Современные проблемы машиностроения

Подождите немного. Документ загружается.

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

171

Общее свойство всех таких систем состоит в том, что все системы при воздействии

ИМО находились в неравновесном состоянии. Процессы, которые при этом обеспечивают

переход системы в новое неравновесное (метастабильное) состояние, объ ясняется с позиций

синергетики [5].

В н астоящее время известен большой класс материалов (полупроводники, жидкости)

действие магнитного поля на которые при водит к изменению электрофизических, механиче-

ских и оптических свойств.

Цель такого воздействия – путѐм «электромагни тного встряхивания» осуществлять

перевод системы в новое структурное состояние (на уровне дефектов и дефектных комплек-

сов) ч ерез промежуточное неустойчивое состояние с повышенной свободной энергией. При

воздействии импульсным магнит ным полем, энергия взаимодействия которого с магнитны-

ми моментами в конденсированных средах меньше т епловой, наблюдаются изменения твер-

дости, износостойкости в инструментальных сталях, параметров решѐтки мартенсита, уровня

микронапряжений второго рода, выделение мелкодисперсных фаз-уп рочнителей.

Особенность этих явлений состоит в том, что при комнатной температуре энергия

магнитного момента



Н в поле Н ~ 10

А/м оказывается на три порядка меньше тепловой

энергии kT.

Обнаруженные изменения параметров структур, обусловленные примесно-

дефектными комплексами, носят колебательный характер и имеют тенденцию к необрати-

мому изменению (рис. 1), в то время как параметры, не определяющиеся примесно-

дефектными комплексами и характеризующие бездефектные структуры, подвержены перио-

дическим изменениям, обусловленными процессами в самой матрице кристалла.

0 2 4 6 8 10 12

Время, час

HRC

Рис. 1. Изменение твѐрдости HRC со временем после ИМО

Разброс значений в твердости меньше амплитуды колебаний. Это свидетельствует о

долговременной релаксации параметров конденсированных сред после воздействия им-

пульсным магнитным полем.

При воздействии сильных магнитных полей при Н



А/м из-за явления электро-

магнитной индукции возникающие вихревые токи могут иметь такие значения, что джоулево

тепло в местах прохождения этих токов, может вызвать сильный нагрев, вплоть до оплавле-

ния. При этом из-за скин-эффекта вся тепловая энергия концентрируется в поверхностных

слоях, вызывая структурные изменения, что целесообразно использовать для финишной об-

работкой, в результате которой повышается твѐрдость на поверхности.

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

172

При применении ИМО при Н <10

А/м после закалки и отпуска (финишная обработ-

ка), когда система насыщена дефект ами и де фектными комп лексами, металл получает до-

полнительную энергию в результате «магнитного встряхивания », что приводит к изменению

структуры и структурночувствительных свойств.

Возникает вопрос, каким образом примеси, карбиды, находящиеся в связанном со-

стоянии, и комплексные дефекты при низких (комнатных) температурах переходят в несвя-

занное состояние при воздействии слабых импульсных магнитных полей. Для этого должны

быть изменения в структуре атомов (молекул) карбидов и других соединений, при водящие к

разрушению химической связи.

Суть в т ом, что магнитный момент молекул не равен сумме магнитных моментов ато-

мов, входящих в соединение, поскольку осуществление химической связи между атомами

соединения требует оп ределенной п ерестройки внешних электронных оболочек. При образо-

вании соединений общее число электронов может быть нечетное и, следовательно, спин од-

ного из электронов оказывается нескомпенсированным.

Под действием магнитного поля изменяется ориентация этого спина электрона, учас т-

вующего в химической связи и в последую щем распаде связи атомов в соединении. Наибо-

лее быстро эта релаксация идет за счет взаимной переориентации ядерного спина и спина

электрона, локализованного на примеси. Однако для т акой переориентации необходимо по-

глощение фононов, поэтому релаксация идет с поглощением энергии. После разрыва связи

одиночные примесные атомы диффундируют по кристаллу и захватываются на напряженных

связях границы раздела (аналогично гетерированной примеси при высоких температурах).

Если учесть, что магнитное поле меняется и по величине и по направлению, то проис-

ходит переориентация спина с определенной цикличностью и интенсивностью изменения

его направления, что и отражается на разрушении химической связи в соединениях (в карби-

дах) [6]. Видимо поэтому действие на материал постоянного магнитного поля менее эффек-

тивно в плане изменения свойств материала, чем ИМО.

Возможность образования нескомпенсированного спина в соединениях, в которые

входят переходные металлы (Fe, Cr, Ni) наиболее вероятная, так как атомы этих элементов

имеют недостроенные внутренние электронные оболочки, благодаря чему они многовалент-

ны и их ионы обладают постоянным магнитным моментом.

Таким образом, изменение ориент ации спина электрон а, участвующего в химической

связи, может привести к заполнению антисвязывающих орбиталей и последующему распаду

связи. После разрыва связи одиночные примесные атомы диффундируют по кри сталлу и за-

хватываются на искаженных границах раздела.

Особенность всех эт их явлений состоит в том, что указанные процессы, вызывающие

изменение свойств, происходят при комнатной температуре. Наибольший интерес вызывают

диффузионная подвижность атомов, разрушение примесных комплексов (карбидов), образо-

вание мелкодисперсных карбидов, протекание генерационных проц ессов.

Естественно предположить, что, во-первых, в результате воздействия ИМО на мате-

риалы, возникает микропластическая деформация, имеющая магнитострикционное происхо-

ждение [1]. Магнитострикционный наклеп в отличие от механического представляет собой

объемное, а не поверхностное упрочнение материала. Механизм этого процесса имеет сле-

дующую природу.

В ненамагниченном состояни и ферромагнитная матрица стали разделена на множест-

во доменов. При смещении междоменных границ и вращении векторов спонтанной намагни-

ченности под действием внешнего магнитного поля изменяются направления спиновых мо-

ментов электронов, что сопровождается магнитострикционной деформацией и связанных с

ней упругих напряжений. Взаимодействие упругих полей, обусловленных магнитострикцией

стали, с упругими полями еѐ реальной дислокационной структуры приводит к перераспреде-

лению локальных напряжений. В этих местах наиболее интенсивно идут проц ессы размно-

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

173

жения и перемещения дислокаций и, таким образом, формируются очаги пластической де-

формации, вызывающие упрочнение инструмента. Однако если обрабатывать сталь импуль-

сами со слишком высок ими значениями мощности, то из-за большого скопления дислокаций

вблизи границ возникают микротрещины, приводящие в итоге к хрупкому разрушению.

Авторами работы [4] установлено: при ИМО (напряжѐнность магнитного поля

Н ~ 10

А/м) в результате микродеформации кристаллической решѐтки, происходит распад

остаточного аустенита и на 10-15% повышается микротвѐрдость.

Эффекты, обнаруженные при воздействии относительно слабых магнитных полей на

твѐрдые тела различной п рироды, могут быть обусловлены пространственно-временной ор-

ганизацией системы дефектов. Известно, что возникновение таких процессов вызвано пере-

ходом системы через состояния нестабильности. Пространственно -временная организация,

обусловленная возникающими в системе нестабильностями, рассматривается как основной

признак существования нового типа динамического состояния материала, названного «дис-

сипативной структурой» [ 5].

Как показывают эксперименты, для атомов различных элементов, участвующих в об-

разовании концентрационных волн, характерны значения дифф узионной подвижности, ано-

мально высокой по сравнению с обычной перескоковой диффузией (до воздействия магнит-

ного поля).

Одной из причин увеличения диффузионной подвижности примесных атомов, интен-

сивного движени я дислокаций, является энергия магнитострикционной деформации, вызы-

вающая упругие напряжения. Взаимодействие упругих полей, об условленных магнитост-

рикцией с упругими полями реальной дислокационной структуры, приводит к появлению

локальных напряжений и, поэтому при оценке общего энергетического состояния стали не-

обходимо учитывать вклад энергии магнитострикционной деформации. В местах локальных

напряжений стремление системы к минимуму энергии приводит к изменению параметра ре-

шетки (для мартенсита), ускоряет распад мартенсита, стимулирует выделение мелкодис-

персных фаз, вызывает перемещение и зарождение дислокаций [6, 7].

Согласно [3] под действием локальных напряжений может происходить сегрегация

примесных атомов и прежде всего атомов углерода на границах зерен и дислокациях. При

этом резко возрастает вероятность флукт уации концентрации углерода вдоль дислокаций,

это приводит к образованию карбидной фазы.

Исследования структуры стали после ИМО показали, что мелкодисперсные карбиды,

наблюдаемые в структуре, имеют округлую форму и как следствие, снижается концентрация

напряжений около таких карбидов.

Высокую подвижность примесных атомов, близкую к п одвижности атомов водорода,

обеспечивает спиновый запрет на восстановление химических связей – следствие динамиче-

ской поляризации ядер. Таким образом, воздействие слабым магнитным полем вызывает

диффузионную неустойчивость системы из-за длит ельной релаксации при динамической по-

ляризации ядер после наложения поля на многокомпонентную конденсированную систему,

что в конечном итоге приводит к структурной перестройке [4].

В настоящее время существуют достаточно эффективные и надѐжные эксперимен-

тальные методы исследования эффекта магнитной обработки.

Например, изменения параметра решѐтки мартенсита в сталях после ИМО подтвер-

ждены данными рентгенострукт урного анализа и электронной микроскопии [6].

Метод исследования термо-э.д.с. (ТЭДС) является одни м из наиболее эффективных в

виду высокой зависимости от структурного состояния в сплавах и поэтому наиболее инфор-

мативной характеристикой для понимания процессов, протекающих в металле после им-

пульсной магнитной обработки (ИМО). Колебания значений ТЭДС, по-видимому, связаны с

переходом системы из одного метастабильного состояния в другое при изменении параметра

решетки мартенсита, выделения мелкодисперсных фаз-упрочнителей и др.

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

174

Температура закалки

без ИМО

0,4

0,425

0,45

0,475

0,5

0,525

0,55

0 1 2 3 4 7 8

Время, сутки

без ИМО

tзак=1035

tзак=1075

разрыв

Рис. 2. Изменение термо-э.д.с. стали 4Х5МФС после ИМО и без ИМО

Для исключения влияния случайных факторов на показания ТЭДС одновременно с

намагниченными образцами, в работе [8] определяли ТЭДС на образцах , не подвергавшихся

ИМО. В последнем случае колебания значений термо-э.д.с. находились в пределах точности

измерений и отклонения в колебаниях были незначительными по сравнению с амплитудой

колебаний значений термо-э.д.с. после ИМО.

Результаты, приведѐнные на рис. 2, позволяют сделать выводы о сложных процессах,

идущих в закалѐнной инструментальной стали, подвергнутой ИМО, при магнитном старе-

нии. Изменения термо-э.д.с. являются результатом перестройки тонкой стр уктуры, снижени-

ем остаточного аустенита и внутренних напряжений [6, 7]. Всѐ это в итоге приводит к повы-

шению эксплуатационной стойкости инструмента.

Литература

1. Малыгин В.Б. Магнитное уп рочн ение ин струмента и деталей машин [Текст]/

В.Б.Малыгин – М.: Машиностроение, 1989 – 112 с.

2. Полетаев В.А. Влияние обработки в импульсном магни тном поле и коротком раз-

ряде на прочность сталей [Текст]/ В. А. Полетаев, А.С. Помельникова, М.Н. Шипко // Ми-

ТОМ. – 2000. – №4. – С. 34-37.

3. Постников, С.Н. Электрические явления при трении и резании [Текст] / С.Н. Пост-

ников. – Горький, 1975. – 280 с.

4. Постников, С.Н. Некоторые физические аспекты магнитной обработки инструмента

[Текст] / С.Н. Постников, А.Ф. Годлина, Б.Н. Таранов // Вопросы электрофизики трения и обра-

ботки резанием: тез. докл. Горьковского политехнического института. – 1974. – Вып. 4. – С. 27-35.

5. Пригожи н, И.С. Время, структ ура и флуктуации [Текст] / И.С. Пригожин // УФН. –

1980. –Т.131. – Вып. 2. – С. 185-193.

6. Масловский В.М. О механизме влияния слабого магнитн ого поля на реальную

структуру конденсированных сред [Текст]/ В.М. Масловский, С.Н. Постников // Обработка

импульсным магнитным полем: материалы IV научно-технического семинара с международ-

ным участием по н етрадиционным технологиям в машиностроении. – София – Горький,

1989. – С. 132.

7. Постников, С. Н. Перестройка дефектных комплексов в кристаллических твѐрдых

телах под действием магнитных полей допороговых энергий. Прикладные проблемы проч-

ности и пластичности. Статика и динамика деформируемых систем [Текст] / С.Н. Постников,

В.П. Сидоров // Всесоюзный межвузовский сборник. – Горький, – 1980. – 138 с.

Термо-э.д.с. Е, мВ

°С

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

175

8. Гвоздев А.Г. Влияние обработки в импульсном магнитном поле на свойства стали

4Х5МФС [Текст] / А.Г. Гвоздев, Л.И. Гвоздева, И.П. Бородин, Т.В. Сушкова // V Междуна-

родная конференция «Прочность и разрушение материалов и конструкций », Оренбург, 2008.

– Т. 2. – С. 370-373.

ТЕХНОЛОГИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И СВАРИВАЕМОСТЬ ЛИСТОВ

ИЗ СПЛАВА В-1341 СИСТЕМЫ AL-MG-SI

М.А. Гуреева, к.т.н., О.Е. Грушко, д.т.н.

ФГУП «Всероссийский институт авиационных материалов» (ВИАМ)

105005, г. Москва, ул. Радио, 17, тел. (499) – 795–83–95

E-mail: vikov1956@mail.ru

В конструкции современных летательных аппаратов широкое применение находят

сварные узлы из алюминиевых сплавов, работающие под внутренним давлением жидкостей

и газов. К таким узлам относятся подвесные и накладные топливные баки, топ ливные акку-

муляторы, бачки и баллоны, а также сварные трубопроводы.

Технологический процесс изготовления бачков и баллонов включает операции холод-

ной штамповки листовой заготовки и дуговую сварку неплавящимся электродом в защитном

газе. В отечественной практике при изготовлении изделий, технологический цикл которых

включает операции холодной штамповки с глубокой вытяжкой, растяжением и и згибом,

обычно применяют сплавы системы Al-Mg (типа 5052). Однако эти сплавы обладают отно-

сительно низкой п рочностью, не являются вакуумно-плотными в листах толщиной менее 2,5

мм, склонны к наклѐпу и формированию деформационных полос при деформации растяже-

нием. Для аналогичных целей могут широко использоваться листы из сплавов системы Al-

Mg-Si (серии 6000). В последние годы этим сплавам уделяется большое внимание в связи с

тем, что они начинают применяться в автомобильной промышленности.

В работе приведены результаты исследования листов сплава В-1341, разработанного

на основе системы Al-Mg-Si, легированного кальцием. Изучены кристаллографическая тек-

стура, микроструктура, способность к формообразованию при холодной деформации, свари-

ваемость листов толщиной 1,5 мм сплавов системы Al-Mg-Si, содержащих легирующие до-

бавки кальция, имеющих регламентированную рекристаллизованную структуру после закал-

ки. Показана высокая технологичность листов, позволившая получить детали тип а полусфер,

тонкостенные п рофили в условиях стесненного изгиба, гофрированные панели. Изучена сва-

риваемость сплава В-1341, получены герметичные сварные баллоны, к оторые при испыта-

нии под избыточным давлением до 1,3 атм. сохраняли герметичность. Полученные результа-

ты показали перспективность применения сплава системы Al-Mg-Si В-1341 в сварных герме-

тичных конструкциях вместо сплавов системы Al-Mg. Разработанный сплав применен в но-

вом российском гражданском самолете SSJ (Sukhoi Super Jet) в конструкции пилонов, систем

кондиционирования и отъемной части крыла. Sukhoi Civil Aircraft Company намерена расши-

рять применение сплава В-1341.

В качестве материала для исследований использовали холоднокатаные листы толщи-

ной 1,5 мм из сплавов системы Al-Mg-Si двух составов: сплав 1 – без кальция, сплав 2 – с

кальцием. Величину зерна определяли на микрошлифах, вырезанных в продольном направ-

лении относительно прокатки по толщине листа.

Технологичность при холодном формообразовании холоднокатаных листов в зака-

ленном состоянии оценивали комплексной методикой [1], включающей определение показ а-

телей, характеризующих способность материала к выдавке (коэффициент выдавки К

выд

, вы-

сота купола H) и гибке (минимальный радиус гиба R

min

Величину К

выд

определяют по формуле:

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

176

выд

= Н/ (D

– S),

где Н – высота купола, мм; Dм – диаметр матрицы, мм; S – толщина листа, мм.

Одними из существенных факторов, определяющих способность к формообразованию

при холодной деформации, является кристаллографическая текстура и зеренная структ ура.

Размер зерна в листах из сплавов системы Al-Mg-Si не должен превышать величины d ~ 50-

70 мкм [ 2]. В алюминиевых сплавах на параметры структуры существенное влияние оказы-

вают переходные металлы, такие как Fe, Zr, Ti, а также щелочные и щелочноземельные ме-

таллы.

Исследована структура листов двух сплавов. Микроструктуры листов изученных

сплавов заметно различаются как по размеру зерна, так и по своему характеру. Зерна в спла-

ве №1 значительно крупнее, чем в сплаве №2 (соответственно 70 и 30 мкм), они имеют более

равноосную (полигональную ) форм у. Все это указывает на то, что в сплаве №1 прошла соби-

рательная рекристаллизация. Зерна в сплаве №2 мельче и более вытянуты, структура более

однородная (рис.1).

а б

Рис.1. Микроструктура сплава 1 (а) и сплава 2 (б). Цветное травление, х100

Листы сплава 1 характеризуются заметной неоднородностью текстуры по толщине.

По всему сечению ли ста п реобладают кубические ориентировки {100}-<0k1>. В структуру

срединных слоев заметный вклад внесли ориентировки сдвигового типа {hkl}-<011> с осью

<011>, параллельной направлению прокатки. Практически отсутствуют ориентировки пло-

ской деформации типа {110}+{hkl}-<112>, х арактерные для текст уры срединных слоев лис-

тов из алюминиевых сплавов [3,4]. В срединной части листов отмечено присутствие октаэд-

рической ориентировки сдвигового типа {111}-<011>, которая выражена наиболее отчетли-

во в сплаве 2. В целом, наблюдается некоторая нерегулярность мотива полюсных фигур,

проявляющаяся в виде нарушений зеркальной симметрии позиций текстурных максимумов,

отвечающих совокупности ориентировок одного типа, что свидетельствует о наличии кру п-

ных зерен.

Основной особенностью прямых полюсных фигур (ППФ) листов сплава 2 является

сильный центральный максимум (Р ~ 10-20), соответствующий кубической текстуре. Поми-

мо кубической текстуры, только на ППФ подповерхностных слоев сплава 1 фиксировались

следы текстуры Госса типа {110} – <001> и компонент {113} – <332>. На большинстве по-

люсных фигур проявились изолированные интенсивные максимумы, свидетельствующие о

присутствии круп ных зерен произвольной ориентации. Полюсные фигуры сплава 2 имеют

более регулярный характер, на них практически п олностью отсутствуют сильные изолиро-

ванные максимумы [5]. В отличие от сплава 1, в структуре сплава 2 в качестве основного

присутствовал октаэдрический компонент {111} <110>, который, как известно, обеспечивает

однородное течение металла при холодной штамповке без образования фестонов.

Для обеспечения хорошего формообразования при холодной деформации необходимо,

чтобы листы были изотропны. Как видно на рис. 2, листы сплава легированного кальцием в со-

стоянии Т4 изотропны. Значения предела прочности находятся в диапазоне (252-258) МПа, а от-

носительного удлинения – (28,5-31,3) %.

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

177

255

258

256

254

252

257

248

250

252

254

256

258

260

0 15 30 45 60 75 90

Угол вырезки образца, град.

Предел прочности, МПа

28,5

29,5

31,3

29,7

29,3

28,7

27,5

28,5

29,5

30,5

31,5

0 15 30 45 60 75 90

Угол вырезки образца, град

Относительное удлинение, %

Рис. 2. Прочность (а) и относительное удлинение (б) образцов сплава В-1341

На листах обоих сплавов в состоянии Т4 были определены характеристики техноло-

гичности при холодном формообразовании (табл. 1). Высота купола при выдавке Н и коэф-

фициент выдавки на листах сплава состава 2 с кальцием выше, чем на листах без кальция.

Минимальный угол гиба для обоих сплавов находится в пределах (0,6-0,8)S.

Таблица 1

Характеристики технологичности сплавов системы Al-Mg-Si

№ сплава

Показатель технологичности

min

выд

Н, мм

Качество поверхности

0,6-0,8

Небольшая шероховатость

0,6-0,8

Гладкая

Исследована свариваемость сплавов системы Al-Mg-Si. В таблице 2 показано влияние

содержания кальция на склонность сплава к образованию трещин. Аргонно-дуговую сварку

образцов осуществляли без присадки и с присадочной проволокой. Как видим, введение в

сплав кальц ия позволяет снизить коэффициент трещин ообраз ования. Склонность к трещино-

образованию при сварке плавлением в результате введения кальция снижается за счет из-

мельчения структуры швов.

На основании полученных результатов сплав системы Al-Mg-Si, легированный каль-

цием, запатентован и получил марку В-1341. Освоено его промышленное производство. Га-

рантированный уровень свойств листов приведен в т аблице 3. Из холоднокатаных листов в

состоянии Т4 методами холодной деформации могут быть пол учены детали сложной формы

(рис. 3) без промежуточной термической обработки.

Таблица 2

Склонности к трещинообразованию при сварке

Номер

сплава

Сварка

Коэффициент

трещинообразования, %

Без присадки

С присадкой

2-8

Таблица 3

Гарантированный уровень свойств листов сплава В-1341 в состоянии Т6

Предел прочности 

, МПа

Предел текучести



0,2

, МПа

Относительное

удлинение ,%

≥330

≥260

≥10

Листы из сплава В-1341 хорошо свариваются с листами сплавов системы Al-Mg. Ха-

рактеристики сварных соединений приведены в таблице 4.

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

178

а б

Рис. 3. Детали из сплава В-1341, полученные холодной деформацией

а – днище бака ( 120 мм) (штамповка за 2 перехода без промежуточной

термической обработки); б – полупатрубок (штамповка за 1 переход)

Таблица 4

Механические свойства сварных соединений

Сочетание сплавов

Состояние

образца

Предел прочности сварного

соединения 

, МПа

Угол гиба, град

В-1341Т4

208

288

В-1341Т4 + (Al-2%Mg)

196

100

197

В-1341Т4 + (Al-4%Mg)

202

215

В-1341Т4 + (Al-6%Mg)

207

282

Примечание:1-после сварки; 2-искусственное старение после сварки

Листы, сварные соединения и детали из сплава В-1341 имеют высокую коррозионную

стойкость. Глубина межкристаллитной коррозии (МКК) в состоянии Т6 и после нагревов 175 °С,

1000 ч не превышает 0,1 мм.

Проведены сравнительные циклические испытания на герметичность образцов-

емкостей из сплава В-1341 (толщина листа 1,5 мм) и сплава Al-4%Mg (толщина листа 2,5 мм)

по следующей схеме:

– проверка на герметичность давлением воздуха 0,2 МПа;

– подъем давления до 0,2 МПа (через штуцер в дне) и сброс давления до 0 МПа (один цикл);

– осмотр герметичности сварных швов через каждые 1000 циклов.

Испытания на герметичность избыточным давлением показали, что образцы-емкости

из сплава Al-4%Mg теряют герметичность при повышении давления с 0,2 до 0,3 МПа. При

этом наблюдаются отпотевания (нарушение герметичности) как п о основному металлу, так и

по сварному соединению. Нарушение герметичности по сварному соединению происходит

по металлу шва или по зоне сплавления.

При испытаниях на герметичность циклическим нагружением образцы-емкости из

сплава В-1341 выдержали (48–50)х10

циклов без нарушения герметичности основного метал-

ла и продольного сварного шва. В то же самое время образцы-емкости из сплава Al-4%Mg те-

ряли герметичность примерно через (28-33)х10

циклов нагружения.

Хорошая штампуемость и свариваемость листов сплава В-1341 позволяет изготавли-

вать сварные топливные аккумуляторы, крыльевые топ ливные баки и расширительные бачки

из листа толщиной 1,5 мм взамен сплава Al-4%Mg толщиной 2,5 мм. Применение сплава В-

1341 должно способствовать повышению надежности в эксплуатации сварных емкостей. На

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

179

рис. 4 приведен топливный аккумулятор из сплава В-1341 после испытания на прочность при

внутреннем давлении в 2 раза превышающем рабочее.

Рис. 4. Топливный аккумулятор. (Стрелками показано образование «бочки»).

Заключение

1. Показано положительное вли яние кальция на комплекс свойств, структуру и свари-

ваемость сплава системы Al-Mg-Si.

2. Разработан и запатентован сплав марки В-1341 н а основе системы Al-Mg-Si с леги-

рующими добавками кальция.

3. Показаны высокие характеристики коррозионной стойкости, формообразования и

свариваемости листов сплава В-1341.

4. Сплав В-1341 рекомендован для замены изделий из сплавов системы Al-Mg в виде

сварных деталей и деталей, пол ученных холодной деформацией.

5. Разработанный сплав применен в новом российском гражданском самолете SSJ

(Sukhoi Super Jet). Интерес к сплаву проявляют другие авиационные фирмы.

6. Сплав В-1341 и детали из него могут использоваться в авиационной и автомобиль-

ной промышленности.

Литература

1. Аверкиев А.Ю. Методы оц енки штампуемости листового металла. М.: Машино-

строение, 1975. – 175 с.

2. Matsumoto Katsushi, Sugizaki Yasuaki, Yanagawa Mashiro. U.S. Patent 6334916, January, 2002.

3. Фридляндер И.Н., Шамрай В.Ф., Бабарэко А.А. и др. Металлы, 1999. – № 2. – С. 79-84

4. Фридляндер И.Н., Бабарэко А.А., Сандлер В.С. Перспективные материалы, 2000. –

№ 4. – С. 19-24.

5. В.Ф. Шамрай, О.Е.Грушко, Л.М.Шевелѐва, В.Д.Самсонов. Перспективные материа-

лы, 2004. – № 5. – С. 16-22.

УЛУЧШЕНИЕ ТРИБОТЕХНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПЛАСТИЧНЫХ СМАЗОЧНЫХ

МАТЕРИАЛОВ С ПОМОЩЬЮ ДОБАВКИ УЛЬТРАДИСПЕРСНОГО ПОРОШКА

АЛМАЗОГРАФИТА

С.Г. Докшанин, к.т.н., доцент

Сибирский федеральный университет,

660074, г. Красноярск, ул. ак. Киренского, 26 «Г», тел. (391)249-72-30, (391)249-73-66

E-mail: Sergey_dokshanin@mail.ru

Основная причина преждевременного отказа подшипников качения связана с образо-

ванием задира, возникающего в результате скольжения тел качения по дорожкам и бортам

колец. В условиях эксплуатации даже кратковременное ужесточение режима работы может

привести к наступлению граничного режима трения за счет выдавливани я смазочного мате-

V Международная научно-техническая конференция

«Современные проблемы машиностроения»

______________________________________________________________

180

риала из зоны контакта тел качения с дорожками колец. Следствием этого является повыше-

ние момента трения и рост температуры в подшипниковом узле. Все это приводит к схваты-

ванию контактирующих поверхностей, что сказывается на работоспособности подшипников

качения. Уменьшение проскальзывания, понижение рабочей температуры, ограничение мо-

мента т рения можно добиться за счет качества при меняемых смазочных материалов, поэто-

му большее внимание уделяется их антифрикционным, противоизносным и противозадир-

ным свойствам. Применение смазочных материалов с улучшенными антифрикционными и

противоизносными свойствами повышает срок службы подшипников качения, однако выбо р

серийных марок смазочного материала может быть ограничен условиями эксплуатации или

техническими требованиями к узлу. В этом случае введение в базовый смазочный материал

твердых добавок, улучшающих триботехнические свойства, может быть решением данного

вопроса.

В качестве твердых добавок может быть использован ультрадисперсный порошок ал-

мазографита (УДПАГ), представляющий углеродосодержащий конденсированный п родукт,

полученный методом детонационного синтеза в среде углекислого газа. Основная цель вве-

дения подобных добавок в пластичные смазочные материалы − улучшение смазочной спо-

собности, увеличение прочности смазочного слоя на контакте, снижение коэффициента тре-

ния и износа деталей подшипников качения [1].

Целью представленной работы является получение смазочных композиций с высокими

антифрикционными и противоизносными свойствами на основе широко используемых пластич-

ных смазочных материалов и оценка возможности их применения в подшипниках качения. В

данной работе приведены отдельные результаты комплексного исследования, проводимого

для определения трибологических свойств пластичных смазочных материалов при введении

в них добавки УДПАГ. Добавка представляет собой углеродную смесь с размером частиц

10−40 нм, где доля графита составляет до 80 % продукта взрыва, другая часть находится в

виде высокодисперсной алмазоподобной фазы. Концентрация порошка в смазочной компо-

зиции взята 1 масс. % как наиболее оптимальная п ри использовании в пластичных смазоч-

ных материалах [2].

Влияние УДПАГ на противоизносные и антифрикционные свойства рассматривалось

на примере взятого в качестве основы многоцелевого пластичного смазочного материала Ли-

тол-24 (ГОСТ 21150−87), который широко применяется для смазки подшипников качения

различных типов.

Исследования трибологических свойств смазочных композиций проводились на лабо-

раторных установках, моделирующих работу узла с подшипниками качения. Представлен-

ные на графиках результаты износа (рис. 1 и 2) были получены при использовании смазоч-

ных материалов в роликоподшипнике типа 7206А с коническими роликами при радиальной

и осевой нагрузках от 1 кН до 2,5 кН для однонаправленного вращения внутреннего кольца с

частотой 960 об/мин. Величина износа определялась по изменению массы подшипника.

2,5

Износ,мг

2,5

Износ,мг

а) б)

Рис.1 Зависимость износа от наработки для радиальной нагрузки: а) без добавки;

б) с добавкой УДПАГ