Содержание к диссертации
Введение
ГЛАВА 1. Состояние вопроса 12
1.1 Анализ дефектов деталей ГТД в связи с состоянием поверхностного слоя 12
1.2 Анализ характеристик материалов, применяемых для изготовления деталей ГТД 25
1.3 Анализ выполненных исследований по расчётному определению остаточных напряжений в поверхностном слое деталей при механической обработке 32
1.4 Цель и задачи исследования 44
ГЛАВА 2. Анализ факторов, действующих на материал в зоне обработки, в их связи с эволюцией структуры и свойств материала поверхностных слоев деталей при шлифовании 46
2.1 Количественные теории образования дефектов кристаллической структуры при пластической деформации 47
2.2 Изменение физико-механических свойств при пластической деформации 50
2.3 Изменение удельного объёма и модуля Юнга при пластической деформации 54
2.4 Скрытая энергия деформации 60
2.5 Оценка согласованности моделей накопления дефектов при пластической деформации с экспериментальными данными 61
2.6 Выводы по главе 2 77
ГЛАВА 3. Методы экспериментального исследования состояния поверхностных слоев материала после шлифования 79
3.1 Выбор методов экспериментального исследования 79
3.2 Обоснование выбора модельного материала, конструкции и технологии изготовления образцов 80
3.3 Описание экспериментальных методик
3.3.1 Методика определения микротвердости поверхностных слоев 83
3.3.2 Методика выполнения рентгенографических исследований з
3.3.3 Методика определения модуля нормальной упругости (модуля Юнга) поверхностных слоев металлических материалов 87
3.3.4 Методика динамического определения модуля Юнга длинномерных образцов 96
3.3.5 Методика определения температурной зависимости внутреннего трения длинномерных образцов 107
3.3.6 Методика определения остаточных напряжений в поверхностном слое металлических образцов 108
3.3.7 Экспериментальная установка для определения температурного поля по глубине поверхностного слоя при шлифовании образцов 114
3.3.8 Экспериментальная установка для определения термоэлектродвижущей силы (термоЭДС) пары образец-эталон 117
3.3.9 Методика проведения дифференциального термического анализа.. 119
3.3.10 Методика проведения дилатометрических исследований 123
3.4 Выводы по главе 3 124
ГЛАВА 4. Анализ и обсуждение результатов 125
4.1 Результаты экспериментального исследования состояния поверхностного слоя материала после обработки шлифованием 125
4.2 Анализ и обсуждение результатов экспериментального исследования.. 138
4.3 Выводы по главе 4 150
ГЛАВА 5. Анализ закономерностей формирования остаточных напряжений при структурных и фазовых изменениях в никелевых жаропрочных сплавах 151
5.1 О соотношении между температурой плавления, модулем упругости и энергией активации самодиффузии металлов 151
5.2 Влияние пластической деформации на диффузию в металлах 159
5.3 Закономерности формирования остаточных напряжений при фазовых превращениях в материале модельных образцов 166
5.4 Закономерности формирования остаточных напряжений при структурных и фазовых изменениях в никелевых жаропрочных сплавах... 174
5.5 Разработка практических рекомендаций по назначению режимов шлифования 185
5.6 Выводы по главе 5 190
Общие выводы по работе 191
Список использованных источников
- Анализ характеристик материалов, применяемых для изготовления деталей ГТД
- Изменение удельного объёма и модуля Юнга при пластической деформации
- Обоснование выбора модельного материала, конструкции и технологии изготовления образцов
- Закономерности формирования остаточных напряжений при фазовых превращениях в материале модельных образцов
Введение к работе
Актуальность темы.
За последние десятилетия наметился значительный прогресс в области авиации. Этому, без сомнения, способствовало появление газотурбинных двигателей, которые в настоящее время достигли высокого термодинамического и конструктивного совершенства. Вместе с тем, всё более широкое использование ГТД в различных отраслях машиностроения обуславливает непрерывный рост требований, предъявляемых к показателям их качества. Подобная тенденция требует решения ряда задач, в числе которых – задача улучшения физико-механических характеристик применяемых материалов при повышенных температурах для обеспечения работоспособности деталей.
Вследствие особых требований, предъявляемых к материалам, их химический и фазовый составы отличаются высокой сложностью, в первую очередь обусловленной большим количеством легирующих элементов. С одной стороны, это позволяет значительно повысить жаропрочность, но с другой стороны, вносит свой отпечаток в технологический процесс последующей обработки материала. По мере повышения жаропрочности значительно снижается обрабатываемость сплавов. Стойкость инструмента при лезвийной обработке таких материалов в 10 – 20 раз ниже стойкости при обработке конструкционных сталей. Поэтому на сегодняшний день одним из эффективных методов обработки жаропрочных и жаростойких материалов является шлифование.
Тем не менее, несмотря на все преимущества перед лезвийной обработкой, шлифованию присущ ряд недостатков, главный из которых – высокая теплонапряженность. Поверхностные слои материала толщиной 5 – 10 мкм могут разогреваться в зоне обработки до 1400 С, при этом скорость нагрева и охлаждения может достигать десятков тысяч градусов в секунду. Значительные величины температурных и силовых градиентов приводят к изменениям дислокационной структуры материала, искажению кристаллической решётки, формированию остаточного напряжённо-деформированного состояния. Кроме того, высокая скорость нагрева материала в зоне обработки в сочетании с пластической деформацией вызывает изменение энергии активации диффузионных процессов, смещение критических точек фазовых переходов, что в ещё большей степени усложняет картину распределения остаточных напряжений.
Перечисленные факторы, безусловно, отражаются на эксплуатационных свойствах детали, поскольку остаточные напряжения в поверхностном слое оказывают влияние на целый комплекс характеристик, включающий точность обработки, статическую и динамическую прочность, а также стойкость к различным контактным процессам.
В связи с этим, актуальным является исследование закономерностей влияния изменений структуры и фазового состава поверхностного слоя на формирование остаточных напряжений при шлифовании деталей ГТД.
Цель работы. Исследование закономерности влияния изменений структуры и фазового состава поверхностного слоя на формирование остаточных напряжений при шлифовании деталей ГТД и, на основе этого, разработка методики научно-обоснованного выбора режимов обработки.
Для достижения цели в работе решались следующие задачи:
-
Анализ причин возникновения дефектов деталей ГТД в связи с состоянием поверхностного слоя.
-
Обзор существующих методик расчётного определения остаточных напряжений при шлифовании.
-
Анализ факторов, действующих на материал в зоне обработки, с точки зрения их влияния на изменения физико-механических свойств, структуры и фазового состава материала поверхностного слоя.
-
Обоснование выбора модельного материала для проведения экспериментальных исследований.
-
Выбор и описание методов экспериментального исследования параметров состояния поверхностного слоя материала при шлифовании.
-
Исследование закономерностей формирования остаточного напряжённо-деформированного состояния поверхностного слоя при эволюции структуры и фазового состава материала.
-
Разработка научно-обоснованных технологических рекомендаций и предложение к использованию их в производстве.
Основные положения, выносимые на защиту:
метод количественной оценки толщины слоя материала, имеющего остаточные изменения параметров дислокационной структуры после шлифования, основанный на использовании модели составных образцов;
метод исследования изменений дислокационной структуры в поверхностном слое металлов после обработки шлифованием, основанный на измерении термоЭДС пары эталон-образец при фиксированном температурном градиенте;
модель взаимосвязи свойств металлов, являющихся характеристиками межатомного взаимодействия: модуля Юнга, температуры плавления и энергии активации диффузии;
закономерности поведения энергии активации диффузии при изменении параметров дислокационной структуры металлов;
математическая модель формирования остаточных напряжений от структурно-фазовых изменений в поверхностном слое деталей из жаропрочных сплавов на никелевой основе;
методика научно-обоснованного выбора режимов обработки шлифованием деталей из жаропрочных сплавов на никелевой основе.
Общая методика исследований.
Работа основана на теоретических и экспериментальных методах исследования процессов изменения дислокационной структуры, накопления скрытой энергии деформации, диффузии в поверхностном слое металлов и сплавов при пластической деформации. При проведении исследований использовались фундаментальные положения физики твердого тела, теории дислокаций, теории диффузии. Эксперименты проводились по стандартным, общепринятым, а также разработанным автором оригинальным методикам исследования поверхностного слоя. Анализ и обработка экспериментальных данных, проверка параметров качества математических моделей производились с использованием программных продуктов Mathsoft Mathcad, Microsoft Office Excel. Программное обеспечение для экспериментальных установок и приборов разрабатывалось автором в среде TMT Pascal 32 bit.
Научная новизна.
На основе анализа структурных и фазовых изменений в поверхностном слое материала обрабатываемых деталей на дислокационном уровне установлена математическая модель взаимосвязи остаточных напряжений в поверхностном слое со свойствами обрабатываемого и инструментального материалов при шлифовании и разработан алгоритм оптимизации режимов шлифования.
Практическая ценность и реализация результатов работы.
На основе результатов работы разработана методика для определения режимов шлифования деталей из никелевых жаропрочных сплавов..
Апробация работы.
Основные положения и результаты выполненной работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях: «Приборное обеспечение науки, промышленного и сельскохозяйственного производства, природопользования, жилищно-коммунального хозяйства», Москва, 1997 г.; Всероссийская научно-техническая конференция «Повышение эффективности механообработки на основе аналитического и экспериментального моделирования процессов», Рыбинск, 1999 г.; XXVIII Международная молодежная научная конференция «Гагаринские чтения», Москва, 2002 г.; Всероссийская научно-техническая конференция «Аэрокосмические технологии и образование на рубеже веков», Рыбинск, 2002 г.; Всероссийская научно-техническая конференция «Теплофизика технологических процессов», Рыбинск, 2005 г.
Автором диссертации выполнялись научно-исследовательских работы темам грантов и программам Министерства образования и науки РФ: «Исследование общих закономерностей диффузионной подвижности атомов, как основы формирования физико-химического состояния и свойств поверхностных слоёв металлических изделий», «Исследование закономерностей формирования комплекса физико-механических свойств пластически деформированных поверхностных слоев металлических материалов», «Исследование влияния внешних воздействий на физико-механические характеристики материала».
Публикации.
По теме диссертации опубликовано 56 работ, в том числе 17 – в центральных журналах, получено свидетельство на полезную модель.
Структура и объем работы.
Диссертационная работа состоит из введения, пяти глав, общих выводов по работе, списка использованных источников. Объем работы – 204 страниц машинописного текста, включающего 80 рисунков, 32 таблицы, 155 формул, список использованных источников из 218 наименований.
Анализ характеристик материалов, применяемых для изготовления деталей ГТД
На сегодняшний день надежность конструкций современных ГТД и энергетических установок, работающих в условиях значительных статических и переменных нагрузок, в большинстве случаев связана с неблагоприятным распределением вероятности разрушения конкретного узла или детали и вероятностью проявления максимальных амплитуд напряжений, температур и других нагрузочных факторов, вызванных выходом режимов работы за пределы допустимых. Статистический разброс структурного состояния, физико-механических, теплофизических и других свойств материала деталей вследствие неучтенных конструктивных, технологических и эксплуатационных факторов существенно снижает надежность ГТД в целом.
Эти обстоятельства приводят к необходимости пересмотра многих научных и методических разработок в области конструирования и технологии авиационных двигателей с целью учёта всё большего числа новых факторов, оказывающих значимое влияние на надёжность деталей. Примером, показывающим важность этого этапа, может служить целый ряд направлений в научных исследованиях [1, 34, 62, 102, 134,137,143,144, 146, 157,163,198], результаты которых позволяют выявить принципиально новые закономерности формирования свойств металлических материалов в условиях динамических, статических, циклических и других видов воздействий. Тем не менее, несмотря на значительные достижения в этой области, статистика дефектов деталей ГТД говорит о необходимости продолжения научных работ с привлечением новых знаний о механизмах и закономерностях эволюции свойств авиационных материалов при термомеханическом и других воздействиях, отражающих специфику процессов изготовления и эксплуатации.
Для того чтобы выяснить, какие факторы оказывают наибольшее влияние на надёжность, представляется целесообразным проведение анализа дефектов основных деталей ГТД.
Известно, что большинство отказов ГТД на этапах доводки и эксплуатации, связанных с проблемами прочности, вызваны в основном усталостными дефектами [106,162,167,168]. По частоте появления дефектов основные детали двигателя можно расположить в следующем порядке: рабочие лопатки компрессоров; рабочие лопатки турбин; диски компрессоров; подшипники; корпус камеры сгорания; диски и валы турбин.
Лопатки компрессора относятся к числу наиболее нагруженных деталей, определяющих ресурс современных газотурбинных двигателей [70]. Профильная часть и хвостовик лопаток испытывают вибрационные нагрузки, изгиб от центробежных сил и газового потока, а также тепловые нагрузки, интенсивность которых меняется в широких пределах. В связи с повышением степени сжатия, температура на последних ступенях компрессора может достигать 600 - 700 С и более, что приводит к необходимости применения жаропрочных материалов, обычно применяющихся для изготовления лопаток турбин. Лопатки первых ступеней компрессора работают в более благоприятных температурных условиях, однако подвергаются многократному ударному воздействию твёрдых частиц пыли и коррозионному воздействию окружающей среды.
Основным видом разрушения лопаток компрессора является усталостное. Причинами разрушения лопаток могут быть снижение предела выносливости или повышение амплитуды вибрационных напряжений, вызванные: - повреждениями в результате коррозионно-эрозионных процессов, в том числе фреттинг-коррозией; - износом антивибрационных полок; - повреждением профильной части посторонними предметами; - повреждениями, вызванными касанием торцов рабочих лопаток элементов статора или корпуса. Дефекты, приводящие к разрушениям компрессорных лопаток, можно условно разделить на: а) конструктивные (наличие резонансных и других видов колебаний); б) технологические (остаточные напряжения; перенаклеп кромок; локальные структурные неоднородности; изменение химического состава поверхностного слоя; отклонение геометрии профильной части лопатки от технических условий); в) эксплуатационные (попадание посторонних предметов; нарушение режимов эксплуатации или условий консервации и хранения и др.). При этом указанные дефекты распределяются следующим образом: 29 % - конструктивные, 17 % - технологические; 11 % - эксплуатационные; 43 % - комбинированные, т. е. сочетание конструктивных, технологических и эксплуатационных. Приведенная на рис. 1.1 сравнительная диаграмма показывает, что доля технологических дефектов в совокупности с комбинированными является весьма существенной.
Изменение удельного объёма и модуля Юнга при пластической деформации
Из представленных данных можно сделать следующий вывод: материалы группы жаропрочных сплавов, используемые в производстве деталей авиационных двигателей, обладают чрезвычайно низкой обрабатываемостью лезвийным режущим инструментом. По сравнению с конструкционной сталью 45 стойкость при обработке этих материалов снижается в десятки раз. В пределах одной группы жаропрочных сплавов на никелевой основе, по мере увеличения жаропрочности, коэффициент обрабатываемости снижается более чем в 5 раз (рис. 1.7). Очевидно, что именно эти обстоятельства и являются определяющими при выборе шлифования, как основного метода обработки.
Причинами столь существенного отличия свойств жаропрочных и остальных групп материалов являются [74, 145, 166, 176,177]: - упрочнение в результате торможения дислокаций растворёнными атомами легирующих элементов. Жаропрочные сплавы на никелевой основе эффективно упрочняют А1, W, Мо, Сг; менее эффективно - Со, Fe, V; - повышение температуры начала рекристаллизации легированием сплавов Со, Ті, W, Мо, Сг или дисперсными тугоплавкими частицами, введёнными методами порошковой металлургии или внутреннего окисления; - повышение прочности и жаропрочности созданием высокодисперсной смеси фаз или промежуточного состояния, отвечающего подготовительной стадии образования этой смеси. Дисперсные смеси можно создать специальными способами термообработки или порошковой металлургии. На рис. 1.8 показана закономерность изменения прочностных характеристик никелевых жаропрочных сплавов в зависимости от содержания в них интерметаллидной у -фазы.
Сплавы на никелевой основе, применяемые в современных ГТД, помимо высокой прочности, обладают и высокой чувствительностью к концентрации напряжений (надрезам, рискам и т. д.) при воздействии на деталь переменных напряжений [106]. Это проявляется в высокой чувствительности материалов к технологической наследственности.
Таким образом, специфичность физико-механических и тепло-физических свойств жаропрочных сплавов, применяющихся для изготовления деталей ГТД, приводит к необходимости применения научно-обоснованного подхода к определению характеристик технологической наследственности, в особенности остаточных напряжений в материале поверхностного слоя при обработке.
Несмотря на то, что с остаточными напряжениями сталкивались очень давно, их целенаправленное изучение началось только в середине 19 века благодаря работам В. И. Родмана и И. А. Умова Немногим позже, в 1887 году Н. В. Калакуцким была положена основа систематических исследований остаточных напряжений и впервые разработан метод их расчета применительно к толстостенным осесимметричным оболочкам. Более активные работы по исследованию остаточных напряжений стали проводиться в 30-е годы прошлого столетия. Толчком к их развитию послужила, с одной стороны, разработка расчетных методов определения остаточных напряжений в работах академика Н. Н. Давиденкова, а с другой стороны - участившиеся случаи коробления и разрушения различных конструкций после механической обработки или сварки. За последние годы в отечественной и зарубежной литературе появилось множество работ, посвященных исследованию параметров качества поверхностного слоя, остаточных напряжений и их влияния на эксплуатационные свойства деталей. Наиболее основополагающими среди них следует признать труды В. В. Абрамова, В. Ф. Безъязычного, И. А. Биргера, А. И. Исаева, Б.А.Кравченко, И. В. Кудрявцева, А. Д. Макарова, А. А. Маталина, В. С. Мухина, А. Н. Овсеенко, И. А. Одинга, Д. Д. Папшева, А. В. Подзея, А. И. Промптова, С. С. Силина, А. М. Сулимы, М. О. Якобсона и других. Вопросы формирования свойств поверхностного слоя при абразивной обработке нашли свое отражение в работах В. Ф. Безъязычного, Д. И. Волкова, Д. Г. Евсеева, С. Н. Корчака, Б. А. Кравченко, Е. Н. Маслова, А. А. Маталина, С. В. Николаева, А. Н. Резникова, Н. С. Рыкунова, А. Н. Сальникова, В. А. Сипайлова, Ф. П. Урывского, А. В. Усова, О. В. Федосеева, А. В. Якимова, П. И. Ящерицына и других.
Анализ литературных данных показывает, что преимущественное большинство исследователей придерживается дифференциального подхода к изучению остаточных напряжений. То есть, формирование остаточных напряжений связывается с тремя факторами: 1) пластическая деформация поверхности под действием сил резания абразивных зёрен; 2) упругопластические деформации из-за неравномерного теплового расширения металла в поверхностном слое при его нагреве в результате трения и пластических деформаций, производимых абразивными зёрнами; 3) структурные и фазовые изменения в металле при его термопластическом деформировании.
Как правило, наличие растягивающих остаточных напряжений в поверхностном слое объясняют превалирующим действием теплового фактора, а сжимающих - силового. Однако в работах Кравченко Б. А. и Маталина А. А. показано, что возможны случаи, когда знак остаточных напряжений в поверхностном слое определяется силовым полем в широком диапазоне режимов обработки. Тем не менее, многие авторы доказывают точку зрения, что в отсутствие структурно-фазовых изменений формирование в поверхностном слое растягивающих остаточных напряжений первого рода связано с действием теплового фактора, а сжимающих - обусловлено пластической деформацией от сил микрорезания [40, 75,108,112, 116,117,119,121,122,126, 128,163 и др.].
В связи с преобладанием температурного фактора для различных условий шлифования рядом авторов предложены формулы для расчёта остаточных напряжений растяжения в зависимости от температуры при послойном разбиении поверхности детали [108]. Так, Маталиным А. А. [40] предложена приближённая формула =0,5.(0,-eJ-ar-S, (1.1) где і - исходная температура детали; 2 - температура нагрева поверхностного слоя; аг- температурный коэффициент линейного расширения; Е - модуль упругости Юнга. В работе [147] для расчета температурных остаточных напряжений используется решение Ляме для обоймы, нагруженной изнутри давлением. Решение получено в следующем виде: V -1 J? (1.2) где Е - модуль упругости Юнга; ссг- температурный коэффициент линейного расширения; г0 - внутренний радиус обоймы; Ro - внешний радиус обоймы. Подзей А. В. [119, 120, 124] сравнивая эпюры остаточных напряжений в образцах, подвергнутых шлифованию и нагреву в процессе теплового моделирования, высказал гипотезу о том, что при обработке деталей абразивным инструментом превалирующее значение при образовании остаточных напряжений имеет тепловой фактор. Используя метод тепловых источников академика Рыкалина Н. Н. им была разработана методика расчета тепловых остаточных напряжений при шлифовании, в которой большое значение придаётся способу закрепления детали в станке. Рассмотрены две схемы закрепления, согласно одной из них деталь имеет возможность деформироваться только в одном направлении у при 6 = 6 = 0
Обоснование выбора модельного материала, конструкции и технологии изготовления образцов
Испытания стальных образцов на прочность при растяжении с последующим определением плотности отдельных участков дают усреднённое значение изменения объёма материала в области шейки Л V/V = 0,017, т. е. 1,7 %. Экстраполяция этой величины непосредственно на поверхность материала даёт AV/V = 0,031. Для образцов из меди и бронзы изменение объёма существенно меньше и составляет соответственно 3,3x10"4 и 2,0x10"4. Последние величины количественно совпадают с данными, полученными Л. М. Клербро в работе [50].
Приведенные примеры, а их число можно существенно увеличить, не смотря на имеющееся количественное расхождение демонстрируют объективную закономерность, заключающуюся в изменении межатомного расстояния и связанных с ним свойств металла в результате привнесения дислокациями избыточного объёма в процессе их накопления при пластической деформации.
В случае изменения объёма количественная сторона указанной закономерности служит предметом острой полемики в научных кругах [1, 50, 85,101, 159, 190]. Д. Кульман-Вильсдорф в работе [190] приводит приближённую зависимость для расчёта увеличения объёма кристалла на одно атомное расстояние вдоль линии дислокации AV = (l-4)-b2. (2.12) Л. М. Клербро и др. [50], анализируя результаты испытаний Ag, Си и Ni на сжатие, показывают, что наиболее точным приближением к эксперименту является теоретически вычисленное значение изменения атомного объёма на атомную плоскость равное 1,5. Зегер и Хаазен [85], используя методы нелинейной теории упругости, показали, что это значение равняется 1, а относительное изменение объёма материала при наличии дислокаций с плотность Л выражается соотношением [101] AV Г-Q , (Rc) Л /01„Ч — = — -In -- -Л, (2.13) У ь \гс) где Q - объём атома; Г - безразмерный коэффициент дилатации, зависящий от параметров материала и вида дислокаций; Re и гс - соответственно внешний и внутренний радиусы цилиндра, окружающего дислокацию. Анализ вышеприведенных работ, включая экспериментальные данные по дилатометрии пластически деформированных металлов, позволяет сделать вывод о справедливости упрощённой зависимости для случая больших деформаций — = 2-Ь2-А. (2.14) V
Сравнение результатов расчёта изменения объёма по формуле (2.14) и теоретической зависимости (2.13) для результатов работ [40, 50, 99,169 и др.] показало хорошее соответствие. Для дополнительной проверки были использованы результаты, полученные А. А. Маталиным при испытании стальных образцов на растяжение (рис. 2.2). В этом случае среднее относительное изменение объёма материала в области шейки образца составило AV/V = 0,017. По формуле (2.14) этому изменению объёма соответствует плотность дислокаций Л= 1х1013 см 2. Поскольку значение Л представляет собой среднее для некоторого конечного объёма материала вблизи шейки разрыва, экстраполяция этой величины непосредственно на поверхность материала даёт Л = 2,0x1013 см 2.
Согласно современным представлениям об основных механизмах, определяющих прочность металлических материалов, разрушение независимо от вида нагружения наступает в момент накопления объёмом, ответственным за разрушение, энергии упругой деформации предельной величины при достижении критической плотности дефектов кристаллической решетки [170]. Полученное значение плотности дислокаций вблизи шейки разрыва соответствует критической, составляющей приблизительно 4x10 см [39]. Таким образом, есть основание считать, что несмотря на отмеченные несущественные отклонения предложенная зависимость (2.14) является корректной. Помимо вопроса об изменении объёма металлов при пластической деформации, не меньший интерес представляет вопрос о влиянии последней на модуль Юнга.
Как известно, пластическая деформация металлов, независимо от природы воздействия, увеличивает плотность дислокаций. Дислокации оказывают влияние на модуль упругости двояким образом, благодаря двум причинам разной природы [38]. Первая причина - релаксационной природы, состоящая в дополнительной, неупругой деформации из-за прогиба дислокационных сегментов при нагружении в процессе измерения модуля. Эти обстоятельства имеют место при сравнительно малых степенях деформации, т. е. при сравнительно небольших плотностях дислокаций. Однако известно, что дислокации увеличивают объём кристаллической решётки, увеличивая расстояние между атомами. Это неизбежно приводит к ослаблению межатомного взаимодействия и, следовательно, к уменьшению модуля упругости, подобно тому, как это имеет место при нагреве металла. Этот эффект становится заметным при больших плотностях дислокаций (более 10 см"). Количественно закономерность изменения модуля при пластической деформации можно описать, воспользовавшись результатами работ [1-3, 7,16,36,38,80,82]
Закономерности формирования остаточных напряжений при фазовых превращениях в материале модельных образцов
В качестве объекта исследований выбран модельный материал - сталь У12. Выбор материала обусловлен, прежде всего, тем, что в стали У12 при нагреве, превышающем 723 С, имеет место превращение перлита в аустенит с объемным эффектом AF/F«2,3 %, параметры которого хорошо изучены и представлены в литературе [61, 65, 72]. Кроме того, результаты исследования кинетики структурно-фазовых превращений в стали У12 при шлифовании, т. е. при совместном воздействии пластической деформации и неизотермического нагрева, могут быть существенными для понимания процессов, происходящих при механической обработке деталей авиационных двигателей.
В качестве исходных заготовок для изготовления образцов использовались прутки из стали У12 (ГОСТ 1435-74). Аттестация материала заготовок на соответствие химического состава указанному стандарту проводилась по результатам спектрального анализа, проведённого в металлографической лаборатории ОАО «НПО «Сатурн». Далее проводилось поэтапное снятие припуска с заготовок. До и после окончательной операции - шлифования проводился отжиг образцов в защитной атмосфере в условиях стеснённых деформаций. Режим отжига: температура 850 С, выдержка 1 час, охлаждение вместе с печью.
После проведения экспериментов образцы (рис. 3.2) проходили дополнительную подготовку для последующего исследования состояния поверхностных слоев материала. С этой целью часть образцов подвергалась электроэрозионной резке на фрагменты длиной до 30 мм.
Определение изменения характеристик состояния по глубине измененного слоя проводилось при помощи послойного удаления материала. Методика послойного удаления заключается в последовательном чередовании плоскопараллельного точного шлифования и электрохимического полирования поверхности фрагмента образца. Подобное сочетание механических и электрохимических способов обработки позволило добиться исключительной равномерности толщины снятых слоев при отсутствии побочных эффектов выявления структуры и растравливания. Параметры шероховатости поверхности контролировались цифровых профилографом-профилометром TR-200. Толщина слоя снятого материала определялась гравиметрически на аналитических весах с погрешностью не более ±0,1 мкм. Точное шлифование выполнялось за несколько этапов с использованием в качестве абразива мелкодисперсных порошков карбида бора для первых проходов и оксида железа для последующих проходов. Средняя толщина слоя, снимаемого при шлифовании, не превышала 0,8 мкм. Электрохимическое полирование выполнялось по методике [21]. Состав электролита приведён в табл. 3.1.
Химический состав электролита для электрохимического полирования Реактив, квалификация, формула Объём, мл кислота серная, ч.д.а., H2SO4 (плотность 1,84 г/см3) 120 вода дистиллированная, Н20 80 Для стабилизации процесса травления по всей исследуемой поверхности использовалось принудительное перемешивание электролита. Плотность тока 1 А/см . Средняя толщина слоя, снимаемого при электрохимическом полировании, не превышала 2,5 мкм.
Определение микротвердости поверхностных слоев проводилось на серийном микротвердомере марки ПМТ-ЗМ конструкции М. М. Хрущова и Е. С. Берковича [19]. Данная модификация микротвердомера оснащена фотоимпульсным окуляр-микрометром с повышенной разрешающей способностью в комплекте с 8-ми разрядной МикроЭВМ для промежуточных расчетов и статистической обработки результатов измерений. В качестве индентора использовалась стандартная алмазная пирамида Виккерса (ГОСТ 9377-81) с квадратным основанием и углом при вершине 136 между противоположными гранями. По сравнению с инденторами Берковича, Гродзинского и Кнупа [19, 20] пирамида Виккерса имеет наименьший параметр чувствительности, определяемый как отношение диаметра диагонали отпечатка к его глубине. Тем не менее, как показали дополнительные экспериментальные исследования, применение пирамиды Виккерса в качестве индентора позволяет существенно снизить погрешности в определении микротвердости за счет уменьшения возможных отклонений геометрии отпечатка и увеличения его контрастности. Для компенсации низкой чувствительности индентора штатный объектив микротвердомера был заменен на ахроматический эпиобъектив (ТУ 3-6.870-77) с фокусным расстоянием F = 6,3 корригированный для открытых препаратов. Значение микротвердости HV определяется как отношение нормальной нагрузки на индентор к площади боковой поверхности пирамидального отпечатка [20] \г 2-sin HV = ) —, (3.1) где а - угол при вершине алмазной пирамиды; Р - сила нагружения индентора; d- измеренная диагональ отпечатка. Применительно к заданным условиям измерения (а=136, Р = 0,49 Н), формулу (3.1) можно упростить т=Ш (3.2) Значение диагонали отпечатка d вычисляется по формуле d = Xd.k0, (3.3) где Xd - измеренная диагональ отпечатка в единицах шкалы фотоимпульсного окуляр-микрометра; #о - цена деления шкалы фотоимпульсного окуляр-микрометра, о= 1,250x10 7 м. Глубина h проникновения индентора в материал образца определяется из геометрического соотношения между высотой пирамиды и диагональю d её основания А = : j- . (3.4) 2.V2gT Тарировка микротвердомера выполнялась по стандартной методике (ГОСТ 12874-67) посредством замера микротвердости свежего скола кристалла каменной соли NaCl по плоскости спайности. Для оценки погрешности измерения микротвердости была проведена статистическая обработка большого объема полученных автором экспериментальных данных. Анализ результатов показал, что основными причинами появления погрешностей являются: 1) дискретность шкалы фотоимпульсного окуляр-микрометра в сочетании с интегральными ошибками арифметики с фиксированной точкой, на которой основывается всё программно-математическое обеспечение штатной МикроЭВМ; 2) влияние микронеровностей исследуемой поверхности на геометрию отпечатка.
Для частичной компенсации первой составляющей все расчеты по формулам (3.2)-(3.4) проводились в среде Microsoft Excel. Вторая составляющая сводится к минимуму при помощи предварительной обработки поверхности образца комбинацией плоскопараллельного точного шлифования и электрохимического полирования по методике п.п. 3.2. В конечном итоге, при измерении микротвердости эталонных образцов коэффициент вариации в диапазоне значений микротвердости от 1500 до 3000 МПа составил не более 1,5 %. Эта величина хорошо согласуется с данными работы [132], в которой показано, что при соответствующей подготовке образцов погрешность измерения микротвёрдости может составлять не более 2,5 %.
