Содержание к диссертации
Введение
Глава I. Состояние вопроса в области технологии производства алюминиевых броневых материалов и изделий из них 8
1.1 История создания бронешлемов и развития металлических броневых материалов 8
1.2 Применение алюминиевых броневых материалов 12
1.3 Слоистые броневые материалы и способы их производства 14
1.4 Гипотезы, объясняющие процесс формирования прочного соединения компонентов в слоистых материалах 18
1.5 Анализ современных методов глубокой вытяжки применительно к изготовлению деталей типа полусфера 23
1.6 Программное обеспечение для математического моделирования процессов ОМД 35
Выводы по главе 1 37
Глава II Методика выполнения работы 39
2.1 Общая характеристика работы 39
2.2 Методы исследования 43
Глава III Исследование процесса получения полусферических деталей из слоистого алюминиевого материала ПАС-1Б методом штамповки пластичным пуансоном 47
3.1 Разработка методики моделирования процесса прокатки слоистых заготовок материала ПАС-1Б 47
3.2 Особенности технологического процесса вытяжки полусферических деталей пластичным пуансоном 64
3.3 Экспериментальные определение допустимых деформаций для заготовки из материала ПАС-1Б в процессе штамповки пластичным пуансоном 68
3.4 Построение математической модели процесса штамповки пластичным пуансоном полусферических деталей из материала ПАС-1Б 71
3.5 Изучение распределения напряженно-деформированного состояния в заготовке в процессе штамповки-вытяжки полусферической детали пластичным пуансоном. Определение количества штамповочных переходов 78
3.6 Анализ напряженно-деформированного состояния в свинцовом пуансоне и
влияние его параметров на НДС в заготовке 87
Выводы по главе 3 107
Глава IV Разработка методики проектирования технологического процесса производства полусферических изделий свинцовым пуансоном 112
Выводы по главе 4 121
Общие выводы 122
Библиографический список
- Применение алюминиевых броневых материалов
- Анализ современных методов глубокой вытяжки применительно к изготовлению деталей типа полусфера
- Особенности технологического процесса вытяжки полусферических деталей пластичным пуансоном
- Изучение распределения напряженно-деформированного состояния в заготовке в процессе штамповки-вытяжки полусферической детали пластичным пуансоном. Определение количества штамповочных переходов
Применение алюминиевых броневых материалов
Одним из первых, кто предложил использовать алюминиевые сплавы в качестве броневых материалов был Н.М. Скляров (ВИАМ) [58]. Изначально предполагалось использовать алюминиевую броню АПБА (сплав АМг5П) и АБА-1 (сплав В95) для защиты летательных аппаратов и легкобронированных боевых машин. Однако проведенная оценка существующих алюминиевых сплавов выявила необходимость разработки специальной противопульной алюминиевой брони для изделий БТТ (бронетанковая техника), так как ни один из существующих сплавов не обладал одновременно хорошей свариваемостью, высокой коррозионной и противопульной стойкостью. Так, высокопрочные сплавы системы Al – Zn – Mg – Cu, имеющие высокую прочность, твёрдость, и, соответственно, высокую противопульную стойкость, являются несвариваемыми, сплавы системы Al – Mg обладают низкой противопульной стойкостью при хорошей свариваемости [40].
Одним из известных способов изменения физических и химических свойств материала является легирование. Увеличение содержания легирующих элементов приводят к изменению свойств, в том числе и броневых. Поэтому основной задачей этого направления исследований явилось нахождение оптимального содержания легирующих добавок для достижения наилучших характеристик новых специальных сплавов, применяемых для производства бронетехники и СИБ. Одним из основных требований, предъявляемым к броневым материалам, является их способность к снижению скорости зарождения и роста трещин.
Так, в результате многочисленных исследований проведенных ОАО "НИИ стали" были разработаны алюминиевые сплавы системы Al – Zn – Mg 1901, 1903, 1931, которые стали применять в качестве алюминиевой брони для лёгких плавающих и десантируемых машин. Западными аналогами этих сплавов являются сплавы 7039, 7020 и др., которые нашли широкое применение в конструкциях изделий двойного назначения. Сплавы системы Al –Zn –Mg являются дисперсно- и деформационно-термически упрочняемыми сплавами [37]. Так, в работе [33,34] проведен анализ влияния цинка и магния на механические свойства сплава, а влияние содержащихся в нем легирующих добавок марганца и хрома рассмотрено в работе [35,36]. Способность повышения пластичности и ударной вязкости сплава 1901 на 30-40% за счет применения других, отличных от серийных, режимов обработки исследовано в работе [37]. Эти сплавы обладают хорошими технологическими характеристиками при всех видах обработки (механической, давлением, литьём, сваркой), что обеспечивает возможность получения крупногабаритных слитков полунепрерывного литья, всех видов катаных, кованых и прессованных полуфабрикатов широкой номенклатуры.
В тоже время максимальная твердость гомогенных алюминиевых сплавов ограничивается для противопульной брони 163-165 ед. HB, а для противоснарядной 145 ед. HB, не смотря на то, что предельно достигаемые значения для них существенно выше [41,42]. Так повышение твердости противопульной брони на каждые 10 ед.HB поднимают стойкость на 5%, повышение стойкости противоснарядной брони значительно более сложный процесс. Другой существенный недостаток гомогенных броневых материалов, в том числе и деформируемых дисперсно-упрочняемых сплавов, к которым относятся сплавы 1901, 1903 и 1931 заключается в проблеме обеспечения в этих сплавах повышенных сопротивляемости отколу и изотропности свойств плиты либо листа [42,59]. Поэтому постоянно идет совершенствование технологий изготовления новых материалов.
Одним из путей повышения эксплуатационных и физико-механических свойств броневых материалов выше предельно допустимых значений для гомогенных материалов – это применение гетерогенных материалов, имеющих слоистое строение.
Слоистые броневые материалы и способы их производства. Первые эксперименты по производству двуслойной брони были проведены еще в 1863 году англичанином Котчеттом [5]. Он предложил приваривать 25-мм стальные плиты к 75-мм плитам кованого железа. Позднее, в 1867 г. Якоб Риз (Jacob Reese) запатентовал цементирующий компаунд, который был пригоден для цементации и упрочнения броневых плит. К сожалению, из-за недостаточного развития металлургии, все усилия по реализации этих предложений в то время не имели успеха [5]. На сегодняшний день разработан ряд гетерогенных материалов, таких как: сталь + сталь, титан + титан, титан + алюминий, сталь + алюминий и др. [60].
С развитием промышленности стало возможным получать гетерогенные материалы на базе алюминиевых сплавов. Так в НИИ Стали совместно с МАТИ, ВИЛС и БКМЗ созданы слоистые броневые материалы, типа ПАС-1, ПАС-2 (рис. 1.1) на основе специально разработанных алюминиевых сплавов 1901, 1903 и 1931. Алюминиевые плиты состоят из двух основных (лицевой и тыльной) слоев и промежуточной прослойки из АД1 [42,43]. Применение прослоек помимо улучшения свариваемости основных компонентов материала позволяет повысить резерв пластических свойств как в заготовке, так и в готовом слоистом материале. Стоит особенно отменить схему расположения слоев в пакете. Она учитывает характер поражения броневого материала огнестрельным оружием.
Так, его лицевой слой должен обладать высокими прочностными характеристиками, необходимыми для погашения энергии и сопротивления разрушению при попадании в него пули или снаряда, а тыльный слой, изготавливаемый из более вязкого материала, должен задерживать осколки, образующиеся от разрушения лицевого слоя. В качестве материала лицевого слоя, как правило, используется сплав 1901 либо 1931, тыльный слой изготавливается из сплава 1903А.
Анализ современных методов глубокой вытяжки применительно к изготовлению деталей типа полусфера
На сегодняшний день выдвинуто несколько гипотез, объясняющих получение прочного соединения материалов в слоистых заготовках. К ним относятся рекристаллизационная, диффузионная, энергетическая и дислокационная гипотезы [48-52]. Рекристаллизационная гипотеза создана первой, она основана на том, что при высоких деформациях, возникающих в зоне контакта, температура рекристаллизации соединяемых металлов понижается. В результате совместной рекристаллизации в зоне контакта появляются “общие” для контактирующих слоев зерна, определяющие прочность соединения. Однако эта гипотеза противоречит многочисленным экспериментальным данным, отрицающим возможность рекристаллизации в некоторых конкретных условиях, обеспечивающих образование прочного соединения металлов. Так, доказано, что соединение металлов возможно и при очень низких температурах, исключающих возможность рекристаллизации. Из этого следует, что рекристаллизационная гипотеза рассматривает структурные изменения в уже образовавшемся соединении [48,49].
Согласно диффузионной гипотезе, соединение металлов объясняется прохождением на границе компонентов диффузионных процессов. Их прохождению способствуют высокое давление и вызываемая им теплота. При обычной температуре скорость диффузии во всех металлах минимальна. Предположение о локальном нагреве зоны соединения в местах выхода дислокаций малоубедительно. Противоречит гипотезе и проходивший эксперимент показавший, что скорость деформирования практически не влияет на величину деформации, при которой происходит схватывание. Большинство исследователей считают, что почти во всех случаях взаимодействия металлов в твердом состоянии диффузионные процессы оказывают влияние на формирование соединения. Однако диффузия начинается не раньше, чем создаются металлические связи, т.е. в образовании последних диффузионные процессы не могут участвовать [48,50].
Энергетическая гипотеза, созданная А.П.Семеновым, основана на том, что атомы металла, находящийся в зоне контакта, при достижении определенного уровня или энергетического порога схватывания между сближенными до физического контакта поверхностями образуют металлические связи. Согласно этой гипотезе, схватывание металлов – это явление, заключающееся в образовании металлических связей и, следовательно, прочных соединений в результате совместного пластического деформирования. Схватывание начинается на отдельных участках, где наблюдается случайное совпадение кристаллографических поверхностей. В результате высвобождается энергия, которая передается соседним объемам металла, тем самым повышается энергия их атомов. При достижении этой энергии уровня схватывания, возможно возникновение самовозбуждающегося процесса схватывания. Доказательством своей гипотезы А.П. Семенов предъявляет результаты эксперимента, в ходе которого были предварительно нагреты контактные поверхности, что привело к повышению энергии атомов, способствующих схватыванию металлов [53].
Ю.Л. Красулин и М.X. Шоршоров рассматривают соединение металлов в твердой фазе как трехстадийный процесс: 1) образование в результате пластической деформации контакта между соединяемыми металлами, т.е. сближение их на расстояние действия межатомных сил; 2) активация контактных поверхностей и образование активных центров — дислокаций, выходящих на поверхность контакта и создающих поля упругих напряжений, энергии которых достаточно для создания металлических связей; 3) объемное взаимодействие 20 развитие зоны схватывания поверхности контакта и распространение взаимодействия металлов в приконтактные объемы, завершающееся релаксацией напряжений, а в ряде случаев рекристаллизацией зерен соединяемых (однородных) металлов, а также диффузионными процессами [54].
Дислокационная гипотеза имеет два направления, каждое из которых изучает механизмы образования соединения соответственно в условиях малых деформаций и скоростей перемещения [45,55] и при значительной макропластической деформации изделий [46-50]. Не смотря на все проводимые исследования на сегодняшний день единой теории формирования прочного соединения отсутствует.
В общем случае процесс образования соединения делится на:
1. Получение соединения за счет микропластической деформации в зоне контакта вследствие приложенного усилия сжатия.
2. Активация контактных поверхностей. В этом случае образование активных центров происходит на поверхности более прочного из соединяемых материалов.
3. После образования активных центров на соединяемых поверхностях наступает объемное взаимодействие. На этом этапе развивается взаимодействие материалов, как в плоскости контакта, так и в объеме зоны контакта. Так в плоскости контакта завершение процесса обуславливается слиянием дискретных очагов взаимодействия, а в объеме - релаксацией напряжений. Несмотря на теории образования прочного соединения материалов, опираться на какую-либо из них при разработке технологии слоистых материалов невозможно. Поэтому для каждого нового процесса необходимо проводить исследования в лабораторных и производственных условиях.
Особенности технологического процесса вытяжки полусферических деталей пластичным пуансоном
После фрезерования плоских граней слитка из сплава 1931 толщина заготовки под прокатку составляет 210 мм вместо используемой в настоящее время толщины 180 мм. Это, в свою очередь, ведет к увеличению толщины других слоев и общей толщины исходного пакета под горячую прокатку плит ПАС-1Б.
Свойства входящих в состав заготовки компонентов существенно отличаются друг от друга. Плакированные планшеты и прослойка выполняются из листов технически чистого алюминия АД1 и имеют высокие пластические характеристики. Слой из сплава 1931 представляет собой слиток, который за счет литой структуры на первых проходах прокатки не может подвергаться большим пластическим деформациям. Слой из сплава 1903А входит в состав заготовки в виде катаной плакированной плиты, его пластические характеристики значительно выше, чем у сплава 1931 в литом состоянии. Следует также учитывать, что наличие плакировочного слоя у 1903А существенно улучшает условия его соединения с прослойкой и планшетой из АД1 по сравнению с условиями на границе литой заготовки из 1931 с соседними слоями из АД1. Поэтому основной проблемой при получении материала ПАС-1 является формирование прочного соединения на границах сплав 1931- технически чистый алюминий АД1.
Необходимо определить, возможно ли, используя схему обжатий по проходам для стандартной слоистой заготовки ПАС-1, применить ее для заготовки ПАС-1Б и выяснить, как повлияет изменение толщины слоя 1931 на соотношение толщины остальных слоев в заготовке, в том числе слоев из АД1.
Соотношение толщин основных слоев из сплавов 1931 и 1903А в листовых полуфабрикатах, получаемых из новой заготовки, должно оставаться неизменным, поэтому при расчете первоначальных толщин этих слоев в заготовке принят принцип пропорциональности. Наружные планшеты и прослойка из АД1 по механическим характеристикам и значению толщин существенно отличаются от основных слоев материала, и характер их деформации в новой заготовке может существенно измениться, поэтому следует провести исследования влияния толщины планшет и прослойки на характер деформации заготовки в целом. За базовую величину толщины прослойки и наружных планшет в материале ПАС-1Б принята толщина, равная 6 мм. В исследованиях толщина слоев из АД1 варьировалась от 5 до 7 мм.
Изучение влияния толщины прослойки и плакирующих планшет на характер формирования соединения проводилось математическим моделированием с помощью программного продукта Deform с привлечением экспериментальных исследований. Математическая модель процесса прокатки слоистой заготовки должна обеспечивать учет изменения прочности соединения его компонентов. Опыт разработки технологического процесса прокатки листов ПАС-1 показал, что первые пять проходов прокатки являются приварочными, в процессе которых прочность соединения слоев возрастает от нуля до максимальных значений. В Deform прочность соединения слоев c задается с помощью коэффициент прочности соединения Kпс: c = Kпс 0.2m (1), где 0.2m - условный предел текучести менее прочного материала соединяемой пары.
Коэффициент прочности соединения задается в расчетах в диапазоне от 0 до 1. Соединяемые слои в процессе расчета начнут разделяться, если усилия в контактирующих узловых точках конечно-элементной сетки превысят величину заданного коэффициента прочности соединения, иначе слои считаются неразделимыми.
Характер изменения прочности соединения слоев заготовки от прохода к проходу заранее не известен, он, главным образом, зависит от температуры и степени деформации при прокатке и может быть определен только экспериментальным путем. Для оценки величины коэффициента прочности соединения на каждом из пяти приварочных проходов необходимо найти экспериментальный параметр, изменение которого взаимосвязано с изменением прочности соединения слоев. В качестве такого параметра в работе принята зависимость изменения толщин слоев заготовки на приварочных проходах. Обоснованность этого подхода объясняется следующим образом. В случае полного отсутствия соединения между слоями, что имеет место в начальный момент процесса прокатки, вытяжка каждого слоя будет обратно пропорциональна сопротивлению деформации материала данного слоя. Если Кпс достиг максимальной величины, то слоистый материал деформируется как монолитная заготовка. При промежуточных значениях коэффициента прочности соединения должно иметь место частичное проскальзывание одного слоя относительно другого, т.е. о величине Кпс можно судить по вытяжке каждого слоя или, учитывая условие постоянства объема при пластической деформации, а также пренебрегая уширением при прокатке, - по изменению толщины слоев в заготовке. Для упрощения математической модели принято допущение, что коэффициент прочности соединения на рассматриваемом проходе имеет постоянную усредненную величину и одинаков для всех соединяемых компонентов материала. Это допущение весьма корректно, т.к. материалы соединяемых слоев имеют близкую химическую природу, и одним из компонентов каждой пары является слой технически чистого алюминия АД1.
В связи с этим, на первом этапе исследований по имеющимся экспериментальным данным, полученным при разработке процесса прокатки заготовки ПАС-1, установлена зависимость изменения толщины каждого из слоев заготовки на первых пяти приварочных проходах.
Изучение распределения напряженно-деформированного состояния в заготовке в процессе штамповки-вытяжки полусферической детали пластичным пуансоном. Определение количества штамповочных переходов
Разработка технологических процессов производства полусферических деталей пластичным пуансоном первоначально проводилось на основе экспериментальных исследований. Математическое моделирование этого процесса позволило установить параметры НДС в заготовке, что дало возможность научно обоснованно задавать значения коэффициентов вытяжки по переходам. Однако до сих пор не проводилось исследований по изучению НДС в пластичном пуансоне. Характер распределения компонентов НДС должен зависеть от геометрических и механических характеристик пуансона. Эти данные позволят оценить рациональность выбора характеристик применяемого свинцового пуансона и рассмотреть изменения НДС одновременно в заготовке и пластичном пуансоне. Для этого следует изучить деформационный процесс, как взаимосвязанную систему. В разделе 3.4 установлено, что величина накопленных деформаций в каждом компоненте слоистой заготовки изменяется по образующей одинаково, а характер изменения интенсивности напряжений зависит от величины сопротивления деформации материала рассматриваемого слоя. В этой связи интенсивность напряжений в слоях из сплавов 1903А и 1931 меняется по образующей практически одинаково, а в слое АД1 - подобным образом, но по абсолютной величине - ниже в 2,5 раза. Поэтому, для улучшения наглядности представления расчетных данных по характеру распределения НДС в слоистой заготовке, целесообразно рассматривать значения накопленных деформаций и интенсивности напряжений не по всем ее слоям, а только по одному из них. Далее значения НДС в заготовке приведены для слоя 1931 в точках Р1-Р5, согласно схеме, представленной на рисунке 3.14.
Расчеты, проведенные для первого перехода, позволили описать характер изменения напряжений и деформаций в заготовке и приграничном слое пуансона, контактирующим с заготовкой (рис. 3.21). Для наглядного представления полученных результатов расчетные данные приведены в виде графиков, расположенных под конечно-элементной моделью очага деформации. Значения напряжений и деформаций зависит от расположения фиксируемых точек P1-P5. Периферийная зона заготовки (точка P5) на протяжении всего деформационного цикла контактирует как со свинцовым пуансоном, так и со стальной матрицей, то есть в этой зоне постоянно действует подпор в нормальном к поверхности заготовки направлении. Учитывая также, что тангенциальные деформации на периферии заготовки при вытяжке всегда максимальны, в соответствии с этим уровень интенсивности напряжений в этой зоне, также достигает своего максимума.
Характерными особенностями очага деформаций при вытяжке полусферических деталей пластичным пуансоном являются:
1. Переменное значение угла наклона образующей заготовки к ее оси. 2. Наличие двух зон контакта заготовки с инструментом. Первая зона, находящаяся в периферийной части заготовки, полностью располагается между пуансоном и матрицей. Вторая зона относится к ее купольной части, на которой заготовка практически на протяжении всего процесса деформации контактирует только с пуансоном.
Эти две особенности объясняют характер распределения напряжений и деформаций в заготовке и контактирующем с ней слое пуансона. Ход кривых интенсивности напряжений качественно близок друг к другу. Для периферийной зоны (точки P4-P5), которая находится в зоне контакта с матрицей, наблюдаются максимальные значения интенсивности напряжений, которые резко снижаются в зоне перехода к свободной поверхности заготовки (точка P3). В купольной зоне (точки P1 и P2) наблюдается заметный рост интенсивности напряжений. Это связанно с направлением действия нагрузки от пуансона к заготовке, которая для этих точек является практически нормальной, т.е. действует под углом, близким к 90 . По абсолютной величине интенсивность напряжений в заготовке и в поверхностных слоях свинцового пуансона отличаются более чем на порядок. В завершающей фазе первого перехода максимальные значения интенсивности напряжений составляют более 370 МПа, тогда как в свинце, в этой же зоне интенсивность напряжений составляет чуть более 25 МПа. Минимальные значения, которые находятся, в окрестностях точки P3 для заготовки составляет менее 340 МПа, для свинца менее 10 МПа и в купольной зоне (точка P1), более 350 МПа, в свинце чуть более 10 МПа.
Характер распределения деформаций в этих же зонах заготовки и пуансона существенно отличается друг от друга. В свинце максимальная накопленная деформация имеет место в точке P5, далее уровень деформаций монотонно снижается вплоть до точки P3. Для купольной зоны характерен незначительный рост накопленных деформаций от P3 до P1. Для заготовки, хотя общая картина распределения напоминает характер изменения накопленных деформаций в свинце, наблюдается более интенсивный рост деформаций в зоне от точки P3 до точки P1.
По абсолютным величинам накопленные деформации в свинце и заготовке в рассматриваемых точках значительно отличаются друг от друга. Максимальная накопленная деформация в свинце в точке P5 составляет 1,26. В заготовке, в этой же точке 0,32. В точке P3 соответственно, эти значения составляют, для свинца 0,074, для заготовки 0,06. Изучение картины распределения скоростей течения узловых точек конечно элементной сетки, расположенной на пуансоне, показало, что вектор скоростей в зоне очага деформации направлен, главным образом, в сторону купольной части заготовки (рис. 2.2). Для центральной зоны вектор скорости направлен практически перпендикулярно поверхности заготовки. В средней части образующей вектор параллелен поверхности заготовки, т.е. для зоны расположенной между точками P1 и P3, за счет подобного течения свинцового пуансона создаются условия активного трения. Этот факт, как отмечалось ранее, является благоприятным для получения изделий с минимальной разнотолщинностью стенки изделия.
