|
Реферат: Прецизионные сплавы (Технология)
ВВЕДЕНИЕ.
В конце прошлого века французский исследователь Ч.Гийом [ 1,
с. 3—5] обнаружил в системе железо — никель сплавы, обладающие тепловым
расширением на целый порядок ниже расширения составляющих компонентов. При
увеличении концентрации железа в сплаве происходит снижение температурного
коэффициента линейного расширения а; особо резкое его падение начинается
при содержании железа более 50 %. Полюс самого низкого а соответствует
содержанию 65 % (ат.) Fе в сплаве. Этот сплав был открыт Гийомом в 1886 г.
и назван инваром из-за очень низкого температурного
коэффициента линейного расширения. Аномалия свойств, связанная с инварным
эффектом, используется при разработке сплавов с заданным значением а.
Сплавы инварного класса имеют аномалии большинства физических свойств. Эти
особенности инварных сплавов позволяют создавать материалы с уникальными
характеристиками.
Необычный характер изменения свойств в сплавах на основе железо — никель
широко используется в различных отраслях промышленности. В метрологии,
криогенной, радиоэлектронной технике и геодезии часто не могут обойтись без
сплавов со значениями а менее 2 • 10-6 К. В этих случаях значения а,
близкие к нулевому, диктуются условиями эксплуатации, требованиями
обеспечить высокую точность измерительного инструмента, стабильность
эталонов длины, высокую устойчивость работы газовых лазеров,
эксплуатационную надежность трубопроводов для транспортировки сжиженных
газов и т.п.
Сплавы для соединения с диэлектриками (стекло, керамика, слюда и т.п.)
должны иметь определенное значение и. Надежные соединения различных по
свойствам материалов можно создать только при согласовании а в
технологическом и эксплуатационном интервале температур. Сплавы с заданным
значением а для указанных целей также созданы на основе инварных
композиций.
В приборах автоматического терморегулирования широко используют термо-
биметаллы. Пассивная составляющая термобиметаллов является сплавом с а,
близким к нулю, активной составляющей служат сплавы с высоким значением а.
Чем больше разница в тепловом расширении активной и пассивной составляющих,
тем выше чувствительность термобиметалла.
Среди большого числа сплавов с заданным а преобладающая часть создана на
основе сплавов системы Fe—Ni в области концентраций инварного состава. По
этой причине за последние 15—20 лет изучению железоникелевых сплавов
посвящены многие сотни работ, выдвинуты десятки гипотез для объяснения
природы аномального характера свойств сплавов инварного класса. И, несмотря
на большие усилия, приложенные учеными многих стран в исследованиях
инварного эффекта, вопрос о природе инварности все еще остается нерешенным.
Таким образом, инварность превратилась в проблему.
В этой связи не случайно, если еще не учитывать то, что инварные сплавы
представляют интерес в теоретическом отношении, число публикаций по этому
вопросу ежегодно составляет многие десятки работ.
Элинварные и механические свойства мартенситно-аустенитных сплавов
Известно большое число элинварных аустенитных сплавов, содержащих 40—50 %
Ni, у которых с повышением температуры модуль упругости практически не
изменяется (температурный коэффициент модуля упругости близок или равен 0)
[1, 2]. Эти сплавы имеют относительно невысокий уровень механических
свойств в недеформированном состоянии . Повышение предела упругости сплавов
до 1000—1100 Н/мм2 достигается лишь после холодной пластической деформации
с высокими степенями (90—98 %) и реализуется лишь в небольших сечениях
(тонкая лента, проволока).
Применение высокопрочных мартенситных сплавов для этих целей невозможно,
так как у них нет элинварного эффекта. Проблема решается при использовании
мартенситно-аустенитных сплавов, обладающих повышенными механическими
свойствами (по сравнению с чисто аустенитными сплавами) и высокими
элинварными характеристиками, близкими к свойствам аустенит-ных сплавов
этого назначения [3, 4].
В качестве основы для исследования мартенситно-аустенитных сплавов
выбрана система Fe—Ni, обеспечивающая получение мартенситной структуры
после закалки, а также протекание мартенситно-аустенитного превращения и
дисперсионного твердения. Для интенсификации процесса старения сплавы
легировали титаном [5, 6]. Исследуемые сплавы не содержат кобальт, а
введение небольшого количества молибдена (около 1 %) обусловлено его
высокой поверхностной активностью, предотвращающей зерногоаничное выделение
карбонитридов и интерметаллидов.
Исследовали бескобальтовые мартенситностареющие сплавы Fe (20—25) % Ni,
легированные небольшими добавками Ti и Мо. Легирование сплавов 20—25 % Ni
связано с необходимостью получения при термической обработке
стабилизированного аустенита.
Выплавку сплавов проводили вакуумно-индукционным способом. Сливки ковали
на прутки круглого (диаметром 8 мм) и квадратного (14х14 мм) сечения, из
которых вырезали образцы для определения механических и элинварных свойств.
Образцы подвергали закалке или закалке и холодной пластической деформации
со степенью обжатия 30—70 %, а затем старению в интервале 450—6500С в
течение 2 ч. Определяли механические свойства образцов.
6, ф. Температурный коэффициент частоты ТКЧ оценивали по изменению
частоты собственных продольных колебаний образца при электромагнитном
возбуждении на установке "Эластомат 1.024" (в интервале температур —40-+60
°С). Температурные коэффициенты модуля упругости и частоты связаны между
собой зависимостью:
( = 2( - (
где ( — ТКМУ; ( — ТКЧ; ( — температурный коэффициент линейного расширения
(ТКЛР). Количество стабилизированного аустенита после нагрева до разных
температур определяли рентгеноструктурным методом в железном К-излучении.
Для изучения структуры и морфологии образующихся при нагреве упрочняющих и
интерметаллидных фаз, а также кристаллов аустенита использован электронно-
микроскопический метод исследования.
Исследовали влияние температуры старения на твердость сплавов и
количество стабилизированной (-фазы. Установлено (рис. 1), что твердость
достигает максимума после нагрева до 480-500 оС. При более высоких
температурах наблюдается разупрочнение, связанное с образованием (-фазы и
укрупнением выделившихся частиц интерметаллидов. Для получения в структуре
исследованных сталей 40— 60 % стабилизированного аустенита, обеспечивающего
эффект элинварности, необходимо их подвергать выдержке при
525—650 оС в течение 1—2 ч. Следует отметить, что в структуре сплавов Н21ТМ
и Н23Т2М содержится менее 40 % аустенита, что связано с меньшим количеством
никеля (21 %) в сплаве Н21ТМ и с повышенным содержанием титана в сплаве
Н23Т2М. Под действием титана в последнем сплаве происходит интенсивное
обеднение твердого раствора по никелю за счет выделения при старении
никельсодержащего интерметаллида. Сплав Н25ТМ недостаточно упрочняется при
старении, что обусловлено низкой температурой a - у-превращения и малым
содержанием титана. В связи с этим в дальнейшем исследование проводили на
сплавах Н23ТМ и Н25Т2М, в которых соотношение степени упрочнения и
количества (-фазы после старения оптимально.
Эффективным способом повышения прочности исследуемых сплавов является
пластическая деформация.
Исследовали влияние холодной деформации прокаткой, проводимой после
закалки (т.е. в мартенситном состоянии), на твердость сплавов и количество
в них (-фазы после старения при температуре 550 оС, что на 40-50 оС выше
Показано , что
существенное изменение твердости наблюдается после деформации со
степенью обжатия 30 %. Дополнительное повышение твердости состаренного
мартенсита сплавов за счет проведения предварительной деформации, по-
видимому, обусловлено увеличением плотности дислокаций, протеканием
деформационного старения и повышением дисперсности выделяющихся
интерметаллидных фаз. Дальнейшее увеличение степени деформации до 50—70 %
практически не вызывает дополнительного упрочнения сплавов при последующем
старении. Из приведенных данных следует , что предварительная деформация
способствует дополнительному повышению твердости, практически не оказывая
влияния на количество стабилизированного аустенита и элинварные свойства.
Проводили электронно-микроскопическое исследование структуры сплава Н23ТМ
после закалки и старения в двухфазной а (-области. В закаленном состоянии
кристаллы мартенсита имеют реечную форму ("псевдомартенсит"). После
старения при 500 оС 1 ч (что свидетельствует максимуму прочности) в
структуре сплава наблюдается большое количество иглообразных частиц
интерметаллидной фазы толщиной 5—10 и длиной 20—40 нм. Анализ микро-
электронограмм показал, что выделившемуся интер-металлиду соответствует ГПУ-
структура типа Т1 (а - 0,255 нм, c= 0,42 нм). Старение при более высокой
температуре - 525 оС 1 ч (выше Ау на 15 'О приводит к укрупнению частиц
упрочняющей фазы и образованию стабилизированного аустенита, расположенного
в виде тонких протяженных пластин между рейками мартенсита. На ранних
стадиях образования (-фазы толщина пластин составляет 10—20 нм. При
увеличении температуры до 550—575 оС и времени выдержки до 2—3 ч размер
кристаллов у-фазы в поперечнике возрастает до 50—200 нм, а ее объемная доля
составляет 40—55 %. Следует отметить, что кристаллы аустенита между реек
мартенсита свободны от частиц интерметаллидной фазы.
На рис. 3 представлены результаты исследования влияния температуры
старения на прочностные, упругие и элинварные свойства, а также на
количество стабилизированного аустенита сплава Н23ТМ (предварительно
закаленного и холоднодеформиро-ванного ( - 30 %). Старение мартенсита при
400— 500 оС способствует увеличению характеристик прочности и упругости за
счет образования дисперсных интерметаллидных фаз (при этом предварительная
деформация вызывает рост характеристик прочности и упругости на 200 Н/мм2).
При более высоких температурах старения образуется (-фаза (А - 510 °С),
вследствие чего интенсивность упрочнения уменьшается и происходит заметное
увеличение ТКМУ. Дальнейшее повышение температуры нагрева приводит к
разупрочнению, связанному с увеличением количества (-фазы и
коагуляцией частиц упрочняющих фаз.
Наиболее высокие прочностные свойства достигаются после старения в
интервале температур 450— 550 °С, минимальные (по абсолютной величине)
значения ТКМУ — при 525—575 °С. Оптимальное сочетание прочности и
элинварности удается получить, когда эти интервалы перекрываются, т.е.
после старения при 525-550 °С. Сплав Н25Т2М имеет аналогичный характер
изменения свойств.
На экономнолегированных сплавах Н23ТМ, Н25Т2М после закалки и старения
при 525—550 °С 2 ч (без предварительной деформации) получен следующий
комплекс прочностных, упругих и термоупругих свойств.'Исследованные сплавы
существенно превосходят известные аустенитные сплавы типа 44НХТЮ (Н44Х5Т2Ю)
[1, 2] по уровню прочностных и упругих свойств, но при этом содержат на 20
% меньше никеля. На сплавах, подвергнутых предварительной холодной
деформации, прочностные характеристики возрастают примерно на 200 Н/мм2,
при этом ТКМУ не изменяется. Следует отметить, что указанные свойства
достигаются (как в деформированном, так и в недеформированном состоянии) на
прутках крупных сечений диаметром 20—100 мм.
Рассмотрим механизм структурных процессов, обеспечивающих элинварные
свойства. Известно [I], что элинварные свойства (т.е. аномально низкие
значения температурного коэффициента модуля упругости ТКМУ) имеют
аустенитные сплавы на Fe—Ni-основе, содержащие 29,8—44,4 % Ni. В работе [3]
установлено, что сплав 21НКТМ в мартенситном состоянии имеет ТКМУ = -(200-
250)- 10-6 , a после старения в двухфазной (( + ()-области значения этого
коэффициента снижаются до —(30—50) х х 10-6 K', что обусловлено
образованием стабильного аустенита, обогащенного никелем до
30 %.
Можно сделать предположение о природе элинварности сплавов типа Н23ТМ.
Вероятно, элинварные свойства сплава Н23ТМ являются результатом компенсации
больших отрицательных значений ТКМУ мартенсита и больших положительных
значений ТКМУ аустенита: -(200-250) • 10-6 и +(200-250) х х 10 -6 ЛГ
соответственно. Достижение больших положительных значений ТКМУ аустенита
сплава Н23ТМ является следствием его существенного обо-
гащения никелем. Это, вероятно, обусловлено протеканием двух процессов .
Одним из них является обратное а - (-превращение,
обеспечивающее образование стабилизированного аустенита. В соответствии с
диаграммой состояния в сплавах Fе—(21—23) % Ni после нагрева при
температурах 500—600 °С формируется у-фаза с повышенным (до 27—29 %)
содержанием никеля. Однако такого обогащения никелем недостаточно для
реализации элинварных свойств. Очевидно, важную роль в существенном
снижении ТКМУ играет второй процесс, связанный с растворением выделившихся
интерме-таллидов и дополнительным обогащением аустенита никелем. После
старения сплава Н23ТМ в интервале 450—500 оС выделяются частицы Ni Ti,
равномерно распределенные по объему мартенсита, в том числе и вблизи границ
кристаллов. Первые тонкие прослойки аустенита образуются на границах
кристаллов у-фазы, характеризующихся дефектностью и пониженной энергией
зарождения. Повышение температуры старения до 550 — 575 °С сопровождается
ростом толщины пластин и последовательным поглощением ранее выделившихся
вблизи границ высокодис-персных частиц интерметаллида< Следует отметить,
что размер пластин (50 — 200 им) существенно превышает размер частиц
(5—20 нм). Обнаружено, что частицы отсутствуют в этих пластинах, т.е.
растворены в у-фазе. Можно предположить, что на начальных стадиях
образования аустенита происходит частичное растворение фазы Ni Тi
(обогащенной никелем) , что приводит к появлению концентрационных
неоднородностей и локальному увеличению содержания никеля. Старение при
температурах выше 600 оС вызывает более полное растворение частиц интерме-
таллидов в аустените, выравнивание состава по никелю и, как следствие, к
увеличению значения ТКМУ.
Таким образом, элинварные свойства мартенситно-аустенитных сплавов типа
Н23ТМ являются следствием образования стабилизированного аустенита при
старении и обеспечиваются различием ТКМУ мартенсита и аустенита, примерно
одинаковых по абсолютной величине, но противоположных по знаку. Повышение
ТКМУ (-фазы связано с двумя причинами: обогащением ее по никелю в
соответствии с диаграммой состояния (на ранних стадиях а - Y-превращения) и
дополнительным локальным увеличением содержания никеля при неполном
растворении никельсодержащих интерметаллидов. Характерно, что наиболее
высокие элинварные свойства сплава Н23ТМ реализуются после старения при
525—560 °С 2 ч, обеспечивающего получение 40—50 % ферромагнитного аустенита
и неполное растворение интерметаллвда Ni Ti (аустенит этого сплава,
состаренного при 550 "С 2 ч, имеет точку Кюри
T=165 С).
Следует отметить, что в работе оценивали ТКМУ и количество (-
фазы двойных Fe—Ni-сплавов в различных температурных интервалах. После
закалки , обработки холодом сплавы Fe—(21—25) % Ni
имеют мартенситную структуру. Нагрев сплавов в интервале 500—650 °С
приводит к образованию 20— 60 % аустенита. Однако значения ТКМУ изменяются
M, после старения в указанном температурном интервале. Следовательно,
двойные железоникелевые сплавы, содержащие 21—25 % Ni, практически не
обладают элинварными свойствами. Содержание такого количества никеля в
сплаве является необходимым, но недостаточным условием для реализации
элинварности. Для существенного снижения ТКМУ сплавы Fe—(21—25) % Ni должны
дополнительно легироваться элементами, образующими никельсодержащие
интерметаллидные фазы при старении, которые будут растворяться при
последующем нагреве и обеспечивать локальное повышение содержания Ni в
аустените.
В связи с тем, что элинварные свойства обнаружены в настоящей работе в
сплавах типа Н23ТМ, а также ранее в сплаве 21НКМТ [3], можно отметить
следующее. Упрочнение указанных сплавов сопровождается выделением
интерметаллвда Ni Т1. Низкий ТКМУ обусловлен растворением этой никельсо-
держащей фазы и локальным обогащением аустенита по никелю. Известные
мартенситно-стареющие сплавы на основе Fe—Ni могут быть предположительно
разделены на две группы. Очевидно, элинварными свойствами будут обладать
сплавы I группы на основе Fe—Ni, легарованные одним из элементов Та, Nb, V,
Si, A1, упрочнение которых связано с формированием никельсодержащих
интерметаллидных фаз, а именно Ni Nb; Ni Та; NiV; NiAl [5, 7, 8]. Высокими
термоупругими свойствами, по-видимому, будут обладать сплавы, имеющие
комбинацию этих и других интерметаллидов. Для сплавов Я группы, в которых
при старении выделяются только фазы, не содержащие никель, типа Fe Mo, Fe W
[5] и др., а также для двойных нестареющих сплавов Fe—(21—25) % Ni
вероятность проявления элинварных свойств весьма низка.
Выводы. 1. Экономнолегированные бескобальтовые сплавы на основе
Fe—(23—25) % Ni обладают элинварными свойствами после нагрева в двухфазной
мартенситно-аустенитной области.
2. Высокий уровень прочности и упругости сплавов Н23ТМ, Н25Т2М обусловлен
выделением при старении в мартенсите дисперсных частиц интерметаллидной
фазы Ni Т1, а элинварные свойства связаны с образованием 40—55 %
стабилизированного аустенита.
3. Низкий температурный коэффициент модуля упругости сплавов на основе
Fe—Ni—Ti является результатом компенсации больших отрицательных значений
ТКМУ мартенсита и больших положительных значений ТКМУ аустенита. Высокие
показатели ТКМУ аустенита обусловлены повышенным содержанием никеля в нем
на ранних стадиях к - у-превра-щения и локальным обогащением у-фазы при
неполном растворении никельсодержащего интерметалли-да Ni Ti.
4. На бескобальтовом сплаве Н23ТМ после закалки и старения (без
деформации) получен следующий комплекс свойств
(= 1000-1100 Н/мм2, ТКМУ = -(10-30)- 10 -6 К. После предварительной
холодной деформации (30 %) механические свойства сплава Н23ТМ повышаются
(без изменения ТКМУ) Указанные свойства достигаются (как в деформированном,
так и в недеформированном состоянии) на прутках крупных сечений диаметром
20—100 мм.
5. Исследованный сплав существенно превосходит известные аустенитные
сплавы типа 44НХТЮ (Н44Х5Т2Ю) по уровню прочностных и упругих свойств, но
содержит никеля на 20 % меньше.
Магнитострикционные сплавы на основе никеля
При разработке нового магнитострикционного сплава необходимо выполнение
следующих условии:
достижение высоких магнитострикционных характеристик, повышение
механических свойств и электросопротивления, снижение скорости звука по
сравнению с аналогичными характеристиками никеля и Ni -4%Со-сплава. Из
магнитострикционных характеристик наибольшее значение имеют два параметра:
магнито-стрикция насыщения (т.е. предельно достижимое относительное
изменение размеров образца при статическом намагничивании) , и
динамический коэффициент электромеханической связи k, определяющий степень
преобразования энергии переменного электрического токав механическую.
Магнитострикция насыщения X, характеризует предельно достижимую мощность
излучающего преобразователя, коэффициент электромеханической связи k -
электроакустический КПД. Предельная мощность преобразователя зависит также
от механической прочности материала, а КПД -от его электросопротивления.
Требования к магнито-стрикционным сплавам конечно не ограничиваются
перечисленными параметрами. Они включают также магнитную восприимчивость,
технологичность при штамповке, сопротивление усталости, коррозионную
стойкость в рабочих средах и др.
При введении 4-4,5 % Со в Ni коэффициент k заметно увеличивается за счет
резкого уменьшения энергии магнитной кристаллической анизотропии Е при 20
°С: от -5 мДж/см3 до 0. При этом магнитострик-ция А.,, согласно ряду
публикаций [1, 2], снижается от - (35-37)-10 -6 ( для чистого никеля) до
-(28-33)-10-6 Относительно небольшая магнитострикция "компенсируется"
увеличением коэффициента k от 0,25 до 0,44 соответственно. Двойной сплав Ni
- 4 % Со имеет невысокие прочность (на уровне чистого никеля) и
электросопротивление, что вызвало необходимость разработки более сложных
сплавов на основе этой системы [1, 3, 4]. Один из известных сплавов такого
рода - сплав "никоей", содержащий 2,5 % Со и 2 % Si -нашел применение в
гидроакустике [4]. Следует отметить, что хотя введение третьих компонентов
(Si, Cr) и
повышает прочность и электросопротивление, но приводит к снижению
магнитострикции.
Кардинальное повышение магнитострикции возможно за счет использования ее
кристаллографической анизотропии. Так, у чистого никеля магнитострикция
максимальна в направлении и минимальна в направлении (( = -55-
10 -6 и -27-10 -6 соответственно). Ранее уже предлагалось использовать для
изготовления магнитострикционных преобразователей никелевую ленту с
кубической текстурой [5], однако в то время не удалось создать промышленную
технологию ее производства. Проводятся также работы по усовершенствованию
альфера: повышение его пластичности путем специального легирования,
совершенствование технологии и увеличение магнитострикции за счет создания
оптимальной текстуры [б].
В последние годы институт "Гипроцветметобработка" при участии
Акустического института им. Н.Н. Андреева разработал сплавы на основе
системы Ni - 4 % Со, а также технологию получения из них
магнитострикционной ленты с сильной кубической текстурой. Влияние отдельных
легирующих добавок на магнитные и механические свойства подробно изучены
нами ранее [7, 8]. Исходя из данных [7, 8] с учетом приведенных выше
требований были выбраны две системы для создания магнитострикционных
сплавов:
Ni-Co-W и Ni-Co-Mn. Добавки марганца и вольфрама обеспечивают упрочнение
твердого раствора и рост электросопротивления при сравнительно небольшом
снижении магнитострикции. Одновременно оба компонента стабилизируют
текстуру {100} , что позволяет получить максимальную магнитострикцию в
направлении прокатки ленты.
В настоящей работе' оптимизировали состав магнитострикционных сплавов.
Основная задача исследования - определение области составов, где энергия
анизотропии E = 0. Все эксперименты проводили при комнатной температуре.
Энергию анизотропии Е измеряли методом вращающегося феррозонда по
величине магнитомеханическо-го момента М [9] при одновременном контроле
текстуры. Из кривой М =(( a) при вращении зонда над поверхностью ленты на
угол от 0 до 2( с помощью электронного гармонического анализатора выделяли
вторую и четвертую гармоники Аг и А4. По данным [10], при кубической
текстуре .
Выплавляли ряд двойных и тройных сплавов системы Ni-Co-Mn, у которых
варьировали содержание Со и Мn в пределах 0-6 % с шагом 2 %. Это
соответствует схеме факторного эксперимента. Слитки массой 2 кг получали в
вакуумной индукционной печи. После горячей и холодной прокатки с
последующим отжигом из этих слитков получали ленты с сильной и острой
текстурой {100} в отожженном состоянии, рассеяние не превышало 5°
(0,1). Амплитуду гармоник А4 калибровали по ленте чистого никеля с сильной
кубической текстурой и энергией анизотропии Е= -5
мДж/см3.
Для трехкомпонентной системы Ni-Co-Mn результаты измерения Е (Дж/см3) в
зависимости от концентрации компонентов аппроксимированы уравнением второго
порядка.
Из уравнения (1) получали формулы погрешностей, связанных со случайными
колебаниями состава:
dE/d[Co} » 16,7 - 2,5[Mn] - 2,2[Со];
dE/d[Mn] » 14,6 - 2.5[Со] - 2.6[Mn].
По этим уравнениям для ряда составов были вычислены значения энергии
магнитной кристаллической анизотропии Е и ее производных по изменению
концентраций компонентов сплава
Е характеризует "устойчивость" Е по отношению к колебаниям химического
состава сплава. Вычисления выполнены с шагом по концентрации Со и Мп 0,25-1
%. Кроме того, рассчитывали величину ( исходя из линейной зависимости от
концентрации компонентов.
Переходя к практическому выбору сплава, мы приняли, что сплав должен
удовлетворять условиям:
T.e. магнитострикция должна быть достаточно велика, а магнитная анизотропия
по крайней мере на порядок меньше, чем у чистого никеля. В то же время
желательно повысить устойчивость E т.е. добиться возможного уменьшения Е.
Как видно в изученной области составов изменяется в 4-6 раз. Минимальные
значения Е находятся в стороне от линии наименьшей анизотропии, однако
достаточно малую величину Е можно обеспечить и при Е = 0. Приведенные выше
условия выполняются у сплава НКоМц4-1, содержащего 3,5 % Со;
1 % Мп, остальное - Ni. Такой сплав имеет E = 0,7 мДж/cм3-%) (здесь
предполагается "усредненный" процент добавки).
Колебания концентрации кобальта, вызываемые угаром и ликвацией,
значительно меньше, чем марганца. С другой стороны, Ec, > Е'm, так что в
целом колебания содержания обеих добавок дают априори близкий эффект.
Аналогичное рассмотрение устойчивости магнитострикции по отношению к
составу приводит к тривиальному результату: поскольку концентрационная
зависимость магнитострикции линейна, ее производные во всей области
составов постоянны, следовательно нет оснований предпочесть по такому
признаку одни составы другим.
При допустимых отклонениях от номинального состава +0,2-0,4 % обоих
компонентов, вполне осуществимых на практике, изменение , не превышает ± 1
• 10 -6, а колебания соответствуют ±0,1 мДж/см3, т.е. на уровне ошибок
измерения. Данный состав зафиксирован в технических условиях на ленту из
сплава НКоМц4-1.
Кубическая текстура в отожженной ленте, обеспечивающая максимальную
магнитострикцию в направлениях прокатки, поперечном и нормальном к
поверхности ленты, одновременно приводит к получению минимальных скорости
звука и модуля упругости в этих же направлениях, совпадающих с . Это
позволяет контролировать качество ленты по модулю нормальной упругости Е.
Нами показано, что А., и 2?хорошо коррелируют, их связь определяется
эмпирической зависимостью.
Согласно действующим техническим условиям, лента должна иметь в
отожженном состоянии Е < 150 кН/мм2, удельное электросопротивление сплава р
= 12 мкОм-см. Следует отметить, что малое значение модуля упругости
позволяетуменьшить габариты резонансных ультразвуковых излучателей, т.е.
сэкономить материал. Электросопротивление такой величины при толщине ленты
0,2-0,4 мм позволяет избежать потери на вихревые токи при частотах до 20
кГц. Сплав НКоМц4-1 рекомендуется для изготовления мощных акустических
излучателей, работающих в килогерцевом диапазоне частот. При этом
обеспечивается предельная мощность в 1,5 раза выше, чем у излучателей из,
технического никеля, и одновременно высокий КПД. Такие преобразователи
применяются, в частности, в гидроакустике.
Магнитострикционный материал для ультразвуковых преобразователей,
работающих в диапазоне более высоких частот, должен иметь повышенное
электросопротивление. Методика поиска
и оптимизации соответствующего состава в целом аналогична приведенной
выше. Для этой цели нами предложен никелевый сплав НКоВоЗ-3 (3,25 % Со и 3
% W), подробное исследование которого здесь не приводится. Сплав НКоВоЗ-3
может быть эффективно применен в установках ультразвуковой технологии,
например в ваннах очистки, в ультразвуковых хирургических инструментах, для
интенсификации химических процессов и т.д. Сплав НКоВоЗ-3 выпускается в
виде тонкой ленты.
Наконец, для магнитострикторов, работающих при низких частотах (порядка
сотен герц), и особенно при повышенных температурах нет необходимости в
добавках кобальта. При нагреве до 150-200 °С для чистого никеля Е переходит
через 0. Для этих условий эксплуатации разработан сплав, не содержащий
кобальта.
Текстурованные магнитострикционные ленты из никелевых сплавов производят
по техническим условиям АО "Экспериментальный завод качественных сплавов"
(г. Москва).
Сравнительные характеристики магнитострикцион-ных материалов приведены в
таблице, где наряду с новыми сплавами на основе никеля указаны традиционные
сплавы, включая альфер Ю13.
Выводы. 1. Новые магнитострикционные сплавы на основе никеля, прежде
всего типа Ni - 4 % Со, по акустическим характеристикам не уступают
традиционным материалам, используемым в источниках ультразвука, а по
механическим и антикоррозионным свойствам - их превосходят.
2. Предложен критерий устойчивости свойств относительно колебаний
химического состава: минимум производной данного свойства, в частности E
по концентрации компонентов. Этот фактор целесообразно принимать во
внимание при разработке новых материалов, особенно с использованием методов
математического планирования эксперимента.
Влияние деформации и внешней нагрузки на характеристики обратимого эффекта
памяти формы в сплаве 80Г15Д2НЗХ
При определенной обработке обратимое формоизменение в сплавах памяти
формы наблюдается и без приложения внешней нагрузки (так называемый эффект
обратимой или двусторонней памяти формы). В этом случае деформация при
прямом мартенситном превращении происходит под действием внутренних
напряжений или дефектов кристаллической структуры. Одним из способов
получения эффекта обратимой памяти формы является многократное повторение
цикла:
деформация в мартенситном состоянии - нагрев - охлаждение. Наиболее ярко
двусторонняя память формы выражена в Mn-Cu-сплавах, в которых
высокотемпературная гранецентрированная кубическая (ГЦК) у-фаза
претерпевает переход в гранецентрированную тетраго-нальную (ГЦТ) фазу по
механизму термоупругого мартенситного превращения. В этих сплавах
значительная величина обратимого формоизменения наблюдается уже после
первого цикла (деформация в мартенситном состоянии - нагрев - охлаждение)
[I].
Исследовали сплав 80Г15Д2НЗХ (15 % Си, 2 % Ni, 3 % Сг, остальное -Мп),
обладающий оптимальным комплексом механических и термочувствительных
свойств после закалки от 900 оС в воде и отпуска при 450 оС 2 ч [2].
Отпуск при 450 °С способствует установлению метастабильного равновесия двух
изоморфных ГЦК-фаз (у, и у0 разного состава и повышает температуру
мартенситного превращения до 160 °С [З]. После отпуска ленту размерами
200х10х1 мм подвергали пластической деформации изгибом. Получившуюся в
результате деформации ленты геликоидальную пружину помещали в установку, К
внутреннему концу пружины жестко крепился вал, через который на нее
передавался постоянный момент силы. Пружину подвергали термоциклированию по
схеме 20 - 180 °С. Нагрев пружины-образца осуществлялся электрическим
током. Температуру контролировали приваренной к образцу хромель-алюмелевой
термопарой, а деформацию наружного волокна - по углу поворота вала с
помощью датчика угловых перемещений. На рис. 1, а представлена кривая
формоизменения образца после деформации со степенью E= 2,7 % в процессе
нагрева и охлаждения.
При первом нагреве происходит частичное восстановление исходной формы
(кривая 7). При 180 °С деформация восстановления формы е, = 0,9 %. В
процессе охлаждения происходит частичный возврат к форме, заданной
первоначальной деформацией (е, и 0,5 %). При дальнейшем термоцикли-
ровании кривая формоизменения стабилизируется, повторяя кривую охлаждения 2
с практически нулевым гистерезисом .Зависимость величины обратимого эффекта
памяти формы е; от деформации в мартенситном состоянии приведена на рис. 2.
Видно, что при малых значениях е,, эта зависимость линейная. При ( > 4 %
величина е; не изменяется, что согласуется сданными работы [I].
Если после указанной обработки к образцу при термоциклировании
дополнительно приложить внешнюю нагрузку, величина обратимого эффекта
памяти формы изменится. При этом направление приложения внешней нагрузки о
может совпадать с направлением предварительной деформации , или быть
противоположным ему. Пример формоизменения под нагрузкой, когда направления
( и ( совпадают, представлен на рис. 1, б. Нагрузка никак не влияет на
формовосстанов-ление образца при первом нагреве (кривая 3 имеет такую же
форму, как кривая 2), но вызывает дополнительную деформацию при охлаждении
(рис. 1, б, кривая 4). Эта дополнительная деформация увеличивается при
дальнейшем термоциклировании, но после трех циклов нагрева и охлаждения
кривая формоизменения стабилизируется (рис. 1, б, кривая J). Формоизменение
под нагрузкой становится более плавным, однако температура максимальной
термочувствительности практически не повышается (рис. 1, б, кривая 5).
Влияние нагрузки в целом можно охарактеризоватьдвумя параметрами: суммарной
степенью необратимой деформации Ер, накапливающейся в процессе
стабилизации, и степенью обратимого формоизменения под нагрузкой в
установившемся режиме. На рис. 3 , а приведена зависимость ( и (р от
величины внешней нагрузки ( для трех групп образцов, различающихся по
степени предварительной деформации в мартенситном состоянии. Для всех трех
групп приложение внешней нагрузки повышает величину обратимого
формоизменения При этом наиболее существенное повышение .
наблюдается в образцах с (= 0,6 %, и минимальное -в образцах с ( = 8,0
%. Зависимость Sp от внешней нагрузки примерно одинакова во всех трех
группах образцов: Бр имеет низкие значения при о < 100 Н/мм2 и резко
увеличивается при о > 100 Н/мм2.
В случае, когда Бц и о противоположны по направлению, внешняя нагрузка
приводит к деградации обратимого эффекта памяти формы. Как для образцов (
= 1,2 %, так и для образцов с (= 4,6 %, величина ( резко снижается с
увеличением а (рис. 3, б).
Возникновение обратимого эффекта памяти формы в Mn-Cu-сплавах связано с
особенностями их деформации в мартенситном ГЦТ-состоянии. В этих сплавах
она осуществляется по двум механизмам: двойникованием со сдвигом плоскостей
{110} в направлении на начальных стадиях деформации и дислокационным
скольжением по обычной системе {111} < 110 >, преобладающем при больших
степенях деформации [4,5]. Часть деформации, обусловленная смещением
границ, является обратимой и восстанавливается при нагреве в процессе ГЦТ -
ГЦК-превращения. При этом области, в которых произошла необратимая
деформация скольжением, становятся центрами локальных внутренних
напряжений. Ориентированные внутренние напряжения вызывают при охлаждении
преимущественное образование мартенсита с благоприятной ориентировкой
кристаллографической оси тетрагональности с [1],т.е. являются причиной
возникновения обратимого эффекта памяти формы.Противоречие устраняется,
если предположить, что сформированные деформацией внутренние напряжения
существенно неоднородны по направлению. Причиной неоднородности являются
аккомодационные напряжения в мартенсите. Этот вывод непосредственно следует
из анализа результатов работы [б], в которой рентгено-структурными методами
изучался механизм деформации Mn-Cu-монокристаллов с мартенситной
структурой.
Согласно [б], при ГЦК -» ГЦТ-превращении в Mn-Cu-кристалле образуются
пластины мартенсита, граничащие по плоскостям {110}. Каждая из пластин
состоит из мартенситных доменов двух вариантов со взаимно перпендикулярными
тетрагональными осями с . Домены имеют двойниковую ориентацию с плоскостями
двойникования {110}, составляющими угол 60° с границами мартенситных
пластин. Границы двойников легко подвижны и при приложении внешних
напряжений перемещаются внутрь неблагоприятно ориентированного двойника.
Это приводит к формированию мартенситной текстуры с преобладанием доменов с
осью вдоль направления сжатия. Однако при неблагоприятной ориентировке
мартенситной пластины, для которой направление деформации параллельно
плоскости двойникования, перемещение существующих границ двойников
невозможно (фактор Шмида равен 0).
В качестве примера на рис. 4 изображены пластины ан В, состоящие из
доменов 1, 2 и 3, 4 соответственно. При приложении сжимающей нагрузки о
вдоль [010] условия для перемещения границ между вариантами 1 и 2 в
пластине А будут наилучшими. В этом случае двойниковые границы между
вариантами 3 и 4 в пластине В не могут перемещаться. Эксперимент
показывает, что на границах пластин возникают аккомодационные напряжения
растягивающие пластину В. Кроме того, условие сохранения сплошности требует
разворота пластины А относительно В при двоиниковании. Отсюда возникают
аккомодационные сдвиговые напряжения .
При деформации поликристалла также должны возникать значительные
аккомодационные напряжения на границах зерен. Релаксация аккомодационных
напряжений частично происходит двойникованием, частично - скольжением на
границах раздела мартенситных вариантов и на границах зерен. При
последующем нагреве сплава области аккомодационного скольжения становятся
очагами неоднородных по направлению внутренних напряжений. Мы предполагаем,
что эти напряжения играют важную роль при образовании преимущественной
текстуры мартенсита в процессе охлаждения. Они способствуют лучшей
аккомодации на границах пластин текстурованного мартенсита. В то же время
упругие напряжения, создаваемые внешней нагрузкой, при данной схеме
испытаний можно считать однонаправленными. Таким образом, различия в
условиях аккомодации являются причиной меньшей эффективности метода
нагрузки по сравнению с методом деформации.
В рамках предложенной нами модели объясняется тот факт, что величина
обратимого эффекта памяти Рформы в образцах, подвергнутых деформации с
(= 2,7 и 8,0% после снятия нагрузки становится ниже исходного уровня (см.
рис. 3). По нашему мнению, термоциклирование под нагрузкой выравнивает
внутренние напряжения по направлению приложенного напряжения. При этом
неоднородные напряжения сформированные деформацией в мартенситном
состоянии, подавляются.
Выводы. 1. Наилучшим способом формирования обратимой памяти в изделиях из
сплава 80Г15Д2НЗХ является пластическая деформация в мартенситном состоянии
со степенью 5-10 %. Несколько менее эффективным способом является
приложение к изделию нагрузки в процессе мартенситного превращения.
Совместное воздействие деформации и нагрузки не приводит к существенному
повышению степени обратимого формоизменения.
2. Обратимый эффект памяти после деформации обусловлен наличием поля
внутренних напряжений, существенно неоднородных по направлению.
3. Изменение степени обратимого формоизменения под внешней нагрузкой
обусловлено непосредственным влиянием нагрузки на текстуру мартенситного
превращения и возникновением дополнительных неоднородных внутренних
напряжений.
СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ.
1) В.В.Русаненко, А.Ф.Еднерал, О.Н.Леденева. Элинварные и
механические свойства мартенситно-аустенитных сплавов.//
Металловедение и термическая обработка. 1996 №7. Стр.27-30.
2) С.Г.Хаютин, И.П. Голямина. Магнитострикционные сплавы
на основе никеля. .//Металловедение и термическая обработка. 1997 №3.
Стр. 20-23.
3) П.Л.Потапов, С.Ю.Макушев, В.Б.Дмитриев. Влияние деформ-
ации и внешней нагрузки на характеристики обратимого эффекта
памяти формы в сплаве 80Г15Д2Н3Х. // Металловедение и термическая
обработка. 1997 №3. Стр. 16-19.
А.Н. Захаров. Физика прецизионных сплавов с особыми
тепловыми свойствами. М.1993, стр. 4-10.
СОДЕРЖАНИЕ.
Введение ………………………………….. стр.1
Элинварные и механические свойства мартенситноаустенитных
сплавов…..……стр.2
Магнитострикционные сплавы на основе никеля……………………………………....стр.8
Влияние деформации и внешней нагрузки на харрактеристики обратимого эффекта
памяти формы в сплаве 80Г15Д2Н3Х………….…стр.13
Заключение………………………………...стр.19
Министерство высшего и профессионального
образования Р.Ф.
ВОЛОГОДСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ
ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ
Кафедра экономики и технологии
производственных процессов.
Дисциплина: Материаловедение
РЕФЕРАТ
ПРЕЦИЗИОННЫЕ СПЛАВЫ
Выполнил : ст. гр. МТ-22
Дружинин С.В.
Проверил: Тамарина А.М.
г Вологда
1999
Вологда 1999
-----------------------
[pic]
[pic]
[pic]
[pic]
[pic]
[pic]
[pic]
[pic]
Реферат на тему: Привод клети
Вступ
Головною метою розвитку металургії є зниження необхідних витрат
праці на виготовлення однієї тони сталі. З цією метою почали
використовувати ефективні засоби механізації ремонтних робіт, які
звільняють робочих від тяжкої фізичної праці та зменшення часів ремонтних
простоїв агрегатів. Заради зменшення витрат підприємство повинно ввезти
систематичну роботу по поєднанню професій та функцій ремонтного персоналу.
Слід як набагато більше зменшити терміни простою обладнання під час
ремонту, проводити його коли це можливо, використовувати паралельні
операції.
Найбільш ефективною формою організації ремонтів обладнання є
раціональне централізація ремонтів, а отже і ремонтній службі. Під
раціональним рівнем міжзаводської централізації розуміють такий розподіл
ремонтних робіт між виробничими і спеціалізованими ремонтними цехами
підприємств, трестами системи Мінчормета України при який виконуються
наступні положення, а саме:
- ремонтні роботи виконуються в повному обсязі передбачене даним
положенням і іншими нормативними документами;
- якість ремонтних робіт відповідає стандартам, що діють на даному
чи підприємстві нормативно технічним документам;
- забезпечується безвідмовна робота устаткування в міжремонтному
періоді за умови дотримання експлуатаційним персоналом ПТЕ. Виробничі
втрати робочого часу, ремонтного персоналу організацій виконавців
мінімальні.
Централізація ремонтного господарства на підприємствах передбачає:
- підпорядкування всіх ремонтних сил і засобів для ремонту
механічного устаткування головному механіку підприємства;
- організацію спеціалізованих ремонтних цехів по ремонті
устаткування;
- централізацію виробництва запасних частин у ремонтно-механічних
цехах і в механічних відділеннях спеціалізованих механічних цехів
підвідомчих ВГМ;
- організацію складування запасних частин, а також забезпечення
сторонніх постачань запасних частин і змінного устаткування.
Відновлення працездатності обладнання усунутої в процесі його
експлуатації необхідно робити шляхом широкого впровадження:
- методи агрегатної заміни;
- методи розосередженого капітального ремонту.
Широкому впровадженню прогресивних технологій сприяє:
- активна діяльність металургійних підприємств і галузевих ремонтних
організацій по поліпшенню ремонтопридатності устаткування;
- збільшення потужностей по виготовленню запасних частин;
- чітке матеріально технічне забезпечення ремонтів матеріалами і
запасними частинами.
Коротка характеристика товстолистового цеху 2250
Товстолистовий цех 2250 призначений для прокатки листів з
вуглецевої, конструкційної, низько вуглецевої і легованої сталі з
тимчасовим опором 780 , до наступних розмірів:
- товщина від 4 до 25 мм;
- ширина від 1250 до 2000 мм;
- довжина від 2500 до 10000 мм.
Довжина розкатаного листа може досягати 12 м.
Вихідною заготівлею для прокатки аркушів служать сляби, отримані з
блюмінга 1250, а також сляби, отримані з боку.
Використовуються сляби з наступними розмірами:
- товщина від 110 до 250 мм;
- ширина від 590 до 1050 мм;
- довжина від 1200 до 1825 мм;
- маса сляба від 0,6 до38 т.
Товстолистовий цех 2250 обробляє і розгортає сляби за допомогою двох
клітей, а саме чорнової і чистової обробки, відповідно за допомогою кліті
«ДУО» і кліті кварто, розташованих на ділянці стану.
До складу товстолистового цеху (стану) 2250 входять: станове
відділення; відділення методичних печей; відділення різання; відділення
складування.
Річний обсяг виробництва товстолистового стану 2250 складає 1774000
тон. Середньодобова продуктивність складає 507 тонн.
Концепцією розвитку гірничо-металургійного комплексу України до 2010
року передбачено стратегією слідуючи основні напрямки розвитку:
- вивід з експлуатації морально та фізично застарілих металургійних
агрегатів;
- диверсифікація виробництва;
- накопичення грошових коштів для технічного переозброєння та
розвитку виробництва;
- впровадження енерго-, матеріалозберігаючих і екологічно чистих
технологій, структурну перебудову виробництва, скорочення питомих енерго
витрат на виробництво чавуна, сталі і прокату, розвиток та підвищення
технічного рівня виробництва, якості металопродукції, покращення техніко-
економічних показників і оновлення виробничих фондів.
Інвестиційні грошові кошти галузі передбачаються на рішення
першочергових та пріоритетних напрямків її технічного переозброювання.
Прокатне виробництво
Основними перспективними задачами прокатного виробництва є:
- вилучення з експлуатації морально і фізично застарілих
прокатних станів;
- реконструкція деяких прокатних станів, з метою поліпшення
структури прокату і підвищення його якості;
- збільшення частки листового прокату в загальному виробництві
металу, розвиток потужності для прокатки листового прокату;
- розширення виробництва прокату з високоякісних легованих марок
сталей і сплавів;
- рішення проблеми виробництва автолиста;
- термомеханічна обробка прокату;
- розвиток традиційних видів гарячого покриття листової сталі
цинком, алюмінієм, сплавом алюміній-цинк, так само нових видів
електролітичного покриття;
- збільшення в товарній продукції частки металовиробів високого
ступеня готовності, у тому числі економічних видів прокату і труб з
антикорозійним покриттям;
- автоматизація верстатів і агрегатів з використанням керуючих
обчислювальних машин;
- здійснення заходів для підвищення якості і сертифікації продукції.
Основні задачі удосконалення ремонтної служби підприємства
Головна задача служби устаткування (механо-ремонтної служби
підприємств, спеціалізовані ремонтні трести й інші організації галузі)
полягає в тому, щоб забезпечити ефективну, безаварійну роботу устаткування
при мінімальних витратах трудових і матеріальних ресурсів.
Однією з найважливіших умов рішення цієї задачі є застосування
системи ТОіР, суть якої складається в чіткому чергуванні і регламентації
періодів ритмічної роботи устаткування відповідно до встановленого режиму
і профілактичних заходів з метою попередження передчасного його зносу,
включаючи планові ремонти і міжремонтне технічне обслуговування.
Відповідно до цієї система устаткування в процесі експлуатації
піддається технічному обслуговуванню (профілактичний відхід і нагляд,
регулювання, змащення, очищення, періодичні огляди інженерно-технічним
персоналом, усунення дефектів і неполадок, необхідні іспити і т.п. ) і
плановим ремонтам, спрямованим на відновлення його працездатності" частково
втраченої в період роботи. Системою ТОіР передбачене попереднє виготовлення
запасних частин для заміни ушкоджених і гранично зношених, а також
розрахунок і планування витрат праці ремонтного персоналу і матеріалів для
виконання намічених ремонтних роботу
У положенні приведені нормативи:
- витрат праці на технічне обслуговування устаткування в період між
плановими ремонтами і на підготовку ремонтів;
- періодичності і тривалості планових поточних і капітальних
ремонтів виробничого устаткування;
- структури ремонтного циклу для різних видів устаткування в
залежності від його стану, конструктивних особливостей і умов експлуатації;
- витрат праці на виконання планових поточних і капітальних ремонтів
устаткування в залежності від його ремонтної складності, тривалості
експлуатації, умов проведення ремонтних робіт і ін.;
- матеріальних витрат на зміст устаткування і усі види його
ремонтів.
Підприємства, ремонтні трести й інші підрозділи галузі зобов'язані
неухильно дотримувати вимоги системи ТОіР, тому що їхнє порушення неминуче
приводить до росту позапланових простоїв устаткування, підвищенню рівня
трудових і матеріальних витрат на його ремонт і зниженню технічних
показників виробництва.
Подальше удосконалювання роботи механоремонтной служби підприємств
повинне відбуватися по шляху:
- підвищення якості міжремонтного технічного обслуговування
устаткування, посилення ролі і відповідальності експлуатаційного і
ремонтного персоналу виробничих цехів у забезпеченні ефективної,
ритмічної роботи агрегатів і машин, а також розробки і впровадження
заходів щодо удосконалювання устаткування;
- раціональної централізації поточних і капітальних ремонтів
устаткування з метою забезпечення оптимального співвідношення складу й
обсягів робіт, виконуваних персоналом механослужби виробничих і ремонтних
цехів підприємств, ремонтних трестів галузі;
- підвищення чіткості планування і виконання ремонтів устаткування,
впровадження економіко-математичних методів при плануванні ремонтів і
аналізі ефективності ремонтного виробництва; упровадження гарантійних
ремонтів на основі госпрозрахункових взаємин між підприємствами і
виконавцями ремонтів;
- максимального застосування вузлового й агрегатного методів
ремонту, розосередженого капітального ремонту устаткування;
- істотного поліпшення обліку і систематичного аналізу причин
непланових простоїв устаткування, низької стійкості вузлів і деталей машин
і розробки, дійових заходів по їхньому усуненню; підвищення рівня робіт з
модернізації агрегатів і машин;
- удосконалювання обліку і зниження рівня трудових і матеріальних
витрат на ремонти виробничого устаткування;
- подальшій централізації і спеціалізації виробництва запасних
частин і змінного устаткування;
- розробки і впровадження типової організації і технології
проведення ремонтів устаткування;
- поліпшення технічної озброєності ремонтного персоналу засобами
механізації важких і трудомістких робіт, упровадження спеціалізованих
інструментів і пристосувань при виробництві ремонтно-відбудовчих і
монтажних робіт;
- підвищення кваліфікації і рівня спеціалізації ремонтного
персоналу, а також удосконалювання системи оплати його праці.
1 Загальна частина проекту
1.1 Опис роботи приводу кліті «ДУО» (призначення, будова, технічна
характеристика, кінематична схема)
Чорнова кліть "ДУО" призначена для розбивки ширини листа й
одержання необхідної товщини підкату для чистової кліті "кварто".
Керування головним приводом і допоміжними механізмами кліті "ДУО"
вироблятися оператором з посади керування №3.
Головна лінія чорновий кліті "ДУО" складається з:
- робочої кліті;
- двох (верхньої і нижній) універсальних шпинделів;
- шестеренної кліті;
- муфти зубцюватої подовжений №21;
Робоча кліть „ДУО” складається з:
- двох станин закритого типу, у прорізах яких розташовані робочі
подушки прокатних валків з текстолітовими вкладишами;
- двох прокатних валків;
- натискного і пристрою верхнього робочого, що врівноважує, валка,
призначених для переміщення валка у вертикальній площині;
- натискного пристрою (два натискних гвинти; два черв'ячних колеса,
посаджені на домкратні частини натискних гвинтів; черв'ячної трансмісії, що
з'єднує з лівого і правого черв'яків, з'єднаних між собою за допомогою
глухої муфти);
- пристрою, що врівноважує, (чотири штанги; траверси попарно
спирається на плунжера гідравлічних циліндрів);
- показник обтиснення (черв'ячна і конічна передачі; циліндричного
редуктора; циферблата з великим і малим колами і двох стрілець);
- механізму настроювання верхнього валка, призначеного для усунення
перекосу верхнього і нижнього валків вертикальної площини;
- механізму для перевалки валків, призначеного для висновку і
заводу комплекту валків з подушками в кліть;
- станинних роликів, призначеного для захоплення металу у валки;
- системи гідравлічного видалення окалини, призначеної для
гідравлічного видалення окалини з металу, що прокочується, виробляється за
допомогою води високого тиску 110 атмосфер через форсунки в колекторах.
Привод кліті необхідний для приведення в дію робочих валків.
Принцип дії привода кліті «ДУО» є такий, що при включенні
електродвигуна, обертання передається на зубчасту муфту від якої на
шестеренну кліть, яка призначена для розвитку крутного моменту,
одержуваного від електродвигуна, та передаючого на робочі валки через
універсальні шпинделі.
Технічна характеристика:
1. Електродвигун постійного струму:
- потужність – 1150 кВт;
- частота обертання – 32-70 об/хвил;
- тип – П20-100-4К.
2. Робоча кліть:
- тип кліті - "ДУО", реверсивна "940";
- діаметр бочки валка - 940 мм;
- довжина бочки валка 2500 мм;
- припустиме зусилля прокатки - 16600 кН;
- максимальна висота підйому верхнього валка - 600 мм;
- привід валків - через універсальні шпинделі, шестеренну кліть,
муфту зубцювату подовжену №21, від двох реверсивних електродвигунів
постійного струму 1150 кВт кожний, числом оборотів 0-23-32 у хвилину;
- мінімальна товщина розкату - 15 мм;
- максимальна ширина розкату - 2150 мм.
3. Підшипники прокатних валків:
- вкладиші цільно-пресованні, текстолітові;
- кут обхвату вкладишів шейки - 160 градусів;
- товщина вкладиша (номінальна) - 55 мм;
- товщина вкладиша (мінімально-допустима) - 15 мм.
4. Універсальні шпинделі:
- матеріал вала шпинделя - Сталь 45;
- довжина вала шпинделя - 4290 мм;
- діаметр тіла шпинделя - 420 мм;
- матеріал шпиндельних голівок - Сталь 40ХН;
- матеріал бронзових вкладишів - БР.АЖ-9-4.
5. Шестеренна кліть:
- тип зуба - шевронний;
- кількість шестеренних валків - 2 шт.;
- діаметр валків - 1047, 4 мм;
- число зубів шестеренних валків - 39 шт.;
- модуль зубів нормальний - 24 мм;
- кут нахилу зубів - ;
- кут зачеплення - ;
- висота зуба - 51, 85 мм.
6. Муфта подовжена зубцювата №21:
- припустиме навантаження - 300 Н;
- максимальне число оборотів у хвилину - 200;
- граничний перекіс хитко при відсутності радіального зсуву - ;
- граничний радіальний зсув при відсутності переваги - 1,5 мм;
- кількість олії, що заливається - 65 літрів;
- модуль зубцюватого зачеплення - 14 мм;
- число зубів - 80.
1.2 Змащування механізму (опис, схема, карта змащування)
Основним призначенням змащення є зниження втрат на тертя і чи
запобігання скорочення зносу тертьових деталей. Змащення також
використовується як тепло керівник в устаткуванні, сприяє запобіганню
деталей і вузлів від окисних процесів, тобто корозії, також вона сприяє
відводу продуктів розпаду працюючих деталей.
Змащення вузлів і механізмів робочої кліті "ДУО" виробляються від
автоматичних станцій густого мастила Г-2 і Г-6. Режим роботи станцій: при
роботі стану з однією нагрівальною піччю - через 60 хвилин; із двома через
30 хвилин. Сорт змащення "ІП-1" (літня - улітку, зимова - узимку).
Прокачування бронзових сухарів у шпиндельних голівках з боку валків
кліті змазують густим мастилом. Змащення здійснює черговий слюсар по
змащенню 3 рази за зміну. Змазування бронзових вкладишів у шпиндельних
голівках шпинделів з боку шестеренної кліті виробляється від змащення Ж-1 і
подається до них через центральне свердління шестеренних валках.
Універсальні шпинделі застосовуються для передачі обертового моменту від
шестеренної кліті до валянь робочої кліті "ДУО". Змащення бабітових
вкладишів здійснюється від системи систематичного густого мастила Г-2 через
живильник типу 2-0500-2до, тип змащення - "ІП-1", режим включення щогодини
.
Шестеренна кліть служить для передачі обертання від електродвигуна
до валянь робочої кліті "ДУО". Змащення підшипників шестеренної кліті
здійснюються від централізованої системи рідкого мастила Ж-1, олією високої
в'язкості "ПС-28" по трубопроводах і каналам у плитовині і станині.
Муфта зубцювата подовжена призначена для передачі моменту, що
крутить, від електродвигуна до шестеренного кліті і з'єднання вала
електродвигуна з валом шестеренної кліті. Змащення зубцюватого з'єднання
муфти - закачная суміш 70% густого мастила "І-40", накачування виробляється
по індивідуальній ручній станції, кількість закачаного змащення 65 літрів.
Таблиця 1 – Карта змащування натискного пристрою кліті
«ДУО»
№ |Назва вузла змазування |Кіл-сть точок
змащув. |Масляний матеріал |Засіб
нанесення мастила
(система змащення) |Періодика змащування |Прим. | |1 |Підшипники
електродвигуна |2 |ЕШ-176 |закладна ручна |2р. нарік | | |2 |Муфта
подовжана
зубчаста №21 |2 |рідке мастило «ІП-1» |закачування по індивідуальній
ручній станції |1р. на годину | | |3 |Підшипники шестеренної кліті |4
|Рідке мастило Р-1 |централизована система рідкого змащення |1р. на годину
| | |4 |Бабітові вкладники верхнього і нижнього універсальних шпинделів |4
|Густе мостило «ІП-1» |система систематичної густої змазки Г-2 через пітник
типу 2-0500-2к |через 1годину | | |5 |Підшипники робочих валків |2 |Густе
мостило «ІП-1» |Автоматична станція густої змазки Г-6 |через 1годину | |
|6 |Шарнірне з’єднання з врівноважуючи ми циліндрами |2 |Солідол «УС-2»
|закачування по індивідуальній ручній станції |4р. на рік | | |7
|Підшипники тяг врівноважуючи циліндрів універсальних шпинделів |2 |Густе
мостило «ІП-1» |система систематичної густої змазки Г-2 через пітник типу 2-
0500-2к |1р. на годину | | |8 |Шестеренна кліть |1 |Мастило в’язке «ПС-28»
|централизована система рідкого змащення і мастилом високої в’язкості за
трубопроводами та каналами у плитовині та станині |1р. на тиждень | | |
1.3 Правила технічної експлуатації механізму
Нагляд за шестеренними клітями при експлуатації
У випадку виявлення несправностей, при яких робота устаткування
забороняється, що приймає зміну робить запис у журналі зміни рапортів і
повідомляє майстру. Устаткування може бути пущене в роботу тільки після
усунення несправностей і одержання дозволу майстра на пуск.
Оглядати устаткування при прийманні змін зобов'язані: чергові
слюсарі по ділянках, оператори, машиністи і їхні помічники, мастильники,
водопровідники, вольцовчики й інші обличчя експлуатаційного персоналу, що
повинні прибути на робоче місце до початку зміни.
При оглядах під час приймання зміни необхідно:
- перевіряти стан деталей вузлів і механізмів під час роботи, яких у
попередню зміну виявлені дефекти і неполадки;
- перевіряти справність дій пускових, гальмових і блокувальних
пристосувань;
- перевіряти надійність кріплення вузлів і деталей;
- перевіряти справність мастильних вузлів;
- перевіряти зубцюваті зачеплення на наявність вібрації поштовхів;
- перевіряти наявність інструмента з пристосувань запасних частин і
захисні огородження;
- перевіряти чистоту робочого місця й устаткування.
При приймання зміни перевірити:
- немає чи надмірного підвищення температури у вузлах механізму;
- надходження змащення в підшипники;
- наявність змащення в масляних ваннах шестеренних клітей;
- справність роботи масляного насоса.
Перед пуском у роботу включити маслосистему і перевірити тиск і
достатність надходження змащення на зуби шестірні і підшипники.
Протягом зміни;
- систематична перевірка температури підшипників;
- перевірка роботи олія насосів, стан змащення постійне надходження
його;
- по шуму стежити за зубцюватим зачепленням;
- перевіряти обтягування кріпильних деталей.
Не рідше одного разу на місяць піддавати лабораторному аналізу
робочі олії. Огляд шестеренної кліті проводиться ремонтним персоналом і у
випадку виявлення неполадки, вона повинна бути усунута. Устаткування слід
перевіряти: помічнику начальника цеху по устаткуванню (1 раз на місяць);
механіку цеху (2 рази на місяць) і майстру по ремонті (1 раз у тиждень).
Результати перевірки заносяться в агрегатний журнал із указівкою виявлених
дефектів і несправностей.
Ревізію шестеренних клітей роблять у наступному порядку:
- повне, часткове розбирання механізмів;
- очищення масляної ванни;
- ревізія шестеренних валків і корпуса;
- ремонт і заміна ушкоджених деталей;
- зборка і випробування механізмів.
Відхід і нагляд за універсальними шпинделями при прийманні зміни:
- перевірити обрив чи голівки осьовий зсув пальця;
- простежити за роботою шпиндельного з'єднання.
Протягом зміни:
- стежити за змащенням шпиндельних пристроїв;
- не допускати зазору між вкладишами і лопатами.
Ревізію універсальних шпинделів проводять не рідше одного разу в 1,5
місяця:
- розбирання шарнірного з'єднання;
- видалення непотрібного змащення;
- стежити за зносом вкладишів і пальців працюючих на стирання.
Відхід і нагляд за муфтою під час експлуатації:
- перевірити, чи | |
