Расчет уширения полосы с учетом влияния межклетевых сил

УДК 621.771.23

РАСЧЕТУШИРЕНИЯ ПОЛОСЫ С УЧЕТОМ ВЛИЯНИЯ МЕЖКЛЕТЕВЫХ СИЛ

Ю.Б. Бахтинов, канд. техн. наук

Рассмотрены методы и формулы для инженерных расчетов уширения при различном сочетании межклетевых сил натяжения и подпора при непрерывной прокатке листов и сортовых профилей повышенной точности. Установлено, что наиболее точными являются уравнения, выведенные с учетом изменения границ зоны прилипания.

Ключевые слова: непрерывная прокатка листов и профилей, межклетевые силы натяжения и подпора, инженерные расчеты уширения, зона прилипания.

Calculation of Strip Spreading in View of the Effect of Interstand Forces. Yu.B. Bakhtinov, Yu.M. Seegalov, Yu.F. Tarasevich, A.F. Pimenov.

Methods and formulae for engineer calculations of spreading in the cases of various combinations of interstand forces of tension and back pressure during continuous rolling of precision sheet and sectional shapes are discussed. It has been found that the most accurate equations are equations derived in view of a change of stick region boundaries.

Key words: continuous rolling of sheets and shapes, interstand forces of tension and back pressure, engineer calculations of spreading, stick region.

Развитие непрерывной прокатки широких полос повышенной точности затруднено из-за отсутствия методик, позволяющих с достаточной точностью оценить величину поперечной деформации при натяжении. При непрерывной прокатке сортовых профилей повышенной точности очень важно определить величину подпора. Для этого при расчетах натяжения и подпора, а также их совместного влияния следует учитывать величину зоны прилипания.

В работе предложены методы и формулы для расчета уширения при различном возможном сочетании межклетевых сил натяжения и подпора на основе подходов, рассмотренных в работе [1]*.

* Примечание научного редактора. Публикуемый материал не вполне отвечает традиционному составу научно-технической статьи, но он представляет известную ценность, поскольку освещает актуальное научно-тех-ническое решение.

Уширение полосы при совместном действии межклетевых сил натяжения и подпора предлагается определять по зависимости:

ДКМ.С _ д^О рМ.СрМ.С _ д^О рм.С п .

тах - тах сг0 ^ - АЧпахи1„ -

где ДЬ°ах - максимальное уширение, соответствующее равенству поперечной Р и продольной А. деформации, определяется по методике, приведенной в работе [2]; С"ос, - коэффициенты, учитывающие влияние на уширение соответственно передних и задних межклетевых сил; С"'с - коэффициент совместного действия межкпетевых сил.

Влияние коэффициентов С0о, Са1, С1п определяли по двум вариантам - путем оценки отношения границ зон уширения или прилипания при наличии и отсутствии межклетевых сил соответственно (табл. 1-4).

мммшнянииннншнннннняннмшмншяаншмнмшмнмм

ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ I № 4I2009 73

Таблица 1

Параметры деформации при прокатке с натяжением свинцовой полосы

Величина Опытное уширение [4], мм Коэффициент натяжения с" О

натяжения при свободной по

стн/<тз прокатке с натяжением опытный

При заднем натяжении ан=ст0

0,20 3,4 3,05 0,897 0,891 0,893

0,25 3,4 2,95 0,867 0,864 0,868

0,30 3,4 2,90 0,853 0,837 0,844

0,35 3,4 2,85 0,838 0,809 0,820

0,40 3,4 2,70 0,794 0,782 0,798

0,50 3,4 2,50 0,735 0,728 0,754

0,60 3,4 2,35 0,691 0,674 0,712

1,0 3,4 - - 0,456 0,568

При переднем натяжении стн=ст1

0,20 3,4 3,30 0,970 0,939 0,973

0,25 3,4 3,38 0,965 0,924 0,966

0,30 3,4 3,25 0,955 0,909 0,960

0,35 3,4 3,23 0,950 0,894 0,954

0,40 3,4 3,20 0,941 0,878 0,947

0,50 3,4 3,15 0,926 0,848 0,935

0,60 3,4 3,10 0,912 0,818 0,922

1,0 3,4 - - 0,696 0,873

Таблица 2

Параметры деформации при совместной прокатке

с задним и передним натяжением свинцовои полосы

Опытное уширение [4], мм Коэффициент совместного действия

Относительное переднего и заднего натяжения

натяжение при свободной прокатке при совместном переднем и заднем натяжении опытный по

0,20 3,4 2,960 0,870 0,836 0,869

0,25 3,4 2,84 0,836 0,798 0,839

0,30 3,4 2,76 0,814 0,760 0,810

0,35 3,4 2,70 0,796 0,724 0,783

0,40 3,4 2,54 0,747 0,686 0,755

0,50 3,4 2,31 0,680 0,617 0,705

0,60 3,4 2,14 0,630 0,551 0,657

1,0 3,4 - - 0,317 0,294

Рассмотрим первый вариант расчета. Для определения коэффициентов межклетевых сил натяжения в работе [1] рекомендуются следующие уравнения: - при заднем натяжении

С" =1-

4,6

Д/)

и»

г и \

Л,

Таблица 3

Параметры деформации при прокатке с подпором свинцовой полосы 14x23,4 мм из заготовки квадрат 20 мм

Величина Опытное уширение [3], мм Коэффициент подпора а"

натяжения a"/as при свободной прокатке с подпором опытный по

При заднем подпоре a"=a0

0,20 0,25 0,30 0,35 0,40 0,50 0,60 1,0 3,4 3,4 3,4 3,4 3,4 3,4 3,4 3,4 3,57 3,62 3,66 3,71 3,75 3,85 3,94 1,051 1,064 1,075 1,090 1,103 1,132 1,159 1,050 1,063 1,076 1,090 1,103 1,131 1,159 1,278 1,054 1,068 1,081 1,095 1,109 1,136 1,163 1,272

При переднем подпоре ст"=сг1

0,20 0,25 0,30 0,35 0,40 0,50 0,60 1,0 3,4 3,4 3,4 3,4 3,4 3,4 3,4 3,4 3.43 3.44 3.45 3.46 3.47 3.48 3,50 1,010 1,013 1,015 1,018 1,021 1,023 1,029 1,010 1,013 1,015 1,018 1,020 1,026 1,031 1,227 1,030 1,038 1,045 1,053 1,060 1,076 1,091 1,152

Стг

= 1—

1,15(8+ l)ln

^ и ^

К

h,

V"l

- при переднем натяжении

С" =1-

С-1

Ос

Гь \

\hu

= 1

СТ.

2,64551п

hо_

- при совместном влиянии заднего и переднего натяжения:

Cv =С" С" ,

где Gq , ст" - заднее и переднее натяжение соответственно;

gs - сопротивление деформации; 8=2ц/ /Д/i; I - длина дуги захвата; ц - коэффициент трения; Ah=(h0-/i1), /i0, h1 - высота полосы до и после прокатки;

/от=0,5 (/д+Д/ч/2ц) - длина зоны отставания;

/оп=0,5 (/д-А/1/2ц) - длина зоны опережения.

Провели расчет коэффициентов заднего и переднего натяжения для случая прокатки в валках диаметром 180 мм свинцовой полосы 14x23,4 мм из заготовки квадрат 20 мм с относительным задним и передним натяжением <7q /ст5 =а" /а5 =0,5 •

Трение в условиях пластической деформации - явление более сложное, нежели трение

яшшя

Формулы для инженерных расчетов

Таблица 4

Номер п/п

Коэффициент

Схема прокатки

Расчетная формула

Заднего подпора

V 26 °<

Переднего подпора

О

Заднего натяжения

С7Н

и0

О

С" = ехр -1,15

25- 1

Переднего натяжения

О

а1

С", = ехр -0,66

Заднего подпора+ переднего подпора

СТП

и0

ау

с-"

= ехр

25

_^ + ¿Ы.

262 а* 452

-а.

Заднего подпора+ переднего натяжения

ап

и0

а?

' "1 25-1

25"

о.

нвннш

шмтжшмммм

шяшяшшшяшшшшяишшвяшшшяшшшшишяшяшшшшшшшшшш

Продолжение табл. 4

Номер п/п

Коэффициент

Схема прокатки

Расчетная формула

Заднего натяжения+ переднего подпора

G

t

Gi

„"о' "1

'Га

ехр —1,15

28- !

45z

Заднего натяжениян-переднего натяжения

а

t

а?

t '

= ехр —1,15

25 - 1 сто

— - 0,66 • —

твердых тел друг о друга, например свинца по стали.

Физическая сущность механизма трения при прокатке состоит в пластической деформации приконтактных зон и зависит от истинного сопротивления деформации металла полосы.

Определим величину экспериментального коэффициента трения цэ для случая прокатки в валках диаметром 180 мм свинцовой полосы 14x23,4 мм из заготовки квадрат 20 мм по формуле Б.П. Бахтинова, выраженной через длину зоны опережения / [2]:

Ah 1-SH Ab=b-B= э-

h 1 + Sh

щий влияние вытяжки X на уширение при равенстве продольной X и поперечной р-дефор-мации;

Н, ¡п - высота полосы до и после прокатки; В, Ь - ширина полосы до и после прокатки; /., / - длина полосы до и после прокатки;

^""Апах)- 11 + \,ах) - коэффициент отставания, опережения. Откуда

IV

Ah,

ДЬ

0,575

Ah3 jHh

= 0.575-^

Vtih

Ah

2ц

э у

где Z =1,15/ - ширина зоны уширения;

L = -

ylR/Щ -

А^ 2ц

ния;

1-S„ L 1

_"max L _ х

1 + Sh ~ 1~ X

- длина зоны опереже-

1_1 - множитель, отражаю-

__М.

= 0,45,

0,575

V20-14

где ДЬэ=Ь-Б=23,4-20=3,4 - экспериментальная величина уширения, мм; Д/7э=Н-/1=20-14=6 - экспериментальная величина обжатия, мм; Я=90 - радиус валка, мм.

Найдем экспериментальный коэффициент трения (хэдпя приведенного выше примера по формуле А.И. Целикова и А.И. Гришкова [3].

С; =ехр

-0,66

(8-1) о"

{ 82 J ÔT

Д b, = 0,581п

H

M

-¡RÂh-

ДЛ,

2ц

э у

откуда

АЛ,

Ш - Л

дь

л/Щ"-

V

0,581п

H

- = 0,44.

л/90-6

3,4

0,581п

20 14 ^

Принимаем цэ=0,45*. В теории прокатки

2цэл/ЯД/1

выражение

АЛ

принято обозначать 8.

Для приведенного примера 8=3,486. Опытные значения С^ксп =0,735; С'ксп =0,926

ст0 а1

(табл. 1).

По уравнению (2) получим =0,728, что меньше экспериментального на 1,0 %.

По уравнению (3) получим =0,848, что меньше экспериментального на 8,4 %.

Как видно из табл. 1, рассчитанные данные близко подходят к опытным, поэтому уравнения (2) и (3) можно рекомендовать для инженерных расчетов.

Заниженные значения коэффициентов натяжения связаны с тем, что формулы (2) и (3) не учитывают наличия зоны прилипания. Для расчета межклетевых сил натяжения по второму варианту (с учетом изменения границ зоны прилипания) в работе [1] рекомендуются уравнения:

С; =ехр

-1,15

28-1

V

ас

* Примечание научного редактора. Коэффициент деформационного трения цэ=0,45 соответствует условиям реологической модели «горячей прокатки свинца» в шероховатых бойках с максимумом ц=0,5.

с; =с0н сн0 =

: ехр

-1,15

28-1

^-0,66|S_1

о,

Для приведенного выше примера по уравнению (5) получим =0,754, что больше экспериментального значения С™сп =0,735 (см. табл. 1) всего на 2,5 %. По уравнению (6) получим =0,935, что больше экспериментального значения (0,926) всего на 1,0 %.

Коэффициент, учитывающий совместное влияние переднего и заднего натяжения, для приведенного выше примера по уравнению (7) равен 0,705 и уширение по уравнению (1):

ДЬГ" =3,4x0,705=2,4 мм.

По уравнению (4) СГ" =0,617 (табл. 2) и уширение по уравнению (1):

AbfC4 =3,4x0,617=2,1 мм.

Опытное значение коэффициента межклетевых сил при совместном действии заднего и переднего натяжения при ag/as =a^/as =0,5 (см. табл. 2) равно:

Срас, = СэкспСэксп =0>735х0,926=0,68

и уширение:

ДЬ^СЧ =3,4x0,68=2,31 мм.

Расчетное уширение ДЬГСЧ= 2,1 мм по уравнению (4) (с учетом изменения границ зоны уширения) меньше экспериментального ( ДЬ£СЧ =2,31 мм) на 9,1 %, в то время как по уравнению (7) ДЬГСЧ=2,4 мм, что больше экспериментального всего на 3,9 %. Таким образом, учет изменения границ зоны прилипания повышает точность расчета в 9,1/3,9=2,3 раза.

При прокатке сорта на непрерывных станах следует избегать утяжки поперечного сечения полосы. Экспериментально установлено, что при прокатке в традиционном режиме (с натяжением порядка 0,06стз) полоса

нередко выходит из допусков обычной точности и попадает в допуски второго сорта. При подпоре 0,12с5 размеры полосы по всей длине попадают в допуски только повышенной или высокой точности. Таким образом, подпор является более позитивным при сортовой прокатке, чем натяжение, и может использоваться для получения точного и качественного профиля по всей длине полосы.

Для оценки коэффициента подпора по первому варианту (с учетом изменения границ зоны уширения) рекомендуются уравнения: - при заднем подпоре

С" =1 + -

2,3(8 + l)\n{h0/h1)' при переднем подпоре

С" =1 +

5,295ln(/i0 / h±)'

О)

- при совместном действии заднего и переднего подпора

С" = С" С" .

-et а1

По второму варианту (с учетом изменения границ зоны прилипания [5]):

С; =ехр

С; = ехр

25-1

252

'8-1 ^

стг

ст.

45

ff.

= ехр

С" = С" С" =

25-1CTÖ 8-1 ст"

28 ст. 48 стс

Сравнение данных по уширению в условиях непрерывной сортовой прокатки, приведенных в работе [4], с рассчитанными по формулам (8) и (11) для заднего подпора, (9) и (12) для переднего подпора (табл. 3) показало, что опытные значения близко подходят к расчетным. Поэтому предлагаемую методику можно рекомендовать для инженерных расчетов.

По экспериментальным данным с увеличением относительного натяжения полосы от 0,2 до 0,6, то есть в 3 раза, уширение уменьшается от 3,05 до 2,35 мм, то есть в 1,3 раза. Причем натяжение влияет на уширение практически по линейному закону; наиболее близко к опытным приближаются значения, полученные по уравнению (5) с учетом зоны прилипания.

Таким образом, наиболее точными являются уравнения, выведенные с учетом изменения границ зоны прилипания. Величина уширения влияет на усилие прокатки, изменяет прогиб валков, а, следовательно, изменяет и поперечный профиль полосы. Поэтому повышать точность расчета уширения при непрерывной прокатке с межкпетевыми силами рекомендуется с помощью формул, сведенных в табл. 4.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Бахтинов Ю.Б., Зюзин В.И., Шаталов Р.Л. и др.

К расчету уширения при непрерывной про-катке//Производство проката. 2006. № 11. С. 2-6.

2. Бахтинов Б.П. Некоторые вопросы теории про-катки//Сталь. 1946. № 4-5. С. 281-285.

3. Целиков А.И., Гришков А.И. Теория прокатки.

- М.: Металлургия, 1970. - 358 с.

4. Выдрин В.Н., Федосеенко A.C., Крайнов В.Н.

Процессы непрерывной прокатки. - М.: Металлургия, 1970. - 456 с.

5. Бахтинов Ю.Б. К расчету величины уширения при прокатке полосы с подпором//Производ-ство проката. 1999. № 7. С. 3-8.

явяшшяияшяшяшшяшяшвшшшшшяяшяшшияияшш

ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ I № 4 I 2009 79

УДК 621.7.016.3

ПЛАСТИЧЕСКОЕ ФОРМИРОВАНИЕ В КОНВЕКТИВНЫХ ТРУБАХ ЭНЕРГОЭФФЕКТИВНЫХ ПОВЕРХНОСТЕЙ

Н.Н. Хованов, канд. техн. наук

На основе проведенных теоретических и практических исследований по изучению локальных и интегральных данных тепловых и гидравлических сопротивлений в конвективных трубах с различными конфигурациями теплопередающих поверхностей разработаны принципиально новые формы трубных стенок и технологические процессы их пластического деформирования.

Ключевые слова: теплообменное оборудование, трубы конвективного теплообмена, тепловые и силовые нагрузки, эксплуатационная надежность.

Plastic Formation of Energy-Effective Surfaces in Convective Heat Transfer Tubes. N.N. Khovanov, S.A. Petrikov.

Based on the carried out theoretical and practical investigations aimed at study of local and integral data on heat and hydraulic resistances in convective heat transfer tubes with various configurations of heat transfer surfaces, quite new shapes of tube walls and technological processes of their plastic deformation have been developed.

Key words: heat-exchange equipment, convective heat transfer tubes, heat and power loads, service reliability.

Введение в проблему

Существующая проблема дефицита тепла для промышленных предприятий и отопления коммунально-бытовых сооружений определяет актуальность поиска различных конструктивных и технологических решений, обеспечивающих повышение эффективности теп-лообменного оборудования, экономию энергии, топлива и других природных ресурсов, создание принципиально новых технологий для технологического обеспечения служебных свойств создаваемой техники и снижения ее материалоемкости.

Решение поставленной задачи в значительной мере связано с интенсификацией теплообменных процессов, которая, в частности, увеличивает количество теплоты, передаваемое через единицу площади теплооб-менной поверхности.

Вихревая интенсификация теплообмена является одним из способов повышения эффективности разнообразного по назначению теплообменного оборудования за счет опти-

мизации формы трубных теплопередающих поверхностей. Такая форма придает потоку теплоносителя вращательно-поступательные и хаотические движения, разрушающие ламинарные периферийные слои потока, в которых происходит основное термическое сопротивление теплообмену [1].

Цель настоящего исследования - повышение технико-экономических характеристик теплоэнергетических установок путем пластического формирования в трубах конвективного теплообмена энергоэффективных конфигураций теплопередающих поверхностей.

Пути решения проблемы

В теплообменном оборудовании широко применяются трубы конвективного теплообмена, работающие в условиях повышенных тепловых и силовых нагрузок, что предопределяет высокий уровень требований к качеству их изготовления и эксплуатационной надежности в течение заданного ресурса. В теплообменных аппаратах различного назна-

* 'jfefaa ?аЖ ^ Jtfli^MPS^IBRKrg '1У y^w^vrsgr* • """"J"»» w?*1"

80 ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ I № 4 I 2009

чения используются трубы диаметром от 3 до 60 мм, с толщиной стенок от 0,7 до 4 мм, длиной до 12 м, изготовляемые из сталей, других сплавов и цветных металлов.

Опираясь на проведенные теоретические и практические исследования [2-4] по изучению локальных и интегральных данных тепловых и гидравлических сопротивлений в конвективных трубах с различными конфигурациями теплопередающих поверхностей и оценкой их энергетической эффективности, разработаны принципиально новые формы трубных стенок и технологические процессы по их пластическому деформированию [5-11].

Изыскания, проводимые с использованием лицензионного расчетного комплекса Р1о\лМ5юп и пакета 5оПс1\/\/огкз, позволили определить оптимальные по теплопереносу геометрические формы и размеры дискретно расположенных неровностей на трубных поверхностях [3]. Так, глубина и высота неровностей находятся в пределах 0,3-1,0 мм, а шаги их расположения - в интервале 1,0-1,4 от диаметрального размера трубы.

Освоение технологических разработок проводили на токарно-винторезных станках с удлиненной станиной, прессах и листогибочном оборудовании с определением сил формообразования, зависимых от назначаемых режимов обработки, и исследованием состояния обработанных поверхностных слоев.

В качестве формообразующих инструментов применяли давильники лопаточного типа, шарики и ролики, изготовленные из износостойких материалов.

На рис. 1 представлена технологическая схема формообразования в конвективной трубе многозаходных спиралевидно направленных канавок и выступов, глубина и высота которых соизмерима с пристенными слоями теплоносителей.

Трубная заготовка 1 пропускается через полый шпиндель токарно-винторезного станка 2 и через разрезную втулку 3, имеющую кольцевой буртик для предотвращения осевого сдвига трубы в процессе ее формообразования, закрепляется в патроне станка и поддерживается люнетом 4. Со стороны задней бабки станка внутрь трубной заготовки

вводят оправку 5, соединенную с раскатной головкой 6. Раскатная головка оснащена давильными инструментами с формообразующими поверхностями сферической формы 7, выставленными на размер требуемой величины канавок и выпоров в стенке трубной заготовки. Другой конец оправки крепится в суппорте станка 8.

а

- • •-".»««О!!»»»»'»"1*..........1 \П\1>>><\

б

Рис. 1. Схема формообразования теплопередающих поверхностей в трубе

При формообразовании спиралевидных витков во внутренней полости трубы и их следов в виде выпоров на ее наружной поверхности трубной заготовке сообщается вращение поб, согласованное с подачей ходового винта токарного станка вдоль оси трубы Б раскатной головки.

Изготовленный образец представлен на рис. 1, б.

Эффективность разработанного технического решения выражается в следующем: скорость теплопередачи выше, чем в трубе со свободной конвекцией благодаря уменьше-ниютолщины ламинарного пограничного слоя, увеличению площадей внутренней и наружной поверхностей трубы и увеличению длины и времени прохождения теплоносителя. При этом, как установлено при испытании, завихрение теплоносителя обеспечивает вынос твердых частиц, содержащихся в теплоносителе, за пределы теплообменного аппарата.

Конструкция трубы с внутренней многоза-ходной системой спиралевидно расположен-

ОБРАБОТКА МЕТАЛЛОВ ДАВЛЕНИЕМ

шшшшшяшшшвяяшшишшвяшишшшшшшшвшшяшшши

I' 111Ш1II,'

ных канавок и ответной системой наружных выступов позволила использовать выступы на наружной поверхности трубы для запрессовки расположенных и зафиксированных в осевом направлении металлических дисков, внутренний диаметр которых равен номинальному диаметру наружной поверхности трубной заготовки.

Оребрение трубы [7] осуществляется в следующей последовательности (рис. 2). Трубу 3 с размещенными на ней стальными дисками 4 устанавливают в ложементе гребенки 5, обеспечивающей осевую фиксацию стальных дисков вдоль оси трубной заготовки 3 с шагом t и закрепляют в патроне токарно-винторезного станка. Гребенка 5 закреплена на станинетокарно-винторезного станка. Трубная заготовка 3 через разрезную втулку 2, имеющую кольцевой буртик для предотвращения осевого сдвига трубы в процессе формообразования, крепится в патроне 1 токарно-винторезного станка и поддерживается люнетом 8. В полость трубной заготовки вводят со стороны задней бабки станка оправку 9, соединенную с раскатной головкой 6. Последняя оснащена давильным инструментом с формообразующими сферическими телами 7 или вращающимися роликами, выставленными на размер требуемой величины канавок и выпоров в стенке трубной заготовки. Другой конец оправки 9 крепится в суппорте 11 станка.

Рис. 2. Технологическая схема оребрения конвективной трубы металлическими дисками

Трубной заготовке 3 сообщают вращение по6, согласованное с осевой подачей в раскатной головки 6 вдоль оси трубы от ходового винта 10 токарного станка. Формообразующие тела 7 раскатной головки 6 формируют мно-гозаходные спиралевидные канавки во внутренней полости трубы и спиралевидные выпоры на ее наружной поверхности, закрепляющие металлические диски 4.

Прочность соединения дисков с трубной заготовкой обеспечивается геометрическими размерами спиралевидных выступов, сборочным зазором между сопрягаемыми деталями и соотношением посадочной ширины металлического диска и величины хорды полусферического выступа. Как показал проведенный расчет прочности соединения ореб-ренного узла, например, для трубы с размерами 0 42x3 мм и выступа 0 42,7 мм с закрепляемым стальным диском 0 42,1х х0 52x1 мм при числе заходов спирали п=6, осевое усилие сдвига стального диска составляет порядка 1,5-2,0 кН.

В момент запуска в эксплуатацию водогрейных и паровых котлов металл дымогарных труб подвергается разрушающему действию сернистой коррозии, которая образуется от конденсации на холодные поверхности труб водяных паров из воздуха, конденсации окислов азота 1М0х, монооксида углерода СО и окислов серы Б03 от сжигания газа или высокосернистого мазута. Находящиеся в продуктах сгорания окислы азота и серы вступают в реакцию с водяными парами, образуют смеси азотной и азотистой кислот, серной кислоты, что ведет к коррозии поверхностей газохода.

Для защиты внутренних поверхностей дымогарных труб от разрушающего действия низкотемпературной коррозии необходимо, чтобы температура металла в зонах сочленения дымогарных труб с трубными досками была выше точки росы, т.е. не ниже 65-100 °С [10].

Исходя из этого, на рис. 3 представлена разработанная конструкция узла сочленения дымогарных труб [11] с трубной доской. Воздушные каналы 6, образованные от сочленения двух труб 2 и 1, термоизолируют концевой участок трубы 1 в начальный период

¡миммвмнмнмш

прохождения газового теплоносителя, что позволяет интенсивно прогреть этот участок до температуры выше точки росы и снизить время действия низкотемпературной коррозии.

рщ

/ 12 3 6 л 4 5 'V*4-.

л \\ \\ Х\ \\ \\ К\ \\ \\ \\ \\ \\ |\ \ \ \ \ \\ \ \ \\/

\\ 1 \ \\ \\ \\ \\

777//.

I

И А-А

Рис. 3. Концевое соединение дымогарной трубы с трубной доской

Технология изготовления такой дымогарной трубы заключается в следующем. Предварительно на наружную поверхность трубы 2, толстостенной и предназначенной для стального жаротрубного водогрейного котла, надевают с зазором тонкостенную трубу 1. Затем пластически формируют кольцевые 4 и многозаходные со спиралевидным направлением канавки 3 во внутренней полости толстостенной трубы. Формируемые выступы 5 на наружной поверхности толстостенной трубы образуют с внутренней поверхностью тонкостенной трубы воздушные каналы 6.

Эффективность предложенного технического решения выражается в том, что практически полностью исключается процесс разрушающего действия низкотемпературной коррозии во входном канале трубы за счет испарения водяных паров, а наличие винтообразных и кольцевых канавок вызывает принудительную турбулизацию

газового теплоносителя, что форсирует теплопередачу.

В трубных змеевиках регенеративных пароперегревателей низкого и высокого давления, в паровых и водогрейных котлах большой мощности используются трубы длиной >6 м. Следовательно, применение вышеописанных технологических процессов по формированию спиралевидных канавок во внутренних полостях труб технологически невозможно, так как на котлостроительных заводах отсутствует требуемое давильное оборудование - токарно-винторезные станки со станиной более 5 м. Вследствие этого предложены [12] варианты конструктивных форм теплопередающих поверхностей в длинномерных трубах (рис. 4).

Изготовление интенсифицированных теплопередающих поверхностей в трубах с толщиной стенок 1,5-3,5 мм осуществляется пластическим деформированием на листогибочном прессе, в котором вместо матрицы

б

Рис. 4. Варианты исполнения теплообменных поверхностей в конвективных трубах с двуххордовым

устанавливают трубную заготовку, а на пуансоне крепят два инструментальных ряда роликовых давильников, собранных в виде вилочных обойм (рис. 5).

Для обеспечения свободного осевого удлинения трубной заготовки обработку смежных канавок начинают с ее середины при

Рис. 5. Виды инструментальных обойм для обработки теплообменных поверхностей в трубах с толщиной стенок 1,0-3,5 мм

челночно-последовательном их формировании. Технологическая схема обработки представлена на рис. 6.

Рис. 6. Схема установки инструментальных обойм для челночно-последовательного формирования канавок в трубе

Проведенные оптимизированные расчет-но-теоретические исследования с использованием пакета НоуМэюп показали следующее: эффективность разрушения ламинарного пограничного слоя и создание условий для турбулизации потоков теплоносителей в теплообменных аппаратах, оснащенных трубами, при использовании в качестве возмущающего фактора лунок различной геометрической формы, расположенных на внешней поверхности трубы и выпоров на внутренней поверхности, существенно зависят от количества и расположения лунок ал и выпоров ав на единице длины трубы, скоростей потоков теплоносителей V , V , геометри-

тепл.внутр' телл.внешн' ^

ческих форм лунки и выпора Р и Рв, глубины профиля лунки /чл и высоты выпора /чв на внутренней поверхности трубы.

Формирование на теплообменных поверхностях тонкостенных труб (менее 1 мм) каверн и выпоров различной формы и плотности их осевого или винтообразного расположения осуществлялось с помощью разработанного устройства (рис. 7) [9].

Рис. 7. Устройство для ударного формообразования лунок и выступов на теплообменных поверхностях тонкостенных труб

Устройство содержит наружную обойму 1, закрепленную в патроне токарно-винторез-ного станка, в полости которой через подшипник 2 установлена неподвижная внутренняя обойма 3. Последняя в круговом и осевом направлении фиксируется с помощью размещенной на станине станка стойки 4.

В наружной обойме 1 размещены нажимные штифты 5, радиальное положение которых фиксируется гайками 6, а в обойме 3 размещены формообразующие бойки 7, удерживаемые в расточках с помощью резьбовых втулок 8. Бойки 7 при работе взаимодействуют с тарельчатыми пружинами 9.

В расточке обоймы 1 размещена бронзовая втулка 10, обеспечивающая центрирование трубы при ее продольном перемещении, а также радиальную жесткость при формировании каверн.

Деформационный процесс с использованием разработанного приспособления осуществляется следующим образом.

Приспособление крепится в патроне то-карно-винторезного станка. Пропущенная через полый шпиндель станка обрабатываемая труба передним концом закреплятся в резцедержателе станка разрезной втулкой 11. Шпинделю станка сообщают вращение с числом оборотов п, а трубе сообщают продольную подачу 5тр с учетом зависимости 5тр=пГ, где £ - шаг расположения лунок, мм.

При вращении обоймы 1 нажимной штифт 5 набегает своей плоской частью на сферическую поверхность формирующего бойка 7, сообщая ему радиальную подачу внедрения в трубу с формированием лунки заданной геометрической формы, соответствующей геометрической форме рабочей части бойка 7. В зависимости от количества расположенных по окружности обоймы 2 бойков 7 и нажимных штифтов 5 в обойме 1, число рядов лунок и выступов на теплообменных поверхностях трубы в сечении может быть 2, 3, 4, 5 и больше.

При малой инерционности формообразующего бойка, большой кинетической энергии удара и высокой скорости деформации обеспечиваются условия, при которых минимизируются возможные деформации трубы в ее сечениях.

Время контакта формообразующего бойка с трубой составляет в зависимости от скорости вращения наружной обоймы 0,0001-0,006 с.

Штучное время изготовления одной трехметровой теплообменной трубы 0 16х(0,2-1,0) мм с лунками и выпорами составляет не более 3 мин.

Заключение

Разработанные энергоэффективные по теплопередаче конфигурации теплопередаю-щих поверхностей в конвективных трубах и технологические процессы их формообразования позволяют улучшить эксплуатационные характеристики теплообменных аппаратов, снизить их материалоемкость и габаритные размеры, что является существенным фактором повышения конкурентоспособности отечественного машиностроения.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Открытие № 242. Закономерности изменения теплоотдачи на стенках каналов с дискретной турбулизацией потока при вынужденной конвекции/Калинин Э.К., Дрейцер Г.А., Ярхо С.А. и др.//Бюл. 1981. № 35.

2. Петриков С.А. Разработка, исследования и освоение конструкций и технологии изготовления теплообменных труб с энергоэффективными конфигурациями поверхностей/Автореф. дис. канд. техн. наук. - М.: ВИЛС, 2002. - 21 с.

3. Волков A.B., Петриков С.А., Попов B.C., Хо-ванов H.H. Разработка методов интенсификации теплопередачи в трубных пучках водогрейных котлов и теплообменных аппаратах//Тяже-лое машиностроение. 2008. № 10. С. 12-15.

4. Назмеев Ю.Г., Лавыгин В.М. Теплообменные аппараты ТЭС. - М.: Изд-во МЭИ, 2002. -260 с.

5. Пат. 2157494 РФ. МПК 7 F 28 D 3/04. Сотовый теплообменный аппарат/Петриков С.А., Хова-нов H.H., Цымбал Э.А. и др. Опубл. 10.10.2000 //Бюл. № 28.

6. Пат. 2179085 РФ. МПК И21 Н 3/12 Способ формообразования многозаходной вогнуто-

выпуклой поверхности теплообменных труб/ Островский В.М., Петриков С.А., Хованов H.H., Цымбал Э.А. Опубл. 10.02.2002.

7. Пат. 2182052 РФ. Способ изготовления ореб-ренной конвективной трубы теплообменного аппарата/Петриков С.А., Серов Н.Б., Хованов H.H., Курмаев Р.К. Опубл. 2002//Бюл. № 13.

8. Пат. 2197683 РФ. МПК 7F 22 D 9/00. F 28 F 13/02. Дымогарная труба теплообменного аппарата/Петриков С.А., Серов Н.Б., Хованов H.H., Петров В.В. Опубл. 27.01.2003//Бюл. № 3.

9. Пат. 71417 РФ. МПК F 28 F 1/00. Устройство для ударного формирования каверн и выпоров на теплообменных поверхностях теплообменных труб/Петриков С.А., Попов B.C., Спиль-ник Е.Р., Хованов H.H. Опубл. 10.03.2008// Бюл. № 7.

10. Примак A.B., Сигал А.И. Методы и аппараты снижения выбросов оксидов азота в энергоустановках. - Киев: Наукова думка, 1989. -46 с.

11. Пат. 2269717 РФ. МПК F 22 В 37/06. Дымогарная конвективная труба стального жаро-

трубного водогрейного котла и способ ее из-готовления//Петриков С.А., Петров В.В., Бережной ВЛ., Хованов H.H. Опубл. 20.11.2004 //Бюл. № 4.

12. Пат. 83718 РФ. МПК В 21 С 37/15; В 21 С 37/ 22. Конвективная труба/Петриков С.А., Попов B.C., Ефимов В.М. и др. Опубл. 20.06.2009 //Бюл. № 17.

"ТТТТТ1ТТ*Т1Г***~*~ТТТТ1Т III Iii 41 lllilir IIИП1 f 11И1И'ДМИТ1ШМ1Т1ИИИИНППГИИНВПИИ1П1П~Т^ МПЯ1111111И1ИИ1ПИИ1111ШИ11И^ " Hfi'l 11Ш111НМ11И11111И1111>ИМИИМ1И11ИИИИ1ИМ11и!11(1И11.11(У--И-L-.J

86 ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ I № 4 I 2009

Научный редактор раздела докт. техн. наук, профессор B.C. Синявский

УДК 669.295'24:620.193.4

ВЛИЯНИЕ СТРУКТУРЫ ПОЛУФАБРИКАТОВ И ТЕХНОЛОГИИ ИХ ОБРАБОТКИ НА КОРРОЗИОННУЮ СТОЙКОСТЬ МЕДИЦИНСКИХ ИЗДЕЛИЙ ИЗ НИКЕЛИДАТИТАНА*

М.Ю. Коллеров, докт. техн. наук, Д.Е. Гусев, канд. техн. наук

Исследовано влияние способов получения слитков и последующей термической обработки на структуру и коррозионную стойкость сплавов на основе никелида титана. Показано, что коррозионные свойства сплавов на основе никелида титана зависят от объемной доли и морфологии интерметаллидных фаз, содержащихся в структуре. Рассмотрено влияние финишной обработки поверхности полуфабрикатов на коррозионные свойства готовых изделий.

Ключевые слова: никелид титана, слитки, вакуумный дуговой переплав, гарни-сажный переплав, индукционный переплав, коррозионная стойкость, обработка поверхности.

The Influence of a Structure of Semifinished Products and Technology of Their Treatment on Corrosion Resistance of Titanium Nickelide Medical Devices.

M.Yu. Kollerov, D.Ye. Goosev, A.V. Alexandrov, Yu.V. Chernyshova.

The influence of ingot production techniques and subsequent thermal treatment on a structure and corrosion resistance of titanium nickelide based alloys has been investigated. Corrosive properties of titanium nickelide alloys are shown to depend on a fraction volume and morphology of intermetallide phases containing in the structure. The influence of finished surface treatment of semifinished products on corrosive properties of final products is discussed.

Key words: titanium nickelide, ingots, vacuum arc remelting, scull remelting, induction remelting, corrosion resistance, surface treatment.

В настоящее время сплавы на основе никелида титану являются одними из наиболее перспективных-мщериалов для изготовления имплантатов и медицинского инструмента [1-4] благодаря высокому комплексу механических свойств и хорошей биосовместимости, один из показателей которой -коррозионная стойкость [5-7].

Цель данного исследования - установление связи между коррозионными свойствами медицинских изделий и способом получения слитков, а также параметрами объемной и поверхностной структуры, формируемой в результате обработки полуфабрикатов.

Влияние структуры на коррозионные свойства сплавов на основе никелида титана

* Исследования выполнены при финансовой поддержке аналитической ведомственной целевой программы «Развитие научного потенциала высшей школы» (2009-2010 годы), проект 2.1.2/6652.

определяли на проволочных образцах, изготовленных из слитков различных плавок, полученных комбинированным вакуумным дуговым и гарнисажным переплавами (плавки 1 и 2), а также методом индукционной плавки (плавки 3 и 4). Химический состав исследуемых сплавов приведен в табл. 1.

Для преобразования объемной структуры сплавов использовали отжиг в интервале температур от 700 до 900 °С и старение при 450-550 °С. Поверхностную структуру сплавов формировали методами химической (травление в смеси плавиковой и азотной кислот), электрохимической (электролитическое полирование в смеси уксусной и хлорной кислот) и механической (пескоструйная обработка, матирование, галтование) обработки поверхности.

Перед исследованиями воздействия термической обработки на коррозионную стойкость сплавов на основе никелида титана образцы для устранения влияния поверхностной структурной неоднородности подвергали электролитической полировке до значений шероховатости поверхности Я?а=0,02-0,04 мкм.

Коррозионные испытания исследуемых сплавов проводили методом анодной потен-циодинамической поляризации (скорость изменения потенциала составляла 0,2 мВ/с). Основные показатели коррозионной стойкости, такие как стационарный потенциал Ест, потенциал пробоя Епо и плотность тока пассивного состояния /пас определяли по стандартным электрохимическим методикам [8, 9] при температуре 37±1 °С в растворе Рингера (0,9 %-ный водный раствор №С1), имитирующем биологическую среду.

Проведенные исследования показали,что микроструктура полуфабрикатов и их коррозионные свойства зависят от способа выплавки слитков. Наиболее благоприятной структурой характеризуются слитки, полученные индукционной плавкой. Способ плавки в первую очередь сказывается на морфологии

частиц интерметаллида Т121\П, образующегося в процессе кристаллизации слитка и всегда присутствующего в структуре сплава. Полуфабрикаты из слитков комбинированного вакуумного дугового и гарнисажного переплава характеризуются более грубой структурой и большей объемной долей частиц Т12№, чем полуфабрикаты из слитков индукционной плавки (рис. 1).

В структуре полуфабрикатов кроме крупных частиц Т121\П присутствуют также дисперсные частицы Т12Г\П3 и Т13М4, выделяющиеся из матрицы сплава при его нагреве в процессе горячей или теплой обработки давлением (ковка, прокатка, волочение).

Образцы плавок 1 и 2 содержат большее количество никеля и имеют большую объемную долю частиц Т12Мг Это приводит к обогащению В2-фазы никелем и, как следствие, выделению частиц интерметаллидов, богатых никелем, при охлаждении оттемператур отжига. В образцах плавок 3 и 4 эти частицы не обнаружены.

Отжиг сплавов позволяет снизить дефектность структуры проволочных полуфабрикатов, а также в некоторой степени преобразовать морфологию и изменить объемную долю частиц Т12М (рис. 2). С увеличением температуры отжига объемная доля частиц уменьшается. При этом, чем больше исходное количество частиц Т121\П, тем более заметно это уменьшение.

Химический состав исследуемых сплавов Таблица 1

Номер Способ выплавки Содержание никеля и примесей в сплаве, % мае.

плавки № Ге Со С N 0 н

1 Комбинированный вакуумный 55,97 0,1 0,15 0,01 0,023 0,009 0,16 0,0017

2 дуговой и гарнисажный (ВДП+ГП) 56,5 0,11 0,15 0,01 0,047 0,05 0,13 0,013

3 Индукционный (ИП) 55,7 0,05 0,01 0,016 0,012 0,005 0,12 0,0011

4 55,8 0,05 0,01 0,016 0,012 0,006 0,013 0,0011

яшшшшшш

. %

»Р

-ТТЛ

О/

;; ч

** .^."ТР. Л*.'* " *

р -

15 мкм

4*

15 МКМ i-1

— -

г

е.-

q -

о

О*

; , < . 15 мкм

• а

_i_*

• «.»

т

• л v

о • •* #

4 15 мкм > i-1

Pt/c. 1. Микроструктура образцов (электролитическое полирование) из сплавов на основе никелида титана,

отожженных при 700 "С в течение 1 ч:

а, б, в, г - плавки 1, 2, 3, 4 соответственно

оП2М,% 12

10 8 6 4 2

Состояние 700 800 900 Г, °С поставки

Рис. 2. Объемная доля интерметаллида Т12М (аЛг№) в образцах плавок 1-4 в состоянии поставки и после вакуумного отжига

В табл. 2 приведены результаты металлографических исследований и коррозионных испытаний образцов разных плавок после отжига. Повышение температуры отжига приводит к снижению среднего размера частиц Т121\М и росту В2-зерен в образцах всех плавок. В образцах плавок 1 и 2 зерна растут значительно медленнее, что можно объяснить наличием большего количества интерметаллида, который препятствует росту зерна.

Из полученных результатов следует, что коррозионные свойства сплавов зависят как от способа получения слитка, так и от структуры, формирующейся при отжиге. Для образцов плавок 1 и 2, полученных комбинированным вакуумным дуговым и гарнисажным переплавом, в исходном состоянии плотность тока в пассивной области составляет 310-7-

шнпнмнаннннмаинмнпмнннн

ЗАЩИТА ОТ КОРРОЗИИ. ПОКРЫТИЯ

шшшшшвшшшшшшшшишшшвшшвяшмякяшшшшяшши^

Таблица 2

Влияние температуры отжига на параметры микроструктуры и электрохимические

характеристики образцов из сплавов на основе никелида титана

Номер Размер В2-зерна, Размер частиц Объемная доля Ток пассивного состояния £п, мВ по

плавки мкм Ti2Ni, мкм Ti2Ni, % /' , А/см2 пас' '

Состояние поставки

1 11,2±3,5 6,0±0,8 13,0±2,5 310-7-410"7 +240

2 5,8±2,7 5,5±0,5 9,0±1,5 310-7-410"7 +460

3 10,8±4,3 3,4±0,5 6,0±1,0 310-7-910"7 Нет пробоя

4 8,1+2,0 2,0±0,5 4,5±1,0 310"7-8,510-7 Нет пробоя

Вакуумный отжиг 700 °С, 1 ч

1 12,2±3,7 6,4±0,7 11,0±1,5 310-7-410"7 +305

2 8,8±3,3 4,5±0,5 7,0±1,5 310-7-410"7 +538

3 18,0±4,5 3,4±0,6 5,0±1,0 2,510-7-110"6 Нет пробоя

4 22,9±3,0 2,7±0,5 4,0±1,0 2,0 10-7-9 10"7 Нет пробоя

Вакуумный отжиг 800 °С, 1 ч

1 13,1±4,0 6,2±0,7 8,0±1,5 310-7-3,510"7 +554

2 11,4±4,0 3,8±0,7 7,0±1,5 310-7-4,510"7 Нет пробоя

3 26,3+4,3 3,1±0,6 5,0±1,0 310^7-1010-6 То же

4 39,1±4,5 2,3±0,4 4,0±1,0 310-7-910-7 "

Вакуумный отжиг 900 °С , 1 ч

1 19,5±3,5 4,2±0,5 7,0±1,5 2,510-7-810-7 Нет пробоя

2 15,1±3,8 3,9±0,5 6,0±1,5 2,310-7-810"7 То же

3 46,5±3,9 2,7+0,5 4,0±1,0 210-7-810 7 п

4 39,9±3,5 2,1±0,6 4,0±1,0 210-7-810"7 п

-500

1000 1500 Е, мВ

-500

1000 1500 Е, мВ

Рис. 3. Анодные поляризационные кривые образцов из сплавов на основе никелида титана:

а, б - образцы плавок 1, 3 соответственно; кривая 1 - исходное состояние; кривые 2,3,4 - после отжига в течение 1 ч при 700,800, 900 °С соответственно; кривые 5,6 - после отжига 900 °С+старения при 450, 550 °С соответственно

Для образцов плавок 3 и 4, полученных методом индукционной плавки, анодные поляризационные кривые имеют иной характер (рис. 3, б). Несмотря на то, что величина плотности тока пассивного состояния имеет тот же порядок, что и для образцов плавок 1

/, А/см2

410"7 А/см2, однако пассивное состояние не продолжительно (см. табл. 2). Образцы плавки 1 (рис. 3, а) поляризуются лишь до потенциала +240 мВ, а плавки 2 - до +460 мВ, после чего на поверхности образцов появляются множественные пробои.

/', А/см2

и 2, образцы плавок 3 и Обнаруживают более высокую коррозионную стойкость, так как для этих сплавов характерна более широкая область пассивного состояния (см. рис. 3, б). В области потенциалов +1250 - +1300 мВ на поверхности образцов начинается анодное выделение кислорода и наблюдается увеличение плотности тока. Исследование поверхности образцов этих сплавов после испытаний показало отсутствие коррозионных повреждений.

Отжиг при 700 °С не приводит к какому-либо значительному изменению коррозионных характеристик исследуемых сплавов. Для обеих групп сплавов характер анодных поляризационных кривых по сравнению с исходным состоянием не изменяется. Плотность тока пассивного состояния остается практически в тех же пределах, что и для исходных образцов. Наблюдается лишь небольшое увеличение потенциалов пробоя для образцов плавок 1 и 2 - на 65 и 78 мВ соответственно.

С повышением температуры отжига до 800 °С для образцов плавки 1 наблюдается незначительное увеличение коррозионной стойкости - потенциал пробоя увеличивается на 314 мВ по сравнению с исходным состоянием и на 249 мВ по сравнению с отожженным при 700 °С состоянием. Для образцов плавки 2 с увеличением температуры вакуумного отжига до 800 °С значительно улучшаются коррозионные свойства - наблюдается расширение области пассивного состояния. При достижении потенциала +1250 мВ начинается анодное выделение кислорода. Отжиг образцов плавок 3 и 4 при 800 °С не приводит к существенному изменению коррозионных свойств (см. рис. 3, б).

Увеличение температуры отжига до 900 °С позволяет значительно расширить область пассивного состояния образцов плавки 1 и повысить уровень их коррозионных свойств практически до уровня остальных сплавов. Таким образом, отжиг при 900 °С способствует выравниванию коррозионных свойств всех исследуемых сплавов. При потенциалах +1300 - +1400 мВ на поверхности образцов всех исследуемых сплавов наблюдается анодное выделение кислорода.

явяаяш

Относительно низкий уровень коррозионных свойств сплавов, полученных комбинированным вакуумным дуговым и гарнисаж-ным переплавом, обусловлен высокой неоднородностью структуры, которую можно устранить, подняв температуру отжига до 900 °С.

При производстве изделий из сплавов на основе никелида титана (в частности для имплантатов) основной сложностью является обеспечение заданного температурного интервала восстановления формы. Для достижения требуемых характеристик работоспособности имплантатов применяют специальную термическую обработку, основными этапами которой служат отжиг и старение. После отжига получаютрекристаллизованную структуру, а старение обеспечивает выделение богатых никелем интерметаллидов и обеднение В2-фазы никелем, в результате достигается необходимый интервал температур начала и конца восстановления формы имплантатов.

Выделение дисперсных частиц интерметаллидов Ti3Ni4 и Ti2Ni, в процессе старения может привести к снижению коррозионных свойств полуфабрикатов медицинских изделий (см. рис. 3, а). Поэтому образцы плавок 1 и 3, предварительно отожженные при 700 и 900 °С, были подвергнуты старению при 450, 500, 550 °С в течение 1 ч, а также двухступенчатому старению (по режиму 550 °С, 1 ч+ 450 °С, 1 ч).

Образцы плавки 1 после предварительного отжига при 700 °С и старения, отличаются низкими коррозионными свойствами по сравнению с образцами плавки 3 (табл. 3). Для образцов плавки 1 после старения характер анодных поляризационных кривых по сравнению с отожженным состоянием практически не изменяется. Для всех состаренных образцов в интервале +230- +305 мВ наблюдается пробой пассивной пленки, что свидетельствует о резком ухудшении коррозионных свойств.

Образцы плавки 1, отожженные при 900 °С и состаренные по разным режимам, имеют более высокие коррозионные свойства. После старения при температуре 450 °С на поверхности образцов начинается образование пробоев при достижении потенциа-

ла +740 мВ. Повышение температуры старения приводит к незначительному снижению потенциалов пробоя. Плотность тока пассивного состояния для всех образцов примерно одинакова и находится в пределах 2-Ю-7 -6-Ю"7 А/см2.

Все образцы плавки 3 как в отожженном состоянии, так и после старения, имеют высокую коррозионную стойкость - полученные анодные поляризационные кривые имеют протяженную пассивную область. Плотность тока пассивного состояния находится в пределах 2-Ю-7 - 1-Ю"6 А/см2. Исследование поверхности образцов после коррозионных испытаний показало отсутствие коррозионных повреждений.

В процессе термической обработки поверхность полуфабрикатов интенсивно окисляет-

ся с образованием толстой плотной оксидной пленки. На последнем этапе производства изделий из сплавов на основе нике-лида титана сформировавшуюся оксидную пленку удаляют с поверхности. Наиболее благоприятная с точки зрения коррозионной стойкости поверхностная структура формируется при удалении оксидной пленки методом электролитического полирования [7]. Но при серийном изготовлении изделий из сплавов на основе никелида титана данный метод съема оксидной пленки малопроизводителен. Поэтому для сокращения времени финишной обработки поверхности изделий целесообразно использовать механическую обработку (матирование, галтование, пескоструйная обработка) или химическое травление. Однако перечисленные выше методы обработки поверхности значительно изменяют поверхностную структуру сплавов и, следовательно, влияют на коррозионные свойства.

Влияние поверхностной структуры на коррозионную стойкость сплавов на основе никелида титана исследовали на проволочных образцах плавки 4 и готовых изделиях (фиксаторах для остеосинтеза грудины), изготовленных из проволоки плавки 3.

Проволочные образцы предварительно отжигали при температуре 700 °С в течение 1 ч, а затем подвергали различным обработкам поверхности (табл. 4).

Таблица 3 Влияние режимов старения на потенциал пробоя в сплавах на основе никелида титана

Номер плавки Способ выплавки Режим старения после отжига Е , мВ по'

Отжиг 700 °С, 1 ч Отжиг 900 °С,1ч

1 вдп+гп Без старения 450 °С, 1 ч 500 °С, 1 ч 550 °С, 1 ч 550 °С, 1 ч+450 °С, 1 ч +305 +260 +250 +240 +232 Нет пробоя +740 +725 +700 +725

3 ип Без старения 450 °С,1ч 500 °С, 1 ч 550 °С, 1 ч 550 °С, 1 4+450 °С, 1 ч Нет пробоя То же и а Нет пробоя То же // и

Таблица 4 Результаты потенциодинамических испытаний проволочных образцов из сплава ТН1 (плавка 4) с различной поверхностной структурой

Обработка поверхности Шероховатость поверхности, мкм 'пае' A/CM2 £„„• mB ПО'

Электролитическое полирование Матирование Травление Пескоструйная обработка (размер зерна 70 мкм) Пескоструйная обработка (размер зерна 300 мкм) Пескоструйная обработка (размер зерна 1000 мкм) Ra=0,02-0,04 R= 0,6-0,8 Ra=l-3 Rz=14-18 R= 30-34 R'=36-40 2,310"7-910"7 2,510"7-3,510-7 4,810"7-6,110-7 2,2-10_7-310"7 2,210-7-310"7 2,210"7-310-7 Нет пробоя +348 +354 +450 +430 +410

ЗАЩИТА ОТ КОРРОЗИИ. ПОКРЫТИЯ

шшшшяяишшяшяшяяяшвшшшишяшшшшшшшяяяшяяшяшшяшяшшя

Проведенные исследования показали, что образцы с поверхностной структурой, сформированной при электролитическом полировании (Иа<0,04 мкм), имеют самую высокую коррозионную стойкость. Анодные поляризационные кривые, полученные для этих образцов (рис. 4, а), характеризуются большой протяженностью пассивной области и низким значением плотности тока в пассивной области.

У образцов, подвергнутых обработке поверхности стеклянными микросферами (размером 20-40 мкм) и имеющих матированную поверхность (Яа=0,6-0,8 мкм), наблюдается пробой оксидной пленки при потен-

/', А/смг

10-

1 о

10-

10-

2 1 У

У /

/

/

-500

500 1000 1500 Е, мВ

/', А/см2

ю-4 10"6

ю-8

ю-'н

-500

3

2^ и

500

1000 1500 Е, мВ

Рис. 4. Анодные поляризационные кривые образцов и готовых изделий из сплавов на основе никелида титана:

а - образцы плавки 4 после отжига 700 °С и разных финишных обработок поверхности

циале +348 мВ (см. рис. 4), что указывает на резкое ухудшение коррозионных свойств.

После пескоструйной обработки (зерном корунда А1203 размером 300 мкм) поверхности образцов область пассивного состояния резко сокращается - при потенциалах +410 -+450 мВ на поверхности образцов образуются пробои. Увеличение размера зерна кар-бокорунда, применяемого при пескоструйной обработке, приводит к росту значений шероховатости Rz от 14-18 до 36-40 мкм и ухудшению коррозионных свойств.

Фиксаторы грудины были изготовлены по технологии, которая включала в себя этапы придания заданной геометрии изделию, а также этап термической обработки: отжиг при 700 °С и ступенчатое старение 550 °С+ 450 °С. Поскольку химическое травление и пескоструйная обработка приводят к ухудшению коррозионных свойств, то в исследовании поверхности фиксаторов для финишной обработки были выбраны методы галтования и электролитического полирования, а также разные сочетания этих обработок.

Как и в случае проволочных образцов, наиболее высокие коррозионные свойства наблюдали у фиксаторов, подвергнутых электролитическому полированию. Применение галтования различными абразивными материалами приводит к снижению коррозионной стойкости. Комбинированные методы обработки поверхности, сочетающие предварительное галтование с последующим электролитическим полированием, позволяют повысить коррозионную стойкость изделий, приблизив их свойства к свойствам полированных фиксаторов (см. рис. 4, б). Таким образом, при серийном производстве изделий из сплавов на основе никелида титана в качестве финишной обработки поверхности целесообразно использовать комбинированный метод: механическую обработку галтованием с электролитическим полированием.

Выводы

1. Коррозионная стойкость сплавов, полученных методом комбинированного вакуумного дугового и гарнисажного переплавов, ниже, чем коррозионная стойкость сплавов,

тшшшшттаяишкшшяят

ЯШШ1ШЁШЁЁЁЁЁШ

полученых методом индукционном плавки, из-за высокой неоднородности структуры и большой объемной доли интерметаллидных фаз.

2. Отжиг сплавов на основе никелида титана, полученных методом комбинированного вакуумного дугового и гарнисажного переплавов, в интервале 700-900 °С в течение 1 ч приводит к растворению дисперсных интерметаллидов Т|'31\П4 и Т12М3 и уменьшению объемной доли интерметаллида Т^М и среднего размера его частиц. Это позволяет ис-

ключить пробой вплоть до значений анодного потенциала +1500 мВ.

3. Старение сплавов, приводящее к выделению интерметаллидов Т13№4и Т121М13, вызывает снижение коррозионной стойкости.

4. Наиболее высокими коррозионными свойствами обладают имплантаты из никелида титана, подвергнутые финишной обработке поверхности методом электролитического полирования, а также комбинированным методом, сочетающим галтование и электролитическое полирование.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Ооцука К.,Симидзу К., Судзуки Ю. Сплавы с эффектом памяти формы. - М.: Металлургия, 1990. - 224 с.

2. Понтер В.Э., Дамбаев Г.Ц., Сысолятин П.Г. и др. Медицинские материалы и имплантаты с памятью формы. - Томск: ТГУ, 1998. - 487 с.

3. Савич В.В., Киселев М.Г., Воронович А.И. Современные материалы хирургических имплан-татов и инструментов. - Минск: ООО «Доктор-Дизайн», 2004. - 104 с.

4. Shabalovskaya S.A. Surface, corrosion and biocompatibility aspects of Nitinol as an implant material//Bio-Medical Materials and Engineering. 2002. 12. P. 69-109.

5. Shabalovskaya S., Rondelli G., Itin V., Anderegg J. Surface and corrosion aspects of NiTi alloys//

SMST - 2000. Conf. Proc. SMST. 2000. P. 299-308.

6. Shabalovskaya S.A. Biological Aspects of TiNi Alloy Surfaces//Journal de Physique. IV. 1995. P. 1199-1204.

7. Ильин A.A, Гусев Д.Е., Чернышова Ю.В. и др.

Исследование коррозионной стойкости биоматериалов на основе титана и никелида титана //Технология легких сплавов. 2007. № 3. С. 123-130.

8. ГОСТ 9.912-89. EC3KC. Стали и сплавы корро-зионностойкие. Методы ускоренных испытаний на стойкость к питтинговой коррозии.

9. Семенова И.В., Хорошилов A.B., Флориано-вич Г.М. Коррозия и защита от коррозии. - М.: Физматлит, 2006. - 376 с.

ИП milium Hill 11 ffflV*I.....и^ШШШШтйЁШ

94 ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ I № 4 I 2009

ЗАЩИТА ОТ КОРРОЗИИ. ПОКРЫТИЯ

шшшшшяшшшшшшяшшяшшяшшшшшшвшвшшняшш

УДК 669.715:620.193

К ВОПРОСУ О ВЫСОКОЙ СКОРОСТИ РАЗВИТИЯ КОРРОЗИОННОЙ ТРЕЩИНЫ В АЛЮМИНИЕВО-ЛИТИЕВЫХ СПЛАВАХ

A.M. Семёнов, канд. техн. наук

В атмосферной среде морских тропиков прессованные полуфабрикаты из AI-Li-сплавов имеют высокую стойкость к расслаивающей и межкристаллитной коррозии, которая обеспечивается отсутствием электрохимической гетерогенности между телом зерна и его границей. В то же время наблюдается высокая скорость развития коррозионной трещины под напряжением в условиях плоской деформации (Ю-5 м/с), которая растет с увеличением содержания лития и, следовательно, метастабильной фазы в сплаве.

Уточнены представления о механизме коррозионного растрескивания AI-Li-сплавов.

Ключевые слова: коррозионное растрескивание, расслаивающая коррозия, электродный потенциал питтингообразования, метастабильная фаза.

Concerning Problem of High Corrosion Crack Growth Rate in Aluminium-Lithium Alloys. A.M. Semionov, V.S. Sinyavskiy.

Extruded Al-Li alloy semiproducts demonstrate high exfoliation and intercrystalline corrosion resistances in the atmosphere of marine tropics. The resistance resulted from the absence of electrochemical heterogeneity between grain body and its boundaries. At the same time, high corrosion stress crack growth rate under plain strain conditions (10~5 m/sec) can be observed. The rate grows with an increase in lithium content and, hence, in metastable phase content of an alloy.

Knowledge of corrosion cracking mechanism of Al-Li alloys has been redetermined.

Key words: corrosion cracking, exfoliation corrosion, electrode potential of pitting formation, metastable phase.

Введение

Одним из важнейших направлений деятельности конструкторов, материаловедов и технологов является снижение массы транспортных конструкций.Таким способом экономится энергетическое топливо, необходимое для приведения их в движение. С этой точки зрения наиболее эффективна разработка новых сплавов с пониженной плотностью.

К такому классу материалов относятся алюминиевые сплавы, легированные литием. Они имеют уникальный комплекс свойств -сочетание высокой статической и динамической прочности с низкой плотностью, высоким модулем упругости и удовлетворительной свариваемостью [1-3]. Новый класс алюминиевых сплавов представляет большой интерес в

первую очередь для авиакосмической промышленности и по прогнозам ряда авторитетных ученых и конструкторов должен составить конкуренцию традиционным алюминиевым сплавам, применяемым в самолетостроении. Учитывая, что в современном мире алюминиевые сплавы начинают использовать в автомобилестроении и железнодорожном транспорте, новый класс сплавов алюминия с литием может расширить эту сферу.

В литературе имеются сведения о повышенной скорости роста трещины в таких сплавах [4-6], что в свою очередь может негативно сказываться на сопротивлении коррозионному растрескиванию алюминиево-ли-тиевых сплавов. Исследованию этой проблемы посвящена настоящая статья.

нннвнннянннмннннммннянммтншшмкш

ЗАЩИТА ОТ КОРРОЗИИ. ПОКРЫТИЯ

^^^^^вявнв

Материалы и методы испытаний

Для исследования были изготовлены прессованные полосы сечением 28x50 мм для проведения испытаний на сопротивление коррозионному растрескиванию (КР) и 10x100 мм для проведения испытаний на сопротивление расслаивающей (РСК) и межкристаллитной коррозии (МКК).

Химический состав представлен в табл. 1. Цирконий в сплавы был добавлен с целью измельчения зеренной структуры и повышения механических свойств.

Таблица 1

Химический состав алюминиево-литиевых

сплавов

Номер Содержание химических элементов, % мае.

сплава и Тх

1 0,8 0,10

2 1,9 0,09

3 2,3 0,10

т, к 1000

Натурные испытания в атмосфере морских тропиков (основной срок проведения испытаний - климатические условия Индийского океана) проводили на палубе бака научно-исследовательского судна - НИС «ИЗУМРУД». Образцы были установлены в специальные т „ 5 ю 20 зо кассеты,которые затем размещали под углом 45° к горизонту. Место установки выбрано с условием испытания образцов алюминиево- 800 литиевых сплавов в жестких условиях воздействия солнечной радиации и постоянного смачивания морской водой. Общий срок проведения испытаний составил 312 суток (две экспедиции). Сопротивление коррозионному растрескиванию с определением скорости и ю роста трещины определяли на образцах типа рис.

«двойной консольный образец» (ДКО) с предварительно нанесенной усталостной трещиной длиной -10 мм. Такие образцы испытывали при заданной деформации в высотно-долевом направлении, при этом трещина развивалась вдоль направления деформации прессованной полосы (долевое направление). Результаты сопротивлению расслаивающей коррозии оценивали по ГОСТ 9.904-82, а межкристаллитной - по ГОСТ 9.021-74.

Электрохимические измерения проводили в 3 %-м растворе №С1 с использованием потен-циостата ПИ-50-1. Микроструктуру образцов исследовали на микроскопе ЫЕОРНОТ-2, тонкую структуру - с помощью микроскопа .ШМ-ЮОСХ при напряжении 1000 кВ. Поверхность образцов после коррозионных испытаний обследовали используя сканирующий электронный микроскоп 8М8-2. На рис. 1 показана диаграмма состояния А1-Ы [7] с указанной областью испытуемых сплавов, из которой видно, что сплавы 2 и 3 расположены в двухфазной области - твердый раствор лития в алюминии + фаза 5' (А1зи). Сплав 1 представляет собой твердый раствор лития в алюминии и не содержит других фазовых составляющих. Все полуфабрикаты были закалены с температуры -530 °С с охлаждени-

40

Ы, % ат. 50 60

70

600

400

1 1 1 1 717°С

А1 Ж+А1 / -7,5% /V / 4,2% 602 °С 17,8% / ° / т С С -- \ 1- \ э \ 41 \ ж+ид 522 N. -37% N1

/ / | Диапазон СПЛ ютытуемых авов Ч -23% и2 у 34,2% 41__+ Ж+ и^А!

Г | 1 V 1 1 1 / А1+ ЫА1 и 41 А1+ и2А1 17

1 [ (Ш и/

Г,°С 727

527

327

20

У, % мае.

30 40

1. Диаграмма состояния сплавов А 1-й

Таблица 3 Механические свойства AI-Li-сплавов в зависимости от режима старения

Номер сплава Режим старения <V МПа а0.2' МПа 5, %

1 Естественное старение 1 мес. 170 °С,4 ч 170 °С, 16 ч 101 113 123 93 101 102 28,4 26,6 29,6

2 Естественное старение 1 мес. 170 °С, 4 ч 170 °С, 16 ч 193 300 335 158 255 278 17,2 9,2 8,8

3 Естественное старение 1 мес. 170 °С, 4 ч 170 °С, 16 ч 223 332 362 191 279 296 10,0 5,2 5,2

ем в воде и искусственно состарены на максимальную прочность (170 °С, 16 ч).

Результаты испытаний

Коррозионные испытания прессованных полос двойных А1-Ы-сплавов показали, что все три сплава имеют высокое сопротивление расслаивающей и межкристаллитной коррозии (2 балл РСК, коррозионные поражения типа МКК отсутствуют, табл. 2). Визуальный осмотр поверхности образцов и микроскопическое исследование шлифов также подтвердили отсутствие коррозионных поражений. Вместе с тем достаточно велика скорость коррозии по потере массы, которая для сплава 3 составляет 14 мг/м2-ч. Испытания на сопротивление КР показали, что скорость развития трещины достаточно велика. Для сплава 1 она составляет 1,0-10"5 м/с. Повышеуие в сплаве содержания лития в -2,8 раза обеспечивает резкий рост скорости до значений 9,6Ю~5 м/с (сплав 3, см. табл. 2). Прочностные свойства монотонно растут, а относительное удлинение несколько снижается с увеличением концентрации лития в сплаве (табл. 3, рис. 2).

Необходимо отметить, что для всех исследованных сплавов наблюдается рост прочностных характеристик с увеличением времени старения и даже для сплава 1 - твердый раствор лития в алюминии (см. табл. 3).

Электрохимические испытания показали, что рост концентрации лития в сплаве приводит к сдвигу потенциала коррозии Ек в отрицательную сторону примерно на 130 мВ (см. рис. 2, табл. 4).

Потенциал питгингообразования Епо тоже смещается в отрицательную сторону, но не так активно, как потенциал коррозии и потенциал репассивации Ерп. Следует также отметить повышенные по сравнению с обычными сплавами значения плотности тока в пассивной области /' (см. табл. 4).

5

2 О

< :

m 0,6 uf

0,5

со С

см

о°

о" 100

0 1 2

У, % мае.-

Рис. 2. Изменение скорости коррозионной потери массы

Таблица 2 Коррозионные свойства прессованной полосы 28x50 мм в зависимости от содержания лития в сплаве, старение 170 °С, 16 ч (на максимальную прочность), атмосфера морских тропиков

Номер сплава КР, скорость развития трещины, м/с (тип образца - ДКО) РСК* и МКК

Визуальный осмотр Микрошлиф

1 2 3 * ДЛ5 ГОСТ 9 1,0-Ю"5 9,2-Ю"5 9,6-Ю"5 всех трех сплавов 6 .904-82. Коррозионные поражения отсутствуют алл РСК-2, оценка по

поверхность после электрохимических испытаний. На рис. 5 видно, что основным коррозионным поражением является тоннельный питтинг кристаллографического характера.

Обсуждение результатов

В работе были исследованы двойные сплавы алюминия с литием от 0,8 до 2,3 %. Основной упрочняющей составляющей в сплавах алюминия с литием является фаза 5' (А1зи). Эта фаза имеет упорядоченную ГЦК-решет-

Таблица 4

Электрохимические характеристики двойных алюминиево-литиевых сплавов в зависимости от концентрации лития

Номер сплава -Ек, В -Е , В п.о' -Е , В р.п' | Е-Е |, В 1 к п.о 1 ' 'п.о' мкА/см2

1 2 3 0,516 0,625 0,647 0,440 0,474 0,478 0,518 0,602 0,625 0,076 0,151 0,169 0,078 0,128 0,147 23 21 20

Металлографические и металлофизические исследования

Микроструктурные исследования шлифов из прессованных полос показали, что для всех сплавов характерна нерекристаллизо-ванная структура. Зерна сильно вытянуты вдоль направления деформации и напоминают волокна (рис. 3).

Рис. 4. Тонкая микроструктура и рентгенограмма сплава 3, темнопольное изображение г<100>, д=

Рис. 3. Типичная микроструктура прессованных полос двойных алюминиево-литиевых сплавов (центральная зона, долевое направление). х125

Исследование тонкой структуры сплавов с помощью электронного микроскопа показало, что сплав 1 представляет собой твердый раствор. Выделений упрочняющих фаз не наблюдается ни на границах зерен, ни в их объеме. В сплавах 2 и 3 видны частицы метастабильной упрочняющей фазы 5' (А1,и) со средним размером 0=34 нм и объемной долей f=0,30 вплотную, без образования зон, свободных от выделений (ЗСВ), примыкающих к границе (рис. 4).

Посколькудвойныеалюминиево-литиевые сплавы не проявили склонности к развитию процессов РСК и МКК, была исследована их

Рис. 5. Поверхность образца сплава 3, сканирующий микроскоп, питтинг, хЗООО

яаинншнвнншвнввашввяавшшшш

Межзеренная граница

I" I1' ................................................ .................................111М11111Т8ЯГРаиа|!а!ай!:3:|

ку со структурой /_12, которая полностью когерентна и имеет небольшое несоответствие (мисфит) с ГЦК а-матрицей [8]. Таким образом, с увеличением концентрации лития и, тем самым, ростом объемной доли 8'-фазы в двойных алюминиево-литиевых сплавах закономерен рост прочностных характеристик с некоторым снижением пластичности (см. рис. 2, кривые 3,4 и 5). В сплаве 1, содержащем 0,8 %1л еще не происходит выделения 8'-фазы. Однако, как следует из данных табл. 3, наблюдается незначительный эффект старения. Авторы работы [9] установили, что в двойных сплавах А1-2,43 % процесс распада пересыщенного твердого раствора происходит с образованием метастабильных когерентных частиц 5" (А13И)-фазы. Автор работы [8] приходит к аналогичным выводам -структурные изменения в двойных алюминие-во-литиевых сплавах объясняются возникновением промежуточной фазы 5". В дальнейшем происходит ее упорядочение и переход 8"->8' (А13Ы), что способствует повышению сопротивления движению дислокаций на межфазной границе 5' (А1зи)/матрица. С такой точки зрения можно объяснить и коррозион-но-электрохимическое поведение А1-и-спла-вов. Стойкость к РСК в данном случае определяется двумя факторами:

- отсутствие электрохимической гетерогенности между телом зерна и границей вследствие равномерного распределения выделений электроотрицательной 8' (А1зи)-фазы [10];

- сильно деформированные зерна фактически представляют собой волокна с тонкими границами (см. рис. 3).

Таким образом, в подобной структуре развитие РСК не представляется возможным.

Как известно, МКК развивается по электрохимическому механизму, непременным условием которого является электрохимическая неоднородность структуры, отсутствующая в двойных А1-и-сплавах при такой термической обработке.

Очевидно, что повышенный уровень коррозионных потерь массы прессованных полос связан с электрохимической гетерогенностью между твердым раствором и фазовыми образованиями более электроотрицательной 5' (А1зи)-фазы. Об этом свидетельствуют

и электрохимические измерения, показывающие смещение в отрицательную сторону всех электрохимических характеристик: Ек, Епо, Ерп. Также повышен уровень плотности тока в пассивной области (см. табл. 4). Это связано с особенностями структурных преобразований в А1-У-сплавах, рассмотренных выше. Интересным для объяснения результатов коррозионных испытаний представляется анализ данных табл. 4. Так, сравнивая абсолютные значения разниц 1Е -Е I и 1Е -Е I, видно,

^ ^ к п.о р.п п.о "

что для сплава 1 они практически равны, а для сплавов 2 и 3 значение первой преобладает над значением второй. Это говорит о более низкой сопротивляемости развитию питтинговой коррозии полуфабрикатов из А1~и-сплавов, структура которых содержит 5' (А13Ы)-фазу. Питтинг имеет кристаллографический характер (см. рис. 5).

Что касается скорости роста коррозионных трещин, то, как видно из данных табл. 2, для всех исследованных двойных сплавов они весьма высоки ~10~5 м/с. Авторами работы [11] собран наиболее полный материал по механизмам коррозионного растрескивания алюминиевых сплавов. В основе понимания развития КР лежит дислокационно-электрохимическая теория, предполагающая одновременное воздействие двух факторов:

- процесс взаимодействия дислокаций с частицами вторичных фаз (механический фактор);

- электрохимическая гетерогенность фазовых составляющих (электрохимический фактор).

Как было показано выше, сплавы 2 и 3 имеют однотипную структуру: твердый раствор лития в алюминии и равномерно распределенные по зерну выделения 8'-фазы. Сплав 1 - это твердый раствор лития в алюминии, не содержит никаких фазовых составляющих. Однако результаты, полученные в данной работе, свидетельствуют о некоторых особенностях А1-и-сплавов, в частности процесса взаимодействия частиц 8'-фазы и дислокаций. Постоянный рост скорости развития трещины с увеличением в сплаве содержания лития можно объяснить увеличением концентрации выделений фазы 8'. Так как эта фаза практически полностью коге-

рентна матрице, то она достаточно легко может перерезаться дислокациями. Как показывают данные экспериментов, в температурном интервале старения вплоть до 170 °С наблюдается лишь присутствие 5'-фазы. Установлено [12], что дислокации втакихструк-турах движутся парами, т.е. движение первой дислокации приводит к разупорядоче-нию в расположении атомов относительно плоскости скольжения, оставляя за собой антифазную границу. Начальный порядок скольжения восстанавливается после прохождения в той же плоскости второй дислокации, идентичной первой. Таким образом, можно предположить, что движение в А1-Ы-сплавах дислокаций парами может обеспечивать повышенный уровень напряжений на границах зерен, что, в свою очередь, сказывается на скорости роста трещин. Это подтверждают результаты работы авторов [13, 14].

Таким образом, можно утверждать, что для алюминиевых сплавов, легированных литием, в механизме коррозионного растрескивания процесс взаимодействия частиц вторичных фаз с дислокациями, т.е. механический фактор, играет первичную роль, а электрохимические процессы вторичны. В работе [14] приведены данные по

скоростям развития трещины промышленного сплава 2090, которые также высоки и имеют порядок 10~5-10-6 м/с.

Выводы

1. Исследована коррозионная стойкость двойных сплавов алюминия с литием, один из которых представляет собой твердый раствор лития в алюминии, а два других в структуре содержат еще и упрочняющую, электроотрицательную по отношению к алюминиевой матрице фазу 8' (А1зи).

2. Доказано, что в атмосферной среде морских тропиков прессованные полуфабрикаты из А1-Ы-сплавов имеют высокую стойкость к РСК и МКК, которая обеспечивается отсутствием электрохимической гетерогенности между телом зерна и его границей.

3. Для всех исследованных сплавов наблюдается высокая скорость развития коррозионной трещины при КР ~10~5 м/с, которая растет с увеличением содержания лития и, следовательно, 5' (А1зи)-фазы в сплаве.

4. В механизме коррозионного растрескивания А1-и-сплавов первичную роль играет механический фактор - процесс взаимодействия вторичных фаз с дислокациями, тогда как электрохимическая составляющая вторична.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Фридляндер И.Н., Сандлер B.C., Никольская В.И.//Металловедение и термическая обработка металлов. 1990. № 6. С.61.

2. Sînyavskiy V.S., Semenov A.V., Valkov V.D., Ulanova V.V. Specific Feature of Electrochemical Behavior and Stress Corrosion of Aluminium-Lithium Alloys//Corrosion Reviews. 1997. V. 15. № 3-4. P. 419-438.

3. Davo' В., Conde A., de Damborenea J. Stress corrosion cracking of B13, a new high strength aluminium lithium alloy//Corrosion Science. 2006. 48. P. 4113-4126.

4. Rodrigues E.M., Matias A., Leonardo Barbosa Godefroid L.B. et al. Fatigue Crack Growth Resistance and Crack Closure Behavior in two Aluminum Alloys for Aeronautical Applications// Materials Research. 2005. V. 8. № 3. P. 287-291.

5. Tsao C.-S., Chen C.-Y., Kuo T.-Y. et al. Size distribution and coarsening kinetics of 5' precipitates in AI — Li alloys considering tem-

perature and concentration dependence// Materials Science and Engineering. A, December. 2003. V. 363. № 1. P. 228-233.

6. Tatsuo S., Shoichi H., Kiyoshige H., Takaha-ru M. Roles of microalloying elements on the cluster formation in the initial stage of phase decomposition of Al-based alloys//Metallurgical and Materials Transactions. A, December. 2003. V. 34. № 12. P. 2745-2755.

7. Мондальфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов/Пер. с англ. - М.: Металлургия, 1979. - 640 с.

8. Сетюков О.А. Параметры и мисфит кристаллических решеток алюминия и 5' (AI3Li) в сплавах Al-Li и AI-Li-MgZ/Ползуновский альманах. 2007. № 1-2. С. 154-158.

9. Tatsuo Sato, Akihiko Kamio. Ordered structures in the early stage of decomposition in an AI-7.9 mol % Li Alloy//Materials Transection Journal Institute Materials. 1990. V. 31. № 1. P. 25-30.

ЯЁШШЯЁЁЁЯШЯШ

10. Батраков В.П., Каримова С.А., Комисарова B.C.

//Защита металлов. 1981.Т. 17. Вып. 6. С. 627-637.

11. Синявский B.C., Вальков В.Д., Калинин В.Д. Коррозия и защита алюминиевых сплавов. -М.: Металлургия, 1986. - 368 с.

12. Канн Р.У., Хаазен П. Физико-механические свойства металлов и сплавов/Пер. с англ. -М.: Металлургия, 1987. - 663 с.

13. Lynch S.P., Muddle B.C., PasangT. Mechanisms

of brittle intergranular fracture in Al-Li alloys and comparison with other alloys//Philosophical Magazine. A. 2002. V. 82. № 17-18, 20. P. 3361-3373 (13).

14. Buchheit R.G., Mathur D., Gouma P.I.

Proceedings of the Symposium on Light Metals for Aerospace Structures, TMS, February (2001). http:/www.mse.eng.ohio-state.edu/~bruedigam/ RGB06.pdf

ЯШШШЯЯШШЯШШШЯШШЯЯШШЯЯШЯЯШЯШШШШШШ

УКАЗАТЕЛЬ СТАТЕЙ, ОПУБЛИКОВАННЫХ В НАУЧНО-ТЕХНИЧЕСКОМ ЖУРНАЛЕ «ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ» В 2009 г.

КОЛОНКА ГЛАВНОГО РЕДАКТОРА

В.И. Елагину 85 лет. № 2.

Поздравление с Новым годом. № 4.

Работы М.Е. Дрица по Mg- и AI-Sc-сплавам (К 100-летию со дня рождения). № 3.

ПРОБЛЕМЫ ТЕХНОЛОГИИ. ИННОВАЦИИ

Елагин В.И., Вер Л.Б., Ростова Т.Д., Уколо-ва О.Г. Совершенствование трехступенчатых режимов старения сплавов системы Al-Zn-Mg-Cu. № 2.

Ёлкин Ф.М. Деформируемые магниевые сплавы: современное состояние и перспективы. № 3.

Ёлкин Ф.М. Проблема воспламенения и горения магниевых сплавов. № 1.

Михайлов Е.Д., Иванова Л.И. Перспективы развития прессового производства алюминиевых сплавов в России. № 2.

Рохлин Л.Л., Бочвар Н.Р., Добаткина Т.В. Совместное влияние некоторых переходных металлов на изменение фазового состава и рекристаллизацию алюминия. № 2.

Сенаторова О.Г., Антипов В.В., Лукина Н.Ф., Сидельников В.В., Шестов В.В., Митраков О.В., Попов В.И., Ершов A.C. Высокопрочные трещино-стойкие легкие слоистые алюмостеклопластики класса СИАЛ - перспективный материал для авиационных конструкций. № 2.

МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ

Бочвар Н.Р., Леонова Н.П. Легирование сплавов на основе меди для получения пленочных материалов со специальными свойствами. № 3.

Ваулин Д.Д., Власова О.Н., Бер Л.Б., Кача-нов Е.Б., Уколова О.Г. Исследование механизма формирования структуры при горячей деформации и термической обработке заготовок турбинных дисков из гранулированного сплава ЭП741НП. № 4.

Добаткин C.B., Захаров В.В., Эстрин Ю., Ростова Т.Д., Уколова О.Г., Чиркова A.B. Повышение прочности и пластичности AI-Mg-Mn-сплавов, легированных цирконием и скандием, при равнока-нальном угловом прессовании. № 3.

Дриц A.M., Телешов В.В., Швечков Е.И., Федорова Т.Ю. Механические свойства и трещинос-тойкость катаных плит авиационного назначения из сплава В95пчТ2 толщиной до 50 мм. № 3.

Качанов Е.Б., Тамарин Ю.А. Пути повышения сопротивления усталости лопаток турбины из жаропрочных сплавов. № 2.

Молчан Н.В., Фертиков В.И. Метод оценки реактивной способности водорода, бора, углерода и азота. № 2.

Молчан Н.В., Фертиков В.И. Плотность веществ как результат взаимодействия их составляющих. № 1.

Рохлин Л.Л., Бочвар Н.Р., Добаткина Т.В. Строение фазовых диаграмм состояния в области сплавов, богатых алюминием, содержащих скандий. № 3.

Рохлин Л.Л., Добаткина Т.В., Никитина Н.И., Лукьянова Е.А. Особенности физико-химического взаимодействия магния с отдельными редкоземельными металлами в тройных системах. № 3.

Серебряный В.Н., Добаткин C.B., Копылов В.И. Влияние текстуры и микроструктуры на механические свойства сплава МА2-1 после рав-ноканального углового прессования. № 3.

Телешов В.В. Развитие конструкционных деформируемых алюминиевых сплавов систем Al-Cu и Al-Cu-Mg,ty^ длительной работы при повышенных температурах. № 4.

Филатов Ю.А. Различные подходы к реализации упрочняющего эффекта от добавки скандия в деформируемых сплавах на основе системы AI-Mg-Sc. № 3.

Ходаков С.П., Телешов В.В., Климович Л.Г., Шнейдер Г.И. Металлографические исследования некоторых дефектов на поверхности прессованной заготовки и холоднотянутой проволоки из сплава В65. № 1.

МЕТАЛЛУРГИЯ ГРАНУЛ. КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ

Бабкин В.Г., Черепанов А.И., Низовцев Е.В., Чеглаков В.В. Применение гранул из лигатуры системы AI - Pb для введения свинца в автоматные алюминиевые сплавы. № 2.

Бер Л.Б., Моисеева Н.С., Пономарева Е.Ю., Уколова О.Г. Формирование частиц у'-фазы в процессе закалочного охлаждения гранулированного сплава ЭП741НП. Построение ТТТ-диаграмм распада у-твердого раствора. № 3.

Бужилов А.Л. Разработка альтернативной технологии производства наружного элемента капсулы для заготовок пустотелыхтурбокомпрессорных валов из гранул. № 2.

Бужилов А.Л., Дарьин В.В., Рыжова H.A., Смыслов И.С. Расчет технологических параметров глубокой вытяжки элементов капсул для заготовок турбокомпрессорных валов из гранул. № 1.

Гарибов Г.С., Гриц Н.М., Востриков A.B., Фе-

ШШШЯЯИЯШШ1Ш1ЯЁШШ1ИЯИЯЯИЯЁШЙЁЯВЯЁШЯ 102

Доренко Е.А. Создание нового высокопрочного сплава ВВ751П для перспективных газотурбинных двигателей. № 1.

Ивасишин О.М., Саввакин Д.Г., Матвий-чук М.В., Бондарчук В.И. Микроструктура и свойства сплава Ti-10V-2Fe-3AI, синтезированного методом порошковой металлургии. № 2.

Князев А.Е., Форсунова М.М., Чебрякова Е.В. Поиск альтернативных методов контроля качества гранул жаропрочных никелевых сплавов. № 4.

Коробова Н.В., Дмитриев A.M. Производство машиностроительных деталей из порошковых материалов с одновременным измельчением порошка до наноструктурного состояния. № 1.

Литвинцев А.И. Влияние технологических операций производства вспенивающихся заготовок на кинетику разложения TiH2. № 1.

Сухов Д.И. Теоретическое определение параметров плазменного распыления вращающейся заготовки на гранулы. № 4.

Чень Хунся, Жан Дэмин, Ли Ян. Усовершенствование крупногабаритных газостатов. № 1.

ЛИТЕЙНОЕ ПРОИЗВОДСТВО

Гончаренко Е.С., Корнышева И.С. Литейный алюминиевый сплав АП4МС для агрегатного литья. № 3.

Карягин Д.А., Трегубов А.И. Разработка ресурсосберегающей технологии производства литых заготовок из жаропрочного сплава на никелевой основе в вакуумной индукционной печи. № 3.

Лексно В.В., Панфилов A.B., Панфилов A.A., Талаев A.C., Фоченков Б.А. Зависимость качества поршневой заготовки из литейного композиционного материала на основе сплава АК12М2МгН от особенностей технологии производства. № 1.

Никитин С.Л., Джу Мен Ил, Борисов Ю.В. Исследование литейных сплавов системы Al-Zn-Mg, обладающих высокими механическими свойствами. № 3.

Петров Д.Н., Голубкин A.M. Разработка ресурсосберегающей технологии производства крупногабаритных слитков из жаропрочных деформируемых никелевых сплавов. № 2.

Рябов И.В., Фоченков Б.А. Влияние структурной наследственности модифицирующей лигатуры на качество литой заготовки из поршневых заэв-тектических силуминов. № 1.

Сгегнова И.С., Мухина Т.А. Влияние шихтовых материалов и слитков на качество полуфабрикатов из магниевого сплава МА20. № 4.

Фоченков Б.А. О литых и прессованных заготовках из ЛКМ под изотермическую штамповку. № 4.

Ходаков С.П., Телешов В.В., Захаров В.В., Го-ловлева А.П. Влияние газостатирования на структуру и свойства слитков алюминиевого заклепочного сплава Д18. № 2.

Басюк С.Т., Левочкин С.Б., Гринберг И.В. Изготовление осесимметричных оболочек с интенсификацией деформаций сдвига. № 3.

Бахтинов Ю.Б., Сигалов Ю.М., Тарасе-вич Ю.Ф., Пименов А.Ф. Расчет уширения полосы с учетом влияния межкпетевых сил. № 4.

Бережной В.Л., Казимов И.В. Подходы к решению проблем неравномерности деформирования и многоцикловости при РКУП. № 2.

Бережной В.Л. О развитии методов исследования трения для оптимизации прессования на базе экспериментально-промышленного модуля. № 4.

Бережной В.Л. Предпосылки к использованию холодного прессования на машиностроительных заводах. № 3.

Гринберг И.В., Мягких Т.В. Одноходовой процесс штамповки колес. № 3.

Соломоник Я.Л., Михайлов Ю.М., Скрипален-ко М.Н., Ашихмин Д.А. Диагностика механизмов главной линии прокатного стана для выявления неисправностей, влияющих на точность проката. № 2.

Сурков И.А. Проект рационального и технологического обновления мощных гидравлических прессов. № 1.

Хованов H.H., Петриков С.А. Пластическое формирование в конвективных трубах энергоэффективных поверхностей. № 4.

Шухат О.М., Сергеев А.Г., Рудой И.Г. Магниевые прессованные трубы: новая технология и применение. № 1.

ЗАЩИТА ОТ КОРРОЗИИ. ПОКРЫТИЯ

Войтович В.А. Защита алюминиевых строительных конструкций от коррозии и пожара. № 1.

Ильин A.A., Плихунов В.В., Петров Л.М., Зе-ленков В.В., Иванчук С.Б., Соколов И.В. Очистка и активация поверхности изделий из конструкционных металлических материалов в процессе вакуумной ионно-плазменной обработки. № 2.

Коллеров М.Ю., Гусев Д.Е., Александров A.B., Чернышова Ю.В. Влияние структуры полуфабрикатов и технологии их обработки на коррозионную стойкость медицинских изделий из никелида титана. № 4.

Плихунов В.В., Петров Л.М., Иванчук С.Б., Соколов И.В. Контроль структурного рельефа поверхности конструкционных материалов при вакуумной ионно-плазменной обработке. № 2.

Семёнов A.M., Синявский B.C. К вопросу о высокой скорости развития коррозионной трещины в алюминиево-литиевых сплавах. № 4.

Синявский B.C., Уланова В.В., Каширин В.Ф. Определение сопротивления коррозионному растрескиванию сварных соединений плит из высокопрочных алюминиевых сплавов. № 3.

Синявский B.C., Усова В.В., Рублёв С.Я. Исследование титанового покрытия металлогеттер-ного материала. № 2.

вмвашашввааншннвннншванввнввшавшваавншнннввв

ТЕХНОЛОГИЯ ЛЕГКИХ СПЛАВОВ I № 4I2009 103

ТРЕБОВАНИЯ К ОФОРМЛЕНИЮ СТАТЕЙ

1. Статья должна иметь не более 4 авторов (остальных, принимающих участие в работе, можно указать в сноске).

2. Статья (вместе с рисунками) представляется в 2 экземплярах + реферат (на русском и, по возможности, на английском языках). Если статья представлена на электронном носителе (обязательно в формате текстового редактора Word для Windows), то нужен только один печатный экземпляр.

3. Средний размер статьи 15 страниц текста + (3-5) рисунков. Текст печатается через 2 интервала с полями, размер шрифта - 12.

4. Материал должен быть изложен кратко, без повторений данных таблиц и рисунков в тексте; на литературу, таблицы и рисунки следует давать ссылки в тексте.

5. Статья должна иметь библиографический список, содержащий следующие сведения. При ссылке на журнальную статью: фамилию и инициалы автора, полное название журнала, год издания, том, номер, страницы начала и конца статьи; для книг - фамилию и инициалы автора, название произведения, место издания, издательство (для иностранного источника достаточно указать город), год издания, общее число страниц в книге; для статей в сборнике: название сборника, номер выпуска (или тома), место издания, издательство (или издающая организация), страницы начала и конца статьи. Номер литературной ссылки дается в квадратных скобках в соответствующем месте текста.

6. Чертежи должны быть четкими, пригодными для компьютерного воспроизведения. Не следует перегружать рисунки второстепенными данными, не имеющими прямого отношения к тексту статьи.

7. Фотографии должны быть контрастными. Иллюстрации, представленные в электронном виде, должны быть в формате TIFF, JPEG или BMP с разрешением не менее 300 dpi при масштабе 1:1. Желательно, чтобы размер фотографий микроструктур не превышал 50x70 мм. На фотографии микроструктуры в правом нижнем углу необходимо указать масштаб изображения, а не увеличение.

8. Иллюстрации необходимо сопровождать подписями.

9. Физические единицы и обозначения давать в Международной системе единиц СИ.

10. Начало статьи необходимо оформлять по образцу: индекс по УДК, название статьи, авторы, полное название учреждения, где работает каждый из авторов, адресные сведения об этом учреждении (страна, город, телефон, почтовый или электронный адрес, по которому можно вести переписку при подготовке рукописи). Статья должна быть подписана всеми авторами и иметь разрешение на публикацию (Экспертное заключение).

11. Все статьи подвергаются рецензированию и в случае необходимости направляются авторам на доработку.

12. Редакция высылает авторские экземпляры журнала.

Подписано в печать 18.12.09. Формат 60x90/8. Бумага офсетная. Печать офсетная. Усл. печ. л. 13.

Тираж 500 экз. Заказ № 2278

Отпечатано в полном соответствии с качеством предоставленных диапозитивов в ППП «Типография «Наука»

121099, Москва, Шубинский пер., 6.

тяяаттявштт