного прутка, показано на рисунке 15 линиями возле осей симметрии. Значения микротвёрдости вблизи образующей (пресспоясок) во избежание внесения значительной погрешности не измерялись. Установлена высокая анизотропия прессованных прутков (таблица 9). Так, при нагрузке индентора 0,490 Н, значения микротвёрдости в долевом направлении колебались от 43 до 64 для АМг3 и от 100 до 120 единиц для АМг6, а в поперечном – от 53 до 71 и от 105 до 143 единиц соответственно, с повышением значения от центра сечения прутка к его периферии.

а) б) в) г) Рис. 12. Макроструктура прессованных прутков из сплавов АМг6 (а, б) и АМг3 (в, г) в продольном (а, в) и поперечном (б, г) направлениях. Таким образом, для сплава АМг3 колебание составило 49 % и 34 %, и для сплава АМг6 соответственно 20 % и 41 % относительно минимального значения, что говорит о неприемлемости использования прессованного прутка для получения переходников механической обработкой ввиду значительного разброса его сплошности. Для обеспечения герметичности переходников фланцы должны быть лишены этого недостатка.

а) б) в) г) Рис. 13. Микроструктура исходного прессованного прутка из сплава АМг3 в продольном (а, в), и поперечном (б, г) направлениях.

а) б) в) г) Рис. 14. Микроструктура исходного прессованного прутка из сплава АМг6 в продольном (а, в), и поперечном (б, г) направлениях.

О А В Рис. 15. Расположение точек, в которых определялась микротвёрдость исходных прессованных прутков D = 100 мм Таблица 9. Микротвёрдость прутков в продольном и поперечном направлениях. Микротвёрдость, МПа Поперечное Долевое направление направление АМг3 АМг6 105 53 110 54 113 58 118 61 120 64 125 66 130 66 130 69 137 70 142 70 105 53 113 53 118 59 120 61 125 63 130 67 134 67 135 70 138 71 143 71 От центра к периферии От центра к периферии Направление ОА От центра к периферии От центра к периферии На Направление ОВ следующем этапе исследований Направление ОВ Направление ОА Микротвёрдость, МПа АМг3 АМг6 100 43 100 46 105 49 110 53 111 57 116 59 117 59 117 61 120 61 120 63 100 43 103 47 105 50 110 53 110 55 113 57 115 58 118 60 118 61 120 64 изучалось влияние предварительной осадки на структуру и свойства металла поковки. 3.4. Влияние степени деформации при осадке на структуру и свойства металла поковки Предварительное фасонирование заготовок перед штамповкой заключалось в осадке их между плоскопараллельными бойками со степенью деформации, обеспечивающей чёткую фиксацию заготовки на дне штампа (рисунок 16). Наряду с характеристиками первичного полуфабриката, параметры предварительного фасонирования оказывают значительное влияние на структуру и свойства металла поковки, следовательно – и чистовой детали.

Необходимость изучения параметров предварительной деформации заготовки проистекает из природной неоднородности пластического течения. Эта неоднородность связана с влиянием внешнего трения, контактного теплообмена и неравномерности тепловыделения по объёму поковки, особенностями геометрии заготовки и т. д. Выделяющееся при деформировании тепло и теплообмен заготовки с инструментом искажают поле её температур, что может привести к дефектам в готовом изделии ввиду высокого уровня остаточных напряжений, образованию и развитию трещин [2, 48 – 56, 76 – 78]. Следствием неравномерности пластической деформации при осадке цилиндрических заготовок между плоскопараллельными бойками является иллюстрирующее её неравномерность бочкообразование, которое зависит от степени деформации, исходной относительной высоты заготовки (H0 / D0), температуры заготовки, захолаживания её торцев, трения заготовки о бойки, и других факторов. Максимумы изменения температуры по высоте заготовки соответствуют максимумам бочкообразования металла в процессе осадки [75, 76]. Поэтому наибольшая деформация в процессе осадки достигается раньше всего в вершинах конусов затруднённой деформации, там быстрее всего достигается критическое значение сдвиговых деформаций [75, 76].

Рис. 16. Положение осаженной поковки в штампе в момент касания верхним инструментом. Распределение деформации по сечению поковки представлено в линиях Лагранжа (слева) и логарифмических единицах деформации (справа) Известно [75, 76], что деформация высоких (H / D 0 1,5) заготовок происходит по двум механизмам: внутризёренному (фрагментацией зёрен) и межзёренному (относительным перемещением зёрен, вязким межзёренным течением). Внутризёренная фрагментация сопровождается приращением напряжения течения в соответствии с условием Холла – Петча [12, 18, 77]. Межзёренная деформация сопровождается уменьшением напряжения течения в соответствии с условием Гиббса [77]. Особенностью поликристаллических металлов и, в частности, твёрдых растворов, является изменение роли границ зёрен в процессе деформации с повышением температуры. Если при низких температурах деформация идёт путём фрагментации зёрен, а разрушение поковки при превышении максимально допустимой степени деформации является внутризёренным, то с увеличением температуры до 0,35 Тпл и выше, деформация осуществляется преимущественно межзёренным течением, и возможное разрушение поковки носит межзёренный характер [77]. Межзёренный механизм вносит значительный вклад в общую деформацию и ввиду релаксацией изначально накопленных упругих напряжений активизируется при значительно меньших предела текучести напряжениях [77]. Для алюминиевых сплавов активизация межзёренной деформации находит место уже 250 – 320 0С, составляя 10 – 15 % от общего объёма металла, и с повышением температуры не изменяется [77]. Неравномерность деформации по высоте осаживаемой заготовки приводит к разбиению её на объёмы с преобладанием различных деформационных механизмов и последующему взаимодействию этих объёмов [78]. При степени деформации = 20 – 30 % по всей высоте поковки превалирует фрагментация зёрен, металл поковки уплотнён [77]. В интервале = 30 – 40 % и более развитие межзёренного механизма деформации понижает плотность металла поковки [76, 77]. Если в упрочнённых объёмах поковки деформация осуществляется дроблением зёрен, их разворотом и упругим изгибом, то в объёмах с преобладанием межзёренного механизма, фрагментация проявляется слабо;

процесс рекристаллизации так же протекает неравномерно. Увеличение степени деформации усугубляет её неоднородность [77]. В то же время именно получаемая дроблением зёрен полигонизованная структура с начальной стадией развития рекристаллизации при необходимой пластичности обеспечивает максимальный уровень механических свойств [78]. Рост неравномерности деформации при осадке и обособление конусов затруднённой деформации усугубляется работой сил трения, стремящихся разрушить их по внешнему контуру [79, 80]. Опережение локальной деформации между вершин конусов затруднённой деформации может вызвать разрушение поковки: проекция суммарного результирующего напряжения на ось, перпендикулярную оси приложения нагрузки, не должна превышать величины 2Т, удерживающей заготовку в бойках пресса. Отсюда условие целостности осаживаемой заготовки путём неотрыва металла, находящегося между конусами затруднённой деформации, следующее: 2Т < в (6 ), где Т – удельная сила контактного трения;

в – предел прочности металла при растяжении.

В обычных условиях обработки давлением удельная сила трения не превосходит половины истинного сопротивления металла деформации сжатия [77]: 2Т |– 1,15 в | (7).

Временное сопротивление деформации сжатия для алюминиевых сплавов больше предела прочности на разрыв. Для сплава АМг6 при комнатной температуре предел прочности на разрыв равен при сжатии в = 210 МПа, а в = 240 МПа. Истинное сопротивление деформации находится 2Т< в раст.

в пределах [77]: < в сжатия (8) То есть, чем меньше сила трения, тем шире диапазон возможного деформирования. С ростом степени деформации межзёренный механизм локализуется в объёмах с максимальными касательными напряжениями (центр поковки), образуя зоны с фрагментированными вытянутыми зёрнами. Эта локализация является причиной образования протяжённых межзёренных микропустот, количество которых столь велико, что заметно понижает плотность металла. В процессе осадки, и при осадке образцов с большими отношениями диаметра к высоте, по мере сближения контактных поверхностей зона облегчённой деформации уменьшается, а конусы затруднённой деформации сливаются и включаются в процесс деформации [75, 76]. При этом превалирует внутризёренный и ограничивается межзёренный механизм деформации. Однако в производстве осадка низких заготовок неприемлема, поскольку не позволяет эффективно структурировать металл ввиду малой достигаемой степени деформации, а так же повышает количество теряемого при резе заготовок металла. Подавить доминирование межзёренной деформации можно, используя последовательные операции фасонирования, которые обеспечили бы перемещение зоны максимальной проработки металла поковки, в результате чего зарождающиеся объёмы с пребладанием межзёренной деформации дефрагментировались бы на каждой последующей операции [77, 78, 84 – 87]. Насколько велик эффект действия межзёренного механизма на процесс деформации, показывают проведённые исследования. Проведена осадка (1 = 2 = 50%, = 75 %) прутковых заготовок из сплава АМг6 диаметром 100 мм, высотой 125 мм (являющихся так же исходными при изготовлении фланцев типа 1). На рисунке 17 показано распределение в линиях Лагранжа накопленной деформации по сечению осаженной цилиндрической заготовки, полученное с помощью программного продукта QForm. При проведении расчёта не учитывалось захолаживание заготовки на нижнем инструменте до начала её деформирования. Температура нагрева заготовки в первом случае составляла 420 0С, во втором 320 0С. Температура нагрева инструмента С. Модель показывает локализацию максимальной деформации в центральной части поковки, в зонах максимальной сдвиговой деформации, что подтверждается и практической проверкой, однако реальный процесс имеет свои особенности.

Рис. 17. Расчётное идеаллизированное распределение деформации металла осаженной заготовки в линиях Лагранжа На рисунке 18 показана макроструктура осаженных поковок из сплава АМг6, нагретых предварительно до 420 0С (а) и 320 0С (б). Температура нагрева инструмента 250 0С. В отличие от идеализированной расчётной модели, заметно отклонение зоны максимальной деформации, а следовательно, зоны локализации межзёренной деформации, от высотной плоскости симметрии поковок. Оценить указанное отклонение позволяет рисунок 19, на котором зоны максимальной деформации отмечены белой горизонтальной полосой. На рисунке 19а отчетливо видно, что отклонение велико и составляет около 10 – 15 % от высоты поковки, на рис. 19б отклонение составляет 5 – 7 % высоты поковки. Это говорит о том, что при деформации неравномерность её тем ниже, чем меньше разница температур поковки и штампа. Ввиду сложности и дороговизны изотермической оснастки, повысить равномерность деформационной проработки можно понижением температуры нагрева металла перед деформацией. Понижая градиент температур, деформация при пониженных температурах позволяет уменьшать деформационный разогрев металла и ограничивать развитие вязкого межзёренного течения, уменьшать рост зёрен металла в процессе рекристаллизации и охлаждения после деформации.

Этот эффект отчётливо виден на рисунке 18: зерно поковки, деформируемой после разогрева до 420 0С (рис. 18а) заметно крупнее, нежели поковки, деформированной после разогрева до 320 0С (рис. 18б).

а) б) Рис. 18. Макроструктура осаженных цилиндрических заготовок из сплава АМг6, разогретых перед деформацией до 320 0С (а), и 420 0С (б).

а) б) Рис. 19. Сравнение расположения локализованной зоны вязкого межзёренного течения поковок из сплава АМг6 (справа) и идеаллизированного распределениея деформации (линии Лагранжа, слева). Микроструктура поковок (рисунок 20), осаженных при 420 0С (а, б) и 320 0С (в, г) свидетельствует, что в зонах повышенных температур и преобладания межзёренного (б, г) механизмов деформации количество и размер коагулянтов – фазы заметно больше. В то же время моделирование процесса осадки с помощью конечно – элементного продукта QForm, проведённое с учётом захолаживания заготовки на поверхности штампа, показало идентичность результатам практического формоизменения (рис. 21), что говорит о соответствии данных математического моделирования и практических экспериментов.

а) б) в) г) Рис. 20. Микроструктура поковок из сплава АМг6, осаженных при 420 0С (а, б) и 320 0С (в, г) в зонах преобладания внутризёренного (а, в) и межзёренного (б, г) механизма деформации. Как и снижение трения на поверхности раздела штамп – поковка (рис. 22), понижение температуры деформации, при прочих равных условиях, позволит повысить однородность проработки металла поковки, получить более равномерные его свойства [75 – 79]. Для определения влияния механизма деформации на свойства металла поковок проведены измерения микротвёрдости в различных точках их сечений (рис. 23, таб. 10). Начальные точки брались вблизи центра поковки, конечные – на краевом участке. Таблица 10. Показатели микротвёрдости осаженных поковок из сплава АМг6, нагретых перед деформацией до 420 0 С и 320 0 С Температура нагрева перед деформацией, 0С Номер условной линии Микротвёрдость, МПа От центра к периферии 420 1 108 112 118 120 123 2 98 103 115 118 120 3 95 98 110 115 118 4 100 105 110 115 120 5 105 104 115 120 123 1 109 112 117 127 130 2 108 110 116 118 120 320 3 98 108 110 118 121 4 105 108 110 116 121 5 106 109 112 125 Примечание: осадка производилась за два перехода с единичной и суммарной деформацией i1 = i2 = 50 % и = 75 % соответственно.

а) б) Рис. 21. Сопоставление модели осадки с учётом захолаживания на нижнем инструменте (слева) и макроструктуры реальных поковок (справа). Деформация производится при 420 0С (а) и 320 0С (б).

а) б) в) г) Рис. 22. Вид сверху (а, в) и снизу (б, г) осаженных перед штамповкой поковок из сплава АМг6. Температура нагрева металла под деформацию 320 0 С (а, в, вид сверху) и 420 0 С (б, г, вид снизу). Из таблицы следует, что микротвёрдость материала поковки выше в областях, где превалирует внутризёренный фрагментационный механизм, и ниже в областях с преобладанием межзёренного механизма деформации. Кроме того, микротвёрдость тем выше, чем ниже температура деформируемого металла. Эти результаты хорошо согласуются с картиной микроструктуры поковок в различных точках их сечения (рисунок 19).

а) 5 4 3 2 б) Рис. 23. Расположение условных линий, вдоль которых измерялась микротвёрдость металла сечения осаженных поковок из сплава АМг6. Температура нагрева метала перед деформацией 320 0С (а) и 420 0С (б). Количественно, для поковки, нагретой перед деформацией до 420 0С, разброс значений микротвёрдости относительно минимального значения составил 30 % (28 единиц). Для поковки, нагретой до 320 0С, аналогичный показатель составил 33 % (32 единицы). Максимальная микротвёрдость поковки, нагретой до 320 0С превышает минимальную у поковки, нагретой до 420 0С, на 37 % (35 единиц), и максимальную микротвёрдость такой поковки на 5 % (3 единицы). Столь разнящиеся показатели микротвёрдости и снимки микроструктуры поковок свидетельствуют об исключительной важности управления параметрами и механизмами деформации в процессе обработки давлением алюминиево – магниевых сплавов. Только с их учётом возможно получение структуры и свойств деформированного металла, отвечающих предъявляемым к деталям ответственного назначения требованиям. Исходя из вышеизложенного сформулировано следующее заключение. Снижение температуры деформации уменьшает контраст температур металла поковки, чем обеспечивает более равномерное распределение деформаций и повышает предел текучести материала. Снижение градиента теплопередачи через подавление межзёренного механизма деформации повышает её равномерность и фрагментацию зёрен, уменьшает местный деформационный разогрев и рекристаллизационный рост зёрен металла.

Целесообразно использовать степень деформации не более 30 – 50 % за одну осадку. Это позволяет проводить деформацию с преобладанием внутризёренного механизма, позволяющего получить полигонизованную с начальными признаками рекристаллизации структуру металла и заданный уровень механических, технологических и коррозионных свойств. Поскольку достаточная переориентация волокон алюминиево– магниевых сплавов наступает при 75 %, обязательным является перемещение зоны максимальной деформации так, чтобы зарождающееся межзёренное течение подавлялись фрагментацией зёрен на каждой последующей операции фасонирования (осадки). 3.5. Изучение напряжённо – деформированного и температурно – скоростного полей в процессе формоизменения осаженной заготовки в штампованную поковку фланца Для установления и характера распределения полей напряжённо– в процессе с деформированного проведено температурно–скоростного моделирование формоизменения осаженной заготовки в штампованную поковку фланца математическое указанного процесса использованием программной системы QForm. При этом задавались следующие параметры: – оборудование – гидравлический пресс с насосно – аккумуляторным приводом, развивающий максимальное усилие 50 МН при скорости перемещения верхнего бойка 0,08 – 0,12 м / с;

– тип решаемой задачи – осесимметричная. – температура заготовки перед деформацией 420 0С;

– геометрия инструмента в соответствии с применяемой технологией и разработанным чертежом поковки;

– конечное расстояние до смыкания половин штампа 3 мм;

– материал заготовки – сплавы АМг3 и АМг6;

– температура нагрева штампов перед установкой на пресс 250 0С;

– смазка гравюры штампа водно – графитовой смесью АГ – 3;

– с целью получения «эталонной» расчётной модели время охлаждения нагретой заготовки на воздухе, как и время её охлаждения в штампе, принималось равным нулю;

– заполнение облойной канавки штампа принималось равным 60 – 70 % (против нормативного 30 %). Последнее обстоятельство обусловлено тем, что гидравлические ковочно – штамповочные прессы, как правило, не имеют чёткого регулятора рабочего хода. В связи с этим машинист пресса, стремясь избежать недостаточного заполнения штампа, обычно увеличивает рабочий ход пресса, чрезмерно сближая бойки. При этом резко возрастает сопротивление деформированию и как следствие деформационный разогрев металла поковки (пункт 3.1 работы). В процессе моделирования изучались следующие параметры: – распределение деформации по сечению заготовки;

– распределение интенсивностей скоростей деформации и сопротивления деформации по сечению заготовки;

– распределение температур по сечению заготовки. Указанные показатели тесно взаимосвязаны, и всё же, во многом характер деформации определяет интенсивность скоростей деформации и сопротивления деформации, которые, в свою очередь, определяют деформационный разогрев различных областей поковки. Характер деформации в штампе предварительно осаженной «под размер дна штамповочного ручья» заготовки во многом определяется распределением накопленной ею при осадке деформации. Расположение зон деформации такой поковки при установке её в штамп показано на рис. 24. Очевидно формирование при осадке трех зон (рис. 24) – зон затрудненной деформации 1, зоны наиболее интенсивной деформации 2 и зоны 3, где интенсивность деформации занимает промежуточное положение. Зоны затрудненной деформации 1, прилегающие к торцам заготовки, ввиду трения на контактных поверхностях, при осадке деформируются незначительно. Несмотря на применение смазки, металл в них как бы менее податлив, и они «расклинивают» находящуюся между ними зону 2, деформация металла которой наиболее интенсивна как в осевом, так и в радиальном направлениях [6]. На рисунках 25 – 29 в линиях Лагранжа (слева) и логарифмических единицах деформации (справа) показано формоизменение осаженной «под размер дна ручья штампа» заготовки в штампованную поковку по мере продвижения верхней половины штампа для фланца типа 1. 2 Рис. 24. Зоны деформации осаженной заготовки при установке её в штамп.

Для сокращения печатного объёма работы процесс деформации полностью (распределение деформаций, распределение полей сопротивления и скоростей деформации, распределение температур по сечению заготовки) иллюстрирован только для фланца типа 1 (рис. 25 – 39). Для фланцев типов 2 и 3, как результирующие, представлены распределения накопленной деформации в линиях Лагранжа, и температур (рис. 40 – 44 для фланца типа 2, рис. 45 – 49 для фланца типа 3).

Формоизменение заготовки в штампе протекает комбинацией осадки и последующего наименьшей обратного энтропии, в выдавливания, первую причем, согласно принципу области, очередь деформируются прилегающие к верхней, подвижной половине штампа. Поскольку область точки 1 (рис. 9) подвергается непосредственному воздействию давящего инструмента, значения накопленной деформации здесь максимальны. Можно выделить следующие стадии формообразования фланцев: 1. касание верхней половиной штампа установленной на дне нижней половины штампа осаженной заготовки (рис. 25, 30, 35 для фланца типа 1;

рис. 40 для фланца типа 2;

рис. 45 для фланца типа 3);

2. выдавливание металла заготовки (рис. 26, 27, 31, 32, 36, 37, для фланца типа 1;

рис. 41, 42 для фланца типа 2;

рис. 46, 47 для фланца типа 3);

3. завершение заполнения полости штампа (рис. 28, 33, 38 для фланца типа 1;

рис. 43 для фланца типа 2;

рис. 48 для фланца типа 3);

4. заполнение облойной канавки штампа (рис. 29, 34, 39 для фланца типа 1;

рис. 44 для фланца типа 2;

рис. 49 для фланца типа 3). Особенность процесса формообразования фланцев из «осаженной под размер дна штампа» заготовки характеризуется сложностью процесса обратного выдавливания её металла (стадия 2). Стадия 2 состоит из двух этапов: на этапе 2.1 происходит пережим выдавливаемого металла деформирующим пуансоном (рис. 26, 31, 36 для фланца типа 1;

рис. 41 для фланца типа 2;

Pages:     || 2 |



© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.