авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:     | 1 |   ...   | 6 | 7 || 9 | 10 |

«МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РФ Томский политехнический университет X Всероссийская школа-семинар с международным участием г. Томск, 9 – ...»

-- [ Страница 8 ] --

Из анализа положения графиков можно сделать вывод, что с увеличением температур, при которых проводились исследования, удельная теплоемкость всех композиций в которых в качестве наполнителя использовалась порошковая медь, увеличивалась в диапазоне температур до от 50 до 125 С°. Следует отметить, что авторами наблюдалось превышение абсолютных значений удельной теплоемкости С, в интервале температур исследования свыше 105 С°, у композиций имеющих концентрацию наполнителя 7% и 10% соответственно. Снижение удельной тепло емкости измеренной при температуре 150 С° у всех композиций объясняется пере ходом матричной основы (СВМПЭ) в высокоэластичное состояние.

С увеличением количества содержания меди в композиции при одних и тех же значениях температуры измерения уменьшается удельная теплоемкость.

4000 Удельная теплоемкость, Удельная теплоемкость, С ((Дж/(кг °C)) С ((Дж/(кг °C)) 500 0 50 75 100 125 150 0 50 75 100 125 150 Температура, Т (° С ) Температура, Т (° С ) 50% вес. 81% вес. СВМПЭ 3% 7% СВМПЭ Рисунок 4 - Графики зависимости тепло- Рисунок 5 - Графики зависимости тепло емкости от температуры СВМПЭ с напол- емкости от температуры СВМПЭ с нителями меди 50% и 81% весовых наполнителем NB 3% и 7% весовых При рассмотрении композиций модифицированных нитридом бора наблюда ется рост удельной теплоемкости в пределах диапазона температур выбранных для эксперимента, причем с увеличением концентрации NB абсолютные значения С также уменьшаются, что предположительно объясняется его повышенной жаро стойкостью.

При измерении удельной теплоемкости данных образцов получены величины значения удельной теплоемкости сопоставимые с максимальными значениями у композиций, имеющих в качестве наполнителя порошковую медь.

Список литературы 1. Сверхвысокомолекулярный полиэтилен высокой плотности/ Под ред. И.Н.

Андреевой, Е.В. Веселовской, Е.И. Наливайко и др.–Л.: Издательство Химия, 1982.–80с.

2. Тагер А.А. Физико – химия полимеров. /М, издательство «Химия», 1968г. 536с.

3. Раков Ю.Я., Кузьмин А.В. Измерение теплоемкости методом монотонного режима. Методические указания.- Томск: Издательство ТПУ, 1996.- 16с.

ДИЭЛЕКТРИЧЕСКИЙ НАГРЕВ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО КРЕМНИЯ В ГАЗОФАЗНОЙ ТЕХНОЛОГИИ Н.А.ИВАНОВ Томский политехнический университет, НИИ ВН Одной из распространенных технологий получения солнечного кремния яв ляется осаждение из газовой фазы восстановлением тетрахлорида кремния или мо носилана на разогретую подложку. Нерешенной проблемой этого способа является Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении стартовый разогрев кремниевой подложки до температуры реакции 1050-1100 С.

Особенно проблематично нагреть подложку в области низкотемпературной примес ной проводимости, где энергия активации составляет 0,10,8 эВ, и стартовый разо грев осложняется слабым ростом удельной проводимости кремниевой подложки (Т). В области собственной при Т 90-200C проводимости энергия активации со ставляет 34 эВ, и нагрев после не представляет трудности, т.к. скорость изменения (Т) увеличивается на порядок. Чистота подложки должна быть не ниже чем каче ство осаждаемого на ней кремния, поскольку в дальнейшем она используется вместе с осажденным на нее кремнием. Чем меньше в подложке примесей, тем выше ее удельное сопротивление, что осложняет ее нагрев за счет резистивных потерь. Для стартового разогрева используют разные способы: плазменный нагрев, СВЧ нагрев, нагрев излучением, высоковольтный резистивный нагрев. Все из выше перечислен ных способов вносят примеси или усложняют конструкцию химического реактора для производства кремния[1].

Нами был предложен способ решения проблемы стартового разогрева крем ниевой подложки высокочастотным напряжением, то есть использованием не толь ко резистивных, но и диэлектрических потерь.

Рисунок 1 - Камера для нагрева стержней, 1 – камера, 2 – термопары, 3 – подстав ки (нитрид бора), 4 – графитовые электроды, 5 – токовводы, 6 – кремниевая под ложка 10х10х240 мм, 7 – аргон при атмосферном давлении, 8 – генератор. угол смещения тока относительно напряжения Во время нагрева для определения мощности вводимой в стержень перемен ным током на разной частоте, осциллографировались ток и напряжение. Температу ра фиксировалась с помощью хромель-копелевой термопары. Электроды изготавли вались из графитовой ваты, прижатой медными хомутами, для предотвращения окисления нагрев производился в атмосфере аргона при атмосферном давлении (рис. 1).

Для определения мощности, вводимой за счет резистивных и диэлектриче ских потерь, подложка нагревалась на постоянном напряжении, по величине равном действующему напряжению при нагреве переменным током на частоте: 70кГц, 100кГц, 150кГц, 180кГц.

Рисунок 2 - 1- форма напряжения с коэффициентом деления 100, 2-форма тока в 1А=1В. –угол смещения тока относительно напряжения По смещению сигнала тока относительно напряжения и разнице вводимой мощности на переменном и постоянном напряжении (рис. 2) можно определить тан генс угла диэлектрических потерь tg и емкость подложки. Расчет емкости прово дился для параллельной схемы диэлектрика.

Мощность, вводимая в подложку, определялась интегрированием мгновен ной мощности за период (1):

T = u (t ) i (t )dt. (1) P T Где Pполн – мощность, вводимая в образец, t – время, Т – период сигнала, u – напряжение, i –ток.

Разница мощности, вводимой на частоте и на постоянном напряжении, рав няется диэлектрическим потерям (2):

Pполн = Pрез + Pдиэл. (2) Pрез = U I ;

Pдиэл = U 2 C tg. (3) Где Pрез – мощность резистивных потерь в подложке, Pдиэл – мощность диэлектриче ских потерь в подложке, U – приложенное напряжение, I – ток, С – емкость, – частота, tg – тангенс угла диэлектрических потерь.

P полн P рез ;

= 90. (4) C= tg U Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении Где – угол смещения тока относительно напряжения (рис. 2).

Из (3,4) вычисляем емкость от температуры на разных частотах[2].

70кГц 150кГц 180кГц пост T, C 50 t, мин 0 10 20 30 40 Рисунок 4 - Температура подложки от времени. Нагрев проводился при Uэфф=164 В 70кГц 150 кГц 180кГц пост W, Вт 30 40 50 60 70 Т, С Рисунок 5 - Мощность, выделяемая в подложке от температуры. Нагрев прово дился при Uэфф=164 В Ф 70кГц 150кГц 180кГц 1.4E- 1.2E- 1E- 8E- 6E- 4E- 2E- Т, С 30 35 40 45 50 55 60 65 70 75 Рисунок 6 - Емкость подложки от температуры Анализируя результаты диэлектрического нагрева кремниевой подложки на различных частотах и расчета диэлектрических потерь, можно сделать следующие выводы:

• мощность, вводимая в подложку за счет диэлектрических потерь, сравнима с мощностью резистивных потерь (рис. 5);

• нагрев на переменном напряжение до двух раз эффективнее, чем нагрев на по стоянном напряжении (рис.4);

• диэлектрические потери растут с увеличением частоты и температурой;

Таким образом, применение диэлектрического стартового разогрева крем ниевой подложки позволяет в два раза снизить время нагрева до температуры син теза.

Выражаем признательность Кабышеву А.В. за помощь в проведении измерений.

Список литературы 1. Салли И.В., Фалькевич Э.С. Производство полупроводникового кремния.

Металлургия, 1970 г.

2. Казарновский Д.М., Тареев Б.М., Испытания электроизоляционных материа лов. Госэнергоиздат, 1977 г.

ПОВЫШЕНИЕ ТРЕЩИНОСТОЙКОСТИ КЕРАМИЧЕСКИХ ИЗДЕЛИЙ ИЗ АЛЮМООКСИДНОЙ КЕРАМИКИ С ПОМОЩЬЮ ЛАЗЕРНОЙ И ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ ОБРАБОТКИ Е.В. САВРУК Томский государственный университет систем управления и радиоэлектроники Керамические детали и покрытия из –Al2O3 находят широкое применение в авиационной и космической технике. Обладая высокой химической устойчивостью и термостойкостью, они могут быть использованы в качестве защитных покрытий от воздействия перепадов температур, продуктов горения, интенсивного инфра красного (ИК) излучения и электронного излучения, выделяемого ракетными и тур бореактивными установками. Основными недостатками этих изделий являются ше роховатость, межзеренная пористость и дефекты нестехиометрии поверхности, что приводит к снижению коррозионной устойчивости и стойкости к разрушению. Эф фективными способами улучшения структуры поверхности являются ее обработка лазерными и электронными пучками [1].

Целью данной работы явилось исследование структуры и свойств припо верхностного слоя плоских образцов из алюмооксидных керамик ВК-94-1 и ВК-94 2, подвергнутых лазерной и электронно-лучевой обработки в кислородосодержащей среде.

В качестве исследуемых образцов использовались образцы выпускаемых российской промышленностью стандартных шлифованных керамических подложек размером 6048 мм и толщиной 0,5–1 мм. Режимы обработки поверхности керами ки описаны в работе [2].

Исследования структуры обработанной поверхности керамических подложек проводились на растровом электронном микроскопе Hitachi TM-1000 и рентгенов ском дифрактометре ARL X'TRA в режиме шагового сканирования с большим вре Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении менем регистрации в точке (монохроматизированное CuK-излучение, шаг 0,1° по шкале 2, время регистрации в точке 40 с) в диапазоне углов 2 10–90°. Измерение вязкости разрушения проводилось по известной методике путем вдавливания в мо дифицированную поверхность алмазной пирамиды Кнупа при постоянной нагрузке в 50 Н с последующим определением длины трещин Палмквиста [3].

Из рис. 1 следует, что при воздействии лазерного и электронного излучения с плотностью мощности 103–104 Вт/см2 происходит оплавление поверхности. После дующая перекристаллизация материала приводит к образованию на поверхности структуры шевронного типа (рис. 1, а) с изменением цвета поверхности вплоть до черного.

Форма растущих кристаллитов определяется скоростью сканирования и про филями распределения температур, как внутри, так и на границах расплавленной области (рис. 1, а, б). На границах зон воздействия лазерного луча наблюдается по вышенная дефектность, связанная с перекристаллизацией.

Рисунок 1 - Поверхность алюмооксидной керамики ВК-94-1: а – после лазерной об работки;

б – после электронной обработки Глубина проплавления для лазерной обработки составляет около 50 мкм, в то время как для электроннолучевой обработки порядка 200 мкм, что связано с боль шей длительностью воздействия электронной луча (рис. 2).

Рисунок 2 - Поверхность алюмооксидной керамики ВК-94-1: а – после лазерной об работки;

б – после электронной обработки Измеренное значение коэффициента К1с (рис. 3) при лазерной обработке для керамики ВК-94-1 достигало 3,44 МПа/М3/2 (исходное значение К1с составило 3, МПа/М3/2), в то время как для керамики ВК-94-2 оно достигало 3,2 МПа/М3/2 (ис ходное значение К1с составило 3 МПа/М3/2), что связано с повышенным содержани ем стеклофазы в оплавленном слое (до 12%). Для этого материала следует также отметить более равномерное распределение К1с по толщине слоя.

Рисунок 3 - Профили распределения коэффициента вязкости разрушения по тол щине материала, обработанного лазерным излучением На рис. 4 приведены дифрактограммы керамики ВК-94-1, полученные в ре жиме шагового сканирования. По полученным дифрактограммам определялся фазо вый состав приповерхностного обработанного слоя керамики, а также размер облас тей когерентного рассеяния и уширения рентгеновских линий.

Выполненные исследования показали, что при обработке поверхности Al2O лазерным и электронным пучками из -фазы формируется -фаза, при чем ее содер жание определяется режимом обработки. В табл. 1 приведены данные по соотноше нию фаз при разных режимах обработки поверхности.

Таблица 1 – Результаты рентгенофазового анализа Образец -фаза, % -фаза, % Эталон 76 После лазерной об 45,7 54, работки После электронной – обработки Анализ дифрактограмм образцов показывает, что керамика ВК-94-1 после модификации лазерным пучком имеет постоянную решетки а0, равную 5,14, что соответствует –фазе алюмооксидной керамики, а после электронно-лучевой моди фикации – 7,81, что соответствует –фазе алюмооксидной керамики.

Рисунок 4 - Дифрактограммы керамики ВК-94-1: а – после обработки электронным пучком;

б – после обработки лазерным пучком На приведенных дифрактограммах (рис. 4) видно, что после обработке по верхности интенсивность не соответствует исходной, что говорит о наличии тексту ры на поверхности керамических подложек. Так, например, на исходной макси мальная линия приходится на 57,5° (плоскость кристаллизации 122), а на спектре Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении после лазерной обработки – 35,1° (плоскость кристаллизации 110, перпендикуляр ная плоскости поверхности керамики), т.е. происходит направленная перекристал лизация. В это время после электронной обработки максимальная линия приходится на 57,4° (плоскость кристаллизации 122), что указывает на отсутствие текстуры.

Использование рентгенографического метода исследования позволяет полу чить более детальную информацию о кристаллической структуре приповерхност ных слоев. Эти данные можно извлечь из рассмотрения уширения рентгеновских линий. Величина уширения определяется двумя факторами: во-первых, размером зерен и, во-вторых, искажение кристаллической решетки. Чтобы получить сведения об искажении структуры, необходимо учесть степень уширения, обусловленную дисперсностью образца. Размер частиц D можно определить из уравнения Дебая – Шеррера:

0, D=, B cos где – длина волны рентгеновского излучения, – брэгговский угол, В – ушире ние пика.

В табл. 2 приведены значения размера области когерентного рассеяния и уширения рентгеновских линий.

Таблица 2 – Значения размера области когерентного рассеяния и уширения рентге новских линий спектров –Al2O3 и –Al2O После После электронной Образец Эталон лазерной обработки обработки Фаза Размер ОКР, нм 127 80 10 113 – Уширение, 10-3 0,2 0,5 0,2 0,8 – 0, Размер ОКР –Al2O3 при лазерной обработке увеличился на 28,7%, в то время как при электронной обработке уменьшился на 38% относительно размера ОКР не обработанной подложки.

Электронная и лазерная обработки поверхности имеют тепловой характер, связанный с плавлением приповерхностного слоя и образованием -фазы. При ла зерной обработке наблюдается образование текстуры шевронного типа с кристалли зацией в направлении 110, в связи с чем появляется возможность направленного из менения текстуры поверхности путем изменения плотности мощности лазерного излучения и скорости сканирования луча.

Также данная обработка поверхности керамических подложек приводит к уменьшению шероховатости поверхности, повышению микропрочности припо верхностного слоя, что позволяет повысить качество и надежность приемо передающих устройств СВЧ диапазона. Таким образом, данная обработка может быть рекомендована как улучшение прочностных свойств, в частности повышение стойкости поверхности изделий к трещинообразованию.

Список литературы 1. Михайлов М.М., Романов Б.П., Смирнов С.В., Стрелов К.К. Диссоциация по верхности керамических изделий при нагревании в бескислородной среде // Материалы, технологии, конструкции: Материалы межрегиональной конфе ренции. – Красноярск, 1996. – Ч.1 – С. 25-35.

2. Саврук Е.В., Смирнов С.В. Лазерная и электронно-лучевая модификация по верхности алюмооксидной керамики в кислородосодержащей среде // Извес тия высших учебных заведений. Физика. – 2009.– Том 52 (№11/2) – С.247 251.

3. Колесников Ю.В., Морозов Е.М. Механика контактного разрушения. – М.:

Наука, 1989. – 224 с.

ОПТИМИЗАЦИЯ РЕЖИМОВ ИЗГОТОВЛЕНИЯ УДАРОПРОЧНОЙ КЕРАМИКИ К.А. СУРОВА, А.А. КАЧАЕВ, А.О. ХАСАНОВ Томский политехнический университет В настоящее время военная промышленность сделала огромный шаг вперед, разработав «легкие» материалы, не уступающие прочным металлам и сплавам.

Примером применения таких материалов является бронежилет. Современный бро нежилет должен отвечать следующим требованиям: он не должен мешать движени ям и обладать приличной жесткостью и прочностью. Тут одно требование противо речит другому. Исходя из этих соображений, стальные пластины заменяют керами ческой бронеплиткой. Бронеплитка должна иметь практически 100% плотность, это обеспечит достаточную прочность.

Одним из способов, позволяющих достичь 100% плотности, является метод ультразвукового компактирования нано- и полидисперсных порошков, предложен ный в Томском политехническом университете [1]. Особенностью данного метода является приложение ультразвуковых колебаний к пресс-форме в радиальном на правлении, в то же время воздействие статического давления прессования осущест влялось вдоль ее вертикальной оси. При прессовании под ультразвуковым воздейст вием (УЗВ) распределение давления и плотности по объему прессовки становится более равномерным из-за снижения пристенного трения. С другой стороны, более плотная упаковка частиц порошка и, соответственно, более высокая плотность прессовки даже сложной геометрии достигается за счет снижения межчастичного трения.

Целью данной работы является изучение влияния УЗ-воздействия в процессе прессования и оптимизация режимов компактирования под УЗ-воздействием для достижения высокой плотности ударопрочной керамики на основе порошка оксида алюминия.

В качестве материала для изготовления модельных образцов бронекерамики в исследованиях использовался порошок на основе оксида алюминия Al2O3, предос тавленный ХК ОАО «НЭВЗ-Союз». Исходный порошок имел следующий состав:

SiO2 – 2,6-3,2 %, MgO – 0,7-1,0 %, Na2O - 0,2 %, Fe2O3 - 0,7 %, Al2O3 -95,6%. Тео ретическая плотность исходного порошка составляет 3,97 г/см3.

Для изготовления модельных прессовок использовался малогабаритный гид равлический пресс WK-18 номинальным усилием 100 тонн. Модельные образцы прессовок были изготовлены при давлениях 160, 318, 477, 636 и 796 МПа без УЗВ и с применением УЗВ мощностью 1,5 и 2,5 кВт. Ультразвуковую обработку проводи ли с использованием ультразвукового генератора ИЛ10-5.0 с рабочей частотой ге Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении нератора 22±10% кГц. Необходимо отметить, что исследуемый порошок на основе Al2O3 характеризуется хорошей прессуемостью, независимо от наличия ультразву кового воздействия, расслоений или растрескиваний не наблюдалось во всем иссле дованном диапазоне давлений прессования и режимов УЗВ. При каждом режиме компактирования было изготовлено по 5 модельных образцов.

Для изучения влияние ультразвукового воздействия на плотность прессовок, спекание модельных прессовок проводили в высокотемпературной атмосферной пе чи VP 20/17 при различных температурных режимах. Для этого были выбраны тем пературы 1550, 1650, 1680 и 1700 °С с выдержкой в течение 1 часа.

По результатам экспериментов проводилось измерение плотности прессовок и спечённой керамики, размеры готовых прессовок измеряли с помощью микромет ра, а их вес определяли на электронных весах Аculab ALC110d4.

На основе полученных данных были построены зависимости относительной плотности прессовок и образцов после спекания, при различных температурах, от усилия прессования для различных мощностей УЗВ.

На рисунке 1 представлены зависимости плотности прессовок от усилия прессования для различной мощности УЗВ. Из рисунка 1 видно, что УЗ-воздействие слабо влияет на плотность прессовок исследуемого порошка. Плотность прессовок монотонно возрастает c увеличением давления прессования. Максимальная плот ность составляет 70 % от теоретической.

75% Отн. плотность, % 72% 69% 0 кВт 66% 1,5 кВт 2,5 кВт 63% 60% 100 300 500 700 Давление прессования, МПа Рисунок 1 - Зависимость плотности бронекерамики Al2O3 от усилия прессования при различных мощностях ультразвукового воздействия Аналогичная картина наблюдается после спекании при температуре 1550 °С (рисунок 2а), т.е. влияние УЗВ на стадии прессования не проявляется и после спека ния при пониженной температуре. Средний прирост плотности после спекания со ставил порядка 13 %, при этом максимальная плотность составила 83 %.

Анализ плотности образцов керамики спечённой при температурах 1650 и 1680 °С показал, что воздействие ультразвука в процессе компактирования позво лило добиться повышения плотности керамики (рисунок 2б, в). Оптимальная плот ность 97 % была достигнута при максимальных давлении прессования и уровне УЗ воздействия (796 МПа, 2,5 кВт). После спекания при температуре 1700 °C ожидае мого повышения плотности не произошло.

85% а Спекание при 1550 °С  Отн. плотность, % 83% 81% 0 кВт 1,5 кВт 79% 2,5 кВт 77% 100 300 500 700 Давление прессования, МПа 95% б Спекание при 1650 °С  Отн. плотность, % 94% 93% 0 кВт 1,5 кВт 92% 2,5 кВт 91% 100 300 500 700 Давление прессования, МПа 98% в Спекание при 1680 °С  Отн. плотность, % 97% 96% 0 кВт 1,5 кВт 95% 2,5 кВт 94% 100 300 500 700 Давление прессования, МПа Рисунок 2 - Зависимость плотности бронекерамики Al2O3 от давления прессо вания при различных температурах спекания Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении Выводы:

1. УЗ-воздействие практически не влияет на плотность прессовок исследованного порошка.

2. Необходимо отметить, что чем выше температура спекания, тем сильнее прояв ляется влияние ультразвукового воздействия на плотность исследованной бро некерамики.

3. Приемлемая плотность образцов исследуемого материала (97%) достижима при использовании метода сухого УЗ-прессования, проведённом при максимальных давлении и мощности УЗ-воздействия, с последующим спеканием при темпера туре не менее 1680 °С.

4. Дальнейшие исследования по оптимизации режимов компактирования с целью повышения плотности бронекерамики будут направлены на увеличение време ни выдержки при спекании.

Список литературы 1. Хасанов О.Л., Двилис Э.С., Полисадова В.В., Зыкова А.П. Эффекты мощного ультразвукового воздействия на структуру и свойства наноматериалов:

Учебное пособие. – Томск: Изд-во Томского политехнического университе та, 2009. – 148 с.

ОПТИЧЕСКИЕ И ЭЛЕКТРОФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПЛЕНОК ДИОКСИДА КРЕМНИЯ, МОДИФИЦИРОВАННЫХ УГЛЕРОДОМ А.И. КАЗИМИРОВ Томский государственный университет систем управления и радиоэлектроники Создание элементарной базы электроники требует проведения поиска новых материалов, обладающих необычными свойствами. В работе [1] впервые обнаруже но, что при получении пленок диоксида кремния путем магнетронного распыления составной мишени из кремния и графита формируются слои, которые в нанометро вом диапазоне толщин значительно отличаются по электрическим характеристикам от чистого диоксида кремния.

Целью настоящей работы является исследование некоторых оптических (ши рина оптической щели и показатель преломления) и электрофизических (тангенс угла диэлектрических потерь и диэлектрическая проницаемость) свойств пленок SiO2+C, полученных при магнетронном распылении кремниевой мишени с различ ным количеством углеродных дисков в составной мишени в атмосфере кислорода.

Пленки SiO2+C напылялись на подложки из NaCl. Напыление проводилось в течение 10 минут при давление в рабочей камере 10-2 мм. рт. ст. при разрядном токе 200 мА и напряжении разряда 300 В. Расстояние от подложки до мишени составля ло 50 мм.

Определение ширины оптической щели полученных пленок производилось с помощью оптического спектрометра USB2000. Определение показателя преломле ния осуществлялось с помощью лазерного эллипсометра ЛЭФ-3М. Тангенс угла ди электрических потерь и диэлектрическая проницаемость определялись на измерите ле иммитанса Е-720 [2].

Пленки SiOx представляют собой аморфный материал светло-коричневого цвета. Оптические и электрофизические свойства SiOx зависят от многих факторов:

от скорости конденсации, от остаточного давления кислорода и т.д.

Ширина оптической щели E g чистой пленки SiO2 толщиной 80 нм равна 5,56 эВ [3]. Зависимость E g от концентрации вводимой примеси при магнетронном распылении мишени кремний–уголь в атмосфере кислорода представлена в табл. Таблица 1 – Зависимость E g пленки от концентрации вводимой примеси Концентрация приме- E g,эВ си углерода, % 0 5, 30 5, 50 4, 80 4, Из приведенных данных в табл. 1 видно, что чем больше содержится в плен ке примеси, тем меньше у этой нее E g. Объяснением этому явлению может слу жить то, что при введении углерода образующиеся при этом примесные уровни, на ходящиеся в пределах E g SiO2, расширяются в зону. Чем больше концентрация вводимой примеси, тем больше примесных уровней и тем шире создаваемая ими зона, следовательно, E g пленки уменьшается.

Эллипсометрические исследования показали, что в зависимости от толщины пленки показатель преломления n в видимой области меняется в пределах 1,37–1, (рис. 1).

Рисунок 1 - Зависимость n пленок SiO2 от толщины Кроме того, были получены результаты измерения n пленок, в состав кото рых входит различное количество углерода (30–80%). В табл. 2 представлена зави симость n пленок SiO2+C от толщины.

Таблица 2 – Зависимость n пленок SiO2+C от толщины Толщина пленки, нм n 50 1,4–1, 70 1,43–1, 100 1,46–1, Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении Из табл. 2 можно сделать вывод, что подобное изменение n вызвано разрых ляющим действием углерода на пленки диоксида кремния.

Из приведенных результатов (табл. 1, 2) видно, что оптические свойства на нометровых пленок SiO2 не являются постоянными, а зависят от различных факто ров.

Электрофизические свойства пленок диоксида кремния, модифицированных примесью углерода, исследовались на структурах Al–SiO2+C–Al с различным со держанием примеси углерода в пленках рабочего диэлектрика. Измерения диэлек трической проницаемости и тангенса угла диэлектрических потерь tg показали, что при увеличении количества углерода, введенного в пленку рабочего диэлектри ка, происходит снижение и увеличение tg (рис. 2).

Рисунок 2 - Зависимость и tg пленки SiO2+C с различной концентрацией примеси (Sc) В результате проделанной работы выявлено, что введение углерода в пленку диэлектрика SiO2 приводит к формированию рыхлой неупорядоченной структуры диэлектрика, содержащей большое число сквозных пор и газовых включений. При этом увеличивается его электропроводность и тангенс угла диэлектрических потерь tg.

Полученные результаты дают основание предполагать, что пленки диоксида кремния, модифицированные углеродом с различной концентрацией, могут найти применение для создания элементов на основе гетеропереходов, накопителей водо рода, датчиков углеводородов и других примесей, основанных на их необычных электрических, тепловых и механических свойствах.

Список литературы 1. Троян П.Е., Сахаров Ю.В., Жигальский А.А. Роль углерода в процессе элек трической формовки МДМ-систем // Известия вузов. Физика. – 2003. – №2. – С.36–39.

2. Карпасюк В.К. Современные физические методы исследования материалов.

– Астрахань: Изд. АПИ, 1994. – 232 с.

3. Физика твердого тела. Физические свойства твердых тел / Под ред. А.Ф.

Хохлова. Том 2. – М.: Высшая школа, 2002. – 484 с.

ВЛИЯНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ ПЛАЗМЕННОЙ ПОРОШКОВОЙ НАПЛАВКИ НА СТРОЕНИЕ ПОЛУЧАЕМЫХ ПОКРЫТИЙ СИСТЕМЫ ЛЕГИРОВАНИЯ Fe-Cr-V-Mo-C А.В. ГЕЙЕР, М.В. ИВАНОВ, А.С. ДЕГТЕРЕВ Томский политехнический университет, E-mail: Degterev@tpu.ru Плазменная наплавка высокопроизводительна, позволяет в широких преде лах изменять параметры технологического процесса, обеспечивать минимальную долю участия основного металла в упрочненном слое, получать покрытия толщиной от 0,3 до 6 мм [1]. Поэтому, она получила широкое распространение в промышлен ности и используется для восстановления и упрочнения деталей механизмов и ма шин. Однако, в случае создания покрытий значительной толщины, условия охлаж дения вблизи границы сплавления с упрочняемой деталью и на поверхности на плавляемых валиков различны. А это, в свою очередь, часто выражается химиче ской и структурной неоднородностью, для уменьшения которой различными авто рами предлагается введение в технологический процесс ультразвуковых колебаний или электромагнитных полей, смешивание различных фракций порошка и измене ние режимов наплавки [1, 2]. Современные технологии анализа микроструктуры с высокой точностью позволяют количественно охарактеризовать степень ее неодно родности, а значит, делают возможным эффективное и целенаправленное изменение технологических параметров плазменной наплавки.

Целью работы является определение степени влияния силы тока и скорости плазменной порошковой наплавки на формирующуюся макро- и микроструктуру покрытий, выполненных с применением порошка ПР-Х18ФНМ.

Покрытия наносили с помощью установки плазменной порошковой наплавки УПН-303. Наплавку вели за один проход на массивную заготовку из стали Ст3сп.

Режимы наплавки приведены в таблице. Микроструктуру наплавок исследовали с помощью оптического микроскопа Olyimpus GX51, снабженного анализатором SIAMS 700. Карбиды ванадия выявляли рельефным полированием. Для выявления эвтектических карбидов образцы на 30 секунд погружали в водный раствор красной кровяной соли и гидроокиси калия. Оценивали объемные доли упрочняющих фаз, средние площади и количество карбидных частиц.

№ I, A Vнапл, № I, A Vнапл, U= 35-45 В, м/ч м/ч Расход по рошка=1, 1 160 4,8 7 160 кг/ч 2 190 4,8 8 190 3 220 4,8 9 220 4 160 6 10 160 5 190 6 11 190 6 220 6 12 220 Химический состав наплавляемого порошка фракции 50-200 мкм следую щий: 2,1-2,4 % С, 17-19% Cr, 2-3 %Ni, Fe-основа, 7-8% V и 2-2,6 % Mo (по массе).

Исходный порошок содержит порядка 14% равноосных мелкодисперсных (0, мкм2;

СКО 1,84 мкм2) выделений (рисунок 1, а). Их число достигает 2,5 тысяч на 13685 мкм 2. Зерна матрицы диаметром 2-3 мкм и меньше окружены выделениями мелкодисперсной сетки эвтектики, доля которой 30-45% (рисунок 1, б). При наплав ке со скоростью 6 м/ч создаются условия для значительного прогрева основного ме Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении талла, что обеспечивает формирование валиков шириной до 21 мм, характеризуе мых малыми углами смачивания. Увеличение скорости приводит к увеличению по терь порошка, снижению отношения ширины к высоте формируемых покрытий и повышению углов смачивания. Снижение скорости ниже 6 м/ч вызывает значитель ное увеличение высоты валиков при небольшом увеличении ширины (рисунок 2).

а б Рисунок 1-Микроструктура порошка ПР-Х18ФНМ а) при исследовании в темном поле микроскопа;

б) при исследовании в светлом поле Режим №10 не обеспечивает равномерного сплавления покрытия с основным металлом.

25 25 4, Ширина наплавленного валика, мм Высота наплавленных валиков, мм 4, 20 3, 3, 15 2, 2, 10 скорость наплавки 4,5 м/ч 1, скорость наплавки 6 м/ч Скорость наплавки 4,8 м/ч 1,0 скорость наплавки 8 м/ч Скорость наплавки 6 м/ч 5 скорость наплавки 10 м/ч 0, Скорость наплавки 8 м/ч Скорость наплавки 10 м/ч 0, 0 0 160 170 180 190 200 210 160 170 180 190 200 210 I,A I, А а б Рисунок 2 – Зависимости ширины формируемых валиков – а) и высоты – б), от ре жима наплавки На основании анализа микроструктуры полученных упрочняющих слоев их можно характеризовать, как композиционные. В карбидной подсистеме присутст вуют первичные равноосные карбиды ванадия и эвтектические карбиды типа Me6C и Cr7C3. При наплавке на режимах №4, 5, 7-12 в структуре упрочняющих слоев в большей или меньшей степени наблюдается неоднородность распределения равно осных карбидов (рисунок 3, а).

а б в г Рисунок 3 -: а) и б) – микроструктура покрытия №5 снятая в темном поле;

в) эвтектика вблизи границы сплавления в покрытии №8;

г) эвтектика в верхней части покрытия № В темных зонах концентрация мелкодисперсной составляющей первичных карбидов ниже, чем в светлых. Режимы № 7, 8, 10, 11 обеспечивают появление об ластей, содержащих повышенное число мелкодисперсных включений. Данные об ласти наблюдаются вблизи границы сплавления и под поверхностью покрытия (ри сунок 4, а) Число частиц равноосных карбидов ванадия Число частиц равноосных карбидов ванадия 9 Упрочняемая деталь 800 300 Покрытие 0 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3,5 4, 0,0 0,5 1,0 1,5 2,0 2,5 3,0 3, L, L, а б Рисунок 4 - Изменение числа равноосных карбидов ванадия по сечению наплавлен ных на режимах а) - 7, 8, 9;

б) - 1, 2, 3 покрытий При наплавке на минимальной скорости уровень неоднородности снижается, скоплений мелкодисперсных частиц нет (рисунок 4, б). Объемная доля равноосных карбидов в зависимости от режима наплавки не изменяется и составляет 12-15% (рисунок 5, а). Увеличение скорости наплавки приводит к уменьшению среднего размера и повышению числа равноосных включений. Повышение же силы тока спо собствует росту и коагуляции частиц (рисунок 5, б).

Средний размер частиц карбида ванадия, мкм 3, Доля равноосных карбидов, % 3, 2, 2, 6 1, скор наплавки 4,8 м/ч скор наплавки 4,8 м/ч скор наплавки 6 м/ч скор наплавки 6 м/ч 4 1, скор наплавки 8 м/ч скор наплавки 8 м/ч скор наплавки 10 м/ч скор наплавки 10 м/ч 2 0, 0 0, 160 170 180 190 200 210 220 160 170 180 190 200 210 I, A I, A а б Рисунок 5- а) - Доля равноосных карбидов в зависимости от режима наплавки;

б) средний размер частиц карбида ванадия в зависимости от режима наплавки Значительное влияние режим наплавки оказывает и на систему эвтектиче ских выделений. В образцах, наплавленных на токе 220 А доля эвтектических коло ний карбидов от линии сплавления к поверхности покрытий слабо изменяется. В зависимости от скорости наплавки она составляет 22 - 26%. Однако, при наплавке на режимах №6 и 9 дисперсность эвтектики значительно меньше, чем в случае ре жимов №3 и №12. В рассматриваемой карбидной подсистеме остальных упрочняю Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении щих слоев наблюдается разнодисперсность и изменение строения эвтектики по се чению наплавленного слоя. По мере удаления от границы сплавления отдельные, вытянутые в направлении теплоотвода эвтектические колонии (рисунок 3, в) начи нают разориентироваться друг относительно друга, и уменьшаться в размерах (рас стояние между пластинками эвтектики уменьшается с 1 мкм до 0.6 мкм (предел раз решения оптической системы) и меньше), появляется все больше осей кристаллиза ции второго порядка, что приводит к образованию сплошной сетки по границам зе рен (рисунок 3, г). Зона с обширными сетчатыми выделениями в покрытии наблю дается на расстоянии не менее 2 мм от границы сплавления с упрочняемой деталью.

Доля эвтектики тут может достигать 45%. При наплавке на скорости 4,8 м/ч рас стояние между пластинами эвтектики достигает максимальных значений до 2 мкм у подложки и уменьшается до 0,6 мкм в верхней части покрытия. Размеры отдельных эвтектических колоний увеличиваются до величин, в два раза превышающих коло нии, образующиеся при наплавке на более высоких скоростях. Согласно рентгено структурного анализа матрица сплава представляет собой - и -твердые растворы.

Наплавка на токе 220А способствует значительному разогреву порошка и повыше нию температуры сварочной ванны. Это приводит к растворению части эвтектиче ских карбидов и стабилизации аустенита. В результате чего, в формируемом покры тии устанавливается соотношение между - и - твердыми растворами железа 80 и 20 % соответственно. И оно сохраняется по всему сечению. При наплавке на мень ших токах, когда скорость наплавки значительна (режимы 7,8, 10, 11), вблизи под ложки соотношение остается идентичным, а под поверхностью упрочненного слоя изменяется до 60 % - и 40% -Fe.

Это происходит вследствие снижения температуры сварочной ванны по мере попадания в нее все большего числа относительно холодных частиц и как следствие уменьшения степени их расплавления. Верхние объемы покрытия формируются в результате когезии разогретого порошка, а нижние вследствие кристаллизации из расплава сварочной ванны. Исходя из этого обширная сетка по границам зерен не что иное, как выросшие структурные составляющие не полностью расплавленных частиц порошка, а зоны высокой концентрации мелкодисперсных равноосных кар бидов формируются там, где время нахождения порошка при высокой температуре минимально.

Выводы:

1 Увеличение скорости наплавки приводит к увеличению числа частиц рав ноосных карбидов и уменьшению их размеров, увеличение же тока способствует росту и коагуляции первичных упрочняющих выделений.

2 Распределение эвтектических карбидов по сечению наплавленного слоя в ряде случаев может значительно изменяться от 24% вблизи границы сплавления до 45% в верхней части покрытия.

3 Обнаружены зоны высокой концентрации мелкодисперсных выделений карбидов ванадия вблизи границы сплавления и у поверхности покрытий, наплав ленных на малых токах и высоких скоростях (наплавка на малых погонных энерги ях).

4 Равномерной по сечению структурой обладают покрытия, нанесенные на токе 220А со скоростью до 8 м/ч включительно.

Список литературы 1. Гладкий П.В. и др. Плазменная наплавка- К.: Екотехнология, 2007.-292с.

2. Шевченко О.И. Управление структурой, составом и свойствами покрытий при плазменной наплавке за счет технологических воздействия. Диссертация на соискание ученой степени доктора технических наук. 2006.- 348 с ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА И СПОСОБА ПОДГОТОВКИ ПОРОШКОВОЙ СМЕСИ СИСТЕМЫ Fe-Cr-V-Mo-C НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА НАПЛАВЛЯЕМЫХ ПОКРЫТИЙ С.В. РУДЬКО, А.С.ДЕГТЕРЕВ Томский политехнический университет, E-mail: Degterev@tpu.ru Зачастую создаваемые посредствам плазменной порошковой наплавки уп рочняющие покрытия имеют завышенный в сравнении с эксплуатационными требо ваниями уровень износостойких или коррозионностойких свойств. Что связано с частым отсутствием у предприятий возможностей покупки наплавочных материа лов в каждом конкретном случае необходимых для восстановления и упрочнения определенных деталей машин и механизмов. Поэтому, представляет научный инте рес разработка наиболее простой технологии подготовки наплавочных смесей про мышленных сплавов и порошка железа, а также их нанесения. Для этого необходи мо использовать в качестве разбавляемого промышленный порошковый сплав на основе железа, обладающий достаточно большим запасом технологичности и обес печивающий при его нанесении износостойкую структуру естественного композита с преимущественно аустенитной матрицей. Приведенным требованиям удовлетво ряет коррозионно- и износостойкий порошок Х18ФНМ, не склонный к образованию горячих трещин при формировании упрочняющих слоев и удовлетворительно нано симый в широком диапазоне токов [1]. Его смешение с железным порошком может позволить снизить себестоимость упрочняющих операций, перевести аустенит мат рицы формируемого композиционного покрытия в метастабильное состояние и по ставить в соответствие свойства упрочняющих слоев и эксплуатационные требова ния.

По этому, целью работы является разработка технологии плазменной наплав ки порошковой смеси ПР-Х18ФНМ и Пж-3 и определение влияния химического со става формируемых покрытий на их структуру и свойства.

Покрытия наносили с помощью установки УПН-303. Использовали водоох лаждаемый плазмотрон, конструкция которого предполагает установку медного электрода с Hf вставкой диаметром 5 мм, подачу плазмообразующего и транспорти рующего газов. Для обеспечения повышенного уровня защиты создаваемых упроч няющих слоев от вредного влияния атмосферного воздуха на плазмотрон устанав ливали устройство дополнительного обдува зоны наплавки. В качестве плазмообра зующего, транспортирующего и защитного газов применяли Ar высшего сорта. По крытия наплавляли за один проход на массивную заготовку из стали Ст3сп. Режимы наплавки экспериментальных составов приведены в таблице.

Как порошок ПР-Х18ФНМ, так и Пж-3 являются ферромагнитными, однако магнитная восприимчивость чистого железа значительно выше, чем промышленно Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении го сплава. По этому, в работе использовали плазмотрон, обеспечивающий ввод при садочного материала в плазму за пределами сопла, и позволяющий нанесение таких порошков и их смесей.

Экспериментальные смеси для наплавки готовили двумя способами. В пер вом случае в наплавочный порошок ПР-Х18ФНМ фракцией от 50 до 200 мкм до бавляли 5-25% Пж-3 фракцией от 60 до 90 мкм и механически перемешивали. Вы бор фракции железа обусловлен тем, что при использовании более крупного порош ка возникают значительные проблемы с его расплавлением в объеме сварочной ван ны и получением однородной структуры формируемых покрытий, а мелкодисперс ный порошок обладает низкой сыпучестью.

Во втором, спекали предварительно смешанные ПР-Х18ФНМ фракцией 60 125 мкм и 5-25%Пж-3 фракцией менее 60 мкм в вакуумной печи при температуре 1130°С в течение часа. Для наплавки использовали полученный путем дробления спеков порошок, размеры которого не превышали 200 мкм.

U= 35-45 Способ при № I, A Vнапл, % Пж- 3 в м/ч наплавочной В, Расход готовления смеси порош- наплавочной ка=1,9 смеси кг/ч 1 200 6 5 Механическое смешение 2 220 6 3 200 6 4 220 6 5 200 6 6 220 6 Механическое 7 200 6 смешение, 8 220 6 спекание, 9 200 6 дробление 10 220 6 11 200 6 12 220 6 Микроструктуру исследовали с помощью оптического микроскопа Olyimpus GX51, снабженного анализатором SIAMS 700. Карбиды ванадия выявляли рельеф ным полированием. Для выявления эвтектических карбидов хрома образцы на секунд погружали в водный раствор красной кровяной соли и гидроокиси калия.

Мартенсит в структуре покрытий вытравливали раствором пикриновой и соляной кислоты в спирте. Оценивали объемные доли упрочняющих фаз, средние площади и количество карбидных частиц. Микротвердость измеряли на приборе ПМТ-3 при нагрузке 100 г. Износостойкость оценивали при трении о нежесткозакрепленные абразивные частицы.

После спекания структура исходного порошка (рисунок 1, а) изменяется.

Сетка эвтектических карбидов растворяется, но образуются другие более округлые карбидные частицы (рисунок 1, б).

а б Рисунок 1 - Микроструктура: а) - исходного порошка ПР-Х18ФНМ;

б) - спеченного порошка ПР-Х18ФНМ+15%Пж- После нанесения в микростроении упрочняющего слоя подобных карбидов не обнаружено. Отметим, что для формирования равномерной структуры покрытия необходимо полностью расплавить все компоненты присадочного материала. Тем пература плавления чистого железа выше, чем промышленного сплава, а значит именно железо определяет уровень необходимой погонной энергии. Он для плавле ния порошка железа фракцией от 60 до 90 мкм должен составлять минимум 33 - кДж/см. Необходимость использования достаточно большой силы тока увеличивает минимальный возможный размер формируемых валиков.

Макростроение полученных покрытий имеет ряд особенностей:

1) В случае наплавки спеченными сплавами появляются зоны со значительным проплавлением основного металла.

2) В образцах №1-6 высота наплавленных валиков уменьшается с увеличением процента железа, в спеченных же сплавах никаких явных зависимостей не выявлено.

Анализ результатов металлографических исследований позволяет характери зовать формируемые упрочняющие слои, как естественно композиционные. Зерна матрицы, содержащие равноосные первичные карбиды ванадия, окружены сеткой эвтектики типа Me6C и Cr7C3.

Доля эвтектических выделений по сечению наплавленных упрочняющих слоев изменяется слабо. С увеличением количества железа она снижается, что осо бенно выражено при наплавке порошком, приготовленным механическим смешени ем. Введение железа также способствует росту зерен матрицы.

№2 №6 № №4 №8 № Рисунок 2 – Микроструктура покрытий Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении В подсистеме равноосных карбидов не удалось выявить явных зависимостей их доли от химического состава порошка. Можно лишь отметить, что число собст венных карбидов ванадия в случае наплавки спеченными составами меньше.

Микротвердость покрытий, нанесенных с применением спеченных порошков, не сколько выше остальных. Сопротивление внедрению алмазной пирамиды покрытий, сформированных с применением смеси, содержащей 25% Пж-3, в 3-х из четырех случаев больше покрытий, содержащих меньшее количество железа (рисунок 3, а).

Это можно связывать с увеличением доли -твердого раствора в матрице сплава (рисунок 3, б).

Введение от 5 до 15% железа не приводит к снижению износостойкости (ри сунок 4). Это, вероятно, связано с уменьшением стабильности аустенита матрицы и его превращением в мартенсит в ходе фрикционного взаимодействия. Введение же 25% железа не приводит к катастрофическому падению способности исследуемых покрытий сопротивляться абразивному истиранию, в этом случае она лишь плавно уменьшается.

Микротвердость, ГПа ток 200 А наплавка механически смешанными порошками ток 220 А наплавка механически смешанными порошками 1 Сп ток 200 А наплавка спеченными порошками Сп ток 220 А наплавка спеченными порошками 0 5 10 15 20 Количество порошка Fe,% а б Рисунок 3 – а) микротвердость исследуемых покрытий;

б) – мартенсит в микро структуре покрытия № Износ, мг ток 200 наплавка механически смешанным порошком ток 220 наплавка механически смешанным порошком ток 200 наплавка спеченным порошком ток 220 наплавка спеченным порошком 0 5 10 15 20 Количество порошка Fe,% Рисунок 4 – Износ при трении о нежесткозакрепленный абразив исследуемых по крытий Выводы:

1. Введением порошка железа, удалось понизить долю эвтектических карбидов от 22-26% до 5-7%, долю первичных карбидов от 15 до 6%.

2. Получена структура наплавочных слоев, содержащая вытравливаемый мар тенсит в матрице.

3. Обнаружено ухудшение технологических свойств наплавочного порошка ПР-Х18ФНМ при его спекании с железом.

4. Определен минимальный необходимый для формирования однородной структуры покрытия уровень погонной энергии.

5. Износостойкость формируемых покрытий при введении в наплавочную смесь до 15 % железа не ухудшается, а при 25% лишь незначительно уступа ет покрытию, нанесенному с применением чистого промышленного сплава.

Список литературы:

1. Гладкий П.В. и др. Плазменная наплавка - К.: Екотехнология, 2007. - 292 с.

ВАКУУМНАЯ ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ДЕТАЛЕЙ ПОДШИПНИКОВ И ИНСТРУМЕНТА ИЗ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ А.А. ХОМЯКОВ Томский Политехнический Университет Вакуумные технологии являются основой передовых процессов в области термообработки, которые помогают увеличить стойкость материала, устойчивость к износу или его сопротивление коррозии.

Все они проходят при температурах до 1000 °C и выше в специальных нагре вательных установках (печах). Для этих процессов также можно использовать сле дующие технологии: с использованием расплавленных солей (соляные ванны) и ус тановки с защитной или активируемой атмосферой.

Но в процессе нагрева на поверхности деталей, когда они подвергаются воз действию окружающей среды (обычно воздуха), появляется окисление. Это приво дит к трудоемкой и дорогостоящей обработке или большим издержкам при термо обработке. Поэтому, ее предпочтительней производить в безкислородной атмосфе ре. В дополнение к использованию высокочистых защитных газов, вакуум предла гает лучшую защиту против окисления, являясь наиболее эффективной атмосферой.

Ряд других преимуществ вакуумной термообработки, выгодно выделяющих ее среди других: отсутствие испарений, уменьшение короблений, отсутствие обез углераживания поверхности, чистые и блестящие детали, отсутствие токсичных за щитных газов с содержанием СО, отсутствие вредных условий в цехе, нет угрозы взрыва или открытого пламени, не требуется подготовка установки, использование инертных газов (азот или гелий), отсутствие выделения СО2 и ряд других очень ценных достоинств.

Благодаря вышеперечисленному, вакуумную термообработку можно прово дить для более широкого диапазона сталей: нержавеющих, жаропрочных, конструк ционных легированных, высоколегированных (в частности штамповых и сталей для инструмента), а также назначать минимальные припуски.

Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении Весь процесс термообработки высоколегированных сталей делится на не сколько этапов:

Для успешной их термообработки (такой стали, как например 95Х18) необ ходимо подобрать оптимальную закалочную температуру, так как в производствен ных условиях, особенно для подшипников качения, которые производятся на заво де, необходимо соблюсти заданную твердость и микроструктуру закаленных дета лей. Твердость является главным механическим свойством таких изделий, так как она дает хорошую износостойкость и сопротивление динамическим нагрузками при эксплуатации подшипников. Для поступающих на завод партий исходного материа ла (прутков) одна и та же закалочная температура, у разных по сечению деталей, может дать разные значения твердости и величины зерна, поэтому проводится ее подбор в лабораторных условиях по методике описанной ниже.

Работа выполнялась на ЗАО “Томский Подшипник”. Для проведения испыта ний была использована лабораторная электропечь камерная ИТМ 12.200. Данная электропечь предназначена для проведения различных видов термообработки в воз душной среде до температур нагрева 1200 оС. Имеет следующие рабочие характери стики применения: температура окружающего воздуха 10-35 оС, при влажности 30 80% и атмосферном давлении 84-106.7 мм рт. ст., работает при напряжении питаю щей сети 220 В. Имеет тип термопары ТХА с диапазоном измерения от 0 до 1200о С и рабочим пространством камеры нагрева 25*25*25 см Исходные данные для подбора температуры были следующими: ориентиро вочная температура под закалку в районе справочной (промежуток 1040-1090 оС) и твердость должна лежать в промежутке от 56 до 61 HRC для стали 95Х18. Методика подбора: во время входного контроля металла были подготовлены образцы из пар тии, высотой с деталь, которую необходимо закалить (например, в случае для шари ков диаметром 20 мм. подготавливались образцы той же высоты) Было промаркиро вано 3 образца на каждую температуру из промежутка 1040-1090 оС. В нашем слу чае температуры: 1040, 1065 и 1090 оС время закалки 1,5 минуты на 1 мм диаметра образца, но не менее 4 минут.


Контролируемые образцы закаливались на эти три температуры и для опре деления качества закалки, они исследовались на микроскопе ММР-4 на величину зерна по ГОСТ 5639-82, согласно допускаемым баллам, которые выставляются по размеру зерна. Зерно 10-11 балла, соответствует нормальной закаливаемости стали, зерно 12 балла и мельче недогрев, зерно 9 балла и крупнее перегрев Потом замерялась твердость, которая должна попадать в промежуток той твердости, которую необходимо получить для данной стали. (56-61HRC) Далее бы ла составлена таблица результатов эксперимента, которая отражает зависимость за калочной температуры, величины зерна и полученной твердости у каждого из об разцов. Если хотя бы по одному параметру (величине зерна или твердости) контро лируемый образец не соответствовал, то выбирались еще 2 промежуточных темпе ратуры из интервала (1050 и 1080 оС). Данная процедура проводилась столько раз, пока не была подобрана оптимальная закалочная температура для требуемой твер дости и величины зерна.

Ниже представлена таблица результатов эксперимента:

Таблица 1 Результаты исследования твердости и микроструктуры в зависимости от закалочной температуры Твердость по № об- Температура сле закалки, Балл, по ГОСТ закалки, ОС разца HRCЭ 5639- 1 1040 55 Балл 2 1060 58 Балл 3 1090 62 Балл 10- 4 1050 56 Балл 11- 5 1080 60 Балл 10- 6 1100 63 Балл Таким образом, как видно из результатов исследования микроструктуры и твердости стали 95Х18 после закалки, самая оптимальная температура получилась 1080о С, так как микроструктура соответствует подходящему баллу по ГОСТ 5639 82 и твердость 60, которая лежит в требуемом промежутке от 56-61 HRCэ.

Благодаря данной методике можно эффективно подбирать закалочные тем пературы для высоколегированных сталей, таких как 95Х18 и получать требуемые механические характеристики.

После подбора оптимальной температуры сталь идет в штамповочный цех, где из прутков путем штамповки получают детали подшипников.

Технологический процесс дальнейшей вакуумной термообработки деталей подшипников проводится в вакуумной электропечи сопротивления СНВ-5.20.10/7 И1, которая представляет собой горизонтально расположенную нагревательную ка меру, состоящую из кожуха, крышки, механизма отката крышки, теплоизоляции, установки вентилятора, установки экранов, механизма передвижения выдвижного пода, системы вакуумной, силовых трансформаторов, шкафов управления. Процесс термообработки состоит в следующем:

Для устранения внутрикристаллитной ликвации в высоколегированных ста лях, таких как 95Х18, проводят высокотемпературный диффузионный отжиг. По ковки после охлаждения в термостате предварительно загружают на отжиг в печь СНВ, и нагревают до температуры 600 °С в вакууме. После прогрева всей садки при 600° С поковки нагревают до 850-870 °С со скоростью 200 °С/ч и выдерживают при этой температуре 5-6 ч.

Затем проводят охлаждение с печью вначале до 740-760 °С со скоростью 30— 40 °С/ч (выдержка 4-6 ч) и потом до 450 °С;

дальнейшее охлаждение на возду хе.

Микроструктура поковок — мелкозернистый, зернистый перлит и избыточ ные карбиды.

Процесс закалки происходит в следующем порядке:

1) Перед закалкой детали промываются в моечной машине 3-4 минуты (тем пература содового раствора 60 с0), сушатся в течении 15-20 минут при температуре 150о С. Поддоны с деталями помещаются в печь (Садка 50-60 кг.) 2) Детали из стали 95Х18 загружается в поддон в один слой.

3) Печь подготавливается к работе (создается вакуум в печи СНВ порядка 1*10 – 1*10-3 мм рт. ст.) - Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении 4) Печь разогревается до температуры 850 с0. Детали необходимо выдержать в течении 1 часа при данной температуре. Далее в течении 40 минут провести окон чательный нагрев до температуры 1080 с0, затем выдержать 40 минут. Охладить де тали на воздухе (в печи СНВ воздух подается с помощью вентиляторов) до темпера туры цеха не выше 70 с Далее детали проходят обработку холодом с целью уменьшения остаточного аустенита в составе и увеличения их твердости.

Отпуск проводят в той же вакуумной печи, основные его этапы:

1) Загрузить поддоны с чистыми и сухими деталями в печь.

2) Печь подготавливается к работе (создается вакуум) 3) Проводится отпуск при температуре 160 с0 в течении 3 часов 4) Охлаждение Для инструментальных сталей, таких как Р18 и других, термообработку в ва кууме эффективно производить при многократном отпуске, так как он происходит при достаточно высоких температурах (560 оС) Он снижает риски коробления и окисления поверхности. Закалку таких сталей проводят в соляных ваннах, которые обеспечивают быстрый прогрев инструмента при достаточно высоких температурах в 1270-1290 оС.

Таким образом, вакуумная термическая обработка деталей подшипников и инструментов из высоколегированных сталей, дает большие преимущества для про изводства, выраженная в значительной экономии средств за счет сокращения из держек и повышения качества поверхности термообработанных материалов.

ТЕРМИЧЕСКИЙ ЦИКЛ В КОНТАКТЕ ЧАСТИЦА-ПОДЛОЖКА ПРИ ГАЗОТЕРМИЧЕСКОМ НАПЫЛЕНИИ Б.С. ЗЕНИН, И.А. ГЛАДКИХ Томский политехнический университет В настоящее время для интенсификации производственных процессов и уве личения срока службы изделий машиностроения большое практическое распро странение получили различные методы упрочнения поверхности деталей машин и механизмов. К таким технологиям относятся процессы газотермического напыле ния (ГТН). Это обусловлено их универсальностью, позволяющей наносить различ ные по составу покрытия (от пластмасс до тугоплавких соединений), малым терми ческим воздействием на напыляемую основу.

В этих методах исходный материал покрытия подвергают нагреву и плавле нию каким-либо источником теплоты, а затем диспергируют, разгоняют газовым потоком и напыляют на поверхность [1], после попадания на которую, частицы ос тывают и кристаллизуются.

Важную роль в формировании свойств покрытий играют температурные ус ловия процесса взаимодействия напыляемой частицы с подложкой. Например, они определяют такие важные параметры термического цикла на границе подложка напыляемая частица, как контактную температуру – Тк, время кристаллизации рас плавленной частицы – t0, от которых зависит адгезия получаемого покрытия.

В общем случае термический цикл характеризует изменение температурно временных условий в произвольно заданной точке. Термический цикл напыляемой частицы, деформирующейся вследствие кинетической энергии удара и затверде вающей на поверхности подложки можно представить состоящим из двух этапов (рис. 1): 1) затвердевание частицы, продолжающееся время t0, в течение которого контактная температура Тк остается постоянной, 2) охлаждение затвердевшей час тицы до температуры основы Т0 [2]. Длительность кристаллизации металлов оцени вается микросекундами. В поверхностном слое подложки под частицей происходит значительный нагрев, что приводит к интенсивному установлению межатомных связей на границе двух материалов и определяет уровень адгезионной связи покры тия с подложкой.

Рисунок 1 - Схема термического цикла в контакте В данной работе решается задача определения с помощью компьютерной программы (КП) CRISTALL [2] влияния теплофизических свойств различных мате риалов, используемых для создания покрытия, на параметры термического цикла в контакте подложка – напыляемая частица.

В качестве модельных материалов выбраны для частицы – алюминий, вольфрам, никель, медь, для подложки – Ст20, свойства которых представлены в таблице 1. Выбранные напыляемые материалы обладают существенно отличающи мися теплофизическими характеристиками, что может позволить определить влия ние определенных теплофизических характеристик на параметры термического цикла.

Таблица 1 - Теплофизические свойства материалов, Тпл,, С, L, Материал К кг/м Дж/кг•К Вт/м•К Дж/кг Ст.20 1358 7850 690 50,7 — W 3695 17500 270 99 Ni 1728 8100 625 78 Al 933,52 2702 903,7 196,46 Cu 1357,6 8933 314 342 Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении Расчеты проводились при следующих условиях: исходный диаметр частицы d=0,1мм, скорость частицы в момент столкновения с подложкой v=100м/с, частица расплавлена, ее температура равна температуре плавления материала, температура подложки Т0=300К. В таблице 2 представлены результаты расчета параметров тер мического цикла для выбранных условий напыления. Сравнивая данные расчетов и свойства материалов можно определить, какие теплофизические параметры влияют на величину температуры контакта и времени полной кристаллизации для данных материалов.

Таблица 2 - Параметры термического цикла взаимодействия напыляемой частицы с подложкой для исследуемых материалов Материал Tемпература контакта Время полной кристалли зации t0, 10-7 с Тк, К 2604.9 0. W/Ст. 1306.6 0. Ni/Ст. Al/Ст.20 819.7 0. Cu/Ст.20 1215.1 0. Совместный анализ приведенных данных в таблицах 1 и 2 показывает, что температура контакта однозначно определяется температурой напыленной части цы. Эта зависимость имеет практически линейный характер (рис. 2). Найти подоб ную однозначную зависимость времени полной кристаллизации частицы от како го-либо теплофизического параметра из таблицы 2 не удалось. В [4] показано, что при контактном взаимодействии разогретой напыляемой частицы с холодной под ложкой на характер теплофизических процессов могут оказывать влияние такие специфические теплофизические характеристики материала частицы, как коэффи циент аккумуляции тепла b= ( С)0.5 и трудность проплавления частицы D.

Рисунок 2 - Зависимость температуры в контакте от температуры плавления материалов Ni, W, Al, Cu(Тпл;

Тк) В таблице 3 приведены данные производных теплофизических параметров для исследованных материалов – коэффициент температуропроводности a= /С, коэффициент аккумуляции тепла b= ( С)0.5 и трудность проплавления частицы D.


Таблица 3 - Теплофизические параметры исследуемых материалов a, 10-3 b, D, Материал м2/с Вт·м-2·К·с-0.5 кДж/кг·м Ni 155 190 W 208 183 Al 80 236 Cu 81 380 Совместный анализ рассчитанных значений времени кристаллизации для различных материалов с их теплофизическими характеристиками (таблицы 1 и 3) показал, что время кристаллизации зависит от теплофизических характеристик ма териала напыляемой частицы сложным образом. В самом общем случае эта зависи мость может быть качественно представлена в виде соотношения t0 = ( Тпл С b D ) / ( a ), которое показывает, что температура плавления, теплоемкость, скрытая теплота плавления, коэффициент аккумуляции тепла и параметр трудности плавления уве личивают время кристаллизации, в то время как, теплопроводность и коэффициент температуропроводности - уменьшают.

Представленные результаты могут быть использованы при выборе материа лов с соответствующими теплофизическими характеристиками, обеспечивающими повышенную адгезию покрытий при газотермическом напылении.

Список литературы 1. Хасуи А., Моригаки О. Наплавка и напыление./ Пер. с яп. В.Н.Попова под.

ред. В.С.Степина, Н.Г.Шестеркина. - М.: Машиностроение, 1985. – 306 с.

2. Кудинов В.В., Иванов В.М. Нанесение плазмой тугоплавких покрытий. М.:

Машиностроение, 1981. – 429 с.

3. Капацкая М.А., Зенин Б.С. «Анализ условий взаимодействия напыляемой частицы с преградой с учетом фазового перехода». Труды III МНТК «Со временные проблемы машингостроения». Томск. ТПУ. 2006. С. 102-105.

4. Борисов Ю.С., Борисова А.Л. Плазменные порошковые покрытия. - К.:

Технiка, 1986. – 204 с.

ОСОБЕННОСТИ УСЛОВИЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ ЖИДКОЙ КАПЛИ ПРИ ВЫСОКОСКОРОСТНОМ СОУДАРЕНИИ С ПРЕГРАДОЙ Б.С.ЗЕНИН, О.Ф.ВАГАПОВА Томский Политехнический Университет К рабочим поверхностям деталей машин в зависимости от условий их экс плуатации предъявляют определенные требования по различным свойствам: изно состойкости, жаростойкости, коррозионной стойкости и др. Надежность и повы шенная работоспособность деталей достигается путем использования соответст Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении вующих материалов с необходимыми исходными свойствами. Иными словами, при проектировании машин необходимо исходить из прочности современных материа лов. Применение технологии улучшения свойств поверхности материалов, расши ряет перспективу проектирования и производства различного оборудования с более высоким уровнем эксплуатационных показателей. В последние годы все большее практическое распространение получают методы газотермического напыления по крытий (газопламенного, плазменного, детонационного, электродугового). Это обу словлено их универсальностью, позволяющей наносить различные по составу по крытия (от пластмасс до тугоплавких соединений), малым термическим воздействи ем на напыляемую основу. Эти методы позволяют повышать надежность и долго вечность деталей машин и механизмов, восстанавливать размеры изношенных дета лей [1].

Особенности процесса формирования газотермических покрытий такие как высокие скорости напыляемых дисперсных частиц, высокая температура частиц вплоть до температуры плавления и выше при их встрече с напыляемой поверхно стью, высокая скорость охлаждения отдельной частицы (сверхбыстрая закалка) оп ределяют структуру, а значит и свойства материала получаемого покрытия. Одной из важнейших характеристик газотермического покрытия любого назначения явля ется адгезия, которая обеспечивает работоспособность и долговечность упрочнен ной детали. В основе процесса формирования таких покрытий лежит механизм взаимодействия напыляемых с высокой скоростью отдельных расплавленных час тиц с подложкой. Особенности образования адгезионной связи на границе покрытие – подложка зависят как от теплофизических свойств материалов соответственно частицы и подложки, так и от теплофизических условий возникающих в контактном слое. Важной количественной характеристикой такого взаимодействия является температурный цикл в контакте частица- подложка. Ввиду сложности эксперимен тального определения параметров термического цикла для количественных оценки таких параметров обычно используются теоретические расчеты [2].

В работе поставлена задача, определить численные значения характеристик теплофизического взаимодействия (температура контакта, движение фронта кри сталлизации, время полной кристаллизации напыленной частицы, толщина полу чаемого сплета) напыляемой частицы при ее взаимодействии с подложкой с помо щью компьютерной программы TEMPOINT [3] и исследовать влияние размера на пыляемой частицы и ее скорости на параметры термического цикла.

Рисунок 1- Схема компьютерной программы TEMPOINT. Р1 – теплофизические ха рактеристики материалов, Р2 – технологические параметры процесса напыления, Р3 – расчетные параметры модели Для расчета теплофизических параметров процесса взаимодействия были выбраны два материала алюминий и никель (напыляемые частицы) с существенно отличаю щимися теплофизическими характеристиками. В качестве подложки рассматрива лась сталь, как наиболее распространенный материал в машиностроении. Теплофи зические характеристики выбранных материалов, необходимые для проведения рас чета, представлены в таблице 1.

Таблица 1 - Теплофизические характеристики материалов:

3 L 10, Дж/кг, m /c а T 3, C, Дж/кгk Вт/мk o,Вт/ m m, k Al 933,52 2702 196,46 903,7 393 80, Ni 1728 8900 72 364 305 Cт20 7850 50,7 Расчеты были проведены при следующих условиях: начальная температура подложки T0=300 K, частица расплавлена, ее температура равна температуре плав ления материала частицы Тm, исходный диаметр частицы d варьировался в пределах (20 – 500) 10 -6 м, скорость частицы в момент столкновения с подложкой v варьиро валась в пределах (20 – 1000) м/с. Пример полученных результатов расчета пред ставлен в таблицах 2 и3.

Таблица 2 - Результаты расчета условий формирования слета в системе Аl-Ст20:

x006,  D,  V,  x006,  V,  Tk,К  t*06,с  Tk,К  t*06,с  D,мм  мм  мм  м/с  мм  м/с  819.7  0,425409  6,08028  20  100  819.7  0,103881  3,00461  20  500  819.7  2,59703  15,0231  100  100  819.7  0,568278  7,02749  100  500  819.7  5,44737  21,7577  200  100  819.7  1,16107  10,045  200  500  819.7  14,2069  35,1375  500  100  819.7  2,95816  16,0336  500  500  10,6352  30,4014  100  20  819.7  64,9258  75,1153  500  20  819.7  2,59703  15,0231  100  100  819.7  14,2069  35,1375  500  100  819.7  0,568278  7,02749  100  500  819.7  2,95816  16,0336  500  500  819.7  0,290266  5,02248  100  1000  819.7  1,49327  11,3917  500  1000  819.7  Проведенные расчеты показали, что температура в контакте не зависит от технологических условий напыления, таких как скорость частиц, их размер, и одно значно определяется теплофизическими характеристиками взаимодействующих ма териалов. Значения температуры в контакте равны соответственно для системы Al/Ст Тк =819,7 К, для системы Ni/Cт Тк =1330,5 К. Параметры процесса формиро вания отдельного сплета на поверхности подложки существенно зависят от скоро сти частиц и их размера. Так, с увеличением диаметра напыляемых частиц наблю дается практически линейный рост толщины сплета и времени его полной кристал Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении лизации, причем значения этих параметров при равных условиях для сплета Al в раза выше, чем для Ni. На рис. 2 и 3 показано влияние скорости напыления на про цесс формирования отдельного сплета Al. С увеличением скорости до 150 -200 м/с резко падают значения толщины сплета и времени его кристаллизации. Дальнейшее увеличение скорости приводит к незначительному уменьшению рассматриваемых параметров. Аналогичная зависимость наблюдается и для сплета Ni. Однако, в по следнем случае значения рассчитанных параметров для Ni в 3 раза выше, чем для Al.

Таблица 2 - Результаты расчета условий формирования слета в системе Ni-Ст Tk,  t*06,  x006,  D,  V,  Tk,  t*06,  x006,  D,  V,  К  с  мм  мм  м/с  К  с  мм  мм  м/с  1330.5  0,126561  2,25222  20  100  1330.5  0,0270397  1,0410  20  500  1330.5  0,675993  5,20512  100 100  1330.5  0,139253  2,3624  100  500  1330.5  1,37332  7,419  200 100  1330.5  0,280463  3,3527  200  500  1330.5  3,48132  11,8122  500 100  1330.5  0,705527  5,3176  500  500  1330.5  3,16403  11,261  100 20  1330.5  16,8998  26,025  500  20  1330.5  0,675993  5,2051  100 100  1330.5  3,48132  11,8122  500  100  1330.5  0,139253  2,3624  100 500  1330.5  0,705527  5,3176  500  500  1330.5  0,0701157  1,6763  100 1000 1330.5  0,35387  3,7660  500  1000  х0,мкм D= D= 0 200 400 600 800 1000 V, м/с Рисунок 2 - Зависимость толщины напыленного сплета от скорости напыления при заданном диаметре напыляемого исходного порошка Al t*,мкс D= D= 0 200 400 600 800 1000 V,м/с Рисунок 3 - Зависимость времени полной кристаллизации от скорости напыления при заданном диаметре исходного порошка Al Важным параметром формирования сплета является скорость его кристаллизации, в нашем случае этот параметр оценивался по скорости движения фронта кристаллизации от контактной границы сплета с подложкой до внешней свободной поверхности сплета. Расчеты показали, что при заданной скорости напыляемой частицы при ее деформации и затвердевании скорость движения фронта кристаллизации не зависит от насалного размера частицы. Такая же закономерность наблюдается при кристаллизации для частиц одного размера, падающих с разными скоростями. Данное обстоятельство может играть существенную роль при формировании внутренней структуры сплетов образующегося газотермического покрытия.

Полученные в работе результаты показывают, что для получения благопри ятных теплофизических условий (высокая температура в контакте частица – под ложка, длительный процесс кристаллизации), обеспечивающих высокий уровень адгезии, достаточно разгонять напыляемые частицы до скоростей 150 – 200 м/с. Для получения однородной внутренней структуры материала сплета, и следовательно самого покрытия, необходимо строго контролировать однородность напыляемого потока частиц либо по скорости частиц, либо по их размеру.

Список литературы 1. Хасуи А., Моригаки О. Наплавка и напыление.// Пер. с яп. Х12 Попова В. Н.;

Под ред. Степина В. С., Шестеркина Н. Г.- Москва: Машиностроение, 1985. с.142-145.

2. Анциферов В. Н., Боброа Г. В., Дружинин Л. К. и др. Порошковая металлур гия и напыленные покрытия: Учебник для вузов/Под ред. Митина Б. С. М.:

Металлургия, 1987.792 с.

3. Зеленская Е.С., Зенин Б.С., Чабанец А.А. Труды VIII Всероссийской школы семинара. Новые материалы. Создание, структура, свойства – 2008. –Томск:

Изд-во ТПУ.-2008.-165 с.

Секция 3. Перспективные материалы и технологии в машиностроении Секция Теоретические вопросы и прикладные задачи графики в современной инженерии Секция 4. Теоретические вопросы и прикладные задачи графики в современной инженерии МЕТОДИКА НАНЕСЕНИЯ РАЗМЕРОВ НА ЧЕРТЕЖИ СЛОЖНЫХ ДЕТАЛЕЙ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ТЕХНИЧЕСКОГО РИСУНКА А.А. БАКАКИН, Б.А. ФРАНКОВСКИЙ Томский политехнический университет Комплексная центральная задача, опреде ляющая раздел проекционного черчения курса инженерной графики состоит в том, что по задан ным двум изображениям предмета строят третье его изображение, выполняют рациональные разре зы, наносят размеры и строят аксонометрическую проекцию с вырезом. Все перечисленные операции вызывают у студентов глубокую осмысленность пройденных тем и умение точно выполнять зада ния. Особенно вызывает затруднение операция на несения размеров на чертежи предметов сложной формы.

Рассмотрим один из методических приёмов нанесения размеров с использованием техническо го рисунка предмета.

Даны два изображения сложного предмета Рисунок состоящего из большого количества геометриче ских элементов, как действительных, так и фик тивных: цилиндрических, призматических и других форм отверстий в элементах предмета, рис. 1.

Вникнуть и глубоко понять формы геометрических элементов предмета позво ляет его наглядное изображение с вырезом, рис. 2.

Далее проводим необходимый анализ и членение предмета на элементы, и разне сение их по координатным осям, рис. 3.

Рисунок 2 Внешнюю и внутреннюю форму предмета можно представить как сочетание:

конической-А,сферической-Б, цилиндриче ской-В и гранных-Г. Размеры, которые необходимо нанести на чертежи должны ха рактеризовать величины отдельных элементов предмета и взаимное расположение относительно баз и наибольшие габаритные размеры предмета.

С учетом выполненной структуры предмета нанесение размеров проводим в следующей последовательности:

1. Наносим поэлементные размеры, которые определяют величину элемен тов, их наносят отдельно для внешних и внутренних форм предмета.

Внешняя форма предмета характеризуется следующими поверхностями и их поэлементными размерами. В основание предмета полая призма: гранное тело огра ниченное плоскими поверхностями 140, 36, 90, цилиндрический диаметром 50, 34 и сферический радиусом 25, 20.

Внутренняя форма предмета: внутренняя полость призмы, (фиктивное гранное тело ограниченное плоскими поверхностями) 125, 75, 28, фиктивные элементы стенок полой призмы, призматические отверстия 12, 6, цилиндриче ские отверстия диаметрами и 15, глубиной 8, а так же ко ническая поверхность диамет ром 32 и величиной угла градусов.

2. Наносим координи рующие размеры, которые оп ределяют взаимное располо жение элементов относительно Рисунок 3 баз. Координирующие размеры ориентируют элементы пред мета относительно баз во всех координатных направлениях. Для изображенного предмета за базы принять оси симметрии и плоскость основания.

Относительно этих баз нанесены размеры: 125, 95, 140 - в направление оси ординат,26, 75, 90 - в направление оси абсцисс, 40, 42, 36, 24 - в направлении оси аппликат, рис. 4.

Рисунок Выполняем три изображения предмета, простыми разрезами: фронтальным горизонтальным и профильным раскрыто внутреннее устройство предмета. Форма ребер жесткости выявлена выносным симметричным сечением. На эти ортогональ ные изображения переносим размеры с наглядного изображения предмета, рис. 5.

Секция 4. Теоретические вопросы и прикладные задачи графики в современной инженерии Рисунок Предложенный, учебно-методический вариант нанесения размеров на пред мет сложной формы трудоемкий, но оправдывается наглядностью и точностью на несения размеров.

Список литературы 1. Левитский В.С. Машиностроительное черчение и автоматизация выполнения чертежей: Учеб для вузов. – 4-е изд., испр. – М.: Высшая шк., 2000. – 422с.:

ил.

2. Черчение: Учеб. Пособие для студентов пед. Ин-тов по спец. 4-50 № «Черчение, изобразит. Искусство и труд»/Д.М. Борисова – 2-е изд., перераб.

и доп. – М.: Просвещение, 1987.-351с.: ил.

3. Справочное руководство по черчению/В.Н. Богданов, И.Ф. Малежик, А.П.

Верхола и др. – Машиностроение, 1989. – 864 с.

МЕТОДИКА ПОСЛЕДОВАТЕЛЬНОГО НАНЕСЕНИЯ РАЗМЕРОВ НА ЧЕРТЕЖИ В.В. СТАРЫШЕВ, В. МЕЗЕНЦЕВ, Б.А. ФРАНКОВСКИЙ Томский политехнический университет Для быстрого и правильного нанесения размеров необходимо придерживать ся определенной последовательности, которая гарантировала бы от ошибок и про пусков размеров. При бессистемном, непродуманном нанесении размеров, в особен ности если последних много, часто наносят маловажные размеры в ущерб необхо димым.

Имея в виду чисто геометрический подход, рекомендуем придерживаться та кой последовательности:

1) внимательно проанализировать геометрическую структуру изображаемой детали, выявить геометрические формы отдельных ее элементов, их взаимное поло жение и те размеры, которыми это положение определяется;

2) нанести соответствующие выносные и размерные линии;

3) нанести числовые значения размеров.

Чаще всего геометрическую структуру детали можно представить как сово купность групп геометрических тел. Каждая такая группа тел имеет общую ось или плоскость симметрии.

Рассмотрим четыре примера, изображенные на рис. 1, 2, 3 и Деталь первая - валик (рис. 1) состоит из группы тел, расположенных вдоль одной оси. В группу входят четыре цилиндра.

Рисунок Деталь вторая - тройник (рис. 2), состоит из трех групп. Центральная группа шаровые и цилиндрические поверхности с общей вертикальной осью и две группы цилиндрических поверхностей с горизонтальными осями, которые проходят через центр шаров.

Рисунок Деталь третья - кронштейн (рис. 3а,б) состоит из трех групп. Первая группа два цилиндра с горизонтальной осью, вторая группа — четырехугольная призма и Секция 4. Теоретические вопросы и прикладные задачи графики в современной инженерии два цилиндра с общей плоскостью симметрии. Третья группа — две четырехуголь ные призмы — основания трапеции, имеющие общую плоскость симметрии.

а) б) Рисунок Деталь четвертая — основание подшипника, (рис. 4) В этой детали можно различить: центральную группу, состоящую из четырехугольной призмы, внутри ко торой расположены три полуцилиндра с общей горизонтальной осью;

нижнюю группу, состоящую из четырехугольной призмы;

в ней имеется два цилиндра — от верстия и две выемки, симметрично расположенные относительно осевой плоскости;

две боковые группы, в которые входят полуцилиндр, цилиндр (отверстие) и четы рехугольное отверстие - призма. Эти поверхности имеют общую ось, и обе боковые группы расположены симметрично относительно центральных плоскостей детали.

Рисунок В первую очередь следует выявить и нанести размеры, определяющие взаим ное положение отдельных групп и связывающие их в единую деталь. Такими разме рами служат расстояния между осями отдельных групп, от концевого основания крайнего элемента одной группы до оси, другой и т. п. При этом симметричность расположения групп относительно общей плоскости симметрии обычно отдельным размером не указывается. Такое нанесение размеров необходимо еще и потому, что, как видно будет из дальнейшего, эти размеры обычно хорошо сочетаются с конст руктивными и технологическими требованиями.

На приведенных примерах данные размеры отмечены римской цифрой I.

Затем наносят размеры вдоль осей групп. Это будут размеры высоты отдель ных элементов и размеры, которые задают их положения вдоль оси группы. На ри сунках они обозначены римской цифрой II.

В последнюю очередь наносят размеры в направлении, перпендикулярном осям групп. Это размеры поперечных сечений отдельных элементов. Такие размеры должны быть заданы для каждого элемента отдельно;

на приведенных примерах они обозначены римской цифрой III.

Нанося размеры, надо соблюдать правила их оформления и выбора места для каждого размера. Нужно добиться, чтобы размеры наносились отчетливо, легко чи тались и тем самым служили бы надежным дополнением к изображениям, помогали бы уточнять конструкцию детали.

Список литературы 1. Левитский В. С. Машиностроительное черчение и автоматизация выполне ния чертежей: Учеб. Для вузов. – 4-е изд., испр. – М.: Высшая шк., 2000. – 422с.: ил.

2. Черчение: Учеб. Пособие для студентов пед. Ин-тов по спец. 4-50 № «Черчение, изобразит. Искусство и труд» /Д. М.Борисова. – 2-е изд., пере раб. и доп. – М.: Просвецение, 1987. – 351 с.: ил.

3. Справочное руководство по черчению /В. Н. Богданов, И. Ф. Малежик, А.

П. Верхола и др. – М.: Машиностроение, 1989. – 864 с.

СИММЕТРИЧНЫЙ МИР Е.М. ПРОНЬКИНА Томский политехнический университет Лейтмотивом данной работы является понятие симметрии, играющей веду щую, хотя и не всегда осознанную, роль в современной науке, искусстве, технике и окружающей нас жизни. Симметрия пронизывает буквально все вокруг, захватывая, казалось бы, совершенно неожиданные области и объекты.



Pages:     | 1 |   ...   | 6 | 7 || 9 | 10 |
 





 
© 2013 www.libed.ru - «Бесплатная библиотека научно-практических конференций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.