CC BY
30
-0,72 - А120,; ~1,77 - 8Ю2; -1,12- 80, и -0,63 - СаО);
в виде небольших включений в оксидной титановой фазе — оксидная железо-титановая (-59,05 - ТЮ2; -24.78 - ИеО; -2,02 - А120,; -3,62- 8Ю2; -7,60- 80,; -1,70- СаО; <0,63 - МёО и <0,55 - МпО);
в виде оболочки, окаймляющей оксидную титановую фазу — силикатная (-2,38 — ТЮ2; -52,74- РеО; -41,13- 8Ю2; -0,39- А120,; -1,12 - 803; -0,57 - СаО и 0,18 - МпО) и силикатная титановая (-57,94 — ТЮ2; -4,68 — РеО; -24,11 — 8Ю2; -2,00 — А120,; -8,01 — 80-, и-2,95-СаО).
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Попов, И.О. Технология доводки и гидрометаллургической переработки хибинского высокотитанистого титаномагнетита [Текст] / И.О. Попов, A.M. Макаров, А.И. Ракаев |и др.| // Обогащение руд.- 2004,- № 1,- С. 23-27.
2. Пат. 2379356 РФ: МПК С21В13/08 (2006.01). Способ восстановления ильменитового концентрата: [Текст] / И.О. Попов, A.M. Пупышев, J1.С. Самойленко; заявители и патентообладатели Попов И.О., Пупышев A.M., Самойленко Л.С,- №2008107158/02,- Заявл. 26.02.2008. Опубл. 20.01.2010,- Бюл. 2010. № 2.
3. Пат. 2410449 РФ: МПК С22В4/00 (2006.01), С22СЗЗ/00 (2006.01). Способ переработки тита-номагнетитового концентрата: [Текст] / И.О. Попов, С.М. Устинов, Б.Н. Бутырский, А.М. Пупышев; заявители и патентообладатели Попов И.О.,
Устинов С.М., Бутырский Б.Н.- №2009144430/ 02; заявл. 30.11.2009; опубл. 27.01.2011,- Бюл. 2011. № 3.
4. Пупышев, А.М. Исследование основных процессов комплексной технологии получения искусственного рутилового концентрата из ильменитового и титаномагнетитового концентратов [Текст] / A.M. Пупышев, И.О. Попов // XXXIX междунар. научно-практ. конф. «Неделя науки СПбГПУ»: материалы докладов. — СПб.: Изд-во Политехи, унта, 2011,- С. 172-175.
5. Гармата, В.А. Титан [Текст] / В.А. Гармата, А.Н. Петрунько, Н.В. Галицкий [и др.]. . М.: Металлургия, 1983,— 559с.
6. Резниченко, В.А. Электротермия титановых руд | Текст] / В.А. Резниченко,— М.: Наука, 1969.— 208 с.
УДК 669.295: 621
Е.К. Иванов, МЛ. Скотникова, Н.А. Крылов
СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ТРУДНООБРАБАТЫВАЕМЫХ МАТЕРИАЛАХ КАК СПОСОБ ПОВЫШЕНИЯ ИЗНОСОСТОЙКОСТИ ИНСТРУМЕНТА
Сегодня применение высокоскоростной лезвийной обработки металлических заготовок, особенно труднообрабатываемых, является одним из основных направлений повышения производительности труда и качества получаемых поверхностей. При этом возникает проблема, связанная со снижением износостойкости инструмента, его преждевременным разрушением и усилением интенсивности этого процесса при увеличении скорости резания сверх определенного уровня. Существует гипотеза о наличии здесь связи с изменением степени локализации
пластической деформации в металле заготовки в результате диссипативных процессов, происходящих в зоне стружкообразования.
Физико-механические свойства исследованных материалов
Исследовались стружки после токарной обработки заготовок из сплавов на основе алюминия АМц, титана ВТ23 и стали ХВГ в диапазоне скоростей резания 2—275 м/мин, а для АМц — до 6000 м/мин. Обработка проводилась резцом ВК8 без смазки со скоростью подачи S — 0,26 мм/об
и глубиной резания / = 3 мм. Геометрические параметры резца составляли углы ф = 45°, ф( = 15°, а = 6°, у = 12°.
Можно полагать, что в процессе стружкооб-разования резец, будучи макро-концентратором, формирует впереди себя волну пластической деформации и разрушения. Известно [1], что размер зоны деформирования в устье трещины зависит от размаха коэффициента интенсивности напряжений (АК), определяющего поле упругих напряжений в окрестностях распространяющейся трещины и прочности обрабатываемого материала согласно формуле
Д/, = ^2/12ЯСТ£2. (О
Таким образом, размер зоны деформирования и период локализации пластической деформации при лезвийной обработке материала будут возрастать с увеличением размаха коэф-
А
Процесс стружкообразования будет облегчен вблизи сильных концентраторов напряжений в материалах, где релаксационные процессы заторможены в условиях высоких скоростей или низких температур деформирования.
Количественной оценкой предельного сопротивления металла распространению трещины служит вязкость разрушения (К1С). Для исследованных сплавов средние значения уровня прочности (ав, а0 2), пластичности 5, вязкости
разрушения и расчетного размера зоны пласти-А
туре представлены в табл. 1. Видно, что в сплаве А
с известной легкостью лезвийной обработки сплавов на основе алюминия.
В процессе обработки металла резанием основной путь диссипации энергии — превращение механической энергии в тепловую, причем тепловыделение возрастает с увеличением степени и скорости деформации. Это тепло распределяется между стружкой, деталью, резцом и окружающей средой. При малых скоростях резания основное тепловыделение происходит в детали, следовательно, в этом случае стружкооб-разование происходит при относительно низких температурах. Увеличение скорости резания вызывает перераспределение тепла между указанными составляющими и приводит к его локализации, прежде всего в стружке и в зоне ее контакта с резцом. В этом случае стружкообра-зование происходит при относительно высоких температурах. Возрастание шероховатости поверхности вызывает тепловые вспышки в зоне кратковременного контакта. В табл. 2 представлены сравнительные данные теплофизических свойств металлов, лежащих в основе исследованных сплавов.
Как видим, от алюминия к титану имеет место значительное увеличение температуры плав-
Таблица 1
Химический состав и механические свойства исследованных сплавов
Марка сплава Химический состав, вес.% МПа МПа 5, % К,с МПа-м1'2 АЬ мкм
АМц АЬ- 1,5Мп-0,7Ре-0,65ь0,2Си-0,12п 110 60 33 20 2949
хвг Ре- 1С-1,5\¥-1Сг-1Мп-0,351 725 375 25 43 349
ВТ-23 И- 5А1-5У-2Мо-1Сг-0,5Ре 995 925 14 144 643
Таблица 2
Теплофизические свойства исследованных сплавов
Материал Т , лл * Е, У а Р а/У
ос МПа Вт/(м-К) 10 61/град 10^8,ом-м
А1_ 660 700 0,53 23,9 2,5 45,1
Ре 1535 2100 0,18 12,1 8,6 67,2
Т\ 1668 108500 0,045 8,2 42 182,2
ления модуля упругости Е, удельного электросопротивления р, снижение теплопроводности (1), коэффициента линейного расширения а и увеличение отношения аД.
Температурные зависимости исследованных материалов представлены на рис. 1. Видно, что по сравнению с ХВГ в сплаве ВТ23 интенсивное разупрочнение происходит уже при температуре деформации 500-600 "С. Сплав на основе алюминия АМц обладает относительно более высокой термостойкостью.
Морфология формирующейся стружки
При резании металлических заготовок в зоне контактного взаимодействия обрабатываемой детали и резца возникает сложный многофакторный процесс взаимодействия деформации, трения, адгезии и разрушения, на соотношение мужду которыми влияют физико-механические и химические свойства контактирующих материалов, геометрия резания, смазка, скорость и температура деформирования.
На рис. 2 представлены экспериментальные зависимости, демонстрирующие нарастание линейного износа инструмента с увеличением скорости лезвийной обработки исследованных сплавов. При обработке стали ХВГ сериальная кривая износа имеет явную точку перегиба при скорости резания порядка 165 м/мин, после чего интенсивность износа инструмента значительно возрастает. При обработке сплавов АМц и ВТ23 износ инструмента нарастает равномерно, без перегиба, соответственно с малой и большой интенсивностью износа. На рис. 3, а—в изображены обрабатываемая заготовка, резец и формирующаяся стружка с отмеченными местами локализации пластической деформации
(елок)'
При обработке сплава титана ВТ-23 (¥рсз = = 2—120 м/мин) локализация деформации оставляла след по всей ширине стружки с прирезцо-вой стороны, при этом формировалась стружка локального (адиабатического) сдвига (рис. 3, в), а износ резца резко возрастал с увеличением скорости обработки резанием (рис. 2, линия 3).
При обработке алюминиевого сплава АМц (^рсз= 8—230 м/мин) следов локализации пластической деформации не наблюдали, при этом формировалась сливная стружка (рис. 3, а), а износ резца был невелик в широком диапазоне скоростей резания (рис. 2, линия 1).
200 400 600
Температуры испытания, С
Рис. 1. Температурные зависимости сплавов АМц, ХВГ, ВТ-23:
—■---♦— предел прочности, МПа
—•---т - +-----предел текучести, МПа
При обработке сплава на основе железа ХВГ (ГрСЗ= 8,6—275 м/мин) образовывались три вида стружки— смятия (суставчатая), элементная и локального сдвига, которые сменяли друг друга по мере увеличения скорости лезвийной обработки. Локализацию деформации наблюдали только
Износ резца, мкм 350
300
250
200
150
100
50
/ 3
2щ
1 t--•
0 50 100 150 200 250
Скорость резания, м/мин.
Рис. 2. Износ резца при лезвийной обработке исследованных сплавов АМц (/), ХВГ (2), ВТ-23 (3) с разными скоростями
Рис. 3. Схемы формирования стружки: а — «сливной» (равномерная пластическая деформация), б — «элементной» (начало локализации деформации), в — стружки «адиабатического» сдвига (сильная локализация деформации)
на краях элементной стружки при увеличении скорости обработки резанием сверхуровня 165 м/мин (рис. 3, б). При этом происходило резкое возрастание износа инструмента (рис. 2, линия 2).
На рис. 4, а—г представлены фотографии стружек из сплава ХВГ в поперечном (рис. 4, а, б, в) и долевом (рис. 4, г, д, в) направлениях, образующихся при скоростях 34 (рис. 4, а, г), 55 (рис. 4, б, д) и 135 (рис. 4, в, е) м/мин.
При скорости резания 8,6 м/мин сегменты образующейся стружки имели нерегулярную, неправильную форму. По мере увеличения скорости резания начиная с 17 м/мин в продольном сечении на прирезцовой стороне стружки появлялись регулярные полосы локализации пластической деформации (рис. 4, г). Начиная с 55 м/мин полосы локализации со стороны резца маскировались под действием повышающихся сил трения стружки о переднюю грань резца (рис. 4, д). При этом в поперечном сечении сегменты образующейся стружки приобретали все более регулярную, правильную форму (рис. 4, в). На сплаве ХВГ были выполнены количественные оценки геометриче-
ских параметров сегментов стружки в зависимости от скорости резания (рис. 5).
Таким образом, можно полагать, что с увеличением скорости лезвийной обработки металлических заготовок проблема снижения износостойкости инструмента и его преждевременного разрушения связана с периодической локализацией пластической деформации и разрушением в металле заготовки при стружкообразовании.
Для установления природы этих явлений необходимо выполнить комплексные исследования структурных, фазовых превращений и перераспределения легирующих элементов, установить их связь с механическими свойствами металла обрабатываемой заготовки. На основе этих исследований можно будет предложить пути повышения износостойкости инструмента за счет выбора оптимального режима резания.
Структура металла стружки
Структуру образующейся стружки на макро- и микроуровнях исследовали с помощью оптической металлографии, просвечивающей
в)
Рис. 4. Стружка из стали ХВГ после лезвийной обработки со скоростями 34 (а, г), 55 (б, д) и 135 м/мин (в, е); а, б,) — поперечное, г, д, е— продольное сечение
и растровой электронной микроскопии с привлечением микродифракционного анализа и ПЭВМ. Образцы (фольги) для просвечивающей электронной микроскопии вырезали трубчатым электродом диаметром Змм в продольном сечении стружки.
Структура металла стружки из сплава АМц. Как показали результаты ранее проведенных исследований [2, 3], в сплаве на основе алюминия АМц с низкой релаксационной способностью металла структура в исходном состоянии представляла собой равноосные зерна с марганцсо-держащими включениями МпАЬ6 (рис. 6, а). После лезвийной обработки формировалась функциональная ячеистая дислокационная структура с высокой энергией дефектов упаковки, рис. 6, б. Каждая ячейка движется как самостоятельный структурный элемент, испытывая трансляционные и поворотные моды деформации, и способна осуществлять конвективное течение.
Как показала растровая электронная микроскопия, свободная поверхность стружки из сплава АМц формировалась по механизму усталостного разрушения. На рис. 6, в представлен сегмент стружки, полученной при скорости резания 230 м/мин и надломленной руками при комнатной температуре. Видно, что участок до-лома стружки имеет вязкий чашечный характер, в то время как поверхность стружки сформировалась по усталостному механизму разрушения, о чем свидетельствуют колонии регулярных усталостных бороздок, ориентированных перпендикулярно направлению распространения трещины. На поверхности стружки видны следы равномерной пластической деформации без ее макроскопической локализации и образования отдельных сегментов. По известной классификации этот тип стружки можно отнести к сливной. Локализация пластической деформации в металле заготовки из сплава АМц наступала только при очень большой скорости резания — 6000 м/мин (рис. 6, г).
Таким образом, стружкообразование в легко-обрабатываемых сплавах на основе алюминия, обладающих относительно низкой прочностью и высокой теплопроводностью (интенсивным теплооттоком), развивается при относительно низких контактных температурах и высоких контактных напряжениях, при которых релаксационные процессы заторможены, что обеспечивает равномерность пластической деформа-
1000
и
Е £
100
о --
0 50 100 150 200 250 300
Скорость резания, м/мин
Рис. 5. Зависимость изменения геометрических параметров сегментов стружки из сплава ХВГ от скорости резания
ции металла заготовки и низкий износ материала инструмента.
Структура металла стружки из сплава ВТ23.
В сплаве на основе титана ВТ-23 структура в исходном состоянии представляла собой колонии параллельных пластин а- и р-фаз (рис. 7, а).
При лезвийной обработке резанием начиная со скорости 2 м/мин имела место неоднородная пластическая деформация, ее сильная локализация в узких периодически повторяющихся объемах металла по механизму формирования сверхмелких дислокационных ячеистых структур (рис. 7, б). Как показали результаты растровой электронной микроскопии, свободная поверхность стружки из сплава ВТ-23 формируется по сложному механизму с признаками разрушения в условиях сверхпластичности (рис. 7 в, г).
Таким образом, стружкообразование в труднообрабатываемых сплавах на основе титана, обладающих относительно высокой прочностью и низкой теплопроводностью, развивается при относительно высоких контактных температурах и низких контактных напряжениях, при
Рис. 7. Характерные фотографии материала стружек из сплава ВТ-23 до (а) и после (б, в, г) лезвийной обработки со скоростью 60 м/мин
Рис. 6. Характерные фотографии материала стружек из сплава АМц до (а) и после лезвийной обработки со скоростями 230 (б, в) и 6000 (г) м/мин
которых наблюдается значительная релаксационная способность материала (структурная и концентрационная), что обеспечивает диссипативное видоизменение структуры и химического состава в узких периодических слоях материала. Это приводит к так называемой фрикционной приспосабливаемое™ (периоду приработки) материала. В контактной зоне формируется износостойкая вторичная структура, существенно снижающая износ металла обрабатываемой детали, но повышающая износ режущей кромки инструмента.
Структура металла стружки из сплава ХВГ. Сплав на основе железа ХВГ занимает промежуточное положение по физико-механическим свойствам. В исходном состоянии эта высоколегированная сталь была термообработана на легированный зернистый цементит с частицами сульфидов железа Ге384, Ге988(рис. 8, а).
Стружкообразование в стали ХВГ при невысоких, от 8,6 до 50 м/мин, скоростях резания сопровождалось смятием металла обрабатываемой детали в результате сжатия, увеличением площади фактического контакта. В то же время в при-
резцовой зоне возникали фрикционные силы трения, которые росли одновременно с ростом площади фактического контакта. При этом большое количество тепла локализовалось в контактной зоне между резцом и деталью (в результате превращения механической энергии в тепловую). Повышение температуры в контактной зоне увеличивало объем металла, вовлекаемого в деформацию, высота и ширина отдельного сегмента стружки увеличивались от 210 до 450— 850 мкм (рис. 5) и по известной классификации формировалась суставчатая стружка. Следует отметить, что после лезвийной обработки внутри сегментов деформация развивалась однородно за счет формирования ячеистых дислокационных структур (рис. 8, б).
Повышение скорости резания от 60 до 250 м/мин приводило к снижению коэффициента трения [4]. Здесь фрикционное тепловыделение уменьшилось. Понижение температуры в контактной зоне уменьшило и объем металла, вовлекаемого в деформацию, формировалась элементная стружка, которая имела практически одинаковую высоту сегментов (440 мкм)
Рис. 8. Характерные фотографии материала стружек из сплава ХВГ до (а) и после (б, в, г, д, ё) лезвийной обработки со скоростью 8,6 (в), 21 (б, г), 135 (д), 275 (е) м/мин
и непрерывно уменьшающуюся от 370 до 270 мкм ширину. При этом деформация в объеме металла развивалась равномерно по механизму формирования ячеистых дислокационных структур [2, 3].
При скорости резания 275 м/мин высота сегментов уменьшилась до 400 мкм, а их ширина — до 190 мкм. При этом на краях элементной стружки с прирезцовой стороны наблюдали следы неоднородной пластической деформации. В узких периодических объемах металла происходила локализация тепла и пластической деформации с одновременным массопереносом — сдвигом и выносом сегментов стружки локального сдвига (рис. 8, в).
В структуре металла стружки из стали ХВГ, обработанной при скорости резания 275 м/мин, локализация пластической деформации выражалась в формировании узких полос (зон) с более мелкой ячеистой структурой. На рис. 9 представлены: схематическое изображение исследованной фольги после лезвийной обработки со ско-
ростью 275 м/мин (рис. 9, б); номера зон (7—6), в которых была произведена съемка; распределение по этим зонам средних размеров дислокационных ячеек (рис. 9, в). Номера зон 7и 6соответствовали местам сочленения сегментов стружки, а номера 2, 3,4,5 — местам внутри сегментов. Как видно из графика (рис. 9, в), вдоль границ сегментов свободного края стружки, в узких полосах локализации тепла и пластической деформации (зона 6), формировались более мелкие дислокационные ячейки (0,15 мкм) по сравнению с зонами 4и 5(0,3 мкм). Вдоль границ сегментов прирезцового края стружки разница в размерах дислокационных ячеек в зонах 7 и 2—3 была меньше.
Таким образом, в процессе обработки стали ХВГ резанием с различными скоростями в зоне контактного взаимодействия обрабатываемой детали и инструмента изменялось соотношение между тремя факторами: контактной температурой (деформационное и фрикционное тепловыделение); контактными напряжениями и релак-
X 0,30
1 5?
о. 1 . : о к я : 'А 0,25
Я Он а о О) ¡г 0,20
и се
н ГЧ 0,15
2-4 1-6 3-5 Расположение н номер зоны
Рис. 9. Изменение значений микротвердости (а), размеров дислокационных ячеек (в) и схема (б) их распределения в долевом направлении элементной стружки из стали ХВГ при резании со скоростью 275 м/мин
сационной способностью (структурная и концентрационная) обрабатываемого материала.
Исходя из количественного соотношения перечисленных факторов система в результате своей самоорганизации устанавливает оптимальный размер объема металла (сегмента стружки), в котором пластическая деформация развивается равномерно в изотермических условиях. Чем больше скорость деформации и ниже теплопроводность обрабатываемого материала, тем размер сегмента меньше , так как затрудняется теплообмен между зоной деформации и окружающей средой. При этом в объеме металла происходит переход от равномерной изотермической деформации к локализованной адиабатической, что приводит к изменению геометрии образующихся сегментов стружки.
Таким образом, для эффективного повышения износостойкости инструмента необходимо,
чтобы скорость деформационного упрочнения преобладала над скоростью динамической структурной и концентрационной релаксации. То есть необходимо создавать условия, чтобы как можно дольше не происходило торможение эволюционирования структуры на микро- и ме-зоуровнях, вплоть до исчерпания трансляционных механизмов упрочнения за счет формирования ячеистой дислокационной структуры, а также оптимизировать скорость и температуру деформирования. В противном случае избыток тепловой энергии (вследствие уменьшения диссипации и торможения протекания равномерной изотермической деформации) приведет к локализации тепла и пластической деформации на макроуровне. Подключение новых мод пластической деформации значительно затрудняет достижение исчерпания пластической деформации, необходимой для разрушения при стружкообразовании.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ
1. Финкель, В.М. Физика разрушения [Текст] / В.М. Финкель,— М.: Металлургия, 1970.— 322 с.
2. Skotnikova, М.А. About Nature of Dissipative Processes at Cutting Treatment of Titanium Blanks |Текст| / М.А. Skotnikova, K.N. Voinov, M.A. Mar-tynov, S.S. Ushkov // Titanium-99. Science and Technology.— Saint Petersburg. Russia.— 1999.— Vol. 3. P. 1668-1674.
3. Скотникова, М.А. Локализация пластической деформации металлов при скоростном резании. Прочность материалов и конструкций при низких температурах [Текст] / М.А. Скотникова, Д.А. Касторский // Сб. трудов ГУНПТ,— СПб.— 2000,- С. 60-68.
5. Микляев, П.Г. Кинетика разрушения [Текст] / П.Г. Микляев, Г.С. Нешпор, В.Г. Кудряшов,— М.: Металлургия, 1979,— 279 с.
УДК620.1 79.18: 681.586.5
В.В. Булатов, И.И Абакумов, А.А. Кульчицкий
МЕТОДИКА ОБНАРУЖЕНИЯ ПОРОКОВ СТЕКЛА С ПРИМЕНЕНИЕМ КАМЕРЫ ТЕХНИЧЕСКОГО ЗРЕНИЯ
К порокам листового стекла относят любое несоответствие химического состава, инородные включения, а также механические повреждения (царапина, пузырь, камень и др.).
В настоящее время контроль пороков листового стекла проводится органолептически в проходящем свете при рассеянном дневном освещении или подобном ему искусственном. Освещенность поверхности листа стекла долж-
на быть не менее 300 люксов [1]. Определение класса порока и оценка его линейных размеров осуществляется визуально человеком. На основании произведенной оценки в соответствии с ГОСТ [1] принимается решение об отнесении объекта контроля к браку.
Видимость объекта контроля (степень различимости пороков стекла при их наблюдении) зависит от продолжительности просматривания,
