Содержание к диссертации
Введение
Глава 1. Аналитический обзор литературы 7
1.1. Обработка металлов давлением в сверхпластическом состоянии 7
1.2. Сверхпластичность алюминиевых сплавов 19
1.3. Рекристаллизация и метод получения УМЗ структуры алюминиевых сплавов 22
1.4. Технология сверхпластической формовки оболочек 28
1.5. Заключение по главе 1 47
1.6. Цель и задачи исследований 49
Глава 2. Методика проведения исследований и исследуемые материалы 50
2.1. Исследуемые материалы и образцы 51
2.2. Методика и оборудование для исследования микроструктуры 55
2.3. Методика и оборудование для исследования СПФ 58
2.4. Методика определения температурной зависимости характеристических напряжений реологической модели СПД 61
2.5. Общая постановка задачи математического моделирования СПФ 63
2.6. Программное обеспечение для компьютерного моделирования 68
Глава 3. Исследование структуры и реологических свойств сверхпластичных сплавов АМгб, 1570 и Д19 71
3.1. Исследование микроструктуры алюминиевых сплавов до СПФ 71
3.2. Реологические модели для описания свойств алюминиевых сплавов при СПД 75
3.2.1. Расчет поправочных температурных коэффициентов 77
3.2.2. Исследование реологических свойств в зависимость от температуры и размера зерна 80
3.3. Заключение по главе 3 89
Глава 4. Компьютерное моделирование процессов СПФ 91
4.1. Задачи и разработка методики моделирования СПФ 93
4.2. Моделирование стадии свободной формовки СПФ 99
4.3. Моделирование процесса СПФ в матрице 105
4.3.1. Моделирование процесса СПФ оболочек в виде конуса 105
4.3.2. Моделирование процесса СПФ сложнопрофильных оболочек 108
4.4. Моделирование процесса СПФ в матрице с элементами микрорельефа 112
4.5. Заключение по главе 4 113
Глава 5. Исследование формуемости листовых заготовок при СПФ и практическое использование полученных результатов 114
5.1. Задачи экспериментальных исследований СПФ 114
5.2. Разработка штампового блока для экспериментов по СПФ 115
5.3. Проведение экспериментов по сверхпластической формовки оболочек 119
5.3.1. Результаты опытных формовок образцов-макроформ 122
5.3.1.1. Свободная формовка куполов 122
5.3.1.2. Негативная формовка конуса 131
5.3.1.3. СПФ сложнопрофильных оболочек 134
5.3.2. Результаты формовки оболочек с элементами микро и макрорельефа 138
5.4. Разработка рекомендаций для практического использования результатов работы при проектировании технологии и инструмента СПФ полых оболочек с рельефом 142
5.5. Заключение по главе 5 149
Основные результаты работы и выводы 152
Список литературы 154
Приложения 163
- Рекристаллизация и метод получения УМЗ структуры алюминиевых сплавов
- Методика определения температурной зависимости характеристических напряжений реологической модели СПД
- Исследование реологических свойств в зависимость от температуры и размера зерна
- Моделирование процесса СПФ в матрице с элементами микрорельефа
Введение к работе
Развитие и внедрение в производство наукоёмких ресурсосберегающих и малоотходных технологий являются основой научно-технического прогресса в машиностроительных отраслях промышленности. Одним из перспективных направлений совершенствования технологии листовой штамповки при производстве тонкостенных деталей в виде оболочек из конструкционных алюминиевых сплавов в условиях мелко- и среднесерийного производства является использование сверхпластической формовки (СПФ) листовых заготовок с ультрамелкозернистой (УМЗ) структурой. По сравнению с традиционными методами получения таких деталей многооперационной листовой штамповкой, СПФ обладает рядом преимуществ, к числу которых относятся низкие энергетические, капитальные затраты и трудоемкость изготовления, высокий коэффициент использования материалов (КИМ), возможность получения сложнопрофильных изделий на маломощном прессовом оборудовании и простой дешевой оснастке. Применение СПФ позволяет сократить затраты ручного труда и снизить себестоимость получаемых изделий. Существенное расширение технологических возможностей процесса СПФ и проектных решений при конструировании деталей может быть достигнуто применением известных и новых сверхпластичных материалов (СПМ), в частности, алюминиевых сплавов типа магналиев и дуралюминов, обладающих средним уровнем конструкционной прочности, но повышенным ресурсом деформационной способности и исключительно низкими напряжениями течения при СПД. Однако, освоение и практическое использование процессов СПФ затрудняется из-за недостатка теоретических и экспериментальных данных о влиянии количественных характеристик структуры и температуры на их реологическое поведение и технологические параметры процесса формовки, а также из-за отсутствия технологической оценки схем формовки типовых элементов деталей, получаемых СПФ.
Применение СПФ открывает определенные перспективы в машиностроении, автомобилестроении, приборостроении, строительстве и железнодорожном транспорте при производстве изделий в виде оболочек с функциональным поверхностным рельефом типа мембран, сильфонов, крышек, фонарей, накладок и др. Большие остаточные деформации, характеризующие сверхпластическую формовку, в сочетании с высокой теплопроводностью алюминиевых сплавов позволят изготавливать элементы теплообменников с большой площадью контакта с окружающей средой, и, следовательно, более интенсивным отводом теплоты. Сложнопрофильные оболочки из алюминия применяются при производстве различных корпусных и приборных деталей.
В связи с этим настоящая работа посвящена разработке процессов сверхпластической формовки оболочек из алюминиевых сплавов с ультрамелкозернистой структурой на основе исследования и описания влияния количественных характеристик микроструктуры сплавов и температуры на их реологическое поведение, технологические параметры процесса листовой сверхпластической формовки с использованием компьютерного и физического моделирования.
В работе определена количественная связь между размером структурных составляющих и реологическими характеристиками магналиев (АМгб, 1570) и дуралюмина (Д19) с матричной структурой при сверхпластической деформации, а также термическая стабильность структуры сплавов при нагреве до оптимальной температуры СПФ. Проведены расчеты реологических параметров и характеристик сверхпластичности при растяжении исследуемых сплавов для выбора рациональных режимов сверхпластической формовки. Разработаны компьютерные конечно-элементные (FEM CAD) модели процессов СПФ полых оболочек с макро-, микро- и комбинированным рельефом, исследованы закономерности формоизменения при различных термомеханических режимах. Проведены эксперименты по СПФ типовых оболочек из сплавов АМгб и Д19 для проверки расчетных результатов компьютерного моделирования.
Автором выносится на защиту:
методика определения технологических режимов и параметров формовки оболочек простых и сложных форм с рельефом, использующая компьютерное моделирование, проверочные эксперименты на формуемость листовых заготовок с ультрамелким зерном;
методика количественного определения показателей формуемости оболочек на основе анализа формирования макроформ и сложного поверхностного рельефа;
численные параметры реологической модели вязкопластического течения материала с нелинейными показателями деформационного, скоростного и структурного упрочнения, зависящими от температуры СПД;
результаты компьютерного конечно-элементного моделирования процессов СПФ для исследования влияния на формоизменение технологических режимов формовки;
результаты экспериментальных исследований СПФ деталей разнообразной геометрической макроформы и элементов поверхностного рельефа из сплавов АМгб и Д19;
рекомендации по проектированию инструмента, технологических режимов и технологий СПФ оболочек с рельефом из сплавов АМгб, 1570 и Д19 с УМЗ структурой.
Работа выполнена на кафедре «Технология и оборудование трубного производства» (ТОТП) ИТМ ГТУ «МИСиС». Работа является частью комплекса исследований по разработке теории и технологии эффективных наукоемких процессов обработки металлов давлением, проводимых ГТУ «МИСиС» в соответствии с планом госбюджетных НИР на 2007-2009 г.г.
Автор выражает глубокую признательность к.т.н., с.н.с. М.А. Целину и другим сотрудникам и преподавателям кафедры ТОТП за помощь, оказанную при выполнении работы и представлении её результатов.
Рекристаллизация и метод получения УМЗ структуры алюминиевых сплавов
Для измельчения зерна могут быть использованы два вида рекристаллизации: прерывистая и непрерывная. Хорошо известная прерывистая рекристаллизация происходит путем зарождения и роста рекристаллизованных зерен [3]. В этом случае ключевым фактором является создание высокой плотности мест зарождения рекристаллизованных зерен.
Около крупных частиц второй фазы во время деформации возникают локальные искажения решетки матрицы, зоны с повышенной плотностью дефектов. Размер субзерен в этих зонах на порядок меньше, чем вне них [28]. При последующем отжиге указанные зоны служат местами предпочтительного зарождения центров рекристаллизации. В работе [29] на примере сплава Al-Si и в работе [23] на примере сплава типа 7075 с бимодальным распределением соответственно частиц кремния и циркония было показано, что только крупные частицы (более 0,75 мкм) могут служить потенциальными центрами зарождения новых зёрен. Таким образом, повышение, до определенной степени, плотности крупных частиц увеличивает количество центров рекристаллизации. Наличие мелких частиц, тормозящих движение границ образовавшихся зёрен, также препятствует росту зерна при прерывистой рекристаллизации.
Другим видом рекристаллизации, применяемым для получения УМЗ структуры, является непрерывная рекристаллизация, проходящая без зарождения рекристаллизованных зёрен, путём разворота и укрупнения субзёрен до появления высокоугловых границ и превращения полигонизованной структуры в рекристаллизованную.
Подавление прерывистой рекристаллизации, более быстрого процесса, является важным условием протекания непрерывной рекристаллизации. Непрерывную рекристаллизацию следует ожидать в сплавах с высокой плотностью мелких частиц ( 1мкм), закрепляющих границы зерен и субграниц, препятствующих их миграции, необходимой для образования зародышей рекристаллизации.
Торможение рекристаллизации дисперсными частицами и ее ускорение крупными представляют собой два различных способа получения ультрамелкозернистой структуры. Последовательность технологических операций при торможении прерывистой рекристаллизации мелкими частицами (рис. 1.5а) и при увеличении числа зародышей рекристаллизации крупными частицами (рис. 1.56) схожи.
Для алюминиевых сплавов, у которых такие дисперсные и стабильные частицы в достаточном для получения устойчивой полигонизованной структуры количестве выделить не удается, реализуют способ увеличения числа центров рекристаллизации. Оптимизация гетерогенности (неоднородности) состоит в равномерном распределении по объему 10...20% частиц упрочняющей фазы.
Поскольку у промышленных дисперсионно твердеющих сплавов на основе алюминия объемная доля таких частиц часто близка к нижнему пределу, важной характеристикой для эффективного измельчения зерна является скорость нагрева под рекристаллизацию. Поэтому отжиг со скоростным нагревом обязателен в этой схеме [30]. Из этого следует, что частицы одной фазы, в зависимости от размера, могут, как ускорять, так и замедлять рекристаллизацию.
Размер рекристаллизованного зерна, определяющий величину многих показателей сверхпластичности материала, зависит от размера исходного зерна до деформации. Центры рекристаллизации образуются, как правило, вблизи границ деформированных зёрен. Чем меньше исходное зерно, тем больше протяженность границ и, следовательно, большее количество центров образуется при рекристаллизации.
На размер рекристаллированного зерна сильно влияет скорость нагрева до заданной температуры: при медленном нагреве центры рекристаллизации активируются последовательно, поглощая не активировавшиеся центры; при быстром нагреве материал сразу попадает в область высоких температур, где разница в инкубационных периодах рекристаллизации участков с различной запасенной энергией невелика, и активация центров проходит практически одновременно. Кроме того, при медленном нагреве в материале, находящемся длительное время при низких температурах, в большей степени успевает проходить возврат, снимающий стимул к рекристаллизации.
Сильное влияние на рекристаллизацию, в силу своей высокой дисперсности, оказывают вторичные выделения алюминидов переходных металлов, выделившиеся из пересыщенного при литье твёрдого раствора во время гомогенизационного отжига слитков.
Подход, использующий статическую рекристаллизацию (холодная деформация с последующим рекристаллизационным отжигом), был применён на листах сплава Al-6%Mg с малыми добавками Zr, Сг и Мп и на листах сплава Al-9%Zn-l%Mg. Для сплава Al-6%Mg степень холодной деформации составила 90%, а рекристаллизационный отжиг проводился по режиму 520 С, 1 час. Средний размер зерна составил 7,6 мкм. В сплаве Al-9 % Zn-l%Mg после холодной деформации с обжатием 75% и отжига при 520С, 1 час получили размер зерна 9,8 мкм. Роль зародышей рекристаллизации здесь выполняли объёмы матрицы с повышенной плотностью дислокации, а рост новых зёрен ограничивали дисперсные алюминиды переходных металлов.
Как было отмечено выше, наличие в сплаве перед деформацией крупных трудно деформируемых частиц способствует измельчению зерна за счёт образования в матрице мест предпочтительного зарождения центров рекристаллизации. Идея использования частиц с этой целью легла в основу универсальной схемы термомеханической обработки (ТМО), сочетающей низкотемпературную деформацию гетерогенизированного сплава и последующую рекристаллизацию. Первоначально эта схема была разработана для измельчения зерна в высокопрочных дисперсионно-твердеющих сплавах серии 7ххх системы Al-Zn-Mg-Cu-Cr [29, 31-34].
Способу получения ультрамелкого зерна в алюминиевых сплавах путём статической рекристаллизации присущи определённые недостатки [35], не позволяющие в ряде случаев использовать его на практике. При статической рекристаллизации не удаётся получить минимально возможный размер зерна из-за трудностей фиксации конца первичной рекристаллизации и исключения прохождения собирательной рекристаллизации. Требуются большие энергозатраты при проведении холодной деформации с большими степенями для создания необходимой движущей силы рекристаллизации, что трудно осуществить, особенно для малопластичных сплавов. Проведение регламентированного высокоскоростного отжига для рекристаллизации требует специального термического оборудования и жесткого контроля процесса. Присутствие в сплавах относительно грубых частиц вторых фаз (d \ мкм), которые полностью не растворились при температуре СПД и служат для облегчения зарождения центров рекристаллизации, инициирует порообразование при СПД.
Методика определения температурной зависимости характеристических напряжений реологической модели СПД
Обобщенный структурный параметр Q [9, 81] для неравноосной структуры алюминиевых сплавов определяли на основе измерения среднего размера зерна по трем направлениям: вдоль, поперек и по высоте листа в направлении прокатки и рассчитывали по формуле:
При этом Lsr - средний геометрический размер высокотемпературной структурной составляющей (фазы или зерна), определяемый по величинам Lj, L2, L3, которые отражают средне статистические размеры структурных составляющих вдоль, поперек и по высоте заготовки по отношению к направлению прокатки; Kr = VY /(1- V) - коэффициент, учитывающий отклонение объемного соотношения фаз от 50:50 % по величине объема высокотемпературной фазы Vr .для двухфазных материалов; для практически однофазных сплавов АМгб, 1570 и Д19 Ку принимали равным —1,0. Для однофазной относительно равноосной структуры листов из этих сплавов при экспресс-анализе значения параметра Q выбирали равным среднему размеру зерна Lsr в мкм, который определяли с помощью метода случайных секущих.
Параметры /? asp, asP в уравнении реологической модели СПД [9, 81] (рис. 1.26) представляют соответственно эквикогезивное напряжение, пороговое напряжение и условный предел текучести (МПа), которые можно назвать характеристическими реологическими напряжениями. Они определяются при оптимальной температуре СПД - Tsp, выраженной в градусах Кельвина. Температурный множитель характеристических напряжений Zh учитывающий отклонение температуры деформации от оптимальной температуры сверхпластичности, рассчитывали с помощью параметра Зинера-Холломона: где R - универсальная газовая постоянная; Ов - кажущаяся энергия активации структурных изменений или так называемой структурной эволюции.
Представление о эквикогезивном состоянии по О.М. Смирнову [8], базируется на предположении о равной прочности границ и тела зерна при определенной температуре деформации. Это означает, что напряжения течения в эквикогезивном состоянии не зависят от размера зерна. При скоростях выше эквикогезивной скорости, напряжения течения выше для белее мелких зерен, и ниже для крупных зерен. То есть скорость и температуру эквикогезивного состояния можно рассматривать как верхнюю границу проявления эффекта сверхпластичности, потому что в интервале температур СПД более мелкозернистой структуре материала соответствуют более низкие напряжения.
Соотношение (2.3) в достаточно широком температурно-скоростном диапазоне хорошо описывают поведение СПМ с термически стабильной в процессе деформации исходной ультрамелкозернистой (УМЗ) структурой с размером зерна Q=LSX 10... 15 мкм.
На основе обработки большого объема экспериментальных данных по исследованию структурных изменений при изотермическом нагреве и СПД в листах из алюминиевых сплавов разных марок, выполненных в ГТУ «МИСиС», был предложен алгоритм расчета зависимости характеристических реологических напряжений от температуры.
Основным допущением при этом для температурного интервала сверхпластичности Tmin - Ттах является замена области скоростей эквикогезивного состояния средней эквикогезивной скоростью, которая определяется при оптимальной температуре Т$р и считается постоянной для всего температурного интервала СПД. Поэтому для расчета зависимости характеристических реологических напряжений от температуры использовали следующую последовательность.
При оптимальной температуре СПД для образцов из сплава с микроструктурой, имеющей статистически различимые величины размера зерна, проводятся испытанию на релаксацию нагрузки при растяжении или со ступенчатым изменением скорости деформации.
Рассчитывается зависимость напряжений от скорости деформации для разных структурных состояний и определяется точка пересечения кривых CTC=F(2;J для расчета средней эквикогезивной скорости ,eq.
Для зависимости напряжений течения от скорости деформации при отличных от оптимальной Tsp температурах для значений среднего размера зерна, которые соответствуют структурным состояниям после нагрева исходного листа до соответствующей температуры и фиксируется закалкой после изотермической выдержки при ней в течении 5-10 мин, определяются значение напряжение c/eq.
Обзор научно-технической литературы показал, что наибольшей перспективой по универсальности и применимости к средам со сложными реологическими свойствами в решении нелинейных задач обработки давлением и реализации на ЭВМ обладает метод конечных элементов (МКЭ).
Общая постановка задачи математического моделирования процессов СПФ основана на соотношениях теории течения Леви-Мизеса для решения задачи деформации изотропного вязкопластического твердого тела с нелинейными деформационным и скоростным упрочнением с использованием вариационного принципа и дискретизации сплошной среды методом конечных элементов в постановке, приведенной в работе Е.Н. Чумаченко, О.М. Смирнова и М.А. Целина [9].
Пусть рассматриваемое тело занимает область с границей S в декартовой системе координат в некоторый момент времени t (рис. 2.7). Обозначим вектор поверхностных сил, действующих на части граничной поверхности Sm через Рп=Рп -к], вектор скоростей перемещений, заданный на другой части граничной поверхности Su, через р = р, .. На участке границы Sm заданы смешанные граничные условия контактного типа. Естественно, предполагается, что Sa + Su + Sm = S. Граничные условия на контуре деформируемого тела могут быть записаны следующим образом: Введем обозначения: ац - компоненты тензора напряжений; ец компоненты тензора скорости деформации; и, - скорость перемещения частиц среды. Девиаторы напряжений и скорости деформации обозначим волнистой чертой сверху: Соотношения Коши, связывающие компоненты тензора скорости деформации и скорости перемещения частиц, имеют вид: Существенную роль будут играть так же вторые инварианты девиаторов ffyfij, причем квадратные корни из этих инвариантов будем называть модулями девиаторов и обозначать
Исследование реологических свойств в зависимость от температуры и размера зерна
Для определения оптимальных условий СПД исследовали влияние температуры на реологические свойства сплавов в исходном структурном состоянии. К числу таких свойств относятся напряжение течения ае и показатель скоростного упрочнения т в зависимости от скорости деформации е, а также относительное удлинение до разрыва д.
Исходной информацией для расчетов служили значения реологических коэффициентов по уравнению (3.1), полученные в работах К.М. Семенко и A.M. Дискина для сплавов АМгб и 1570 и экспериментальные данные О.В. Соловьевой по сплаву Д19 для оптимальной температуры (Tsp). С помощью специальной программы были рассчитаны реологические коэффициенты, приведенные в таблице 3.1.
На основе данных таблицы 3.1 для всех исследуемых сплавов в работе были рассчитаны реологические зависимости напряжений течения от скорости деформации, температуры и величины зерна по уравнению (3.1), и построены соответствующие графики.
Для исследования влияния температуры на напряжения течения исследуемых сплавов фиксировали размер зерна и рассчитывали изменение напряжения течения по изменению температуры. Анализ полученных результатов показывает, что эти зависимости отражают известные закономерности сверхпластического поведения сплавов с УМЗ структурой [76], проявляющиеся в снижении напряжения по мере увеличения температуры СПД при одной и той же скорости деформации. Оптимальную температуру СПД оценивали по показателю скоростного упрочнения т. При этом учитывали как максимальную величину показателя т , так и интервал скоростей деформации, которому она соответствует. На основе проведенного анализа в качестве оптимальных для СПД были выбраны следующие температуры: 400...440С -для АМгб, 465...485С - для 1570, 475...500С - для Д19.
При исследовании влияния размера зерна на напряжения течения фиксировали температуру и изменяли размеры зерна. Полученные после обработки экспериментальных данных на компьютере по уравнению (3.1) зависимости напряжения течения ас и показателя скоростного упрочнения т от скорости деформации , для различных температур представлены графически нарис. 3.6...3.11.
Из приведенных данных видно, что размер структурных составляющих оказывает определяющее влияние на напряжение течения сгс и показатель т, во всем скоростном интервале СПД, особенно в области низких скоростей деформации, которое уменьшается по мере приближения материала к эквикогезивному состоянию [77-79]. Последнее характеризуется равенством энергетических вкладов в СПД межзеренной и внутризеренной деформаций, ввиду чего реологическое поведение СПМ становится структурно независимым. Рост среднего размера структурных составляющих приводит к повышению напряжения течения при одной и той же величине скорости деформации и, в силу сигмоидального вида кривых о = о(), к снижению максимума показателя т и смещению его в сторону более низких скоростей деформации.
Так, например, в сплаве Д19 при оптимальной температуре 490С увеличение среднего размера структурных составляющих с 1,0 до 10 мкм приводит к уменьшению максимума показателя т с 0,63 до 0,41 и снижению оптимальной скорости деформации с 1,8 10" с" до 10" с" . Смещается в сторону более низких значений и скоростной интервал СПД, при котором величина показателя т превышает 0,3.
В силу упомянутых в разд. 3.1 особенностей структурных изменений сплава 1570 при отжиге, увеличение продолжительности изотермической выдержки при температуре 475С с 0,3 до 13,9 часа приводит к повышению максимума показателя т с 0,58 до 0,62 и увеличению оптимальной скорости деформации с (5...6) 10"4 с" до (1...2) 10"3 с"1.
Таким образом, уменьшение размера структурных составляющих в листовых заготовках, предназначенных для СПФ, позволит существенно повысить производительность процесса формовки, а также расширить его технологические возможности за счет повышения скорости деформации, уменьшения характерных размеров профиля формуемых изделий, при понижении напряжений течения.
Для ввода данных реологических зависимостей исследуемых сплавов в препроцессор FEM CAD в работе были рассчитаны зависимости напряжения течения от температуры, степени деформации и скорости деформации по уравнение (3.7) вязкопластической среды с нелинейным скоростным и деформационным упрочнениям. На основе полученных реологических зависимостей рассчитали реологические параметры уравнения (3.7), представленные в таблице 3.2.
Моделирование процесса СПФ в матрице с элементами микрорельефа
Для оценки показателей формуемости исследуемых сплавов при проведении микроформовки заготовок толщиной 1 мм из сплава Д19 моделировали СПФ несколько видов оболочек с микрорельефом, в частности, оболочки с надписью ОМД, картой Вьетнама и панно с вазой для цветов (рис 4.19). Технологические режимы компьютерного моделирования микроформовки представлены в таблице 4.5.
Сопоставление моделирования макро и микроформовки показало, что последняя осуществляется за более длительный период времени и при более высоком давлении газа. При этом метал не полностью заполняет все элементы гравюры матрицы из-за подпора газа в полостях без сквозных микроотверстий.
На основе предложенной в работе методики компьютерных технологий были разработаны 12 типовых компьютерных моделей СПФ полых оболочек с макро-, микро- и комбинированным рельефом. Расчеты на этих моделях позволили установить основные закономерности формоизменения оболочек при рациональных режимах по температуре и скорости деформации. Из анализа расчетных данных, полученных при компьютерном моделировании свободной формовки купола, следует, что они отражают известные экспериментальные и теоретические закономерности высокотемпературной ползучести оболочки при двухосном растяжении.
Результаты моделирования свободной формовки купола показали, что для листа толщиной 0,8 мм из сплава АМгб при времени формовки 900 с рациональное давление газа равно 1,0 МПа, а для листов толщиной 1,0 мм из сплавов 1570 и Д19 при времени формовки 420...460 с рациональное давление газа не превышает 0,8 МПа.
При моделировании СПФ конуса из листа сплава АМгб толщиной 0,8 мм рациональное давление газа было равно 1,0 МПа, а формовка происходила за 14 мин. Для листа 1570 и Д19 толщиной 1,0 мм давление газа было 0,9...1,0 МПа, а время составило 12... 15 минут.
Компьютерное моделирование СПФ несимметричной оболочки со сложным рельефом, показало наличие в оболочке трехмерной схемы напряженно-деформированного состояния с преобладанием двухосного растяжения и позволило определить характеристики деформированного состояния и предельные утонения стенок на разных стадиях формоизменения.
Было установлено, что для оболочек с макрорельефом лучше использовать сплав 1570 взамен сплава АМгб, а для оболочек со сложным комбинированным рельефом целесообразно применять сплав Д19. Показано, что расчетная по времени и деформациям макро- и микроформуемость листов толщиной 0,8...1,0 мм из сплава АМгб при максимальных давлениях до 1,5 МПа на 30-35% ниже, чем у сплавов Д19 и 1570. На основе данных расчетов рациональных технологических параметров процессов СПФ, полученных при компьютерном моделировании (глава 4), проводили экспериментальные исследования закономерностей макро- и микроформовки в сверхпластическом состоянии из сплавов марок АМгб и Д19. При проведении экспериментов по СПФ были поставлены следующие задачи. 1. разработать конструкцию штампа, оснастки и инструмента для СПФ, 2. оценить формуемость тонколистовых материалов при получении различных геометрических форм оболочек, содержащих различные элементы рельефа на поверхности, 3. установить рациональные технологические режимы формовки, необходимые и достаточные для получения качественных рельефных оболочек (полностью заполненная гравюра матрицы, отсутствие разрывов и т.д.) широкой номенклатуры, 4. определить зависимость геометрических параметров отформованных оболочек от технологических режимов СПФ, 5. исследовать распределение толщин оболочек в различных сечениях, 6. оценить микроструктуру исследуемых сплавов после СПД. Основными показателями СПФ, определяющими целесообразность ее применения, является производительность, которая напрямую зависит от времени нагрева и времени выдержки под давлением, и предельно допустимое значение рабочего давления газа, которое для замкнутых ёмкостей ограничивается законодательством об охране труда и органами Гостехнадзора. Большое значение также имеет деформационная способность материала заготовки при формовке, так как она определяет форму и размеры получаемой оболочки.
