ЗАСНАВАЛЬНIК – НАЦЫЯНАЛЬНАЯ АКАДЭМIЯ...

1

СЕРЫЯ ФІЗІКА-ТЭХНІЧНЫХ НАВУК 2015 № 3

СЕРИЯ ФИЗИКО-ТЕХНИЧЕСКИХ НАУК 2015 № 3

ЗАСНАВАЛЬНIК – НАЦЫЯНАЛЬНАЯ АКАДЭМIЯ НАВУК БЕЛАРУСI

Часопіс выдаецца са студзеня 1965 г.

Выходзіць чатыры разы ў год

СОДЕРЖАНИЕ

К 100-ЛЕТИЮ СО ДНЯ РОЖДЕНИЯ АКАДЕМИКА НАН БЕЛАРУСИ ПЕТРА ИВАНОВИЧА ЯЩЕРИЦЫНА

Астапчик С. А., Лебедев В. Я. Ученый – инженер – учитель .............................................................................. 5

МАШИНОСТРОЕНИЕ, МЕХАНИКА

Хейфец М. Л., Васильев А. С., Кондаков А. И., Танович Л. Технологическое управление наследованием эксплуатационных параметров качества деталей машин ............................................................................................... 10

Подосетников М. В., Семенов С. В., Премент Г. Б., Бородавко В. И., Гайко В. А. Сравнительный анализ технологического наследования эксплуатационных параметров качества в процессах изготовления и восста-новления коленчатого вала ................................................................................................................................................. 23

Клименко С. А., Колмаков А. Г., Лебедев В. Я., Бородавко В. И. Наследование и технологическое обеспе-чение эксплуатационных свойств изделий с покрытиями ............................................................................................. 31

Блюменштейн В. Ю., Махалов М. С. Наследование остаточных напряжений поверхностного слоя в про-цессах поверхностного пластического деформирования ............................................................................................... 41

Акулович Л. М., Сергеев Л. Е. Микроразрезание абразивными зернами при магнитно-абразивной обработке 49

МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ, МЕТАЛЛУРГИЯ

Витязь П. А., Сенють В. Т. Синтез и применение наноструктурных сверхтвердых материалов инстру-ментального назначения ..................................................................................................................................................... 60

Клименко С. А., Беженар Н. П., Петруша И. А., Копейкина М. Ю., Мельнийчук Ю. А. Создание и применение инструментальной керамики на основе сверхтвердых структурированных композитов ............... 77

Национальная

академия наук

Беларуси

Ласковнёв А. П., Гарост А. И. Создание литейных материалов из техногенных отходов ............................. 88Волочко А. Т., Зеленин В. А., Марков Г. В., Нарушко Е. О. Влияние шероховатости поверхности под-

ложек на экранирующие от электромагнитных излучений свойства формируемых на них покрытий ................. 96Поболь И. Л., Юревич С. В. Оптимизация метода электронно-лучевой сварки ниобиевых резонаторов ... 100

ИНФОРМАЦИОННЫЕ ТЕХНОЛОГИИ И СИСТЕМЫ

Чижик С. А., Хейфец М. Л., Филатов С. А. Технологические барьеры при высокоинтенсивных воздей-ствиях в процессах послойного синтеза и обработки материалов ............................................................................... 107

Корешков В. Н., Кусакин Н. А., Хейфец И. М., Анкуда С. Н. Построение детерминированных и стоха-стических моделей для анализа и управления технологическими процессами......................................................... 114

УЧЕНЫЕ БЕЛАРУСИ

Станислав Александрович Астапчик (К 80-летию со дня рождения) .................................................................. 124

ИЗВЕСТИЯ НАЦИОНАЛЬНОЙ АКАДЕМИИ НАУК БЕЛАРУСИ 2015 № 3Серия физико-технических наук

на русском, белорусском и английском языках

Журнал зарегистрирован в Министерстве информации Республики Беларусь, свидетельство о регистрации № 391 от 18.05.2009

Тэхнічны рэдактар В. А. Т о ў с т а я Камп’ютэрная вёрстка С. М. К а с ц ю к

Здадзена ў набор 21.08.2015. Падпісана ў друк 24.09.2015. Выхад у свет 29.09.2015. Фармат 60 × 841/8. Папера афсетная. Друк лічбавы. Ум. друк. арк. 14,88. Ул.-выд. арк. 16,4. Тыраж 76 экз. Заказ 175.

Кошт нумару: індывідуальная падпіска – 83 600 руб., ведамасная падпіска – 203 287 руб.

Выдавец і паліграфічнае выкананне:Рэспубліканскае ўнітарнае прадпрыемства «Выдавецкі дом «Беларуская навука». Пасведчанне аб дзяржаўнай

рэгістрацыі выдаўца, вытворцы, распаўсюджвальніка друкаваных выданняў № 1/18 ад 02.08.2013. ЛП № 02330/455 ад 30.12.2013. Вул. Ф. Скарыны, 40, 220141, Мінск.

© Выдавецкі дом «Беларуская навука». Весці НАН Беларусі. Серыя фізіка-тэхнічных навук, 2015



Беларуси

3

PROCEEDINGSOF THE NATIONAL ACADEMY OF

SCIENCES OF BELARUSPHYSICO-TECHNICAL SERIES 2015 N 3

FOUNDER IS THE NATIONAL ACADEMY OF SCIENCES OF BELARUS

The Journal has been published since January, 1956

Issued four times a year

CONTENTS

ON THE 100TH ANNIVERSARY OF BIRTH OF ACADEMICIAN OF NAS OF BELARUS PETER IVANOVICH YASHCHERYTSYN

Astapchik S. A., Lebedev V. Ya. A scientist, an engineer, a teacher........................................................................... 5

MECHANICAL ENGINEERING AND MECHANICS

Kheifetz M. L., Vasilyev A. S., Kondakov A. I., Tanović L. Technological management of inheritance of quality parameters of a work piece .................................................................................................................................................... 10

Podosetnikov M. V., Semenov S. V., Prement G. B., Gaiko V. A. Comparative analysis of technological inheritance of operational quality parameters at manufacturing and repair of an engine crankshaft ................................................... 23

Klimenko S. A., Kolmakov A. G., Lebedev V. Ya., Borodavko V. I. Inheritance and technological assurance of operational characteristics of products with coatings ...................................................................................................... 31

Blumenstein V. Yu., Mahalov M. S. Inheritance of residual stresses of a surface layer at processes of surface plastic deformations .............................................................................................................................................................. 41

Akulovich L. M., Sergeev L. E. Microcutting using abrasive grains at magnetic-abrasive machining ................... 49

MATERIALS ENGINEERING, METALLURGY

Vityaz P. A., Senyut V. T. Synthesis and application of nanostructural superhard materials of tool appointment ... 60Klimenko S. A., Bezhenar N. P., Petrusha I. A., Kopeykina M. Yu., Melniychuk Yu. A. Creation and application

of tool ceramics based on superhard structured composites ................................................................................................ 77Laskovnev A. P., Harast A. I. Production of foundry materials from industrial wastes ........................................... 88Volochko A. T., Zelenin V. A., Markov G. V., Narushko E. O. Influence of surface roughness of substrate layers

on electromagnetic radiation shielding characteristics of coatings deposited on them ....................................................... 96Pobol I. L., Yurevich S. V. Optimization of a method of electron-beam welding of niobium resonators ................. 100



Беларуси

INFORMATION TECHNOLOGIES AND SYSTEMS

Chizhik S. A., Kheifetz M. L., Filatov S. A. Technological barriers of high-intensive production at the processes of laminate synthesis and treatment of materials ................................................................................................................. 107

Koreshkov V. N., Kousakin N. A., Kheifetz I. M., Ankouda S. N. Creation of analytical and statistical models for analysis and management of technological processes .................................................................................................... 114

SCIENTISTS OF BELARUS

Stanislav Aleksandrovich Astapchik (On his 80th birthday) ........................................................................................ 124



Беларуси

5

ВЕСЦІ НАЦЫЯНАЛЬНАЙ АКАДЭМІІ НАВУК БЕЛАРУСІ № 3 2015СЕРЫЯ ФІЗІКА-ТЭХНІЧНЫХ НАВУК

К 100-ЛЕТИЮ СО ДНЯ РОЖДЕНИЯ АКАДЕМИКА НАН БЕЛАРУСИ ПЕТРА ИВАНОВИЧА ЯЩЕРИЦЫНА

УДК 621.9+669.017(476)+929

С. А. АСТАПЧИК, В. Я. ЛЕБЕДЕВ

УЧЕНЫЙ – ИНЖЕНЕР – УЧИТЕЛЬ

Физико-технический институт НАН Беларуси, Минск

(Поступило в редакцию 09.07.2015)

30 июня 2015 г. исполнилось 100 лет со дня рождения Петра Ивановича Ящерицына – извест-ного ученого-машиностроителя, академика НАН Беларуси, одного из основоположников бело-русской школы металлообработки и машиностроения. Прогресс в машиностроении немыслим без инновационных методов и передовых приемов в металлообработке, наиболее востребованных в подшипниковой промышленности, где Петр Иванович начинал карьеру инженера и ученого, делал первые шаги к созданию теории технологической наследственности – основы технологии машиностроения и руководству по обеспечению качества в процессах металлообработки.

Петр Иванович Ящерицын родился 30 июня 1915 г. в небольшом городке Людиново Ка- лужской области. Трудовую деятельность Петр Иванович начал в 15-летнем возрасте слесарем-электромонтером Людиновского локомобильного завода (в настоящее время Людиновский теп- ловозостроительный завод) после окончания 6 классов школы и фабрично-заводского училища. Получив специальность слесаря-электромонтера, Петр Иванович работал и одновременно учился на вечернем отделении машиностроительного техникума при заводе. Высокая успеваемость по-зволила ему свободно выбрать место работы или дальнейшей учебы. В 1937 г. Петр Иванович поступил в Орджоникидзеградский (ранее Бежицкий) машиностроительный институт (в насто-ящее время Брянский государственный технический университет). Учеба в институте была пре-рвана войной. Заканчивать учебу и защищать диплом пришлось в Нижнем Тагиле, куда институт был эвакуирован. 25 декабря 1941 г. П. И. Ящерицын получил диплом инженера-механика с отличием по специальности «Станки, инструменты и механическая обработ-ка материалов», а 28 декабря уже зачислен старшим мастером РМЦ 6-го Государственного подшипникового завода в г. Свердловске. Здесь он прошел славный трудовой путь до главного инженера-за-местителя директора.

Пытливый ум, неуемная энергия и высота поставленных задач требовали от технического руководителя производства постоянного поиска, быстроты решения проблем качества и повышения ресур- са работы подшипников. Одна из острейших проблем в то время – значительный брак по причине прижогов и трещинообразования при шлифовании колец подшипников. Шлифовальными кругами 6-й ГПЗ снабжал Косулинский абразивный завод, расположенный в 60 км от Свердловска. С руководством завода в постоянном контак-те и работал Петр Иванович, внося новые требования по технологии абразивной обработки и предлагая новые решения по абразивным

П. И. Ящерицын – начальник ремонтно-механического цеха

6-го Государственного подшип-никового завода (1943 г.)



Беларуси

6

кругам. По дороге из Косулина в Свердловск уставший от постоянно курившего в машине на-чальника абразивного отдела Петр Иванович попытался закрыть рот курильщику опытным кру-гом. Струйки дыма, пробившиеся сквозь круг, привели к мысли о возможности применения высо-копористых кругов при шлифовании колец подшипников. Смазывающе-охлаждающая жидкость, проникая через поры круга непосредственно в зону резания, должна обеспечивать шлифование без прижогов. Эта идея была проверена в цехе шестого ГПЗ, полученный результат – лишь пер-вый шаг к новым успехам. Уменьшение массы круга и повышение пороговой скорости прижого-образования позволили значительно увеличить скорость резания при шлифовании (вместо тра-диционных 25–30 до 35–50 м/с, а затем и выше) и производительность обработки. Так на Урале в 1949 г. был освоен способ скоростного шлифования. Вскоре он начал внедряться на предприя-тиях страны.

Полученные в процессе исследований и внедрения скоростного шлифования результаты легли в основу кандидатской диссертации Петра Ивановича Ящерицына, которую он успешно защитил 26 июня 1950 г. в Уральском политехническом институте.

Результаты своих исследований Петр Иванович публиковал во многих союзных изданиях, технических журналах. Первые научные работы П. И. Ящерицына опубликованы в 1952 г. [1, 2]. Он анализировал и обобщал передовой опыт механической обработки и вносил ряд важных техно-логических и конструкторских новаций. В его первых работах уже просматривалось стремление проанализировать весь технологический процесс в комплексе, оценить влияние как конкретных операций и переходов, так и их последовательности на эксплуатационные показатели обработан-ных поверхностей, работоспособность и надежность деталей в узлах и изделиях. П. И. Ящерицын постепенно подходил к глубокому научному пониманию взаимосвязей в технологии и формули-ровке своего важнейшего научного направления – явления технологической наследственности.

В августе 1952 г. Петр Иванович был вызван в Москву для доклада о перспективных техноло-гиях в подшипниковой промышленности и получил назначение на новое место работы. Приказом министра автомобильной и тракторной промышленности № 553 от 25 августа 1952 г. П. И. Ящерицын назначен директором строящегося ГПЗ № 11 в г. Минске. Здесь в полной мере раскры-лись его способности высококвалифицированного специалиста и организатора высокотехноло-гичного производства, а также крупного ученого в области технологии машиностроения. Петр Иванович интересовался всеми аспектами жизни коллектива ГПЗ и принимал живое участиев его судьбе [3]. Вся дальнейшая жизнь и трудовая деятельность П. И. Ящерицына связана со сто-лицей Беларуси – городом Минском.

В июне 1962 г. постановлением Совнархоза БССР (протокол №13 от 1 июня 1962 г.) П. И. Яще- рицын возглавил крупнейший технический вуз страны – Белорусский политехнический инсти-тут, где проявились его выдающиеся способности по подготовке и воспитанию научных кадров, организации учебного процесса. За время работы Петра Ивановича на посту ректора в институ-те значительно увеличилось количество студентов, образовались новые кафедры и начала про-водиться подготовка специалистов по новым актуальным специальностям. С его непосредствен-ной подачи организованы новые учебные заведения – Полоцкий политехнический и Могилевский машиностроительный институты и др. В 1962 г. П. И. Ящерицын защитил докторскую диссерта-цию на тему «Исследование механизма образования шлифованных поверхностей и их эксплуа-тационных свойств», в которой всесторонне рассмотрены физические основы и закономерности формирования шероховатости поверхностей при шлифовании и влияние технологических режи-мов, вида технологических сред и способов их подачи в рабочую зону, связки кругов и других параметров на эксплуатационные свойства обработанных поверхностей и работу изделий в це-лом. В диссертации уже сформулированы целостная система взглядов и основные положения явления технологической наследственности в процессах изготовления и эксплуатации деталей и узлов. В 1964 г. Петр Иванович утвержден в ученом звании профессора, в 1969 г. избран членом-корреспондентом, а в 1974 г. – академиком АН БССР. В 1972 г. Петру Ивановичу присвоено звание «Заслуженный деятель науки и техники БССР».

С апреля 1976 г. П. И. Ящерицын работает в Академии наук БССР (1976–1987 гг. – академик- секретарь Отделения физико-технических наук Академии наук БССР) и одновременно руково-



Беларуси

7

дит лабораторией физики поверхностных явлений Физико-технического института АН БССР. Как академик-секретарь Петр Иванович уделял много внимания организации и развитию фун-даментальных и прикладных исследований в институтах Отделения физико-технических наук, повышению эффективности исследований, укреплению связей науки с производством, подго-товке высококвалифицированных научных кадров.

В 1978 г. за комплекс работ по организации производства гидравлического оборудования высо-кого технического уровня совместно с группой сотрудников АН БССР и Гомельского ПО «Гидро- автоматика» П. И. Ящерицыну присуждена Государственная премия БССР в области техники.

П. И. Ящерицын широко известен в нашей стране и за ее пределами как крупнейший ученый в области фундаментальных проблем технологии машиностроения. Одним из первых он создал и развил теорию и методы управления технологической наследственностью при изготовлении деталей машин для обеспечения высокой надежности и долговечности изделий. В настоящее время это направление широко признано в мире и является фундаментальным положением тех-нологии машиностроения и инженерии поверхности. Глубоко вникая в суть физических явле-ний при исследовании различных методов металлообработки, он сформулировал основные за-кономерности формирования эксплуатационных свойств шлифованных деталей. С позиции тех-нологической наследственности эти положения раскрыты в его докторской диссертации. Долгая борьба с непониманием сути явления технологической наследственности закончилась с выходом в 1971 г. первой монографии П. И. Ящерицына на эту тему [4]. Понятие и термин «технологиче-ская наследственность» прочно вошли в учебники по технологии и инженерии поверхности. Петр Иванович возглавил школу белорусских ученых, развивающих важные направления по со- зданию научных основ, изучению физических и физико-химических явлений при резании, уста-новлению закономерностей формирования и управления эксплуатационными свойствами функ-циональных поверхностей при обработке. В рамках его школы в настоящее время проводятся комплексные теоретические и экспериментальные исследования новых высокоэффективных про-цессов финишной обработки труднообрабатываемых и композиционных материалов, создаются новые технологии, инструменты и оборудование для их реализации. В лаборатории физики поверх-ностных явлений создано новое в Республике Беларусь научное направление по оценке эксплуа-тационных характеристик, разработке методик и созданию оборудования для испытания и серти-фикации режущих инструментов.

Технологическую часть лаборатории прочности Физико-технического института (лаборато-рия физики поверхностных явлений) Петр Иванович принял в тяжелое для ее сотрудников время. Он не просто переименовал лабораторию, а придал мощный импульс развитию новых методов механической обработки материалов с позиций технологической наследственности, обновил

П. И. Ящерицын на демонстрации с коллективом ГПЗ 11 (07.11.1958 г.)



Беларуси

8

и актуализировал тематику исследований, чем внес огромный вклад в становление и развитие технологической школы в Республике Беларусь.

В республике формировались целые технологические направления, базирующиеся на новациях, идеях и разработках Физико-технического института. Петр Иванович активно пропагандировал и продвигал наработки лаборатории, способствовал внедрению их в реальное производство.

Под научным руководством П. И. Ящерицына в Физико-техническом институте созданы и раз-виты ряд новых методов финишной размерно-чистовой и упрочняющей обработки материалов (ротационное резание [5], поверхностно-пластическое деформирование, магнитно-абразивная и алмазно-абразивная обработки [6], обработка уплотненным и свободным абразивом и др.). Разработаны технологические процессы, созданы инструменты и целые гаммы оборудования, реализующие новые методы. Разработаны методы оптимизации технологических режимов, обес- печивающие многократное увеличение производительности процессов обработки, значительное повышение качества и улучшение эксплуатационных свойств обработанных деталей. Высокую оценку специалистов заслуживают труды П. И. Ящерицына, посвященные разработке и иссле-дованию технологических процессов и оборудования для скоростного шлифования металлов.

Важное научное и практическое значение имеют работы П. И. Ящерицына в областях меха-ники и динамики процессов лезвийной и абразивной обработки материалов резанием, физических основ резания металлов, проблем обрабатываемости резанием и физических закономерностей про-цессов резания спеченных и порошковых материалов, а также основ проектирования режущего инструмента, установления закономерностей и механизмов его изнашивания. Под его руковод-ством в ФТИ, БПИ и других научных институтах Беларуси выполнены исследования обработки комбинированными инструментами, электрохимической заточки твердосплавного инструмента, шлифования инструментом с ориентированными алмазными зернами, полирования изделий уплотненным потоком свободного абразива, новых видов инструментов для упрочняющей обра-ботки, надежности и производительности автоматических линий. Труды Петра Ивановича вно-сят большой вклад в научные основы технологии машиностроения, инженерии поверхности. Они получили широкую известность в нашей стране и за рубежом.

По результатам научных исследований П. И. Ящерицыным опубликовано свыше 600 печатных работ, в том числе 40 монографий, более 15 брошюр. Его изобретения защищены более 160 автор-скими свидетельствами и 17 зарубежными патентами. На учебниках Петра Ивановича подготов-лены несколько поколений инженеров-механиков.

П. И. Ящерицын большое внимание уделял подготовке высококвалифицированных кадров и специалистов для научных учреждений и предприятий страны. Им подготовлено 16 докторов и 87 кандидатов наук, среди которых видные ученые, руководители вузов и предприятий. Петру Ивановичу Ящерицыну присуждена ученая степень почетного доктора Словацкой высшей тех-нической школы в г. Братиславе и Белорусского национального технического университета, он избран почетным профессором Брянского госуниверситета.

За большие трудовые заслуги Петр Иванович Ящерицын награжден орденами Ленина, Октябрьской Революции, Трудового Красного Знамени, Дружбы народов, Франциска Скорины,

Академик П. И. Ящерицын демонстрирует разработки лаборатории физики поверхностных явлений министру станко-

строительной промышленности СССР и президенту Академии наук СССР А. П. Александрову



Беларуси

многими медалями и другими почетными наградами. Крупный ученый и организатор науки П. И. Ящерицын всегда принимал активное участие в общественной жизни республики, неодно-кратно избирался в ее высшие органы власти.

Прекрасный жизненный пример П. И. Ящерицына имел корни в вечных истинах – трудолю-бии, увлеченности процессом познания, желании воплотить сделанное на практике, передать знания и опыт ученикам. Память о нашем замечательном современнике навсегда сохранится в наших сердцах.

Литература

1. Ящерицын, П. И. Обобщение опыта лучших шлифовальщиков завода. М., 1952.2. Ящерицын, П. И. Скоростное шлифование. Свердловск, 1953.3. Мы – с подшипникового! История ГПЗ-11 1948–1998. Мн., 1998.4. Ящерицын, П. И. Технологическая наследственность и свойства шлифованных деталей. Мн., 1971.5. Ящерицын, П. И., Борисенко А. В., Дривотин И. Г., Лебедев В. Я. Ротационное резание материалов. Мн., 1987.6. Ящерицын, П. И., Мартынов А. Н., Гридин А. Д. Финишная обработка деталей уплотненным потоком свобод-

ного абразива. Мн., 1978.

S. A. ASTAPCHIK, V. Ya. LEBEDEV

A SCIENTIST, AN ENGINEER, A TEACHER

Summary

The article covers the general stages of science and life journey of academician Yashcharytsyn, formation and development of his theory of technological heritage. It shows the influence of application of technological heritage theory aspects on ensuring qualitative characteristics in the process of metal processing using abrasive and edge tools.



Беларуси

10


МАШИНОСТРОЕНИЕ, МЕХАНИКА

УДК 658.562 : 621.01

М. Л. ХЕЙФЕЦ1, А. С. ВАСИЛЬЕВ2, А. И. КОНДАКОВ2, Л. ТАНОВИЧ3

ТЕХНОЛОГИЧЕСКОЕ УПРАВЛЕНИЕ НАСЛЕДОВАНИЕМ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ ПАРАМЕТРОВ КАЧЕСТВА ДЕТАЛЕЙ МАШИН

1Отделение физико-технических наук НАН Беларуси, Минск, 2Московский государственный технический университет им. Н. Э. Баумана, Москва,

3Белградский университет, Белград

(Поступила в редакцию 07.07.2015)

Введение. Под наследственностью в технологии машиностроения подразумевается явление переноса свойств обрабатываемого объекта от предшествующих операций и переходов к после-дующим, которое в дальнейшем влияет на эксплуатационные свойства деталей машин [1, 2]. Носители наследственной информации – обрабатываемый материал и поверхности детали со всем многообразием описывающих их параметров. Носители информации активно участвуют в техно-логическом процессе и при эксплуатации, проходя через различные операции и переходы, испы-тывая воздействия технологических факторов [3, 4].

В технологической цепочке и на стадии эксплуатации существуют своего рода «барьеры». Одни технологические факторы не могут их преодолеть, в таком случае «барьеры» не влияют на конечные свойства объекта. Другие факторы проходят такие «барьеры», но значительно осла-бевает их влияние на конечные свойства [1, 3]. Самым существенным «барьером» являются тер-мические операции, а также операции, сопровождающиеся поверхностным деформированием и упрочнением, так как они изменяют микроструктуру обрабатываемого материала, микрогеомет- рию формируемой поверхности, приводят к короблению детали и искажению ее формы. В ходе этих операций различные «пороки» поверхности, такие как структурная неоднородность, поры, микротрещины, могут развиваться или «залечиваться». Следовательно, можно управлять про-цессом технологического и эксплуатационного наследования так, чтобы свойства, положительно влияющие на качество детали, сохранялись в течение всего технологического процесса, а свой-ства, влияющие отрицательно, ликвидировались в его начале [2, 4].

Отличительная особенность существующих подходов к определению и прогнозированию по- казателей качества машиностроительной продукции – использование принципа суперпозиции, согласно которому каждый из действующих технологических факторов независим от других, а результат совместного действия определяется их парциальной суммой, представляемой в той или иной форме [1, 2].

Технологические системы многосвязны, объекты производства характеризуются нелинейно-стью, необратимостью и неравновесностью. Однако применение принципа суперпозиции сводит многосвязные взаимодействия, осуществляемые в технологических системах, к односвязным взаимодействиям, игнорируя взаимное влияние технологических факторов [3].

При росте требований к качеству обработки поверхностей деталей машин методы определе-ния и прогнозирования качества, основанные на принципе суперпозиции, становятся малопри-годными, так как эффект взаимного влияния факторов соизмерим с результатами их прямого



Беларуси

11

воздействия. Процесс обеспечения свойств изделий должен рассматриваться как совокупность взаимодействующих процессов, изменения и сохранения свойств [4, 5].

Множественность свойств изделий, каждое из которых характеризуется соответствующим множеством показателей качества, является также проявлением многосвязности технологиче-ских факторов при формировании качества изделия. Свойства изделия взаимосвязанно форми-руются при его изготовлении, однако в производственной практике машиностроения этот факт учитывается недостаточно. Изолированное рассмотрение процесса формирования выделенных показателей качества может привести к серьезным ошибкам при проектировании и реализации технологических процессов [1, 2].

Технические трудности, связанные с описанием многосвязных взаимодействий, при форми-ровании множества показателей качества при обработке и упрочнении поверхностей изделия, а также в процессе его эксплуатации могут быть преодолены на основе применения методологии принятия проектных решений [4, 5].

Анализ процессов изнашивания поверхностей деталей

При анализе процессов изнашивания поверхностей деталей в трибосопряжениях целесоо-бразно рассматривать вектор [6]

ϕ(X, t) = [1uξ (Х, t),...,

iuξ (Х, t),...,nuξ (X, t)],

где 1uξ (Х, t) – скорость изнашивания i-й детали (сопряжения) в момент времени t при нагрузоч-

ном воздействии Х на узел машины.Тогда принимается, что процесс изнашивания обладает последействием, если модуль и на-

правление вектора ϕ(X, t) в момент времени t зависят не только от модуля и направления векто- ра Х в данный момент времени, но и от модуля и направления вектора Х в моменты времени τ < t, а также от величины износа U трущихся поверхностей за отрезок времени [0, t] (здесь U – n-мерный вектор: U = (u1, ..., ui, ..., un), у которого ui – величина износа i-й детали) [6, 7]:

0( ) ( ) .

i

t

i uu t d= ξ τ τ∫

Для процесса изнашивания без последействия характерно то, что модуль и направление вектора ϕ(X, t) в момент времени t зависят от модуля и направления вектора Х только в данный момент.

Модели процессов утраты работоспособности узлов трения. В зависимости от времени τр, в течение которого сохраняются изменения процесса утраты работоспособности, связанные с предысторией эксплуатации изделия, различают последействия первого и второго рода [6, 8]. Последействие первого рода характеризуется тем, что изменения в процессе утраты работоспо-собности изделия, обусловленные предысторией нагрузочного воздействия Х, сохраняются в те-чение всего срока службы изделия τд, т. е. τр ≥ τд. Если τр < τд, то имеет место процесс с «затухаю-щей памятью» – последействие второго рода.

Зависимости интенсивности изнашивания узлов трения машин от продолжительности рабо-ты t (рис. 1) отличаются друг от друга видом связей между управляющим параметром – нагру-зочным воздействием Х и сопряженным с ним изнашиванием интенсивностью J.

Выбор параметра порядка Н в каждом конкретном случае зависит от задач исследования (определения долговечности, сравнения износостойкости, оценки динамических свойств систе-мы с учетом изнашивания ее элементов и др.). Не исключено, что для одной и той же детали, но для различных показателей процесс утраты работоспособности может иметь или не иметь по- следействие при постоянной интенсивности изнашивания J трущихся поверхностей. Это обуслов-лено видом связи (линейной или нелинейной) между определяющим параметром Н, по которому производится оценка ресурса работоспособности исследуемого изделия, и накопленным изно-сом U [6, 7].

Рассмотрим основные связи между внешними воздействиями и параметрами системы fН, а также между характеристиками процесса утраты работоспособности gН.



Беларуси

12

Утрата работоспособности узлов трения без по-следействия (рис. 1, а). В случае, когда сопряженная параметру порядка Н интенсивность изнашивания J зависит только от величины нагрузочного воздейст- вия Х:

( )( )

( ) ( ) ;

( ) ( ), ( ), .

=

=

H

H

J t f X t

H t g X t U t t

Если процесс изнашивания рассматривать как не-прерывный стохастический процесс [9], то можно получить условие изнашивания без последействия. При постоянных условиях трения приращение износа U(∆t) = U(t + ∆t) − U(t) не зависит от времени (процесс с независимыми приращениями), следовательно, ско-рость изнашивания ξu = dU/dτ стационарна в период времени τ [6, 7]. Поэтому данный процесс описывается режимом с запоминанием.

Однако процессы утраты работоспособности дета-лей в периоды приработки и катастрофического разру-шения поверхностных слоев не могут быть описаны с помощью приведенных уравнений, так как значение интенсивности изнашивания J в эти периоды не является постоянным, а зависит от величин накопленного изно-са U трущихся поверхностей.

Утрата работоспособности с последействием пер-вого рода (рис. 1, б). В случаях, когда значение J зави-сит как от величины нагрузочного воздействия Х, так и от величины накопленного износа U, к рассматривае-мому моменту времени t

( )( )

( ) ( ), ( ), ;

( ) ( ), ( ), ,

=

=

H

H

J t f X t U t t

H t g X t U t tа при учете обратной связи нагрузочного воздействия Х* с износом U

*

*

*

( ) ( ( ), ( ), );

( ) ( ( ), ( ), );

( ) ( ( ), ( ), ).

H

H

H

J t f X t U t t

H t g X t U t t

X t q X t U t t

= =

=Изменения в период времени τ интенсивности изнашивания J трущихся сопряжений при по-

стоянном нагрузочном воздействии на входе технической системы Х могут быть вызваны двумя группами причин [6, 7]:

не учитывающими обратную связь нагрузки Х с износом U (различие физико-механических свойств материала по глубине поверхностного слоя изделия, обусловленное технологией изго-товления; старение смазочных материалов, приводящее к ухудшению их трибологических свойств, к изменению теплового режима работы сопряжения, а в некоторых случаях и к смене видов изнашивания трущихся поверхностей; увеличение в процессе эксплуатации концентра-ции абразивных частиц, продуктов износа и т. п.);

учитывающими изменения зависимости qн нагрузочного воздействия Х* на детали узла тре-ния в результате износа сопряжения U (связаны с увеличением зазоров в трущихся сопряжениях; с трансформацией макрогеометрии поверхностей трения при изнашивании и короблении дета-лей; с изменением контактной жесткости подвижных стыков и др.).

Рис. 1. Зависимости интенсивности изнашива-ния J узлов трения от длительности работы t: а – зависимость только от величины нагрузоч-ного воздействия Х в момент времени t; б – за-висимость от времени работы t при постоян-ном Х; в – зависимость от времени работы t при ступенчатом изменении Х на отрезках вре-

мени [t0, tl], [ 0 1,t t′ ′] и т. д.



Беларуси

13

Рассматриваемые процессы утраты работоспособности с последействием первого рода отно-сятся к процессам с сильной корреляцией, у которых существует определенная связь между ве-личинами параметра порядка Нi (∆t) и Hi + 1(∆t) даже при сравнительно больших τ = ti+1 – ti. Здесь Нi(∆t) = H(ti + ∆t) – H(ti); Hi+1(∆t) = Н(ti+1 + ∆t) – Н(ti+1), ti < ti +1.

Вследствие этого процессы утраты работоспособности, вызванные первой и второй группа-ми причин, характеризуются автоколебательным и стохастическим режимами.

Утрата работоспособности с последействием второго рода (рис. 1, в). Последействие вто-рого рода проявляется при изменении нагрузочного воздействия в виде особого переходного пе-риода в изнашивании трущихся поверхностей [6, 8]. В переходный период [t0, t1] величина J отличается от тех значений, которые она принимала при предыдущем уровне нагрузочного воз-действия Хi−l, и от значения, соответствующего новому уровню Хi:

1 0 1

1

( , ,..., , ), ; ( )

( , ), .H i i i n

H i

f X X X t t t tJ t

f X t t t− − ≤ ≤

= >Возникновение переходных периодов объясняется несколькими причинами [6, 7]: эксплуа-

тационной наследственностью материалов, деформируемых в процессе трения поверхностных слоев деталей; изменением эпюры удельных давлений в зоне контакта деталей при переходе с одного уровня нагрузочного воздействия на другой и связанной с этим «вторичной прира- боткой» трущихся поверхностей; постепенным восстановлением соответствия между величи-ной нагрузочного воздействия и распределением смазки и продуктов износа на трущихся по-верхностях.

Исходя из представлений о природе явлений последействия второго рода, можно заключить, что с позиции вероятностного анализа [9] процессы изнашивания в переходные периоды [t0, t1] характеризуются сильной корреляционной связью между приращениями износа Ui(∆t) и Ui+1(∆t) [6, 7]. Их следует рассматривать как релаксационные процессы с характерным периодом [t0, t1].

Таким образом, понижение размерности при описании передачи свойств изделий в техноло-гических и эксплуатационных процессах производится путем выделения параметров порядка и определения режимов состояния системы. После этого на каждом из режимов целесообразно рассмотреть взаимосвязи основных показателей качества изделия с определяющим параметром порядка и условия их устойчивого формирования [10].

Показатели качества поверхностей деталей машин. Показатели качества изделий маши-ностроения, являющиеся основными, делятся на две категории [7,11]: к первой категории отно-сятся те, которые характеризуются наследственными явлениями, связанными со свойствами ма-териалов изделий; ко второй – показатели качества, связанные с геометрическими параметрами их поверхностей.

Показатели обеих категорий в многосвязных технологических и эксплуатационных средах влияют друг на друга. Геометрические параметры изделий, такие как их конфигурации и разме-ры, могут оказывать влияние на напряжения, распределяемые в материале основы и поверхност-ных слоях. Наоборот, напряжения, формируемые в ходе технологических операций упрочнения и стадий эксплуатации, могут с течением времени привести к изменениям геометрических пара-метров деталей. Это свидетельствует о взаимной связи и обусловленности явлений, сопровожда-ющих технологические и эксплуатационные процессы.

Наиболее полно наследование основных показателей качества раскрывается при рассмотре-нии последовательности процессов с синергетических позиций совместного действия техноло-гических факторов при взаимном влиянии показателей [7, 12].

Начальные показатели качества деталей машины на различных масштабных уровнях (рис. 2) в процессе эксплуатации изменяются [6, 7]. Исключение составляют остаточные напряжения и структура основного материала, которые могут сохраняться до полного разрушения трущихся поверхностей деталей. В большинстве случаев уже в период приработки существенно меняются шероховатость и структура поверхностного рельефа. Волнистость и структура поверхностных слоев детали изменяются при установившемся изнашивании, а геометрическая форма поверхнос- ти трения остается в пределах допускаемых значений, принятых при изготовлении, практически



Беларуси

14

до конца службы узла трения, если оценка его работоспособности производится по параметрам точности [1, 2, 6].

Снижение чувствительности технологических и эксплуатационных сред к изменению усло-вий реализации режимов производства и применения изделий позволяет с наименьшими затра-тами осуществлять направленное формирование показателей качества в жизненном цикле изде-лий машиностроения [2, 12]. Функциональные модели многосвязных технологических сред по-зволяют в зависимости от постановки решаемой задачи осуществлять снижение ее размерности путем выделения множества существенных связей и подавления несущественных связей при сохранении корректности и адекватности [6, 8].

Методология принятия технологических решений

Математический аппарат методологии базируется на основных положениях [2, 12]:качество детали формируется на протяжении всей ее технологической предыстории и мно-

жество показателей качества является результатом предыстории;любое технологическое и связанное с ним воздействие на заготовку изменяет все показатели

качества;любое изменение показателя качества приводит к изменению остальных показателей каче-

ства заготовки.Характеристики технологических сред и закономерности их изменения позволили сформиро-

вать основную задачу направленного формирования показателей качества изделия: при известных начальных и конечных свойствах предмета производства определить наиболее оптимальную с точки зрения трансформации свойств технологическую среду.

В результате предложен общеметодический подход к обеспечению направленного формиро-вания оптимальных свойств изделий (рис. 3).

Важнейшей особенностью подхода является формирование для каждого технологическо- го передела сквозного процесса изготовления изделия оптимальной технологической среды, обеспечивающей наиболее рациональное распределение значений показателей качества по пе-ределам и придающей процессу формирования качества изделия необходимую направлен- ность. Изменяя среду или ее характеристики, можно управлять формируемыми свойствами изделий.

Рис. 2. Схема изменения начальных показателей качества поверхности изделий в процессе эксплуатации (заштрихо-ванные участки характеризуют длительность сохранения начальных значений геометрических параметров, оста-

точных напряжений и структуры материала в пределах допускаемых отклонений)



Беларуси

15

Модель многосвязных взаимодействий среды. На основе сравнения характеристик сред базового технологического процесса и желаемых процессов могут быть определены необходи-мые корректирующие воздействия по изменению состава, структуры и условий взаимодействия как элементов технологических сред, так и последних с предметом производства.

На базе концептуального подхода предложено определять следующие коэффициенты [2]:оперативного изменения і-го показателя качества при использовании j-го технологического

метода – (mi )j; изменения і-го показателя качества изделия, связанного с условиями реализации j-го техно-

логического метода – (ui )j; изменения і-го показателя качества при взаимодействии со средой уровня операции, реали-

зующей j-й технологический метод – (Si )j.Оперативно формирующая составляющая ( )on

i jK значения показателя Ki:

( )oni jK = (mi )j (Ki )j−1 + (ui )j (Ki )j−1,

где (Ki )j – множество значений показателей качества изделия после выполнения операции его изго-товления с учетом закономерностей технологической наследственности; (Ki )j−1 – множество зна-чений показателей качества, характеризующих состояние изделия после выполнения предыду-щей операции.

Если метод не реализован, (mi )j = 1, (ui )j = 0, иначе 0 < (mi )j ≤ 1. Изменение знака и значения показателя качества происходит в результате совокупного изменения коэффициентов (mi )j и (ui )j. Для каждого технологического метода найдены штатные условия реализации, определяющие значения (mi )j. Коэффициент (mi )j учитывает штатные условия реализации метода (в частности, штатные экономически обоснованные условия обработки), а (ui )j – условия, отличающиеся от штат-ных, а также иные условия, дополнительно характеризующие среду (базирование и закрепление заготовки, упругие характеристики элементов технологической системы и т. д.).

Аналитическое определение коэффициентов (mi )j, (ui )j, (Si )j невозможно, поэтому их получают статистической обработкой экспериментального материала.

Для конкретного метода с индексом реализации r слагаемое (ui )j (Ki )j−1 выделяется в систе-матическую составляющую (С):

1[( ) ] ( ) [( ) ] .on oni j r i j i j rK m K C−= +

Методики определения коэффициентов передачи. При определении значений коэффициен-тов оперативного изменения показателей качества (mi )j используются методики максимального пересечения множества входных и выходных значений показателей качества, а также усредне-ния границ диапазонов (рис. 4).

Рис. 3. Концептуальная схема направленного формирования оптимальных свойств изделий: И – изделие; ЗС, РС, ФС – соответственно заданные, реальные, формируемые свойства изделия; ТПП – технологическая подготовка производ-ства; ИМ – изготовление исходных материалов; З – изготовление заготовок; Д – изготовление деталей; С – сборка; ИК – испытание и контроль; КПТИ – конструктивно-технологические параметры изделия; ФОТС – формирование

оптимальных технологических сред



Беларуси

16

При известных (mi )j значения (ui )j определяются в соответствии с

1[( ) ] [( ) ] [( ) ] ( ) .γ − γ= −on oni j r i j i j i ju K K m

При известных (mi )j, (ui )j

1

( )( ) ,

( )

oni j

i j oni j

KS

K −

=

используются таблицы усредненных значений коэффи-циентов оперативного изменения свойств (mi )j для основных технологических методов обработки наруж-ных и внутренних цилиндрических поверхностей, а также плоскостей.

Установлено, что оптимальная погрешность определения коэффициентов оперативного измене-ния показателей качества обрабатываемых заготовок

для методов абразивной обработки в среднем в 3 раза выше, чем для лезвийной обработки, что свидетельствует о большей чувствительности соответствующих технологических сред к изме-нению условий реализации и состояния образующих их объектов.

Среднее значение относительной погрешности определения величины mІТ коэффициента оперативного изменения точности размеров для группы методов точения и шлифования деталей с износостойкими покрытиями составило 2,5 %, а шероховатости mRa – 11,0 %. Зависимости ха-рактеристик технологических сред уровня операции от состояния образующих их объектов адекватно представляются с помощью линейных регрессионных моделей или кусочно-линейно аппроксимируются при относительной погрешности, не превышающей 10 % (рис. 5, 6).

Установлено, что сохранение и взаимное влияние свойств особенно проявляются при плоско-вершинной алмазно-абразивной обработке, полировании и суперфинише, когда снимаемый при-пуск находится в пределах исходной высоты неровностей шероховатости.

Определение коэффициентов сохранения и взаимовлияния. Многосвязность технологи-ческих сред, различие физических процессов, сопровождающих взаимодействие сред с предме-том труда, являются основными причинами отсутствия единого методического подхода к опре-делению элементов коэффициентов сохранения и взаимного влияния формируемых свойств kij матрицы [kij]. Коэффициенты определяются при реализации сквозного технологического про-цесса изготовления изделия при непрерывном исследовании состояния качества предмета произ-водства.

Первичное значение kij для начальной фазы процесса:

Рис. 4. Сравнение коэффициентов оперативного изменения точности размера (mІТ) для методов обра-ботки наружных цилиндрических поверхностей: 1, 2, 3, 4 – соответственно точение черновое, полу-чистовое, чистовое, тонкое; 5, 6, 7 – соответственно шлифование предварительное, окончательное, тон-кое; І, ІІІ – методика максимального пересечения

множеств; ІІ – методика усреднения границ

Рис. 5. Зависимость коэффициента SRa от исходной шероховатости деталей при суперфинише: RaS – среднее арифметическое значение; c

RaS – усредненное постоянное значение

Рис. 6. Зависимость коэффициента SRa от исходной шероховатости деталей при шлифовании абразивной

лентой ( RaS – среднее арифметическое значение коэффициента)



Беларуси

17

1 0

0

( ) ( ),

( )i ij i

iji

K S Kk

K−

≈

где (Ki )1 – значение показателя Ki после выполнения операции; (Ki )0 – значение показателя Ki до начала выполнения операции; Sij – коэффициент изменения показателя качества при взаимодей-ствии предмета производства с технологической средой уровня операции. В отличие от mi, ui коэффициенты kijимеют физическую размерность.

Предложенный аппарат описания трансформации показателей качества с учетом их взаи-модействия и взаимного влияния в многосвязных технологических средах адекватен реальным процессам формирования свойств изделий машиностроения и может быть использован для про-гнозирования технологических решений [2, 12].

Определение погрешности обработки. Рассмотрение взаимного влияния технологических факторов при взаимодействии технологических сред с предметом производства позволяет внести соответствующие уточнения в расчетно-аналитический метод определения суммарной погреш-ности обработки. Возникающие при обработке заготовки погрешности взаимосвязаны, влияют друг на друга и суммарную погрешность обработки. Составляющие погрешности формируются как в результате взаимодействия заготовки с технологической средой уровня операции, так и с тех-нологической средой уровня процесса.

Для составляющих погрешности обработки справедливо, , , ,

, , , ,

, , , ,

, , , ,

, , , ,

1

1

1 ,1

1

Y Y H Y u Y T

Y H u T

H Y H H u H T

u Y u u H u T

j jT Y T T H T u j

a a a aY Ya a a a

a a a aH Hu ua a a aT Ta a a a

∆ ε ∆ ∆ ∆ ∆ ∆ ∆

ε ∆ ε ∆ ε ∆ ε ∆

∆ ∆ ∆ ε ∆ ∆ ∆ ∆

∆ ∆ ∆ ε ∆ ∆ ∆ ∆

∂∆ ∆ ∆ ε ∆ ∆ ∆ ∆

∆ ∆ ε ε =∆ ∆ ∆ ∆ ∆ ∆

где ( , , , , )TjY H u T∆ ε ∆ ∆ ∆ – вектор-столбец значений составляющих погрешностей (погрешность,

вызываемая упругими деформациями; погрешность установки; погрешность настройки; погреш-ность, вызываемая размерным износом; погрешность, вызываемая тепловыми деформациями), определяемых с учетом взаимного влияния; а – коэффициенты трансформации погрешностей, учитывающие взаимное влияние погрешностей; ( , , , , )T

jY H u T ∂∆ ε ∆ ∆ ∆ – вектор-столбец детер-минированных значений, составляющих погрешностей, определенных на основе традиционного расчетно-аналитического метода.

Квадрат итогового значения суммарной погрешности ∆ определяется в форме∆2 = [λi Pi]

T[Pi](λi – коэффициенты, определяющие форму кривой распределения составляющей погрешнос- ти Pi).

Учет многосвязности технологических сред при определении суммарной погрешности обра-ботки позволяет повысить точность существующих методов расчета [2, 6].

Модель формирования показателей качества. Разработанный аппарат описания транс-формации свойств изделий позволяет желаемым образом распределять уровни свойств изделия по этапам технологического процесса его изготовления. Для любой части сквозного технологи-ческого процесса изготовления изделия и для любого из свойств последнего на основании раз-работанной методики может быть определен и при необходимости оптимизирован желательный уровень значений соответствующих показателей качества.

Так, например, по завершении заготовительного передела достигнутые значения квазиста-бильных з

cK и изменяющихся зvK показателей качества определяются следующим образом:

з з з,

з з з,

;

,

M М Mc c c

M М Mv v v

K S K k K

K S K k K

= +

= +

где з ,cS зvS – коэффициенты изменения свойств предмета производства в результате его взаимо-

действия с технологической средой уровня заготовительного передела; KМ – значения показателей



Беларуси

18

качества исходного материала; з, ,Мck з,М

vk – коэффициенты сохранения и взаимного влияния свойств исходного материала, проявляющиеся на заготовительном этапе сквозного процесса изготовления изделия.

Аналогичные соотношения могут быть определены для переделов обработки и упрочнения деталей. Их можно рассматривать как модель формирования свойств изделия в сквозном техно-логическом процессе его изготовления. Практически для любого этапа N группы операций мо-гут быть получены соотношения вида

KN = HN KM.

Здесь KN – значение сформированного после этапа N показателя качества; HN – коэффициент трансформации свойств изделия по отношению к исходным свойствам (KM

). Введением множества критериев оптимизации можно перейти к решению задач оптимиза-

ции значений показателей качества для каждого этапа (операции) технологического процесса. Так как не все показатели качества равнозначны с позиции технологического обеспечения их значений, целесообразно определять желаемые уровни не для всех, а лишь для труднообеспечи-ваемых показателей качества, считая при этом «по умолчанию», что другие показатели будут обеспечены. Использование «паспорта» предмета производства, включающего, например, для детали данные о наиболее труднодостижимых значениях показателей качества и общем числе ее поверхностей, позволяет корректно снизить размерность решаемых технологических задач.

Определение показателей передачи эксплуатационных свойств

Функциональные модели многосвязных технологических сред позволяют в зависимости от постановки решаемой задачи осуществлять снижение ее размерности путем выделения множе-ства существенных связей и подавления несущественных связей при сохранении корректности и адекватности.

Снижение чувствительности технологических и эксплуатационных сред к изменению усло-вий реализации режимов производства и применения изделий позволяет с наименьшими затра-тами осуществлять направленное формирование показателей качества в жизненном цикле изде-лий машиностроения.

Структура взаимосвязей наследуемых свойств. Технологический процесс изготовления и эксплуатации детали может быть представлен в виде графа, выделяющего заготовительные, чер-новые операции, чистовые и отделочные операции, а также стадии эксплуатации [6]. Граф, как правило, является ориентированным, а параметры качества взаимосвязаны между собой (рис. 7).

Начальная вершина графа при описании технологического процесса представляет собой заго-товку (З), конечная вершина – готовую деталь (Д) в эксплуатации. Ориентированные ребра графа

Рис. 7. Развернутый граф технологического и эксплуатационного наследования, учитывающий комплекс показателей качества



Беларуси

19

показывают передачу эксплуатационных свойств детали при обработке. Передача ребра описы-вается коэффициентом наследования K, отражающим количественное изменение свойства и рав-ным отношению предыдущих Sj и последующих Sj+1 значений свойства [4]:

K = Sj /Sj+1.

Помимо прямой передачи свойств (рис. 7) при технологическом и эксплуатационном наследо-вании целесообразно оценивать их взаимовлияние (рис. 8). Общую структуру процессов можно представить как сложную многомерную систему в виде последовательности изменения основ-ных параметров качества детали [2]. На вход технологической системы обработки поступают различные характеристики заготовки {S10, S20, ..., Sm0}, а на её выходе обеспечивается соответ-ствующий набор тех же характеристик для готовой детали {S1p, S2р, ..., Smp}. Эти изменения опре-деляются действием совокупности технологических {tl1, tl2, ..., tln} факторов для каждой опера-ции ϕl технологического процесса [3].

Для параметра качества S после окончательной обработки [2]

1.pbp p pS a S −=

Количественные связи наследственности, зависящие от выбора метода обработки, определяют-ся коэффициентами b, а основные условия обработки внутри этого метода – коэффициентами a. Выполнив преобразования с уравнениями для предшествующих операций ϕp−1, ϕp−2, ..., ϕ1, полу-чили общую математическую модель изменения параметра качества для всего процесса:

1 1 2 1 1( ) ( ... ) ( ... )1 2 1 0... .p p p p p p pb b b b b b b b b

p p p pS a a a a S− − −−=

Коэффициент наследственности al описывает влияние технологических факторов tl1, tl2, ..., tln на рассматриваемый параметр качества Sj для операции ϕl и может быть представлен [3] таким образом:

1 20 1 2 ,l l lnk k k

l l l l lna k t t ...t=

где kl0, kl1, kl2, .., kln – эмпирические коэффициенты влияния технологических факторов.Анализ зависимостей показывает, что весь процесс может быть выражен в виде суммы дей-

ствия окончательной операции и некоторой доли влияния предшествующих операций на исход-ное состояние заготовки S0, которые определяются коэффициентами наследственности b1, b2, ..., bp. Если на какой-либо операции ϕl коэффициент технологической наследственности bl = 0, то это означает отсутствие влияния исходного качества состояния заготовки на оконча-тельное состояние после данной операции, что может служить интерпретацией действия опера-ции ϕl как непреодолимого «технологического барьера» [2, 4].

Рис. 8. Граф технологического и эксплуатационного наследования, отражающий взаимовлияние физико-механических и геометрических показателей качества



Беларуси

20

Рис. 9. АВС-анализ изменения в процессе эксплуатации (I–III) начальных по-казателей качества (1–8): 0 – формирование поверхности; А – изменение кон-тактных нагрузок; В – выход детали из строя; С – полное разрушение поверх-ности; I – приработка; II – нормальное изнашивание; III – катастрофическое изнашивание; 1 – шероховатость поверхности; 2 – структура поверхностного рельефа; 3 – волнистость поверхности; 4 – структура поверхностных слоев; 5 – форма поверхности; 6 – точность размеров; 7 – остаточные напряжения;

8 – структура основного материала

Основные наследуемые показатели качества. Для выявле-ния основных наследуемых в эксплуатации показателей каче-ства, посредством контроля которых целесообразно управлять

технологическим процессом, проводился ABC-анализ (рис. 9), выделяющий по степени важнос- ти группы причин изменения в процессе эксплуатации начальных геометрических параметров поверхности и физико-механических характеристик материала [5].

ABC-анализ показал, что в большинстве случаев уже в период приработки (I) существенно ме-няются шероховатость (1) и структура поверхностного рельефа (2). Волнистость (3) и структура по-верхностных слоев (4) изменяются при установившемся изнашивании (II). Точность размеров (5) и геометрическая форма поверхности (6) остаются в пределах допустимых значений даже в нача-ле стадии катастрофического изнашивания (III). Только остаточные напряжения (7) и структура основного материала (8) могут сохраняться до полного разрушения трущихся поверхностей [6].

Поэтому для изучения наследования оперативно и наименее трудоемко выбирались контро-лируемые физико-механические геометрические показатели качества из начальной и конеч- ной групп (0–С). При этом особое внимание уделялось показателям (5, 6), претерпевающим су-щественные изменения в начале катастрофического износа (В) и связанным как с физико-меха-ническими характеристиками материала (7, 8), так и с геометрическими параметрами рельефа поверхности (1, 3).

Изучение и управление технологическим и эксплуатационным наследованием предложенным методом контроля параметров качества проводили для деталей, отвечающих за ресурс изделия [7, 13].

Измерения твердости HRC, отклонений формы ρ, точности размеров IT и рельефа поверхнос- ти Ra проводились на партии деталей. Она разбивалась на десять групп, а в качестве расчетного значения принималось среднеарифметическое группы.

На основании расчетных результатов определялись коэффициенты передачи наследования KН, Kρ, KI, KR для графа на рис. 7 и коэффициенты взаимовлияния технологического наследова-ния KНρ, KНI, KНR, KρI, KρR, KIR для графа на рис. 8.

Для оценки наследования по технологическому маршруту рассчитывались результирующие коэффициенты Kр, равные произведению соответствующих коэффициентов для эксплуатацион-ных параметров качества по всей последовательности операций. Для определения степени влия-ния наследования на различных технологических операциях рассчитывались коэффициенты сравнения Kс, равные отношению коэффициентов взаимовлияния на предшествующих и после-дующих операциях [14, 15].

Технологические барьеры при передаче свойств. Изучение последовательности воздействий концентрированными потоками энергии на операциях комбинированной обработки и анализ формируемых параметров качества поверхностей сопровождаются исследованием технологиче-ской наследственности диссипативных структур, образующихся в процессах интенсивной обра-ботки [16, 17].

Формирование структур в процессах физико-химической обработки исследуется с позиций технологической наследственности, устойчивости параметров качества и производительности обработки.

Воздействия потоками энергии и вещества сообщают обрабатываемой поверхности импульсы, при этом скорость и ускорение их распространения фиксируются на всех участках прохожде- ния импульсов. О скорости распространения энергии можно судить по распределению значений параметров упрочнения (рис. 10, кривые 1), а вещества по концентрации легирующих элементов



Беларуси

21

(рис. 11) – по глубине поверхностного слоя. Вели- чина энергии импульса пропорциональна площади, расположенной под кривой упрочнения, которую можно определить графическим интегрированием (рис.10, кривые 2). Ускорение, т. е. первая произво-дная от скорости, получаемая графическим диффе-ренцированием (рис. 10, кривые 3), характеризует величину и положение силы сопротивления проник- новению импульса энергии в поверхностный слой.

Поэтому вторую производную от импульса энер- гии по глубине поверхностного слоя (∂2(Pτ)/∂H2) мож-но рассматривать как технологический барьер [17, 18]. Изучение технологических барьеров показывает, что они достаточно точно описываются нормальным за-коном распределения с различными величинами дис- персий.

Величиной и положением барьеров, описывающих условные поверхности раздела слоев, рекомендова-но определять граничные условия при послойном формировании структур [19, 20]. При упрочнении и разупрочнении барьеры располагаются по разные стороны от оси координат (рис. 10, б). При достаточ-ной близости технологических барьеров совместное действие механических и тепловых потоков приво-дит к совмещению барьеров и термодеформационно-му упрочнению по всей глубине комбинированных воздействий (рис. 10, в). В результате нагрева увели-чивается пластичность поверхностного слоя и де-формации проникают на большую глубину. Увеличение зоны и степени деформации, сопровож- дающееся усилением поглощения тепла, препятствует прохождению и приближает границу рас-пространения теплового потока к поверхности. Совместное действие механических и тепловых потоков приводит к совмещению технологических барьеров и по всей глубине воздействия проис-ходят термомеханические процессы.

Рис. 10 Зависимости распределения по глубине Н поверхностного слоя (1 – изменение твердости

∆HV; 2 – общее упрочнение ΣHV∆H; 3 – скорость приращения упрочнения ∆HV/∆H) после резания

с нагревом недостаточной (а), избыточной (б) и рациональной (в) интенсивности

Рис. 11 Зависимости распределения Cr (a) и V (б) по глубине H поверхностного слоя при наплавке порошком высоко-хромистого чугуна С-300 (а) и при наплавке порошком феррованадия Fe–V с поверхностным пластическим дефор-

мированием (б)

Заключение. Технологическое наследование эксплуатационных свойств в процессах изго-товления деталей машин целесообразно описывать графом, отражающим коэффициенты пере-дачи и взаимовлияния физико-механических и геометрических параметров. Для расчета коэффи-циентов наследования по степени значимости влияния рекомендуется последовательность пара-метров: твердость (H), отклонение формы (ρ), точность размеров (I) и шероховатость рельефа (R)



Беларуси

поверхности детали. Технологические барьеры при изготовлении деталей можно рассматривать как вторую производную от импульса энергии по глубине поверхностного слоя.

В результате методы технологического управления и контроля наследованием эксплуатацион-ных свойств деталей включают:

измерения физико-механических и геометрических параметров наиболее ответственных де-талей;

определение механизмов технологического наследования на основе коэффициентов передачи и взаимовлияния эксплуатационных свойств;

анализ технологических барьеров при интенсивных воздействиях потоками энергии; разработку мероприятий для технологического управления технологическими процессами.Исследования частично поддержаны грантами БРФФИ: белорусско-сербским Т14СРБ-010

и белорусско-российским Т14Р-198.


1. Ящерицын П. И., Хейфец М. Л., Чемисов Б. П. Технологические основы высокоэффективных методов обработ-ки деталей. Новополоцк, 1996.

2. Васильев А. С., Дальский А. M., Клименко С. А. и др. Технологические основы управления качеством машин. М., 2003.

3. Ящерицын П. И., Рыжов Э. В., Аверченков В. И. Технологическая наследственность в машиностроении. Мн., 1977.4. Дальский А. M. Технологическое обеспечение надежности высокоточных деталей машин. М., 1975.5. Ящерицын П. И., Скорынин Ю. В. Работоспособность узлов трения машин. Мн., 1984.6. Альгин В. Б., Блюменштейн В. Ю., Васильев А. С. и др. Технологические и эксплуатационные методы обеспече-

ния качества машин / Под общ. ред. П. А. Витязя. Мн., 2010.7. Ящерицын П. И., Аверченков В. И., Хейфец М. Л., Кухта С. В. // Докл. НАН Беларуси. 2001. Т.45, № 4. С. 106–09.8. Ящерицын П. И. Хейфец М. Л., Клименко С. А., Васильев А. С. // Докл. НАН Беларуси. 2004. Т. 48, № 4. С. 107–110.9. Кордонский Х. Б., Харач Г. М., Артомоновский В. Л., Непомнящий Е. Ф. Вероятностный анализ процесса изна-

шивания. М., 1968.10. Гордиенко А.И., Кожуро Л. М., Хейфец М. Л., Кухта С. В. // Докл. НАН Беларуси. 2004. Т. 48, № 4. С. 107–110.11. Колесников К. С., Баландин Г. Ф., Дальский А. M. и др. Технологические основы обеспечения качества машин

/ Под общ. ред. К. С. Колесникова. М., 1990.12. Дальский А. M., Базров Б. М., Васильев А. С. и др. Технологическая наследственность в машиностроительном

производстве. М., 2000.13. Ящерицын П. И., Хейфец М. Л., Точило В. С., Кусакин Н. А. // Докл. НАН Беларуси. 2004. Т. 48, № 6. С. 113–118.14. Ящерицын П. И. Кусакин Н. А., Хейфец М. Л., Премент Г. Б. // Докл. НАН Беларуси. 2007. Т. 51, № 6. С. 121–126.15. Лысов А. А. Кусакин Н. А., Хейфец М. Л., Премент Г. Б. // Сборка в машиностроении, приборостроении. 2009.

№ 4 (105). С. 30–35.16. Хейфец М. Л., Кожуро Л. М., Мрочек Ж. А. Процессы самоорганизации при формировании поверхностей.

Гомель, 1999.17. Хейфец М. Л. Проектирование процессов комбинированной обработки. М., 2005.18. Ящерицын П. И., Хейфец М. Л., Шипко А. А., Кожуро Л. М. // Докл. НАН Беларуси. 1997. Т. 41, № 5. С. 110–113.19. Чижик С. А., Хейфец М. Л., Филатов С. А. // Механика машин, механизмов и материалов. 2014. № 4 (29).

С. 68–74.20. Хейфец М. Л. Формирование свойств материалов при послойном синтезе деталей. Новополоцк, 2001.

M. L. KHEIFETZ, A. S. VASILYEV, A. I. KONDAKOV, L. TANOVIĆ

TECHNOLOGICAL MANAGEMENT OF INHERITANCE OF QUALITY PARAMETERS OF A WORK PIECE

Summary

To describe the technological inheritance of operational properties in the processes of the parts manufacturing, a graph reflecting the transfer coefficients and interaction of physical and mechanical and geometrical parameters is proposed. The methods of process control of the parts operational properties inheritance including: measurement of parameters, the most critical parts; identifying of mechanisms of technological inheritance based on the coefficients of transmission and interaction of the performance properties; analysis of technological barriers at the impact of intensive energy flows, development of measures for technological process control were also considered.



Беларуси

23


УДК 658.562 : 621.01

М. В. ПОДОСЕТНИКОВ1, С. В. СЕМЕНОВ1, Г. Б. ПРЕМЕНТ2, В. А. ГАЙКО3

СРАВНИТЕЛЬНЫЙ АНАЛИЗ ТЕХНОЛОГИЧЕСКОГО НАСЛЕДОВАНИЯ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ ПАРАМЕТРОВ КАЧЕСТВА

В ПРОЦЕССАХ ИЗГОТОВЛЕНИЯ И ВОССТАНОВЛЕНИЯ КОЛЕНЧАТОГО ВАЛА1Полоцкий завод «Проммашремонт», Полоцк,

2ООО «Фелокт-сервис», Минск, 3ГНПО «Центр» НАН Беларуси, Минск


Введение. Изучение особенностей технологического наследования физико-механических и геометрических параметров качества рабочих поверхностей деталей двигателя внутреннего сгорания позволяет выявить сходство и различия в процессах передачи эксплуатационных свойств при изготовлении и восстановлении деталей, отвечающих за ресурс машины [1, 2].

Для сравнительного анализа наследования эксплуатационных свойств необходимо рассмат- ривать одну и ту же деталь в процессах производства и ремонта, на совпадающих операциях тех-нологических процессов изготовления и восстановления [3–5]. Поэтому в качестве исследуемой детали двигателя при сравнительном анализе механизмов наследования при изготовлении и вос-становлении рабочих поверхностей выбран коленчатый вал как изготавливаемый, так и восста-навливаемый на ремонтных предприятиях республики [6, 7]. Сравнение особенностей техноло-гического наследования проводилось для коренных и шатунных шеек коленчатого вала после черновых, чистовых и отделочных операций механической обработки, совпадающих в техноло-гических процессах изготовления и восстановления детали.

Методика исследования передачи параметров качества в процессах изготовления и восста-новления. Замеры эксплуатационных параметров качества производились на рабочих поверхностях коренных и шатунных шеек коленчатого вала двигателя ЗМЗ-53, так как на эти поверхности в про-цессе эксплуатации воздействуют контактные нагрузки, приводящие к их износу и разрушению. Измерения физико-механических и геометрических параметров качества проводились после токарной обработки, шлифования и полирования на поверхностях пяти коренных и четырех шатунных шеек.

В экспериментальных исследованиях явлений наследования параметров качества коренных и шатунных шеек в процессах производства и ремонта коленчатого вала двигателя ЗМЗ-53 за основ-ной физико-механический параметр принималась твердость материала по Бринеллю (HB) при изго-товлении и по Роквеллу (HRC) при восстановлении детали. Результаты измерений основной физико-механической характеристики и геометрических параметров качества: радиального биения ρ, точности размеров IT и шероховатости поверхности Ra коренных и шатунных шеек заносились в таблицы. В них по вертикали располагались данные согласно порядковым номерам исследуемых классов коленчатых валов, а по горизонтали – данные по каждой шейке вала. Это позволило ана-лизировать не только среднеарифметические результаты измерений по классам разных деталей, но и отличия данных по различным номерам коренных и шатунных шеек на всем протяжении вала.

На основе табличных данных строились графики изменения эксплуатационных параметров ка-чества рабочих поверхностей коленчатого вала на характерных этапах технологического процесса его изготовления (рис. 1, 2) и восстановления (рис. 3, 4). По графикам детально анализировались закономерности изменения параметров качества в процессе механической обработки поверхнос- тей коренных и шатунных шеек.



Беларуси

24

По экспериментальным табличным данным рассчитывались коэффициенты передачи техно-логического наследования и взаимовлияния K (табл. 1–8), равные отношению характеристик на предыдущей и последующей операциях для исследуемых свойств: HB (HRC), ρ, IT и Ra поверх-ностей коренных (1–5) и шатунных шеек (1–4) коленчатого вала двигателя ЗМЗ-53.

Исследуемые физико-механические и геометрические характеристики взаимосвязаны между собой, поэтому анализировалось проявление технологического наследования при взаимовлиянии эксплуатационных свойств [1, 2, 5]. Твердость поверхностного слоя на всех операциях механиче-ской обработки влияет на точность обеспечения формы, выполнения размеров и на формирова-ние микрорельефа поверхности. При относительно большом биении поверхности нельзя гово-рить о высокой точности размеров, а на радиальное биение оказывают влияние как точность размеров, так и шероховатость поверхности. Шероховатость поверхности не всегда является на-следуемым параметром, так как с очередным проходом инструмента формируется свой микро-рельеф, практически не связанный с предыдущим микрорельефом [8, 9].

Для оценки наследования по всему технологическому маршруту рассчитывались результи-рующие коэффициенты передачи Kр, равные произведению соответствующих коэффициентов для эксплуатационных параметров качества по всей последовательности операций (табл. 1, 2, 5, 6). Для определения степени влияния наследования на различных технологических операциях рас-считывались коэффициенты сравнения Kс, равные отношению коэффициентов взаимовлияния на предшествующих и последующих операциях (табл. 3, 4, 7, 8).

Определение механизмов передачи и управление наследованием свойств в процессе изго-товления детали. Изучение экспериментальных данных в процессе производства (рис. 1, 2) по-зволило определить основные зависимости технологического наследования физико-механических

Рис. 1. Зависимость изменения твердости коренных (а) и шатунных (б) шеек по классам (1–10) коленчатых валов двигателя на этапах (I, II, III) их изготовления



Беларуси

25

и геометрических параметров качества коренных (табл. 1, 3) и шатунных шеек (табл. 2, 4) колен-чатого вала двигателя ЗМЗ-53.

При механической обработке в процессе изготовления детали (табл. 1, 2), как и требуется для рационально построенного технологического процесса [2, 3, 5], на начальных операциях устра-няется вредное влияние технологической наследственности, т. е. коэффициенты передачи велики (K >> 1) для геометрических и малы (1 > K > 0) для физико-механических параметров качества, а на заключительных операциях они стабилизируются (K → 1).

Коэффициенты взаимовлияния (табл. 3, 4) позволяют оценить значимость как технологических операций, так и технологических факторов, влияющих на параметры на отдельных операциях.

Твердость материала существенно влияет на геометрические параметры. Для отклонений параметров IT и Ra это влияние важно как на черновых, так и на чистовых операциях и посте-пенно возрастает по всем технологическим переходам.

Т а б л и ц а 1. Коэффициенты передачи технологического наследования K и результирующие коэффициенты Kр твердости Н, отклонений формы ρ, точности размеров I

и рельефа поверхности R на коренных шейках коленчатого вала двигателя

Операция изготовленияКоэффициент передачи технологического наследования

KH Kρ KI KR

Точение – шлифование (K1) 1,011 1,847 16,684 181,302Шлифование – полирование (K2) 0,999 1,001 1,188 1,928Kp = K1K2 1,011 1,853 19,815 349,555

Рис. 2. Зависимость изменения радиального биения коренных шеек (а) и точности размеров шатунных шеек (б) по классам (1–10) коленчатых валов двигателя на этапах (I, II, III) их изготовления



Беларуси

26

Геометрические параметры поверхности такие, как IT и Ra, после черновой обработки насле-дуются в большей степени, чем после чистовых операций доводки коренных и шатунных шеек коленчатого вала.

Кроме того, необходимо отметить, что на шероховатость поверхностей коренных и шатунных шеек, точность обработки и отклонения формы, полученные на предыдущих операциях, прак-тически не влияют (табл. 3, 4). В этой связи операции окончательного шлифования можно рас-сматривать как технологические «барьеры» для передачи параметров точности обработки, в осо-бенности биения поверхностей на их шероховатость. При этом также следует отметить влияние передачи погрешности формы (табл. 1) на параметры точности обработки (табл. 3).

В результате можно говорить о рациональном построении маршрута механической обработки коренных и шатунных шеек коленчатого вала, так как передача параметров IT и Ra поверхностей на черновых операциях наиболее значима, а затем на отделочных операциях существенно ослабевает (табл. 1, 2). Следует обратить внимание на высокие коэффициенты передачи точности обработки после черновых операций и особое внимание – на коэффициент передачи шероховатости после точения.

Анализ зависимостей влияния технологических факторов на наследование эксплутационных параметров качества дал возможность выявить определяющие процессы передачи свойств при изготовлении коленчатого вала двигателя ЗМЗ-53.

При точении на параметры качества поверхности существенно влияет тангенциальная со-ставляющая силы резания, которая определяется его глубиной и подачей инструмента. Поэтому при управлении качеством обработки особое внимание следует уделять припуску под точение и подаче инструмента.

При шлифовании и полировании на физико-механические и геометрические параметры ка-чества поверхности влияют радиальная и тангенциальная составляющие силы резания, которые определяются глубиной резания и подачей инструмента, а также скоростями вращения круга и заготовки. Поэтому при управлении качеством обработки следует особо учитывать припуск под обработку, скорость вращения и подачу круга.

Т а б л и ц а 2. Коэффициенты передачи технологического наследования K и результирующие коэффициенты Kр твердости Н, точности размеров I и рельефа поверхности R

на шатунных шейках коленчатого вала двигателя


KH KI KR

Предварительное шлифование – окончательное шлифование (K1) 0,979 12,603 1,926Окончательное шлифование – полирование (K2) 1,019 1,056 1,333Kp = K1K2 1,002 13,314 2,574

Т а б л и ц а 3. Коэффициенты взаимовлияния K и сравнения Kс при передаче физико-механических Н и геометрических ρ, I, R параметров качества поверхностей коренных шеек коленчатого вала двигателя

Операция изготовленияКоэффициент взаимовлияния технологического наследования

KHρ KHI KHR KρI KρR KIR

Точение – шлифование (K1) 15704,514 12084,211 424,399 1,421 0,050 0,586Шлифование – полирование (K2) 15557,534 14196,250 809,480 0,914 0,052 0,068Kс = K1/K2 1,009 0,851 0,524 1,555 0,958 8,654

Т а б л и ц а 4. Коэффициенты взаимовлияния K и сравнения Kс при передаче физико-механических Н и геометрических I, R параметров качества поверхностей шатунных шеек коленчатого вала двигателя


KHI KHR KIR

Предварительное шлифование – окончательное шлифование (K1) 12893,893 676,715 0,661Окончательное шлифование – полирование (K2) 13919,959 921,999 0,070Kс = K1/K2 0,926 0,734 9,453



Беларуси

27

В результате при точении на малых подачах необходимо использовать ширококромочный резец, а при шлифовании снижать подачу шлифовального круга и регулярно осуществлять его правку.

Определение механизмов передачи и управления наследованием свойств в процессе вос-становления детали. Изучение экспериментальных данных в процессе восстановления колен-чатого вала двигателя ЗМЗ-53 (рис. 3, 4) позволило определить основные зависимости техноло-гического наследования физико-механических и геометрических параметров качества коренных (табл. 5, 7) и шатунных шеек (табл. 6, 8).

Т а б л и ц а 5. Коэффициенты передачи технологического наследования K и результирующие коэффициенты Kр твердости Н, отклонений формы ρ, точности размеров I

и рельефа поверхности R на коренных шейках коленчатого вала двигателя


KH Kρ KI KR

Точение – шлифование (K1) 0,966 31,999 10,625 1,866Шлифование – полирование (K2) 1,018 1,912 0,691 1,268Kp = K1K2 0,98 61,15 7,34 2,37

Т а б л и ц а 6. Коэффициенты передачи технологического наследования K и результирующие коэффициенты Kр твердости Н, точности размеров I и рельефа поверхности R

на шатунных шейках коленчатого вала двигателя


KH KI KR

Предварительное шлифование – окончательное шлифование (K1) 0,975 9,235 1,919Окончательное шлифование – полирование (K2) 1,014 1,063 1,290Kp = K1K2 0,999 9,824 2,481

Т а б л и ц а 7. Коэффициенты взаимовлияния K и сравнения Kс при передаче физико-механических Н и геометрических ρ, I, R параметров качества поверхностей коренных шеек коленчатого вала двигателя


KHρ KHI KHR KρI KρR KIR

Точение – шлифование (K1) 705,093 1903,750 91,839 86,375 4,167 0,513Шлифование – полирование (K2) 1395,575 1362,442 120,583 1,866 0,165 0,061Kс = K1/K2 0,505 1,397 0,762 46,286 25,229 8,379

Т а б л и ц а 8. Коэффициенты взаимовлияния K и сравнения Kс при передаче физико-механических Н и геометрических I, R параметров качества поверхностей шатунных шеек коленчатого вала двигателя


KHI KHR KIR

Предварительное шлифование – окончательное шлифование (K1) 1839,706 93,708 0,470Окончательное шлифование – полирование (K2) 2007,016 124,053 0,066Kс = K1/K2 0,917 0,755 7,155

Коэффициенты передачи (табл. 5, 6) показывают, что технологический процесс восстановле-ния имеет ряд существенных отличий от технологического процесса производства коленчатого вала двигателя ЗМЗ-53.

Вместе с тем при механической обработке как в процессе изготовления, так и в процессе вос-становления коленчатого вала на начальных операциях устраняется вредное влияние техноло- гической наследственности, т. е. коэффициенты передачи велики (K >> 1) для геометрических и малы (1 > K > 0) для физико-механических параметров качества, а на заключительных опера-циях они стабилизируются (K → 1).



Беларуси

28

При восстановлении коренных и шатунных шеек коленчатого вала в процессе ремонта как геометрические, так и физико-механические параметры сначала ухудшаются, а затем при ме- ханической обработке улучшаются. В результате по всему технологическому процессу физико-механические характеристики восстанавливаются, а геометрические (особенно связанные с микро-рельефом поверхности) незначительно улучшаются.

Коэффициенты взаимовлияния (табл. 7, 8) позволяют оценить значимость как технологических операций, так и формируемых параметров качества. Твердость материала так же, как и в процессах изготовления детали, существенно влияет на геометрические параметры. Данное влияние зна-чительнее на заключительных операциях для отклонений формы (табл. 7). В остальных случаях оно стабильно по всем технологическим переходам.

Геометрические параметры цилиндрических поверхностей коренных и шатунных шеек на-следуются слабо, что особенно заметно на начальных операциях. При этом для микрорельефа поверхности (шероховатости) чистовые операции восстановления являются технологическими «барьерами» (так как KρR и KIR → 0). Влияние предыдущих геометрических параметров на по-следующие несущественно. Наиболее заметно происходит изменение коэффициентов передачи для погрешности форм и точности обработки от черновых к чистовым операциям (табл. 5, 6).

Графики изменения твердости коренных и шатунных шеек коленчатых валов двигателя ЗМЗ-53 (рис. 3, а, б) показывают, что при восстановлении рабочих поверхностей окончательные физико-механические параметры качества поверхностей формируются при шлифовании. Это можно на-блюдать и для других геометрических характеристик, кроме параметров микрорельефа поверх-ности (рис. 4, а, б),

В результате исследования операции восстановления рабочих поверхностей установлено, что в процессе плазменной металлизации твердость поверхности стабилизируется (колебания в пределах 4–5 HRC) [8, 10].

Рис. 3. Зависимость изменения твердости коренных (а) и шатунных (б) шеек по классам (1–10) коленчатых валов двигателя на этапах (I, II, III) их восстановления



Беларуси

29

Геометрические параметры поверхности (Ra, IT и особенно ρ) после черновой обработки на-следуются на чистовых операциях шлифования коренных и шатунных шеек коленчатого вала.

Таким образом, анализ зависимостей влияния технологических факторов на наследование параметров качества в процессе восстановления позволил выявить определяющие процессы пе-редачи свойств при механической обработке поверхностей коренных и шатунных шеек коленча-того вала двигателя ЗМЗ-53.

Установлено, что в процессе плазменной металлизации порошка ПГ-10Н-01 на HRC поверхнос- ти и толщину формируемого покрытия существенное влияние оказывают сила тока плазменной дуги, расход порошка, диаметр сопла плазмотрона, а также скорость обработки. Определяющим параметром для управления качеством наплавки является сила тока [6, 7, 10].

При окончательном шлифовании на параметры HRC и Ra влияют радиальная и тангенциальная составляющие силы резания, определяемые его глубиной и подачей при шлифовании, а также скоростями вращения круга и заготовки.

По результатам исследований рекомендовано при управлении качеством обработки строго следовать регламентам для операций восстановления поверхностей, позволяющим обеспечить в процессе плазменной металлизации стабильную твердость материала и толщину покрытия, а для операций механической обработки особое внимание уделять глубине резания и подаче круга при равномерном припуске под шлифование.

Рис. 4. Зависимость изменения шероховатости поверхностей коренных (а) и шатунных (б) шеек по классам (1–10) коленчатых валов двигателя на этапах (I, II, III) их восстановления



Беларуси

Выводы

1. Сравнение явлений технологической наследственности показало, что на аналогичных опе-рациях механической обработки при точении, шлифовании и полировании в процессах изготов-ления и восстановления коренных и шатунных шеек коленчатого вала передача свойств в целом рациональна. На начальных операциях устраняется вредное влияние наследуемых факторов, а на заключительных операциях улучшаются эксплуатационные параметры при небольшом отступлении по точности обработки после полирования восстановленных шеек вала. Операция плазменной металлизации в процессе восстановления рабочих поверхностей является технологи-ческим «барьером» для физико-механических параметров материала и напряженного состояния поверхностного слоя, влияющих на отклонения формы и точность размеров готовых деталей.

2. Изменение свойств в процессе механической обработки наиболее сильно проявляется при наследовании биения (Кρ) после восстановления коренных шеек коленчатого вала (32,0 → 1,9, а для сравнения при изготовлении 1,8 → 1,0), что связано с неравномерной толщиной наплавленно-го покрытия. Изменения значительно проявляются при наследовании шероховатости (КR) ко- ренных шеек в процессе изготовления вала (181,3 → 1,9, а для сравнения после восстановления 1,9 → 1,3), что связано с рельефом, формирующимся на «корке» чугунной отливки, при обработ-ке твердосплавным инструментом.

3. Твердость рабочих поверхностей коленчатого вала, определяемых неравномерностью «отбеленного» слоя чугунной заготовки и состоянием наплавленного слоя на изношенной дета-ли, стабильно влияет на погрешности формы, точность и качество механической обработки. При этом для изготовленных деталей данное влияние значительней, чем для восстановленных по-верхностей (на форму в 10–20 раз; на точность в 6–10 раз; на шероховатость в 5–7 раз). Взаимо- влияние геометрических параметров качества проявляется через передачу искажений погрешности формы коренных шеек на их точность и рельеф, которая более заметна при обработке восстанов-ленных поверхностей, чем при изготовлении коленчатого вала.

4. По результатам сравнения технологического наследования в процессах изготовления и вос-становления рабочих поверхностей коленчатого вала рекомендовано контролировать и управ-лять операцией плазменной металлизации для обеспечения стабильной твердости и толщины покрытия; регламентировать глубину резания и подачу шлифовального круга при равномерном припуске на заключительных операциях механической обработки.

Исследования частично поддержаны белорусско-сербским Т14СРБ-010 грантом БРФФИ.

Литература1. Ящерицын П. И., Рыжов Э. В., Аверченков В. И. Технологическая наследственность в машиностроении. Мн., 1977.2. Дальский А. М., Базров Б. М., Васильев А. С. и др. Технологическая наследственность в машиностроительном

производстве. М., 2000.3. Дальский А. М. Технологическое обеспечение надежности высокоточных деталей машин. М., 1975. 4. Колесников К. С., Баландин Г. Ф., Дальский А. М. и др. Технологические основы обеспечения качества машин /

Под редакцией К. С. Колесникова. М., 1990.5. Васильев А. С., Дальский А. М., Клименко С. А. и др. Технологические основы управления качеством машин. М., 2003.6. Ящерицын П. И., Кусакин Н. А., Хейфец М. Л., Премент Г. Б. // Докл. НАН Беларуси. 2007. Т. 51, № 6. С. 110–115.7. Хейфец М. Л., Семенов В. И., Точило В. С., Подосетников М. В. // Тяжелое машиностроение. 2006. № 4. С. 33–35.8. Ящерицын П. И., Скорынин Ю. В. Работоспособность узлов трения машин. Мн., 1984.9. Рыжов Э. В., Аверченков В. И. Оптимизация технологических процессов механической обработки. К., 1989. 10. Подосетников М. В., Семенов С. В., Хейфец М. Л. и др. // Вестн. Полоцк. гос. ун-та. Сер. В. 2010. № 2. С. 100–103.

M. V. PODOSETNIKOV, S. V. SEMENOV, G. B. PREMENT, V. A. GAIKO

COMPARATIVE ANALYSIS OF TECHNOLOGICAL INHERITANCE OF OPERATIONAL QUALITY PARAMETERS AT MANUFACTURING AND REPAIR OF AN ENGINE CRANKSHAFT

SummaryTechnological inheritance of physical and mechanical as well as geometrical quality parameters in processes of manufacture

and repair of engine crankshaft has been analyzed. Recommendations for the management of technological factors at manufacture and repair of the engine crankshaft by applying of mechanical and electrophysical treatment are given.



Беларуси

31


УДК 621.9 : 658.512

С. А. КЛИМЕНКО1, А. Г. КОЛМАКОВ2, В. Я. ЛЕБЕДЕВ3, В. И. БОРОДАВКО4

НАСЛЕДОВАНИЕ И ТЕХНОЛОГИЧЕСКОЕ ОБЕСПЕЧЕНИЕ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ ИЗДЕЛИЙ С ПОКРЫТИЯМИ

1Институт сверхтвердых материалов им. В.Н. Бакуля НАН Украины, Киев, 2Институт металлургии и материаловедения им.А.А. Байкова РАН, Москва,

3Физико-технический институт НАН Беларуси, Минск, 4ГНПО «Центр» НАН Беларуси, Минск


Для обеспечения качества машин необходимо всесторонне исследовать весь процесс изго-товления и эксплуатации деталей, учитывая явление технологической наследственности. Это означает, что технологические операции и переходы следует рассматривать только во взаимо- связи, так как эксплуатационные характеристики изделий формируются всем комплексом техно-логических воздействий и изменяются при эксплуатации машины [1, 2].

Под наследственностью в технологии машиностроения подразумевается явление переноса свойств обрабатываемого объекта от предшествующих операций и переходов к последующим операциям и переходам, которое в дальнейшем влияет на эксплуатационные свойства изделия.

Носителями наследственной информации являются обрабатываемый материал и поверх-ностный слой детали во всем многообразии описывающих их параметров. Носители информа-ции активно участвуют в технологическом процессе, испытывая воздействия технологических факторов.

Начальные показатели качества деталей машины в процессе эксплуатации изменяются. В боль-шинстве случаев уже в период приработки существенно меняются шероховатость и структура поверхностных слоев деталей, а значения волнистости и геометрическая форма рабочих поверх-ностей остаются в пределах допускаемых величин, принятых при изготовлении практически до конца службы изделия (если оценка его работоспособности производится по параметрам точ-ности). Остаточные напряжения и структура основного материала детали могут сохраняться до полного разрушения поверхностей.

В отличие от изготовления при восстановлении деталей явление наследственности в большей степени связано с этапом эксплуатации, т. е. с переносом свойств деталей, полученных в результате воздействия на них различных условий эксплуатации, на свойства деталей после восстановления.

Устранить остаточные явления разрушительных процессов для большинства деталей в период их восстановления невозможно, в результате они влияют на качество отдельных технологиче-ских операций и на окончательное качество восстановленных деталей. Например, поверхность изношенной детали всегда имеет слой толщиной до 200 мкм, содержащий различные дефекты кристаллической структуры, которые появились в результате фазовых превращений, образова-ния вторичных структур, рекристаллизации, наклепа.

Дефектный слой отрицательно влияет на усталостную прочность восстановленных деталей, так как содержит концентраторы напряжений, снижает прочность сцепления покрытий с основ-ным металлом, ухудшает показатели качества поверхности и т. д.

Положение усложняется тем, что в одном технологическом процессе восстановления уча-ствуют различные по качеству заготовки. Ввиду этого в технологическом процессе восстанов- ления (перед наплавкой или напылением) должны быть предусмотрены операции, снижающие



Беларуси

32

влияние эксплуатационной наследственности на качество последующих операций, такие как очистка загрязнений, удаление продуктов коррозии, устранение дефектного слоя и др.

Для большинства деталей, на которые наносятся наплавленные или напыленные покрытия, требуется дальнейшая механическая обработка для получения необходимых параметров точности размеров и качества поверхностей [3–6]. Однако обработка таких изделий значительно отличается от обработки деталей из традицинных конструкционных материалов, что связано с рядом специ-фических свойств, влияющих на их обрабатываемость: существенные макроотклонения на по-верхности (рис. 1); неоднородный химический состав; неоднородная структура (рис. 2) со зна- чительным количеством составляющих, повышенные пористость и трещиноватость, твердые включения и фрагменты шлаков, значительный оксидный слой на поверхности и внутренних фрагментах; различная твердость по поверхности и толщине (рис. 3). При этом механическая обра-ботка покрытий характеризуется пониженной стойкостью инструмента и более высокой темпе-ратурой в зоне резания по сравнению с обработкой материалов того же химического состава в литом, кованом или штампованном состояниях; значительными изменениями сил резания и контактных напряжений на поверхностях инструмента; нестабильностью процесса резания. Таким образом, высокие механические свойства покрытий, обеспечивающие их функциональ-ные свойства и работоспособность деталей при эксплуатации, снижают обрабатываемость по-крытий резанием, затрудняя достижение состояния поверхностного слоя изделий, требуемого условиями эксплуатации.

Для количественной оценки влияния особенностей деталей с покрытиями (наличие макро- и микронеровностей на поверхности, отклонений формы, гетерогенности структуры и неодно-родности механических свойств покрытий) на процесс обработки перспективно применение

а б

Рис. 1. Профиль осевого сечения (а) и отклонение в радиальном сечении (б) поверхности, восстановленной ручной электродуговой наплавкой порошковой проволокой ПП-Нп-25Х5ФМС

Рис. 2. Аморфно-кристаллическая структура покрытия Fe79Cr16B5 из порошковой проволо-

ки, напыленного электродуговым методом

Рис. 3. Изменение микротвердости по толщине газопламенных по-рошковых покрытий системы Ni – Cr – B – Si (1–4) и соотношение микротвердости и твердости (5) покрытий: 1 – ПГ-10Н-01; 2 – ПГ-

12Н-01; 3 – ПГ-12Н-02; 4 – ПГ-АН9



Беларуси

33

фрактальных представлений о совокупности ординат профиля поверхности покрытия, структу-ре и механических свойствах [7]. По изображению топограммы исходной поверхности, структуры или по визуальному отображению совокупности механических свойств покрытия определяются величины фрактальных размерностей совокупности ординат профиля поверхности Dp, структу-ры Dc или механических свойств Ds покрытия.

Отмеченные характеристики позволяют анализировать процесс обработки и прогнозировать его выходные показатели. Особенности структуры покрытия и поверхности изделия с покры- тием должны учитываться как при назначении технологического метода и режимов обработки, так и параметров инструментов.

Как отмечалось, не весь слой покрытий по толщине имеет стабильные показатели качества. Переходный слой между основным металлом и покрытием отличается от других его участков химическим составом, структурой и свойствами. Верхний слой включает шлаки и другие де-фекты, имеет повышенную пористость. Применение в таких условиях расчетно-аналитического метода определения величины припуска на обработку не учитывает особенностей покрытия (в частности, изменение состояния слоя покрытия по толщине).

Можно обеспечить достоверную величину припуска на обработку, проанализировав измене-ние какого-либо показателя качества поверхности (например, шероховатость или микротвердость) по глубине покрытия (рис. 3, 4). Логично предположить, что средний участок (II) на зависимос- тях Ra ~ f(h), Hµ ~ f(h) обладает лучшими эксплуатационными показателями. Необходимо, чтобы слой покрытия, непосредственно определяющий работоспособность изделия, находился в сред-нем участке (II). Определив размеры участка со стабильными показателями качества и разме-стив в нем слой покрытия, обеспечивающий ресурс работы, с учетом величины переходного участка необходимо скорректировать размеры исходной заготовки под нанесение покрытия.

Процесс обработки должен вестись так, чтобы с поверхности изделия удалялся слой покры-тия с худшими механическими свойствами и к обработанной поверхности примыкали слои по-крытия с лучшими характеристиками. Для одного и того же покрытия расположение оптималь-ных физико-механических свойств по глубине слоя зависит от толщины, а для различных по-крытий – от их твердости. Сопоставляя припуски на обработку различных покрытий (ПГ-АН9, ПГ-10Н-01, ПГ-12Н-01, ПГ-12Н-02 с диапазоном твердости 35–62 HRC) по критериям наибольшей микротвердости (рис. 3) или наименьшей шероховатости обработанной поверхности (рис. 4), можно сделать вывод, что их значения зависят от твердости покрытия и его толщины. Рекомендуемая глубина резания при точении покрытий системы Ni – Cr – B – Si за один проход имеет вид

(0,54 − 2,45⋅10−3HRC)h ≤ t ≤ (0,54 − 2,16⋅10−3HRC)h,

где h – толщина покрытия, мм.В общем виде при обработке покрытий глубина резания имеет переменную (в пределах неров-

ного слоя покрытия) tпрм и постоянную (ниже неровного слоя покрытия) tпст составляющие. Учиты- вая фрактальный характер совокупности ординат профиля поверхности покрытия, обеспечивая

Рис. 4. Изменение шероховатости обработанной поверхности по глубине слоя напыленных покрытий h (исходная толщина покрытия 1,2 мм): 1 – ПГ-12Н-01; 2 – ПГ-12Н-02; 3 – ПГ-АН9; 4 –ПГ-10Н-01



Беларуси

34

масштабную инвариантность, определяем переменную составляющую глубины резания при обра-ботке покрытий зависимостью

3 2прм ( / ),pDt C LR−δ

где δ – характерный размер ячейки, использованной для определения фрактальной размерности совокупности ординат профиля поверхности Dр; L – длина обрабатываемого образца; R – радиус образца ниже неровного слоя покрытия.

Величина оптимальной скорости резания связана с гетерогенностью структуры покрытия. Процесс резания характеризуется комплексным термобарическим воздействием на материал по-верхностного слоя обрабатываемого изделия и следствием этого воздействия является измене-ние пористости поверхности покрытия. В результате действия сил со стороны задней поверхнос- ти инструмента при относительно невысокой скорости резания и температурном воздействии на обрабатываемый материал при повышенных скоростях резания величина открытой пористос- ти покрытия изменяется относительно его исходного значения. Оптимальная скорость резания выбирается исходя из обеспечения наименее дефектного поверхностного слоя изделия.

Результаты исследований и практический опыт показывают перспективность точения твердых покрытий на основе Fe, Ni, Co инструментом с поликристаллическими сверхтвердыми материа-лами (ПСТМ) на основе синтетического алмаза (ПКА) и кубического нитрида бора (ПКНБ) [8]. Инструментом с ПКНБ марок «киборит» и «борсинит» в зависимости от механических свойств покрытия можно осуществлять обработку с глубиной резания до 2,0–2,5 мм, удаляя дефектный поверхностный слой за один проход.

Инструменты с ПКА перспективны для обработки керамических покрытий (Al2О3, TiO2 и др.), напыленных плазменным и детонационным методами.

Эффективность применения инструментов, оснащенных ПСТМ, возрастает с увеличением значения твердости покрытия, а также в случае обработки покрытий с абразивными включениями (табл. 1).

Т а б л и ц а 1. Ориентировочные скорости резания (м/с) при точении покрытий

Материал инструментаНRС наплавленных материалов

30–40 40–50 50–60 60–65

Твердый сплав: ВК 0,25–0,28 0,18–0,25 1,16–0,18 0,83–1,16ТК 0,30–0,35 0,23–0,30 0,18–0,23 0,13–0,18ТТК 0,35–0,40 0,28–0,35 0,23–0,28 0,20–0,23

Безвольфрамовый твердый сплав ТН 20 0,27–0,3 0,22–0,27 0,18–0,22 0,16–0,18

Керамика ВОК 60 0,50–0,55 0,45–0,50 0,45 0,35–0,40ПКНБ: Композит 01 1,20–1,25 1,10–1,20 1,00–1,10 0,90–1,00

Композит 05 1,30–1,40 1,20–1,30 1,10–1,20 1,00–1,10Композит 09 1,80–2,00 1,60–1,80 1,60 1,50Композит 10 1,80–2,00 1,60–1,80 1,50–1,60 1,35–1,50Киборит 1,80–2,00 1,60–1,80 1,50–1,60 1,35–1,50Томал 10 1,60–1,80 1,50–1,60 1,45–1,50 1,30–1,35

При обработке твердых покрытий резцами с ПСТМ средняя температура в зоне резания до-стигает 1000–1200 °С, а локальные температуры на площадках контакта значительно выше.

В структуре покрытий имеются составляющие с различными теплофическими свойствами со случайным характером распределения. Фронт теплового поля при обработке покрытий отно-сится к категории фрактальних кривых, так как он распространяется по фазам с высокой тепло-проводностью. В то же время теплопроводность покрытия связана с особенностями его структу-ры, в частности, с количеством и характером распределения пор и фаз с различными теплофизи-ческими свойствами. Коэффициент теплопроводности материала с гетерогенной структурой определяется как 1

ц /(0,04) ,fD−λ = λ где λц – коэффициент теплопроводности аналогичного по хи-



Беларуси

35

мическому составу однородного материала; Df – фрактальная размерность фронта теплового поля. Учет гетерогенности структуры обрабатываемого покрытия позволяет определить темпе-ратуру резания с большей точностью.

Стойкость инструмента определяется физико-механическими свойствами его материала, ре-жимами резания, структурой и свойствами обрабатываемого покрытия. С увеличением неодно-родности структуры покрытия стойкость режущего инструмента снижается (рис. 5). Обработка резанием покрытия, структура которого характеризуется большей величиной фрактальной раз-мерности, сопровождается ускоренным износом инструмента, что связано, прежде всего, с ин-тенсификацией микроударного нагружения на его контактные участки и возрастанием неста-бильности процесса резания.

С увеличением скорости резания снижается влияние неоднородности структуры покрытия на интенсивность изнашивания инструмента. Поэтому процесс обработки покрытий с более ге-терогенной структурой целесообразно проводить с высокими скоростями резания.

Гетерогенность структуры покрытия оказывает непосредственное влияние на качество об-работанной поверхности: поверхность с меньшей величиной шероховатости формируется при обработке покрытий с однородной структурой (рис. 6).

Наряду с точением шлифование является наиболее распространенным методом обработки покрытий, особенно покрытий высокой твердости. Для обработки наплавленных и напыленных покрытий применяются инструменты из абразивных (электрокорунд, карбид кремния) и сверх-твердых материалов. Однако обработка покрытий выской твердости обычными абразивными инструментами часто не обеспечивает требуемых эксплуатационных свойств деталей и для их шлифования применяются алмазные инструменты, а для доводки – алмазные пасты.

Особенности шлифования при съеме неравномерного припуска покрытий обусловлены дина-микой переходных процессов взаимодействия инструмента с обрабатываемой деталью, кинема-тикой съема неравномерного припуска, неоднородностью физико-механических свойств обрабаты-ваемого покрытия. При обработке со съемом неравномерного припуска инструмент испытывает дополнительные динамические нагрузки, которые приводят к более высокому уровню напря-женности процесса резания по сравнению с установившимся процессом шлифования.

В начальный момент контакта шлифовального круга с покрытием в силу инерционности систе-мы в результате деформирования и выборки зазоров в узлах крепления и передаточных звеньях привода инструмента и заготовки увеличивается динамическая сила взаимодействия. Система заготовка – инструмент не успевает отреагировать на импульс силы и получить перемещение, соответствующее упругим отжатиям в конкретный момент обработки. Вследствие уменьшения деформаций в системе шлифование в начальный момент происходит с большими толщинами

Рис. 5. Зависимость стойкости инструмента (hз = 0,25 мм) от скорости резания при точении (S = 0,05 мм/об; t = 0,2 мм) напыленных покрытий: 1 – газопламенное, из порошковой проволоки Fe80B20 (Ds = 2,32 ± 0,012); 2 – электродуговое,

из порошковой проволоки Fe80B20 (Ds = 2,57 ± 0,023); 3 – газопламенное, порошком Fe80B20 (Ds = 2,76 ± 0,036); 4 – электродуговое, из порошковой проволоки Fe79Cr16B5

(Ds = 2,68 ± 0,025); 5 – газопламенное, порошком Fe79Cr16B5 (Ds = 2,82 ± 0,038)

Рис. 6. Зависимость шероховатости обработанной поверхности Ra напыленных покрытий от величины фрактальной размерности совокупности механиче-ских свойств Ds: 1 – газопламенное, из порошковой

проволоки Fe80B20 (Ds = 2,32); электродуговое, из порошковых проволок Fe80B20 (Ds = 2,57),

Fe79Cr16B5 (Ds = 2,68); газопламенное, порошками Fe80B20 (Ds = 2,76), Fe79Cr16B5 (Ds = 2,82); 2 – газопла-

менное, порошком Fe78B10Si12



Беларуси

36

срезаемого слоя. В этих условиях динамическую на-груженность режущих зерен можно снизить, прежде всего, уменьшением скоростей заготовки и шлифо-вального круга. Первое предпочтительнее, так как снижение скорости шлифовального круга приводит к увеличению толщины срезаемого слоя. Для повы-шения стойкости алмазных кругов при обработке покрытий особенно в начальный период рекоменду-ется использование прочных алмазов марок АС 15, АС 20, АС 32.

На рис. 7 приведена зависимость изменения соот-ношения W удельных расходов алмазов при удале-нии неравномерного Wн и сплошного Wсп припусков от высоты неровностей у на поверхности покрытия. Функция W монотонно убывает, принимая наимень-

шее значение при максимальной высоте неровностей пmax=y R . При этом максимальная толщина единичного среза amax возрастает. Таким образом, одна из особенностей шлифования неравно-мерного припуска покрытия – изменение удельного расхода алмазов в инструменте в зависимо-сти от состояния поверхности покрытия, характеризуемого фрактальной размерностью совокуп-ности ординат профиля.

Снизить соотношение W при обработке неравномерного припуска покрытия можно увеличе-нием поперечной подачи.

Повышенной стойкостью при окончательном шлифовании наплавленных деталей характе-ризуются прерывистые круги, их самозатачивание обусловлено возникновением динамических сил при врезании зерен в материал покрытия, что вызывает расщепление зерен и разрушение связки. Послойное удаление припуска зернами фронтальной поверхности инструмента умень-шает силу резания для каждого зерна и снижает температуру в зоне шлифования. Уменьшение величин силы резания и температуры снижает интенсивность адгезионных и диффузионных про-цессов, протекающих между покрытием и инструментом, и, следовательно, засаливание круга. Радиальный износ прерывистых кругов на 15–20% меньше, а период стойкости почти в три раза больше, чем у обычных кругов. Применение прерывистых кругов позволяет уменьшить значе-ние шероховатости обработанной поверхности и исключить возникновение шлифовочных тре-щин и прижогов в поверхностном слое покрытия.

Для снижения теплонапряженности процесса алмазного шлифования и создания кругов широ-кой номенклатуры разработан инструмент типа «ежик», его основу составляет алмазная шлифо-вальная лента на каучуковой основе, на поверхности которой в определенном порядке располо-жено множество перекрывающих друг друга алмазосодержащих усеченных конусов. Конические элементы в зависимости от условий обработки могут перемещаться, вдавливаясь в подложку на определенную глубину, не оказывая влияния на соседние участки рабочей поверхности инстру-мента. В процессе обработки происходит изменение размеров элементов, что уменьшает заса- ливание, способствует проникновению смазочно-охлаждающих технологических сред (СОТС) в зону резания и интенсифицирует процесс обработки. Припуск равномернее распределяется на режущей части инструмента.

Обработка деталей с твердыми покрытиями сопряжена с образованием шлифовочных тре-щин и прижогов. Возникновению трещин способствует состояние поверхности покрытия, кото-рое связано с дисбалансом обрабатываемого изделия, особенностями структуры покрытия, за-туплением и засаливанием шлифовального круга. Для устранения прижогов на обработанной поверхности необходимо обеспечить выполнение условия Qmax(М, t) ≤ Qс, где Qmax – максималь-ная температура шлифования; Qс – температура структурных превращений в покрытии. Трещин на обрабатываемой поверхности можно избежать, если текущие значения напряжений не превы-сят предельно допустимых величин для покрытия и материала основы. При этом отрыв покры-тия от основы можно контролировать по условию σxx(М, αt, Е) < [τ]сц, где σхх – термомеханиче-

Рис. 7. Зависимость максимальной толщины еди-ничного среза amax (1) и соотношения W (2) от вели-чины неровностей на наплавленной поверхности

(Sпр = 16 мкм/дв.ход; пmaxR = 2 мм)



Беларуси

37

ские напряжения, действующие перпендикулярно к обрабатываемой поверхности; αt – темпера-турный коэффициент линейного расширения; Е – модуль упругости покрытия; М – координата покрытия, в которой текущие значения напряжений достигают максимальной величины; [τ]сц – предельные значения напряжений сцепления покрытия с материалом основы.

Сетка трещин на обработанной поверхности возникает в случае max(σyy, σxx) > [σ]пч, где σyy – напряжения, действующие в плоскости, параллельной обрабатываемой; [σ]пч – предел прочности покрытия.

Анализ температуры шлифования показывает, что на температуру покрытия и основы влияют глубина резания и применяемая СОТС. При этом особенности распространения тепла, а также раз-личие коэффициентов температурного расширения покрытия и материала основы могут привести к возникновению значительных напряжений на границе покрытие – основа и отслоению покрытия.

Алмазные круги на металлической связке из-за засаливания быстро теряют режущую спо-собность и поэтому их использование затруднено. Лучшие результаты показывают алмазные круги на органической связке В2-01 с агрегированными алмазами (А2), а в некоторых случаях – круги на керамической связке К1-01. При обработке покрытий из порошков на основе никеля или железа алмазными кругами на органических и керамических связках по сравнению с абразив-ными кругами из карбида кремния зеленого не засаливаются и позволяют производить шлифо-вание с большей производительностью (в 2–3 раза) при меньшей эффективной мощности.

Ленточное алмазное шлифование покрытий имеет ряд преимуществ по сравнению со шлифо-ванием кругами (высокая размерная стойкость инструмента, возможности обработки фасонных поверхностей, низкая шероховатость обработанных поверхностей, более простое оборудование и др.). Преимуществами ленточного шлифования являются также уменьшение сил резания и тепло-напряженности процесса, постоянство скорости резания, а также исключение процессов балан-сировки и правки инструмента. При ленточном шлифовании зерно абразива может работать как в режиме закрепленного лезвийного инструмента, так и в режиме исключительной податливости и самоориентации, при котором расположение зерен по высоте нивелируется, а нагрузка между ними распределяется равномерно.

Полированием эластичными инструментами можно обрабатывать покрытия практически лю-бого вида, нанесенные на поверхности различной формы. Припуск обычно составляет 0,01–0,03 мм, достигаемая шероховатость поверхности Rа 0,02–0,16. При финишной обработке деталей с по-крытиями эффективно применение лепестковых кругов КЛ с рабочими элементами на основе карбида кремния, корунда, синтетических алмазов и КНБ (рис. 8).

В процессе резания в поверхностных слоях обрабатываемых материалов происходят структурно-фазовые превращения, приводящие к изменению их упрочненного состояния по сравнению с внут- ренними слоями материала. Исследования (рис. 9), проведенные при точении наплавленных покры-тий мартенситного класса твердостью 45–55 HRC, показали, что при обработке со скоростью ре-зания до 1,5 м/с происходит некоторое уширение интегральных рентгеновских линий (110) и (211) α-фазы. Этим же скоростям резания соответствует снижение количества остаточного аустенита

Рис. 8. Зависимость шероховатости поверхности напыленного покрытия ПН85Ю15 от времени полирования и поперечной подачи (а); от микротвердости покрытия и связки (эластичности) (б) алмазного лепесткового круга



Беларуси

38

в обработанной поверхности. Дальнейшее увеличение скорости резания приводит к росту темпера-туры в зоне обработки, что способствует появлению элементов разупрочнения поверхностного слоя, проявляющемуся в росте количества остаточного аустенита. Наблюдается тенденция к снятию мик- роискажений решетки, являющихся следствием пластического деформирования при резании.

Наряду с изменением структуры поверхностного слоя при точении происходят химические превращения на обработанной поверхности. Химический состав вновь образующихся соедине-ний определяется составом контактирующих материалов и окружающей среды. В оже-спектрах с обработанной поверхности металла после контактирования с ПСТМ на основе КНБ присут-ствуют линии, соответствующие матричным элементам поликристалла, а спектры вторичных ионов (рис. 10) имеют пики, соответствующие ионам соединений типа BN+, МеО+, МеС+, МеВ+, МеN+. После обработки сплавов, содержащих титан, в масс-спектре отрицательных вторичных ионов присутствуют пики, соответствующие TiB−, TiN−, 2TiB ,− 2TiN .− Различные соединения, обра-зовавшиеся на обработанной поверхности, распределены по ней неравномерно, что связано с не-однородностью обрабатываемого материала по химическому составу.

Обработка деталей резцами из ПСТМ на основе КНБ способствует повышению их эксплуата-ционных свойств при учете, что химические соединения металлов с азотом и бором обладают повышенными твердостью, прочностью, износостойкостью, коррозионной стойкостью,

Образование остаточных напряжений в результате механической обработки является сложным процессом. Результирующая величина остаточных напряжений определяется влиянием всех ста-дий технологического процесса восстановления детали – от исходных напряжений, сформиро-вавшихся при первичной эксплуатации, до напряжений от процессов формирования покрытия и механической обработки.

Для управления состоянием поверхностного слоя и эксплуатационными свойствами изделий с покрытиями эффективным является оценка по критериям, интегрально учитывающим геомет- рические параметры поверхности изделий, структурные особенности и механические свойства гетерогенного поверхностного слоя покрытия. Такая обработка может производиться на основа-нии анализа результатов, полученных деформационно-спектральным методом микромеханиче-ских испытаний.

Представив поверхностный слой покрытия как систему случайно распределенных структурно-чувствительных барьеров различной мощности [9], деформационно-спектральный анализ позво-ляет оценить уровень и стабильность прочностных и деформационных свойств покрытия статисти-ческими параметрами (математическое ожидание силы сопротивления контактному взаимодей-ствию между индентором и исследуемым покрытием, дисперсия силы контактного взаимодействия, энергетическая спектральная плотность распределения силы контактного взаимодействия инден-тора с исследуемым покрытием), которые учитывают упрочнение, напряженно-деформированное состояние, особенности гетерогенной структуры поверхностного слоя (рис. 11).

Как видно, состояние поверхностного слоя определяется значительным числом различных параметров. По этой причине существенный интерес представляет выбор ограниченного коли-чества параметров, позволяющих достаточно полно охарактеризовать состояние поверхностного

Рис. 9. Влияние скорости резания на упрочнение и структу-ру поверхностного слоя покрытия ЛС-5Х4В3МФС: 1 – А;

2 – В(211)

Рис. 10. Масс-спектры положительных вторичных ионов химического состава обработанной поверхности наплав-ки ЛС-5Х4В3МФС (а) и поверхности наплавки после

обработки и травления (б)



Беларуси

39

слоя, а также его влияние на эксплуатационные свойства деталей. В качестве примера в табл. 2 представлены результаты корреляционного анализа связей характеристик, определяющих микро-геометрию поверхности, напряженное и энергетическое состояние поверхностного слоя, сфор-мированного при точении.

Т а б л и ц а 2. Коэффициенты парной корреляции между параметрами состояния наплавленного поверхностного слоя после точения

Параметр Ra Sm tg α ρ ∆ а b σmax h0 J η

Ra – −0,91 0,95 −0,17 0,78 −0,48 0,95 0,68 0,44 −0,26 −0,49Sm – −0,40 0,94 −0,60 0,06 0,52 −0,66 −0,75 −0,63 −0,38tg α – 0,27 0,81 −0,40 −0,97 0,29 0,42 −0,18 −0,65ρ – −0,58 0,03 0,22 −0,89 −0,65 0,48 −0,19∆ – −0,04 −0,72 0,56 0,71 0,61 −0,34а – 0,57 0,17 −0,34 −0,25 0,69b – −0,39 −0,59 −0,29 0,96σmax – 0,52 0,53 −0,19h0 – −0,35 −0,27J – 0,91η –

П р и м е ч а н и е. [r] = 0,7067 при q = 97,5 %.

Для различных технологий обработки эксплуатационные свойства изделий определяются своим комплексом параметров состояния поверхностного слоя. Применительно к износу деталей с покрытиями в эксплуатации получены зависимости:

для наплавленных деталей, обработанных точением:

И = 3,08 + 4,73∆ − 6,8⋅10−3Sm + 4,5⋅10−4(σmax + 300) + 2,6⋅103J,

где Sm – средний шаг неровностей профиля (tgα характеризует угол наклона неровностей профиля); ∆ – комплексный параметр Комбалова–Крагельского (a, b – характеристики профиля); σmax – максимальная величина остаточных напряжений в поверхностном слое (на глубине h0); J – сред-няя величина экзотока с поверхности (η – эмиссионная неоднородность);

для наплавленных деталей, обработанных алмазным электроискровым шлифованием:0,3610,256 0,184 0,227 0,158

00 0И 8,193 / ,Ra x H−− − −µ= ρ σ ∂σ ∂

где Ra – среднее арифметическое отклонение профиля неровностей; ρ – радиус вершины неров-ностей; σ0 – величина поверхностных остаточных напряжений; ∂σ/∂x0 – градиент напряжений в поверхностном слое;

Рис. 11. Энергетическая спектральная плотность распределения силы контактного взаимодействия для поверхностного слоя после точения инструментом с ПКНБ типа «киборит» покрытия, наплавленного спеченной лентой ЛС-5Х4В3МФС (а);

алмазно-искрового шлифования покрытия, наплавленного порошковой проволокой ПП-Нп-3ХВ9Х3СФ (б)



Беларуси

для напыленных деталей, обработанных алмазным лепестковым кругом:

И = 0,48 + 0,4Rmax − 0,049Hµ0 + 0,0009σ0,

где – Rmax – максимальная высота неровностей профиля; Hµ0 – микротвердость поверхности; σ0 – поверхностные остаточные напрядения.

Анализ результатов показывает, что более 80 % вариации износа деталей с покрытиями объяс-няется изменением приведенных характеристик.

Принимая во внимание, что значения параметров состояния поверхностного слоя обусловле-ны показателями процессов обработки с учетом особенностей обрабатываемых материалов, по-добные зависимости могут быть представлены в виде, связывающем эксплуатационные характе-ристики с режимами резания, геометрическими параметрами инструментов и другими показа-телями условий обработки.

Учитывая, что для начальных условий изнашивания характерно формирование в поверхност-ном слое деталей приработанного состояния как по геометрическим, так и физико-механическим и химическим параметрам, направленное создание при механической обработке в поверхност-ном слое деталей состояния, близкого к приработанному, обеспечивает существенное повыше-ние износостойкости деталей машин, в том числе и с покрытиями.

Аналогичное заключение справедливо и для деталей, работающих в других условиях эксплуа-тационного нагружения – на коррозионную стойкость, выносливость, контактную жесткость, герметичность и т.д.

Технологии обработки покрытий – неотъемлемая часть промышленного производства упроч-ненных и восстановленных деталей машин. Знание основных закономерностей процессов, имеющих место в зоне обработки, с учетом принципов технологической наследственности для технологи-ческого обеспечения качества, позволяет использовать в деталях машин современные покрытия – материалы с высокими потенциальными свойствами, формировать в их поверхностном слое тре-буемое по условиям эксплуатации состояние.

Исследования частично поддержаны грантами БРФФИ: белорусско-украинским Т13К-033 и белорусско-российским Т14Р-198.


1. Васильев А. С., Дальский А. М., Клименко С. А. и др. Технологические основы управления качеством машин. М., 2003.

2. Технологические и эксплуатационные методы обеспечения качества машин / Под общ. ред. П. А. Витязя. Мн., 2010.3. Рыжов Э. В., Клименко С. А., Гуцаленко О. Г. Технологическое обеспечение качества деталей с покрытиями.

К., 1994.4. Клименко С. А., Муковоз Ю. А, Полонський Л. Г., Мельничук П. П. Точение износостойких защитных покрытий.

К., 1997.5. Обработка резанием деталей с покрытиями / Под ред. С.А. Клименко. К., 2011.6. Бородавко В. И., Ивашко В. С., Клименко С. А., Хейфец М. Л. Обработка и упрочненение поверхностей при из-

готовлении и восстановлении деталей / Под ред. М. Л. Хейфеца, С. А. Клименко. Мн., 2013.7. Клименко С. А., Мельнійчук Ю. О., Встовський Г. В. Фрактальна параметризація структури матеріалів, їх

оброблюваність різанням та зносостійкість різального інструменту. К., 2009.9. Инструменты из сверхтвердых материалов / Под ред. Н. В. Новикова, С. А. Клименко. М., 2014.10. Запорожец В. В. // Трение и износ. 1980. Т. 1, № 4. C. 602–609.

S. A. KLIMENKO, A. G. KOLMAKOV, V. Ya. LEBEDEV, V. I. BORODAVKO

INHERITANCE AND TECHNOLOGICAL ASSURANCE OF OPERATIONAL CHARACTERISTICS OF PRODUCTS WITH COATINGS

Summary

The results of studies on technological assurance and performance properties of machine parts with weld and spray-coating are presented. It is shown that the parameters of state of the surface layer and the operational properties of coated parts, along with processing conditions, are determined by the peculiarities of the structure and properties of the deposited or sputtered material.



Беларуси

41


УДК 621.787.4

В. Ю. БЛЮМЕНШТЕЙН, М. С. МАХАЛОВ

НАСЛЕДОВАНИЕ ОСТАТОЧНЫХ НАПРЯЖЕНИЙ ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ В ПРОЦЕССАХ ПОВЕРХНОСТНОГО ПЛАСТИЧЕСКОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ

Кузбасский государственный технический университет им. Т. Ф. Горбачева, Кемерово


Известно, что остаточные напряжения (ОН) первого рода являются одним из ключевых пара-метров состояния металла ответственных деталей машин и промышленных конструкций, в зна-чительной степени определяющих их эксплуатационную долговечность. Особенно велико влия-ние ОН на долговечность при различных видах знакопеременных нагрузок; при этом важную роль играет как величина, так и характер распределения ОН по сечению деталей. Известно, что при появлении на поверхности детали концентратора напряжений или начальной трещины по-ложительное влияние сжимающих ОН в поверхностном слое (ПС) резко возрастает и может при-вести к увеличению долговечности детали в несколько раз [1].

Основным условием возникновения ОН первого рода является неравномерная в том или ином сечении детали пластическая деформация механической или тепловой природы. Однако в силу сложности процессов силового и температурного нагружения деталей на стадиях произ-водства и эксплуатации точный расчет напряжений, действующих в той или иной части детали или конструкции, не всегда представляется возможным [2].

Большинство расчетных методов определения напряженно-деформированного состояния (НДС) основано на использовании значительного числа допущений, идеализирующих расчет-ные схемы, действующие нагрузки и граничные условия, что дает существенные погрешности в оценке напряжений, а в ряде случаев приводит к невозможности получения теоретических решений.

Такая задача становится особенно актуальной, когда речь идет об определении ОН в процессах механической обработки и последующей эксплуатации в условиях сложных видов нагружения изделия. При этом важную роль играет технологическое наследование, определяющее формиро-вание и трансформацию ОН исходя из сложной знакопеременной истории нагружения поверх-ностного слоя детали на предшествующих стадиях.

Среди методов механической обработки широкими возможностями по созданию в ПС благо-приятных сжимающих ОН, близких по величине к пределу текучести металла, обладают спосо-бы отделочно-упрочняющей обработки поверхностным пластическим деформированием (ППД) (рис. 1) [3].

При обработке ППД в зоне контакта деформирующих инструментов с деталью возникает асимметричный очаг деформации (ОД) ABCDEFG, характеризуемый линиями контура передней внеконтактной ABC (зона 1), передней контактной CD (зона 2), задней контактной DE (зона 3) и задней внеконтактной EF (зона 4) поверхностей, а также линией FGA, описывающей границу зоны пластического течения металла. Вследствие деформации частицы металла смещаются в зоне волнообразования вдоль линий тока, формируя ПС детали (рис. 1). Начальные параметры состояния, которые частицы металла имели до входа в очаг деформации (линия AG), трансформируются к моменту их выхода из ОД (линия GF).



Беларуси

42

Решение задачи аналитического определения ОН после сложных видов нагружения с учетом явления технологической наследственности возможно на основе аппарата механики деформиру-емых тел и методологии механики технологического наследования, в рамках которых [3]

формирование и трансформация ПС на стадиях механической обработки и последующего эксплуатационного нагружения рассматриваются как единый непрерывный процесс накопления деформации, исчерпания запаса пластичности и трансформации ОН металлом ПС. При этом на-ряду с традиционными параметрами качества для описания свойств ПС используются: накоп- ленная степень деформации сдвига Λ, степень исчерпания запаса пластичности Ψ и компонен- ты тензора остаточных напряжений [Tσост] в системе координат, связанной с формой детали или элемента конструкции;

формирование и трансформация ОН на стадиях механической обработки при изготовлении рассматриваются как следствие сложного немонотонного нагружения металла в очаге пластиче-ской деформации, при котором происходят накопление деформации и исчерпание запаса пла-стичности металлом ПС;

формирование ОН в условиях изменяющихся вследствие пластической деформации механи-ческих свойств металла, т. е. на протекание процессов в каждой точке траектории внутри ОД влияет история нагружения;

ОН проявляют себя в процессе эксплуатации, трансформируясь в каждом цикле эксплуата-ционного нагружения; долговечность определяется всей историей нагружения.

Согласно современным представлениям, тензор ОН представляет собой разность напряжений, возникающих в реальном упругопластическом теле при приложении нагрузки [Tσдеф], и напряже-ний, которые возникали бы в идеально упругом теле при идентичном нагружении [Tσраз], сумми-рованную с тензорами напряжений упругой разгрузки при раскреплении детали [Tσраскр. дет.] и упругих тепловых напряжений разгрузки 0[ ]

tTσ [4, 5]:

[Tσост] = [Tσдеф] − [Tσраз] + [Tσраскр. дет.] + 0[ ]t

Tσ . (1)

Рис. 1. Схема очага деформации в плоскости подачи при обработке ППД



Беларуси

43

В соответствии с используемым аппаратом механики технологического наследования:на каждой стадии механической обработки в ОД (как это представлено выше на примере обра-

ботки ППД) происходят непрерывное накопление деформации и исчерпание запаса пластичнос- ти, которые приводят к формированию ПС с определенными параметрами качества (глубина и степень упрочнения, шероховатость и остаточные напряжения);

при эксплуатационном усталостном нагружении продолжается процесс накопления дефор-маций и исчерпания запаса пластичности, протекающий в условиях непрерывной релаксации остаточных напряжений. При накоплении предельных деформаций (Λ = Λp) происходит полное исчерпание запаса пластичности (Ψ = 1). Этому состоянию соответствуют релаксация тензора остаточных напряжений первого рода до пренебрежимо малых значений ([Tσост] ≈ 0) и появле-ние начальной усталостной трещины. Накопление предельных деформаций, полное исчерпание запаса пластичности и зарождение усталостной трещины происходят в некоторой точке вероят-ного разрушения, которая может быть расположена как на поверхности, так и на некотором уда-лении от нее;

результирующее напряженное состояние определяется тензорами ОН и напряжений от внеш-ней нагрузки. При совпадении направлений векторов главных напряжений для обеих состав- ляющих и симметричном цикле усталостных напряжений ПС изделие работает в условиях асимметрии цикла, тем большей, чем большие остаточные напряжения. Среднее напряжение цикла при этом равно ОН, а амплитуда равна напряжению от внешней нагрузки. В условиях ци-клического нагружения сжимающие ОН повышают, а растягивающие ОН снижают усталостную долговечность;

на каждой стадии механической обработки или эксплуатации формирование ОН происходит под влиянием степени деформации, накопленной металлом на текущий момент времени; остаточ-ных напряжений, сформированных на предыдущей стадии; механических и тепловых напряже-ний, возникающих при приложении нагрузки на рассматриваемой стадии нагружения; напряжений упругой разгрузки при снятии внешней нагрузки; напряжений, дополнительно возникающих при раскреплении детали.

По мнению авторов, повышение качества и надежности ответственных изделий машино-строения требует создания наследственной теории формирования ОН в очаге деформации на каждой стадии обработки и трансформации этих напряжений на каждой последующей стадии обработки и эксплуатационного усталостного нагружения.

Применительно к упрочняющей обработке ППД роликовым инструментом разработана ко-нечно-элементная модель (МКЭ-модель) формирования остаточных напряжений исходя из ме-ханики деформирования в очаге деформации и рассчитаны вышеназванные интегральные де-формационные параметры метала поверхностного слоя детали.

При создании модели приняты следующие начальные условия и допущения:1. Возникающие деформации имели только механическую составляющую и соответственно

формирование ОН происходило от механического нагружения; при этом тепловая составляющая не учитывалась.

2. Моделируемый материал принимался изотропным с параметрами механического состояния, соответству-ющими параметрам стали 45 (ГОСТ 1050–88) в состоя-нии поставки.

3. Использовалась билинейная аппроксимация кри-вой течения, учитывающая упрочнение металла (рис. 2, табл. 1); заданы – модуль Юнга E, характеризующий угол наклона упругого участка α; экстраполированный пре-дел текучести σэт, соответствующий отрезку на оси на-пряжений, определяемому продолжением участка плас- тического течения; коэффициент Пуассона ν; танген- циальный модуль Tмод, характеризующий угол наклона участка пластического течения β (рис. 2, табл. 1).

Рис. 2. Билинейная аппроксимация кривой течения



Беларуси

44

Т а б л и ц а 1. Значения параметров физических и механических свойств металла

Параметр Значение

Модуль Юнга E, Па 2 ⋅ 1011

Плотность ρ, кг/м3 7800Коэффициент Пуассона ν 0,3Коэффициент трения η 0,21Экстраполированный предел текучести σэт, Па 3,66 ⋅ 108

Тангенциальный модуль Tмод, Па 2,596 ⋅ 109

4. С целью упрощения расчетов на данном этапе не учитывался эффект Баушингера.5. Тензор напряжений упругой разгрузки при раскреплении детали принят нулевым, по-

скольку, с одной стороны, при обработке ППД выполнялся ряд условий, указанных А.Н. Овсеенко, для обработки симметричных цилиндрических деталей [6], а с другой, модель детали имела до-статочно большие по сравнению с возникающим очагом деформации геометрические размеры. Это позволяет не учитывать влияния границ модели заготовки на значения компонент модели-руемых напряжений.

Моделирование процесса обработки ППД – сложная задача в силу немонотонного нагруже-ния в очаге пластической деформации. При этом смещение металла в плоскости главных дефор-маций имеет дискретный характер; ОД возникает со смещением относительно предыдущего на величину подачи, которая для ППД составляет 0,05–0,3 мм/об (рис. 1).

В ранее использованных постановках создавались МКЭ-модели, включающие в себя обраба-тываемую заготовку и индентор (инструмент). Заготовка моделировалась как упругопластиче-ское тело, а индентор – как абсолютно жесткое тело. При этом в МКЭ-моделях процессов ППД, резания и размерного совмещенного обкатывания указанная дискретность не моделировалась [3].

Верхняя граница модели обрабатываемой заготовки представляла собой контур ОД, восста-новленный по соответствующей профилограмме. Зона контакта детали с роликом моделировалась в виде дуги окружности, радиус которой соответствовал профильному радиусу ролика (рис. 1). Нижняя граница модели жестко закреплялась по осям x и y. Индентору придавалось однократ-ное смещение по оси x на величину подачи S.

Задача решалась в плоскодеформированной постановке. Это предполагало, что все деформа-ционные процессы происходят в плоскости главных деформаций, проходящей через ось враще-ния обрабатываемой заготовки (плоскости подачи).

По мнению В.М. Смелянского, степень деформации металла ПС в процессах ППД взаимо- связана с размерами продольной волны. В пользу такой точки зрения автор приводит ряд аргу-ментов [7]:

высота пластической волны в продольном направлении имеет значительно большие разме-ры, чем в поперечном направлении;

плоскость подачи с механической точки зрения в большей степени отвечает понятию плос- кости главных деформаций, поскольку деформации в плоскости скорости вращения меньше ана-логичных деформаций в плоскости подачи.

Особенностью такой постановки является то, что инструмент не взаимодействует со всей обра-батываемой поверхностью; моделируется лишь НДС в ОД, геометрические параметры которого получены на основе экспериментальных данных.

Расчеты выполнялись исходя из гипотезы, что на следующем этапе нагружения, которое происходит через 1 об детали, частица, смещаясь вдоль линии тока, меняет свое НДС на некоторое новое НДС, имеющее место в «мгновенной» модели и расположенное со смещением от прежнего НДС вдоль оси детали на величину подачи. При этом не учитывалось, что между этими двумя со-стояниями происходит разгрузка, приводящая к возникновению промежуточного НДС, а новый шаг нагружения происходит уже в условиях изменившихся на предыдущем шаге свойств металла.

Таким образом, в рамках данной модели сложного немонотонного нагружения частицы ме-талла проходят вдоль очага деформации и на выходе из него формируют обработанный поверх-



Беларуси

45

ностный слой детали. Описанная постановка позволяла смоделировать «мгновенные» значения напряжений и деформаций и в результате рассчитать степени деформации сдвига Λ и исчерпа-ния запаса пластичности Ψ.

Предлагаемая МКЭ-модель процесса ППД имеет следующие особенности:многошаговое нагружение ПС детали, моделирующее в плоскости главных деформаций дис-

кретный характер взаимодействия деформирующего ролика с ее поверхностью;моделирование остаточных напряжений после обработки, а также на промежуточных этапах

в очаге деформации;учет технологического наследования (истории нагружения) путем оценки состояния металла

при многократном нагружении – разгрузке в процессе перемещения частицы вдоль линии тока в очаге деформации

учет технологического наследования в пределах рассматриваемых стадий механической обра-ботки и последующей эксплуатации в условиях усталостного нагружения.

Моделирование осуществлялось с помощью программного комплекса ANSYS в плоскоде-формированной постановке, использование которой, как было отмечено, предполагает, что де-формационные процессы происходят только в рассматриваемой плоскости, а тензор напряжений является условно объемным.

Значения свойств металла и параметров кривой течения задавались по справочным материа-лам для стали 45 в состоянии поставки.

В качестве обрабатываемой поверхности моделировался фрагмент плоскости главных дефор-маций цилиндрической детали длиной L = 50 мм и высотой h = 20 мм (рис. 3). Нижняя и боковые границы фрагмента жестко закреплялись по обеим осям. Размеры возникающего при обработ- ке очага НДС значительно меньше размеров моделируемого фрагмента, поэтому возникающие при такой постановке краевые эффекты вносят в результаты моделирования незначительную по-грешность.

Индентор представлен как абсолютно жесткое тело в виде окружности, моделирующей (ими-тирующей) ролик заданного профильного радиуса. Правомерность такого допущения доказана многочисленными исследованиями процессов ППД, где не были обнаружены существенный износ или деформации роликов, шариков или выглаживающих инструментов.

На 1-м и любом последующем нечетном шаге моделирования осуществлялось нагружение – перемещение индентора в направлении поверхности на величину подачи 0,1 мм. Таким образом, индентор внедрялся в поверхность на величину действительного натяга.

Выбранные значения моделируемых параметров режима обработки ППД приведены в табл. 2.

Рис. 3. Постановка задачи моделирования процесса обработки ППД



Беларуси

46

Т а б л и ц а 2. Параметры режима обработки ППД

Параметр режима Значение в МКЭ-модели Диапазон величин

Профильный радиус ролика Rпр , мм 5 1,6–16Подача S , мм/об 0,1 0,05–0,25Действительный натяг ролика hд , мм 0,05 до 0,1 мм для стали 45

В исходном положении индентор находился относительно поверхности с некоторым зазором, равным 0,05 мм (рис. 3).

На 2-м и любом последующем четном шаге моделирования осуществлялась разгрузка – отвод индентора от поверхности на величину 0,1 мм с его одновременным перемещением вдоль по-верхности на величину подачи.

Всего смоделировано 300 шагов – 150 шагов нагружения и 150 шагов разгрузки. При этом длина обработанной в представленной МКЭ-модели поверхности составила l = S n/2 = 15 мм.

Основная идея моделирования трансформации НДС и ОН в очаге деформации заключалась в следующем. Некоторое сечение AB моделируемого фрагмента расположено таким образом, что на 1-м шаге нагружения оно еще не попадает в пространство ОД. В то же время на предпослед-нем шаге нагружения это сечение уже «покинуло» пространство ОД. Расстояние l1 в направле-нии подачи от стартового положения индентора до сечения AB составило 5 мм, расстояние l2 в направлении подачи от сечения AB до конечного положения индентора – 10 мм (рис. 3).

Таким образом, в процессе реализации всех шагов моделирования указанное сечение проходит через пространство ОД и является сечением по глубине обработанного ПС, в котором произошли накопление деформаций, частичное исчерпание запаса пластичности и формирование тензора ОН.

После получения решения модели в выделенном сечении для каждого шага моделирования фиксировались значения координаты узлов в сечении; составляющие вектора смещений узлов сечения; компоненты тензора напряжений; компоненты тензора суммарной упругопластической деформации.

Т а б л и ц а 3. Расчетные значения накопленных в очаге пластической деформации параметров механического состояния на уровне обрабатываемой поверхности (фрагмент)

Шаг нагружения σ, МПа T, МПа Π Λp

Компоненты скорости деформации, с-1

H, с−1 ΔΛ Λ Ψξx ξy ξxy

1 −16,19 18,25 −0,887 2,2858 −5,81E-02 2,55E-02 −1,95E-02 9,41E-02 1,27E-04 0,0001 0,00012 −22,95 27,75 −0,827 2,1927 −3,34E-02 1,11E-02 −1,25E-03 4,64E-02 1,90E-04 0,0003 0,00013 −18,73 21,40 −0,875 2,2673 2,30E-02 −7,25E-03 −2,11E-03 3,18E-02 1,06E-04 0,0004 0,00024 −22,53 27,27 −0,826 2,1914 −2,14E-02 6,53E-03 2,15E-03 2,95E-02 8,28E-05 0,0005 0,00025 −20,82 23,85 −0,873 2,2640 1,34E-02 −3,16E-03 −3,74E-03 1,91E-02 6,56E-05 0,0006 0,0003

6–11 – – – – – – – – – – –12 −36,49 44,56 −0,819 2,1804 −2,78E-02 8,02E-03 1,80E-03 3,78E-02 7,67E-05 0,0011 0,000513 −38,40 45,10 −0,851 2,2302 8,67E-04 2,51E-03 −7,96E-03 1,61E-02 7,28E-05 0,0011 0,000514 −39,74 48,57 −0,818 2,1794 −1,42E-02 2,56E-03 4,31E-03 2,00E-02 4,87E-05 0,0012 0,000515 −44,11 52,01 −0,848 2,2249 −8,51E-03 6,16E-03 −1,20E-02 2,81E-02 6,49E-05 0,0012 0,000616 −46,92 57,53 −0,815 2,1750 −2,14E-02 4,94E-03 3,84E-03 2,90E-02 7,71E-05 0,0013 0,000617 −44,58 52,93 −0,842 2,2161 1,79E-02 -4,25E-03 −3,87E-03 2,47E-02 7,25E-05 0,0014 0,000618 −46,66 57,22 −0,815 2,1749 −1,68E-02 3,87E-03 4,34E-03 2,37E-02 6,53E-05 0,0015 0,000719 −51,20 60,37 −0,848 2,2250 −6,66E-03 6,97E-03 −1,17E-02 2,71E-02 6,86E-05 0,0015 0,000720 −53,31 65,91 −0,809 2,1651 −2,25E-02 3,88E-03 5,16E-03 3,03E-02 7,75E-05 0,0016 0,000721 −56,27 66,91 −0,841 2,2141 6,96E-04 3,75E-03 −1,32E-02 2,67E-02 7,69E-05 0,0017 0,000822 −59,17 73,17 −0,809 2,1648 −2,48E-02 4,95E-03 4,27E-03 3,30E-02 8,05E-05 0,0018 0,0008

П р и м е ч а н и е: σ – среднее нормальное напряжение; T – интенсивность касательных напряжений; Π – показа-тель схемы напряженного состояния; Λp – предельное (для данного показателя схемы напряженного состояния) зна-чение накопленной степени деформации сдвига; H – интенсивность скоростей деформации; ΔΛ – приращение накоп- ленной степени деформации сдвига за текущий шаг нагружения; Λ – текущее значение накопленной степени дефор-мации сдвига; Ψ – текущее значение степени исчерпания запаса пластичности.



Беларуси

47

Рис. 4. Распределение компонент тензора остаточных напряжений по глубине поверхностного слоя после 300-го шага моделирования

Расчетные величины накопленных параметров механического состояния по обрабатываемой поверхности (y = 0 мм) представлены в табл. 3 (фрагмент). При выполнении расчетов приняты следующие параметры:

угол деформации в окружном направлении 10° (принят по данным В. М. Смелянского и В. Ю. Блюменштейна);

частота вращения детали 300 об/мин.Таким образом, продолжительность одного оборота детали составила 0,2 с. Для принятого

угла деформации время одного цикла, за который происходят нагрузка и разгрузка ПС, 0,0054 с. Половину этого периода осуществляется нагружение, а половину – разгрузка ПС, тогда приня-тое время нагружения и время разгрузки ПС детали 0,0027 с.

Результаты распределения компонент тензора остаточных напряжений по глубине поверх-ностного слоя после 300-го шага моделирования представлены на рис. 4.

Выводы

1. Наибольшие значения сжимающих напряжений (до −560 МПа, близкие к пределу текучести упрочненного метала) имеют осевую компоненту σx. Отметим, что компонента σx в наибольшей степени влияет на циклическую долговечность при эксплуатационном (усталостном) нагруже-нии детали по схеме изгиба с вращением. Сжимающие напряжения σx на поверхности и в близ-лежащем слое, суммируясь с растягивающими эксплуатационными напряжениями, взаимно ком-пенсируют друг друга, снижая тем самым тензор действующих напряжений. При этом осевая компонента обнаруживает экстремум сжимающих напряжений, расположенный на глубине 0,5 мм под поверхностью детали.

2. Тангенциальная компонента имеет сопоставимые с осевой компонентой значения сжима- ющих напряжений (до −450 МПа). Максимальные величины имеют место на поверхности детали.

3. Радиальная компонента σy характеризуется значительно меньшими по сравнению с осевой компонентой σx значениями при тех же глубинах распространения. На поверхности и в подповерх-ностном слое σy принимает преимущественно отрицательные значения, достигающие −100 МПа.

Полученные значения соответствуют экспериментальным данным В. М. Смелянского и Ч. Н. Абсара, по результатам исследований которых величина осевых остаточных напряжений при ППД достигает 800 МПа, окружных напряжений – до −400 МПа; радиальные напряжения близки к нулю [7, 8].



Беларуси

Небольшие значения σy, характерные для тензора ОН при ППД, не являются существенным недостатком в силу незначительного влияния этой компоненты на циклическую долговечность детали.

4. Нормальные компоненты тензора ОН характеризуются значительной (до h = 4 мм) глуби-ной распространения сжимающих напряжений, а также существенной (до h = 7 мм) глубиной распространения.

Результаты моделирования хорошо согласуются с данными Д. Д. Папшева, полученными для обработки ППД шариком. Автор подчеркивает возможность образования экстремума сжимающих ОН как на поверхности детали, так и на некоторой глубине в зависимости от степени воздей-ствия тепловой разгрузки [9].


1. Иванов С. И., Павлов В. Ф. // Пробл. прочности. 1976. № 5. С. 25–27.2. Махалов М. С., Блюменштейн В. Ю. // Вестник машиностроения. 2014. № 12. С. 21–25.3. Блюменштейн В. Ю., Смелянский В. М. Механика технологического наследования на стадиях обработки и экс-

плуатации деталей машин. М., 2007. 4. Биргер И. А. Остаточные напряжения. М., 1963.5. Сторожев М. В., Попов Е. А. Теория обработки металлов давлением. М., 1977.6. Овсеенко А. Н., Gajek M. M., Серебряков В. И. Формирование состояния поверхностного слоя деталей машин

технологическими методами. Ополе, 2001.7. Смелянский В. М. Механика упрочнения деталей поверхностным пластическим деформированием. М., 2002.8. Чоудхури Мд. Н. Абсар. Разработка расчетной модели формирования остаточных напряжений и методики их

технологического обеспечения при обработке деталей обкатыванием и выглаживанием: Дис. ... канд. техн. наук. М., 1988.

9. Папшев Д. Д. Упрочнение деталей обкаткой шариками. М., 1968.

V. Yu. BLUMENSTEIN, M. S. MAHALOV

INHERITANCE OF RESIDUAL STRESSES OF A SURFACE LAYER AT PROCESSES OF SURFACE PLASTIC DEFORMATIONS

Summary

A relevance of residual stresses (RS) research and computational algorithms creation in complex types of loading at the product lifecycle stages is shown. The RS forming finite element model at surface plastic deformation strengthening machining, including technological inheritance effect, is presented. The model feature is consideration of transformation of properties, obtained at previous production stages, as well as these properties evolution during metal particles displacement through the deformation space in the present loading step.



Беларуси

49


УДК 621.923

Л. М. АКУЛОВИЧ, Л. Е. СЕРГЕЕВ

МИКРОРЕЗАНИE АБРАЗИВНЫМИ ЗЕРНАМИ ПРИ МАГНИТНО-АБРАЗИВНОЙ ОБРАБОТКЕ

Белорусский государственный аграрный технический университет, Минск


Специфика магнитно-абразивной обработки – микрорезание абразивным зерном, не закреп- ленным жестко в связке. Процесс снятия стружки при этом упрощенно состоит в следующем (рис. 1, а). Под влиянием силы взаимодействия Fγ магнитно-абразивная частица одним или не-сколькими микро- и субмикровыступами радиуса ρ прижимается к поверхности изделия. При относительном перемещении обрабатываемой поверхности и частицы порошка возникает тан-генциальная сила Fα. Процессы пластического деформирования и микрорезания будут иметь место, если Fα ≥ τс (где τс – напряжение сдвига в металле).

При определенных условиях (τс > Fα) под действием крутящего момента зерно разворачивает-ся и в контакт с поверхностью изделия вступит новая режущая кромка. При этом плоскость P′P′

Рис. 1. Схема снятия стружки при магнитно-абразивной обработке: а – резание единичным зерном; Fγ – сила взаи-модействия, Fα – тангенциальная сила τс – напряжение сдвига, γх – угол резания, ρρ′ – радиус, P′P′ – плоскость; б – образование дорожек при царапании обрабатываемой поверхности; в – профиль царапины, полученной округлен-ным царапающим элементом: S1, S2 – площадь поперечного сечения левого и правого навалов,

maxнh – высота навалов, bн – ширина навалов; tк – глубина риски, Sк – площадь канавки; 1–7 – точки измерения



Беларуси

50

будет нормальной к плоскости резания. Очевидно, что возможен разворот зерна, если радиус округления режущей кромки ρ и угол γх увеличиваются.

Таким образом, анализ резания при магнитно-абразивной обработке показывает, что процесс контакта режущих кромок носит дискретный характер, а переориентация зерен в пространстве рабочего зазора осуществляется за счет действия крутящего момента, вызывающего их перека-тывание [1]. Прерывистый контакт абразивных частиц с обрабатываемой поверхностью изделия объясняется наличием выступов исходной шероховатости.

С изменением угла резания плоскость сдвига, а следовательно, и возникающая при этом пла-стическая деформация смещаются в глубь материала изделия, способствуя наклепу обработан-ной поверхности.

В основе микрорезания лежат процессы царапания материалов абразивными зернами опре-деленной геометрической формы, проскальзывания их по обрабатываемой поверхности, пласти-ческого деформирования и срезания тонкого поверхностного слоя. При этом форма и размеры образовавшейся дорожки трения в зависимости от скорости, давления на острие, свойств мате-риала, его способности к деформационному упрочнению и адгезионному взаимодействию, тем-пературы и др. – результат влияния ряда факторов:

пластического деформирования и оттеснения материала по бокам и впереди индентора с об-разованием навалов;

пластического циклического деформирования материала в области острия и усталостного разрушения тонких поверхностных слоев;

пластического деформирования с адгезией;пластического деформирования с микрорезанием и элементами адгезионного взаимодействия;микрорезания (рис. 1, б);хрупкого разрушения без пластического деформирования с отделением микростружки.Из теории шлифования [2] известно, что при внедрении абразивного зерна на глубину a ве-

личина фактического переднего угла γх в любой точке контакта будет равна

arcsin ,x

xρ − α

γ =ρ

(1)

где αх – толщина снимаемого слоя в рассматриваемой точке; ρ – радиус закругления вершины субмикронеровностей зерна абразивного порошка.

Существующие математические модели процесса формирования шероховатости поверхности можно разделить на три группы:

1. Аналитические (формальные) модели, представляющие собой эмпирические зависимости па-раметров шероховатости обработанной поверхности от различных характеристик процесса шли-фования. Они содержат большое количество эмпирических коэффициентов, значения которых получают в результате формальной (статистической) обработки экспериментальных данных.

2. Аналитические модели, представляющие собой теоретические зависимости. Их получают в результате анализа абстрактных систем, которыми заменяют реальные (физические) системы. Модели второй группы имеют широкую область применения и обладают большей универсаль-ностью в сравнении с моделями первой группы. При их использовании отпадает необходимость в большом числе экспериментальных исследований.

3. Имитационные модели, представляющие собой компьютерные программы. Они воспроиз-водят события, происходящие в реальной (физической системе) методом step by step.

При этом имеющиеся модели не всегда обеспечивают требуемую точность прогнозирования параметров качества шлифованной поверхности. Многие из них содержат эмпирические коэф-фициенты, которые, по сути, отражают влияние неучтенных факторов.

В основу математической модели положен следующий принцип. Абразивное зерно, внедрив-шееся на большую глубину, оттеснит больший объем материала и образует канавку с бóльшими по высоте навалами. Глубину канавки tк в первом приближении можно принять равной макси-мальной толщине среза azmax, поскольку этот параметр характеризует максимальную глубину внедрения режущих кромок зерен в обрабатываемый материал.



Беларуси

51

В результате проведенных исследований [3] получено следующее уравнение для высоты на-валов:

max

max

2;y

iS

h i=π

(2)

изн

изн

изн к изн

maxизн изн

изн к изн

изн изн

к изн min

min изн min

изн minmin

изн min

( ) , ;

( ) ( ) , ;

,( ) ( ) ,

.

+

+ +

+ +

+ ≤

= − − ≥ < − − + >

∫

∫ ∫

∫ ∫

к

к

к

t h

h

t h t h

yh h

t h t h

кh h

f y d y t h y

S f y d y f y y d y h y

h yf y dy f y y d y

t h y

(3)

Здесь f(y) – уравнение профиля режущей кромки в центральной плоскости XOY: hизн – линей-ный износ режущей кромки, ymin – минимальная глубина внедрения неизношенной режущей кромки (hизн = 0), при которой реализуется процесс снятия стружки:

1/(1 )

min 1(tg( ) ) ,vy bv −= β (4)

где β1 – угол сдвига, определяющий направление скольжения слоев обрабатываемого материала в момент отрыва; b, ν – параметры формы режущей кромки.

Используя разработанную математическую модель образования единичной риски [4], можно получить формулы для других параметров единичной риски. Формула для определения шири-ны навалов bн следующая:

maxн 2≈ ib h . (5)

Расстояние между вершинами навалов lн определяется таким образом:

lн = bк + bн,

maxн к 2 ,vil bt h≈ + (6)

где bк – ширина канавки.Коэффициент навалов

maxн

1 1к изн изн

.( )

1

y

v v

Sb t h h

v+ +

ε = + − +

(7)

Относительная высота навалов

maxвн

к.ih

tε = (8)

Поперечный профиль всегда имеет в середине след от округленной вершины абразивного зерна и навалы (выступы) по краям (рис. 1, в). Эти навалы расположены по краям царапины ши-риной (3–5) и представляют собой пластическое деформирование металла. Общая ширина внеш-не наблюдаемой деформированной зоны в поперечном сечении (1–7) является полной шириной царапины. По дну царапины обычно проходит блестящая полоса, как след особо интенсивного пластического деформирования (сминания) металла вершиной округления, которую имеет конус индентора. При исследовании царапания обычно измеряют чистую ширину царапины b (3–5). При царапании значительная (местная) пластическая деформация имеет место как впереди цара-пающего элемента, так и ниже линии среза.

В каждом сечении определялись следующие параметры (рис. 1, в): глубина риски (царапины)

tк, высота навалов max

,ih ширина навалов bн, коэффициент навалов 1 2н

+ε =

e

S SS

(S1 и S2 – площадь



Беларуси

52

поперечного сечения левого и правого навалов соответственно), относительная высота навалов max

внк

.iht

ε =

Механизм стружкообразования при шлифовании рассматривается в широком диапазоне ско-ростей резания и осуществляется в условиях адиабатического сдвига. При этом тепло, выделяемое в результате работы пластической деформации, локализуется в узкой зоне; деформация сдвига становится локально концентрированной, а стружка – суставчатой, циклической, элементной. Одним из доказательств преобладания при шлифовании адиабатического сдвига могут служить результаты исследования морфологии стружки с учетом того, что даже при одном режиме обра-ботки форма и размеры стружек изменяются в десятки раз.

Внешним признаком адиабатического сдвига при обработке на скоростях резания является вид стружки, получаемой с помощью растрового электронного микроскопа. Шлифовальные стружки при обработке сталей представляют собой длинные изогнутые ленты разных толщины и ширины с тонкими рваными краями (рис. 2, а, б, в). Увеличение скорости резания от 35 до 100 м/с не приводит к заметному изменению размеров стружки. При больших скоростях в составе стружки появляется значительный процент уменьшения ее размеров.

Внешний вид и строение стружек при скоростях резания 35 и 100 м/с и при больших увели-чениях позволяет сделать следующие выводы. Имеется четко выраженная разница между внут- ренней прирезцовой и внешней сторонами стружки. Прирезцовая сторона – сплошная лента, слегка вогнутая из-за выпуклой формы передней поверхности режущих кромок. Хорошо видны продольные борозды от пластической деформации, чешуйчатые отслоения частиц металла, раз-рывы и пустоты, следы прижогов и оплавлений, свидетельствующие о высокой температуре и интенсивной пластической деформации при движении стружки по передней поверхности абразивного зерна. По данным авторов [5], температура в зоне резания достигает 1200–1300 °С, а в некоторых случаях – температуры плавления. Тонкий сплошной слой пластически деформи-рованного металла (до 0,05 мкм) внутренней стороны удерживает на себе элементы сдвига, вхо-дящие на внешнюю сторону стружки. Четко выраженный элементный характер внешней стороны стружек проявляется в исследуемом диапазоне скоростей резания при разных толщинах срезов. При высоких скоростях резания (100 м/с) элементы сдвига отдаляются друг от друга, лепестки становятся более длинными и открытыми. Изучение стружек, полученных прерывистым микро-резанием единичным абразивным зерном, показывает, что характер стружкообразования, внешний вид, структура стружки принципиально не изменяются по сравнению с реальным шлифовани-ем. Стружка становится короче и мельче, так как длина среза при микрорезании короче, поэтому она часто разрушалась в процессе сбора. На фотографиях хорошо видны элементы сдвига при разных скоростях резания и при обработке всех исследуемых сталей. Толщина элементов сдвига колеблется в пределах 1,5–5 мкм, а путь скольжения примерно 10–30 мкм при толщине среза, не превышающей несколько микрометров. Внешний вид поверхностей сдвига свидетельствует

Рис. 2. Фотографии стружек при микрорезании единичным абразивным зерном из белого электрокорунда 24А стали 45; а – Vр. к = 40 м/с (×1420); б – Vр. к = 40 м/с (×3570); в – Vр. к = 160 м/с (×720)



Беларуси

53

об интенсивной пластической деформации; хорошо видны следы оплавления металла, особенно на вершинах элементов. Поверхности лепестков неровные, имеют углубленные борозды, срывы ламеллярного течения металла. Это указывает на то, что при образовании лепестка сдвиг проис-ходит в условной плоскости. В этой области (толщина в несколько сотен ангстрем) линейные дислокации движутся по многочисленным параллельным линиям, образующим пачки скольже-ния. Данный процесс последовательно повторяется на ряде параллельных плоскостей. Пластиче- ская деформация осуществляется путем движения волн дислокаций по плоскостям скольжения с их выходом на поверхность кристаллов и образованием соответствующих площадок сдвига. Зная толщину элементов сдвига ∆t и длину пути скольжения, можно определить угол сдвига:

sin .∆

β =t

It (9)

Результаты изучения стружек показывают, что элементный характер стружкообразования, характерный для адиабатического сдвига, предопределяет условия сопротивления сталей плас- тическому деформированию, цикличности действия сил сдвига в плоскости сдвига. Количество элементов сдвига при одном врезании режущей кромки в металл определяет частоту колебаний силы сдвига за время контакта, а изменение сопротивления металла сдвигу в начале и конце пути скольжения в условиях высокой температуры, большой скорости деформации и гидроста-тического сжатия определяет величину амплитуды силы. В результате процесс образования стружки при шлифовании со скоростями до 160 м/с происходит в условиях неустойчивого реза-ния, что ведет к выделению большого количества теплоты, возникновению макроскопических остаточных напряжений первого рода в металле поверхностного слоя заготовки, интенсивному износу абразивных зерен и динамической нестабильности в замыкающей подсистеме – зоне ре-зания [6].

Стружка из шлама выделяется при различии магнитных свойств обрабатываемого металла и режущего инструмента (зерен магнитно-абразивного порошка) при использовании элементов седиментационного анализа в сочетании с магнитным разделением [1]. Для сбора магнитной фракции шлама использовали магнитное поле электромагнита, величина и направление которого подбирались экспериментально. Полученные методом осаждения микроскопические стружки изме-ряли по наибольшему вертикальному размеру па телевизионном микроскопе «Квантимет-720». Их анализ и распределение по размерам показали достаточно точную аппроксимацию экспонен-циальной кривой вида

0 ,y y e χ−α= (10)

где y – процентное содержание стружки данного размера в общей ее массе; x – размер стружки.При использовании порошка Δ = 0,1/0,16 мм наибольшее количество стружек не превышает

80% по размеру 1 мкм. С увеличением зернистости порошка наблюдается перераспределение размеров стружек (рис. 3, a, кривые 2–4). При обработке порошком Δ = 0,6/1 мм размер стружек 60 мкм.

Увеличение числа стружек больших размеров является показателем снижения шероховатости. Например, при использовании порошка Δ = 0,1/0,16 мм Ra2 = 0,096 мкм, а порошка Δ = 0,6/1 мм (кривая 4) Ra2 = 0,192 мкм.

Рис. 3. Размер стружки в зависимости от зернистости порошка (a – 1 – Δ = 0,16; 2 – 0,25; 3 – 0,4; 4 – Δ = 1 мм) и способа охлаждения (б – 1 – Δ = 0,1/0,16 мм, СОТС, алюминий; 4 – абразивная лента)



Беларуси

54

Из рис. 3, б видно, что на характер размеров стружки заметное влияние оказывает подаваемая в рабочую зону СОТС.

Так, например, магнитно-абразивная обработка без СОТС порошком Δ = 0,16–0,25 мм обеспе- чивает размер стружек до 8 мкм примерно 55%, а при использовании в качестве СОТС водного раствора ПАВ (Аквол-10) и порошка той же зернистости – 75%. При этом их наибольший размер снижается с 48–50 до 32–35 мкм.

Кривые 2 и 3 (рис. 3, б) показывают также характер изменения размера стружек при магнитно-абразивной обработке меди и алюминия, а кривая 4 – размер стружек при обработке абразивной лентой. Очевидно, что обработка алюминия (как более мягкого материала) сопровождается обра-зованием более крупных по размерам стружек. Максимальный размер стружек при магнитно-абразивной обработке меди 48 мкм (кривая 2), а алюминия 56–60 мкм (кривая 3). Сравнивая ре-зультаты исследований при полировании меди абразивной лентой и магнитно-абразивным спо-собом (зернистость порошка в обоих случаях Δ = 0,16/0,25 мм), получаем, что в первом случае стружкообразование протекает более интенсивно (стружка образуется больших размеров).

При полировании абразивной лентой снижается шероховатость обработанной поверхности с Ra2 = 0,125 (при магнитно-абразивной обработке) до Ra2 = 0,23 мкм (при обработке абразивной лентой). Очевидно, что изменение размера стружек связано с характером диспергирования.

На рис. 4 показаны фотографии режущего зерна и стружек после магнитно-абразивной обра-ботки и полирования абразивной лентой. Как видно из рисунка, стружки после магнитно- абразивной обработки представляют собой сегментообразные элементы или запятые, т. е. близ-кие по форме к стружкам, образующимся после шлифования кругом. Отношение ширины стружки к ее длине при этом составляет 5:20. На ее поверхности видны отдельные сильно де-формированные участки, что свидетельствует о высоких пластических деформациях в зоне реза-ния. Косвенным показателем, характеризующим величину пластической деформации при резании магнитно-абразивным методом, является радиус кривизны стружки, уменьшающийся с увели-чением коэффициента ее усадки. Замеры показали, что стружки по радиусу кривизны распреде-ляются статистически следующим образом: ρМАО = 0–30 мкм, ρа. л = 40–110 мкм.

Радиусы кривизны завитка после магнитно-абразивного обработки (ρмао) и полирования абра-зивной лентой (ρа. л) характеризуют также степень пластической деформации при резании ука-занными способами.

Таким образом, распределение стружек по их размерам при магнитно-абразивной обработке носит экспоненциальный характер и является функцией геометрии режущих кромок магнитно-абразивного материала. Форма стружки определяется характером контакта субмикронеровнос- тей режущего зерна с реальным профилем микронеровностей изделия. Резание при магнитно-абразивной обработке носит преимущественно абразивный характер со значительно большей сте-пенью пластической деформации металла, чем при других видах абразивной финишной обработ-ки. Применение различных СОТС позволяет приближать процесс магнитно-абразивной обработки либо к полированию жестким абразивным инструментом, либо к тонкому поверхностно-пласти-ческому деформированию, а также получать микрорельеф поверхности, наиболее целесообраз-ный для эксплуатации.

Рис. 4. Фотографии режущего зерна (а) (Δ = 1 мкм) и стружек, полученных магнитно-абразивной обработкой (б) и полированием абразивной лентой (в)



Беларуси

55

Следовательно, на механизм процесса абразивной обработки в магнитном поле можно влиять изменением величины магнитного потока в рабочей зоне, сочетанием технологических режи-мов, выбором ферроабразивного материала, конфигурацией полюсных наконечников и др.

Исследование процесса резания абразивным зерном в составе ферроабразивного порошка и закономерностей образования микрорельефа формируемой поверхности позволит раскрыть суть абразивного воздействия и установить оптимальные технологические режимы процесса обра-ботки. Однако неизвестными факторами являются разница степени пластической деформации и глубина царапания при наложении магнитного поля и его отсутствии.

Задача настоящего исследования – определение глубины микрорезания единичным абразив-ным зерном ферромагнитного материала при наложении магнитного поля и при его отсутствии и установление природы и механизма изнашивания, обусловленного наличием магнитного поля.

Важным при изучении процесса магнитно-абразивной обработки является установление зако-номерностей явлений, происходящих в зоне контакта зерна ферроабразивного порошка с поверх-ностью обрабатываемой детали. Результаты исследований позволят решить задачи, связанные с повышением производительности и качества обработки.

Рассмотренные коэффициенты стружкообразования и коэффициент навалов характеризуют интенсивность пластической деформации. Для определения коэффициентов стружкообразова-ния и навалов проведены экспериментальные исследования и использована установка с про-граммно-аппаратным комплексом, которая приспособлена для нанесения царапин зернистостью Δ = 160/125 мкм на поверхность исследуемого металла. В процессе работы с помощью датчиков производили измерения радиальной и тангенциальной составляющих силы резания. С исполь-зованием специальной платы аналого-цифрового преобразователя в компьютер передается ин-формация, поступающая от датчиков (рис. 5).

Поверхности образцов предварительно полировали до шероховатости по параметру Ra < 0,05 мкм для последующего качественного измерения глубины царапины и высоты навалов. В процессе исследований применяли нагрузки, действующие на ферроабразивный порошок в процессе маг- нитно-абразивной обработки, выбранные на основании исследований, проведенных Ф. Ю. Са- кулевичем, В. И. Ждановичем и др. Определен диапазон сил, с которыми зерно действует на по-верхность обрабатываемой детали при магнитно-абразивной обработке (0,5–16)⋅10−3 Н. При этом определяли размеры: b – ширина, h – максимальная глубина царапины, bн1 и bн2, tн1 и tн2 – соот-ветственно ширина и высота правого и левого навалов.

Скорость принималась v = 0,5 м/с при многоразовых циклических проходах. Исследуемый материал – cталь Ст. 3 ГОСТ 380–71.

Результаты измерения царапин позволили получить зависимости ширины царапин, средней высоты навалов tнср, глубины царапания и коэффициента навалов εн от материала образца и ра-диальной нагрузки Рy (рис. 6).

В результате проведенных исследований установлено, что процесс удаления металла выступа-ми микрорельефа поверхности зерен имеет место практически при любой глубине микрорезания,

Рис. 5. 3D-модели царапин поверхности: а, б – без и с использованием магнитно-абразивной обработки



Беларуси

56

определяемой десятыми и сотыми долями микрометра. Исследования показали, что высота навалов меньше, чем глубина царапин, т. е. основной объем металла (75–85%), вытесняемый зерном, переходит в микростружку (рис. 7).

Данные [7] свидетельствуют о специфическом влиянии и особой роли поверхностных слоев в общих процессах микроскопической деформации и разрушения, усталости, ползучести, в условиях трения, износа и схватывания ме-таллов. В нашем случае в результате фазовых превраще-ний формируются подповерхностные зоны с мартенситной и смешанной мартенсит-аустенитной фазами, обладающи-ми повышенными прочностными свойствами. Кроме того, образуется особый слой толщиной 1–1,5 мкм со сложными структурно-фазовым состоянием и прочностными свой-

ствами, отличающимися от свойств исходной и мартенситной фаз. На некоторой глубине наблю-дается максимальное значение твердости, намного превышающее этот параметр аустенитной и мартенситной фаз. Данный слой, характерный для сплавов, претерпевающих термоупругие мар-тенситные превращения, в настоящее время не идентифицирован по фазовому составу и струк-туре. Однако он представляет ультрамелкозернистую структуру (нано- и субмикрокристаличе-скую), состоящую из аустенитной и мартенситной фаз.

Проведенные исследования [6] показали, что при измельчении структуры до субмикрокрис- талической повышаются обратимая мартенситная деформация и характеристики прочности (в нашем случае твердость). При всем этом сохраняется высокая пластичность.

Поскольку выявлена разница степени пластической деформации при микрорезании единич-ным зерном ферромагнитного материала при наложении магнитного поля и без него, необходи-мо установить природу и механизм этого изнашивания.

Рассмотрим случай, когда на пластину весьма значительной толщины действует электромаг-нитное поле, параллельное ее плоскости. Заменим пластину проводящим полупространством бесконечных размеров согласно рис. 8.

Рис. 6. Зависимости ширины царапины от нагрузки на единичное зерно (а), средней высоты навалов от нагрузки на зерно (б), глубины царапины от нагрузки на единичное зерно (в), коэффициента навалов при микрорезании от на-

грузки на зерно (г): 1, 2 – соответственнло с наложением и без наложения магнитного поля

Рис. 7. Фотография стружки при микроре-зании единичным абразивным зерном с на-

ложением магнитного поля



Беларуси

57

Границу раздела между пластиной и воздухом образует плоскость yz. Согласно [8], напряженность магнитного поля определяется через обыч-ное дифференциальное уравнение второго порядка

22

2 .d H k Hdx

= (11)

Известное решение для напряженности магнитного поля

1 2−= +x xk kH H e H e (12)

можно связать с первым уравнением Максвелла

rotH = γE (13)

и таким образом непосредственно получить формулу для напряженности электрического поля

1 2( ).

x xk kkE H e H e−= +

γ (14)

Для большой глубины x → ∞ должны иметь место соотношения

H → 0, Е → 0и, наоборот, при x = 0 будет

H = H0.

Отсюда следует, что H1 = 0 и H2 = H0.Таким образом, напряженность магнитного поля определяется следующим уравнением:

0 .xkH H e−= (15)

Теперь проведем анализ выражений для магнитных полей. Комплексную постоянную можно записать в виде

1 .jk +=

αЕсли подставить данную величину в уравнения (14) и (15), то можно представить временной

вектор напряженности магнитного поля таким образом:

( )

0 .x xI t

H H e e− ω −

α α= (16)

Следовательно, амплитуда затухает с увеличением глубины по экспоненте x

e−

α .Скорость распространения электромагнитных волн в проводящем полупространстве тогда

будет равна

.xv

t= = αω (17)

Характер волн в различные моменты времени пока-зан на рис. 9.

Определим теперь величину плотности тока на по-верхности проходящей пластины, т. е. при x = 0

0 ( 0) 01 .j t

xjE H e

a− ω

=+

σ = γ = (18)

Для плотности тока на любой глубине можно запи-сать следующее уравнение:

( )

0 ,− ω −

α ασ = σx xj t

e e (19)

из которого выражения видно, что плотность тока также задана бегущей волной, амплитуда которой с глубиной

Рис. 8. Схеима располо-жения пластин в магнит-

ном поле

Рис. 9. Характер затухания волн по глубине поверхностного слоя пластины: 1–4 – номера

участков



Беларуси

58

уменьшается. Если проинтегрируем выражение (19) по всему полупространству, получим экви-валентный ток, вызывающий такие же электромагнитные эффекты, как и нелинейно-распреде-ленная плотность тока во всем пространстве

( )0 4

0.

2

j tI dx e

π∞ ω −ασ= σ =∫ (20)

Из уравнения (20) видно, что эквивалентный ток обусловлен слоем толщиной a с равномерно распределенной плотностью тока 0 / 2,σ причем валентный ток по отношению к действитель-ной плотности тока на поверхности при x = 0 имел бы фазовый сдвиг π/4. Толщина a называется глубиной проникновения и определяется выражением

2 .=ωγµ

a

В таблице приведены значения глубины [8] проникновения для наиболее широко используемых материалов и различных частот.

Значения глубины проникновения для наиболее используемых материалов и различных частот

f, Гцa, мм

Cu Al Fe (μ = 200) Fe (μ = 20)

25 13,4 17,4 2,54 8,150 9,44 12,3 1,8 5,69100 6,67 8,7 1,3 4,11

Рассмотрим, как связана магнитная индукция с плотностью тока. Для магнитной индукции на поверхности справедливо соотношение

0 4

0 .2

jB e

π−µασ

= (21)

Магнитная индукция также выражается уравнением бегущей волны:

( )

0 .x xj t

B B e e− ω −

α α= (22)

Следовательно, для абсолютной величины магнитной индукции на определенной глубине справедливо соотношение

0 .x

B B e−

α= (23)

Можно считать, что и магнитный поток проходит только по тонкому поверхностному слою, толщина которого равна глубине проникновения.

Среднее значение магнитной индукции определяем из уравнения

0ср .

2BB = (24)

Теперь рассмотрим, какова величина теплового эффекта в части полупространства, ограни-ченной в направлениях осей y и z единицами длины. Для этого вычислим квадрат абсолютного значения плотности тока:

22 2

022 .

−ασ = σσ =

α

xx H e (25)

Тогда выражение для теплового эффекта приобретает вид

2

0

1 .2

P d x∞

= σγ ∫ (26)



Беларуси

После подстановки и интегрирования имеем

20 .

2HP =αγ

(27)

Установлено, что при толщине пластины более 2а возникает тепловой эффект в результате поверхностного нагрева.

В результате проведенного анализа и исследования процесса микрорезания единичным зер-ном ферромагнитного материала при наложении магнитного поля установлено, что глубина ца-рапины в 1,5–1,6 раза больше, чем при отсутствии магнитного поля. Объяснением полученных ре-зультатов являются проникновение электромагнитных волн в тонкий поверхностный слой ферро-магнитного материала и возникновение теплового эффекта, который обеспечивает увеличение степени пластической деформации материала.


1. Сакулевич Ф. Ю. Основы магнитно-абразивной обработки. Мн., 1981.2. Маслов Е. Н. Теория шлифования материалов. М., 1974.3. Полосаткин Г. Д., Соломеин И. А. Склерометрия. М., 1976. C. 238–245.4. Рыжов Э. В., Горленко О. А. Математические методы в технологических исследованиях. К., 1990. 5. Островский В. И. Теоретические основы процесса шлифования. Л., 1981.6. Маслова А. Ю., Осипов А. П., Федотов В. В. Шлифабразив-2006. Волжский, 2006. С. 74–77.7. Маслов Е. Н. Склерометрия. М., 1968. С. 24–44. 8. Ламмеранен Й., Штафль М. Вихревые токи. М., 1967.

L. M. AKULOVICH, L. E. SERGEEV

MICROCUTTING USING ABRASIVE GRAINS AT MAGNETIC-ABRASIVE MACHINING

Summary

Analysis of microcutting process is implemented using various dynamic processing methods. Calculation of cutting parameters with magnetic field and without it is performed. Explanation of acquired results is given.



Беларуси

60


МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ, МЕТАЛЛУРГИЯ

УДК 621.762:536.75

П. А. ВИТЯЗЬ, В. Т. СЕНЮТЬ

СИНТЕЗ И ПРИМЕНЕНИЕ НАНОСТРУКТУРНЫХ СВЕРХТВЕРДЫХ МАТЕРИАЛОВ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОГО НАЗНАЧЕНИЯ

Объединенный институт машиностроения НАН Беларуси, Минск


Введение. Традиционные технологии лезвийной обработки деталей из легированных сталей, чугунов, жаропрочных сплавов, износостойких покрытий во многом исчерпали свои возможности и не отвечают требованиям производств будущего. Современный подход к свойствам поверх-ностных слоев прецизионных деталей машин, приборов и изделий, производительности и себе-стоимости их обработки предполагает развитие новых и совершенствование известных методов финишной обработки поверхности, которые отвечают современным эксплуатационным и техно-логическим требованиям. Наиболее значимые тенденции в современной технологии обработки резанием, такие как замена шлифования лезвийной обработкой для деталей высокой твердости, обработка без применения смазочно-охлаждающих технологических средств или с минимальным смазыванием, микрообработка и высокоточная обработка требуют увеличения эксплуатационных характеристик поликристаллических сверхтвердых материалов (ПСТМ), прежде всего, твердости до 60–100 ГПа, модуля упругости до 600–1000 ГПа, термостойкости до 900–1300 °С. Чистота и точность обрабатываемых деталей зависят от размеров зерен алмаза и кубического нитрида бора (КНБ), а также от размеров связующих тугоплавких соединений. Чем меньше абразивное зерно, тем выше чистота обрабатываемой поверхности. Первостепенной задачей является получение инструмента, обеспечивающего чистоту поверхности после обработки резанием выше 9-го класса.

Реализация данных тенденций возможна за счет применения инструмента из наноструктур-ных ПСТМ, так как переход от микронного диапазона размера частиц или кристаллитов к суб-микронному и нанометрическому размерам предполагает значительное повышение физико-ме-ханических свойств и эксплуатационных характеристик материалов, а также возможность фор-мирования острых режущих граней, сопоставимых с острыми гранями природного алмаза. Кроме того, микропорошки сверхтвердых материалов (алмаз и КНБ), используемые в настоящее время для микрозернистых ПСТМ, обладают значительной хрупкостью, и при точении трудно- обрабатываемых материалов наблюдается скалывание режущей кромки, что ухудшает качество поверхности при ее обработке. Данные материалы, полученные на основе нанопорошков либо на основе композиций, включающих в себя нано- и микропорошки, также будут обладать улуч-шенными физико-механическими характеристиками, в том числе высокой трещиностойкостью, что важно при обработке материалов в условиях прерывистого резания [1, 2].

Практика использования инструментов показывает, что наноструктурные сверхтвердые ма-териалы в виде компактов, содержащие частицы СТМ в матрице, либо в виде поликристалличе-ских блоков позволяют повысить эффективность процесса механической обработки деталей ма-шин. В этой связи особую актуальность приобретает разработка технологических основ синтеза наноструктурных СТМ и их последующего компактирования со связующим и без него для произ-водства лезвийного и абразивного инструментов [3–5].



Беларуси

61

В настоящее время сотрудники лаборатории наноструктурных и сверхтвердых материалов Объединенного института машиностроения НАН Беларуси развивают следующие направления исследований в области синтеза наноструктурных сверхтвердых материалов на основе алмазов и плотных модификаций нитрида бора (BN):

термобарический синтез микро-, субмикро- и наноструктурных порошков КНБ с использо-ванием катализаторов-растворителей;

синтез наноструктурных порошков алмаза и КНБ из механоактивированных порошков гра-фита и гексагонального BN;

синтез порошков и поликристаллов на основе плотных форм BN с применением химико-тер-мического модифицирования исходной реакционной шихты;

синтез высокодисперсных ПСТМ на основе КНБ с использованием нанопорошков алмазов в качестве активаторов фазового превращения;

спекание в условиях высоких давлений и температур ПСТМ на основе композиций из моди-фицированных микро-, ультра- и наноструктурных порошков КНБ с добавлением тугоплавких соединений;

получение алмазных ПСТМ (поликристаллических компактов и наноструктурных порошков) путем спекания модифицированных наноалмазов в условиях высоких давлений и температур.

получение композиционных материалов на основе наноструктурных порошков алмаза и КНБ для абразивной обработки.

Синтез микро-, субмикро- и наноструктурных порошков кубического нитрида бора в усло-виях высоких давлений и температур с использованием катализаторов-растворителей. Известно [6], что процесс образования порошков КНБ инициируют щелочные и щелочно- земельные металлы, их нитриды, бориды, гидриды, фториды. Границы областей синтеза с исполь-зованием данных веществ и соединений находятся выше 4,0 ГПа. Вблизи линии термодинамиче-ского равновесия получают крупные кристаллы КНБ. При удалении от линии термодинамического равновесия возрастают скорости зарождения и роста кубической модификации BN, что при прочих равных условиях приводит к уменьшению величины синтезируемых частиц КНБ до субмикро- и наноразмеров. Использование катализаторов-растворителей при синтезе нано- и ультрадис- персных порошков КНБ позволяет существенно снизить давление и температуру фазового пере-хода гексагонального нитрида бора (ГНБ) в кубическую модификацию, повысить выход и дис-персность конечного продукта.

Величина межфазной энергии на поверхности раздела КНБ – расплав более высокая, чем при синтезе алмаза. Энергия образования зародышей КНБ критического размера, высокая энергия активации роста, низкий коэффициент диффузии BN в расплавах на основе систем, традиционно используемых для синтеза КНБ, обусловливают относительно низкую частоту зародышеобразо-вания КНБ и делают невозможным кристаллизацию КНБ ниже пороговой температуры даже при появлении в системе жидкой фазы. В ходе проведенных исследований установлено, что вве-дение в шихту для синтеза КНБ легко разлагающихся водород- и азотсодержащих соединений приводит к снижению поверхностной энергии границы раздела зародыш КНБ – расплав и к низ-кой величине работы образования критических зародышей КНБ [7, 8].

Изучено влияние флюидной составляющей на основе соединения щелочных и щелочно-земельных металлов с азотом, водородом и фтором, снижающей энергию активации фазового превращения, на параметры кристаллизации КНБ в системах Mg – B – N и Li – B – N [9, 10].

Установлено, что в присутствии флюидных фаз давление кристаллизации КНБ в традицион-ных ростовых системах существенно снижается. Например, в системе ГНБ – MgB2 – NH3 крис- таллизация КНБ наблюдается вплоть до давлений порядка 2 ГПа, что позволяет увеличить реак-ционный объем в 2–5 раз по сравнению с базовым вариантом технологии.

На основе проведенных исследований [11, 12] впервые синтезированы микропорошки КНБ в системе BN – NaN3. Оптимальные температурные условия, при которых достигается наиболь-шая степень превращения ГНБ в смеси с 20 мас.% азида натрия в КНБ, соответствуют интерва- лу 1740–2020 К в области 5,0–5,5 ГПа. Время синтеза микропорошков КНБ размерами не более 5 мкм в аппарате высокого давления (АВД) типа «наковальня с лункой» не превышает 30 с.



Беларуси

62

Максимальный выход микропорошков КНБ составил 72%. Монокристаллический порошок КНБ светло-желтого цвета, полученный в системе BN – NaN3, обладает прочностными и абразивными качествами, не уступающими высокопрочным порошкам, традиционно синтезируемым в систе-ме BN – Li3N [13].

В настоящее время в лаборатории наноструктурных и сверхтвердых материалов Объединенного института машиностроения НАН Беларуси выполняются исследования влияния азотсодержа-щих добавок на параметры кристаллизации и выход нано- и ультрадисперсных порошков КНБ. В качестве азотсодержащих добавок выбраны нитриды кремния, алюминия и титана.

Установлено, что введение в состав шихты 5 мас.% нитрида кремния приводит к увеличению максимальной степени превращения до 0,37 при 1950 К. Содержание нанопорошков во фракции 1/0 составило 18%, что на 15% выше, чем для нелегированной системы. Введение 0,5–1,0 мас.% нитрида кремния повышает общий выход нано- и ультрадисперсных порошков КНБ до 48–52%.

Синтез наноструктурных порошков алмаза и кубического нитрида бора из механоакти-вированных порошков графита и гексагонального нитрида бора. Альтернативный способ фор-мирования наноструктуры в материалах – обработка в условиях глубокой пластической дефор-мации при интенсивных сдвиговых воздействиях.

Экспериментальные исследования [14] показали значительное влияние сдвиговых деформа-ций на структурные и фазовые превращения в процессе синтеза плотных модификаций углерода и нитрида бора. Они приводят, в частности, к существенному уменьшению давления фазовых превращений и к изменению характера фазового превращения с обратимого на необратимый, когда эти фазы используются в технических приложениях.

Применение аттриторов, планетарных и вибрационных мельниц, в которых реакционная шихта, помещенная в реакционную камеру, постоянно находится под воздействием высокого давления и сдвиговых деформаций, изменяет структуру и фазовый состав исходных порошков графита и ГНБ. В результате механоактивации реакционной шихты на основе ГНБ, обработан-ной в вибромельнице, а затем подвергнутой сжатию на прессовой установке в АВД до давления 7,7 ГПа, достигается снижение температуры синтеза кубической модификации BN на 200 °С при прочих равных условиях по сравнению с необработанной шихтой [14].

Исследования процесса обработки ГНБ в шаровой мельнице показали, что в этом случае проис-ходит измельчение частиц порошка, сопровождающееся уменьшением размеров областей коге-рентного рассеяния (ОКР) частиц ГНБ с 120 нм для необработанного до 100 нм для обработан-ного в течение 7,5 ч и до 63 нм для обработанного в течение 15 ч порошка ГНБ. Наблюдаются также уменьшение параметров решетки и, как следствие, снижение объема элементарной ячейки в первом случае на 0,059% и во втором на 0,171%. Сдвиг рефлексов при увеличении времени ме-ханической обработки в сторону больших углов и их уширение свидетельствуют о развитии де-фектной структуры ГНБ. Фазовый состав порошка при этом не изменяется.

В ходе изучения [15, 16] порошков ГНБ, подвергнутых механоактивации в аттриторе, уста-новлено, что аттриторная обработка высокой интенсивности приводит к значительному увели-чению удельной поверхности частиц BN. После измельчения в течение 10 мин величина удель-ной поверхности порошка нитрида бора возрастает от 2,4 до 85,5 м2/г. Дальнейшее измельчение в течение 4,0 ч позволяет получить частицы нитрида бора размерами 35–300 нм.

Также исследована тонкая структура порошковой шихты на основе ГНБ после аттриторной механоактивации. Определен характер изменения таких параметров, как интенсивность кри-сталлического пика I(002) для ГНБ, межслоевое расстояние d(002), высота кристаллитов Lc гекса-гонального BN. Показано, что при обработке в начальный период времени резко снижается зна-чение I(002), уменьшаются межслоевое расстояние d(002) и Lc. По мере обработки значение d(002) увеличивается. При продолжительной обработке происходит трансформация субструктуры ча-стиц ГНБ от кристаллической к нанокристаллической и аморфной.

Рентгеноструктурный анализ, выполненный на порошках BN, механоактивированных в те-чение 1–4 ч, позволил установить, что по мере увеличения времени механоактивации в порош-ках, кроме гексагонального BN, наблюдается появление рефлексов, соответствующих кубиче-ской, а также вюрцитной и ромбоэдрической фазам BN [14–16].



Беларуси

63

а б

Рис. 1. Электронно-микроскопическое изображение наноструктурного порошка КНБ, ×100 000 (а), структура нано-материала на основе BN после механоактивации и спекания под давлением 2,5 ГПа при 1300 °С (б)

Исследования морфологии частиц порошка BN после механоактвации в аттриторе [17] позво-лили установить, что порошок состоит из наноразмерных частиц, которые объединяются в кон-гломераты округлой формы размерами от 1 до 2 мкм. Сами частицы BN (от 80 до 100 нм) имеют пластинчатую форму и характеризуются размерами ОКР порядка 10 нм, что сравнимо с ОКР на-ноалмазов детонационного синтеза (рис. 1, а).

В результате спекания активированного порошка BN в условиях высоких статических давле-ний 2,5–4,0 ГПа в диапазоне 1000–1300 °С при изотермической выдержке 15 с получен компакт-ный наноматериал, в котором сохранены размеры, морфология и фазовый состав частиц BN, сформированные в ходе механоактивации порошка (рис. 1, б). При дальнейшем росте температу-ры спекания в диапазоне давлений до 4 ГПа в материале происходит обратный фазовый переход образовавшихся плотных фаз BN в гексагональную модификацию. Данный процесс фиксируется на рентгенограммах по сильному возрастанию интенсивности рефлекса (002) ГНБ, а также по снижению величины плотности материала. Напротив, материал, полученный в области тер-модинамической стабильности КНБ при давлениях порядка 6,0–7,0 ГПа и температурах спека-ния 2000–2300 °С, состоит только из наноструктурного кубического BN [15, 18].

Методом атомно-силовой микроскопии (АСМ) исследовали морфологию поверхности и изло-ма материала, полученного в оптимальных условиях спекания. Установлено, что средний размер кристаллитов КНБ в этом случае составляет около 600 нм. Обнаружены также более крупные кристаллиты до частицы 1100 нм, образовавшиеся в результате рекристаллизации исходных частиц (рис. 2, а). На гранях некоторых кристаллитов наблюдаются наросты размером 20–25 нм. Анализ структуры материала показал, что в данном случае в основном формируются полиэдрические части-цы. Небольшая доля частиц КНБ в полученном наноструктурном материале имеет округлую форму.

Кроме изучения влияния механоактивации на структурные и фазовые превращения в BN проводились также исследования по аттриторной обработке шихты для синтеза алмаза, состоя-щей из графита марки ГМЗ ОСЧ и катализатора – эвтектики Ni – Mn [14].

В результате механического воздействия на реакционную смесь увеличиваются число и соот-ветственно площадь контактов между ее компонентами. Сдвиговые деформации способствуют возникновению и накоплению в исходной структуре графита различных дефектов, в том числе дислокаций, дефектов упаковки, облегчающих в дальнейшем перестройку углеродных связей. Как показали результаты экспериментов, наиболее эффективной оказалась аттриторная обра-ботка шихты в этиловом спирте. После механической активации в компонентах шихты (графит, катализатор) образуется большое количество дефектов, в результате термобарические парамет- ры синтеза существенно снижаются. При этом в 2–3 раза повышается процент выхода синтези-руемого продукта, в 3–4 раза уменьшается время синтеза. При изменении параметров процесса



Беларуси

64

активации и времени последующего синтеза в условиях высоких давлений получены алмазные порошки, соответствующие как нано-, так и ультрадисперсному диапазону зернистостей.

Синтез порошков и поликристаллов на основе плотных форм BN с применением химико-термического модифицирования исходной реакционной шихты. В настоящее время в лабора-тории наноструктурных и сверхтвердых материалов Объединенного института машиностроения НАН Беларуси получили развитие направления синтеза плотных форм BN, относящиеся к раз-новидности метода получения КНБ с применением каталитически активных добавок. Примером такого подхода может служить технология синтеза ПСТМ на основе КНБ из порошка ГНБ, мо-дифицированного алюминием. Последний активирует в условиях высоких давлений и темпера-тур фазовое превращение ГНБ → КНБ. В результате предварительной химико-термической обра-ботки в атмосфере галогенидов алюминия на слоистых частицах ГНБ происходит осаждение алюминия в виде отдельных кластеров размерами 20–50 нм. Активность алюминия как катали-затора значительно усиливается при уменьшении размеров его частиц. В результате высокотем-пературного отжига ГНБ в парах галогенидов алюминия (летучих метастабильных соединений алюминия) происходит осаждение алюминия на поверхности частиц ГНБ в виде кластеров и/или наноструктурных слоев с частичным растворением алюминия в BN. Кроме того, вслед-ствие химических реакций BN с Al на поверхности частиц ГНБ образуются наноразмерные бо-рид (AlB2) и нитрид алюминия (AlN). Последний также способствует фазовому превращению гексагонального BN в кубический [19, 20].

Алюминий в процессе высокотемпературного отжига может частично переходить в нано-структурный нестехиометричный оксид алюминия, который дополнительно способствует дис-персному упрочнению и измельчению структуры синтезируемых поликристаллов.

Результаты структурных исследований материала, полученного после синтеза при давлении 5,5 ГПа, позволяют заключить, что кристаллы КНБ в основном имеют пластинчатую форму, что свидетельствует о мартенситном характере превращения в BN. Размер частиц в ПСТМ 1–3 мкм, толщина пластинок составляет около 0,5 мкм. С повышением давления термобарической обработ-ки до 7,0 ГПа наблюдается уменьшение размеров кристаллов КНБ до 1 мкм и менее.

Рентгеноструктурные исследования показали, что в образцах, полученных при давлении 5,5 ГПа и температурах спекания 1800–2000 °С, наряду с ГНБ и КНБ присутствует вюрцитный нитрид бора (ВНБ). При увеличении температуры до 2200–2300 °С наличия на дифрактограммах про-межуточных фаз BN не отмечалось, были только линии, принадлежащие КНБ. Кроме BN в образ-цах отмечены AlN, AlB2, а также корунд Al2O3 и оксид алюминия нестехиометричного состава Al2,6O4. Из-за большого количества дисперсных фаз в полученном материале полуколичествен-ный анализ выполнен в первом приближении. Размер ОКР КНБ равен 50 нм, AlB2 – 30 нм, Al2O3 – 260 нм, AlN – 200 нм.

а бРис. 2. АСМ-изображения изломов ПСТМ на основе КНБ после механоактивации и термобарического спекания BN

под давлением 7,0 ГПа (а) и после термобарического спекания ГНБ, модифицированного алюминием (б)



Беларуси

65

Анализ, проведенный с помощью метода АСМ, показал, что поверхность образцов текстури-рованная, наблюдается преимущественное направление расположения частиц. Сами частицы деформированные и образуют плотные агрегаты размером до 7 мкм. Размер отдельных поли-кристаллических частиц 1–3 мкм, причем при увеличении времени спекания в структуре мате-риала отмечается появление поликристаллических областей (зерен) размерами до 5 мкм. По гра-ницам частиц в агрегатах и на поверхности поликристаллических частиц присутствуют включе-ния размером около 100–150 нм [21]. Полученный материал обладает достаточно высокими твердостью (35–38,5 ГПа) и трещиностойкостью (11,5–12,9 МПа ⋅ м1/2) и перспективен для чисто-вой лезвийной обработки закаленных сталей. На рис. 2, б показана структура излома нанострук-турного поликристаллического материала на основе КНБ, полученного из модифицированного алюминием ГНБ.

Синтез высокодисперсных поликристаллических сверхтвердых материалов на основе ку-бического нитрида бора с использованием нанопорошков алмазов в качестве активаторов фазового превращения. Высокие значения удельной площади поверхности и границ раздела обусловливают каталитическую активность нанокристаллических веществ. Наночастицы металлов и сплавов давно и успешно применяются для катализа химических реакций [22]. Представляет интерес использование в качестве катализатора при синтезе СТМ углеродных наночастиц, обла-дающих высокими удельной поверхностью и поверхностной энергией.

В лаборатории наноструктурных и сверхтвердых материалов Объединенного института ма-шиностроения НАН Беларуси проводятся экспериментальные работы по использованию в каче-стве катализатора синтеза алмаза и КНБ частиц наноалмазов. Наноалмазы представляют собой одну из наиболее химически активных из известных форм углерода с высокоактивным состоя-нием поверхности, величина которой может достигать до 400 м2/г. Каждый кристаллит имеет большое число неспаренных электронов ((3–7) ⋅ 1019 спин/см3) и представляет мощный множе-ственный радикал [23].

В случае термобарической обработки ГНБ с добавками наноалмазов установлено, что процесс фазового превращения из гексагональной в кубическую модификацию BN при синтезе в условиях высоких давлений до 7 ГПа протекает при аномально низких температурах 300–500 °С в тече-ние 5–10 мин [14, 24, 25].

С увеличением температуры до 600 °С время образования кубической модификации сокра-щается до 100–150 с. Дальнейший рост температуры приводит к снижению времени образования КНБ. При температуре 1000 °С кубическая фаза фиксируется после изотермической выдержки в течение 60 с. При этой же температуре после выдержки в течение 10–15 с фиксируется образо-вание ВНБ. С увеличением температуры синтеза до 1300 °С при выдержке в течение 10–15 с по-является кубическая модификация BN.

На рис. 3, а представлено электронно-микроскопическое изображение частиц КНБ, синтези-рованных с использованием наноалмазов. В данных условиях термобарической обработки на-блюдаются следы ВНБ, при увеличении температуры рефлексы данной модификации исчезают, что вызвано ее переходом в КНБ.

Данный метод синтеза интересен еще и тем, что позволяет получать композиционные мате-риалы с практически монодисперсными частицами сверхтвердой компоненты размерами 1–2 мкм, содержание которой может изменяться от 10 до 90%. Процесс синтеза КНБ проходит через разупо-рядочение структуры ГНБ, зарождение нанокристаллического КНБ на зародышах из наноалма-зов и рост кристаллов КНБ.

Установлены зависимости выхода годного продукта и размеров частиц КНБ от температуры и времени синтеза. На рис. 3, б показана структура материала, содержащего частицы КНБ с раз-мерами порядка 1 мкм.

Результаты проведенных исследований показывают, что процесс образования КНБ с исполь-зованием нанокатализатора, в роли которого выступают частицы наноалмазов, имеет ряд осо-бенностей:

трансформация частиц ГНБ осуществляется в широком диапазоне давлений и температур, в том числе ниже линии равновесия ГНБ → КНБ;



Беларуси

66

превращение в частицах ГНБ происходит по сдвиговому и диффузионному механизмам. При этом нет необходимости во внедрении частиц катализатора между базисными плоскостями ГНБ, как это имеет место при использовании традиционных металлов-катализаторов синтеза.

Применение наноалмазов позволяет синтезировать в условиях высоких давлений и темпера-тур порошки КНБ субмикронных и микронных размеров. При этом в шихту не вводят дополни-тельно металлы-катализаторы, что повышает качество получаемых частиц, прежде всего, их термостойкость. Важное преимущество катализатора на основе наноалмазов – более низкая тем-пература образования плотных модификаций нитрида бора по сравнению с условиями образова-ния КНБ, которые характерны при использовании традиционных катализаторов.

Кроме того, применение наноалмазов в качестве активатора фазовых превращений позволяет упростить процесс очистки порошков КНБ и увеличить срок службы АВД за счет более низких технологических режимов синтеза.

Спекание в условиях высоких давлений и температур поликристаллических сверхтвер-дых материалов на основе композиций из модифицированных микро-, ультра- и нанострук-турных порошков кубического нитрида бора с добавлением тугоплавких соединений. Разра- ботка методов получения сверхтвердых поликристаллов на основе нано- и субмикропорошков плотных форм нитрида бора (кубического и вюрцитного) для чистовой обработки закаленных ста-лей и износостойких покрытий является весьма актуальной практической задачей. Для ее реше-ния разработан метод спекания под давлением субмикропорошков КНБ каталитического синтеза с размерами 0,3–0,5 мкм, а также ВНБ взрывного синтеза с размерами частиц в пределах 0,3–5 мкм. Перед спеканием порошки по специально разработанной технологии подвергались высокотемпе-ратурному отжигу при 900–950 °С [26] в парах галогенидов тугоплавких металлов (W, Ti), а также алюминия Al для формирования диффузионного покрытия зерен порошков КНБ и ВНБ [27].

Анализ структуры полученных поликристаллов показал, что материал в основном состоит из зерен размерами 0,5–0,8 мкм с нанодисперсной субструктурой. При этом крупных зерен КНБ более 1 мкм в образцах не образовалось, что свидетельствовует о заторможенности собиратель-ной рекристаллизации при высокотемпературном спекании. В ходе рентгеновских исследований не отмечено образования ГНБ. Данные образцы обладали высокими плотностью и механиче-ской прочностью по сравнению с поликристаллами из порошков КНБ без специального покры-тия. Микротвердость полученных образцов материала в зависимости от температуры спекания составляет 20–25 ГПа.

Выполненный рентгеноструктурный анализ спеченных ПСТМ показал наличие боридов и нитридов титана и вольфрама TiB2, TiN, WN, B2W5 для ПСТМ, полученных из субмикропорош-

а б

Рис. 3. Электронно-микроскопическое изображение частиц КНБ после синтеза с применением наноалмазов в каче-стве активатора фазового превращения (а), структура материала, содержащего монодисперсные частицы КНБ с раз-

мерами порядка 1 мкм; время синтеза 20 с (б)



Беларуси

67

ков КНБ – Ti и КНБ – W. При этом размер ОКР кубического BN в спеченном материале состав-ляет 50 нм [28, 29].

В результате спекания под давлением порошков ВНБ, модифицированных алюминием, по-лучены наноструктурные поликристаллы на основе КНБ, в которых частично сохраняется вюр-цитная модификация, обеспечивающая повышенную трещиностойкость ПСТМ. Инструмент со вставками из полученного материала перспективен для прерывистой лезвийной обработки труднообрабатываемых материалов [27, 29].

Наличие в составе композита микро- и наноразмерных компонентов тугоплавких соедине-ний в сочетании с механо- и термоактивационной обработкой реакционной шихты служит пред-посылкой для повышения эксплуатационных свойств сверхтвердых композиционных материа-лов (СТКМ) на основе КНБ.

Для высокоскоростной обработки закаленных сталей и чугунов разработан новый термо-стойкий композиционный материалов инструментального назначения на основе КНБ с добавка-ми связующего из микро- и нанопорошков TiN – AlN и TiCN, полученных методом самораспро-страняющегося высокотемпературного синтеза [30]. Установлено, что износостойкость такого материала при точении закаленной стали ШХ-15 в условиях прерывистого резания превышает износостойкость СТКМ «Композит 05», и ее величину можно сравнить со значением износо-стойкости поликристаллов марки «Белбор», получаемых по «бескатализаторному» способу син-теза из ГНБ при давлениях 7,7–10,0 ГПа.

Для черновой и получистовой обработки легированных и жаропрочных сталей разработан СТКМ на основе композиций из микропорошков КНБ фракций 10/7–5/3 мкм с добавками моди-фицированного наноструктурного ВНБ [31]. Данный материал имеет высокодисперсную струк-туру, в которой нанокристаллиты тугоплавких соединений цементируют более крупные части-цы КНБ микронного диапазона зернистостей.

Материал обладает высоким сочетанием величин микротвердости до 46 ГПа и трещиностой-кости до 15 МПа ⋅ м1/2 и имеет преимущества при точении (с ударом) перед композитами, изготов-ленными только из микропорошков КНБ [6, 7, 14]. Потенциальными потребителями инструмента из разработанного материала являются предприятия машиностроительной отрасли, в частности, такие заводы, как МАЗ, БелАЗ, МТЗ.

Получение алмазных поликристаллических сверхтвердых материалов (поликристалли-ческих компактов и наноструктурных порошков) путем спекания модифицированных нано-алмазов в условиях высоких давлений и температур. Из-за трудностей, возникающих при прессо-вании порошков наноалмазов и опасности собирательной рекристаллизации в процессе их спекания под давлением, связанных с кластерным строением, повышенной дефектностью и значительным количеством поверхностных примесей, необходим поиск новых технологических решений пробле-мы их компактирования. Применение традиционных методов прессования и спекания порошковых материалов для получения наноструктурной алмазной керамики оказалось малоэффективным [25].

К настоящему времени нами рассмотрены и апробированы различные варианта технологии получения наноструктурных ПСТМ с использованием ультрадисперсных (УДА) и нанострук-турных порошков алмаза.

Химико-термическое модифицирование наноалмазов. Для спекания наноалмазов разра-ботан процесс их модифицирования путем отжига в защитной или восстановительной атмосфе-ре методом химико-термической обработки. Она заключается в диффузионном насыщении по-верхностного слоя частиц порошка различными элементами из газовой фазы. Для изменения структурно-фазового состава поверхности наноалмазов применяют высокотемпературный отжиг в условиях вакуума.

С помощью процесса химико-термической обработки осуществляли модифицирование порош-ков наноалмазов карбидообразующими элементами (кремнием, титаном и бором) [32]. Последние обладают сродством к углероду и адсорбируют кислород, что способствует лучшей уплотняемос- ти в процессе термобарического спекания УДА. Кроме того, использование модифицированных порошков УДА позволяет добиться равномерного распределения образовавшихся тугоплавких карбидов в спеченном материале.



Беларуси

68

Химико-термическую обработку порошка УДА проводили в атмосфере паров хлоридов соот-ветствующих элементов при температуре 1150 К. Транспорт элементов осуществлялся через га-зовую фазу с последующим разложением на поверхности наноалмазов соответствующих хлори-дов кремния, титана и бора.

Методами микрорентгеноспектрального анализа и рентгеновской дифракции установлено, что насыщение кремнием УДА зависит как от температуры и длительности изотермической вы-держки, так и от вида используемого порошка. Исследовали силицирование порошков УДА глу-бокой очистки (содержание несгораемых примесей не более 1 мас.%), алмазосодержащей шихты с неалмазными формами углерода до 50 мас.% и УДА с графитизированной поверхностью [3, 25, 33]. Наиболее интенсивно силицирование поверхности порошка осуществляется при использовании алмазосодержащей шихты, содержащей до 50 мас.% неалмазного углерода. В этом случае на по-верхности порошка образуется карбид кремния SiC; при использовании остальных порошков карбид кремния на поверхности частиц отсутствует.

В результате силицирования порошков УДА удалось также получить прочные агрегаты час- тиц, которые не разрушаются при обработке ультразвуком и обладают абразивной способностью. Размер полученных частиц составляет 1–5 мкм. Такие порошки характеризуются наличием кар-бида кремния (α-SiC), образующегося в процессе взаимодействия кремния и неалмазного угле-рода при высоких температурах. Образующийся SiC служит в качестве связующего для отдель-ных агрегатов УДА, соединяя их в более крупные частицы. Следует также отметить, что процесс образования карбида кремния на УДА происходит при температуре не более 1300 К, тогда как образование SiC при атмосферном давлении из «массивных» кремния и графита наблюдается лишь при 2100 К. В основном размер получаемых частиц на основе УДА – Si находится в диапа-зоне 0,5–5 мкм, встречаются также и более крупные частицы, которые легко разрушаются при механическом воздействии.

В результате борирования УДА в указанных выше условиях так же, как и в случае силициро-вания, образуются частицы и их агрегаты размером 0,5–5 мкм, в некоторых случаях обладаю-щие огранкой. В отличие от кремния, который растет на поверхности УДА в виде «усов», бор осаждается в виде прослоек, что способствует сращиванию отдельных агрегатов УДА в процессе модифицирования. В отдельных случаях наблюдалось образование непрочных прозрачных во-локон, достигающих в длину 1–5 мм и в диаметре 0,1–1 мм. Кроме кремния и бора проводили химико-термическую обработку поверхности наноалмазов титаном Ti, содержание которого на по-верхности УДА составило до 10 мас.%.

Термовакуумное модифицирование наноалмазов. Разработка методов изменения фазового состава поверхности наноалмазов позволила получить композиционные порошки, в которых угле-родные атомы поверхностных слоев находятся в sp2-состоянии, а составляющие частицу внут- ренние атомы – в sp3-состоянии. При этом вид химической связи между атомами углерода в тон-ком поверхностном графитовом слое отличается от вида связи между атомами в «массивном» алмазе и графите [34]. При графитизации наноалмазов при относительно невысоких температу-рах на поверхности алмазных частиц образуется сферический слой графита толщиной в 2–4 гра-феновых слоя [35], находящийся под действием лапласового давления в несколько гигапаскалей, что повышает вероятность фазового перехода графит → алмаз в тонких поверхностных слоях нанографита. Разработанные методы изменения фазового состава поверхности частиц наноалма-зов включают в себя вакуумную термообработку с целью графитации поверхностных неалмаз-ных форм углерода или графитизации поверхности алмаза, а также осаждение пироуглерода на поверхность алмазного порошка.

Исследование спекаемости в условиях высоких давлений и температур наноалмазов, мо-дифицированных карбидообразующими элементами. Проводили экспериментальное изуче-ние влияния режимов термобарического спекания в АВД типа «наковальня с лункой» на свойства поликристаллов из наноалмазов, модифицированных карбидообразующими элементами (В, Si, Ti) относительно поликристаллов на основе не модифицированных наноалмазов.

Исследовали влияние модифицирования титаном очищенных от неалмазных форм углерода наноалмазов на процесс получения алмазных субмикронных наноструктурных порошков. Перед



Беларуси

69

спеканием под давлением порошок УДА отжигали в вакууме при давлении 10−3 мм рт. ст. и тем-пературе 1000 К с целью удаления воды, адсорбированных и хемосорбированных примесей, затем проводили его модифицирование титаном из газовой фазы. Подготовленный таким образом по-рошок спекали в АВД при 2,5 ГПа. Получены компакты диаметром 10 мм, состоящие из округ- лых монодисперсных поликристаллических частиц размером около 0,05 мкм на основе кристалли-тов наноалмазов величиной порядка 15 нм. Это незначительно превышает размеры исходных частиц УДА, составляющие 6–10 нм. Микроструктура излома компакта из модифицированных титаном наноалмазов представлена на рис. 4, а.

На образцах на основе УДА, модифицированного Ti, спеченных при давлении 7 ГПа, полу-чен материал с максимальной микротвердостью порядка 28–31 ГПа при плотности 3,0–3,1 г/см3.

В результате спекания порошков, модифицированных кремнием и бором, получены компак-ты с высокими значениями плотности и микротвердости. Давление спекания составило 7 ГПа, температура спекания – 2500 К. Модифицирование указанными соединениями позволяет повы-сить температуру спекания и время выдержки в условиях высоких температур без признаков графитизации алмаза, что в свою очередь обеспечивает образование карбидов кремния и бора по границам алмазных зерен. При данных условиях спекания не отмечена рекристаллизация алмаза, что позволяет получать поликристаллы с микротвердостью до 40 ГПа.

Проводились экспериментальные работы по термобарическому спеканию порошка наноалма-зов, модифицированных нанографитом путем их отжига в условиях вакуума. В результате тер-мобарического спекания таких порошков при давлении 7 ГПа в диапазоне 2100–2300 °С получе-ны ПСТМ без использования связующего с твердостью порядка 40–45 ГПа.

Термобарическая обработка алмазосодержащей шихты, содержащей нанографит, с добавками очищенных от неалмазных форм углерода наноалмазов, служащих в качестве активатора фазо-вого превращения графита в алмаз, позволила при давлениях порядка 7–8 ГПа получить ПСТМ диаметром 4 мм с высокой микротвердостью в пределах 55–65 ГПа. Структура полученного мате-риала подобна структуре алмазных поликристаллов типа «карбонадо», традиционно синтезиру-емых с использованием металлов-растворителей углерода. По данным электронно-микроскопи-ческого, рентгеноструктурного и микродифракционного анализов, полученные образцы состоят из поликристаллических алмазных частиц величиной 0,5–4 мкм с размерами ОКР 10–50 нм, что несколько превышает размеры ОКР исходного порошка наноалмазов (4–10 нм) [25, 36]. На рис. 4, б показана микроструктура разработанного алмазного материала.

а б

Рис. 4. Микроструктура излома компакта на основе наноалмазов после вакуумного отжига, модифицирования тита-ном и спекания под давлением. Компакт состоит из монодисперсных сферических поликристаллических частиц нано-алмазов размерами около 0,05 мкм (а) и излома поликристалла на основе наноалмазов, модифицированных неалмаз-ными формами углерода с добавками очищенных наноалмазов, служащих в качестве активатора фазового превра-

щения графит – алмаз (б)



Беларуси

70

Композиты на основе наноалмазов, модифицированных пироуглеродом. Другой подход, связанный с получением композиционных алмазных наноматериалов, заключается в использова-нии в качестве исходных заготовок пористых компактов (NDC – nanodiamond carbon), в которых частицы наноалмаза связаны пироуглеродной матрицей толщиной от нескольких до десятков ангстрем. Исходная структура NDC представлена тремя типами связанных нанофрагментов – наноалмаз детонационного синтеза, наноразмерная графитоподобная матрица и поры размером 10–100 нм, объемное содержание которых может изменяться от 50 до 65%, что позволяет в ши-роких пределах варьировать свойства нанокомпозитов [37].

В результате изучения процесса жидкофазной инфильтрации под давлением NDC-заготовок диаметром 10 мм и толщиной 1 мм, содержащих 20–30 мас.% пироуглерода, расплавами легко-плавких металлов (Al, Cu, Sn) установлены закономерности формирования структуры и фазово-го состава подобных нанокомпозитов [25].

В результате рентгеноструктурных исследований NDC-компактов после инфильтрации рас-плавом алюминия установлено, что в полученном материале присутствуют кристаллиты нано-алмаза с эффективными размерами 5,1 и 1,9 нм. Эффективный размер кристаллитов алюминия составил 18,7 нм при его содержании 1 мас.%. Кроме указанных фаз отмечено присутствие Аl2O3 в количестве менее 1 мас.% и графита. Значение микротвердости композита находится на уровне 4 ГПа, что несколько выше, чем у исходной заготовки (2 ГПа). Исследования, проведенные с по-мощью АСМ, позволили установить, что на фазовом изображении поверхности образцов наблю-даются три фазы с разным коэффициентом трения. Частицы октаэдрического габитуса обладают низким коэффициентом трения, их размер составляет 149–161 нм. Размер частиц с высоким ко-эффициентом трения, находящихся в порах, изменяется в диапазоне 230–670 нм. Шероховатость поверхности композита 6,4 нм.

Кремний проникает в этих условиях во внутрь прессовки в ограниченном количестве, причем с увеличением давления спекания размер пор, критический для инфильтрации, составляет менее 100 нм, и в результате поступление кремния в прессовку прекращается. Дальнейшие исследова-ния показали, что для увеличения содержания указанных веществ в материале целесообразно осуществлять предварительное насыщение пористых NDC-заготовок через газовую фазу в атмо- сфере паров галогенидов соответствующих элементов.

Изучали возможность получения композиционных материалов на основе NDC в АВД типа «наковальня с лункой» с матрицей из быстрорежущей стали при давлениях 2–4 ГПа с использо-ванием металлов – меди и олова, а также кремния Si. Для увеличения содержания указанных веществ в материале осуществляли предварительное насыщение пористых NDC-заготовок через газовую фазу в атмосфере паров галогенидов соответствующих элементов. После этого произво-дили термобарическую обработку заготовок. В результате получены компактные материалы NDC – Ме (Cu, Sn) с размером ОКР алмаза 4,5–5,5 нм.

Компакты на основе NDC – Cu обладают микротвердостью 8–10 ГПа и характеризуются бо-лее мелкозернистой структурой со средним размером частиц меди до 200 нм. В образце наблю-даются две фазы: частицы с меньшей жесткостью (Cu) располагаются в порах и на границах между жесткими частицами (алмаз). Шероховатость поверхности композита в данном случае со-ставляет около 4,7 нм.

Композиты системы NDC – Sn обладают более грубой структурой, представленной на рис. 5, а, б, их микротвердость в зависимости от режимов термобарической обработки составляет 5–7 ГПа.

Рентгеноструктурный анализ образцов, полученных с использованием кремния, показал, что размер ОКР алмаза, как и в предыдущих случаях, составляет 4,5 нм. Установлено, что эффектив-ный размер кристаллитов диффузного гало при линии (111) алмаза равен 1 нм. Композиционный материал состоит из полиэдрических зерен SiC размером 1,5–2 мкм, а также более крупных поли-кристаллических агрегатов зерен на их основе до 5 мкм. Как установлено с помощью структур-ных исследований, размер частиц в зерне составляет от 70 до 130 нм, размер наиболее крупных частиц – 300–400 нм. Фазовый состав полученных образцов характеризуется наличием SiC, Si, и наноалмазов. Величина микротвердости полученного материала NDC – Si достигает 20–25 ГПа, шероховатость поверхности образцов – 5,7 нм.



Беларуси

71

Как показывают результаты исследований, имеет место получение нанокомпозитов NDC – Ме и NDC – SiC с шероховатостью поверхности 4,7–6,5 нм и размерами кристаллитов алмаза 4,5–5,5 нм, которые могут использоваться в качестве инструмента для высокопрецизионной обработки материалов.

Синтез алмазных порошков путем компактирования наноалмазов. В настоящее время разрабатываются новые технологии получения микропорошков алмаза путем компактирования наночастиц без их рекристаллизации в условиях высоких давлений. После термобарической обра-ботки спек измельчают механически, а затем продукты размола подвергают химической очистке от неалмазных форм углерода. В результате получают порошок, состоящий из овализованных гранул с размером частиц от долей микрометра до нескольких микрометров и предназначенный для суперфинишной абразивной обработки различных материалов [25]. Плотность полученно- го материала достигает 70% от теоретической плотности алмаза. Однако достигнутый уровень плотности и прочности порошков недостаточен для изготовления на их основе алмазных ПСТМ. Поэтому предложено синтез порошков сверхтвердых материалов проводить при введении в шихту частиц наноалмаза [38].

Преимущество предложенного подхода в наиболее полной мере проявляется при получении микропорошков на основе алмаза, так как в этом случае нет необходимости подвергать синтези-рованные порошки многочасовой деформационной обработке с целью их измельчения.

Наиболее предпочтительной представляется схема синтеза, когда углеродный материал не-посредственно наносится на поверхность частиц наноалмаза, что в свою очередь позволяет увели-чить площадь контакта нанодисперсных частиц алмаза и графита (графитоподобного углерода); создать условия для когерентного срастания на границе алмазная частица – графитовая частица; обеспечить непосредственный контакт алмазной поверхности и графита для увеличения вероят-ности зародышеобразования алмаза вследствие автоэпитаксии; минимизировать количество при-месей в получаемых алмазных частицах.

Рис. 5. АСМ-изображения структур композита NDC – Sn (а – 3D-изображение поверхности компакта; б – картина распределения сил трения по поверхности) и спека с алмазными частицами микронных размеров, полученного

на основе алмазного нанопорошка, модифицированного графитоподобным углеродом (в)



Беларуси

72

Рассматривались различные схемы синтеза наноструктурных материалов путем компакти-рования наночастиц с графитоподобным углеродом на поверхности и наночастиц, очищенных от неалмазных форм углерода.

В условиях высоких давлений и температур спекали частицы наноалмаза, поверхность кото-рых покрыта тонким слоем неалмазного углерода толщиной около 1 нм. Покрытие формировали путем отжига очищенных наноалмазов в вакууме при 10−3 мм рт. ст. и температуре 1200 К. Полученный композиционный порошок алмаз (графитоподобный углерод) находился в нанодис- персном состоянии и представлял собой метастабильную систему, характеризующуюся избы-точной поверхностной энергией.

Синтез алмазного наноструктурного поликристаллического материала в этом случае проис-ходит при достаточно низких давлениях и температурах путем, подобным каталитическому, когда наночастицы углерода можно рассматривать в качестве катализаторов синтеза алмаза при соче-тании механизмов роста кристаллов и поликристаллов. В результате образуются две подсистемы частиц – на нано- и микроструктурном уровнях. Синтезированные частицы обладают субструк-турой, характерной для исходных нанопорошков амаза. В материале, полученном при темпера-туре 1600–1800 К, размер алмазных кристаллитов несколько увеличен по сравнению с размером исходных частиц наноалмазов и составляет 20–30 нм, размеры самих поликристаллических час- тиц 3–5 мкм. На рис. 5, в показана структура спека, полученного на основе алмазного нанопо-рошка, модифицированного графитоподобным углеродом.

После химической очистки спекали очищенные нанопорошки алмаза в условиях высоких давлений и температур как в области стабильности алмаза, так и в области его метастабильнос- ти. Создание поликристаллического алмазного материала в этом случае идет преимущественно по диффузионному механизму. Как и в первой схеме, частицы имеют поликристаллическое строе-ние, при этом размеры монокристальных областей составляют 100–150 нм, а размеры поликрис- таллических образований достигают 0,5–1,5 мкм.

Для улучшения качества и физических характеристик поликристаллических наноструктур-ных алмазных порошков использовали алмазные наночастицы, модифицированные СН4, NН3, Н2 при отжиге в соответствующих газах в диапазоне 700–1000 °С. Применение порошков с гидро-фобной поверхностью позволяет увеличить температуру спекания наноалмазов без их графити-зации и повысить физико-механические свойства материала. Увеличение содержания алмазной фазы в поликристаллах наблюдается и в случае предварительного отжига наноалмазов в условиях вакуума. Комплексное модифицирование наноалмазов, заключающееся в их последовательном

отжиге в вакууме и углеводородной атмосфере, способ-ствует повышению их устойчивости к графитизации [25]. Установлено, что основной кристаллической фазой в образ-цах, полученных из очищенных наноалмазов после их ва-куумного отжига, термообработки в углеводородной атмо- сфере и спекания при относительно низких давлениях до 2 ГПа, является алмаз [42].

На основе очищенных от неалмазных форм углерода наноалмазах в результате их отжига в вакууме, углеводо-родной атмосфере и спекания под давлением 2 ГПа полу-чены алмазные поликристаллические частицы до 1 мкм, состоящие из наноалмазов размерами 10–15 нм (рис. 6).

Показано, что увеличение давления спекания от 2 до 4 ГПа способствует сохранению свыше 50% алмазной фазы с размерами кристаллитов около 10 нм [40].

Получение композиционных материалов на основе наноструктурных порошков алмаза и порошков кубиче-ского нитрида бора для абразивной обработки. Одной из основных проблем при спекании материалов на основе наноалмазов является их низкая устойчивость к графити-

Рис. 6. Поликристаллическая частица на основе наноалмазов размером 0,4 мкм

после отжига в углеводородной атмосфере и спекания под давлением 2,0 ГПа,

состоящая из кристаллитов наноалмазов размерами 10–15 нм



Беларуси

73

зации. В результате одним из требований к связующим при спекании наноалмазов является до-статочно низкая температура их плавления. Поэтому в качестве связующего использовали эвтекти-ческие сплавы Sn – Pb, Sn – Al, их концентрацию в шихте изменяли от 10 до 30 мас.%. Перед спе-канием проводили предварительный отжиг шихты в атмосфере диссоциированного аммиака при 600 °С в течение 1 ч. Термобарическую обработку осуществляли при давлении 2 ГПа в диапазоне 300–500 °С в течение 10–30 с.

По данным рентгеноструктурного анализа, у образцов, спеченных с добавкой эвтектическо-го сплавы Sn – Pb, отмечается появление графита при температуре спекания 300 °С и выдержке в течение 10 с. Увеличение времени выдержки до 30 с приводит к полной графитизации алмаза. В образцах, полученных в аналогичных условиях с добавкой олова, графита обнаружено не было.

В качестве связок алмазоабразивного инструмента широко применяются составы на основе системы медь – олово. При отжиге взаимодействие в системах Cu – Sn, Cu – Ni – Sn, Co – Cu – Sn и т. д. приводит к образованию сплавов. В состав сплава должны входить элементы, хорошо смачи-вающие алмаз, что также важно для повышения алмазоудержания и работоспособности инстру-мента [7]. В качестве связующего применили сплав следующего состава: Cu – до 80 мас.%, Sn, Ti, Ni, Fe – по 5 мас.% [14].

Реализовано два способа получения композита: пропитка алмазсодержащего брикета в усло-виях вакуума и спекание алмазного порошка со связкой под давлением. Термобарическую обра-ботку проводили при 1,5 ГПа и температуре в пределах 800–850 °С. Температура жидкофазной пропитки в вакууме составила 950 °С. По данным рентгеноструктурного анализа, в материале, полученном как спеканием, так и пропиткой, графитизации наноалмазов не отмечалось.

Оптимальной структурой, которой обладает связка, является совокупность частиц, состоя-щих из основы и оболочки, способной к взаимодействию с алмазом и основой. Используя добав-ки стекол, можно создать подобную структуру. Стекла должны взаимодействовать с порошками металлов, однако при этом не образовывать диффузионных зон, иметь низкие температуры плав-ления, смачивать поверхность алмаза. Процессы взаимодействия стекла с металлами и алмазом должны ограничиваться стадией смачивания поверхности (растворением оксидных пленок). Такими характеристиками обладают боратные, силикатные, фосфатные стекла. Установлено, что алмазные материалы, имеющие в связующем добавки стекол, в меньшей степени склонны к по-тере режущей способности, чем композиционные материалы со связующим на основе Cu – Sn [41].

В качестве добавки к связующему использовали стекло на основе системы B2О3 – SiO2 – P2O5 в количестве 1–10 мас.% и порошок меди до 10 мас.%. Спекание осуществляли при давлении 1 ГПа при 700 °С в течение 15 с. Испытания полученного материала показали, что прослойки стекла хрупкие и подвержены выкрашиванию из матрицы в процессе полирования, при этом режущая способность композиционного материала восстанавливается.

При финишной алмазно-абразивной обработке хрупких неметаллических деталей инстру-мент на металлической основе может привести к повреждению обрабатываемой поверхности. Поэтому использование органических связок в данном случае предпочтительнее. Спекание по-рошков алмаза с органической добавкой на основе фе-нолформальдегидной смолы проводили при давлениях до 1 ГПа, концентрация добавки находилась в пределах 30–50 мас.%. Далее полученный материал использова-ли при полировании оптических деталей. Установлено, что применение разработанного инструментального материала позволяет значительно (в 2–4 раза) повысить производительность обработки по сравнению с приме-нением наноалмазов в виде свободного абразива при обеспечении такого же качества обработанной поверх-ности [14].

На рис. 7 показаны отдельные элементы, выполнен-ные в виде колец, и таблеточные элементы, наклеенные на планшайбу абразивного инструмента.

Рис. 7. Элементы абразивного инструмента на основе наноалмазов, изговленные в виде колец (а) и таблеток, наклеенных на планшайбу (б)



Беларуси

74

Разработка полирующих сред на основе субмикропорошков алмаза и кубического нитри-да бора для магнитно-абразивного полирования. В современной оптической и электронной промышленности, а также в приборо- и машиностроении особенно актуальна проблема каче-ственной финишной обработки поверхностей. Ее основная задача – формирование поверхности с рельефом наноуровня и приповерхностных слоев с минимальным количеством дефектов струк-туры. Решение этих задач создает благоприятные условия для миниатюризации изделий, повы-шения их надежности и расширения функциональных возможностей. В качестве прецизионной обработки таких деталей может эффективно использоваться метод магнитно-абразивного поли-рования (МАП) [42]. Для реализации метода МАП поверхностей деталей из труднообрабатывае-мых материалов необходимы магнитно-абразивные порошки и абразивные суспензии с особыми свойствами, обеспечивающими высокое качество обработанной поверхности.

На основе проведенных исследований [43] разработана технология получения полирующих сред на основе нано- и субмикропорошков алмаза и КНБ для МАП высокоточных поверхностей изделий из труднообрабатываемых материалов.

В качестве абразивов использовали субмикропорошок алмаза с размером частиц 0,25–0,5 мкм, а также наноструктурный порошок КНБ, полученный из гексагонального BN по разработанной технологии синтеза. Особенностями абразивного материала данного вида являются его доста-точно высокая удельная поверхность (порядка 20–25 м2/г) и высокодисперсная структура. Сам порошок состоит из частиц с размерами 80–100 нм и величиной ОКР порядка 10 нм.

В результате проведенных испытаний установлено, что разработанные полирующие среды, содержащие нано- и субмикропорошки алмазов и КНБ, эффективны для обработки высокоточ-ных поверхностей изделий из труднообрабатываемых материалов электроники и оптики. Пока- зано, что использование указанных полирующих сред позволяет в течение 10 мин снизить значе-ния параметра шероховатости поверхности более чем в 100 раз с 0,4–0,5 мкм до 3–5 нм. При этом после МАП в приповерхностном слое образцов содержание кислорода снижается с 7,32 до 0,45 ат.%, а содержание углерода – с 19,75 до 5,05 ат.%, что значительно повышает функцио-нальные свойства кремниевых пластин.

Выводы

1. Предложенные технологии синтеза СТМ отличает использование процессов механической и химико-термической активации реакционных шихт, применение новых катализаторов фазовых превращений в углероде и нитриде бора, в том числе наноструктурных частиц различной природы.

Получение наноструктурных алмазных поликристаллических порошков субмикронных и мик- ронных размеров осуществляют спеканием наноалмазов как модифицированных тонким по-верхностным слоем неалмазного углерода, так и путем спекания очищенных наноалмазов после модифицирующего отжига в защитной атмосфере и в условиях вакуума.

2. Разработаны процессы химического модифицирования микро-, нано- и ультрадисперсных порошков алмаза, вюрцитного и кубического нитрида бора. По новым технологическим процессам спекания и синтеза в условиях высоких давлений и температур получены поликристаллические СТМ на основе плотных форм нитрида бора и алмаза с высокодисперсной структурой и мини-мальным количеством связующих и активирующих добавок.

Из полученных материалов изготовлены режущие перетачиваемые и неперетачиваемые плас- тины для чистовой и получистовой лезвийной обработки (в том числе в условиях прерывистого резания) закаленных сталей и чугунов, жаростойких и износостойких покрытий и наплавок, сплавов цветных металлов, керамики.

3. Созданы технологии спекания при низких давлениях до 2 ГПа наноструктурных порошков алмаза со связующими на основе титановой бронзы, стекла, фенолформальдегидной смолы. Получены алмазосодержащие наноструктурные композиционные материалы, на базе которых разработан и изготовлен инструмент для абразивной обработки оптических деталей.

4. Разработаны составы и технологии получения наноструктурных полирующих сред для МАП, предназначенных для обработки высокоточных поверхностей изделий из труднообрабаты-



Беларуси

75

ваемых материалов электроники и оптики. Показано, что использование указанных полирующих сред, содержащих порошки наноалмазов и наноструктурного КНБ, позволяет в течение 10 мин снизить значения параметра шероховатости поверхности более чем в 100 раз с 0,4–0,5 мкм до 3–5 нм. При этом в приповерхностном слое образцов значительно снижается содержание кисло-рода и углерода, что повышает функциональные свойства обработанных кремниевых пластин.


1. Витязь П. А., Басинюк В. Л., Сенють В. Т., Хейфец М. Л. // Современные тенденции в технологиях металло- обработки и конструкциях металлообрабатывающих машин и комплектующих изделий: Межвузовский науч. сб. Уфа, 2013. С. 76–81.

2. Витязь П. А., Сенють В. Т., Валькович И. В., Хейфец М. Л. // Процеси механiчноi обробки в машинобудованнi: Збiрник наукових праць / Вiдпов. ред. Г. М. Виговський. Житомир, 2011. Вип. 10. С. 88–98.

3. Витязь П. А. и др. Модифицирование материалов и покрытий наноразмерными алмазосодержащими добавка-ми. Мн., 2011.

4. Витязь П. А., Сенють В. Т., Хейфец М. Л. // Інструментальний світ. 2012. № 3-4 (55–56). С. 9–13.5. Сенють В. Т. // Матер. 13-й Междунар. науч.-техн. конфер., 03–07 июня 2013 г., г. Ялта. К., 2013. С. 242–244.6. Голубев А. С., Курдюмов А. В., Пилянкевич А. Н. Нитрид бора. Структура, свойства, получение. К., 1987.7. Шипило В. Б. и др. Получение, свойства и применение порошков алмаза и кубического нитрида бора / Под ред.

П. А.Витязя. Мн., 2003. 8. Соложенко В. Л. // Сб. научн. тр. / Отв. ред. А. А. Шульженко; НАН Украины, Ин-т сверхтвердых материалов

им. В. Н. Бакуля. К., 2000. (Сер. Материаловедение), С. 49–56.9. Шипило В. Б., Гамеза Л. М., Лукомский А. И. // Сверхтвердые материалы. 1995. № 5. С. 16–21.10. Гамеза Л. М. // Порошковая металлургия. Мн., 1999. Вып. 22. С. 21–23. 11. Витязь П. А., Гамеза Л. М., Мосунов Е. И., Антонович Я. В. // Современные методы и технологии создания

и обработки материалов: в 2 ч. Ч. 1. Матер. II Междунар. науч.-техн. конф. Мн., 2007. С. 44–48.12. Гамеза Л. М., Антонович Я. В., Витязь П. А. и др. // Актуальные проблемы физики твердого тела / Сб. докл.

Междунар. науч. конф. (Минск, 15–18 окт. 2013). В 3 т. Мн., 2013. С. 216–218.13. Гамеза Л. М., Антонович Я. В., Витязь П. А. и др. // Порошковая металлургия. Мн., 2013. Вып. 36, С. 27–30.14. Витязь П. А., Грицук В. Д., Сенють В. Т. Синтез и применение сверхтвердых материалов. Мн., 2005. 15. Витязь П. А. Сенють В. Т., Гамеза Л. М. и др. // Наноструктурные материалы-2004: Беларусь–Россия: Матер.

III Междунар. семинара. Мн., 2004. С. 154–155.16. Сенють В. Т., Ковалева С. А., Мосунов Е. И., Стефанович А. А. // Химия в интересах устойчивого развития.

2009. Т. 17, № 6. С. 647–652.17. Витязь П. А., Сенють В. Т., Ильющенко А. Ф., Лисовская Ю. О. // Сб. матер. III Всероссийской молодежн. конф.

«Функциональные наноматериалы и высокочистые вещества», г. Москва, 28.05–01.06. 2012 г. М., 2012. С. 127–128.18. Сенють В. Т., Гамеза Л. М., Ковалева С. А. и др. // Актуальные проблемы физики твердого тела: Сб. докл.

Междунар. науч. конф. (Минск, 15–18 окт. 2013). В 3 т. Мн., 2013. С. 194–196.19. Способ синтеза поликристаллического сверхтвердого материала на основе на основе кубического нитри-

да бора: пат. № 18274 Респ. Беларусь, МПК C01B 21/064, C23C 16/22, B01J 3/06 / В. Т. Сенють, В. М. Кучинский, И. В. Валькович; заявитель Государственное научное учреждение «Объединенный институт машиностроения На- циональной академии наук Беларуси»; заявл. 31.10.2011; опубл. 30.06.2014.

20. Сенють В. Т., Ковалева С. А., Мосунов Е. И., Ржецкий В. А. // Матер. 10-й Междунар. науч.-техн. конф. «Новые материалы и технологии: порошковая металлургия, композиционные материалы, защитные покрытия, сварка» (Минск, 12–14 сентября 2012 г.) / Нац. акад. наук Беларуси [и др.]; редкол.: П.А. Витязь (гл. ред.) [и др.]. Мн., 2012. С. 210–212.

21. Сенють В. Т., Ковалева С. А., Кучинский В. М. и др. // Сб. докл. МНТК «Актуальные проблемы физики твердо-го тела» (ФТТ–2011), 19–21 октября 2011 г., Минск, 2011. В 3 т. Мн., 2011. Т. 3. С. 34–36.

22. Гусев А. И., Ремпель А. А. Нанокристаллические материалы М., 2001. 23. Долматов В. Ю. Детонационные наноалмазы. Получение, свойства, применение. Санкт-Петербург, 2011. 24. Сенють В. Т., Витязь П. А. // Сб. матер. 7-й Междунар. конф. «Углерод: фундаментальные проблемы науки,

материаловедение, технологии. Конструкционные и функциональные материалы (в том числе наноматериалы) и тех-нологии их производства» г. Суздаль, Россия, 17–19 ноября 2010 г. С. 343–344.

25. Наноалмазы детонационного синтеза: получение и применение / Под общ. ред. П. А. Витязя. Мн., 2013.26. Сенють В. Т., Кучинский В. М., Валькович И. В. и др. // Материалы, технологии и оборудование в производ-

стве, эксплуатации, ремонте и модернизации машин: Сб. науч. трудов VII Междунар. науч.-техн. конф. В 3 т. Новополоцк, 2009. Т. I. С. 141–144.

27. Сенють В. Т., Ковалева С. А., Мосунов Е. И., Валькович И. В. // Порошковая металлургия: инженерия поверх-ности. новые порошковые композиционные материалы. Сварка = Powder metallurgy: Surface Engineering, New Powder Composite Materials. Welding: сб. докл. 8-го Междунар. симп. (Минск, 10–12 апр. 2013 г.). В 2 ч. / Нац. акад. наук Беларуси [и др.]; редкол.: П. А. Витязь (гл. ред.) [и др.]. Мн., 2013. С. 210–212.

28. Сенють В. Т., Ковалева С. А., Гамзелева Т. В., Хейфец М. Л. // V Междунар. конф. «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов». Москва. 26–29 ноября 2013 г. / Сб. матер. М., 2013. С. 560–562.



Беларуси

29. Сенють В. Т., Ковалева С. А., Ржецкий В. А. и др. // Достижения физики неразрушающего контроля: Сб. науч. тр./ Под ред. Н. П. Мигуна. Мн., 2013. С. 328–334.

30. Витязь П. А., Сенють В. Т., Гамеза Л. М. и др. // Сб. тр. XXI междунар. науч.-техн. конф. в г. Севастополе 15–20 сентября 2014 г. Донецк, 2014. С. 32–35.

31. Способ получения сверхтвердых поликристаллов на основе нитрида бора плотных модификаций: Пат. № 18630 Респ. Беларусь, МПК B01J 3/06, C04B 35/583 / В. Т. Сенють, И. В. Валькович, С. А. Ковалева; заявитель Государ- ственное научное учреждение «Объединенный институт машиностроения Национальной академии наук Беларуси»; заявл. 12.06.2012; опубл. 30.10.2014.

32. Сенють В. Т. // Наукоемкие технологии в машиностроении. 2013. № 10. С. 3–8.33. Витязь П. А., Хейфец М. Л., Басинюк В. Л., Сенють В. Т. // Наукоемкие комбинированные и виброволновые

технологии обработки материалов, 9–12 октября 2013 г., Ростов-на-Дону: Сб. тр. междунар. науч.-техн. конф. Ростов-на-Дону, 2013. С. 148–154.

34. Дементьев А. П., Маслаков К. И. // ФТТ. 2004. Т. 46, № 4. С. 662–664. 35. Vul A. Ya. // Ul-trananocrystalline diamond: synthesis, properties and applications by O. Shenderova. William Andrew

Publishing, 2006. 36. Сенють В. Т. // Вестн. ПГУ. Сер. В. «Промышленность. Прикладные науки. Машиноведение и машинострое-

ние». 2014. № 3. С. 43–52.37. Gordeev S. K. // Nanostructured Carbon for Advanced Applications, 2001; G. Benedek [et al.] (Eds.). Printed

in the Netherlands: Kluwer Academic Publishers. Р. 71–88.38. Витязь П. А., Сенють В. Т., Хейфец М. Л. и др. // Докл. НАН Беларуси. 2012. Т. 56, № 6. С. 87–91.39. Сенють В. Т., Маркова Л. В., Гамзелева Т. В. и др. // Наноструктуры в конденсированных средах: Сб. науч.

статей / Редкол.: П. А. Витязь (отв. ред.) [и др.]. Мн., 2011. С. 99–105.40. Сенють В. Т., Маркова Л. В., Гамзелева Т. В. // Порошковая металлургия. Мн., 2014. Вып. 37. С. 70–79.41. Способ получения абразивного инструмента и шихта для его изготовления: пат. № 13527 Респ. Беларусь,

МПК B24D 17/00, B22F 3/26 / П. А. Витязь, В. Т. Сенють, П. Н. Киреев, А. Ф. Ильющенко; заявители Государственное научное учреждение «Объединенный институт машиностроения Национальной академии наук Беларуси»; Госу- дарственное научное учреждение «Институт порошковой металлургии»; заявл. 02.03.2009; опубл. 30.08.2010 //Афiцыйны бюл. / Нац. цэнтр iнтэлектуал. уласнасцi. 2010. № 4.

42. Хомич Н. С. Магнитно-абразивная обработка изделий. Мн., 2006. 43. Хомич Н. С. Сенють В. Т., Корогода О. П., Гамзелева Т. В. // Новые материалы и технологии: порошковая ме-

таллургия, композиционные материалы, защитные покрытия, сварка: материалы 11-й Междунар. науч.-техн. конф. (Минск, Беларусь, 28–30 мая. 2014 г.) / Нац. акад. наук Беларуси [и др.]; редкол.: А.Ф. Ильющенко (гл. ред.) [и др.]. Мн., 2014. С. 276–278.

P. A. VITYAZ, V. T. SENYUT

SYNTHESIS AND APPLICATION OF NANOSTRUCTURAL SUPERHARD MATERIALS OF TOOL APPOINTMENT

Summary

The main scientific and technological directions in the field of obtaining new superhard nanostructured tool materials on the basis of diamond and cubic boron nitride which gained development in recent years in laboratory of nanostructured and superhard materials of the Joint Institute of Mechanical engineering of NAN of Belarus are considered.



Беларуси

77


УДК 621.921.34

С. А. КЛИМЕНКО, Н. П. БЕЖЕНАР, И. А. ПЕТРУША, М. Ю. КОПЕЙКИНА, Ю. А. МЕЛЬНИЙЧУК

СОЗДАНИЕ И ПРИМЕНЕНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ КЕРАМИКИ НА ОСНОВЕ СВЕРХТВЕРДЫХ СТРУКТУРИРОВАННЫХ КОМПОЗИТОВ

Институт сверхтвердых материалов им. В. Н. Бакуля НАН Украины, Киев


Достижения в области механической обработки труднообрабатываемых материалов связаны с необходимостью повышения производительности, качества изделий, снижения стоимости обра-ботки, что обусловлено использованием новых конструкций режущих инструментов, эффектив-ных материалов для их оснащения, таких, например, как поликрисаталлические сверхтвердые материалы (ПСТМ) на основе кубического нитрида бора (cBN).

Важной задачей является разработка новых разновидностей инструментальной керамики, варьирование составом и структурой которой позволит улучшить ее функциональные свойства. Изучение закономерностей структурообразования композитов, исследование их физико-механи-ческих свойств, а также поиск областей эффективного использования полученных материалов определяют комплекс взаимосвязанных научно-исследовательских материаловедческих и тех-нологических задач.

Основное отличие технологии формирования композитов с керамической матрицей на осно-ве cBN от традиционных керамических композитов состоит в необходимости применения высо-ких давлений (4,5–8,0 ГПа) и температур (1800–2400 °С), отвечающих области термодинамиче-ской стабильности cBN.

Характерные особенности структурного состояния современной инструментальной керами-ки на основе cBN, по сути, переводят определенные варианты получаемых композитов в разряд новых материалов – сверхтвердых структурированных композитов (ССК) [1]. Принцип структу-рированности связывается с возможностью формирования при спекании гетерогенного струк- турного состояния материала, что позволяет целенаправленно изменять его физико-механические свойства, обусловливая ряд преимуществ по сравнению с монофазным гомогенным материалом. Содержание фазы cBN в ССК, как правило, не менее 95 об.%, т. е. материал является существенно монофазным, но гетерогенным по своей структуре.

В настоящее время разработаны два основных подхода к формированию структурного со-стояния ССК.

В первом варианте керамическая матрица на основе cBN упрочняется за счет введения вы- сокопрочных изометричных частиц поликристаллического РcBN. Для структурного состояния армирующей компоненты характерны совершенство внутренних границ и высокий уровень межзеренной когезии. Границы в объеме матрицы формируются на основе межчастичных кон-тактов при спекании с участием добавок активаторов, вводимых в количестве около 3–5 об.%. Структура матрицы способна тормозить распространение трещин, разветвляя их, что обеспечи-вает диссипацию энергии.

Во втором варианте ССК повышение прочности инструментальной керамики достигается путем введения в шихту для спекания матрицы cBN низкомодульных включений в количестве 3–5 об.%. Размеры включений должны быть существенно меньше некоторого критического значения, при котором возникающие при снижении давления остаточные растягивающие напряжения



Беларуси

78

вблизи включений в матрице недостаточны для спонтанного микрорастрескивания композита. Анализ механизмов упрочнения структуры композита осуществляется на основе представлений Хассельмана [2]. Главным механизмом повышения прочности является отклонение траекторий магистральных трещин, их ветвление в неоднородном поле упругих напряжений вблизи частиц другой фазы и диссипация энергии. Остаточные термо- и бароупругие напряжения являются следствием гетерофазности композита. Гетерогенность структурного состояния в этом типе ССК обусловлена локальными микроискажениями кристаллической решетки cBN в непосредственной близости к дисперсным включениям низкомодульной добавки.

При оптимизации составов и технологии получения ССК используются физико-химический и баротермомеханический подходы к структурному конструированию, что предусматривает ана- лизы возможных фазовых и химических взаимодействий в рассматриваемых системах при спе-кании, а также полей внутренних напряжений, формируемых в композите. Известно, что поли-кристаллы с чистыми границами обладают максимально высокой прочностью и термостойкостью. В BN диффузионные процессы активно влияют на формирование внутренних границ при темпе-ратуре Тгр > 2250 °С, определяемой как Тгр ≈ 0,7Тпл, где Тпл – температура плавления cBN при высоком давлении. Использование процессов самодиффузии лежит в основе различных вариан-тов получения высокопрочных поликристаллов, а также ССК.

В первом случае используемые в качестве армирующей компоненты высокопрочные изомет- ричные частицы РcBN получали путем твердофазного превращения из квазикристаллического нитрида бора, синтезируемого в результате пиролиза газообразной смеси азот- и борсодержащих соединений (ПНБ). ПНБ имеет мезографитную или смешанную структуру на основе гексаго-нальной (hBN) и турбостратной (tBN) форм BN, реже полностью одномерно неупорядоченную, характерную для tBN [3]. Дисперсность структуры соответствует нанодиапазону − общий интер-вал размеров кристаллитов в базисной плоскости 5−80 нм, вдоль оси с − 5−50 нм. Кристаллиты разделены турбостратными прослойками толщиной до 8 нм, значительный объем материала за-нимают участки аморфизованного BN [4]. ПНБ с неупорядоченной структурой термически устойчив по отношению к полиморфным превращениям и структурному упорядочению вплоть до температур примерно 2000 °С. Эффекты катализа в условиях термобарического воздействия также не проявляются из-за отсутствия примесей и флюидных фаз в системе. Плотность исполь-зованного ПНБ примерно 1,96−2,0 г/см3.

Зеренная структура РcBN с границами рекристаллизационного происхождения формируется в сплошной среде ПНБ, не имеющей свободных поверхностей, в отличие от спекания частиц «готовой» фазы. При давлении 9−10 ГПа и температуре 2250 °С фазовое превращение в cBN происходит с большой скоростью и завершается через 20−30 с благодаря активизации самодиф-фузии и исключительно высокой скорости зародышеобразования плотной фазы. Переохлаждение метастабильной фазы (например, по отношению к условиям равновесия cBN↔hBN) составляет более 1300 °С. Из-за большой скорости зародышеобразования формируется тонкозернистая суб-микронная структура cBN(тз) с размером зерен d = 0,1−0,4 мкм (рис. 1). Низкотемпературная ре-кристаллизация наблюдается еще на этапе незавершенного фазового превращения – ее движу-

а б в Рис. 1. Структура cBN(тз): а − растровое изображение зерен с микродвойниками; б – субструктура в светлопольном

изображении на просвет; в – темнопольное изображение отдельных зерен во фрагменте кольца 111



Беларуси

79

щая сила определяется совместным действием внешней нагрузки и фазового наклепа. Плотность cBN(тз) после завершения превращения составляет 3,476 г/см3 (пористость примерно 0,46%).

При температурах выше 2250 °С в результате активизации диффузионных процессов в тонко-зернистых структурах РcBN развиваются процессы собирательной рекристаллизации (СР). Так, при температуре 2400 °С за 40 с термобарического воздействия размер зерен увеличивается на по-рядок. Мелкозернистой структуре полученных поликристаллов cBN(мз) присущи однородность и равноосность зерен размером 1−4 мкм (рис. 2). Крупнозернистая структура cBN(гз) формируется на этапе интенсивной собирательной рекристаллизации при температуре примерно 2550 °С. В образ-цах этого типа зерна отличаются как размерами, так и морфологией. Около 70% объема состав-ляют матричные зерна размером 20−30 мкм. Между матричными зернами часто расположены мелкие зерна размером 3−5 мкм.

Поликристаллы cBN(тз) и cBN(мз) имеют слабую текстуру (табл. 1), что, вероятно, является следствием кристалоориентованого преобразования упорядоченной компоненты ПНБ, которая появляется при термобарическом воздействии. В cBN(гз), несмотря на значительный размер мат- ричных зерен, происходит уменьшение размеров областей когерентного рассеяния (ОКР), что согласуется с предварительным заключением о ходе СР в условиях ползучести, которая сопровож- дается повторной рекристаллизацией.

Упругие модули поликристаллов рассчитаны с учетом значений vl и vt, а также плотности образ-цов (3,48 ± 0,01) г/см3 (табл. 1, [5]).

Т а б л и ц а 1. Микроструктурные характеристики, скорость распространения ультразвуковых колебаний, теплопроводность, упругие модули и коэффициент Пуассона РcBN

ПараметрТип образца cBN

cBN(тз) cBN(мз) cBN(гз)

Микроискажение решетки δd/d 0,00045(2) Физическое уширение линий 002 и 004 не выявлено

0,00027(5)Микронапряжение σ, ГПа 0,39(2) 0,23(4)Размер ОКР, нм 23,1(0,8) > 140 45,5(4)Плотность дислокаций 0,582Е + 12 – 0,156Е + 12Размер зерен, мкм 0,1–0,4 1–4 ∼ 20Скорость УЗ-колебаний:

продольная vl, м/с 17037 16091 15549поперечная vt, м/с 10584 10490 9917,9

Теплопроводность, Вт/(м ⋅ К) 180–200 400–600 300–400Упругие модули:

Юнга Е, ГПа 923,3 864,1 794,9сдвига G, ГПа 389,3 382,2 343,5всестороннего сжатия В, ГПа 489,8 389,6 386,3коэффициент Пуассона 0,186 0,130 0,157

а б

Рис. 2. Структура РcBN в светлопольном изображении на просвет в электронном микроскопе: а − cBN(мз) с размером зерен 1–4 мкм; б – cBN(гз) с размером зерен примерно 20 мкм



Беларуси

80

Результаты исследований свидетельствуют об увеличении твер-дости РcBN при уменьшении размера зерна поликристаллической структуры (рис. 3). В зависимости от среднего размера зерна (<d>) изменение твердости соответствует соотношению Холла–Петча: HV = 43,13 + 11,55/<d>1/2; HK = 39,28 + 6,10/<d>1/2, где HV и HK получают в гигапакселях, подставляя значение d в микрометрах.

Структура РcBN упрочняется и при уменьшении размеров зе-рен до 40 нм, после чего ее снижение обусловлено изменением фи-зических механизмов деформации (обратное соотношение Холла–Петча) [5]. В диапазоне d = 0,04–2,00 мкм наблюдается нормаль-ный закон по соотношению HV = 38 + 4/<d>1/2, что значительно отличается от полученной зависимости HV = 43,13 + 11,55/<d>1/2

в диапазоне d = 0,25–20 мкм. Рассчитанные значения КIC поликристаллов cBN(тз) и cBN(гз) состав-ляют соответственно (9,1 ± 2,1) и (7,5 ± 1,6) МПа ⋅ м1/2. По показателю прочности (F) при одноосном статическом сжатии РcBN, структурное состояние которого соответствует cBN(мз), превосходит монокристаллы и композиты на основе cBN и соответствует прочности алмаза АС20–АС50 (рис. 4, а). Расчетное значение предела прочности на растяжение при диаметральном сжатии (с учетом масштабного фактора) σ = 0,9–1,1 ГПа (рис. 4, б).

Твердость образцов в диапазоне температур спекания микропорошков 2000–2400 °С пред-ставлена на рис. 5. Кривая 5 соответствует РcBN и нагрузке на индентор 4,9 Н. Эти данные не-обходимо несколько скорректировать (уменьшить полученные значения на 10%), учитывая за-висимость твердости от нагрузки, установленную в [6].

Трещиностойкость образцов PcBN максимальной плотности, спеченных в диапазоне темпе-ратур 2200–2350 °С, практически не зависит от размера частиц исходного порошка в диапазоне 0,5–12 мкм [7]. При оптимальной температуре спекания 2200 °С для частиц cBN размером 2–4 мкм или при 2350 °С для частиц размером 8–12 мкм модули Юнга получаемых спеков соответственно 894 и 853 ГПа. При этом вязкость разрушения материала КIC = 6,8 МПа ⋅ м1/2 [7].

Высокочистый поликристаллический cBN(тз–гз), обладая высокой прочностью, может быть использован для изготовления армирующих керамическую матрицу наполнителей при получе-нии ССК.

Вязкость разрушения РcBN, получаемых методом твердофазного превращения, занимает про-межуточное положение между КIC монокристаллов cBN (2–3 МПа ⋅ м1/2) и КIC керамики системы

Рис. 3. Зависимости твердости РcBN от размера зерна

а б Рис. 4. Зависимости показателя прочности (а) и предельных растягивающих напряжений (б) от размера частиц

и температуры для алмаза АС 50 (1), АС 20 (2), киборита (дробленый) (3), кибора (КТ) (4), гексанита-А (5), кубонита КР (6), эльбора ЛД (7), эльбора-РМ (8), киборита (9), гексанита-Р (10), композита 05-ИТ (11)



Беларуси

81

BN–Al (12–14 МПа ⋅ м1/2). Для создания ССК, в котором реали-зуется потенциально высокая прочность РcBN, порошки из них использовали в качестве армирующего материала для упрочне-ния композиции с относительно «вязкой» матрицей из ПСТМ на основе cBN торговой марки «Киборит» (система cBN–AlB12, AlN) (рис. 6).

Рассмотренный ССК получил торговую марку «Гетеронит». Он проявил себя как высокоэффективный материал для ре-жущих инструментов, предназначенных для обработки зака-ленных сталей, чугунов и жаропрочных износостойких по-крытий с большими сечениями среза (рис. 7).

Во втором варианте ССК повышение прочности и термо-стойкости инструментальной керамики достигается путем введения в шихту для спекания cBN низкомодульных включений (например, Si3N4) в количест- ве 3–5 мас.%. Предполагается, что остаточные напряжения в композите определяются главным образом не термо-, а бароупругостью вследствие близости КТР компонентов. После охлаждения образца при уменьшении внешнего давления несоответствие коэффициентов сжимаемости cBN

а б в

Рис. 6. Структура ССК торговой марки «Гетеронит»: а – высокопрочный наполнитель из РcBN; б – модель структуры (высокопрочные частицы РcBN армируют керамическую матрицу на основе ПСТМ торговой марки «Киборит»); в –

ульрадисперсная структура наполнителя (справа) в пограничных областях с крупными зернами матрицы (слева)

Рис. 7. Влияние величины подачи на интенсивность изнашивания инструмента, оснащенного ССК торговой марки «Гетеронит», при обработке плазменно-наплавленного покрытия ПГ-СР4 (57–60 HRC)

Рис. 5. Зависимости твердости РсBN (1–3 нагрузка 39 Н; 4 – 49 Н; 5 – 4,9 Н) от температуры получения: 1, 2, 3 – спекание микропорошков с размерами частиц соответственно 0,5–1,2; 2–4 и 8–12 мкм [6]; 4 – фазовое превраще-ние кристаллического высокоориентированного ПНБ [8]; 5 – фазовое пре-

вращение ПНБ с неупорядоченной изотропной структурой



Беларуси

82

и Si3N4 приводит к появлению остаточных на-пряжений, локализованных вокруг низкомо-дульных включений Si3N4 (рис. 8).

Размер частиц порошка Si3N4, использован-ного в исследованиях, составлял 1,0–1,5 мкм. Si3N4 в виде самосвязанных гранул, образую-щихся в результате естественного комкования, вводили в микропорошок cBN c размером час- тиц 5–10 мкм (КМ 10/7 и КМ 7/5 в равных коли-чествах). Использовали гранулы Si3N4 трех фрак-ций с размерами 1,25–1,6; 0,125–0,16 и 0,002–0,02 мм.

В процессе спекания гранулы формирова-ли в матрице cBN локализованные включения с размерами примерно 1 и 0,1 мм, а в последнем

случае со средним размером 4–12 мкм, сопоставимым с размером частиц исходного микропо-рошка cBN. Содержание в композите гранул первых двух фракций составляло по 10 мас.%. Si3N4, третьей фракции – в количествах 3, 6 и 10 мас.%. Образцы спекали при давлении 8 ГПа и темпера-туре 2250 °С.

Несоответствие КТР фаз приводит к возникновению остаточных напряжений как в матрице, так и во второй фазе. Для пары cBN–Si3N4 величина ∆α незначительна и для условий высоких давлений необходимо учитывать гетеромодульность компонентов. После охлаждения образца при уменьшении внешнего давления несоответствие коэффициентов сжимаемости cBN и Si3N4 приводит к появлению остаточных бароупругих напряжений. В этом случае необходимо учитывать произведение ∆(1/В)∆р, где В – модуль всестороннего сжатия; ∆р – диапазон изменения давления. Учитывая значительное различие в величинах B для пары cBN–Si3N4, можно предположить, что остаточные напряжения в композите будут определяться главным образом баро-, а не термоупру-гостью (табл. 2). Величина остаточных напряжений в матрице зависит также от радиуса r включений второй фазы и расстояния от них [9]. При размере включений, меньшем критического (rc ), в компо-зите возможно поглощение внешней энергии, что соответствует повышению его прочности. Крити- ческий размер второй фазы, при котором не возникает растрескивания матрицы, может быть зна-чительным в случае cBN при учете большой энергии межатомной связи алмазоподобной структуры.

Т а б л и ц а 2. Упругие модули, твердость и трещиностойкость композитов

ПараметрКомпозит

cBN [6, 7]∗ β-Si3N4 cBN–β-Si3N4 (3 мас.%)

E, ГПа 894 309 860G, ГПа 402 122 366B, ГПа 383 216 440

η 0,111 0,262 0,175HV, ГПа 47 (F = 39 Н) 19,5±0,3 (F = 98 Н) 36,2±2,6 (F = 98 Н)

KIC, MПа ⋅ м1/2 6,8 3,3±0,3 11,7± 1,5

∗ Спекание микропорошков с частицами 2–4 мкм без активирующих добавок.

Для субструктуры зерен сBN характерна предельно высокая плотность дефектов. Группы зерен β-Si3N4 с хорошо сформированными границами расположены локализовано в отдельных зонах между зернами сBN (рис. 9).

Важной особенностью микроструктуры композита является наличие в нем хорошо сформи-рованных межфазных границ cBN–Si3N4. Они могут формироваться путем образования твердых растворов в результате взаимодействия контактирующих фаз (химическое взаимодействие с обра-зованием новых соединений не наблюдалось).

а бРис. 8. Модель структуры ССК в условиях термобариче-ского воздействия (а) и после него (б): 1 – межзеренные границы в матрице cBN; 2 – включение Si3N4 (упругоде-формированное состояние вокруг включения иллюстри-

руется градиентной окраской)



Беларуси

83

Исходя из соотношений масс, подвижностей и атомных раз-меров элементов, образование твердого раствора бора в β-Si3N4 представляется наиболее вероятным. Учитывая тот факт, что исходные порошки содержат адсорбированный кислород, а также то, что поверхностные слои cBN по данным оже-спектроскопии состоят из сопоставимых количеств В, N, О и C [10], можно ожидать, что образующийся твердый раствор будет иметь более сложный химический состав. Поэтому за возникновение достаточно прочной адгезионной связи между включениями β-Si3N4 и матрицей cBN, по-видимому, ответственно реакционное формирование межфазных гра-ниц, насыщенных элементами B, N, O, C и Si.

Структура композита cBN–Si3N4 (3 мас.%) изотропна, зерна в основном ориентированы хаотично с большими угла-ми разориентации (рис. 10, а).

Наблюдаются и малоугловые границы, очевидно формирующиеся в результате фрагментации отдельных зерен при деформации в условиях термобарического воздействия. Метод анализа картин дифракции обратнорассеянных электронов позволил выявить характер распределения остаточных напряжений в композите. Как видно из рис. 10, б, значительные пространственные области структу-ры композита, частично перекрываясь между собой, находятся в упругодеформированном состоянии.

При температуре спекания выше 2300 °С абразивная износостойкость композита снижается при практически неизменной его плотности. Причинами разупрочнения ССК являются: отжиг де-фектов, первичная и собирательная рекристаллизация; поро- и трещинообразование в участках дис-персных зерен, обусловленное развитием ползучести без участия диффузионных процессов; образо-вание hBN в виде пластинчатых включений 0,5−1,0 мкм, иногда в рекристаллизованном состоянии.

Композит cBN–Si3N4, имеющий торговую марку «Борсинит», полученный при оптимальных параметрах р,Т-воздействия, имеет плотность (3,465 ± 0,005) г/см3. Значения упругих модулей составляют E = 860 ГПа, G = 366 ГПа; B = 440 ГПа, η = 0,175. Средние значения твердости по Виккерсу и трещиностойкости: HV = (36,2 ± 2,6) ГПа (F = 98 Н) и KIС = (11,7 ± 1,5) МПа ⋅ м1/2. Сопоставление со свойствами компонентов приведено в табл. 2.

Результаты испытаний (рис. 11) показали, что инструменты из ССК торговой марки «Борсинит» успешно работают при прерывистом точении закаленных сталей.

Современные процессы финишной механической обработки базируются на результатах науч-ных исследований природы и закономерностей протекания механических и физико-химических явлений в зоне контактирования инструмента с изделием с учетом действия среды, окружающей зону обработки, механизмов изнашивания и разрушения инструментa, закономерностей формиро-вания состояния поверхностного слоя изделий в процессе обработки. Ключевую роль в обеспечении технологии играет используемый инструмент – материал его режущей части, кинематика дви-жения и конструкция.

Рис. 9. Фрагментированное зерно в композите сBN–Si3N4 (стрелкой

показано зерно Si3N4 c сеткой дислокаций)

а б

Рис. 10. Хаотическая ориентация зерен cBN в композите cBN–Si3N4 (3 мас.%) (на вкладыше показана полярная диаграмма ориентаций плоскостей)



Беларуси

84

Основные тенденции развития процессов лезвийной обработки инструментами, оснащенными ССК на осно-ве cBN, представляются следующими.

Высокопроизводительная обработка. Применение инструментов, оснащенных ССК на основе cBN, обеспе-чивает значительное повышение производительности механической обработки, получение высококачествен-ного обработанного изделия, а также позволяет исполь-зовать при изготовлении уникальных сложнопрофиль-ных изделий современные конструкционные материалы с высокими механическими свойствами [11].

Задача совершенствования технологий лезвийной обработки решается за счет управления величиной зоны взаимодействия инструмента с изделием. Первым из та-ких решений является разработка режущих инструмен-тов, позволяющих снимать больший объем материала

в единицу времени за счет увеличения подачи (рис. 12). Вторым решением – управление меха-низмом взаимодействия инструмента с обрабатываемым изделием и элементами окружающей среды в зоне резания путем разработки новых композитов инструментального назначения с более высокими физико-механическими свойствами. Второй подход позволяет повысить производи-тельность обработки за счет увеличения скорости резания. Оба похода обеспечивают получение требуемого качества обработанной поверхности изделий и могут реализовываться одновременно.

Для реализации первого направления предложено использовать в процессе обработки инстру-менты с косоугольной геометрией: однокромочные («бреющие») резцы и резцы с выпуклой пе-

Рис. 11. Износ по задней поверхности инстру-ментов из ПСТМ KBN900 (1) и ССК «Борсинит» (2–4) с пластинами RNGN: 1–120300T; 2 – 70300Т; 3 – 090300T; 4 – 120400T (сталь 9ХС, 60–62 HRC; v = 80 м/мин;

S = 0,2 мм/об; t = 0,8 мм)

а б

в

Рис. 12. Производительность технологий финишной обработки инструментами, оснащенными композитами

на основе cBN (а), обработка детали из закаленной стали ШХ15 (60–62 HRC) резцом из ПСТМ на основе cBN торговой марки «Киборит» с цилиндрической передней поверхностью (б) и «бреющим» резцом из ССК торговой

марки «Борсинит» (в)



Беларуси

85

редней поверхностью, которые характеризуются работой с большими подачами, обеспечивая вы-сокое качество обработанной поверхности. Конструкция инструментов для обработки деталей из закаленных сталей предполагает оснащение их режущими пластинами из ССК на основе cBN c формами SNUN, RNMN по стандарту ISO 1832-85.

Обработка инструментами, работающими по косоугольной схеме, производится с подачами от 0,2–0,6 (резцы с выпуклой передней поверхностью) до 1 мм/об (однокромочные резцы), что в 2–5 раз выше в сравнении с обработкой обычными инструментами. Высота микронеровностей на обработанной поверхности составляет Ra 0,20–0,80; Rz 1,25–2,5.

Основной причиной, обусловливающей высокое качество обработанной поверхности, в слу-чае применения инструментов, работающих по косоугольной, приближенной к свободной, схеме резания, является характер пластических явлений в зоне перед режущим инструментом. В слу-чае, когда условия резания приближены к условиям свободного резания, влияние данного эффек-та снижается, что позволяет обеспечивать более высокое качество обработанной поверхности в сравнении с обычными инструментами.

Стойкость инструмента с цилиндрической передней поверхностью при обработке стали ШХ15 (60–62 HRC) со скоростями резания 60–120 м/мин составляет 30–80 мин в зависимости от вели-чины подачи, что позволяет обрабатывать длинномерные детали. Обработка проводится с глу-биной резания 0,05–0,30 мм.

Благодаря увеличению диапазона используемых подач, технология точения безвершинными резцами и резцами с выпуклой передней поверхностью обеспечивает повышение производи-тельности точения в 2–8 раз в зависимости от требуемого качества обработанной поверхности.

Контактное взаимодействие в зоне резания характеризуется как комплекс процессов адгезии, диффузии, микро- и макродеформирования и разрушения, химического взаимодействия, вклю-чающего в различных средах окисление, азотирование, наводораживание, контактно-реактив-ное плавление и др. Эти процессы определяют механизм изнашивания режущих инструментов, их возможности по эффективной обработке и формированию заданного состояния поверхност-ного слоя обработанных изделий.

На интенсивность изнашивания инструмента, оснащенного ПСТМ на основе cBN, оказывает влияние химическое взаимодействие материала инструмента с обрабатываемым материалом, а также элементами окружающей среды. На первом этапе взаимодействие протекает с образо- ванием боридов металлов, входящих в состав обрабатываемого материала, и выделением азота. В дальнейшем борид совместно с образовавшим его металлом формируют эвтектику, плавление которой и вынос продуктов взаимодействия из зоны резания обусловливают износ инструмента. Управлять износом инструмента возможно за счет воздействия на первую стадию химического взаимодействия контактирующих материалов превентивным введением в зону резания свобод-ного азота с повышенным парциальным давлением, что сдвигает в более высокотемпературную область реакцию с образованием боридов (рис. 13).

Рис. 13. Модельная схема влияния химического взаимодействия в зоне резания на износ инструментов, оснащенных композитами на основе cBN, при точении сплавов, содержащих Fe, Ni, Cr



Беларуси

86

Кроме выполнения функции ингибитора реакции образования боридов азот в зоне резания снижает интенсивность окисления материала инструмента. Это изменяет механизм изнашивания инструмента, снижая его интенсивность особенно в условиях вы-сокоскоростной обработки.

Появление свободного азота в контактной зоне мо-жет быть достигнуто за счет введения в состав ком-позита азотсодержащей составляющей, взаимодей-ствующей с обрабатываемым материалом с выделе-нием азота при температуре ниже температуры его взаимодействия с нитридом бора. Анализ физико-механических и химических свойств ряда нитридов позволяет предложить Si3N4 в качестве такой состав-ляющей композита.

Таким образом, наличие в составе ССК торговой марки «Борсинит» Si3N4 способствует по-вышению работоспособности оснащенного композитом режущего инструмента за счет форми-рования в его структуре локальных зон напряжений и уменьшения интенсивности химического взаимодействия в зоне резания (рис. 14).

Многокоординатная обработка сложнопрофильных изделий. Перспективный способ повыше-ния эффективности обработки инструментом из ССК на основе cBN – многокоординатная обра-ботка. Она производится инструментом с переменной режущей вершиной, практически методом обката рабочей части режущего инструмента – одним резцом полностью обрабатывается сложно-профильное изделие (рис. 15).

Инструменты, оснащенные ССК торговой марки «Борсинит», показали высокую работоспособ-ность при обработке прокатных валков с ручьями и их элементов из твердых сплавов группы ВК (ВК25, ВК30) со скоростью резания v = 15–20 м/мин.

Таким образом, следует отметить, что современные технологии финишной механической обра-ботки базируются на результатах широкого круга научных исследований природы и закономер-ностей протекания механических и физико-химических процессов в зоне контактирования инстру-мента с изделием с учетом действия окружающей зону обработки среды, механизмов изнашива-ния и разрушения инструментов, закономерностей формирования состояния поверхностного слоя изделий в процессе обработки. Результаты такого широкого комплекса научных исследований – залог создания нового инструмента, успешно работающего как по сырым, так и по упрочненным материалам в условиях ударных и безударных нагрузок.

При этом ключевую роль в обеспечении эффективности технологии играет используемый материал режущего инструмента.

Обеспечение эффективности процессов механической обработки, прежде всего, связано с созда-нием материалов с повышенными механическими, теплофизическими и химическими свойствами для оснащения инструментов, разработкой принципов управления процессами механики и фи-

Рис. 14. Скорость резания инструментами из ком-позитов на основе cBN при точении конструкцион-ных материалов: ССК торговой марки «Борсинит» (выше черты); ПСТМ на основе cBN торговой мар-

ки «Киборит» (ниже черты)

а б

Рис. 15. Прокатные валки с ручьями (а), режущая пластина формы WMNM (б)



Беларуси

зикохимии контактного взаимодействия инструментов с обрабатываемыми изделиями и элемен-тами окружающей среды, разработкой инструментов, конструкции которых базируются на но-вейших представлениях о закономерностях процесса резания.


1. Туркевич В. З., Беженар Н., Петруша И. А. // Физико-технические проблемы современного материаловедения. В 2 т., Т. 2 / Ред. кол.: И. К. Походня (предс.) и др. К., 2013. С. 254−282.

2. Hasselman D. P. H., Becher P. F., Mazdiyasni K. S. // Materialwissenschaft und Werkstofftechnik. 1980. Bd 11, N 3. P. 82–92.

3. Шарупин Б. Н., Кравчик А. Е., Ефременко М. М. и др. // ЖПХ. 1990. Т. 63, № 8. С. 1698–1701.4. Дедков В. С. Структурная иерархия нитрида бора и ее связь со свойствами: Автореф. дис. ... канд. физ.-мат.

наук. Томск, 1996.5. Dubrovinskaia N., Solozhenko V. L., Miyajima N. et al. // Appl. Phys. Lett. 2007. Vol. 90. P. 101912-1–101912-3.6. Taniguchi T., Akaishi M., Yamaoka S. // Journ. of Materials Research. 1999. Vol. 14, N 1. P. 162–169.7. D’Evelyn M. P., Taniguchi T. Elastic properties of translucent polycrystalline cubic boorn nitride as characterized

by the dynamic resonance method. Diamond and Related Materials. 1999. Vol. 8. P. 1522–1526.8. Бритун В. Ф., Курдюмов А. В., Танигучи Т. и др. // Сверхтв. материалы. 2003. № 2. С. 14−25.9. Li J. Nanocomposites: Handbook of Nanophase and Nanostructured Materials. Vol. 4. Materials Systems and Applications

(II) (Zhonglin Wang, Yi. Lin, Ze Zhang), Kluver Academic/Plenum Publishers, Tsinghua University Press. 2003. P. 69–95. 10. Богатырева Г. П., Зусманов Е. Р., Котова Н. В. и др. // ЖТФ. 1997. Т. 67, № 6. С. 36–40.11. Инструменты из сверхтвердых материалов / Под ред. Н. В. Новикова, С. А. Клименко. М., 2014.

S. A. KLIMENKO, N. P. BEZHENAR, I. A. PETRUSHA, M. Yu. KOPEYKINA, Yu. A. MELNIYCHUK

CREATION AND APPLICATION OF TOOL CERAMICS BASED ON SUPERHARD STRUCTURED COMPOSITES

Summary

The state-of-the-art of development and improvement of superhard composites based on the cubic boron nitride have been considered. Such composites are used for equipment of cutting tools for machining of materials with high mechanical properties.



Беларуси

88


УДК 669.011/.012:502.174

А. П. ЛАСКОВНЁВ1, А. И ГАРОСТ2

СОЗДАНИЕ ЛИТЕЙНЫХ МАТЕРИАЛОВ ИЗ ТЕХНОГЕННЫХ ОТХОДОВ1Физико-технический институт НАН Беларуси», Минск,

2Белорусский государственный технологический университет», Минск


Введение. Современный научно-технический прогресс неразрывно связан с созданием эффек-тивных энерго- и ресурсосберегающих технологий, обеспечивающих комплексное использование сырья, материалов и снижение вредного воздействия на окружающую природную среду. При- менение техногенных отходов и полупродуктов смежных производств как наиболее дешевых и доступных добавок может в значительной степени изменить технологию получения высокока-чественных железоуглеродистых сплавов на всех стадиях металлургического передела, в том числе на стадии доводки расплавов и термического упрочнения изделий [1–3].

В настоящее время наука располагает данными о практической возможности обеспечения требуемых характеристик литейных сплавов путем управления процессами формирования не-металлических включений с уточнением механизма образования тех или иных соединений как на стадии кристаллизации, так и при последующих переделах металла. В этом случае необходи-мо учитывать, что сплавы помимо специально вводимых присадок включают в себя более десяти контролируемых и неконтролируемых примесей. Регулирование макро- и микросостава сопро-вождается взаимодействием вводимых и специально не вводимых добавок с отдельными элемен-тами кристаллизующегося вещества. Механизм данных процессов до сих пор не ясен. При этом для дальнейшего развития практики модифицирования и микролегирования важную информа-цию несет детальное изучение макро- и микросостава и природы неметаллических включений (в том числе состава и морфологии) и их роли и особенностей превращений на всех стадиях фор-мирования элементов структуры.

Основная трудность в установлении общих закономерностей модифицирования, эффектив-ности и характера влияния модифицирующих добавок состоит в том, что механизм их воздей-ствия в значительной мере проявляется не непосредственно, а через образуемые этими элемен-тами химические соединения и структурные формирования, кристаллоструктурные и физико-химические свойства которых кардинально отличаются от соответствующих характеристик образующих их элементов. В большинстве случаев состав и морфология образующихся химиче-ских ассоциаций (неметаллических включений и других «вторичных» фаз) глубоко не исследо-вались. В связи с этим отсутствует однозначное объяснение процессов при модифицировании и микролегировании.

Анализ существующих технологических процессов микролегирования и модифицирования указывает на отсутствие сведений об их механизме и кинетике при нетрадиционных подходах к доводке металлов, предусматривающих создание технологий, ориентированных на использо-вание промышленных отходов и полупродуктов смежных с машиностроением производств, спо-собствующих одновременно экономии материальных и энергетических ресурсов, снижению вред-ных выбросов и повышению качественных характеристик сплавов.

Источники научно-технической и патентной литературы, а также опыт промышленного произ-водства позволяют рассматривать методы, наиболее перспективные с точки зрения комплексного



Беларуси

89

использования новых компонентов металлургического сырья, находящегося преимущественно в виде оксидов (окалина, ржавчина, шлифовочные щламы, отходы футеровочных материалов и т. д.). К таким отходам, представляющим интерес при модифицировании и микролегировании чугуна, также относятся отработанные катализаторы химической, нефтехимической, промыш-ленности и промышленности по производству минеральных удобрений, в которых наряду с но-сителями типа Al2O3, SiO2, CaO присутствуют оксиды никеля, молибдена, кобальта, меди, хро- ма и вольфрама в количествах от 2–10 до 50%. Значительные объемы оксидов в качестве сырья используются в стекольной промышленности (оксиды титана, циркон и др.).

При использовании известных восстановителей (углерода, в виде коксовой и графитной пыли, порошкового древесного угля) не обеспечивается достаточная степень извлечения металлов. Требуется создание нетрадиционных методов обработки расплавов, обеспечивающих эффектив-ную переработку материалов, содержащих элементы с более высоким сродством к кислороду.

Идея реализации технологии легирования через шлаковую фазу при производстве железо- углеродистых сплавов [4] не получила широкого развития из-за отсутствия эффективных вос-становителей и недостаточной реакционной способности углерода и кремния к ряду оксидов, к тому же уровень усвоения легирующих элементов из шлака контролируется реакцией леги- рующих элементов с оксидами железа.

Предложенные способы использования отходов в основном в промышленном масштабе не реа-лизованы. Объясняется это тем, что в условиях реальной открытой по кислороду плавки чугу- на в большинстве чугуноплавильных агрегатов столь полно реакции восстановления протекать не могут, и общий уровень усвоения контролируется реакцией легирующих элементов с оксидами железа, находящимися в шлаке. Следовательно, при вводе оксида легирующего элемента в шлак он восстанавливается в зависимости от температуры процесса и состава чугуна преимущественно кремнием либо углеродом до тех пор, пока не будет достигнуто равновесие восстановленного легирующего элемента по реакции с оксидами железа.

В то же время анализ известных способов показал, что дальнейшее повышение качества ста-лей и чугунов ограничивается рамками возможностей существующих модификаторов и может быть достигнуто только применением неклассических методов обработки расплавов. В качестве материалов, способных обеспечить достижение максимального эффекта, могут быть непригод-ные к регенерации высокополимерные соединения, в которых углерод находится как в химиче-ски связанном, так и в структурно-свободном состоянии [1, 3]. Использование в качестве леги-рующих и модифицирующих присадок металлосодержащих химических соединений совместно с углеродсодержащими органическими высокомолекулярными полимерными материалами син-тетического происхождения (в том числе биологически поврежденными и подвергнутыми старе-нию и непригодными для переработки материалами из пластических масс, а также непригодны-ми к регенерации эластомерами, которые при пиролизе образуют в расплаве атомарные водород и углерод) способствует эффективному восстановлению металлов. Техногенные отходы поли-мерных материалов в больших количествах накапливаются на свалках и наносят значитель- ный экологический вред природе. Так, например, масса не переработанных автомобильных шин на свалках Республики Беларусь составляет 800 тыс. т, причем ежегодное прибавление – около 70 тыс. т.

Значительная часть изделий из углеродсодержащих органических высокомолекулярных по-лимерных материалов содержит текстильные или металлические армирующие материалы. В ка-честве примера можно привести современную автомобильную шину, в которой текстильные ма-териалы (корд) составляют 15–35 мас.%.

Такие материалы при использовании их в качестве легирующих и модифицирующих приса-док должны перерабатываться без предварительной подготовки, а именно без выделения отдель-ных составляющих (текстильных или металлических армирующих материалов).

Использование таких сильных восстановителей, как атомарные водород и углерод, может ре-шить проблему по замене дорогостоящих лигатур при легировании и модифицировании железо- углеродистых сплавов путем реализации технологии прямого легирования на новом уровне. В этом случае плавление промышленных отходов и восстановление металлов, происходящие путем



Беларуси

90

синхронизации плавления исходных компонентов реакции (оксидов металлов, в том числе про-мышленной окалины и шлифовочных отходов) и самого процесса восстановления в объеме рас-плава продуктами пиролиза органических материалов, должны достигаться строгими технологи-ческими приемами с использованием пакетированных (брикетированных) материалов заданной фракции.

Ввиду эффективного влияния титана на структуру и свойства чугунов [5] в работе особое внимание уделено титансодержащим полупродуктам и отходам.

Материалы и методы исследований. Наиболее эффективно проявляется влияние титана на свойства чугуна при добавке относительно небольших его количеств (от 0,1 до 0,4% и меньше). Установлено, что в этих пределах содержания в чугуне титан оказывает графитизирующее дей-ствие. Однако присадка титана измельчает графит и способствует более равномерному его рас-пределению. В этом отношении титан действует значительно сильнее, чем другие легирующие добавки. Графит получается в виде тонких пластинок или мелких завихрений псевдоэвтектиче-ского типа. Форма графита, получаемая в титанистых чугунах, объясняется раскисляющим дей-ствием титана. Образующиеся оксиды титана могут быть зародышами для образования графита. Естественно, что подобное действие титана способствует повышению стойкости чугуна при вы-сокой температуре [5–7].

Наиболее эффективным вариантом введения титана в расплав является прямое легирование из оксидов. В присутствии эффективных восстановителей (атомарного водорода) при модифици-ровании и микролегировании может применяться комплексная добавка TiO2 – высокомолеку-лярный полимерный материал [3].

В соответствии с разработанной технологией пакетированию путем ручной трамбовки под-вергалась порошкообразные титансодержащие отходы, отходы (фракцией 3–5 мм) эластомеров и в качестве связующего использовался цемент. Внешний осмотр указывает на достаточную плотность и прочность полученных пакетов. В соответствии с технологическими требованиями пакеты испытывались на прочность путем удара их о металлическую плиту с высоты 1,5 м. Пакеты выдерживали 2–3 удара без разрушения.

Плавки проводились в высокочастотной индукционной печи на кислой футеровке. На стадии доводки металла в расплав чугуна подавались легирующие и модифицирующие добавки в виде пакетов (табл. 1).

Т а б л и ц а 1. Технологические особенности восстановления титана из оксидов при прямом легировании чугуна

Массовая доля вводимой

добавки TiO2, мас.%

Состав пакетов (TiO2 + ВМС)

Соотношение mокс/mВМС

Введено металлического

Ti (из TiO2), г

Введено водорода из ВМС, г

Введено углерода из ВМС, г

Усвоено металла из оксида

(находится в составе чугуна), г

Усвоение металла,

%

Количество металла, которое могло бы

быть восстановлено водородом, г

2,72 600 гTiO2; 160 г ВМС

3,75 360 28,32 С (атом.)-57,12 С (сажа)-60,32

7,92 2,2 679,68

5,45 1200 гTiO2; 320 г ВМС

3,75 720 56,64 С (атом.)-114,24 С (сажа)-120,62

56,98 7,9 1359,36

8,18 1800 гTiO2; 480 г ВМС

3,75 1080 84,96 С (атом.)-171,36 С (сажа)-180,94

56,32 5,2 2039,04

Структура исходного и модифицированного чугунов исследовалась в соответствии с ГОСТ 3443–87. При определении графита оцениваются форма, распределение, размеры и количество включе-ний, при определении металлической основы – вид структуры, форма перлита, количество пер-лита и феррита, дисперсность перлита.

Исследование графита проводили на нетравленых шлифах, а металлической основы – на шли-фах после травления (рис. 1–3).

Для определения структуры чугуна шлифы просматривали под микроскопом при следующих увеличениях:

общего представления о структуре – при увеличении от 10 до 200 раз;



Беларуси

91

Рис. 1. Микроструктура исходного чугуна (образцы травлены): а, б – металлографические исследования; в, г, д – исследования методом сканирующей электронной микроскопии; а – ×250; б, г – ×1000; в – ×100; д – ×5000

формы, характера распределения, размеров включений и количества графита – при увеличе-нии в 100 раз;

типа металлической основы – при увеличении в 500 раз;количества перлита и феррита – при увеличении в 100 раз;дисперсности пластинчатого перлита – при увеличении в 500 раз.Оценка структуры чугуна в соответствии с ГОСТ 3443–87 производилась визуально сопо-

ставлением структуры, видимой в микроскопе, со структурой соответствующей шкалы.



Беларуси

92

Рис. 2. Микроструктура чугуна с содержанием 0,070% Ti (введено 2,72% TiO2), (образцы травлены): а – металлогра-фические исследования; б, в, г – исследования методом сканирующей электронной микроскопии; а, б, в, г – ×250; 100;

2000; 5000 соответственно

При обычных увеличениях (рис. 1–3) пластинчатая структура перлита металлической осно-вы четко не дифференцируется, для этого потребовалось проведение исследований методом ска-нирующей электронной микроскопии на микроскопе JSM-5610LV (фирма IEOL, Япония) с систе-мой электронно-зондового энергодисперсионного рентгеновского анализа. Структуру сплавов фиксировали с использованием детектора вторичных электронов.

При исследовании микросостава исходного и модифицированного чугунов на сканирующем электронном микроскопе JSM-5610LV методом электронно-зондового EDX-анализа на детекторе IED 2201 определяли химический состав пластинчатых включений графита, составляющих пер-лита, феррита, неметаллических включений.

Результаты и их обсуждение. Масса вводимой добавки TiO2 в разных плавках изменялась в пределах 2,72–8,18%. Соотношение в брикете оксида титана и высокомолекулярного соедине-ния (BMC) mокс/mВМС поддерживалось постоянным и составляло 3,75. Усвоение титана из оксида расплавом чугуна колеблется от 2,2 до 7,9%, при этом увеличение добавки TiO2 выше 5,45 мас.% не способствует повышению концентрации титана в расплаве (табл. 2). Относительно невысо- кие показатели восстановления связаны не с низкой восстановительной способностью в пер- вую очередь атомарного водорода, образующегося в процессе пиролиза каучуков в расплаве, а с повышенным угаром восстановленного титана. Это объясняется относительной длительно-стью плавления блоков (около 10 мин), содержащих оксиды титана и ВМС, на стадии довод- ки металла.



Беларуси

93

Рис. 3. Микроструктура чугуна с 0,293% Ti (введено 5,45% TiO2) (образцы травлены): а – металлографические иссле-дования; б, в, г – исследования методом сканирующей электронной микроскопии; а, б, в, г – ×250; 100; 500; 5000 соот-

ветственно

Т а б л и ц а 2. Химический состав и механические характеристики чугуна, модифицированного титаном из оксидов

Массовая доля вводимой добавки

TiO2, мас.%

Компонентный состав, мас.%

C Si Mn P S Mg Cr Ni Mo Cu Al Ti V Nb

Не вводилась 3,20 2,50 0,464 0,292 0,103 <0,001 0,075 0,043 <0,001 0,085 <0,001 0,034 0,015 0,0012,72 3,19 2,35 0,430 0,278 0,102 <0,001 0,077 0,047 <0,001 0,085 <0,001 0,070 0,015 <0,0015,45 3,20 1,97 0,369 0,306 0,123 <0,001 0,090 0,050 <0,001 0,087 <0,001 0,293 0,017 <0,0018,18 3,20 1,72 0,299 0,321 0,125 <0,001 0,097 0,050 <0,001 0,089 <0,001 0,290 0,019 <0,001

Структура исходного чугуна и чугуна, модифицированного титаном из оксидов, исследова-лась в соответствии с ГОСТ 3443–87 (рис. 1–3, табл. 3).

Сплав исходного состава с 0,034% Ti (табл. 2) имеет структуру (табл. 3) с ферритно-перлитной основой и пластинчатым графитом (рис. 1). Перлит как бы окружает пластинки графита. Остальная


TiO2, мас.%

Компонентный состав, мас.% Механические характеристики

W Co Zr B Ca Sb As Sn Pb Zn HB, МПа σВ, МПа

Не вводилась 0,017 0,002 <0,001 <0,0001 0,095 0,007 0,002 <0,001 ≈0,052 1970 1492,72 0,019 0,003 <0,001 <0,0001 0,096 0,008 0,001 <0,001 0,048 2290 1525,45 0,030 0,003 <0,001 <0,0001 0,113 0,009 0,005 <0,001 0,027 2550 1788,18 0,032 0,003 <0,001 0,0102 <0,0001 0,110 0,008 0,005 <0,001 0,008 2850 196



Беларуси

94

часть основы составляет феррит, в центре которого образуется цементит. В структуре имеются также отдельные мелкие включения карбидов.

При исследовании исходного и модифицированного чугунов на сканирующем электронном микроскопе JSM-5610LV определялись состав (табл. 4) и морфология образующихся неметалли-ческих включений.

Т а б л и ц а 4. Химический состав неметаллических включений чугуна, модифицированного титаном из оксидов


TiO2, мас.%

Позиция включения

Содержание элементов, мас.%

C O Si Mn S Cr W V Ti Cu N Fe

Не вводилась

1 (рис. 1, г) 74,36 – 0,42 1,25 0,06 23,922 (рис. 1, г) 25,20 1,82 4,20 0,55 0,12 68,023 (рис. 1, г) 64,87 35,131 (рис. 1, д) 6,34 1,83 4,47 0,15 0,27 3,03 83,92

2,72

1 (рис. 2, в) 7,34 1,09 1,40 35,81 2,14 52,222 (рис. 2, в) 10,15 2,06 3,97 35,08 48,753 (рис. 2, в) 85,01 0,15 14,834 (рис. 2, в) 65,19 34,49 0,321 (рис. 2, д) 4,26 1,59 0,19 93,96

5,45

1 (рис. 3, в) 15,73 0,85 46,83 27,59 2,73 0,23 6,041 (рис. 3, г) 1,70 1,62 8,03 22,63 0,12 65,902 (рис. 3, г) 19,45 1,04 7,19 20,13 52,193 (рис. 3, г) 16,85 1,14 2,31 6,28 2,87 70,554 (рис. 3, г) 92,01 0,73 0,18 0,29 0,09 6,69

Обнаруживаемые микроскопическим анализом карбидные включения (рис. 1, а, б) относятся (по результатам сканирующей электронной микроскопии) к карбидам железа (табл. 4) с раство-ренной медью (поз. 1, рис. 1, д).

В результате прямого восстановления оксидов получены сплавы (табл. 2) с содержанием 0,070% Ti (введено 2,72 % TiO2) и 0,293% Ti (введено 5,45% TiO2).

Металлографическими исследованиями (табл. 3) в сплаве с 0,070% Ti (табл. 2) обнаруживается аналогичная исходному сплаву структура (рис. 2, а, б). Электронно-микроскопическими иссле-дованиями дифференцируются (табл. 4) карбиды и карбонитриды титана, содержащие вольфрам и ванадий (поз. 1 и 2, рис. 2, в).

С повышением содержания восстановленного титана до 0,290 и 0,293% (табл. 3) структура чугуна имеет тот же вид, но количество перлита увеличивается. Это ферритно-перлитный чу-гун, в котором растет количество специальных карбидов (TiC). Просматриваются они хуже, так как завуалированы перлитом. В центре ферритных зерен выделяется цементит.

Т а б л и ц а 3. Результаты исследований структуры чугуна, в который добавлялись пакеты с оксидами титана и высокомолекулярными соединениями


TiO2, мас.%

Форма включений графита Длина включений

графита

Распределение включений

графита

Количество включений

графита

Тип структуры металлической

основы

Дисперсность перлита

Количество перлита

и феррита

Количество цементита

Не вводилась Пласт. прямолинейная ПГф1

ПГд90 ПГр1 ПГ6 Пт1 Ф

Пд1.4 П45 (Фе55)

Ц10

2,72 Пласт. прямолинейная ПГф1


Пд1.4 П45 (Фе55)

Ц10



Пд1.4 П45 (Фе55)

Ц10



Пд1.4 Пд0,3

П70 /(Фе30)

Ц4



Беларуси

Исследования методом сканирующей электронной микроскопии чугуна (табл. 2) с 0,293% Ti (введено 5,45% TiO2) обнаруживают более значительное количество выделений карбидов титана (поз. 1, 2, 3, рис. 3, г).

Введение титана из оксидов обеспечивает рост твердости (табл. 2) чугуна от HB 1970 МПа (модифицирование не проводилось) до HB 2550 МПа (введено 0,293% Ti) и даже до HB 2850 МПа (введено 0,290% Ti). Одновременно повышаются и прочностные характеристики чугуна от σв 149,0 МПа (не модифицированный чугун) до σв 196,0 МПа (при вводе 0,290% Ti).

Заключение. Приведены результаты разработок по созданию литейных материалов из ме-таллосодержащих промышленных отходов и полупродуктов смежных производств, методов их пакетирования. Исследованы технологические особенности восстановления металлов, в частнос- ти титана, из титансодержащих порошкообразных материалов. Восстановление осуществляется атомарными водородом и углеродом, образующимися при пиролизе полимерных материалов. Модифицирующий эффект достигается за счет химического взаимодействия вводимых добавок с отдельными элементами кристаллизующегося вещества.

Получена новая научная информация об особенностях структурообразования и свойствах железоуглеродистых сплавов, в том числе характере распределения между фазами как основ-ных, так и ряда других элементов-примесей, случайно или преднамеренно введенных в расплав в процессах раскисления, модифицирования или микролегирования, микросоставе и природе неметаллических включений.

Ввод титана в расплав по методу прямого легирования обеспечивает экономию дорогих и де-фицитных ферросплавов.

В отличие от известных методов модифицирования чугуна из ферротитана, когда модифици-рующий эффект объясняется раскисляющим действием титана, при прямом легировании и при-сутствии такого сильного восстановителя, как атомарный углерод, решающее модифицирующее действие оказывают карбидные включения.


1. Гарост А. И. Железоуглеродистые сплавы: структурообразование и свойства. Мн., 2010.2. Harast Aliaxandr Ivanavich. Chemical Baling of Oily Cast Iron Turnings and Use of Bales to Substitute Expensive

and Scarce Scrapes. International Journal of Materials Science and Applications. 2013. Vol. 2, N 6. P. 194–203. doi: 10.11648/ j.ijmsa.20130206.15.

3. Способ выплавки чугуна и способ выплавки стали: пат. 11641Респ. Беларусь: МПК(2006) C 21 C 1/00, C 21 C 5/00, F 23 G 5⁄027 / А. И. Гарост; заявитель УО «Бел. гос. технол. ун-т». – № а20050280; заявл. 24.03.2005; опубл. 30.12.2006 // Афіцыйны бюлетэнь / Нац. Цэнтр інтэлект. уласнасці. 2009 . № 1.

4. Леках С. Н., Слуцкий А. Г., Трибушевский В. Л. // Литейное производство. 1985. № 10. С. 10.5. Бобро Ю. Г. Жаростойкие и ростоустойчивые чугуны. М.; К., 1960.6. Гольдштейн Я. Е., Мизин В. Г. Модифицирование и микролегирование чугуна и стали. М., 1986.7. Гарост А. И. // Литье и металлургия. 2012. № 3. С. 101–113.

A. P. LASKOVNEV, A. I. HARAST

PRODUCTION OF FOUNDRY MATERIALS FROM INDUSTRIAL WASTES

Summary

The developed results of production of foundry metal-containing materials from waste and semiprocessed products of related industries, the balling technology are presented. The technological characteristics of metals reduction, in particular, titanium from titanium-containing powdery materials are investigated. Titanium introduction into the melt with the direct alloying method provides saving of scarce and expensive ferroalloys. The modifying effect is achieved due to the chemical interaction of the additives with separate elements of the crystallizing substance. Unlike the familiar modification method of cast iron from ferrotitanium, when the modifying effect is due to deoxidizing action of titanium, in the course of direct alloying in the presence of such a strong reducing agent as atomic carbon, the carbide inclusions provide a decisive modifying effect.



Беларуси

96


УДК 539.216:546.824-31

А. Т. ВОЛОЧКО, В. А. ЗЕЛЕНИН, Г. В. МАРКОВ, Е. О. НАРУШКО

ВЛИЯНИЕ ШЕРОХОВАТОСТИ ПОВЕРХНОСТИ ПОДЛОЖЕК НА ЭКРАНИРУЮЩИЕ ОТ ЭЛЕКТРОМАГНИТНЫХ ИЗЛУЧЕНИЙ

СВОЙСТВА ФОРМИРУЕМЫХ НА НИХ ПОКРЫТИЙ



Введение. Все электронные объекты формируют вокруг себя электромагнитное поле, действие которого может повлиять на нормальное функционирование биологических объектов, работу радио-электронных устройств, конфиденциальность информации, хранящейся в компьютере, и в целом нарушить экологическую безопасность. Одним из часто применяемых способов исключения не-желательного воздействия электромагнитного излучения (ЭМИ) «наших помощников» является их экранирование. Наиболее эффективными средствами с точки зрения подавления ЭМИ являют-ся металлические экраны. В некоторых случаях, когда излучающий ЭМИ объект имеет малые размеры, сложную форму или критичную массу конструкции, применяют покрытия. В зависи-мости от функционального назначения экрана разрабатывают его архитектуру, выбирают мате-риалы, определенным образом готовят поверхности подложек для нанесения покрытий. Су- щественную роль играет и профиль поверхности (рельеф поверхности, образовавшийся после финишной или черновой механической обработки), на которую наносится покрытие.

Для создания эффективных экранов, способных защищать биологические объекты и микро- электронное оборудование от воздействия электромагнитных полей и ЭМИ, необходимо сопоста-вить полученные экспериментальные зависимости влияния микро- и макронеровностей (шеро-ховатости) поверхности подложек на электрические и магнитные свойства формируемых на них покрытий с имеющимися теоретическими представлениями о рассеянии ЭМИ развитым рельефом поверхности.

Результаты эксперимента и их обсуждение. Для создания экранов от ЭМИ в качестве под-ложек использовали пластины из поликарбоната размерами 100×100 мм и толщиной 4 мм с раз-личной микро- и макронеровностью поверхности, имитирующие материал корпуса источника излучения электромагнитных волн, например компьютера.

Неровности на поверхности пластин из поликарбоната в интервале 0,05–12,5 мкм создава-лись с помощью наждачной бумаги различных номеров (Р 600, Р 800, Р 1000, Р 1200, Р 1500, Р 2000, Р 2500), а в диапазоне 0,1–1 мм – на токарном станке марки 16К20.

Экранирующие ЭМИ многослойные покрытия состояли из периодически чередующихся ди-амагнитных (Сu) и ферромагнитных (Ni – Fe) слоев заданного состава с различной толщиной каждого отдельного слоя. Известно, что слои из материалов с высокими значениями относитель-ной магнитной проницаемости (пермаллой, электротехническая сталь, сепермаллой и др.) хоро-шо поглощают ЭМИ в диапазонах частот 0,1–10 кГц и > 1 МГц, замыкая линии магнитного поля через толщу ферромагнитной пленки [1]. При частотах от 0,1 до 1 МГц, где величина потерь ЭМИ за счет механизма отражения преобладает над величиной потерь за счет механизма погло-щения, эффективно использование высокоэлектропроводящих слоев (Cu, Ag) [1].

Следовательно, эффективность экранирования (Э) многослойного покрытия будет тем выше, чем больше значения электропроводности σ или относительной магнитной проницаемости μ его



Беларуси

97

отдельных слоев. Поскольку данные параметры в тонких пленках можно изменять в широких пределах (μ ∼ в 1⋅106 раз, σ ∼ в 1 ⋅ 105 раз), то они и вносят основной вклад в эффективность экра-нирования покрытия [2]:

Э = (0,5 ⋅ 2π f µ σ)0,5h + 20 lg(0,25ε0ε (σ/2π f µ)0,5), (1)

где Э – эффективность экранирования ЭМИ, дБ; f – частота ЭМИ, Гц; μ – относительная магнит-ная проницаемость покрытия; σ – электропроводность покрытия, См/м; h – толщина слоя покры-тия, м; ε0 – диэлектрическая проницаемость вакуума; ε – диэлектрическая проницаемость мате-риала покрытия.

В качестве ферромагнитного слоя экранирующего ЭМИ покрытия выбран пермаллой, в ка-честве диамагнитного слоя с высокой электропроводностью – медь. Толщины слоев определены из условий соответствия с толщиной скин-слоя [1, 2] и обеспечения высокой адгезии к подложке и к нижележащим слоям: 100 нм Cu + 400 нм Ni80Fe20.

Экранирующее ЭМИ покрытие состава 100 нм Cu + 400 нм Ni80Fe20 наносили на поверх- ность полированных пластин, а также на поверхность пластин с различной шероховатостью электронно-лучевым методом на вакуумной установке ВУ-1А. Параметры процесса следующие: давление остаточных газов не более 7⋅10−3 Па, ток пучка электронов 80–120 мА, энергия электро-нов в пучке более 6 кэВ. Медь и пермаллой испаряли поочередно из графитовых тиглей без раз-герметизации камеры.

В установке ВУ-1А, где происходило нанесение покрытий, вмонтирован спектрометр СФКТ-7518, позволяющий измерять толщину наносимых покрытий в диапазоне 40–1800 нм. Кроме того, толщину слоев наносимых металлов и сплавов контролировали по пропусканию света опреде-ленной длины волны. Для каждого металла она выбиралась из его известных оптических харак-теристик. Погрешность измерения толщины слоев не превышала 5 нм [3].

Поверхностное сопротивление покрытий измеряли четырехзондовым методом. Для определе-ния экранирующих характеристик использовали панорамный измеритель ослабления КСВН Я2Р-67 с ГКЧ-61 и волноводным трактом, обеспечивающий выделение и детектирование уровней пада-ющей и отраженной волн ЭМИ, поглощенных образцом и отраженных от него. Для исследуемых образцов экспериментально получены значения коэффициента передачи, равного абсолютной ве-личине ослабления ЭМИ, и коэффициента стоячей волны по напряжению, переведенного в коэффи-циент отражения [4].

Результаты измерений поверхностного электросопротивления ρ вышеуказанных покрытий, нанесенных на пластины из поликарбоната с различной шероховатостью Rz в разных диапазо-нах, представлены на рис. 1.

Из рис. 1, а, б видно, что с увеличением высоты микронеровностей поверхности подложек растет и величина поверхностного электросопротивления покрытий. При Rz = 0,05–100 мкм дан-ная закономерность объясняется ростом высоты неровностей подложек, что способствует неодно-родности наносимых на них покрытий, так как на пластинах с развитым рельефом поверхности

а б

Рис. 1. Зависимость поверхностного электросопротивления покрытия состава 100 нм Cu + 400 нм Ni80Fe20 от шерохо-ватости поверхности пластин c высотой неровностей профиля Rz в диапазонах 0,05–100 мкм (а) и 100–1000 мкм (б)



Беларуси

98

толщина пленки меньше. При Rz = 100 – 1000 мкм поверхностное электросопротивление возрас-тает за счет увеличения проходимого силой тока пути между зондами. Результаты измерения эффективности экранирования покрытий, нанесенных на пластины из поликарбоната с шерохо-ватостью Rz в разных диапазонах, приведены на рис. 2.

Как следует из данных рис. 2, шероховатость пластин в интервале 0,05–12,5 мкм незначи-тельно влияет на величину эффективности экранирования ЭМИ (Э ≤ 30 дБ). Это объясняется тем, что существенный вклад в отражение электромагнитной волны вносит диффузная состав-ляющая, которую невозможно измерить [5].

Однако для λ = 3 ⋅ 10−2 м (рис. 2, б, кривая 4) шероховатость поверхности в интервале 0,1–1 мм существенно влияет на величину Э, которая повышается до 45–55 дБ. Полученные результаты не противоречат характеру индикатрисы рассеяния ЭМИ, зависящему от отношения высоты неров-ностей профиля Rz к длине падающей электромагнитной волны λ, т. е. от параметра Релея η [6, 7]:

sin ,Rz

η = βλ

(2)

где Rz – высота неровностей профиля; λ – длина волны ЭМИ; β – угол скольжения волны электро-магнитного поля над неровной поверхностью, отсчитываемый от среднего уровня поверхности.

Чем больше значение параметра Релея η, тем сильнее влияние неровностей на отражение от исследуемой поверхности. В [8] получены решения задач отражения волн от тел разной фор-мы и с различной шероховатостью поверхностей указанными значениями параметра Релея. Анализ данных решений показывает, что, начиная со значений η ≥ 0,1, необходимо принимать во внимание неровности на поверхностях отражающих тел.

Таким образом, для волн миллиметрового диапазона необходим учет шероховатости по- верхностей, получаемых при изготовлении пластмассовых корпусов электронных объектов (Rz = 0,05–6 мкм).

Заключение. Установлено, что эффективность экранирования ЭМИ двухслойным покрытием системы Cu – Ni80Fe20 общей толщиной 400–600 нм не зависит от высоты неровностей профиля поверхности, на которую оно нанесено, если значение Rz изменяется в интервале 0,05–12,5 мкм и частота ЭМИ ниже 1 ⋅ 1010 Гц (λ > 3 ⋅ 10−2 м). В инженерных расчетах по созданию экранов от электромагнитных излучений шероховатость поверхности экрана может не приниматься во вни-мание, если длина волны электромагнитного излучения λ > 1 ⋅ 10−2 м. При λ < 1 ⋅ 10−2 м эффектив-ность экранирования покрытий системы Cu – Ni80Fe20 с увеличением параметра шероховатости подложек от 100 до 1000 мкм возрастает от 40 до 55 дБ.


1. Шапиро Д. Н. Основы теории электромагнитного экранирования. Л., 1975. 2. Полонский Н. Б. Конструирование электромагнитных экранов для РЭА. М., 1979.3. Лагарьков А. Н. и др. // Радиотехника и электроника. М., 2009. Т. 54, № 5. С. 625–633.4. Лыньков Л. М., Борботько Т. В., Криштопова Е. А. // Письма в ЖТФ. 2009. Т. 35, № 9. С. 44–48.

а б

Рис. 2. Зависимости эффективности экранирования покрытия состава 100 нм Cu + 400 нм Ni80Fe20 от величины шероховатости поверхности пластин из поликарбоната c высотой неровностей профиля Rz = 0,05–12,5 (а)

и 100–1000 мкм (б); длина волны ЭМИ λ: 1 – 3 ⋅ 103 м; 2 – 3 ⋅ 102; 3 – 3 ⋅ 10−1; 4 – 3 ⋅ 10−2 м



Беларуси

5. Максимов Г. А., Ларичев В. А. // Акустика неоднородных сред. Ежегодник РАО. 2011. № 12. С. 89–102.6. Штагер Е. А. Рассеяние радиоволн на телах сложной формы. М., 1986.7. Басс Ф. Г., Фукс И. М. Рассеяние волн на статистически шероховатых поверхностях. М., 1975.8. Jenn D. C. Radar and Lazer Cross Section Engineering. American Institute of Aeronautics and Astronautics. Hard-

cover, 2005.

А. Т. VOLOCHKO, V. A. ZELENIN, G. V. MARKOV, E.O. NARUSHKO

INFLUENCE OF SURFACE ROUGHNESS OF SUBSTRATE LAYERS ON ELECTROMAGNETIC RADIATION SHIELDING CHARACTERISTICS OF COATINGS DEPOSITED ON THEM

Summary

Research has been carried out and regularities of influence of micro- and macro-roughness of surface of substrate layers on electromagnetic radiation shielding characteristics of coatings deposited on them have been determined. It has been shown that the bigger the value of the ratio of the product of the surface roughness Rz by the length of descent of an electromagnetic wave λ (the Rayleigh parameter), the bigger influence the roughness has on surface reflection. In engineering evaluations aimed at designing electromagnetic radiation shields roughness can be disregarded, if the wavelength of electromagnetic radiation exceeds 1 ⋅ 10−2 m.



Беларуси

100


УДК 621.7+621.791.722

И. Л. ПОБОЛЬ, С. В. ЮРЕВИЧ

ОПТИМИЗАЦИЯ МЕТОДА ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ СВАРКИ НИОБИЕВЫХ РЕЗОНАТОРОВ



Введение. В [1] представлены данные о некоторых современных тенденциях в строительстве уникальных ускорителей частиц класса мегасайенс (E-XFEL, ILC), также о реализации менее масштабных проектов. Это создает спрос на ускоряющие элементы – сверхпроводящие высоко-частотные (СВЧ) ниобиевые резонаторы. Для создания таких резонаторов из ниобия высокой чистоты общепринятой технологией является штамповка полуячеек с последующей их сваркой между собой и с трубками дрейфа. Для соединения компонентов СВЧ-ниобиевых резонаторов применяется электронно-лучевая сварка (ЭЛС), позволяющая при соблюдении всех требований чистоты (предварительное травление и промывка свариваемых кромок, контроль остаточного дав-ления в сварочной камере) и правильном выборе энергетических параметров процесса получить требуемую геометрию и сверхпроводящие свойства сварных соединений особочистого ниобия. Однако трудности в получении качественных сварных швов при сварке тонколистового ниобия возникают как у начинающих производителей СВЧ-резонаторов, так и у изготовителей, имеющих опыт в данной области.

Для финишной обработки рабочей поверхности резонаторов применяется сложная комбина-ция методов (травление в смеси кислот, электролитическая и абразивная полировки, промывка водой и спиртом), которые требуют узкоспециализированного оборудования, большого расхода химических реактивов, энергии, времени и человеческих ресурсов и делают технологию созда-ния СВЧ-резонаторов предельно дорогостоящей. Внутренняя поверхность сварного соединения экватора полуячеек, являясь частью рабочей поверхности резонатора, в полной мере подвергается всем операциям поверхностной обработки. Из-за вероятности возникновения дефектов при сварке необходима дополнительная аппаратура для контроля качества и их устранения (фотосъемка внутренней поверхности, рентгенографический контроль, общая или локальная полировка вы-пуклостей, чешуйчатой поверхности сварного шва, после которой повторяется стандартная про-цедура обработки поверхности), что ведет к росту стоимости изделия. В данной ситуации ответ-ственной процедурой является правильный выбор энергетических параметров режима сварки, отвечающих за формирование сварного соединения.

Параметры режимов ЭЛС тонколистового ниобия. Получение высокого качества поверх-ности и точности геометрических размеров сварных соединений при сварке компонентов сверх-проводящих резонаторов из ниобия требует особого внимания к правильному выбору параметров режима ЭЛС. Последние должны обеспечить полное проплавление листового материала с шири-ной шва несколько миллиметров, гладкую поверхность и провисание не более 0,5 мм с обратной стороны сварного шва, отсутствие прожогов, брызг на прилегающей поверхности, больших ко-лебаний ширины шва, подрезов и т.д.

Анализ литературных источников по определяющим энергетическим параметрам режима ЭЛС (ускоряющее напряжение Uуск, ток луча Iсв, скорость сварки Vсв и характеристики распределения энергии в пятне нагрева) ниобия технической чистоты толщиной 0,8–1,5 мм [2–4] и особочистого



Беларуси

101

ниобия толщиной 1,5–3 мм, применяемого для изготовления сверхпроводящих резонаторов [5–18], свидетельствует о существовании широких диапазонов значений по всем параметрам режима. Используется ускоряющее напряжение Uуск от 17–20 до 150 кВ, что является одной из причин на-личия в литературе широкого диапазона значений мощности электронного луча P (P = Uуск Iсв, Вт), применяемых для сварки листового материала определенной толщины S (рис. 1, а).

Например, для наиболее изученной толщины материала (S = 2 мм) разница между минималь-ной и максимальной мощностями луча, позволяющими получить удовлетворяющий требованиям сварной шов, превышает 1300 Вт. Широкий диапазон величин наблюдается при изучении данных по используемым значениям скоростей сварки в интервале от 2,5 до 8,5 мм/с (рис. 1, б). Пра- вильный выбор схемы развертки электронного луча имеет определяющее влияние на получение качественного сварного шва. Литературные данные свидетельствуют о невозможности получе-ния гладкой поверхности сварного шва при сварке листового ниобия сфокусированным элект- ронным лучом. При изготовлении СВЧ-резонаторов широко применяются схемы сканирования лучом в форме ромба, кольцевая развертка и сварка расфокусированным лучом, позволяющие получить относительно гладкую внутреннюю поверхность сварного шва.

Использование исследователями различных ускоряющих напряжений можно объяснить на-личием имеющегося оборудования для ЭЛС без возможности регулировки Uуск. Причины выбо-ра того или иного значения остальных параметров режима ЭЛС авторами [2–18] не освещаются. Схема развертки электронного луча должна обеспечить необходимое распределение энергии в пятне нагрева для получения качественной конфигурации сварного шва. Как следует из литера-турных источников, данное требование обеспечивается использованием серии различных схем, что позволяет при их выборе главным образом руководствоваться возможностями применяемого оборудования.

Несмотря на наличие информации по параметрам режимов ЭЛС листового ниобия, имеются публикации, свидетельствующие о сложностях получения качественного сварного шва как при изготовлении первых полномасштабных и экспериментальных образцов и отработке технологии сварки СВЧ-резонаторов, так и при серийном изготовлении изделий. Типичными проблемами являются брызги и крупные капли металла на обратной поверхности сварного соединения, узкий сварной шов и неполное проплавление, большие колебания ширины шва, чешуйчатая поверхность и высокая шероховатость поверхности шва [19–22]. Обнаруженные дефекты по возможности исправляются с помощью электролитической или абразивной полировки всей внутренней поверх-ности резонатора или (в случае единичных капель или дефектов на небольшом участке) специаль-ного полировочного механизма, позволяющего обработать локальный участок внутренней поверх-ности резонатора [23]. Контроль качества сварных соединений требует дополнительных ресурсов (визуальное наблюдение внутренней поверхности резонаторов камерами с высокой разрешающей способностью) [24, 25]. Проведение дополнительных операций обработки поверхности и контро-ля качества сварных швов существенно повышает стоимость изделий.

Материалы, оборудование, методики. Для наших исследований использовался листовой ниобий производства Ningxia OTIC (Китай) с параметром RRR 300 и температурой плавления 2468 °С.

а б

Рис. 1. Мощность луча (а) и скорость сварки (б), используемые для ЭЛС тонколистового ниобия различных толщин (согласно [2–18])



Беларуси

102

Габариты листов в состоянии поставки 290×290×2,8 мм. Для изучения процесса ЭЛС вырезались образцы с размерами 25×50–100×2,8 мм, свариваемые кромки с помощью фрезерования доводи-лись до толщины 1,7 мм.

Для процесса химического травления ниобия использовалась смесь кислот HF (38%), HNO3 (65%), H3PO4 (85%) в соотношении компонентов 1:1:2. Температура смеси в процессе обработки поддерживалась в пределах 10–12 °C.

ЭЛС проводилась на оборудовании, созданном в Физико-техническом институте НАН Бела- руси на базе энергоблока ЭЛА-15 (ускоряющее напряжение 60 кВ, максимальная мощность луча 15 кВт, остаточное давление 3⋅10−3 Па). Вакуумная камера и сборочно-сварочная оснастка с при-жимными элементами выполнены из нержавеющей стали.

Для изучения профилей поверхности сварных швов с лицевой и обратной сторон использо-вался цифровой профилометр Surtronic 25 (Taylor Hobson).

Определение используемых диапазонов значений параметров режимов ЭЛС листового ниобия. Согласно опубликованным литературным данным, для сварки тонколистового ниобия используются широкие диапазоны значений энергетических параметров режима ЭЛС (Uуск, Iсв, Vсв), а также ряд схем развертки электронного луча с характерными параметрами для каждой из них. Изучение взаимосвязи между обобщающим показателем термического воздействия при ЭЛС – погонной энергией сварки qп (qп = Uуск⋅Iсв /Vсв, Вт⋅мин/см) и толщиной основного металла S (рис. 2, а) позволяет сузить области поиска оптимальных параметров режима ЭЛС материала определенной толщины.

Для соединения деталей из материала толщиной 1,7 мм используемые значения погонной энергии сварки, являющейся обобщающим показателем вводимой энергии в процессе ЭЛС, со-ставляют от 40 до 80 Вт ⋅ мин/см. На рис. 2, б представлена область значений силы тока луча Iсв и скорости сварки Vсв, обеспечивающих величину qп в пределах указанного диапазона, исполь-зуемого для листового ниобия толщиной 1,7 мм, для случая применения электронной пушки с Uуск = 60 кВ. Однако и при постоянном ускоряющем напряжении ввести необходимое количе-ство тепла можно с помощью большого числа комбинаций значений Iсв и Vсв.

Важный фактор, влияющий на получение требуемых характеристик сварного шва, – распре-деление энергии в пятне нагрева. Данный параметр должен обеспечить введение энергии в ре-жиме, с одной стороны, достаточном для плавления относительно большого объема металла (ширина шва в несколько раз превышает толщину свариваемого листового металла) и, с другой стороны, исключающем образование дефектов сварных соединений (прожогов, брызг, подрезов и т. д.). Широко применяемым и наиболее простым методом достижения требуемой плотности энергии в пятне нагрева является сварка расфокусированным электронным лучом. Сходящийся пучок ускоренных электронов в фокусе имеет максимальную плотность энергии. Поднимая фо-кус над обрабатываемой поверхностью либо опуская его в глубь материала, можно уменьшить концентрацию энергии в пятне нагрева на поверхности обрабатываемой детали. Контролировать и воспроизводить распределение энергии в пятне нагрева при сварке расфокусированным пучком

а б

Рис. 2. Используемая погонная энергия, согласно [2–18], для сварки ниобия различных толщин (а) и область значе-ний тока луча и скорости сварки, обеспечивающих погонную энергию qп от 40 (линия 1) до 80 Вт ⋅ мин/см (линия 2)

при постоянном ускоряющем напряжении 60 кВ (б)



Беларуси

103

электронов наиболее удобно при постоянном расстоянии от электронно-лучевой пушки до обра-батываемой поверхности детали l с помощью тока фокусировки электронного луча Iфок.

Геометрия сварных соединений листового ниобия. Основные рассматриваемые при ЭЛС геометрические характеристики сварных швов листового материала – ширина сварного шва с его лицевой e1 и обратной e2 сторон, выпуклости шва с лицевой q1 и обратной q2 сторон (провисание шва). Однако при детальном рассмотрении сварных соединений особочистого ниобия, получаемых с помощью односторонней однопроходной ЭЛС в горизонтальном положении на весу (схема про-цесса представлена на рис. 3, а), выявляется более сложная структура геометрии поверхности сварного шва (рис. 3, б, в). Как на лицевой, так и на обратной сторонах шва возможно возникно-вение вогнутых профилей поверхности, углубляющихся внутрь материала относительно профи-ля основного металла. Согласно ГОСТ 30242–97 «Дефекты соединений при сварке металлов плавлением. Классификация, обозначение и определения», данные углубления описываются как образовывающиеся при усадке канавки. В случаях присутствия усадочных канавок к характерис- тикам геометрии поверхности сварного шва помимо значений расстояний от центральной части выпуклости шва до профиля основного металла (q1, q2) следует ввести дополнительные размеры (q11, q12 и q21, q22), описывающие возникшие углубления. Поверхность сварных швов при ЭЛС листового материала может также иметь полностью вогнутый профиль относительно плоскости основного металла. С лицевой стороны шва вогнутость образуется при большой ширине сварно-го шва из-за провисания жидкой сварочной ванны под собственным весом и усадки при ее крис- таллизации. У корня шва вогнутый профиль поверхности (утяжка) образуется в случае получе-ния узкого шва из-за действия сил поверхностного натяжения и усадки металла шва при сварке.

Получение вогнутости с обратной стороны сварного шва при соединении листового материала крайне нежелательно при предъявлении к поверхности сварного соединения требований полного соответствия профилю основного металла после последующей обработки. В случае образовании вогнутостей с обратной стороны шва для получения плоской внутренней рабочей поверхности резонатора приходится снимать слой основного металла, что увеличивает продолжительность и затраты последующей обработки и стоимость изделия. Таким образом, задача процесса ЭЛС – получение сварного шва с поверхностью его обратной стороны, максимально близкой к профи-лю основного металла, что не потребует дополнительной обработки.

Влияние параметров режима ЭЛС на геометрию сварных швов особочистого ниобия. Изучено влияние характеристик фокусировки электронного луча на геометрию сварных соеди-нений при ЭЛС тонколистового ниобия (S = 1,7 мм). При постоянном ускоряющем напряжении Uуск = 60 кВ использовались ток луча Iсв = 30 мА и скорость сварки Vсв = 5 мм/с (средние значе-ния согласно рис. 2, б). Остаточное давление в сварочной камере P = 5 ⋅ 10−3 Па. Расстояние между

Рис. 3. Схемы сварных соединений листового материала, получаемых с помощью ЭЛС: а – общий вид; б, в – вид А-А (поперечное сечение сварного шва); 1 – основной металл; 2 – металл сварного шва; 3 – жидкая сварочная ванна



Беларуси

104

электронно-лучевой пушкой и поверхностью образцов l составляло 550 мм. Электронный луч фокусировался на поверхности образцов (Iфок = 700 мА) и фокус пучка поднимался путем увели-чения тока фокусировки до 735 мА с шагом 5 мА.

На рис. 4, а представлена зависимость ширины сварного шва с лицевой e1 и обратной e2 сторон от тока фокусировки Iфок. Исследуемые значения параметров режима ЭЛС позволяют получить ширину шва с обратной стороны более 4,1 мм, что соответствует предъявляемым к данной ха-рактеристике требованиям. Для значений тока фокусировки 720 и 725 мА ширина шва с обеих сто-рон одинакова. При уменьшении или увеличении Iфок наблюдаются рост ширины шва с лицевой стороны и ее уменьшение с обратной стороны.

Лучшее качество сварных соединений получено лишь при токах фокусировки от 725 до 735 мА, обеспечивающих гладкую поверхность обратной стороны сварного шва и минимальное провиса-ние q2 не более 120 мкм (рис. 4, б). При сварке с использованием минимально сфокусированного электронного луча (ток фокусировки 705 и 710 мА) в сварном шве наблюдается ряд недопусти-мых дефектов: сквозные отверстия, брызги металла в околошовной зоне и чрезмерное провиса-ние шва. Величины 715 и 720 мА характеризуются высокими значениями провисания металла q2 (более 200 мкм) и грубой чешуйчатостью поверхности шва. Увеличение Iфок свыше 735 мА при-водит к получению с обратной стороны узкого сварного шва с повышенным колебанием шири-ны e2 и возникновением участков с неполным проплавлением.

При получении качественных сварных соединений влияния тока фокусировки на профили лицевой поверхности швов не обнаружено. Во всех случаях наблюдаются вогнутости профиля в глубь изделия, значения q11 и q12 находятся в пределах 35–50 мкм при расположении выпуклос- ти посередине шва q1 на уровне линии профиля основного металла. Для дальнейших исследова-ний использовался ток фокусировки 725 мА.

Рис. 4. Зависимость ширины сварного шва с его лицевой и обратной сторон и провисания шва от тока фокусировки луча (а, б), тока луча (в, г) и скорости сварки (д, е)



Беларуси

105

Рис. 5. Профили поверхности лицевой (а) и обратной (б) сторон сварных швов в зависимости от тока сварки (0 на оси ординат соответствует профилю основного металла): 1, 2, 3, 4 – Iсв = 28, 29, 32, 33 мА соответственно

При неизменных прочих параметрах режима ЭЛС (Uуск = 60 кВ, Iфок = 725 мА, Vсв = 5 мм/с) уменьшение или увеличение тока луча относительно значения, используемого в предыдущей серии опытов (Iсв = 30 мА), ведет к соответствующим изменениям ширины сварного шва (рис. 4, в) и величины провисания металла (рис. 4, г). Зависимость изучаемых геометрических параметров сварного шва от скорости сварки имеет противоположный характер (рис. 4, д, е) – увеличение Vсв ведет к уменьшениям ширины и провисания шва.

При изучении профилей поверхности сварного шва установлено, что на характеристики ли-цевой стороны шва q1, q11 и q12 влияет только величина тока луча. В отличие от этого геометри-ческие характеристики поверхности обратной стороны шва зависят от всех параметров режима ЭЛС. При значениях тока луча 28 и 29 мА лицевая поверхность шва имеет выпуклость, выступа-ющую выше профиля основного металла на высоту 70 и 40 мкм соответственно. Увеличение Iсв до 32–33 мА приводит к образованию сложного вогнутого профиля поверхности ниже профиля основного металла. Профили лицевой стороны шва в зависимости от тока луча при постоянных других параметрах режима ЭЛС (Uуск = 60 кВ, Iфок = 725 мА, Vсв = 5 мм/с) представлены на рис. 5, а. Обратная сторона шва в данном случае имеет типичные профили поверхности для оптимально-го тока фокусировки (рис. 5, б), описываемые параметром q2.

Выбор оптимальных параметров режима ЭЛС листового ниобия. На основании изучения взаимосвязей между параметрами режима ЭЛС и геометрическими характеристиками сварных

Рис. 6. Внешний вид соединения двух полуячеек, полученных при оптимальном режиме ЭЛС, с лицевой (а) и обрат-ной сторон шва (б)



Беларуси

швов особочистого ниобия, а также требований к последним для толщины материала 1,7 мм опти-мальными значениями параметров режима ЭЛС (для ускоряющего напряжения 60 кВ) являются: Iфок = 725–730 мА (при постоянном расстоянии от электронно-лучевой пушки до обрабатываемой детали l = 550 мм), Iсв = 30–31 мА, Vсв = 5–5,5 мм/с. Сварной шов в указанных условиях имеет с обратной стороны ширину не менее 4 мм и провисание в пределах 100–120 мкм (рис. 6).

Заключение. Установлены диапазоны определяющих энергетических параметров режима ЭЛС, обеспечивающие характеристики геометрии сварных швов тонколистового особочистого ниобия, удовлетворяющие требованиям для сварных соединений компонентов ниобиевых СВЧ-резонаторов и позволяющие получить сварные соединения, максимально соответствующие профилю основ-ного металла.

Определенные параметры режима ЭЛС использованы при изготовлении в Физико-техническом институте НАН Беларуси экспериментальной партии ниобиевых одноячеечных СВЧ-резонаторов, успешно прошедших ВЧ-испытания [26].


1. Диденко А. Н. Сверхпроводящие ускоряющие резонаторы. М., 2008.2. Гуревич С. М. Сварка химически активных и тугоплавких металлов и сплавов. М., 1982.3. Щипков М. Д. Сварка сплавов на основе алюминия и тугоплавких высокоактивных металлов. Л., 1983.4. Николаев Г. А. и др. Сварка в машиностроении: Справочник в 4 т. М., 1978.5. Padamsee H. RF Superconductivity: Science, Technology and Applications. New York, 2009.6. Chiaveri B., Lengeler H. // Proc. of SRF Workshop 1984. Geneva, Switzerland, July 23–27, 1984. P. 611–626.7. Kirchgessner J. L. // Proc. of The Third Workshop on RF Superconductivity. Argonne National Laboratory, USA,

September 14–18, 1987. P. 533–544.8. Geng R. L. et al. // Proc. of 9th Workshop (SRF99). Santa Fe, USA, November 1–5, 1999. P. 238–245.9. Bauer P. et al. // Proc. of the 11th Workshop on RF Superconductivity. Travemuende/Lubeck, Germany, September 8–12,

2003. P. 588–590.10. Bauer P. et al. // Proc. of the 12th Int. Workshop on RF Superconductivity. Ithaca, USA, July 10–15, 2005. P. 352–354.11. Singer X. et al. // Nuclear Instruments and Methods in Physics Research Section A: Accelerators, Spectrometers,

Detectors and Associated Equipment. 2007. Vol. 574, issue 3. P. 518–520.12. Iwashita Y. et al. // Proc. of 16th Int. Conf. on RF Superconductivity (SRF2013). Paris, France, September 23–27, 2013. P. 561–563.13. Jiang H. et al. // Proc. of the 2003 Particle Accelerator Conference. Portland, USA, May 12–16, 2003. P. 1359–1361.14. Kubo T. et al. // IPAC2013: Proc. of the 4th Int. Particle Accelerator Conference. Shanghai, China, May 12–17, 2013.

P. 2346–2348.15. Kubo T. et al. // Proc. of 16th Int. Conf. on RF Superconductivity (SRF2013). Paris, France, September 23–27, 2013. P. 424–429.16. Sears J., Clasby B. // Proc. of the 12th Int. Workshop on RF Superconductivity. Ithaca, USA, July 10–15, 2005. P. 481–482.17. Brawley J., Mammosser J., Phillips L. // Proc. of The Eighth Workshop on RF Superconductivity. Abano Terme, Italy,

October 6–10, 1997. P. 518–522.18. Matheisen A. // Proc. of The Eighth Workshop on RF Superconductivity. Abano Terme, Italy, October 6–10, 1997. P. 423–433.19. Gao J. et al. // Proc. of The first Int. Particle Accelerator Conference, IPAC’10. Kyoto, Japan, May 23–28, 2010. P. 2974–2976.20. Navitski A. et al. // Proc. of 16th Int. Conf. on RF Superconductivity (SRF2013). Paris, France, September 23–27, 2013.

P. 209–212.21. Watanabe K. et al. // Proc. of The first Int. Particle Accelerator Conference, IPAC’10. Kyoto, Japan, May 23–28, 2010.

P. 2962–2964. 22. Saito K. // Proc. of The first Int. Particle Accelerator Conference, IPAC’10. Kyoto, Japan, May 23–28, 2010. P. 3365–3367.23. Watanabe K. et al. // Proc. of The first Int. Particle Accelerator Conference, IPAC’10. Kyoto, Japan, May 23–28, 2010.

P. 2965–2967. 24. Iwashita Y. // Physical Review Special Topics – Accelerators and Beams. 2008. Vol. 11, Issue 093501.25. Navitski A. et al. // Proc. of 16th Int. Conf. on RF Superconductivity (SRF2013). Paris, France, September 23–27, 2013.

P. 237–240.26. Поболь И. Л., Юревич С. В. // Весцi НАН Беларусi. Сер. фiз.-тэхн. навук. 2015. № 2. С. 44‒50.

I. L. POBAL, S. V. YUREVICH

OPTIMIZATION OF A METHOD OF ELECTRON-BEAM WELDING OF NIOBIUM RESONATORS

Summary

The review of published data on the modes of EBW of high-purity niobium for SRF resonators was done. Relations between EBW parameters and geometries of welds of niobium sheets 1.7 mm thick are investigated. The optimal modes setting EBW have been used in the manufacture of samples 1.3 GHz superconducting niobium resonators.



Беларуси

107


ИНФОРМАЦИОННЫЕ ТЕХНОЛОГИИ И СИСТЕМЫ

УДК 5.19.85: 621.01

С. А. ЧИЖИК1, М. Л. ХЕЙФЕЦ2, С. А. ФИЛАТОВ1

ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ БАРЬЕРЫ ПРИ ВЫСОКОИНТЕНСИВНЫХ ВОЗДЕЙСТВИЯХ В ПРОЦЕССАХ ПОСЛОЙНОГО СИНТЕЗА И ОБРАБОТКИ МАТЕРИАЛОВ

1Институт тепло- и массообмена им. А. В. Лыкова НАН Беларуси, Минск, 2ГНПО «Центр» НАН Беларуси, Минск


Введение. В технологическом процессе можно управлять формированием свойств материала и поверхности изделия, чтобы свойства, положительно влияющие на качество детали, сохранить в течение всего технологического процесса, а свойства, влияющие отрицательно, ликвидировать в его начале, используя существующие в технологической цепочке «барьеры» [1, 2]. Одни техно-логические факторы не могут преодолеть эти барьеры, в таком случае их влияние на конечные свойства объекта отсутствует. Другие факторы проходят такие барьеры, но при этом значительно ослабевает их влияние на конечные свойства изделия [3, 4].

Анализ формируемых физико-механических параметров качества, структур материала, гео-метрических характеристик поверхностей образующихся диссипативных структур позволяет исследовать технологическую наследственность последовательности воздействий высокоинтен-сивных физических полей в процессах послойного синтеза изделий.

Определение устойчивости состояний синтезируемого и обрабатываемого материала. Потоки энергии и материала в высокоинтенсивных физических полях определяют силовое воз-действие на обрабатываемую поверхность. При этом скорость и ускорение образующих обраба-тываемую поверхность воздействий фиксируются на всех участках их прохождения. Величина энергии импульса пропорциональна площади, расположенной под кривой изменения свойств ма-териала, которую можно определить интегрированием. Ускорение, т. е. первая производная от ско-рости, получаемая дифференцированием, характеризует величину и положение силы, сопротив-ления проникновению импульса в поверхностный слой [5, 6].

Энергетическое воздействие сопровождается тепло-, массопереносом и другими явлениями, причем поскольку при фазовых переходах II рода [7, 8] теплота их равна нулю, первые производ- ные свободной энергии по параметрам состояния непрерывны, а вторые производные меняются скачкообразно. Поэтому рассматривают вторую производную от импульса энергии Рτ по глуби-не Н поверхностного слоя.

Для глубины распространения Н = f*(Рτ), согласно правилу дифференцирования функции, обратной данной Рτ = ϕ*(Н):

2

2 2( ) ,∂ τ ∂ ∂τ

=∂ ∂

P PH H

так как ускорение – производная скорости v2

2 ,v H∂ ∂=∂τ ∂τ



Беларуси

108

то2

,H v∂ = ∂∂τтогда

2

2( ) .P P

vH∂ τ ∂

=∂∂

Таким образом, вторая производная от импульса энергии по глубине распространения опре-деляет условие устойчивости Г. Циглера ∂P/∂v ≥ 0, показывающее, что стационарное состояние обрабатывающей системы ассимптотически устойчиво по А. М. Ляпунову [9, 10].

В результате вторую производную от импульса энергии по глубине поверхностного слоя можно рассматривать как технологический барьер, определяющий границу фазового перехода и выде-ляющий поверхности раздела слоев материала с различными структурами и свойствами [5, 6].

Моделирование клеточными автоматами трансформации структур материала. Для изуче-ния явлений пространственно-временного распределения результатов технологических воздей-ствий необходимо исследовать материал изделия как распределенную систему с позиции общей теории систем [11]. Свойства такой системы определяются свойствами ее элементов и организа-цией их связей и взаимодействий. Использование общей теории систем позволяет определить роль локальных свойств элементов и организации их связей в глобальных свойствах системы. Теория распределенных систем важна для технологических приложений, поскольку в материа-лах рассматривают различные уровни организации: атомно-молекулярный и структурно-фазовый. Свойства элементов этих уровней принципиально различны, тем не менее на каждом из них мо-гут решаться одинаковые задачи.

Для описания свойств материала в первую очередь рассмотрим распределенную систему взаимодействующих элементов в структурно-фазовом масштабе технологической среды [12].

Состояние и простейшие акты поведения формально возбудимой среды можно моделировать на дискретной однородной среде логических функций [13]. Этот класс моделей называют «непре-рывными средами», а дискретные модификации – «типами непрерывных сред», поскольку они удовлетворяют основному принципу: функционально связными по передаче возбуждения являют-ся только геометрически соседние точки.

В общем случае дискретные модели имеют структуру простых сетей ,nsN а непрерывные мо-

дели определяются на непрерывных многообразиях типа действительного пространства Rn с исполь-зованием естественных «топологических связей» этого пространства [14]. Для выделения моделей с локальными взаимодействиями точек-клеток используют термин «точечная ткань», поскольку возбуждение осуществляется по принципу «от точки к точке». Точечная ткань – это множество локально взаимодействующих точек-клеток. Как модель непрерывной возбудимой среды точеч-ная ткань является кинематической моделью и удобна для изучения глобальных свойств распро-странения волн возбуждeния без учета динамических эффектов, присущих реальным техноло-гическим средам.

Дискретные модели ткани определяют на сетевых графах. Задание некоторого графа G озна-чает задание возможных функциональных связей в множестве клеток-вершин X. Дальнейший переход от данной структурной схемы G(X) к некоторой модели ткани Т(X) связан с выбором формы функционального оснащения структурных элементов графа. При формальном подходе вершинам приписываются некоторые свойства клеток, а ребрам – свойства передачи некоторых воздействий, влияющих на свойства вершин-клеток [12].

В общем случае свойства каждой вершины х∈Х можно описывать некоторым множеством состояний Z = {z1, ..., zm} с указанием:

1) графа переходов Р(Z) в этом множестве состояний; 2) свойств переходов в Р для разных воздействий, действующих на данную клетку х через

внутренние или внешние связи; 3) связи состояний ребер-связей, выходящих из х, с состоянием клетки х.Математическое содержание этих общих формальных отношений может широко варьиро-

ваться. При этом для описания процесса миграции одиночного акта смены состояний клеток



Беларуси

109

можно использовать их представление в качестве конечных автоматов [15].

Метод клеточных автоматов предполагает описание реальной физико-химической системы большим числом составляющих ее элементов – клеток, каждая из которых изменяет свое состоя-ние при новом шаге дискретного времени в зави-симости от того, какими были прежде эта клетка и ее ближайшее окружение.

Процесс возбуждения клетки основывается на понятиях стимула и порога с выделением со-стояний покоя (z0), возбуждения (z+), рефрактер-ности (z−).

Состояние покоя z0 является устойчивым при отсутствии внешних по отношению к данной клетке входных стимулов j+. Чтобы совершился переход в возбужденное состояние z0 → z+, необ-ходимо выполнение условия j+ ≥ ℵ, т. е. стимул должен превышать некоторый пороговый уро-вень ℵ, который будем вначале полагать равным единице, ℵ = 1. Возбуждение или переход z0 → z+ при j+ ≥ 1 происходит мгновенно, но затем в со-стоянии z+ клетка находится конечное время θ+, по истечении которого автоматически происхо-дит переход в рефрактивное состояние z+ → z−. Если θ− – время жизни клетки в рефрактерном состоянии z−, которое является состоянием невоз-будимости клетки, то полный цикл одиночного возбуждения: z0 → z+ → z− → z0 длится время m = θ+ + θ−. Этот цикл клетки всегда проходит по автономной программе и внешней стимуляцией можно регулировать только момент запуска цик-ла возбуждения. В пределе, когда клетка нахо-дится под постоянным действием надпорогового стимула, в конце цикла вместо перехода z− → z0 сразу осуществляется переход z+ → z+, т. е. новое возбуждение.

Возбужденное состояние z+ отличается от прочих главным образом тем, что в нем клетка является сама источником стимулирующего воздействия, которое называется выходным и обо-значается j−. Этой схеме можно дать графовое отображение P(Z), где Z = {z0, z+, z−} (рис. 1, а).

Пpи дискретном представлении времени τ удобно считать целыми длительности θ+ и θ−, чтобы в графе P(Z) состояния z+ и z− заменить цепочками состояний z+ = (z1, ..., zi), z− = (zi+1, ..., zm), где i = θ+, m = 1 + θ+ + θ− (рис. 1, б).

Модификация графа Р(Z) при разбиении на тактовые подсостояния состояния z0 = (z1, ..., zi), где i = θ0, дает жизненный цикл клетки m = θ0 + 2 (рис. 1, в). Состояние клетки в произвольный момент τ можно характеризовать вектором z = z(τ) порядка m + 1. Если в данный момент τ клетка находится в состоянии k, то z(τ) = ek, т. е. в этот момент только k-я компонента вектора z равна 1, а остальные – нулю.

Смена состояний за один такт описывается линейным уравнением

z(τ + 1) = Pz(τ)

Рис. 1. Графы состояний покоя (П), возбуждения (В), рефрактивности (Р) возбудимой клетки-автомата при упрощенной схеме (а), разбиении состояний возбуж-дения {1, ..., θ} и рефрактивности {θ + 1, ..., m} на так-товые подсостояния (б) и разбиение состояния покоя

{1, ..., θ} на тактовые подсостояния (в)



Беларуси

110

с матрицей перехода0 0 0 . . . 00 0 0 . . . 0

0 1 0 0 . . . 0 0,

0 0 1 0 . . . 0 0. . . . . . . . .0 0 0 0 . . . 1 0

q qp p

=

P

которая является функцией времени P = P(τ), что заложено в свойствах переменных элементов р и q. Эти элементы выражаются функцией единичного скачка, аргументом в котором является разность стимула и порога: p = ε ( j+ − 1), q = 1 − ε ( j+ − 1), т. е. если j+ ≥ 1, то p = 1, q = 0, а если j+ < 1, то p = 0, q = 1.

Для описания межклеточных взаимодействий необходимо определить поведение во време-ни выходного стимула клетки j− (τ), который можно выразить в виде скалярного произведения вектора состояния z(τ) с вектором a+ = e1 + ... + eθ+, являющимся «индикатором» состояний воз-буждения:

j− (τ) = a+⋅ z(τ).

Полное описание межклеточных взаимодействий в рамках данного формализма требует при-влечения матрицы связей клеток, т. е. определения структурной модели ткани [12].

На основании описанной автоматной схемы возбуждения клетки можно определить стохас- тические модификации модели возбуждения, в которых вектор z описывает распределение ве- роятностей нахождения клетки в каждом из состояний множества Z, а элементы матрицы Р представляют вероятности переходов между состояниями. Тогда р – вероятность перехода в воз-бужденное состояние при действии стимула j+, p = αε( j+ − 1), где число α < 1; при этом q = 1 − p. Наиболее общей является модель, в которой все переходы между состояниями случайны и дли-тельности состояний возбуждения и рефрактивности θ+ и θ− представляют собой случайные ве-личины. Содержательной является модель с детерминированными длительностями θ+ и θ−, когда вероятностным образом определяется только переход z0 → z+.

Рассмотренные графы состояний возбудимой клетки-автомата (рис. 1) в совокупности опи-сывают поведение клеточного автомата технологической среды при последовательности воздей-ствий в высокоинтенсивных физических полях на операциях комбинированной обработки при послойном синтезе изделия [15].

Анализ на точечной ткани движения фронта передачи свойств в материале. Структу- ра точечной ткани T(X) на множестве вершин-клеток Х задается матрицей связей Г, порядок которой равен X . Выделим подмножества Х0, Х+, Х−, отвечающие разным состояниям вершин,

0 0, 0,X X X X X X X+ − + −= ∪ ∪ ∩ ∩ = и введем векторы-индикаторы этих множеств: u0, u+, u–. Порядок каждого из этих векторов равен X ; отличны от нуля и равны 1 те элементы, например, вектора u0, которые соответствуют вершинам х ∈ Х0 и т. д. В общем случае как сами множества Х0, Х+, Х−, так и их индикаторы являются функциями времени τ, которое считается дискретным. Вершина х является в возбужденном состоянии источником возбуждения для всех тех вершин, в которые от нее идут связи. Индикатор множества точек, испытывающих возбуждающее воз-действие, равен Гu+(τ). Из этого вектора следует вычесть векторы множеств уже возбужденных точек и находящихся в рефрактерности, тогда в векторе

u(τ) = Гu+(τ) − mu–(τ)

положительные компоненты соответствуют точкам х ∈ Х0, а числовой коэффициент m равен максимальной компоненте вектора Ге, где е – вектор-индикатор множества X. Чтобы его осталь-ные компоненты были несущественны, следует ввести нелинейную операцию «отсечение», исполь-зуя эпсилон-функцию от векторного аргумента, определяемую как вектор:



Беларуси

111

ε(u) = (ε(u0), ..., ε(um))′,

где u = (u0, u1, ..., um)′. Вектор ε(u) имеет единичные компоненты, соответствующие положитель-ным компонентам вектора u, остальные компоненты вектора ε(u) равны нулю. Поэтому, с одной стороны, вектор ε(u) является индикатором точек, возбуждающихся в следующем такте. С дру-гой стороны, последний индикатор равен разности u+(τ + 1) − u+(τ).

Нелинейное рекуррентное уравнение миграции возбуждения описывается уравнением [12]

u+(τ + 1) = u+(τ) + ε(Гu+(τ) − mu+(τ) − mu–(τ)),

где полагается, что порог возбуждения покоящихся точек меньше воздействия одиночной воз-бужденной точки, т. е. ℵ < 1.

Запись уравнения существенно упрощается, если ввести пороговый вектор h(τ), компоненты которого равны ℵ для х ∈ Х0, а для остальных точек Х компоненты этого вектора не меньше mℵ.Тогда уравнение примет вид [12]

u+(τ + 1) = u+(τ) + ε(Гu+(τ) − h(τ)).

Для простых сетей, которые моделируют дискретные среды, возбуждающими для покоящихся точек являются только те точки множества Х+, которые образуют «передний фронт» возбужде-ния. Поэтому целесообразно ввести вектор-индикатор χ(τ) = u+(τ) − u+(τ − 1) для точек, возбужда-ющихся в момент τ. Тогда эволюцию фронта возбуждения можно описывать уравнением [12]:

χ(τ + 1) = ε(Гχ(τ) − h(τ)).

В результате график функции χ(τ), построенный на множестве X × [R1], где множество [R1] представляет дискретные моменты времени, называется траекторией волны возбуждения [12, 14].

Обозначим через Φ(x, τ) множество точек, индикатором которого служит вектор χ(τ). Тогда траектория распространения возбуждения представляется объединением множеств Φ(x, τ) для всех моментов времени τ существования возбуждения в T(X).

Пусть до момента τ = 0 в T(X), отсутствует возбуждение, а в начальный момент внешним воз-действием возбуждаются точки множества Х+(0). Последовательно применяя уравнение, можно описать последующую миграцию возбуждения для произвольных начальных множеств Х+(0).

Волна возбуждения u+(τ) = φ(τ) для τ ≥ 0 называется фундаментальной, если Х+(0) = {x0} – одиночная точка x0 ∈ X и u+(τ) ≡ 0 для τ < 0 [12, 14].

Фундаментальная волна φ(τ) представляет «ответ» среды на локальное возмущение, которое для точечной ткани является актом возбуждения одиночной точки. Понятие фундаментальной волны связано с понятием «порядкового множества» вершин графа ткани. Если порог покоя ℵ ≤ 1, то в каждом такте фронт фундаментальной волны «окупирует» в графе ткани T(X) верши-ны одного порядка по отношению к начально возбужденной вершине x0, т. е. фундаментальное множество Φ(x, τ) есть множество вершин порядка τ. Например, в однородных сетях 2Ns для s = 3, 4, 6, 8 (рис. 2) вершины последовательных фундаментальных фронтов Φ(x, τ) (рис. 3) распо-лагаются в соответствии с величинами перимет- ров элементарных контуров.

В рассматриваемых дискретных моделях в отли-чие от континуальных воспроизводятся эффекты суммации воздействий [13], которые могут быть исследованы при оценке возможности распро-странения возбуждения в простых сетях при раз-ных величинах порога покоя ℵ [12].

Траектория χ(τ) называется конечной, если су-ществует такой конечный момент времени τ0, что χ(τ) = 0 при τ > τ0, и если χ(τ) ≠ 0 при τ ≤ τ0.

Траектория имеет длительность τ0, если она инициирована в моменты τ = 0 и τ0 > 0. Распро-

Рис. 2. Графы простых, двумерных 2Ns сетей с величи-нами периметров p элементарных контуров, однород-ных по степени связности вершин: a, б, в, г – s = 3; 4; 6; 8

соответственно



Беларуси

112

странение возбуждения называется вырождающимся при конечной траектории и невырождающимся – в противном случае [12, 14].

Если ℵ ≤ 1, то для возбуждения любой покоящейся точки в T(X) достаточно, чтобы возбудилась только одна из ее соседних точек. Если при этом граф ткани не содер-жит поглощающих вершин, т. е. таких, из которых нет вы-ходящих ребер, то фундаментальное распространение из любой вершины T(X) существует и является невырожда-ющимся при неограниченном множестве Х.

Если же ℵ > 1, то возникает необходимость изменения определения фундаментального распространения. Действи- тельно, пусть порог ℵ = 2, т. е. произвольная покоящаяся точка х возбуждается в момент τ + 1, если в предыдущий момент τ возбуждены, по меньшей мере, две ее соседние по связям точки. Очевидно, в этом случае возбуждение одиночной точки ткани не достаточно для создания рас-пространяющейся волны возбуждения. Поэтому в общем случае ℵ > 1 фундаментальным называют такое распро-

странение, которое инициируется начальным возбуждением некоторого минимального множе-ства точек Φ(x, 0), где ( ,0) 1xΦ > [12].

В сети 23N можно так выбрать две точки, чтобы

в следующем такте при ℵ = 2 они возбудили еще одну точку. Однако здесь никакое большее на-чальное множество Φ(x, 0) не способно создать траекторию длительностью более одного такта (рис. 4, а).

В сети 24N и при ℵ = 2 начальное возбуждение

пары диагональных точек тоже приводит к рас-пространению только на один шаг, но возбужде-ние k диагональных точек, принадлежащих одной прямой, вызывает вырождающееся распростране-ние длительностью τ = k − 1 (рис. 4, б). Увеличить длительность траектории в 2

3N и 24N невозможно

и за счет увеличения длительности θ возбужде-ния каждой точки.

Сеть 26N в этом отношении существенно отли-

чается от предыдущих. При θ = 1 картина рас-пространения в 2

6N сходна с описанной для 24N .

Однако, если θ = 2, то от пары соседних точек возбуждение распространяется 2 такта, а при на-чальном возбуждении трех точек одного треу-гольника (рис. 4, в) последующая волна возбужде-ния не вырождается. Таким образом, в сети 2

6N , совмещая эффекты пространственной и временной суммации воздействий, можно создать невырож-дающееся распространение возбуждения при ℵ = 2, однако сеть теряет это свойство при ℵ = 3 [12].

Сеть 28N при ℵ = 2 и θ = 1 позволяет создать

невырождающееся распространение без использо-вания временной суммации начальным возбуж-дением двух соседних точек. При выбранных на-

Рис. 3. Последовательные фундаментальные фронты в простых двумерных сетях связ-ности: a, б, в, г – s = 3; 4; 6; 8 соответственно

Рис. 4. Формы распространения возбуждения при поро-ге ℵ = 2 [12]: вырождение возбуждения в 2

3N (а), 24N (б);

невырождающаяся волна в 26N при θ = 2 (в), в 2

8N при θ = 1 (г)



Беларуси

чальных условиях диагональная пара точек этим свойством не обладает, а простая пара сосед-них точек обладает. В последнем случае и при ℵ = 2 фронт имеет устойчивую форму: состоит из двух фронтов, содержащих по 4 точки (рис. 4, г). Этот случай характерен для создания в одно-родной изотропной среде неизотропной формы распространения возбуждения [12].

Заключение. Для понимания функциональной организации технологических сред, модели-руемых дискретными точечными тканями, требуется определить необходимые и достаточные условия невырожденного распространения, инициированного начальным возбуждением точек, со своей конфигурацией связей, с последующим определением топологии траектории фронта волны возбуждения при тех же начальных условиях. Начальные условия при высокоинтенсив-ной обработке в процессах послойного синтеза определяются источниками энергии, подачей ма-териала, их мощностью, расходом и распределением в пространстве и во времени.

В рассматриваемой континуальной модели точечной ткани каждая точка-клетка не отличается по свойствам от клеток дискретной модели и может находиться в одном из трех состояний: покоя, возбуждения и рефрактивности. В результате волны возбуждения ткани могут быть описаны с применением классических волновых принципов распространения интенсивных воздействий в технологической среде, что позволяет эффективно моделировать изменение и передачу состоя-ния, структур и свойств материала.

Такой подход дает возможность с позиций теории распределенных систем представить тех-нологический барьер как границу распространения в материале воздействий высокоинтенсив-ными физическими полями в результате вырождения распространения фронта волны возбужде-ния. Для определения фронта волны требуется знать необходимые и достаточные условия невы-рожденного распространения и топологию связей фронта волны возбуждения.


1. Васильев А. С., Дальский А. M., Клименко С. А. и др. Технологические основы управления качеством машин. М., 2003.

2. Дальский А. M. Технологическое обеспечение надежности высокоточных деталей машин. М., 1975.3. Ящерицын П. И., Рыжов Э. В., Аверченков В. И. Технологическая наследственность в машиностроении. Мн., 1977.4. Технологические и эксплуатационные методы обеспечения качества машин / Под общ. ред. П. А. Витязя.

Мн., 2010. 5. Хейфец М. Л., Кожуро Л. М., Мрочек Ж. А. Процессы самоорганизации при формировании поверхностей.

Гомель, 1999. 6. Хейфец М. Л. Проектирование процессов комбинированной обработки. М., 2005.7. Иванова В. С., Баланкин А. С., Бунин И. Ж., Оксогоев А. А. Синергетика и фракталы в материаловедении. М., 1994.8. Гордиенко А. И., Хейфец М. Л., Чемисов Б. П. и др. Синергетические аспекты физико-химических методов обра-

ботки. Мн., 2000.9. Циглер Г. Экстремальные принципы термодинамики необратимых процессов и механики сплошной среды.

М., 1966.10. Бахарева И. Ф. Нелинейная неравновесная термодинамика. Саратов, 1976.11. Дружинин В. В., Конторов Д. С. Проблемы системологии. М., 1976.12. Смолянинов В. В. Математические модели биологических тканей. М., 1980.13. Балаховский И. С. // Проблемы кибернетики. 1961. № 5. С. 36–39.14. Цетлин М. Л. Исследования по теории автоматов и моделированию биологических систем. М., 1969.15. Чижик С. А., Хейфец М. Л., Филатов С. А. // Механика машин, механизмов и материалов. 2014. № 4 (29).

С. 68–74.

S. A. CHIZHIK, M. L. KHEIFETZ, S. A. FILATOV

TECHNOLOGICAL BARRIERS OF HIGH-INTENSIVE PRODUCTION AT THE PROCESSES OF LAMINATE SYNTHESIS AND TREATMENT OF MATERIALS

Summary

The technological methods of laminate synthesis with operated inheritance of characteristics of material, using the technological barriers in the processes of high-intensive treatment, are determined on basis of dominants characteristics of functional layers.



Беларуси

114


УДК 658.512 : 338.24 : 5.19.85

В. Н. КОРЕШКОВ1, Н. А. КУСАКИН2, И. М. ХЕЙФЕЦ3, С. Н. АНКУДА3

ПОСТРОЕНИЕ ДЕТЕРМИНИРОВАННЫХ И СТОХАСТИЧЕСКИХ МОДЕЛЕЙ ДЛЯ АНАЛИЗА И УПРАВЛЕНИЯ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИМИ ПРОЦЕССАМИ

1Евразийская экономическая комиссия, Москва, 2Институт «Кадры индустрии» Министерства промышленности Республики Беларусь, Минск,

3Белорусский государственный университет информатики и радиоэлектроники, Минск


Введение. Интенсификация процессов создания новых конкурентоспособных изделий тре-бует сокращения сроков и повышения качества проектно-конструкторских и производственно-технологических работ [1–4]. Эти требования можно обеспечить применяя только новые техно-логии проектирования, основанные на использовании методов математического моделирования и вычислительной техники [5–8].

Модель – это объект (например, явление, процесс, система, установка и др.), находящийся в отношении подобия к моделируемому объекту. Под подобием понимается взаимно однознач-ное соответствие между двумя объектами. Модели выделяются по своему назначению, а значит, и по выполняемым функциям, структуре и т. д. [1, 4, 9].

Информационные (описательные) модели, используемые в качестве обучающих или совету-ющих систем, для изучения взаимного влияния факторов на выходные параметры, установле-ния границ, в пределах которых достигается рациональный режим работы системы и т. д.

Оптимизационные модели, используемые для поиска оптимальных условий протекания про-цесса в системе. В их качестве могут применяться информационные модели, дополненные бло-ком оценки результата на основании целевой функции, с учетом налагаемых ограничений на изменение входных и выходных переменных.

Модели управления (регулирования) процессом, используемые для воздействия на систему в реальном масштабе времени с целью компенсации нежелательных случайных возмущений и смещения системы в направлении экстремального значения целевой функции. Модель является компонентом системы автоматического управления.

Эвристические модели, используемые для получения новых знаний и изучения механизма процессов на основе сопоставления результатов моделирования и натурных измерений, выдви-жения и проверки новых гипотез о структуре взаимосвязей между факторами, введения допол-нительных факторов в модель и т.д.

Моделирование детерминированных и стохастических процессов. Математические мо- дели связывают входные (независимые) переменные процесса X(x1,x2,...,xn), называемые воздей-ствиями, с выходными (зависимыми) характеристиками Y(y1,y2,..., ym) (рис. 1, а), которые обычно именуют откликами, в виде уравнения связи [1, 4, 9]

Y = f(X). (1)

Любому реальному процессу свойственны случайные колебания, вызываемые физической изменчивостью каких-либо факторов xi ± ∆xi(τ) или внешними случайными воздействиями. В силу этого при равном среднем значении входных характеристик X(τ) в моменты τ1 и τ2 выходные параметры Y(τ) будут неодинаковыми (рис. 1, б). Поэтому для вероятностных процессов, где



Беларуси

115

по сравнению с xi(τ) нельзя пренебречь случайными колебаниями ∆xi(τ) и случайными внешни-ми воздействиями ξj(τ), необходимо характеризовать систему с учетом статистического закона распределения мгновенных значений Y(τ) относительно средней величины Yср(τ) уравнением

cp cp( ) ( ) ( ) ( ) ( , ).Y Y Y f X Xτ = τ ± ∆ τ = + ζ ∆ ξ (2)

Модели, отображающие случайный (стохастический) характер параметров и факторов систе-мы, называются статистическими или стохастическими в отличие от моделей системы детер-минированных процессов, не учитывающих их вероятностных характеристик.

По мере уменьшения величины параметров ∆X и ξ уравнение (2) приближается по структуре к уравнению (1), описывающему детерминированные системы.

Обычно детерминированные модели (1), представляющие собой систему уравнений, удается составить только в тех случаях, когда о процессах в описываемой системе имеются ясные физи-ческие представления, которые можно формализовать. В таких случаях говорят, что система представляет собой «белый ящик» – объект с известной структурой и функциями.

Однако получаемая таким образом модель может оказаться громоздкой, а ее информацион-ное обеспечение весьма трудоемким. Поэтому часто используют статистические модели для описания детерминированных систем. В таких случаях рассматривают систему как «черный ящик» с неизвестной структурой, в котором доступны для изучения только контролируемые входные параметры X и измеряемые выходные характеристики Y. Получив таблицу соответ-ствий {x1,y1; x2,y2; ...; xn,yn}, принимают их за случайную выборку из генеральной статистиче-ской совокупности {X, Y} и описывают соотношением (2). Полученная статистическая модель при соответствующей интерпретации результатов позволяет раскрыть механизм, сделать «белы-ми» некоторые части устройства и функционирования «черного ящика».

Детерминированные модели (1), могут также использоваться для описания стохастических систем, если объектом изучения являются их усредненные характеристики. Таким образом, ста-тистические модели являются более широким классом моделей и включают в себя детерминиро-ванные модели как предельный случай, в котором выходные параметры Y однозначно определя-ются входными переменными X.

Соотношения (1) и (2) являются математическими моделями процессов, приближенно опи-сывающими происходящие в системе изменения. Если доказано подобие натурных и моделиру-ющих процессов, то можно говорить об адекватности моделей.

Построение детерминированных моделей процессов. Детерминированные модели техно-логических процессов разрабатывают на основе теоретических представлений о структуре опи-сываемой технической системы и закономерностей функционирования ее отдельных подсистем [4, 9]. Объем этих знаний, их адекватность реальному процессу определяют результирующее качество разрабатываемой модели.

Для построения детерминированной модели необходима формализация существующих знаний, т. е. их представлений в виде замкнутой системы математических зависимостей, отображающих с той или иной закономерностью механизм исследуемых технологических процессов [10, 11].

Несмотря на существенные различия в содержании конкретных технических задач модели-рования разнообразных технологических процессов, построение модели включает в себя опре-деленную последовательность взаимосвязанных этапов (рис. 2).

а б

Рис. 1. Модель системы детерминированных (а) и стохастических (б) процессов



Беларуси

116

Рис. 2. Этапы разработки детерминированной модели: 1 – поста-новка задачи; 2 – построение физической модели; 3 – формулировка математической модели; 4 – разработка метода и алгоритма реше-ния задачи; 5 – выбор метода или алгоритма; 6 – программирова-ние и отладка программы; 7 – выбор параметров вычислительного процесса; 8 – аналитическое решение задачи; 9 – эксперименталь-ное определение констант модели; 10 – решение контрольных задач; 11 – контрольные эксперименты на натурном объекте; 12 – проверка адекватности модели; 13 – корректировка модели; 14 – исследова-ние процесса с помощью модели; 15 – определение целевой функ-ции и ограничений; 16 – оптимизация процесса с помощью моде-ли; 17 – экспериментальная информация средств автоматики; 18 – управление процессом с помощью модели; I – информационная

модель; II – оптимизационная модель; III – модель управления

Первым этапом работы является постановка зада- чи (1), включающая формулировку задания на основе анализа исходных данных о системе и прогнозирова-ния научно-технического и социально-экономического эффекта. Постановка задачи завершается установлением класса разрабатываемой модели и соответствующих требований к ее точности, быстродействию, условиям

эксплуатации и последующей корректировки, т. е. тех характеристик, которые составляют тех-нические условия на новую разработку [4].

Следующим этапом (2) является формулировка физической модели на основе понимания сути описываемого процесса, разделяемого в интересах его формализации на элементарные со-ставляющие явления (тепло- и массообмен, химические реакции, фазовые превращения и т. д.) и согласно принятой степени детализации, на макро-, мезо-, микро- и наноуровни. При этом вы-ясняется, какими явлениями необходимо или целесообразно пренебречь и в какой мере учесть взаимосвязь рассматриваемых явлений. Каждому из выделенных явлений ставится в соответ-ствие определенный физический закон (уравнение баланса) и устанавливаются начальные и гра-ничные условия его протекания. Математическое описание этих соотношений – этап (3), веду-щий к формулировке математической модели.

В связи с неявным характером зависимости выходных параметров от входных переменных в полученной модели необходимо выбрать удобный метод расчета (5) или разработать алгоритм решения задачи (4). В последнем случае необходимо составить и отладить программу (6), вы-брать параметры вычислительного процесса (7). После чего осуществить контрольный счет (10). Для решения контрольных задач необходимы справочные или дополнительно экспериментально определенные константы, содержащиеся в математической модели (9).

Аналитическое решение (8) или алгоритм (6) и (7) в виде программы представляет новую форму модели, которая может быть использована для описания процесса, если будет установлена ее адекватность натурному объекту (12). Для проверки адекватности необходимо собрать экспе-риментальные данные (11) о значении тех факторов и параметров, которые входят в состав моде-ли. Отрицательный результат проверки адекватности модели свидетельствует о ее недостаточ-ной точности и может быть следствием различных причин. В частности, может потребоваться переделка программы с целью реализации нового алгоритма или другого решения, не дающих столь большой погрешности. Возможны также корректировка математической модели или вне-сение изменений в физическую модель, если будет установлено, что пренебрежение рядом фак-торов является причиной неудачи. Любая корректировка модели (13) потребует повторного осу-ществления последующих этапов.

Положительный результат проверки адекватности модели позволяет изучать процесс путем проведения серии расчетов на модели (14), т.е. эксплуатации полученной информационной моде-ли (I). Установление целевой функции и ограничений (15) с помощью теоретического анализа или экспериментов и включение в модель оптимизирующего математического аппарата (16) для



Беларуси

117

обеспечения целенаправленной эволюции системы дает возможность построить оптимизацион-ную модель (II). Адаптация полученной модели для управления производственным процессом в реальном масштабе времени (18) при включении в систему средств автоматического регулиро-вания (17) завершает работу по созданию модели управления (III) (рис. 2).

Последовательная корректировка информационной модели с целью повышения ее точнос- ти путем учета взаимного влияния факторов и параметров, введения дополнительных фак- торов и уточнения различных констант позволяет получить эвристическую модель, которая может быть инструментом для более глубокого изучения механизма явлений технологическо- го процесса.

Построение стохастических моделей процессов. Построение стохастической модели тех-нологического процесса включает в себя разработку, оценку качества и исследование поведения технической системы с помощью уравнений, описывающих изучаемый процесс [1, 4, 9]. Путем проведения специального эксперимента с реальной системой определяется исходная информация. При этом используются методы планирования эксперимента, обработки результатов, а также критерии оценки полученных моделей, базирующиеся на таких разделах математической стати-стики, как дисперсионный, корреляционный, регрессионный анализ и др. [12, 13].

В основе методов построения статистической модели, описывающей технологический про-цесс (рис. 3), лежит концепция «черного ящика».

Для него возможны многократные измерения входных факторов x1,x2,...,xk и выходных пара-метров y1,y2,...,yp, по результатам которых устанавливают зависимости

1 2 1,2,...,( , ,..., ), .= =n ky f x x x n p

При статистическом моделировании вслед за постановкой задачи (1) производится отсеива-ние наименее важных факторов из большого числа входных переменных, влияющих на ход про-цесса (2). Выбранные для дальнейшего исследования входные переменные составляют список факторов x1,x2,...,xk, управляя которыми можно регулировать выходные параметры yn. Коли- чество выходных параметров модели также следует по возможности уменьшить, чтобы сокра-тить затраты на эксперименты и обработку данных [4, 14].

При разработке статистической модели обычно ее структура (3) задается произвольно, в виде удобных для использования функций, аппроксимирующих опытные данные, а затем уточняется на основе оценки адекватности модели.

Наиболее часто используется полиномиальная форма модели. Обычно вначале ограничи- ваются наиболее простой линейной моделью. В случае ее неадекватности усложняют модель введением членов, учитывающих взаимодействие факто-ров, а также квадратичных и других членов.

С целью максимального извлечения информации из про-водимых экспериментов и уменьшения их числа прово-дится планирование экспериментов (4), т. е. выбор количе-ства и условий проведения опытов, необходимых и доста-точных для решения с заданной точностью поставленной задачи. Для построения статистических моделей техноло-гических процессов применяют два вида экспериментов: пассивный и активный. Пассивный эксперимент проводится

Рис. 3. Этапы разработки стохастической модели: 1 – постановка зада-чи; 2 – выбор факторов и параметров; 3 – выбор вида модели; 4 – пла-нирование эксперимента; 5 – реализация экспериментов по плану; 6 – построение статистической модели; 7 – проверка адекватности моде-ли; 8 – корректировка модели; 9 – исследование процесса с помощью модели; 10 – определение параметров оптимизации и ограничений; 11 – оптимизация процесса с помощью модели; 12 – эксперименталь-ная информация средств автоматики; 13 – управление процессом с по-мощью модели; I – информационная модель; II – оптимизационная мо-

дель; III – модель управления



Беларуси

118

в форме длительного наблюдения за ходом неуправляемого процесса, что позволяет собрать обширный ряд данных для статистического анализа. В активном эксперименте имеется воз-можность регулирования условий проведения опытов. При его проведении наиболее эффектив-но одновременное варьирование величины всех факторов по определенному плану, что позво- ляет выявить взаимодействие факторов и сократить число опытов.

На основе результатов проведенных экспериментов (5) вычисляют коэффициенты регрессии и оценивают их статистическую значимость, чем завершается построение модели (6). Мерой адекватности модели (7) является дисперсия, т. е. среднеквадратичное отклонение вычисляемых значений от экспериментальных. Полученная дисперсия сопоставляется с допустимой при до-стигнутой точности экспериментов.

В случае неадекватности модели ее корректировка (8) может потребовать включения допол-нительных факторов, учета нелинейных эффектов, их взаимного влияния или изменения плана экспериментов. После этого повторно выполняются последующие этапы.

Модель технологического процесса, выдержавшая проверку адекватности, используется для изучения (I), оптимизации (II) и управления (III) процессом (рис. 3) [4] .

Статистический контроль параметров качества изделий. Рассмотрим, как по статисти- ческим данным стохастической модели раскрывается механизм аналитического устройства де-терминированной модели, на примере управления параметрами качества в технологических процессах многофакторной обработки. Это позволит создать методики планирования и спосо- бы управления многофакторными технологическими процессами совмещенной и комбиниро-ванной обработки.

Использование статистических методов контроля позволяет управлять основными техноло-гическими факторами для обеспечения показателей качества изделий. Для этого требуется опре-делить процессы производства и обслуживания, результаты которых не могут быть проверены с помощью последующего мониторинга и измерений. К ним относятся процессы, недостатки которых становятся очевидными только после начала использования продукции [15, 16].

На предприятии, прежде всего, необходимо определить перечень специальных процессов, установить методики их оценки с точки зрения достижения планируемых результатов путем определения критериев и требований, а также методики подтверждения качества и управления процессами, используя специализированные методы измерения и контроля, формы и порядок регистрации параметров качества [16, 17].

Специальные процессы условно можно разделить на две категории, относящиеся к производ-ству (сварка, наплавка, нанесение покрытий, термомеханическая и другая обработка), контролю и испытаниям (бесконтактный контроль физико-механических характеристик, испытания на изно-состойкость, обкатка, испытательный пробег и т. п.) [18, 19].

Внедрение управления качеством предполагает эффективное использование статистических методов контроля, где наиболее широко применяются контрольный листок, гистограмма, диа-грамма рассеяния (поле корреляции), расслоение (стратификация), диаграммы Парето и «при-чины – результат», контрольная карта, а также планов выборок и контроля, сравнений и предпо-чтений факторов, корреляции их рангов, дисперсии оценок, регрессии параметров и критериев их комплексного оценивания [15, 20].

Однако использование традиционных методов контроля для управления специальными мно-гофакторными процессами неэффективно вследствие особой сложности взаимосвязей техноло-гических факторов и эксплуатационных параметров в процессах, совмещающих различные тех-нологические операции, а в рамках операции – комбинацию разнообразных технологических воздействий [3, 18].

Для изучения путей управления специальными процессами на первом этапе была рассмот- рена совмещенная обработка (рис. 4), при которой для предложения схемы управления комп- лексом основных параметров с использованием наиболее значимых и наименее взаимосвязанных факторов последовательно сокращалось сначала число контролируемых параметров, а затем тех-нологических факторов [15, 16].



Беларуси

119

На втором этапе исследовано управление комбинированной обработкой (рис. 5), при которой для предложения схемы управления комплексом параметров последовательно сокращалось чис-ло технологических факторов.

На заключительном этапе проанализированы взаимосвязи контролируемых параметров и ре-гулируемых факторов на схемах управления и предложена методика управления специальными процессами совмещенной и комбинированной обработки.

Анализ и управление специальными технологическими процессами. Диаграммы рассея-ния контролируемых параметров Y1,...,Yk,...,Yn совмещенной и комбинированной обработки по-казали отсутствие их линейной корреляции с технологическими факторами Х1,..., Хi,..., Xm, а ре-зультаты расслоения гистограмм Y1,...,Yk,...,Yn по факторам не позволили существенно снизить дисперсию, что указало на тесную взаимосвязь Х1,..., Хi,..., Xm. Поэтому в качестве статистической

Рис. 4. Управление специальным процессом наплавки упрочняющего покрытия, совмещенной с поверхностным деформированием по комплексу параметров качества: HRC (a), Ra (б) и производительности обработки Q (в),

с учетом влияния и взаимосвязи факторов (г) на диаграмме «причины – результат» (д) по обобщенной функции желательности (е)



Беларуси

120

модели обработки применяли квадратичные функции, а для их построения и оценивания исполь-зовали дисперсионный, корреляционный и регрессионный анализы.

Квадратичные уравнения

02

1 , 1 1 ,

= = == + + + +∑ ∑ ∑

m m mi i i i

ii

ij

ii

jiiY b b X Xb X X b

где b0, bi, bij, bii – коэффициенты регрессии, получали с помощью математического планирования экспериментов, для которого вследствие существенной нелинейности параметров и тесной корре-ляции факторов применяли центральный композиционный рототабельный униформ-план вто-рого порядка [15, 16]. Значимость коэффициентов регрессии определяли по критерию Стьюдента, а адекватность модели оценивали по критерию Фишера.

Изучение коэффициентов bij, описывающих взаимодействие факторов Xi Xj на многоугольни-ках предпочтений, дало возможность определения значимости взаимной корреляции факторов

Рис. 5. Управление специальным процессом комбинированной упрочняюще-размерной термомеханической обра-ботки износостойкого покрытия по комплексу параметров качества: HRC (a), Uн (б), Smw (в), Ra (г) и производитель-

ности обработки K (д) с учетом влияния и взаимосвязи факторов (е) на диаграмме «причины – результат» (ж)



Беларуси

121

по диаграммам Лоренца, в которых XiXj ранжируются в порядке возрастания, а их значения в отличие от многоугольников разделены на 2 (чтобы в сумме получить 100%). Анализ линейных коэффициентов bi (а также нелинейных bii) полученных математических моделей по диаграммам Парето, в которых Xi (а также 2

iX ) ранжируются в порядке убывания, позволил выявить степень влияния факторов на исследуемые параметры (рис. 4, а–в; 5, а–д).

Для различных параметров Y1,...,Yk,...,Yn с учетом степени влияния и значимости взаимной корреляции факторы Х1,..., Хi,..., Хm в порядке предпочтения (→) или при его отсутствии (=) рас-полагались в ряды (рис. 4, г; 5, е).

Так как для управления параметрами Yk (в различных строках на рис. 4, г; 6, е) целесообразно использовать наиболее влиятельные и наименее коррелированные факторы, то выбирались та-кие Хi (из разных столбцов рис. 4, г; 5, е), расстояние между которыми минимально.

Для комплексной оптимизации параметров качества и управления технологическим процессом применяли диаграмму «причины – результат» (рис. 4, д; 5, ж), для которой в качестве цели рас-сматривали обобщенную функцию желательности Харрингтона [15, 16]

1... ... ,= nk nZ d d d

где dk = exp[−exp(−Yk)].Для желательностей dk предлагали шкалы (см. рис. 4, e), составленные исходя из значимости

параметров Yk и рассмотренных на данной диаграмме «причины – результат» возможностей их регулирования технологическими факторами Хi.

На диаграммах (рис. 4, д; 5, ж) в качестве главных причин указывались параметры Yk, которые в свою очередь обусловлены факторами Хi. Для каждой причины в порядке значимости, согласно диаграммам Парето, выделялись три (или более) первоочередных фактора и в соответствии с мно-гоугольниками предпочтений указывались три (или более) основные взаимосвязи факторов.

Согласно ранжированию параметров, определяли регулируемые диапазоны на шкалах жела-тельностей (рис. 4, е). Комплексную оптимизацию многофакторного технологического процесса, представленного уравнениями квадратичной регрессии, проводили методом спирального коор-динатного спуска [15, 16] по обобщенной функции желательности Z и сравнивали ее с результа-тами оптимизации отдельных параметров Yk.

По результатам оптимизации параметров, с учетом анализа диаграммы «причины – результат» сокращали число контролируемых параметров, исключая наиболее коррелированные, и количе-ство регулируемых факторов, наименее влиятельные из них (рис. 4, д; 5, ж) не рассматривались.

Сравнивая диаграммы управления при последовательном снижении числа параметров для со-вмещенной обработки (рис. 4, д) с диаграммами при последовательном сокращении числа управ-ляющих факторов для комбинированной обработки (рис. 5, е) и учитывая связи в технологической системе, можно сделать выводы о принципиальных различиях и сходстве в управлении специаль-ными процессами, формирующими в первую очередь физико-механические (рис. 4) или геометри-ческие (рис. 5) параметры качества, а затем оставшийся комплекс эксплуатационных свойств [3, 18].

При совмещенной обработке прослеживается строгая иерархия технологических воздействий, что становится заметным при исключении из рассмотрения их взаимовлияния через факторы, определяющие производительность обработки. Для стабилизации процесса управление совме-щенной обработкой целесообразно проводить используя последовательность факторов, обеспе-чивающих интенсивность воздействий.

Комбинированная обработка демонстрирует тесную взаимосвязь воздействий. Только исклю-чая влияние масштабных факторов, можно выделить иерархию минимального числа воздей-ствий. Для повышения эффективности воздействий управление комбинированным процессом следует осуществлять регулированием производительности обработки.

Структурный анализ и синтез технологических систем. Основу технологии автоматизи-рованного проектирования, производства и контроля составляет метод аналитического синтеза замкнутых систем управления. Полученные с его помощью алгоритмы управления позволяют обеспечить на этапе синтеза заданные характеристики процессов управления, а на этапе моде-лирования – обеспечить заданные либо достижимые показатели качества обработки [21, 22].



Беларуси

122

Технологии автоматизированного проектирования и управления по составу, структуре, фор-матам входных данных и представленных результатов в определенной степени могут рассматри-ваться как разновидность SADT-технологии (SADT – Structured Analysis and Design Technique) [23]. В наиболее детальной формулировке назначением SADT-технологии являются проектирование и управление процессами, состоящими из последовательности многофакторных воздействий и опе-раций, характеризуемых совокупностью оптимизируемых параметров качества.

SADT-диаграмма начального «нулевого» уровня (А0), сформированная на основании тради-ционного подхода к проектированию процессов, предполагает наличие четырех основных функ-ций (блоков): управление проектированием (А1), разработка варианта технологического про- цесса (А2), оценка его себестоимости (А3) и оценка его качества (А4).

Наиболее сложной для детализации является функция (А2) по разработке технологического процесса [17, 19]. Результатом декомпозиции этого блока является SADT-диаграмма уровня А2, в которой представлены как процессы формирования совокупности математических моделей, мо-делирующего программного комплекса, так и собственно процесс моделирования. При разработке технологии проектирования подробному анализу подвергаются соответствующие функции А21, А22 и А23, а результатом их структуризации являются SADT-диаграммы соответствующего уровня.

В SADT-диаграмму уровня А23 входят: ввод краевых условий; моделирование программным комплексом; корректировка условий процесса и оптимизация моделирования; управление гео-метрическими и физико-механическими параметрами качества.

Моделирование управления параметрами качества технологического процесса (блок А234) рассмотрим (рис. 6) на примере операции комбинированной упрочняюще-размерной термомеха-нической обработки износостойкого покрытия на поверхности детали [19, 24].

Согласно полученным из уравнений регрессии данным, при структурном синтезе процесса комбинированной обработки [19, 25] для детализации на SADT-диаграмме технологической опе-рации целесообразно разделять группы физико-механических и геометрических параметров ка-чества (рис. 6, а).

В результате проведенного статистического анализа полученных многофакторным планиро-ванием экспериментов квадратичных моделей [19, 24] установлено, что для управления геомет- рическими параметрами следует использовать кинематические факторы и рационально разме-щать инструмент, а для управления физико-механическими параметрами – термомеханические факторы и регулировать мощность концентрированного источника энергии (рис. 6, б).

а б

Рис. 6. SADT-диаграммы уровня А234 (а) и А2341(А2342) (б) для операции комбинированной обработки. Технологические факторы: C1 – кинематические, C2 – термомеханические. Исходные параметры: I1 – геометрические

(Y3 = Sm, Y4 = Ra), I2 – физико-механические (Y1 = НRC, Y2 = Uн ). Малоизменяющееся характеристики: M1 – размещение концентрированного источника энергии относительно обрабатываемой поверхности, M2 – мощность источника.

Выходные параметры качества: O1 – геометрические (Sm, Ra), O2 – физико-механические (HRC, Uн)



Беларуси

Выводы

1. Системный подход позволяет анализировать и моделировать технологический процесс, представленный в виде отдельных блоков, что существенно упрощает описание сложных явле-ний, не упуская из вида пространственно-временную структуру моделируемой системы и харак-тер связей между отдельными подсистемами.

2. Сочетание статистического анализа и структурного синтеза позволяет обеспечить управ-ление технологическими операциями по комплексу параметров качества, оптимизировать фак-торы, через которые следует осуществлять процесс управления и определить параметры, которые следует контролировать в режиме реального времени.


1. Ящерицин П. И., Махаринский Е. И. Планирование эксперимента в машиностроении. Мн., 1985.2. Миттаг Х-Й, Ринке Х. Статистические методы обеспечения качества. М., 1995.3. Суслов А. Г., Горленко О. А. Экспериментально-статистический метод обеспечения качества поверхности дета-

лей машин. М., 2003.4. Аверченков В. И., Федоров В. П., Хейфец М. Л. Основы математического моделирования технических систем. М., 2011.5. Лефшец С., Беллман Р., Грин Д. В. и др. Современная математика для инженеров / Под ред. Э. Ф. Беккенбаха.

М., 1958.6. Курант Р., Дейвис Ф. Дж., Клайн М. и др. Математика в современном мире. М., 1967.7. Сигорский В. П. Математический аппарат инженера. К., 1977.8. Коршунов Ю. М. Математические основы кибернетики. М., 1987.9. Тарасик В. П. Математическое моделирование технических систем. Мн., 1997.10. Арнольд В. И. Математические методы классической механики. М., 1989.11. Самарский А. А., Гулин А. В. Численные методы. М., 1989.12. Хартман К., Лецкий Э. К., Шефер В. и др. Планирование эксперимента в исследовании технологических про-

цессов / Под ред. Э. К. Лецкого. М., 1977.13. Новик Ф. С., Арсов Я. Б. Оптимизация процессов технологии металлов методами планирования эксперимен-

тов. М.; София, 1980.14. Лунев В. А. Планирование и обработка технологического эксперимента. Л., 1985.15. Корешков В. Н., Кусакин Н. А., Мрочек Ж. А., Хейфец М. Л. Менеджмент качества предприятий машинострое-

ния. Мн., 2003.16. Кусакин Н. А., Точило В.С., Хейфец М. Л. Менеджмент качества автотракторного ремонтного предприятия.

Новополоцк, 2009.17. Ящерицын П. И., Хейфец М. Л., Точило В. С., Кусакин Н. А. // Докл. НАН Беларуси. 2004. Т. 48, № 6. С. 96–101.18. Васильев А. С., Дальский А. М., Клименко С. А. и др. Технологические основы управления качеством машин.

М., 2003.19. Витязь П. А., Корешков В. Н., Хейфец М. Л., Алексеева Т. А., Ляхович А. К. // Докл. НАН Беларуси. 2010. Т. 54,

№ 5. С. 97–102.20. Исикава К. Японские методы управления качеством. М., 1988.21. Информационные технологии в наукоемком машиностроении : компьютерное обеспечение индустриального

бизнеса / Под общ. ред. А. Г. Братухина. К., 2001.22. Интеллектуальное производство: состояние и перспективы развития / Под общ. ред. М. Л. Хейфеца и Б. П. Че-

мисова. Новополоцк, 2002.23. Окулесский В. А. Функциональное моделирование – методологическая основа реализации процессного под-

хода. М., 2001.24. Хейфец М. Л. Проектирование процессов комбинированной обработки. М., 2005.25. Ящерицын П. И., Кусакин Н. А., Хейфец М. Л., Премент Г. Б. // Докл. НАН Беларуси. 2007. Т. 51, № 6. С. 110–115.

V. N. KORESHKOV, N. A. KOUSAKIN, I. M. KHEIFETZ, S. N. ANKOUDA

CREATION OF ANALYTICAL AND STATISTICAL MODELS FOR ANALYSIS AND MANAGEMENT OF TECHNOLOGICAL PROCESSES

Summary

Based on analytical and statistical models a methods of multifactor processes management is proposed. The features of the management and control of the treatment special processes forming a complex of physical, mechanical and geometrical parameters for quality are considered. A sequence of technological influences for the special processes control, including the intensity of power sources, equipment performance and scale factors is recommended. Based on the statistical analysis, a method of multifactor processes management using complex diagrams is proposed.



Беларуси

124


УЧЕНЫЕ БЕЛАРУСИ

СТАНИСЛАВ АЛЕКСАНДРОВИЧ АСТАПЧИК(К 80-летию со дня рождения)

7 сентября 2015 г. исполнилось 80 лет крупному ученому в области материаловедения и машиностроения, организато-ру науки академику Национальной академии наук Беларуси Станиславу Александровичу Астапчику. Он начал трудовую деятельность в 1960 г. после окончания физического факуль-тета Белорусского государственного университета в Физико-техническом институте. Здесь прошел все ступеньки роста – от старшего инженера, младшего научного сотрудника, старшего научного сотрудника, заведующего лабораторией, заместите-ля директора и с 1983 по 2002 г. директора института.

Именно в Физико-техническом институте Станислав Алек- сандрович сформировался как ученый, нашел научное на-правление, ставшее делом всей жизни. Работая в лаборатории

термокинетики структурных и фазовых превращений, закончил аспирантуру, в 1966 защитил кандидатскую диссертацию, в 1979 г. – докторскую диссертацию. Стал авторитетным ученым в области физики метастабильных состояний, фазовых и структурных превращений, термоки-нетики рекристаллизации, гомогенных и гетерогенных диффузионных процессов с подвижной и неподвижной границами. Широкое признание получили фундаментальные научные труды С. А. Астапчика в области физики фазовых и структурных превращений при воздействии интен-сивных потоков энергии. Цикл этих фундаментальных исследований обобщен в 4 монографиях («Термокинетика рекристаллизации», 1968 г., «Возврат-полигонизация», 1969 г., «Мартенситно-стареющие стали», 1976 г., «Электротермообработка сплавов с особыми свойствами», 1977 г.).

Научные разработки стали основой для создания общих методологических принципов пре-вращений в многофазовых материалах при скоростном нагреве, позволивших решать задачи ско-ростной упрочняющей и разупрочняющей термообработки для различных материалов – сверх-прочных мартенситно-стареющих сталей, высокопрочных нержавеющих сталей аустенитного, мартенситного и переходного классов, коррозионно-стойких пружинных, электротехнических и магнитных сплавов, трансформаторной и автолистовой сталей, двойных и сложных силуми-нов. Впервые в мировой практике С. А. Астапчиком вместе с учениками разработаны процессы скоростной электротермообработки многокомпонентных дисперсионно-твердеющих сплавов, разработана новая технология непрерывного совмещенного с обезуглероживанием рекристалли-зационного отжига холоднокатаной трансформаторной стали, созданы высокоэффективные тех-нологии отжига автолиста.

За создание научных основ, разработку и промышленное внедрение технологических про-цессов термического упрочнения сталей и сплавов в 1986 г. С. А. Астапчик в авторском коллек-тиве был удостоен Государственной премии СССР в области науки и техники.

В 1984 г. С. А. Астапчик был избран членом-корреспондентом, а в 1986 г. – академиком АН БССР.Работы последних лет связаны с созданиема научных и технологических основ поверхност-

ной модификации материалов с использованием мощных потоков лазерного излучения и плаз-менного воздействия. Под руководством С. А. Астапчика разработаны и внедрены в производ-ство высокоэффективные технологические процессы и оборудование лазерной резки и сварки,



Беларуси

лазерного упрочнения и восстановления быстроизнашивающихся деталей авиакосмической, ав-томобильной и сельскохозяйственной техники. Результаты работ по этой тематике обобщены и представлены в монографии «Лазерные технологии в машиностроении и металлообработке», 2008 г. Всего же по результатам исследований С. А. Астапчиком опубликовано более 140 науч-ных работ, в том числе 7 монографий, более 35 авторских свидетельств и патентов.

Глубокие знания и масштабность мышления позволили С. А. Астапчику достичь впечатляющих результатов в образовательном и научно-организационном процессе. Им подготовлено 15 канди-датов и 5 докторов наук в Беларуси, России и Украине, из которых двое стали академиками и один – членом-корреспондентом Академии наук.

Станислав Александрович всегда успешно сочетал исследовательскую научную работу и дея-тельность по руководству научными коллективами. Его директорство, продолжавшееся ни много ни мало 19 лет, захватило сложный период в истории страны. В условиях сокращения финансиро-вания и дестабилизации научного процесса руководимому С. А. Астапчиком Физико-техническому институту удалось не только сохранить тематику научных направлений и костяк ведущих спе-циалистов, но и развернуть работы по новым перспективным научным направлениям. Научные и практические заделы, разработанные в ту пору, позволяют институту и теперь оставаться одним из ведущих научных центров государства.

На протяжении 10 лет (1987–1997 гг.) Станислав Александрович был академиком-секретарем Отделения физико-технических проблем машиностроения и энергетики (ныне ОФТН) Нацио- нальной академии наук Беларуси. На этом посту им вложено немало сил в развитие исследова-ний и разработок по приоритетным направлениям науки и техники – машиностроению, энерге-тике, созданию новых материалов, приборостроению, приняты тысячи непростых решений.

В разные годы Станислав Александрович активно работает в научных экспертных советах и секциях, редколлегиях научных журналов, является научным руководителем научных и научно-технических государственных программ, председателем специализированного совета по защите докторских диссертаций.

Активная научная и научно-организационная деятельность С. А. Астапчика неоднократно отмечалась государственными наградами. За заслуги в развитии науки и техники, внедрении результатов исследований в народное хозяйство, подготовку кадров он награжден орденами Октябрьской Революции, «Знак Почета», орденом Почета, многочисленными медалями и почет-ными грамотами. Ему присвоено звание «Заслуженный деятель науки Республики Беларусь».

В С. А. Астапчике удивительным образом сочетаются широчайшая профессиональная эруди-ция, аналитический ум и энциклопедические знания с тонким пониманием и глубоким знанием литературы и искусства. Он не перестает удивлять коллег и друзей активной жизненной позицией, широтой интересов, темпераментом и остротой оценок, принципиальным и при этом доброже-лательным отношением к окружающим, чем на протяжении своего жизненного пути снискал глубокое уважение и искреннюю симпатию людей разных возрастов, профессий и званий.

Отделение физико-технических наук НАН Беларуси, редколлегия журнала «Весці НАН Бе- ларусі» (сер. фіз-тэхн. навук), коллектив Физико-технического института, коллеги и друзья сер-дечно поздравляют с 80-летием и желают юбиляру здоровья, творческого долголетия, доброго на-строения. Станислав Александрович, пусть мир и согласие, любовь и забота всегда живут в Вашем доме, удача сопутствует во всех делах, а в жизни будет еще множество интересных и радостных событий!



Беларуси

126


РЕФЕРАТЫ

УДК 621.9+669.017(476)+929

Астапчик С. А., Лебедев В. Я. Ученый – инженер – учитель // Весцi НАН Беларусi. Сер. фiз-тэхн. навук. 2015. № 3. С. 5–9.

Рассмотрены основные вехи научного и жизненного пути академика П. И. Ящерицына, становление и раз-витие им теории технологической наследственности. Показано влияние применения положений теории техно-логической наследственности в обеспечение качественных характеристик процессов обработки металлов абразивными и лезвийными инструментами.

Ил. 3. Библиогр. – 6 назв.

УДК 658.562:621.01

Хейфец М. Л., Васильев А. С., Кондаков А. И., Танович Л. Технологическое управление наследованием эксплуатационных параметров качества деталей машин // Весцi НАН Беларусi. Сер. фiз-тэхн. навук. 2015.

№ 3. С. 10–22.

Технологическое наследование эксплуатационных свойств в процессах изготовления деталей предложено описывать графом, отражающим коэффициенты передачи и взаимовлияния физико-механических и геомет- рических параметров. Рассмотрены методы технологического управления наследованием эксплуатационных параметров качества деталей, включающие измерения параметров наиболее ответственных деталей; определе-ние механизмов технологического наследования на основе коэффициентов передачи и взаимовлияния эксплуа- тационных свойств; анализ технологических барьеров при интенсивных воздействиях потоками энергии, раз-работку мероприятий по управлению технологическими процессами.


УДК 658.562:621.01

Подосетников М. В., Семенов С. В., Премент Г. Б., Гайко В. А. Сравнительный анализ технологического на-следования эксплуатационных параметров качества в процессах изготовления и восстановления колен-

чатого вала // Весцi НАН Беларусi. Сер. фiз-тэхн. навук. 2015. № 3. С. 23–30.

Рассмотрено технологическое наследование физико-механических и геометрических параметров каче-ства коленчатого вала в процессах производства и ремонта двигателя. Даны рекомендации по управлению технологическими факторами при изготовлении и восстановлении коленчатого вала на операциях механиче-ской и электрофизической обработки.

Табл. 8. Ил. 4. Библиогр. – 10 назв.

УДК 621.9:658.512

Клименко С. А., Колмаков А. Г., Лебедев В. Я., Бородавко В. И. Наследование и технологическое обеспечение эксплуатационных свойств изделий с покрытиями // Весцi НАН Беларусi. Сер. фiз-тэхн. навук. 2015. № 3.

С. 31–40.

Представлены результаты исследований по технологическому обеспечению эксплуатационных свойств де-талей машин с наплавленным и напыленным покрытием. Показано, что параметры состояния поверхностного слоя и эксплуатационные свойства деталей с покрытиями наряду с условиями обработки определяются осо-бенностями структуры и свойств наплавленного или напыленного материала.


УДК 621.787.4

Блюменштейн В. Ю., Махалов М. С. Наследование остаточных напряжений поверхностного слоя в процессах поверхностного пластического деформирования // Весцi НАН Беларусi. Сер. фiз-тэхн. навук. 2015. № 3. С. 41–48.

Показана актуальность вопросов исследования и создания расчетных алгоритмов остаточных напряжений (ОН) при сложных видах нагружения на стадиях жизненного цикла изделия. Представлена конечно-элементная



Беларуси

127

модель формирования ОН при упрочняющей обработке поверхностным пластическим деформированием, учи-тывающая явление технологического наследования. Особенностью модели является учет трансформации свойств, полученных на предыдущих стадиях изготовления, а также учет изменения этих свойств по мере продвижения частиц металла через пространство очага деформации на рассматриваемой стадии нагружения.


УДК 621.923

Акулович Л. М, Сергеев Л. Е. Микрорезание абразивными зернами при магнитно-абразивной обработке // Весцi НАН Беларусi. Сер. фiз-тэхн. навук. 2015. № 3. С. 49–59.

Анализ процесса микрорезания реализован с помощью различных финишных методов обработки. Произ- веден расчет параметров микрорезания с наложением и без наложения магнитного поля. Дано объяснение по-лученных результатов.


УДК 621.762:536.75

Витязь П. А., Сенють В. Т. Синтез и применение наноструктурных сверхтвердых материалов инструмен-тального назначения // Весцi НАН Беларусi. Сер. фiз.-тэхн. навук. 2015. № 3. С. 60–76.

Рассмотрены основные научные и технологические направления в области получения новых сверхтвер-дых наноструктурных инструментальных материалов на основе алмаза и кубического нитрида бора, получив-шие развитие за последние годы в лаборатории наноструктурных и сверхтвердых материалов Объединенного института машиностроения НАН Беларуси.


УДК 621.921.34

Клименко С. А., Беженар Н. П., Петруша И. А., Копейкина М. Ю., Мельнийчук Ю. А. Создание и применение инструментальной керамики на основе сверхтвердых структурированных композитов // Весцi НАН Бе-

ларусi. Сер. фiз.-тэхн. навук. 2015. № 3. С. 77–87.

Рассмотрены современные подходы к созданию и совершенствованию сверхтвердых композитов на осно-ве кубического нитрида бора для оснащения режущих инструментов для обработки конструкционных мате-риалов с высокими механическими свойствами.


УДК 669.011/.012:502.174

Ласковнёв А. П., Гарост А. И. Создание литейных материалов из техногенных отходов // Весцi НАН Бела- русi. Сер. фiз.-тэхн. навук. 2015. № 3. С. 88–95.

Приведены результаты разработок по созданию литейных материалов из металлосодержащих промыш- ленных отходов и полупродуктов смежных производств, методов их пакетирования. Исследованы технологи-ческие особенности восстановления металлов, в частности титана, из титансодержащих порошкообразных материалов. Ввод титана в расплав по методу прямого легирования обеспечивает экономию дорогих и дефи-цитных ферросплавов. Модифицирующий эффект достигается за счет химического взаимодействия вводимых добавок с отдельными элементами кристаллизующегося вещества. В отличие от известных методов модифи-цирования чугуна из ферротитана, когда модифицирующий эффект объясняется раскисляющим действием титана, при прямом легировании и присутствии такого сильного восстановителя, как атомарный углерод, ре-шающее модифицирующее действие оказывают карбидные включения.


УДК 539.216:546.824-31

Волочко А. Т., Зеленин В. А., Марков Г. В., Нарушко Е. О. Влияние шероховатости поверхности подложек на экранирующие от электромагнитных излучений свойства формируемых на них покрытий // Весцi

НАН Беларусi. Сер. фiз.-тэхн. навук. 2015. № 3. С. 96–99.

Проведены исследования и выявлены закономерности влияния микро- и макронеровностей (шероховатости) поверхности подложек на экранирующие свойства формируемых на них покрытий. Показано, что чем больше величина отношения параметра шероховатости поверхности Rz к длине волны электромагнитного излучения λ (параметр Релея), тем сильнее влияние неровностей на ее отражении от поверхности. В инженерных расчетах



Беларуси

при создании экранов от электромагнитных излучений величина шероховатости может не приниматься во вни-мание, если длина волны электромагнитного излучения превышает 1 ⋅ 10–2 м.


УДК 621.7+621.791.722

Поболь И. Л., Юревич С. В. Оптимизация метода электронно-лучевой сварки ниобиевых резонаторов // Весцi НАН Беларусi. Сер. фiз.-тэхн. навук. 2015. № 3. С. 100–106.

Представлены результаты обзора литературных данных по используемым значениям определяющих па-раметров режима ЭЛС листового особочистого ниобия для СВЧ-ниобиевых резонаторов. На основании анализа литературных источников определены диапазоны параметров режима сварки особочистого ниобия толщиной 1,7 мм. Изучено влияние основных энергетических параметров режима ЭЛС в рамках установленных диапа-зонов на геометрические характеристики получаемых сварных швов, важные при создании СВЧ-ускоряющих элементов. На основании проведенных исследований определены оптимальные значения параметров режима ЭЛС листового ниобия, которые использованы при изготовлении образцов 1,3 ГГц сверхпроводящих ниобие-вых резонаторов.


УДК 5.19.85:621.01

Чижик С. А., Хейфец М. Л., Филатов С. А. Технологические барьеры при высокоинтенсивных воздействиях в процессах послойного синтеза и обработки материалов // Весцi НАН Беларусi. Сер. фiз.-тэхн. навук. 2015.

№ 3. С. 107–113.

На базе передачи доминирующих свойств функциональных слоев рассмотрены технологические методы послойного синтеза с управляемым наследованием свойств материала, использующие технологические барьеры в процессах высокоинтенсивной обработки.


УДК 658.512:338.24:5.19.85

Корешков В. Н., Кусакин Н. А., Хейфец И. М., Анкуда С. Н. Построение детерминированных и стохастических моделей для анализа и управления технологическими процессами // Весцi НАН Беларусi. Сер. фiз.-тэхн.

навук. 2015. № 3. С. 114–123.

На основе аналитического и статистического моделирования предложены методы управления многофак-торными технологическими процессами. Рассмотрены контроль, анализ и управление формированием физико-механических и геометрических параметров качества обработки в специальных технологических процессах. Установлено, что для управления геометрическими параметрами следует использовать кинематические фак-торы и рационально размещать инструмент, а для управления физико-механическими параметрами – термо-механические факторы и регулировку мощности источника энергии. Даны рекомендации по использованию метода управления многофакторными процессами на основе структурного анализа и синтеза комплексных диаграмм.




Беларуси

ЗАСНАВАЛЬНIК – НАЦЫЯНАЛЬНАЯ АКАДЭМIЯ...

Documents

Transcript of ЗАСНАВАЛЬНIК – НАЦЫЯНАЛЬНАЯ АКАДЭМIЯ...