Атомный подход к процессам деформации и разрушения срезаемого слоя при резании Текст научной статьи по специальности «Физика»

МАШИНОСТРОЕНИЕ И АВТОМАТИЗАЦИЯ

УДК621.9

Ю.Г. Кабалдин, А.М. Кузьмишина

АТОМНЫЙ ПОДХОД К ПРОЦЕССАМ ДЕФОРМАЦИИ И РАЗРУШЕНИЯ СРЕЗАЕМОГО СЛОЯ ПРИ РЕЗАНИИ

Нижегородский государственный технический университет им. Р.Е. Алексеева

Изложен атомный поход к процессам деформации и разрушения стружки при резании. Установлена связь сопротивления сдвигу вида стружки с параметрами, характеризующими энергетическое состояние кристаллической решетки, ее ЭДУ, теплоту плавления. Приведены результаты квантово-механических расчетов, показывающих роль примесей в процессах деформации и формирования вида стружки, а также изменение дислокационной структуры при сдвиге элемента стружки. Показано, что постоянство сдвигу при изменении режимов резания связано с достижением в кристаллической решетке в плоскости сдвига предельной плотности дислокаций. Указаны пути повышения эффективности процесса резания.

Ключевые слова: атомная структура металлов, дислокации, резание, деформация, сопротивление сдвигу, примеси, квантово-механические расчеты.

Проблема повышения эффективности процессов механообработки обусловливает необходимость углубленных исследований физических закономерностей, сопровождающих отделение срезаемого слоя от заготовки. При резании процесс пластической деформации реализуется по схеме сжатия и простого сдвига [1]. При этом многочисленными исследованиями показано, что на верхней границе зоны стружкообразования и в зоне вторичной деформации (рис. 1) отдельные зерна согласовано формоизменяются и выстраиваются в цепочку в плоскости сдвига, образуя так называемую текстуру.

Рис. 1. Локализация деформации и текстура в корне стружки:

а - в зоне стружкообразования при резании стали 10 (видны зерна цементита, вытянутые вдоль плоскости сдвига) при V = 30 м/мин; б - при V = 250 м/мин (х 60)

© Кабалдин Ю.Г., Кузьмишина А.М., 2014.

Экспериментально установлено, что тСдВ сопротивление пластическому деформированию в условной плоскости сдвига при обработке сталей оказывается постоянным, что связывается с деформационным насыщением, т.е. достижением предельного уровня деформации (упрочнения).

С ростом скорости при обработке сталей происходит последовательное изменение вида стружки - от элементной к сливной, а далее к сегментной (суставчатой). Следует отметить, что сегментная стружка образуется при обработке титановых и жаропрочных сплавов уже при низких скоростях резания. Причем при обработке титановых сплавов сегментная стружка может формироваться в широком диапазоне скоростей резания.

Одним из первых механизм образования сегментной стружки при высоких скоростях резания изучал М.И. Клушин [1], который связал это с адиабатическими условиями деформаций, т.е. температурным разупрочнением. Иначе говоря, согласно [1], при высоких скоростях резания условия деформирования в зоне стружкообразования таковы, что теплота от деформации в зоне локализованного сдвига не успевает уйти, т.е. диффузионные процессы не могут реализоваться и тСдВ снижается. Предполагают, что при резании [1] титанового сплава более низкие значения тсдв по сравнению с тсдв при резании сталей обусловлено именно этим обстоятельством. В работе [5] такой механизм формирования элемента стружки в зоне стружкообразования назван даже «разрушающим термопластическим сдвигом».

Возможность реализации адиабатического сдвига в работах [2-7] при резании также связывается, прежде всего, с низкими значениями теплопроводности и температуропроводности.

Однако экспериментальные данные указывают на постоянство сопротивления сдвигу в широком диапазоне скоростей резания, а низкие значения тСдВ при обработке титановых сплавов, как показывают наши исследования, связаны с их низкой ЭДУ и охрупчиванием границ зерен примесями [9].

Следует заметить, что при обработке жаропрочных сплавов [2] тСдВ оказывается высоким. При обработке закаленных сталей скорости резания, при которых происходит переход сливной стружки к сегментной, снижаются. Кроме того, сегментная стружка образуется и при резании алюминиевых сплавов, а также чистых материалов, т.е. материалов, не подвергающихся сильному деформационному упрочнению. Известно, что температуропроводность алюминиевых сплавов является высокой, а после термообработки сталей она не изменяется.

В работе [2] показано, что /стр - частота сегментного стружкообразования, толщина элемента стружки (сегмента) зависит от фрикционных свойств инструментального материала, в частности, при резании инструментом с покрытием наблюдалось увеличение /стр частоты стружкообразования и толщины стружки. Данные исследования показывают также, что контактные процессы в зоне вторичных деформаций стружки оказывают большое влияние на напряженно-деформированное состояние в зоне стружкообразования, угол сдвига, а также и на вид стружки.

Современный уровень достижений области физики твердого тела [9-11], физики металлов, квантовой механики позволяет рассмотреть процессы деформации и разрушения срезаемого слоя на атомном уровне, в частности, путем моделированием прочности межатомной связи в различных материалах, определяющих сопротивлению сдвигу элемента стружки при резании.

Целью работы явилось исследование механизмов пластической деформации на атомном уровне и определение связи параметров, характеризующих сопротивление сдвигу при резании, с параметрами, определяющими механизмы деформации различных типов кристаллической решетки.

Традиционное рассмотрение пластической деформации [9, 10] предполагает начало пластического течения при напряжении хт текучести и учитывает только деформационное упрочнение. Это ошибочное описание является следствием того, что не учитываются в теории градиентов напряжения пластического течения. Неоднородность напряженного состояния в деформируемом кристалле обусловливает релаксационный характер пластического те-

чения. Гидростатические давления способствуют релаксации упругих напряжений на границах зерен. В соответствие с [9, 10], в случае высокой энергии дефекта упаковки (ЭДУ) материала зерно при деформировании поворачивается как целое. В основе этого явления лежит относительно высокая подвижность зернограничных дислокаций (ЗГД) и возникновения в нагруженном поликристалле моментных напряжений. Это эффект зависит от обрабатываемого материала и состояния границ зерен. Поворотные М моменты, обусловливающие поворот зерен (реализацию ротационной моды деформации), способствуют формированию цепочки зерен, вытянутых вдоль верхней границы стружкообразования с образованием текстуры (рис. 2), т.е. согласованный поворот зерен без нарушения сплошности при этом сохраняется непрерывность действия напряжений и деформации. В ряде работ показано, что процессы, сдерживающие сдвиговую деформацию зерен, сдерживают и скольжение по границам зерен. В результате сдвиг будет происходить не в единственной плоскости скольжения, а путем сдвига большого числа атомных плоскостей скольжения.

Образование текстуры свидетельствует о том, что в условиях специфического напряженного состояния в зоне стружкообразования реализуется эффективная релаксация концентраторов напряжений в стыках поворачивающихся зерен. В результате достигаются высокие степени деформации (в~2...10 [6]) и значительное внутризеренное упрочнение. Следовательно, в таких условиях работа источников деформации становится скорелированной и самоорганизованной, что обусловливает самоустановление [8] угла скольжения (сдвига) Р и минимум затрачиваемой энергии.

Рис. 2. Схема атомной структуры обрабатываемого материала на нижней и верхней границах зоны стружкообразования, а также в зоне вторичной деформации прирезцового слоя стружки (пластического контакта) и передней поверхности инструмента

На рис. 2 приведена упрощенная схема процесса резания, где условно показаны межатомные связи как на нижней границе сдвига стружки, так и на верхней, т.е. на плоскости сдвига. Следует отметить, что пластическая деформация, в противоположность упругой, столь значительна, что вызывает разрыв межатомных связей, которые до деформации были соседями. Пластическая деформация происходит в том случае, когда к разрыву межатомных связей приводит возрастание напряжений во всем деформированном объеме до величины, равной теоретической прочности, т.е. порядка 0,1В (В-модуль всестороннего сжатия). Однако в большинстве реальных материалов пластическая деформация имеет место при уровне напряжений более низком, чем теоретическая прочность, вследствие наличия в материалах дислокаций.

Наши исследования показывают, что на сопротивление пластической деформации срезаемого слоя большое влияние оказывает тип кристаллической решетки обрабатываемого материала, его ЭДУ, наличие примесей на границах зерен и способность материала релаксировать на границах зерен. Влияние этих параметров проявляется через виды диссипативных структур, формирующихся в процессе деформации срезаемого слоя и определяющих ее локализацию. В этой связи вид стружки будет существенно определяться указанными факторами.

На рис. 3, а представлена схема межатомной связи в кристаллической решетке с учетом приложения внешней силы Е, где а параметр решетки. Существование дислокаций в кристалле приводит к появлению областей, где энергия, необходимая для разрыва группы атомных связей, получается за счет восстановления другой группы связей.

а)

Рис. 3. Исходная атомная структура металла с межатомным расстоянием а (а) и смещение атомов при приложение внешней силы F (б)

На рис. 3, б показано, что при упругой деформации под воздействием внешней силы F верхний атомный ряд относительно нижнего атомного ряда смещается на величину половины межатомного расстояния а.

Пластическая деформация может возникнуть, если через кристалл пройдут не только имеющиеся в нем дислокации (исходная структура уже имеет определенное количество дислокаций), но и вновь образованные. Напряжения, необходимые для начала пластической деформации (в отсутствие дислокаций), т.е. путем разрыва межатомных связей, составляет около 10% от модуля сдвига G. Например, для железа межатомное расстояние равно 2,48 Ао. Энергия дислокации на это расстояние составит примерно 6 эВ, а прочность межатомной связи Fe-Fe равна 4,290 эВ. Иначе говоря, энергия дислокации превышает прочность межатомных связей Fe-Fe. Следовательно, движение дислокаций будет сопровождаться деформацией кристалла, т.е. разрывом связей. Поэтому для разрыва большого числа атомных связей нужен какой-то механизм непрерывного генерирования дислокаций, например, источник Франка-Рида, действие которого связано с образованием дислокационных петель диаметром в несколько межатомных расстояний. В кристалле энергия деформации составляет порядка 0,1Ва на одно межатомное расстояние вдоль линии дислокации. Плоскость скольжения для дислокации определяется как плоскость, в которой лежат и вектор Бюргерса самой дислокации, и линия дислокации.

При движении краевой дислокации по плоскости скольжения от одного узла решетки к другому, атомы ядра дислокации совершают перемещения. В результате дислокация перемещается на одно межатомное расстояние а. Винтовая дислокация может перемещаться из одной плоскости в другую. Важнейшая особенность всех видов дислокаций состоит в том, что сильные искажения кристаллической решетки сосредоточены в непосредственной близости дислокационной линии и ядре дислокации, имеющем свою атомную структуру.

Деформация при росте плотности р дислокаций определяется [15] s~bp I , где Т длина пробега дислокаций. Иначе говоря, степень деформации зависит от р (плотности дислокаций) и Т (длины их пробега). Следовательно, для образования даже одной петли потребуется энергия гораздо большая, чем энергия для разрыва межатомной связи. Рост темпера-

туры (термическая активация) в кристаллах с первичными связями не может быть источником этой энергии, а следовательно, оказывать влияние на сопротивление сдвигу тСдВ при резании. Таким образом, она не зависит от температуры.

Дислокационные представления в резании металлов изложены в ряде работ. Современные методы исследования дислокационной структуры выполняют с использованием высоковольтной электронной микроскопии тонких фольг. На рис. 4 представлены микрофотографии дислокационной структуры с использованием микроскопии тонких фольг при резании стали 20 вблизи нижней и верхней границ зоны стружкообразования.

а) б)

Рис. 4. Дислокационная структура стали 20 при резании:

а - на нижней границе (рис. 3); б - на верхней границе зоны стружкообразования (х15000)

На рис. 4, а видно хаотическое расположение дислокаций с плотностью р = 2106 см-\

11 3

на рис. 4, б - фрагментированная дислокационная структура с плотностью р = 2.1011 см-3 . Следовательно, в процессе деформации срезаемого слоя при резании происходит изменение вида дислокационной структуры и деформационное упрочнение, что сопровождается ростом плотности дислокаций и напряжений сдвигу.

Из теорий дислокаций можно записать, что при росте скорости резания, она связана с плотностью дислокаций зависимостью [15]

£ = рЬ V ,

где Ь - вектор Бюргерса; р - плотность дислокаций; V - скорость движения дислокаций.

Вектор Бюргерса указывает направление атомных плоскостей в кристалле, где возникает этот дефект. Поэтому вектор Бюргерса характеризует меру искаженности кристаллической решетки.

Исследователи отмечают слабое влияние скорости деформирования на тСдВ при обработке легкоплавких металлов, например меди [1,6]. Это в значительной степени связано со способностью дислокаций к фрагментации и различием их скорости движения. В металлах с ГЦК решеткой (меди) V дислокаций на 5...8 порядков выше, чем в металлах с ОЦК решеткой (сталей). При высоких скоростях деформации, близких к скорости деформации при

резании, V может достигать скорости звука.

Перед нижней границей зоны стружкообразования (рис. 2) обрабатываемый материал имеет как исходную (начальную) плотность дислокаций, так и электронную структуру. На нижней границе электронная структура обрабатываемого материала (рис.2) деформируется упруго (т.е. без разрыва межатомных связей). По мере деформации срезаемого слоя происходит разрыв межатомных связей и рост плотности дислокаций, т.е. обрабатываемый материал испытывает деформационное упрочнение. В работе указывается, что размер ячеистой структуры оказывается запрограммированным уже на пределе упругости. В этой связи обнаруживается и зависимость тСдВ при резании от предела упругости.

В целом, склонность обрабатываемых материалов к деформационному упрочнению будет зависеть от их электронной и дислокационной структуры, ЭДУ, наличия примесей, скорости деформирования, температуры, типа кристаллической решетки и т.д., а также от скорости протекания процессов разупрочнения.

В углеродистых сталях основная примесь - это углерод, который, располагаясь на границах зерен, может способствовать их охрупчиванию. С ростом температуры диффузионная подвижность углерода возрастает, что облегчает проскальзование зерен и изменяет форму стружки. Как уже отмечалось, дислокации не подтверждены термической активации, в результате степень деформации срезаемого слоя и силы резания снижаются

Степень деформационного упрочнения и тОДв при низких температурах в связи с ростом плотности дислокаций в зернах поликристалла зависят от их подвижности, которая определяется ЭДУ обрабатываемого материала, а также охрупчиванием границ зерен. Последнее будет определять и вид стружки, не сказываясь на тОДв при резании. Дело в том, что межзеренная деформация составляет не более 20% от внутризеренной.

Установлено, чем выше ЭДУ металла, тем больше тОДв и степень деформационного упрочнения. Такая зависимость обусловлена влиянием ЭДУ на расщепление дислокаций и на их способность к фрагментации зерен. Чем выше ЭДУ, тем больше склонность дислокаций к расщеплению и фрагментации, что способствует повышению тОДв. В металлах с ОЦК решеткой взаимодействие дислокаций с примесями (углеродом) очень сильное, а винтовые дислокации склонны к поперечному скольжению. Примеси, сегрегируя на субграницы дислокационной структуры, повышают их устойчивость и сопротивление скольжению дислокации. В результате тОДв при резании высокоуглеродистых сталей увеличивается (рис. 5). В этой связи низкие Тсдв при резании титановых сплавов следует связать с наличием примесей (водорода и т.д.) на границах зерен и, прежде всего, с его низкой ЭДУ вследствие закрепления дислокаций примесями.

Сопротивление сдвигу Тсдв зависит и от степени деформации в. Это обусловлено тем, что металлы с низкой ЭДУ, по сравнению с металлами с высокой, имеют большую продолжительность в уровне упрочнения, достигаемом при деформации: чем ниже ЭДУ, тем позже наступает динамический возврат, тем при прочих равных условиях до более высоких значений может быть упрочнен металл или сплав при пластической деформации [14]. Поэтому при обработке низкоуглеродистых сталей наблюдаются наибольшие значения в и наименьшие Р углы сдвига [6]. С ростом скорости резания степень деформации срезаемого слоя снижается.

Рис. 5. Зависимость тСдВ от Э.Д.У. материалов

Рис. 6. Локализованный сдвиг в толще стружки (3000). Сталь 10

В работе [1 3] отмечается, что при высокой плотности дислокаций становится возможным возникновение нового типа субструктуры - полос скольжения, т.е. процесс пласти-

ческой деформации становится локализованным. На рис. 5 представлена зависимость тсдв от ЭДУ металлов.

Локализованные полосы скольжения экспериментально обнаруживаются в толще стружки (рис. 6).

Подобная эволюция дислокационной структуры от исходной к хаотической, далее к фрагментированной и последующее образование полос скольжения характерно для различных видов механических испытаний (при сжатии, растяжении, усталостных испытаниях и т.д.).

Показано [13], что за время действия нагрузки менее 10-3 с формируется дислокационных ансамбль, поведение которого при последующем нагружении уже нельзя прогнозировать лишь с учетом свойств, входящих в него индивидуальных дислокаций, так как он приобретает свойства солитона. Поэтому скопление дислокации с высокой плотностью р, перестроившихся в полосу скольжения (рис. 6), следует рассматривать как локализованный источник, т.е. солитон. В работе [13] даны решения эволюционных уравнений гидродинамического типа уединенной волны. Дополнительный анализ показал, что волновые решения, удовлетворяющие этим условиям, оказываются устойчивыми. Таким образом, следствием этих перестроек является локализованные пространственно-временные структуры (ЛПВС), которые имеют волновую природу. Скорость движения такого дислокационного образования оказывается высокой [13].

Ряд исследователей полагают [1, 6], что за время сдвига элемента стружки в деформированных объемах могут протекать разупрочняющие процессы, так как температура в зоне стружкообразования может превышать 3000 С. Расчеты показывают, что времени ^ пребывания деформированных объемов в зоне вторичной деформации (¿д= 10-3...10-5 с) достаточно для реализации разупрочняющих процессов за счет диффузии углерода, перехода его в жидкое состояние, затем происходит закалка и отпуск мартенсита. Образование аустенита резко интенсифицирует процессы диффузии углерода в железо. Причем они (структурные и фазовые превращения) могут протекать и в зоне первичной деформации материала при обработке жаропрочных сплавов на низких скоростях резания [2].

В первом приближении критериям оценки интенсивности протекания разупрочняю-щих процессов в зоне стружкообразования может служить фактор упрочнения как отношение тсдв/тт , где хт - предел текучести. Согласно [1], для титанового сплава тсдв/хт~ 1,26, для сталей колеблется от 3,5 до 3,8, в закаленной стали (HRC 30.35) « 1,07, а жаропрочного сплава ЭИ 961-0,91 [3].

Как уже отмечалось, перестройка исходной дислокационной структуры из исходной в фрагментированную, совершается с запаздыванием (тр~ 10- ). Время запаздывания тз пластических деформаций будет определяться видом обрабатываемого материала и режимами резания. С ростом скорости резания, а следовательно, s скорости деформации перестройка дислокационной структуры будет существенно определяться диффузией точечных дефектов (вакансий) и реализуется путем переползания дислокаций [14]. В результате время запаздывания тз будет возрастать. Поэтому отношение тсдв/хт будет также характеризовать запаздывание пластических деформаций при резании вследствие протекания разупрочняющих процессов, а следовательно, и вид стружки при обработке углеродистых сталей.

Анализ показывает, что как тсдв, так и qF находятся в линейной зависимости от теплоты образования обрабатываемого материала. Теплота образования характеризует количество тепла, которое необходимо сообщить веществу, чтобы перевести его из кристаллического состояния в жидкое путем разрыва межатомных связей. Экспериментальные данные

подтверждают высказанное положение. Подобно тсдв, удельная qF сила трения также является константой при варьировании условий резания [6].

Влияние охрупчивания границ зерен при сегрегации на них примесей, в частности углерода, в сталях на вид стружки изучалось путем моделирования на основе квантово-механических расчетов. Размер кластера обеспечивал необходимую точность воспроизведения

явления сегрегации и достаточное время расчетов. В качестве рассчитываемых характеристик были выбраны Ео (общая энергия связи в кластере) и межатомные расстояния (табл. 1).

Таблица 1

Общая энергия, энергия на атом и межатомные расстояния в кластерах

Вид кластера Число атомов Энергия кластера, эВ Энергия на один атом, эВ Расстояние А между атомами Энергия дислокации, эВ

атомы железа 30 -138,4 -4,61 1,56 6

железо-углерод 30 -142,2 -4,74 1,54

Энергия связи кластера, взятая с обратным знаком, представляет собой энергию, которую нужно затратить на разрыв всех межатомных связей в кластер, т.е. разделить его на отдельные атомы. Энергия связи, приходящаяся на один атом, равна Еа = EJn, где n - число атомов в кластере. При этом расстояния между атомами должно стремиться к значениям, характерным для кристаллической решетки железа, определенной экспериментально. Железо с ОЦК решеткой и постоянной а=2,87А, расстояние между атомными слоями должно быть равно а/2. Таким образом, размер кластера составлял 30 атомов железа. При моделировании условий, при которых происходит сегрегация, полагали, что ширина граница между зернами равна постоянной решетке а.

Таким образом, рассматривалась кластерная модель из шести слоев с 30 атомами, где атомы железа в слоях замещены атомами углерода в несколько большем по размеру кластере, чем кластер только из Fe. Такая модель, безусловно, не учитывает все факторы, происходящие на границах зерен, в том числе и наличие здесь дислокаций. Однако она все же моделирует адсорбцию на свободную поверхность железа и сегрегацию углерода на межкристал-литные границы. В табл. 1 приведены результаты расчетов по оценке прочности межатомных связей и межатомного расстояния связей Fe-Fe и Fe-C в кластерах.

Из табл. 1 видно, что прочность связей межатомного взаимодействия Fe-C выше, чем у системы Fe-Fe, а длина связи в системе Fe-C также ниже по сравнению с длиной связи в системе Fe-Fe. Следовательно, границы зерен при наличии примесей припятствуют эстафетной передаче деформации из зерна в зерно. Деформация локализуется в микрообъемах, а сопротивление деформации возрастает. При этом атомы примеси закрепляют дислокации, повышая сопротивление пластическому течению по границам зерен, а следовательно, создают трудности поворота зерен. Таким образом, углерод уменьшает подвижность дислокаций и охрупчивает границы зерен в сталях, тем самым влияет на образование элементной стружки при низких скоростях резания.

С увеличением скорости, а следовательно, с ростом температуры, формируется сливная стружка. Этому способствуют диффузионные процессы на границах зерен, облегчающие поворот зерен и межзеренную деформацию. При дальнейшем росте скорости резания формирование элементной стружки связано с запаздыванием пластических деформаций. При обработке титановых сплавов и нержавеющих сталей и сплавов формирование элементной стружки обусловлено охрупчиванием границ зерен примесями, вид стружки с ростом скорости резания не изменяется.

Как отмечалось, при высоких скоростях резания происходит запаздывание пластических деформаций и деформированное состояние перестает соответствовать ее напряженному состоянию [5, 8]. Причем чем больше скорость резания, тем больше это несоответствие. Иначе говоря, с ростом скорости резания в зоне стружкообразования будут изменяться как напряженное состояние, так и деформированное. В зоне вторичной деформации стружки

разупрочняющие процессы будут протекать более активно, которые, во-первых, будут способствовать запаздыванию здесь пластических деформаций, торможению и уменьшению скорости движения стружки. Во-вторых, разупрочняющие процессы будут также снижать несущую способность стружки, длину контакта стружки с инструментом, а следовательно, изменять напряженное состояние в зоне стружкообразования. В результате угол сдвига Р будет уменьшаться. Установлена линейная связь отношения С/а с углом сдвига, где С - длина контакта стружки с инструментом, а - толщина среза.

Поэтому с ростом скорости резания, а следовательно, температуры, механизм деформации и напряженное состояние в зоне стружкообразования изменяется. Локализация деформации в зоне стружкообразования при высоких скоростях резания в связи с увеличением температуры облегченно происходит в пограничных областях, что будет способствовать ускорению зернограничного проскальзывания и повороту зерен как целого. В результате размеры (длина и толщина) локализованного сдвига будут уменьшаться, а стружка будет состоять из элементов с менее деформированными зернами внутри, чем в области локализованного сдвига, что подтверждают измерения микротвердости шлифов стружки. На шлифах стружки установлено, что наибольшая микротвердость наблюдается во впадинах между элементами стружки, что свидетельствует об охрупчивании этих зон вследствие хемосорбции в ядро дислокаций (вышедшей полосы скольжения на свободную поверхность) кислорода воздуха и увеличением прочности связи Fe-O. Радиус дислокационной трубки в полосе скольжения равен примерно га = а и он больше, чем атомный радиус кислорода гк = 0,30А. Это приводит, как показали квантово-механические расчеты, к формированию более прочных межатомных связей, чем между атомами железа, и к уменьшению длины связей между атомами железа и кислорода, следовательно, закреплению дислокаций и резкому уменьшению меж-зеренной деформации вследствие охрупчивания границ зерен кислородом. Обнаружено, что при обработке ряда титановых сплавов наблюдается даже самовозгорание стружки.

Таким образом, гипотеза [1] о механизме образования суставчатой стружки, связанная с адиабатическим нагревом, не подтверждается. Установленная зависимость тсдв от теплоты плавления и электронно-микроскопические исследования, показывающие высокую плотность дислокаций вблизи верхней границы стружкообразования (рис. 2), позволяют утверждать, что в плоскости сдвига кристаллическая решетка предельно искажена и испытывает фазовый переход с разрывом атомных связей и образованием жидкостно-аморфной фазы с последующим формированием мелкодисперсной структуры, обладающей высокой микротвердостью. Вследствие этого такая структура плохо травится и не выявляется на шлифах.

Это обстоятельство объясняет причины постоянства тсдв в широком диапозоне скоростей резания. Однако особенностью процессов деформации и разрушения срезаемого слоя при высоких скоростях резания является тот факт, что зона стружкообразования резко уменьшается и изменение вида дислокационной структуры (субструктуры) протекают более быстро. Но завершающий этап сдвига стружки, сопровождающийся локализацией деформации и образованием полос скольжения (рис. 6) с переходом в аморфное состояние вследствие высокой плотности дислокаций, а затем вновь в мелкозернистое кристаллическое, сохраняется.

Следовательно, причиной образования суставчатой стружки, как показывают наши исследования, являются разупрочняющие процессы типа динамического возврата, так как, во-первых, температура в зоне стружкообразования превосходит температуру динамического возврата, а интенсивность разупрочнения (отношения тсдв / тдт), сопротивление сдвигу, а также скорость Укр (перехода сливной стружки к суставчатой) зависят от ЭДУ обрабатываемого материал. Во-вторых, время запаздывания пластических деформаций растет.

Установлено, чем меньше ЭДУ, тем меньше Укр . Титановые и жаропрочные сплавы, а также нержавеющие стали имеют низкие значения ЭДУ и соответственно низкие Укр. Следовательно, степень деформационного упрочнения, а поэтому и тсдв (рис. 5), определяется ЭДУ обрабатывемых материалов. Многочисленными исследованиями установлено, что в аустенитных сталях с ростом температуры происходит увеличение ЭДУ, что приводит к

взаимодействию дислокаций с примесями и, как следствие, изменению прочностных и пластических свойств.

В соответствии с выдвинутой гипотезой, причиной снижения Укр при обработке закаленной стали, а также легированных сталей и сплавов является изменение при этом ЭДУ материала, а не температуропроводности. Следовательно, появляется возможность управлять формой (видом) стружки, что важно для повышения эффективности механообработки. При этом отметим, что основной путь управления производительностью процесса резания - это увеличение скорости резания. Применение режущего инструмента с покрытием позволяет значительно повысить скорость резания, уменьшить силы резания и повысить эффективность механообработки. Полученные зависимости тсдв, а также контактных характеристик () от параметров атомной структуры материалов (ЭДУ, теплоты плавления) позволяют уже на стадии лабораторных испытаний прогнозировать тип стружки и другие характеристики их обрабатываемости при резании.

Проведенные исследования позволили предложить механизм отделения стружки от заготовки. Дело в том, что по мере увеличения степени пластической деформации плотность дислокаций возрастает (рис. 4, б) и число их пересечения увеличивается, вызывая быстрое размножение вакансий [15]. Затем вакансии сливаются и образуют поры, сначала субмикроскопические, а затем и крупные поры, переходящие в начальные микротрещины, вызывая вязкое разрушение. При обработке таких материалов, как титановые сплавы, высокоуглеродистые стали и т.д. стадия доразрушения происходит хрупко.

Кристаллическое строение металлов определяет анизотропию ряда свойств металлов в связи с различной плотностью упаковки атомов по плоскостям и направлением решетки и с различным расстоянием между плоскостями. Например, текстуры железа после пластической деформации устанавливаются в направлении {110} и {011}. Образование текстуры повышает несущую способность стружки при обработке углеродистых сталей. При резании титановых сплавов текстуры, как правило, не наблюдается. Следовательно, как фактор упрочнения стружки, так тсдв при их обработке оказываются ниже, чем при обработке углеродистой стали.

В заключение следует отметить, что говоря о влиянии атомной структуры обрабатываемых материалов на процессы деформации и разрушение срезаемого слоя при механообработке, следует иметь в виду, что прочность межатомных связей определяет электронная структура элементов. В частности, на прочность межатомных связей в переходных металлах большое влияние оказывают d - и ^-электроны. Прочные металлические связи устанавли-вются за счет перекрытия валентных электронов d- и ^-оболочек, в результате ядра атомов стягиваются. Таким образом, имеется связь, сопротивление тСдВ сдвигу, коэффициента трения и удельной qF силы трения с количеством d-электронов в металлах.

Библиографический список

1. Клушин, М.И. О физических основах сверхскоростного резания // Труды I ПИ, 1961. Т. XVII. Вып. 4. С. 15-22.

2. Бобров, В.Ф. Особенности образования суставчатой и элементной стружек при высокой скорости резания / В.Ф. Бобров, А.И. Сидельников // Вестник машиностроения. 1976. №7. С. 61-66.

3. Филимонов, Л.Н. Особенности стружкообразования в условиях локального термопластического сдвига при высокоскоростном резании / Л.Н. Филимонов, Л.Н. Петрашина // Вестник машиностроения. 1993. № 5-6. С. 23-25.

4. Макаров, В.Н. Термодинамика высокоскоростной лезвийной обработки / В.Н. Макаров, С.Л. Проскуряков // Вестник машиностроения. 1993. № 5-6. С. 28-29.

5. Рехт, Р.Ф. Разрушающий термопластический сдвиг // Тр. Амер.общества инж.-механиков: [пер. с англ.]. Т. 31. Сер. Е. № 2. - М.: МИД, 1964. С. 189-193.

6. Зорев, Н.Н. Вопросы механики процесса резания / Н.Н. Зорев. - М.: Машгиз, 1956. - 365 с.

7. Клушин, М.И. Резание металлов / М.И. Клушин. - М.: Машгиз, 1956. - 363 с.

8. Кабалдин, Ю.Г. Резание металлов в условиях адиабатического сдвига элемента стружки // Вестник машиностроения. 1995. № 7. С. 19-25.

9. Панин, В.Е. Структурные уровни локализации деформации / Кооперативные деформационные процессы и локализация деформации: сб. ст. - Киев: Наукова думка, 1989. С. 38-57.

10.Панин, В.Е. Новая область физики твердого тела // Изв. вузов. Физика. 1987. № 1. С. 3-8.

11.Пригожин, И.Р. Термодинамическая теория структур, устойчивости и флуктации / И.Р. При-гожин, Л. Гленсдорф. - М.: Мир, 1973. - 280 с.

12.Хакен, Г. Синергетика / Г. Хакен. - М.: Мир, 1980. - 406 с.

13.Максимов, И.Л. Кинетический механизм формирования полосы скольжения в деформируемых кристаллах / И.Л. Максимов, Г.Ф. Сарафанов, С.Н. Нагорных / Физика твердого тела. 2010. № 37. С. 3169-3178.

14.Трефилов, В.И. Физические основы прочности тугоплавких металлов / В.И. Трефилов, Ю.В. Мильман, С.А. Фирстов. - Киев: Наукова думка, 1975. - 315 с.

Дата поступления в редакцию: 08.04.2014

Yu.G. Kabaldin, A.M. Kuzmishina

APPROACH TO NUCLEAR AND DESTRUCTION DEFORMATION PROCESS

OF CUTTING LAYER CUTTING

Nizhny Novgorod state technical university n.a. R.E. Alexeev

Purpose: Develop mechanisms of deformation and fracture of the shear layer in cutting at the atomic level. Methodology: The electron-microscopic study of the dislocation structure of materials and quantum-mechanical calculations of the interatomic bond iron alloy grain boundaries, assess their strength.

Findings: New results causes constant shear resistance during cutting due to advances in the shear plane dislocation density limit and move volumes of material in the amorphous state.

Key words: atomic structure of metals, dislocations, cuts, deformation, shear strength, impurities, quantum-mechanical calculations.