Обработка материалов давлением: сборник научных трудов. Вып. №20

Подождите немного. Документ загружается.

Обработка материалов давлением № 1 (20), 2009

деформування досліджувався на плоских зразках, вирізаних поперек прокату. Рівні попередньої

пластичної деформації – 1,5; 5; 10 % досягались контрольованим розтягом. Зразки

виготовлялись у два етапи. На першому етапі на відшліфованій поверхні центральної частини

зразків наклеювались за спеціальною технологією ланцюжки малобазових фольгових

тензорезисторів із загальною довжиною вимірювання 25 мм. Зразки з наклеєними датчиками

закріплялись у випробувальній машині МУП–100 і піддавалися навантаженню розтягом. Крім

цього, частина зразків випробувалася без початкової пластичної деформації.

Після попереднього обۥємного пластичного деформування зразки доопрацьовувались: у

їх центральній частині фрезерувалась плавна виточка радіусом 40 мм, яка створювала

концентрацію напружень, що оцінюється теоретичним коефіцієнтом концентрації напружень

= 1,25. Центр виточки співпадав з центром ланцюжка малобазових тензорезисторів. Зразки з

виточками піддавались втомним випробуванням на гідропульсаторі МУП–100 з частотою

навантаження 450 циклів на хвилину і асиметрією циклу R ≈ 0,2. Випробування зразків

проводилось при напруженнях нижчих границі текучості металу.

Вплив обۥємного пластичного деформування на характеристики малоциклової втоми при

жорсткому навантаженні (із заданою амплітудою деформації) досліджувався на суцільних

лабораторних зразках вирізаних поперек прокату (сталь 16Г2АФ) та вирізаних із стінки профілю

180 × 75 × 7 мм (сталь 09Г2С). Механічні властивості сталі 09Г2С (σ

= 380 МПа;

= 540 МПа; ψ = 68 %); хімічний склад – С = 0,10 %; Mn = 1,48 %; Si = 0,73 %; Р = 0,018 %;

S = 0,013 %; Cr = 0,05 %; Cu = 0,52 %; Ni = 0,11 %.

Вплив попередньої пластичної деформації досліджувався при різних її рівнях –

1,5; 5; 10 %, які досягались контрольованим розтягом. Випробування зразків на циклічну

міцність проводились зразу ж після попереднього пластичного деформування для усунення

впливу процесів релаксації. Частота навантажень ν ≈ 1 цикл/хв.; коефіцієнт асиметрії циклу R = -

1. При дослідженнях розглядались умови навантаження, при яких максимальні деформації при

малоцикловому навантаженні досягали ε

= 0,3–2,0 %.

Встановлення закономірностей впливу однократних і циклічних навантажень високого

рівня (але нижчих границі текучості матеріалу), що приводять до розвитку місцевої пластичної

деформації (до 1,0–1,5 %) в зонах концентраторів напружень, проводилось на великогабаритних

зразках із сталі 09Г2С ( поперечний перетин 120 × 7 мм), що моделюють зварні зۥєднання

елементів конструкцій. Випробування проводились при мۥякому навантаженні

з коефіцієнтом асиметрії R ≈ 0,2 і частотою навантажень ν ≈ 4 Гц.

Аналіз результатів досліджень. Обробка експериментальних даних показала, що за

параметром числа півциклів діаграми циклічного пружнопластичного деформування утворюють

узагальнену діаграму циклічного деформування, незалежно від величини попереднього

пластичного деформування. Аналіз діаграм циклічного деформування продемонстрував, що

сталь 16Г2АФ є слабко циклічно знеміцнювальною, незалежно від величини початкової

деформації. Сталь 09Г2С за пружнопластичними властивостями є циклічно стабільною.

Встановлено, що зі збільшенням рівня об’ємного пластичного деформування

відбувається значне деформаційне зміцнення сталі (до 30 %) і зменшення модуля пружності

(на 30–35 %). Це приводить до початкового збільшення асиметрії циклу навантаження і

зменшення гістерезисної петлі. Інтенсивність знеміцнення у півциклі розтягу обернено

пропорціональна попередній пластичній деформації й амплітуді циклічного навантаження ε

а.

Подальше циклічне деформування приводить до зменшення асиметрії циклу. При цьому вплив

попередньої пластичної деформації на ширину гістерезисної петлі нівелюється. Методами

просвічуючої електронної мікроскопії досліджувалась структура сталей, що формується в

процесі циклічного деформування. Результати досліджень свідчать, що структура сталей

визначається, в основному, параметрами деформування матеріалу. Така поведінка сталей

зумовлює, ймовірно, співпадання довговічності при випробуваннях попередньо

деформованого і недеформованого матеріалу сталі 16Г2АФ (рис. 1, а) та 09Г2С (рис. 1, б).

Таким чином, попередня обۥємна пластична деформація до 10 % не впливає на малоциклову

міцність пластичних сталей в умовах жорсткого навантаження. Зниження малоциклової

190

Обработка материалов давлением № 1 (20), 2009

міцності при жорсткому навантаженні слід очікувати тільки при значній пластичній

деформації, що складає приблизно половину і більше від пластичності при статичному розриві

зразка матеріалу [10].

-1

N,ц

, %

16Г2АФ

- 1,5%

- 5,0%

- 10,0%

- без попер. деформ.

N,ц

-1

, %

09Г 2C

- 1,5%

- 10,0%

а б

Рис. 1. Вплив попередньої пластичної деформації на малоциклову міцність сталей

16Г2АФ (а) та 09Г2С(б) при жорсткому навантаженні

На рис.2, а в координатах «логарифм максимального номінального напруження циклу σ

– логарифм числа циклів до руйнування N» співставлені результати втомних випробувань

плоских зразків сталі 16Г2АФ до і після попереднього пластичного деформування різного рівня

за умов мۥякого навантаження. Руйнування зразків у всіх випадках відбувалось внаслідок

зародження у вершині виточки втомної тріщини і її розвитку в процесі навантаження до

критичного значення.

Результати малоциклових випробувань зразків основного металу сталі 16Г2АФ, що не

зазнали попереднього пластичного деформування, а також після обۥємного пластичного

деформування до рівнів 1,5 і 5 %, знаходяться у загальній смузі розкиду результатів випробувань

(різниця за довговічністю не перевищує двох раз). У той же час при пластичному деформуванні

матеріалу на рівні 10 % довговічність зразків знижується в середньому у 2 рази. Очевидно, це

пов’язано із характером пружнопластичного деформування за умов м’якого навантаження, при

якому вичерпання початкової пластичності сталі (~ 20 %) при попередній пластичній об’ємній

деформації стає суттєвим.

Як відомо, однократні і циклічні навантаження високого рівня (але нижчі границі

текучості матеріалу) приводять до розвитку місцевої пластичної деформації (до 1,0–1,5 %) в

зонах зварних з’єднань гнутих і гнутозварних профілів, пластичність матеріалу яких вже

частково вичерпана при формоутворенні. У зв’язку з цим, співставлялись результати циклічних

випробувань зразків (рис. 2, б), що піддавались однократному перевантаженню на рівні

= 0,92 σ

з подальшим циклічним навантаженням нижчого рівня та зразки з ідентичним

циклічним навантаженням без однократного перевантаження. Приведені дані показують, що

малоциклова міцність зразків, що піддавались перевантаженню σ

= 0,92σ

, зростає, причому

тим інтенсивніше, чим нижчий рівень циклічного навантаження. Так, при σ

= 280 МПа

довговічність зразків зростає в 1,7 рази, при σ

= 0,5σ

= 190 МПа – у 2,2 рази.

На основі експериментальних досліджень встановлено, що перевантаження викликає

збільшення за абсолютною величиною залишкових стискаючих напружень в зоні зварного шва

внаслідок розвитку локалізованих пластичних деформацій. Залишкові напруження, зумовлені

перевантаженням, зменшують рівень розтягуючих залишкових зварних напружень та середнє

191

Обработка материалов давлением № 1 (20), 2009

напруження циклу, що приводить до зниження максимальних розтягуючих напружень в

активному півциклі навантаження.

6810

200

300

400

500

max

МПа

- 1,5%

- 5,0%

- 10,0%

- без попер. деформ.

- при перевантаж.

РР

МПа

150

200

300

400

а б

Рис. 2. Вплив попередньої пластичної деформації сталі 16Г2АФ (а) та локальної

пластичної деформації у зоні зварного з’єднання сталі 09Г2С(б) на малоциклову міцність за

умов м’якого навантаження.

ВИСНОВКИ

На основі експериментальних досліджень проведено оцінку впливу об’ємного і

поверхневого пластичного деформування на малоциклову міцність сталей при жорсткому

і м’якому навантаженнях. Отримані дані є важливими для оптимізації процесів холодної

обробки матеріалів та розробки методів прогнозування ресурсу конструкцій при циклічному

навантаженні.

ЛІТЕРАТУРА

1. Лобанів Л. М. Сварные строительные конструкции. Т.1. Основы проектирования / Л. М. Лобанов,

В. И. Махненко, В. И. Труфяков. – К. : Наук. думка, 1994. – 416 с.

2. Патон Б. Е. Современные направления повышения прочности сварных конструкций / Б. Е. Патон //

Автомат. Сварка. – 2000. – № 9–10. – С. 3–9.

3. Сопротивление материалов деформированию и разрушению. Справочник / под. ред. В. Т. Трощенко. –

К.: На-

ук. думка, 1994. – Т. 2. – 702 с.

4. Кныш В. В. Повышение циклической долговечности сварных тавровых соединений с поверхностными

трещинами / В. В. Кныш, А. З. Кузьменко, С. А. Соловей // Автомат. Сварка. – 2009. – № 1. – С. 38–43.

5. Павлов Б. Г. Хладостойкость бесфасоночных соединений из гнутосварных профилей / Б. Г. Павлов,

Б. Ф. Беляева, И. Н. Черкасов // Трещиностойкость

строительных металлических конструкций: сб. научн. тр.

– М.: ЦНИИПСК им. Мельникова. – 1986. – С. 61–68.

6. Яковлева Т. Ю. Локальная пластическая деформация и усталость / Т. Ю. Яковлева. – К.: Наук. думка,

2003. – 238 с.

7. Ясній П. В. Пластично деформовані матеріали: втома і тріщино тривкість / П. В. Ясній. – Львів :

Світ, 1999. – 292 с.

8. Характеристики статической и циклической прочности и

трещиностойкости сварных соединений

конструкционных сталей при низких температурах. Сообщение 1/ В. В. Ларионов, Х. М. Ханухов,

Н. И. Пидгурский, А. Е. Воронецкий // Пробл. прочности. – 1992. – № 2. – С. 17–22.

9. Пидгурский Н. И. Оценка влияния поверхностного пластического деформирования на ресурс элементов

сварных соединений конструкций / Н. И. Пидгурский // Технология отделочно-упрочняющей обработки в машино-

строении. – Минск

, 1994. – С. 99–101.

10. Udoguchi T. and all. Fatigue characterictics of type 304 stainless thin plate for LNG in ground storage tanks. –

Proc. IV Int. conf. press. vessel technology. – London, May, 1980. – P. 231–239

Підгурський М. І. – д-р техн. наук, доц. ТДТУ.

ТДТУ – Тернопільський державний технічний університет імені Івана Пулюя, м. Тернопіль.

E-mail: pidhurskyy@gmail.com

192

Обработка материалов давлением № 1 (20), 2009

УДК 621.762.4

Рябичева Л. А.

Гапонова О. П.

ВЗАИМОСВЯЗЬ ПАРАМЕТРОВ ПЛАСТИЧЕСКОГО ДЕФОРМИРОВАНИЯ

И СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ В ПОРОШКОВЫХ ПОРИСТЫХ ТЕЛАХ

Пластическое поведение материалов при горячей и полугорячей деформации опреде-

ляется структурообразованием, что влияет на изменение силовых и кинематических пара-

метров деформирования. Поэтому важным остается решение взаимосвязи параметров де-

формирования и структурообразования. Этот вопрос достаточно полно решался в работах

[1, 2] при деформировании компактных материалов. Было показано, что на параметры струк-

турообразования влияют температура, скорость и степень деформации, которые обуславли-

вают механизм разупрочняющих процессов [3]. Экспериментально и теоретически исследо-

вано, что при малых степенях деформации и низких температурах пластичность материала

обуславливают динамический возврат и полигонизация, с ростом температуры и степени де-

формации рост пластичности связывается с кинетикой динамической рекристаллизации.

Увеличение скорости деформации приводит к росту сопротивления деформированию, сни-

жению пластичности вследствие интенсификации процессов упрочнения. Очевидно, в по-

рошковом пористом теле в твердой фазе можно наблюдать те же процессы динамического

разупрочнения, что показано в работе [4]. Однако на кинетику разупрочняющих процессов

должно оказывать влияние наличие в порошковом теле фазы пористости.

Целью данной работы является теоретический анализ кинетики разупрочняющих

процессов, проходящих в порошковом пористом теле при деформировании в области повы-

шенных температур, и определение взаимосвязи параметров деформирования и структуро-

образования.

Исходя из дислокационных представлений, при любых внешних условиях пластиче-

ское деформирование характеризуется изменением дислокационной структуры твердой фазы

пористого тела, которое обуславливает развитие двух взаимно уравновешивающихся про-

цессов – упрочнения и разупрочнения. Изменение плотности дислокаций при деформирова-

нии можно записать как [5]:

−

(1)

где

– плотность дислокаций; k – функция Больцмана;

– скорость деформации;

– ко-

эффициент, описывающий способность материала твердой фазы к накоплению дислокаций

при определенной скорости деформации.

Первый член правой части уравнения (1) описывает упрочнение твердой фазы и вы-

ражает увеличение плотности дислокаций в единицу времени с увеличением скорости де-

формации

. Второй член характеризует разупрочнение и выражает скорость уменьшения

плотности дислокаций вследствие термически активируемых процессов, которое может быть

описано функцией Больцмана:

)/exp(

kTEkk

−

, (2)

где

k – частотный фактор, не зависящий от температуры;

– энергия активации разупроч-

няющих процессов;

– абсолютная температура.

При постоянной скорости деформации

constt

)(

и краевых условиях

)0(

уравнение (1) имеет решение [6]:

193

Обработка материалов давлением № 1 (20), 2009

ης

ωης

ρρ

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

−

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

−= exp

, (3)

где

- накопленная деформация, учитывающая влияние пористости.

Накопленная деформация твердой фазы определяется [7]:

∫

τω

Wd , (4)

где

W – скорость изменения накопленной деформации пористого тела; τ – время.

Скорость изменения накопленной деформации пористого тела [7]:

ϕγψ

−

= (5)

где

– функции пористости, e – скорость изменения объема;

– скорость изменения

формы.

Функции пористости вычисляются по формулам [7]:

)1(

2 −

, .)1(

θϕ

−= (6)

Исходя из (4) и (5):

τψϕγ

−

∫

. (7)

Для одноосного сжатия скорость изменения объема можно записать как:

eee 2

, (8)

скорость изменения формы:

−=

. (9)

Из выражения (8), принимая во внимание, что:

−

(10)

получим:

(

)

e21e

. (11)

Шаровая компонента тензора напряжений:

= (12)

интенсивность касательных напряжений:

στ

= (13)

Поверхность нагружения порошкового тела с учетом порообразования используем

в виде:

()

,cap

=+−

βτα

(14)

где

ca,,,

– коэффициенты, зависящие от пористости [7].

Для определения изменений размеров при одноосном сжатии, исходя из условия пла-

стичности (14) с учетом выражений (12) и (13), в работе [7] получено выражение:

()

⎥

⎦

⎤

⎢

⎣

⎡

−+−

−+−−

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

−=

a66ca

a66c6

αββαα

αββααβ

. (15)

194

Обработка материалов давлением № 1 (20), 2009

Выражение для осевого напряжения при одноосном сжатии имеет вид:

()

a66c6

βα

αββα

βα

−+

−

(16)

Тогда изменение пористости и накопленной деформации при деформировании можно

определить из выражений:

()( )

()()

.21

,211

esign

νψϕ

νθ

−+

−

−−=

(17)

Из выражений (16) и (17) можно получить величину осевого напряжения и накоплен-

ной деформации, Поскольку правые части в уравнениях (17) являются нелинейными функ-

циями пористости, решение системы выполняется численным методом.

Функция (3) представляет собой выражение затухающего изменения плотности дис-

локаций [2]. При условии

∞→

∞

→τ

величина

асимптотически приближается

к предельной величине

. Согласно (2), при условии

const

величина

зависит

от температуры деформации и энергии активации термически активируемого процесса разу-

прочнения.

Исходя из выражения (3), максимально достигаемая плотность дислокаций при задан-

ных условиях деформирования стремится к величине

. Аналогично [3] при полученном

за данную стадию деформирования максимальном напряжении течения среднюю плотность

дислокаций определим как:

χρ

= , (18)

где

– коэффициент, находящийся в пределах 10

Зависимость максимального напряжения течения за заданную стадию деформирова-

ния

от плотности дислокаций

примем в виде [8]:

(

)

ρσ

= , (19)

где

A и n - постоянные.

С учетом (18) имеем:

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

ης

χσ

. (20)

После логарифмирования, подстановки (2) и преобразований имеем:

Alnln

⎥

⎦

⎤

⎢

⎣

⎡

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

ης

χσ

(21)

Очевидно, максимальному напряжению течения за данную стадию деформирования

соответствует определенная накопленная деформация

. Тогда, подставляя в выраже-

ние (3) значение накопленной деформации и приравнивая (3) и (8), после преобразований

получим:

()

⎥

⎦

⎤

⎢

⎣

⎡

−

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

−

−1

ης

. (22)

Из уравнения (22) следует, что множитель

()()

[

]

1)1/(ln

−

−−

χηςρ

k в случае,

если процессы упрочнения и разупрочнения уравновешивают друг друга при некотором

195

Обработка материалов давлением № 1 (20), 2009

напряжении течения, стремиться к некоторой постоянной величине. В связи с этим, скорость

изменения плотности дислокаций

стремиться к нулю. Из уравнения (1) при постоянной

скорости деформации можно получить:

ηςρ

= . (23)

Тогда:

() ()

⎥

⎦

⎤

⎢

⎣

⎡

−

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

−=

⎥

⎦

⎤

⎢

⎣

⎡

−

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

−

−− 1

11ln11

ης

. (24)

Принимаем, что плотность дислокаций твердой фазы до деформации и после нее от-

личаются на 1–2 порядка [8], а 9,08,0

≈

, то величину (24) можно приближенно опреде-

лить как 3,210ln ≈ .

Выражение (22) преобразовывается к виду:

⎟

⎠

⎞

⎜

⎝

⎛

≅≈

exp

3,2

ςς

. (25)

После логарифмирования:

lnln

−=

. (26)

Уравнения (21) и (26) являются соотношениями, связывающими основные параметры

деформации пористого тела (

) и структурные характеристики материала

(

,,, ), которые характеризуют процессы разупрочнения при деформировании в ин-

тервале повышенных температур. Из этих уравнений следует линейный характер зависимо-

сти накопленной деформации и соответствующего напряжения течения от обратной темпе-

ратуры с тангенсом угла наклона прямой, равным энергии активации процесса динамическо-

го разупрочнения, проходящего по тому или иному механизму.

Тангенс угла наклона

функции

(

)

T1fln

равен RTE , т. е. соответствует выра-

жению (26). Тангенс угла наклона функции

(

)

T1fln

равен RTnE , согласно (21). От-

сюда следует, что тангенс угла наклона этих функций отличается на величину

n , характери-

зующую возможную максимальную плотность дислокаций.

Проверку адекватности математической модели выполняли для оценки энергии актива-

ции динамических процессов разупрочнения при одноосном сжатии пористых медно-

титановых тел. Использовали образцы из шихты порошков меди ПМС-1 и титана ВТ1-0 с мас-

совой долей титана 0,5 %, пористостью 5 и 10 % после спекания при температуре 900–920 ºС

в течение 3

ч в среде генераторного газа. Образцы деформировали на испытательной машине

ZD-4 при температурах 100, 300, 400 и 600 ºС с записью

индикаторных диаграмм. Скорость

деформации составляла 0,01 с

-1

Расчет накопленной деформации выполняли по формуле (17), осевого напряжения по

формуле (16). Строили зависимости

T1ln

−

T1ln

−

(рис. 1). Полученные зависимо-

сти представляют собой прямые линии, за исключением точек при 400 ºС, в которых имеют-

ся разрывы функций, обусловленные деформационным старением. Прямые линии состоят

из двух ветвей – низкотемпературной, характеризующих деформацию при 100–300 ºС, и вы-

сокотемпературной, обусловленной деформацией при 400–600 ºС. Тангенс угла наклона этих

функций определяет энергию активации динамического разупрочнения,

проходящего по то-

му или иному механизму. Степень деформации характеризуется стадией процесса

196

Обработка материалов давлением № 1 (20), 2009

а б

Рис. 1. Зависимости: а –

T1ln

−

; б – T1|ln|

−

; ▲ –

= 5 %; ○ –

= 10 %;

1, 2 –

N = 1; 3, 4 – N = 2; 5, 6 – N = 3

0,1

0,2

0,3

0123

Е, эВ

1,5

2,5

0123

Е, эВ

а б

Рис. 2. Изменение энергии активации при разупрочнении:

а – низкотемпературная ветвь; б – высокотемпературная ветвь; ▲ –

= 5 %; ○ –

= 10 %

Низкотемпературная ветвь характеризуется минимальной энергией активации

(рис. 2, а), значения которой находятся в пределах 0,2–0,39 эВ при пористости образцов 5 %

и 0,12–0,28 эВ при пористости 10%, что является результатом динамического возврата и по-

лигонизации [9].

В высокотемпературной области энергия активации возрастает на порядок (рис. 2, б),

что свидетельствует о более интенсивном разупрочнении. Наибольший прирост энергии ак-

тивации в высокотемпературной области наблюдается на третьей стадии и составляет

2,3–2,6 эВ. При этом, энергия активации разупрочнения сопоставима с энергией активации

самодиффузии чистой меди, равной 2,79 эВ [9], поэтому можно принять, что разупрочнение

на третьей стадии осуществляется за счет динамической рекристаллизации.

Следует отметить, что величина энергии активации процессов разупрочнения зависит

от исходной пористости

образцов и принимает большую величину при пористости 5 %

(рис. 2). Наличие пор тормозит развитие динамического разупрочнения, что подтверждается

экспериментальными исследованиями [10]. Например, при высокотемпературной деформации

197

Обработка материалов давлением № 1 (20), 2009

на стадии разупрочнения динамической рекристаллизацией

=2,6 эВ при

= 5 %

= 2,3 эВ при

= 10 %.

ВЫВОДЫ

Исходя из дислокационных представлений пластической деформации и теории пла-

стичности порошковых пористых тел, выполнен теоретический анализ кинетики разупроч-

няющих процессов, происходящих при деформировании в области повышенных температур.

Получены определяющие уравнения, связывающие основные параметры деформации

(

) и структурные характеристики материала (

, k ,

), которые могут

быть использованы для оценки механизма динамического разупрочнения при деформирова-

нии порошковых пористых тел в интервале повышенных температур.

Установлен линейный характер зависимостей

T1ln

−

T1ln

−

, который по-

зволяет определить механизм процессов динамического разупрочнения пористых тел. По

оценке энергии активации установлено, что в низкотемпературной области деформирования

механизмом разупрочнения является динамический возврат и полигонизация, в высокотем-

пературной области – динамическая рекристаллизация. При этом наличие фазы пористости

снижает энергию активации процессов разупрочнения и, следовательно, можно говорить

об их менее

интенсивном развитии.

ЛИТЕРАТУРА

1. Poliak E. I. Initation of Dynamic Recrystallization in Constant Strain Rate Hot Deformation / E. I. Poliak,

J. J. Jones // ISIJ International. – 2003. – Vol.43. – No. 5. – P. 684–691.

2. Рябичева Л. А. Феноменологический подход к оценке структуры по макроскопическим параметрам

деформации / Л. А. Рябичева // Известия вузов. Черная металлургия. – 1998. - №7. – С. 26–30.

3. Рябичева Л. A. Поэлементное управление структурообразованием в технологических процессах

горячей штамповки / Л. А. Рябичева. – Луганск: Изд-во ВУГУ, 1996. – 179 с.

4. An analysis of hot deformation of an Al-Cu-Mg alloy produced by powder metallurgy / F. Bardi,

M. Cabibbo,E. Evangelista , S. Sipgarelli , M. Vukcevic // Materials Science and Engineering A. – 2003. - Vol. 339. –

No 1–2. - P. 43–52.

5. Zouhar G. Beurteilung der Erholungs- und Rekristallisationsneigung der Stähle bei der Warmformgebung

mit Hilfe des Warmtorsionsversuchs / G. Zouhar // Neue Hütte. – 1974. – No 7. - S. 418–423.

6. Лещинский В. М. Моделирование процесса динамической рекристаллизации/ В. М. Лещинский,

Л. А. Рябичева // Металловедение и термообработка. – 1997. – № 1. – С. 9–11.

7. Штерн М. Б. Модель процессов деформирования сжимаемых материалов с учетом

порообразования. Сообщение II. Одноосное растяжение и сжатие пористых тел / М. Б. Штерн // Порошковая

металлургия. – 1989. – № 6. – С. 34–39.

8. Фридель Ж. Дислокации / Ж. Фридель. – М. : Мир, 1867. – 643 с.

9. Фрост Г. Дж. Карты механизмов деформации / Г. Дж. Фрост, М. Ф. Эшби. – Челябинск :

Металлургия, Челябинское отделение, 1989. – 328 с.

10. Gaponova O. Deforming of the copper-titanium powder materials at elevated temperatures /

O. Gaponova., L. Ryabicheva // International Conference Deformation and fracture in structural pm materials DF PM

2008 Proceedings. – Stará Lesná, High Tatras, Slovak Republic, 2008. – P. 202–206.

Рябичева Л. А. – д-р техн. наук, проф. ВНУ им. В. Даля;

Гапонова О. П. – аспирант ВНУ им. В. Даля.

ВНУ им. В. Даля – Восточноукраинский национальный университет им. Владимира

Даля, г. Луганск.

E-mail: ryabic@gmail.com

198

Обработка материалов давлением № 1 (20), 2009

УДК 621.762.4(03)

Калуцкий Г. Я.

ОБОБЩЁННЫЕ ДИАГРАММЫ РАСПРЕДЕЛЕНИЯ КОНТАКТНЫХ

НАПРЯЖЕНИЙ И УГЛОВЫХ ПАРАМЕТРОВ ОЧАГА ДЕФОРМАЦИИ

ПРИ АСИММЕТРИЧНОЙ ПРОКАТКЕ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ ПОРОШКОВ

Одним из перспективных методов изготовления длинномерных полуфабрикатов явля-

ется прокатка порошков. Прокатка порошков открывает широкие возможности изготовления

листов и лент из нетрадиционных материалов со специальными свойствами, пористых лис-

тов, биметаллических и многослойных листов с высоким качеством соединения слоев.

Как правило, порошковые материалы прокатывают в симметричном очаге деформа-

ции. Однако изготовление полуфабрикатов и изделий методом прокатки порошков в сим-

метричном очаге деформации сопряжено со значительными трудностями, вызванными, в ос-

новном, невозможностью создать как заднее, так и переднее натяжение ленты. Трудности

получения проката особенно проявляются при прокатке ленты, плотность которой превыша-

ет 0,80 ÷ 0,85 относительной плотности материала порошка, когда неравномерное распреде-

ление контактных нормальных напряжений в очаге деформации по ширине проката приво-

дит к значительному росту напряжений растяжения и, как следствие, к разрушению проката

на выходе из валков [1].

В последнее время рядом исследователей было установлено положительное влияние

асимметричной прокатки, позволяющей коренным образом усовершенствовать технологию

прокатки металлических порошков и гранул. Асимметричная прокатка позволяет устранить

многие недостатки, присущие традиционной прокатке.

Авторами работ [2-4] изучалась асимметричная прокатка электролитического медно-

го порошка с использованием валков одинакового диаметра, которые вращались

с разной угловой скоростью. В результате проведенных экспериментов установлено значи-

тельное снижение общего давления прокатки в сравнении с симметричной прокаткой, что

позволяет повысить точность и плоскостность прокатываемой ленты за счет снижения упру-

гих деформаций рабочих валков прокатного стана.

В работах [1, 5] на примере прокатки ленты из отходов алюминиевого сплава показа-

но, что асимметричная прокатка позволяет полностью избавиться от трещин на кромках

и серповидности ленты.

Измерение контактных напряжений в очаге деформации [6] показало, что при асим-

метричной прокатке максимальное нормальное контактное напряжение со стороны меньше-

го валка всегда больше, чем со стороны большего валка независимо от прокатываемого ма-

териала.

Асимметричная прокатка осуществляется за счет рассогласования окружных скоро-

стей рабочих валков, в основном, по двум вариантам: приводные валки имеют неодинаковые

диаметры, но одинаковые угловые скорости, или приводные валки имеют одинаковые диа-

метры, но разные угловые скорости.

Несмотря на явные преимущества, приведенные выше, асимметричная прокатка изу-

чена мало. Недостаточно изучено изменение силовых и угловых параметров в очаге дефор-

мации.

Целью настоящей работы является исследование изменения основных угловых пара-

метров (угла прокатки σ

, нейтрального угла γ) и максимального контактного нормального

напряжения в очаге деформации σ

мах

на двух валках одновременно.

199