CC BY
2
ТЕХНОЛОГИЯ МАШИНОСТРОЕНИЯ
УДК 669.245:621.785-97
DOI: 10.24412/2071-6168-2024-4-457-458
ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ ПРОИСХОДЯЩИХ В ТИТАНОВЫХ СПЛАВАХ ПРИ ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ
И.В. Ворначева, З.В. Букреев, С.А. Войнаш, В.А. Соколова, Р.Р. Загидуллин
Рассмотрены факторы, оказывающие влияние на структуру и фазовый состав псевдо-а-титановых сплавов при термоциклической обработке. Изучены процессы рекристаллизации и перекристаллизации псевдо-а-титано-вых сплавов в процессе термоциклической обработки, а также изменения дислокационной структуры в процессе обработки. Рассмотрены структурно-фазовые механизмы изменения дислокационной структуры при термоциклической обработке.
Ключевые слова: термоциклическая обработка, псевдо-а-титановые сплавы, фазовый состав, наклеп, дислокационная структура.
При термоциклической обработке металлических материалов, в том числе титановых сплавов, на структуру и фазовый состав оказывают воздействие специфические факторы, которые свойственны только для условий непрерывного изменения температурных режимов. К ним относят градиенты температуры, фазовые превращения, с которыми связаны диффузионные потоки элементов, входящих в состав сплава, термические (объемные) и межфазные внутренние напряжения, которые обусловлены разницей теплофизических и механических характеристик фаз, составляющих сплав.
Эти факторы обуславливают особенности процессов формирования структуры и свойств металлических сплавов при их термоциклической обработке. В зависимости от природы обрабатываемого материала и режимов обработки возможно одновременное протекание процессов, вызванных всеми названными выше факторами при непрерывном изменении температуры. Возможно также, что действие некоторых факторов будет сведено к минимуму и вовсе прекращено. Это обусловливает широкие возможности термоциклической обработки по получению уникальных структур металлических материалов, в частности титановых сплавов, которые невозможно получить при стандартной (изотермической) обработке.
При термоциклической обработке в металлических материалах происходят специфические процессы, аналогичные процессам рекристаллизации и перекристаллизации металлических материалов. В титановых сплавах (многокомпонентных системах) возможно три принципиально различных варианта: термоциклирование с полной или частичной фазовой перекристаллизацией (в случае полиморфного превращения компонентов); термоциклирование в области переменной растворимости элементов друг в друге; термоциклирование в интервале температур дисперсионного твердения. Указанные изменения структуры связаны с фазовыми переходами первого рода, при которых энтальпия, энтропия и состав в микрообъемах сплавов меняются скачкообразно, что связано с перемещением атомов через межфазные границы. В зависимости от внешних условий, главным образом, от скорости изменения температуры при нагреве или охлаждении, такие превращения могут быть нормальными (диффузионными) или мартенситными (бездиффузионными или сдвиговыми).
Кроме того, в металлах (при рекристаллизации) могут происходить так называемые массивные превращения, характеризующиеся переходом атомов от зерна к зерну без перераспределения элементов между фазами. Вследствие этого превращения происходит образование фазы такого же состава, что и исходная. В результате мартенситных превращений происходит перемещение атомов от одной (исходной) фазы к другой кооперативно, по сдвиговому механизму, на расстояния, которые не превышают межатомные. Мартенситное превращение происходит при условии сильного переохлаждения, из-за которого индивидуальные переходы атомов через межфазную границу затруднены. Возникающая в результате мартенситного превращения фаза имеет такой же химический состав, что и исходная фаза, но кристаллическая решетка изменяется. Тем не менее, новая фаза, образовавшаяся в результате мартенситного превращения, находится в кристаллогеометрической связи с исходной фазой.
В связи с изменениями формы превращающейся области сплава возникают внутренние упругие напряжения, релаксация которых происходит путем образования и перемещения частичных дислокаций, вследствие чего образуются дефекты кристаллического строения в мартенситной и исходной фазах. Нормальные превращения протекают при значительно меньших переохлаждениях, чем мартенситные, путем индивидуальных переходов атомов через границу новой фазы, отличной от исходной, как по кристаллическому строению, так и по составу. Нормальное превращение сопровождается перераспределением легирующих элементов в объеме сплава (между фазами).
Результаты анализа и обсуждение. Окончательная структура сплавов формируется процессами, не связанными с существенными изменениями фазового состава, а именно со сфероидизацией фаз и с коалесценцией. Движущей силой этих превращений является разница в удельной энергии межфазных границ и разница в свободной энергии мелких и крупных кристаллов в металлической системе. Эта разница обуславливает коалесценцию частиц новой
фазы при распаде исходного твердого раствора, а также диффузию легирующих элементов из мелких частиц - в крупные. Таким образом, все фазовые переходы в металлических сплавах обусловлены стремлением системы к энергетически более выгодному состоянию. При этом достижение такого состояния может быть осуществлено по одному из рассмотренных выше механизмов. Термоциклическая обработка металлических материалов характеризуется быстрым нагревом и быстрым охлаждением с высокой температуры, что сильно влияет на механизмы фазовых и структурных превращений. В условиях быстрого изменения температуры структурно-фазовые превращения могут происходить, как по диффузионному, так и по бездиффузионному (по типу мартенситного) механизмам. Смена диффузионного на бездиффузионный механизм при полиморфном превращении происходит при скорости нагрева (или охлаждения) 70...80°С.
В реальных условиях быстрого нагрева могут происходить смешанные процессы, когда на диффузионный процесс перекристаллизации накладывается бездиффузионный процесс. Фазовые и структурные превращения при термоциклической обработке сопровождаются образованием, перемещением и аннигиляцией точечных и линейных дефектов, а также перераспределением легирующих элементов, возникновением внутренних напряжений и формированием специфической структуры и субструктуры титановых сплавов, обеспечивающей им повышенную прочность и пластичность.
При термоциклировании металлических сплавов в условиях непрерывно меняющейся температуры в них возникают внутренние напряжения, которые служат как упрочняющим фактором, так и фактором, влияющим на ход структурно-фазовых превращений. Внутренние напряжения связаны, главным образом, с анизотропией теплового расширения фаз за счет различия их кристаллических решеток и теплофизических характеристик. Кроме того, при тер-моциклировании (при быстром нагреве и охлаждении) внутренние напряжения могут быть обусловлены температурными градиентами между поверхностью и сердцевиной изделия. При этом напряжения, обусловленные анизотропией теплового расширения гексагональных кристаллов (кристаллов а-титана) более чем на порядок превышают напряжения, возникающие в результате градиента температуры по сечению образца. Последние, тем не менее, создают весьма напряженное состояние в однофазных областях при быстром изменении температуры.
При термоциклировании гетерофазных сплавов интерес представляют структурные напряжения, возникающие за счет различия коэффициентов теплового расширения фаз. Известно, что коэффициент термического расширения металлов изменяется в зависимости от их атомной массы по такому же закону, по которому изменяется их твердость или температура плавления (рис.1). Для твердых растворов наблюдается линейная зависимость коэффициента термического расширения от концентрации компонентов.
Например, при растворении в титане алюминия коэффициент термического расширения увеличивается, а при растворении кремния - уменьшается. То есть, при растворении в титане элементов с меньшими коэффициентами термического расширения, чем у титана, коэффициент термического расширения твердого раствора уменьшается, в противном случае - увеличивается.
с коэффициентом термического расширения металлов
Коэффициент термического расширения твердого раствора можно подсчитать по правилу аддитивности. Установлено, что в гетерогенных сплавах коэффициент термического расширения аддитивно складывается из соответствующих коэффициентов отдельных фаз, составляющих сплав. Надо отметить, что величина напряжений в металлических сплавах, связанных с их коэффициентами термического расширения, практически не зависит от скоростей нагрева и охлаждения и лимитируется только диапазоном термоциклирования. Для получения высоких структурных напряжений за счет различия в значениях коэффициентов термического расширения исходной и новой фаз целесообразно вести нагрев и охлаждение титановых сплавов при термоциклировании с умеренными скоростями в широком диапазоне температур [1]. Однако с понижением температуры снижается скорость диффузии, сопровождающей этот процесс, и перекристаллизация происходит медленно и не до конца.
Различные металлические и неметаллические материалы обладают разными способностями улучшать свои физико-механические свойства под воздействием циклического изменения температуры (нагрев-охлаждение). При разработке новой технологии термоциклической обработки необходимо знать закономерность упрочнения при термоциклической обработке данного материала. Эффект одновременного увеличения прочности и пластичности обусловлен возникновением и развитием интенсивных пластических деформаций, изменяющихся от цикла к циклу и являющихся причиной изменения свойств материала на субструктурном и атомном уровне.
Экспериментами установлено, что пластические деформации являются причиной наклепа (упрочнения) титановых сплавов. Напряжение, которое приводит к фазовому наклепу материала, можно принять равным напряжению, вызывающему движение свободных дислокаций в кристаллической решетке титана, либо напряжению отрыва
заблокированных дислокаций (например, от атмосфер Коттерла), либо напряжению зарождения новых дислокаций. Упрочнение происходит, если эти напряжения от цикла к циклу возрастают, в противном случае упрочнения сплава не происходит. Разупрочнение сплава может произойти и в связи с развитием диффузионной релаксации напряжений. Возможность упрочнения титановых сплавов в первую очередь зависит от системы их легирования [2].
Если компоненты сплава не растворяются друг в друге (механическая смесь компонентов), термоциклиро-вание не вызовет фазового наклепа. Если компоненты сплава растворяются друг в друге даже весьма ограниченно, то при термоциклировании в таких сплавах начинается диффузионное перемещение атомов, вызывающее изменение размеров и формы избыточных фаз и перераспределение элементов между фазами. Условия для интенсификации диффузионных процессов и видоизменения фаз за счет многократно повторяющихся процессов «растворение-выделение» обеспечивается переменной растворимостью компонентов сплава (в зависимости от температуры).
Это способствует возникновению значительного упрочняющего эффекта, свойственного только для термоциклической обработки. При неограниченной растворимости компонентов сплава друг в друге и при циклировании в однофазной зоне фазовых превращений не происходит, поэтому упрочнения от термоциклической обработки не будет. При циклировании в температурной области полиморфных превращений упрочнение ограниченно только измельчением зерен. Небольшие напряжения в этом случае могут возникать за счет наличия текстуры, разориентировки зерен и субзерен.
Таким образом, можно заключить, что наиболее подходящими для термоциклической обработки являются псевдо-а и (а+в)-титановые сплавы, легированные алюминием и Р-стабилизирующими элементами, структурные и фазовые превращения в которых обеспечат наибольший упрочняющий эффект. Литературные данные и наши исследования [3,4-10] показывают, что максимальное упрочнение при термоциклировании происходит в тех случаях, когда в сплаве происходят фазовые переходы, при которых энтальпия (теплосодержание) и микрообъемы новой фазы изменяются скачкообразно. При термоциклировании титановых сплавов возможно несколько вариантов, при которых выполняются названные выше условия (рис.2 и 3).
900 800
700
600
500
р
\ он-р 0Е+Р
ч \
\ \
\ N Время
Рис. 2. Термоциклироеание (а+Р)-тшнаноеого аглава (ВТ6) в интервале температур /?<->(«+/?,)
Варианты
2 4 6 8 10 12 Содержание алюминия, %
Рис. 3. Варианты термоциклирования псевдо-а-титанового сплава ВТ20: а) термоциклироеание с полной фазовой перекристаллизацией; б) термоциклироеание с неполной фазовой перекристаллизацией
При быстром нагреве титанового сплава выше температуры начала полиморфного превращения в процессе термоциклирования высокотемпературная ОЦК-фаза (в), по-видимому, также может образовываться по сдвиговому бездиффузионному механизму. При этом повышение скорости нагрева играет роль перегрева при изотермическом превращении.
Быстрое образование в-фазы при нагревании титанового сплава в процессе термоциклирования приводит к тому, что она наследует дефекты низкотемпературной (исходной) а-фазы с ГПУ-решеткой. Поскольку в ГПУ-Т концентрация вакансий на 8 порядков выше, чем в ОЦК-Т^ высокотемпературная модификация оказывается ваканси-онно-пересыщенным в-твердым раствором. В результате резко интенсифицируются диффузионные процессы, которые в твердых растворах замещения (в титановых сплавах) происходят по вакансионному механизму. Диффузионные потоки легирующих элементов и атомов растворителя (титана) способствуют созданию напряженного состояния в структуре сплава, а также способствуют зарождению многочисленных линейных дефектов. Полное завершение полиморфного превращения и переход нестабильного в-раствора в стабильное состояние протекает по диффузионному механизму, связанному с перемещением в кристаллической решетке вакансий и примесных (легирующих) атомов, что
требует некоторой выдержки. Однако, при термоциклировании температура все время изменяется и фазовые превращения в таких условиях происходят не до конца. Фазовый состав титанового сплава, охлаждаемого с температуры полиморфного превращения, что имеет место при термоциклической обработке, решающим образом зависит от скорости охлаждения (рис.4).
^ 840
¡1 -
|
I 780 72о|
+ Ч.+Э, а"+3н В=1 3
Пн"+Р
/ а1+нн / а'+Кш)„ ^
у 1 а' I он I р» У а'+Р
0,01
10
V, К/С
0,1 I
Скорость охлаждения
Рис. 4. Диаграмма «Температура нагрева - скорость охлаждения - фазовый состав» сплава ВТ20
При высоких скоростях охлаждения в структуре сплава образуются нестабильные фазы (а', а" и Рн), кристаллическая решетка которых обладает повышенным запасом энергии (за счет значительных искажений решетки). Аккумулирование внешней энергии системой атомов основы и легирующих элементов за счет смещения атомов из своих равновесных положений (узлов кристаллической решетки), происходящее в процессе термоциклической обработки, создает в объеме материала сложное напряженное поле на всех структурных уровнях. Термоциклирование способствует формированию метастабильной микроструктуры и субмикроструктуры, а также дислокационных сеток, что и повышает механические и эксплуатационные свойства титановых сплавов. В процессе фазовых превращений, происходящих при термоциклической обработке титановых сплавов, пересыщенный вакансиями ОЦК-твердый раствор (Рн-фаза), возникающий на первой фазе превращения, имеет наибольший удельный объем, который постепенно уменьшается по мере диффузии вакансий к границам зерен или дислокациям. В области температур вблизи точки полиморфного превращения происходит значительное увеличение пластичности титановых сплавов (рис.5).
100
;80
60
¿40
К
оцк
п
600 1
с», МПа
400 1
X
I
200 *
о 200 400 600 800 1000 1200
Температура,
Рис. 5. Температурные зависимости относительного удлинения и предела прочности титанового сплава ВТ20
Надо отметить, что первоначальная Р-фаза, зародившаяся из а-твердого раствора и оказавшаяся в условиях сильного вакансионного пересыщения и сверхпластичности, не вызывает объемной дилатации титана, поскольку разность удельных объемов фаз в точке полиморфного превращения не превышает 0,17% [11].
Поэтому при нагреве титана не происходит фазового наклепа, как это считают некоторые исследователи, и, по-видимому, измельчения зерна при нагреве титана выше температуры полиморфного превращения не происходит. В процессе нагрева титанового сплава выше точки А3 в структуре появляются новые зерна Р-титана, которые начинают быстро расти с повышением температуры или с увеличением выдержки. При последующем охлаждении происходит дестабилизация высокотемпературной Р-фазы и ее распад с образованием комплекса низкотемпературных фаз (рисунок 4).
В процессе такого распада возникает фазовый наклеп, который существенно повышает прочность сплавов. В то же время сплав получает некоторую пластичность, обусловленную наличием в структуре остаточной пластичной Р-фазы. Прочность титановых сплавов (как и других металлических материалов) во многом зависит от размеров металлических зерен, составляющих их структуру.
Термоциклическая обработка способствует измельчению зерна титана и, тем самым, приводит к повышению прочности сплавов за счет увеличения удельной площади межзеренных границ. Современные представления о строении межзеренных границ в металлах сводятся к тому, что на границах чередуются участки хорошего и плохого соответствия кристаллических решеток соседних зерен (так называемая "островная" модель границы). Строение и протяженность участков плохого соответствия зависит от угла разориентировки решеток смежных кристаллитов. Малоугловые границы (угол разориентировки решеток менее 15°) представляются как ряд отдельных дислокаций, расстояние между которыми D определяется соотношением D=b/Q (где Ь - вектор Бюргерса; Q - угол разориентировки).
Сопряжение кристаллических решеток соседних зерен на границе сопровождается их деформацией. Накопленная деформация приводит к срыву когерентности и появлению на границе дефектов кристаллического строения в виде дислокаций. Чем больше угол разориентировки кристаллических решеток соседних зерен, тем в более напряженном состоянии находится их граница и тем больше в этой границе содержится дислокаций. У большеугловых границ (угол разориентировки кристаллических решеток более 15°) имеется значительное локальное искажение сопрягаемых решеток, которое распространяется на приграничную зону достаточно большой ширины (около 100 параметров кристаллической решетки). Искажения решетки на границе и в приграничных зонах приводит к повышению потенциальной энергии границы до 1,0... 10 Дж/м2. Эта энергия определяется величиной угла разориентировки соседних зерен и, в меньшей 93 степени, от состава материала. В процессе изотермической обработки металла, связанного с длительной выдержкой при высокой температуре, положение межзеренных границ, как правило, изменяется, т.е. имеет место миграция границ и их выравнивание (уменьшение кривизны).
Эти процессы связаны со стремлением системы (металла) к более равновесному состоянию с меньшей свободной энергией. Последнее достигается в результате уменьшения суммарной поверхности зерен. Она уменьшается в результате спрямления волнистых участков на границах зерен и уменьшения числа зерен, т.е. увеличения их размеров. Названные процессы происходят по диффузионному механизму и повышение температуры, увеличивая диффузионную подвижность атомов в кристаллической решетке металла, приводят к интенсификации миграции межзеренных границ.
Миграция границ - термически активный процесс. Для перехода от одного зерна к другому атом в приграничной области должен обладать некоторым избытком энергии, так называемой энергией активации, поэтому частота перехода атомов (скорость миграции границ) увеличивается с повышением температуры. Движение границы, по сути, представляет собой процесс обмена местами атомов и вакансий в приграничной зоне. Надо отметить, что большеуг-ловые границы более подвижны, чем малоугловые.
Это обстоятельство имеет большое значение в случае термоциклической обработки, поскольку система малоугловых границ (субзеренная структура) имеет повышенную устойчивость и, в конце концов, сформированная после ряда циклов нагрева и охлаждения субзеренная структура и определяет свойства металла. Влияние примесей, в том числе легирующих элементов, в составе металла на подвижность границ чрезвычайно сложно и мало изучено. Считается, что примеси концентрируются на границах зерен и существенно снижают их подвижность. Известно, что в сплавах типа твердых растворов скорость миграции границ зерен на несколько порядков меньше, чем в чистых металлах. Существенное торможение движущихся границ происходит и при наличии в структуре металлических материалов нерастворимых частиц второй фазы или неметаллических включений.
Между границами зерен и частицами примесей возникают силы притяжения, обусловленные искажением кристаллической решетки в окрестностях частицы. Эти силы зависят от поверхностного натяжения на поверхности раздела "граница зерна - частица". Если движущая сила границы больше силы ее притяжения к частице второй фазы или неметаллическому включению, то граница оторвется от включения, в противном случае она будет остановлена. Условие остановки границы имеет вид Ra=r/f (где Ra и г - радиусы кривизны границы зерна и частицы соответственно; f - объемная доля включений). Отсюда следует, что наиболее эффективно тормозят границу мелкие частицы, а крупные частицы останавливают движение границы зерна.
В титановых сплавах модуль упругости зависит от системы и степени их легирования. Модуль упругости титана относительно не велик Еп=1,08-105 МПа (модуль упругости железа EFe=2,17-105 МПа), что создает благоприятные условия для термоциклической обработки с целью измельчения зерна. Невысокий модуль упругости снижает энергию активации, необходимую для образования новых поверхностей в структуре (новых мелких зерен). Основной легирующий элемент а-стабилизатор в титановых сплавах - алюминий имеет еще меньший модуль упругости, чем титан (Eai=0,7- 105 МПа) и, тем самым, облегчает процесс формирования мелкозернистой структуры при термоциклировании. Поэтому а-сплавы титана имеют повышенную склонность к росту зерна при нагревании.
Выводы:
1. Наиболее подходящими для термоциклической обработки являются псевдо-а и (а+Р)-титановые сплавы, легированные алюминием и ß-стабилизирующими элементами, структурные и фазовые превращения в которых обеспечат наибольший упрочняющий эффект. Литературные данные и наши исследования [3,4-10] показывают, что максимальное упрочнение при термоциклировании происходит в тех случаях, когда в сплаве происходят фазовые переходы, при которых энтальпия (теплосодержание) и микрообъемы новой фазы изменяются скачкообразно.
2. Легирование титана ß-стабилизаторами (Mo, W, V, Fe, Mn и др.), у которых модули упругости значительно выше, чем у титана, затрудняет рост зерна, что благоприятно сказывается на прочности сплава. Таким образом, можно констатировать, что титановые сплавы, легированные большим количеством ß-стабилизаторов, имеют повышенную склонность к упрочнению при термоциклировании за счет измельчения зерна. При термоциклической обработке размер зерен уменьшается от цикла к циклу.
3. Результаты термоциклирования, в частности степень измельчения зерна, зависят от величины исходных зерен. Чем крупнее зерно в титановом сплаве перед термоциклированием, тем более высокие скорости нагрева и, особенно, охлаждения необходимо выбирать для их обработки, а также увеличивать число циклов для достижения требуемой мелкозернистости материала [12-20].
Благодарности. Работа выполнена в рамках грантовой поддержки ученым консорциума ЮЗГУ в рамках реализации программы стратегического академического лидерства «Приоритет 2030».
Список литературы
1. Хорев А.И. Термическая, термомеханическая обработка и текстурное упрочнение свариваемых титановых сплавов // Сварочное производство. 2012. №10. С. 11-20.
2. Гадалов В.Н. Повышение износостойкости порошковых титановых сплавов выбором состава легирующих элементов / В.Н. Гадалов, С.В. Ковалев, И.В. Ворначева [и др.] // Упрочняющие технологии и покрытия. 2017. № 5 (149). С. 195-197.
3. Лясоцкая В.С. Полиморфное превращение - основа термоциклической обработки титановых сплавов / В.С. Лясоцкая, С.И. Князева // Металловедение и термическая обработка металлов. 2000. №4. С. 20-23.
461
4. Ворначева И.В. Влияние режимов ТЦО на эксплуатационные свойства сплава ВТ20 и ОТ4 / И.В. Ворначева, В.Н. Гадалов, С.М. Грабчук [и др.] // Поколение будущего: Взгляд молодых ученых-2019: Сб. тр. 8-й междунар. молодеж. науч. конф. Курск, 2019. Том 5. С. 96-99.
5. Ворначева И.В. Термическая обработка лопаток из титанового сплава ВТ20 по нестационарным режимам / И.В. Ворначева, А.В. Филонович, Р.Ю. Ерохин [и др.] // Передовые инновационные разработки. Перспективы и опыт использования, проблемы внедрения в производство: Сб. науч. тр. 6 междунар. науч. конф. Казань, 2019. С. 24-25.
6. Крушенко Г.Г. Повышение механических свойств сплавов с помощью термоциклирования / Г.Г. Кру-шенко // Решетневские чтения. 2011. Т.1. С. 338-340.
7. Князева С.И. Повышение комплекса механических свойств полуфабрикатов и сварных соединений из титановых сплавов ВТ23 И ВТ22 путем термоциклической обработки: дисс. канд. техн. наук: 05.16.01: защищена 19.09.1996. Москва, 1996. 145 с.
8. Бокштейн С.З. Термоциклическая обработка - резерв повышения служебных свойств титановых сплавов / Бокштейн С.З., Зюлина Н.П., Маркович О.В. // Авиационная промышленность. 1989. № 8. С. 62-65.
9. Лясоцкая В.С. Особенности термоциклической обработки титановых сплавов / Лясоцкая В.С., Равдони-кас Н.Ю., Лебедев И.А. // Металловедение и термическая обработка металлов. 1985. № 12. С. 41-45.
10. Bo H. Microstructure and thermal cycling behavior of thermal barrier coating on near-a titanium alloy / H. Bo, L. Fei, Z. Hong, D. Yongbing // Journal of Coatings Technology and Research. 2007. №4. С. 335-340.
11. Скотникова М.А. Высокотемпературный распад твердых растворов при полиморфном a^p превращении деформированных сплавов 211 титана / М.А. Скотникова, Е.В. Миронова, Н.А. Крылов, А.В. Соколов // Научно-технические ведомости Санкт-Перербургского государственного политехнического университета. 2013. №1. С. 138145.
12. Филонович А.В. К использованию скин-эффекта для вихретокового контроля металлических изделий цилиндрической формы / А.В. Филонович, В.И. Колмыков, А.Н. Кутуев, И.В. Ворначева // Известия Юго-Западного государственного университета. 2014. № 5(56). С. 89-93.
13. Гадалов В.Н. Идентификация размеров дефектов при вихретоковом контроле / В.Н. Гадалов, О.М. Губанов, А.В. Филонович, И.В. Ворначева // Справочник. Инженерный журнал. 2021. № 11 (296). С. 16-19.
14. Гадалов В.Н. Модернизация процесса технологии электроискрового легирования / Гадалов В.Н., Ворначева И.В., Макарова И.А., Филатов Е.А., Ельников Е.А., Ерохин Р.Ю. // Ремонт. Восстановление. Модернизация. 2019. № 5. С. 41-48.
15. Гадалов В.Н. Исследование кинетики процесса формирования упрочненного поверхностного слоя, его структуры и фазового состава на спеченном сплаве ОТ4, полученного методом электроэрозионного диспергирования с локальным электроискровым нанесением покрытия / Гадалов В.Н., Филатов Е.А., Гвоздев А.Е., Стариков Н.Е., Макарова И.А., Ворначева И.В. // Известия Тульского государственного университета. Технические науки. 2017. № 11-2. С. 153-163.
16. Гадалов В.Н. Повышение надежности оснастки и инструмента штампового оборудования / Гадалов В.Н., Гвоздев А.Е., Стариков Н.Е., Романенко Д.Н., Калинин А.А., Филатов Е.А., Макарова И.А., Ворначева И.В. // Известия Тульского государственного университета. Технические науки. 2017. № 11-2. С. 114-124.
17. Гадалов В.Н. Влияние термообработки на структуру и механические свойства сплава TI-6AL-6V-2SN / Гадалов В.Н., Филонович А.В., Ковалев С.В., Абакумов А.В., Ворначева И.В., Тураева О.А. // Известия Юго-Западного государственного университета. Серия: Техника и технологии. 2016. № 3 (20). С. 37-42.
18. Gadalov V.N. Monitoring the influence of heat treatment modes on the structure and properties of products from titanium powders obtained by different production methods / Gadalov V.N., Vornacheva I.V., Orekhovskaya A.A., Lo-pareva S.G., Malikov V.N. // В сборнике: AIP Conference Proceedings. Proceedings of the IV international scientific conference on advanced technologies in aerospace, mechanical and automation engineering: (MIST: Aerospace-IV 2021). AIP PABLISHING, 2023. С. 020008.
19. Gadalov V. Surface saturation monitoring of forming products from titanium alloy VT20 with additives / Gadalov V., Vornacheva I., Luchinovich A., Loparev D., Scherbakov A., Malikov V., Sokolova V. // В сборнике: Journal of Physics: Conference Series. III International Conference on Metrological Support of Innovative Technologies (ICMSIT-III-2022). Krasnoyarsk, 2022. С. 32013.
20. Gadalov V. The influence of thermocyclic treatment on the structure and mechanical properties of pseudo-alpha titanium alloys for steam turbine blades / Gadalov V., Vornacheva I., Voinash S., Ignatenko V., Remshev E. // Materials Science Forum. 2021. С. 117.
Ворначева Ирина Валерьевна, канд. техн. наук, доцент, vornairina2008@yandex. ru, Россия, Курск, Юго-Западный государственный университет,
Букреев Захар Валерьевич, студент, [email protected], Россия, Курск, Юго-Западный государственный университет,
Войнаш Сергей Александрович, младший научный сотрудник научно-исследовательской лаборатории, sergey [email protected], Россия, Казань, Казанский федеральный университет,
Соколова Виктория Александровна, канд. техн. наук, доцент, ведущий научный сотрудник научно-исследовательской лаборатории, sokolova [email protected], Россия, Казань, Казанский федеральный университет,
Загидуллин Рамиль Равильевич, канд. техн. наук, доцент, ведущий научный сотрудник научно-исследовательской лаборатории, [email protected], Россия, Казань, Казанский федеральный университет
STUDY OF PROCESSES OCCURRING IN TITANIUM ALLOYS DURING THERMAL CYCLING
I.V. Vornacheva, Z.V. Bukreev, S.A. Voinash, V.A. Sokolova, R.R. Zagidullin
462
Factors influencing the structure and phase composition of pseudo-a-titanium alloys during thermal cycling are considered. The processes of recrystallization and recrystallization of pseudo-a-titanium alloys during thermal cycling, as well as changes in the dislocation structure during treatment, have been studied. The structural-phase mechanisms of changes in the dislocation structure during thermal cycling are considered.
Key words: thermal cycling treatment, pseudo-a-titanium alloys, phase composition, hardening, dislocation structure.
Vornacheva Irina Valerievna, candidate of technical sciences, docent, vornairina2008@yandex. ru, Russia, Kursk, South-West State University,
Bukreev Zakhar Valerievich, student, TeD.zahar.bukreev@yandex. ru, Russia, Kursk, South-West State University,
Voinash Sergey Aleksandrovich, junior researcher at the research laboratory, [email protected], Russia, Kazan, Kazan Federal University,
Sokolova Viktoriia Aleksandrovna, candidate of technical sciences, docent, leading researcher at the research laboratory, sokolova_vika@inbox. ru, Russia, Kazan, Kazan Federal University,
Zagidullin Ramil Ravilevich, candidate of technical sciences, docent, leading researcher at the research laboratory, [email protected], Russia, Kazan, Kazan Federal University
УДК 53.089.6
DOI: 10.24412/2071-6168-2024-4-463-464
ВИБРАЦИОННЫЙ СТЕНД
Н.С. Карцев, И.М. Яропольский, В.А. Смирнов
В статье рассмотрено устройство простого вибростенда для испытания малогабаритных приборов. Приведены кинематическая и принципиальная электрическая схемы прибора. Стенд был представлен на выставке «Изобретатель и рационализатор - 2023», статья опубликована в рамках Договора № ДС/102 от 27 сентября 2023 г, на выполнение работы «Организация и проведение выставки «Изобретатель и рационализатор - 2023».
Ключевые слова: испытательный стенд, вибрация, вибростенд, управление двигателем, электрическая
схема.
Испытания на вибрацию являются необходимой составляющей разработки и тестирования многих промышленных приборов и датчиков. Необходимость испытаний на вибрацию обусловлена тем, что при работе в реальных условияхвибрация может повлиять на работоспособность изделия. Вибрация может оказывать существенное влияние на многие измерительные приборы - гироскопы, акселерометры, измерители давления, и.т.п. Для проведения таких испытаний используются вибростенды различной конструкции.
Рассматриваемая в данной статье установка была разработана студенческим конструкторским бюро на кафедре ПБС для исследования поведения различных устройств в условиях воздействия вибрации. Она состоит из основной рамы (испытательного стола), которая крепится на амортизаторы, основания, платы управления, платы усилителя (драйвера) и электродвигателя. Установка работает от двух напряжений питания величиной 5 и 30 В. Кинематическая схема устройства представлена на рисунке 1.
Линейная вибрация создается в результате вращения на валу электродвигателя неуравновешенной массы. В установке используется тепловлагостойкий микроэлектродвигатель-генератор ДГ-1ТА. Двигатель представляет собой двухфазную асинхронную электрическую машину. Достоинствами таких двигателей являются простора и надежность, обусловленные отсутствием коллекторного узла.
Основные характеристики ДГ-1ТА: напряжение питания обмоток возбуждения двигателя и генератора 36 В, обмотки управления — 30 В;частота напряжения питания 400 Гц; максимальная мощность двигателя 1 Вт; КПД - 2%;режим работы — продолжительный, реверсивный. Двигатель рассчитан на эксплуатацию в условиях повышенной жесткости.
Наличие встроенного тахогенератора позволяет без использования дополнительных датчиков организовать обратную связь по скорости для точной регулировки частоты вращения вала электродвигателя, которая и задает частоту вибрации.
Для питания двигателя необходимо формировать два гармонических напряжения со сдвигом фаз между ними 90°. Регулировка частоты вращения осуществляется путем изменения частоты питающих напряжений и одновременного изменения амплитуды этих напряжений по закону — = const. Чтобы обеспечить наибольший КПД установки, усилители мощности, питающие обмотки двигателя, работают в режиме D. Для формирования требуемой амплитуды, частоты и формы токов в обмотках двигателя используется метод широтно-импульсной модуляции.
Управляющие сигналы генерируются 32-битныммикроконтроллером К1986ВЕ9^1 с ядром ARM Cortex-M3 фирмы ЗАО «ПКК Миландр». Упрощенные временные диаграммы сигналов управления представлены на рисунке 2. Сигнал управления второй обмоткой и смещён на 90° относительно сигнала управления первой.
463
