Учебное пособие 2123

Металлографические исследования показывают (рис. 3, в), что на этих режимах в зоне сварного соединения происходит миграция границы зерен и ликвидируется ориентированная граница раздела, что свидетельствует о завершенности стадии объемного взаимодействия. При сварке материалов в сочетании ВТ5-1 (компактный) + ВТ5- 1 (пористый) с равноосной структурой миграция межзеренной границы на отдельных участках наблюдается лишь при температуре сварки 1223 К и давлении 5 МПа (рис. 3, г). Однако, следует отметить, что при таких режимах сварки этих материалов развивается значительная деформация пористого элемента.

Анализ полученных данных позволяет заключить, что с точки зрения условий формирования соединения при диффузионной сварке преимущество имеет определенное сочетание материалов, при котором скорость высокотемпературной деформации компактного материала выше, чем пористого. Например:

компактного из ОТ4 с равноосной и пористого из ПТЭМ-1 или ПТЭК - 1 с пластинчатой; компактного из ОТ4 с равноосной и пористого из ВТ5-1 с равноосной исходными структурами.

Полученные данные хорошо соотносятся с результатами проведенных нами исследований по высокотемпературной ползучести и доуплотнению пористых материалов. Таким образом, оптимальным для процесса сварки является сочетание компактного и пористого материалов, в котором компактный материал при равных условиях термодеформационного воздействия имеет более высокую скорость пластической деформации. В этом случае выполняется необходимое условие – наличие пластической деформации непосредственно в зоне контакта свариваемых заготовок. В то же время высокотемпературная деформация по объему пористого элемента, являющаяся нежелательной, не развивается.

Влияние параметров режима сварки на механизм разрушения диффузионно-сварных соединений

Наряду с уже рассмотренными выше факторами на качество диффузионно-сварного соединения оказывают существенное влияние и технологические параметры процесса сварки. Критерием полноты завершенности процесса

диффузионной сварки и получения надежного соединения является достижение равнопрочности зоны сварки и основного материала при отсутствии непроваров, пор, оксидных включений и других дефектов 8, 9

В соответствии с этим полнота завершенности процесса образования диффузионно-сварного соединения, то есть завершение стадии объемного

взаимодействия, в свою очередь, существенно влияет на механические характеристики получаемого соединения и определяет характер его разрушения.

Использование фрактографических исследований поверхности разрушения позволяет определить факторы, влияющие на завершенность процесса формирования диффузионно-сварного соединения.

Фрактографический анализ основывается на

характерными признаками. На поверхности излома выделяют ямки отрыва, образующиеся в результате роста и слияния микропор, скол и квазискол, гребни отрыва и усталостные бороздки. На практике может встречаться смешанный рельеф разрушения 10 - 12 . Каждый признак соответствует определенному типу излома. Например, при вязком разрушении поверхность состоит из ямок отрыва, а при хрупком характере разрушения поверхность содержит элементы скола.

Исследование топографии разрушения титановых заготовок проводилось с целью оценки фрактографических признаков, характеризующих поверхность излома, на цилиндрических образцах диаметром 10 мм при испытании на одноосное растяжение и на стандартных образцах Шарпи при ударных испытаниях. За основу брались изломы сплава ОТ4 с крупнозернистой пластинчатой и

поверхностного материала с образованием рельефа, соответствующего вязкому типу разрушения. Так, у титановых сплавов с равноосной структурой

отрыва. Разрушение в тех же условиях сплава с крупнозернистой пластинчатой структурой сопровождается появлением рельефа, отражающего микроструктуру материала. На рис. 4 и 5 представлена фрактография поверхности разрушения сплава ОТ4 с равноосной и с пластинчатой структурами.

Поверхность изломов образцов, имеющих пластинчатую структуру, имела смешанную форму

с выраженной вытянутой конической поверхностью, состоящей из отдельных сегментов, чередующихся с боковыми скосами. Шероховатость излома этих образцов значительно больше по сравнению с образцами, имеющими мелкозернистую структуру.

Проведенные микрофрактографические исследования поверхности дна чашечки показали, что образование рельефа разрушения обусловлено механизмом слияния микропустот, а поверхность

вытянутых ямок, направленных от основания к вершине стенки, то есть в направлении развития

структурах сплавов титана обусловлено различной ориентировкой фронта распространения трещины относительно направления

-пластин. На рис. 5 образование вытянутых

изломов с мелкоямочным рельефом использовался диаметр ямок отрыва. Диаметры ямок измерялись в двух взаимноперпендикулярных направлениях по микрофотографиям поверхности. На определенной

гистограммы 13 . Расчет истинного диаметра ямок проводится по формуле

укрупнение при фотопечати соответственно.

Рис. 6. Типичная гистограмма распределения размеров ямок отрыва для компактных образцов из ОТ4: 1

– с равноосной структурой; 2 – с пластинчатой структурой

Типичные кривые плотности распределения среднего диаметра ямок отрыва для образцов из ОТ4 с равноосной и пластинчатой структурами, разрушенных при одноосном растяжении, приведены на рис. 6, из которых отчетливо видно, что размер ямок, образующихся при разрушении сплавов с пластинчатой структурой, значительно меньше, чем у тех же сплавов, но с равноосной структурой. Это дает основание считать, что ямочный излом при разрушении сплавов с равноосной структурой образуется при транскристаллитном распространении трещины, а у сплавов с пластинчатой структурой – при интеркристаллитном распространении трещины.

Строение изломов диффузионно-сварных соединений пористо-компактных заготовок

Характер разрушения пористо-компактных образцов, выполненных диффузионной сваркой, изучался с целью определения фрактографических признаков, подтверждающих завершенность стадии

объемного взаимодействия между соединяемыми поверхностями. В качестве образцов использовались заготовки из порошкового материала ПТЭК-1 и компактного ОТ4.

Фрактографический анализ поверхности разрушения проводился при последовательном наращивании увеличения, что позволяло оценивать макро-и микрорельеф, выделять на поверхности участки с признаками, характеризующими данный тип разрушения.

Увеличение термодеформационного воздействия при диффузионной сварке приводит к повышению прочности соединения и изменению топографии поверхности излома. На всех сериях образцов с повышением давления, температуры и продолжительности процесса закономерно происходило изменение фрактографических характеристик поверхности разрушения: от полного отсутствия образующихся между гранулами очагов взаимодействия до рельефа, соответствующего разрушению основного материала.

Отмечено, что повышение давления до 2 МПа при температуре 1223 К сопровождается образованием мелкоямочного сотового рельефа по границам контактирующих зерен. Участки разрушения состоят из нарушенного приповерхностного слоя с отдельными очагами схватывания в виде мелких язычков отрыва. При этом поверхность отрыва представлена плоскими областями с отдельными очагами схватывания или сплошными язычками отрыва, образующими плоские ямки, не характерные для вязкого разрушения титановых сплавов (рис. 7, участок А;

рис. 8).

х 4400

Рис. 7. Фрагмент поверхности разрушения образца ПТЭК-1 с крупнозернистой структурой, имеющей плоские ямки отрыва (участок А) и следы деформации в виде вытянутых бугров (участок Б)

х 5000

Рис. 8. Образование плоских участков отрыва с мелкими очагами схватывания. Прочность образца соответствует 30 % прочности основного металла

Получение диффузионного соединения, равнопрочного основному материалу, достигается при соответствующих структурах изломов.

В качестве критерия был выбран средний диаметр ямок отрыва, образующихся при слиянии микропор в процессе разрушения. Средний размер ямок отрыва на каждом образце определялся путем измерения в 10 полях размером 100 х 80 мкм при увеличениях 1000 – 2000 крат по результатам 100 замеров. Типичная гистограмма распределения размеров ямок отрыва пористо-компактных заготовок, разрушенных по порошковому материалу ПТЭК-1, представлена на рис. 9.

Рис. 9. Типичная гистограмма распределения размеров ямок отрыва

пористо-компактных заготовок, разрушенных по порошковому материалу ПТЭК - 1

Разрушение отрывом приводит к образованию вторичных трещин между гранулами, а их контактирующие поверхности имеют тот же рельеф, что и на поверхностях, ориентированных по нормали к направлению действия растягивающей силы. На рис. 10 режимы диффузионной сварки, приводящие к образованию физического контакта без стадии объемного взаимодействия обозначены областью 2.

Рис. 10. Влияние давления и времени сварки при Т = 1223 К на образование связей: 1 – область без признаков образования соединения; 2 – образование соединения на стадии развития физического контакта; 3

– переходная зона; 4 – область образования соединения с объемным взаимодействием

С дальнейшим повышением давления и времени процесса сварки в области 2 не происходит качественного изменения структуры поверхности излома, увеличивается лишь общая площадь контактирования между гранулами со следами образования физического контакта, при этом возрастает средний диаметр ямок отрыва.

Повышение давления и продолжительности процесса сварки приводит к увеличению в рельефе количества участков, характерных для разрушения основного материала титановых -сплавов, и

отражающих типичные элементы микроструктуры. В местах соединения гранул их отрыв

происходил с образованием ямочного рельефа. Как

Увеличение продолжительности сварки сопровождалось укрупнением ямок отрыва и повышением их площади, что связано с большей деформацией гранул и дальнейшим развитием стадии объемного взаимодействия.

Разрушение по границе двух гранул с крупнозернистой пластинчатой структурой при

контактировании по колониям -пластин и - прослоек, разориентированными под разными

углами относительно друг друга, образует смешанный рельеф поверхности, основными элементами которого являются продолговатые гребни, покрытые мелкими неравноосными ямками отрыва или имеющие на поверхностях линии пластического течения, возникшие в результате деформации поверхностного слоя (рис. 7, участок Б, рис. 11). Появление гребней отрыва связано с

разрушением вдоль колонии -пластин и -

прослоек. Увеличение площади участков, покрытых гребнями, свидетельствует о дальнейшем развитии стадии объемного взаимодействия.

Рис. 12.

режимах: TCB

Фрактография зоны разрушения диффузионно-сварного соединения ПТЭК-1 (п) + ОТ4 (к), выполненного в =1223 К; P = 3МПа; t =45 мин. Разрушение произошло по материалу ПТЭК-1

объемного взаимодействия. Повышение давления до 4МПа увеличивало площадь взаимодействия до 95 %. Таким же образом на образование соединения влияло увеличение времени сварки. Так, уже при времени сварки 45 минут и давлении 3 МПа практически полностью реализуется стадия объемного взаимодействия (рис. 12).

Изучение распределения среднего диаметра ямок отрыва в зависимости от параметров процесса диффузионной сварки заготовок показало закономерное уменьшение размеров ямок по мере завершенности стадии объемного взаимодействия. Результаты экспериментальных данных приведены на рис. 13.

Выводы и результаты

1.Получены количественные зависимости прочности диффузионно-сварного соединения из пористого и компактного титана от параметров процесса диффузионной сварки.

2.Установлены критерии характера разрушения пористо-компактных сварных заготовок, соответствующие завершенности стадии объемного взаимодействия между соединяемыми поверхностями. На основании анализа топографии поверхности разрушения получены количественные зависимости распределения среднего диаметра ямок отрыва, характеризующие развитие процесса

образования соединения компактного и пористого титановых материалов.

3.Установлено, что при сварке пористого и компактного материалов, для обеспечения формирования соединения при соблюдении критериев прочности и проницаемости пористого элемента оптимальным является сочетание микроструктур: компактный материал – мелкозернистая структура, пористый – крупнозернистая пластинчатая, обеспечивающее более высокую скорость деформации компактного материала.

4.Проведенные исследования позволяют рекомендовать оптимальные режимы диффузионной

сварки пористых и компактных титановых заготовок, обеспечивающие формирование качественного соединения с показателями прочности на уровне основного материала при сохранении требуемой пористости.

Литература

1.Титан и его сплавы в машиностроении / Б.А. Галицкий, М.М. Абелев, Г.Л. Шварц и др. – М.: Машиностроение, 1968. – 339с

2.Солонина О.П. Жаропрочные титановые сплавы / О.П. Солонина, С.Г. Глазунов. – М.: Металлургия, 1976. – 447 с.

3.Корнилова И.И. Титан для народного хозяйства / И.И. Корнилова. – М.: Наука, 1976. – 288 с.

4.Титановые сплавы в машиностроении / Б.Б. Чечулин, С.С Ушков, И.Н. Разуваева и др. – Л.: Машиностроение, 1977. – 248 с.

5.Цвиккер У. Титан и его сплавы / У. Цвиккер. – М.: Металлургия, 1979. – 511 с.

6.Селиванов В.Ф. Исследование и разработка процесса получения пористо-компактных металлокерамических изделий на основе титановых порошков диффузионной сваркой: Дис. … канд. техн. наук. Липецк, 1993. – 126 с.

7.Киреев Л.С. Физико-химия процесса получения пористо-компактных материалов на основе титана / Л.С. Киреев, В.В. Пешков, В.Ф. Селиванов В.Ф. - Под ред. Б.Е. Патона – Киев: ИЭС им. Е.О. Патона, 2003. – 318 с.

8.Казаков Н.Ф. Диффузионная сварка материалов / Н.Ф. Казаков – М.: Машиностроение, 1976. – 360 с.

9.Каракозов Э.С. Диффузионная сварка титана / Э.С. Каракозов, П.М. Орлова, В.В. Пешков, В.И. Григорьевский – М.: Металлургия, 1977. – 272 с.

10.Колачев Б.А. Физические основы разрушения титана / Б.А. Колачев, А.В. Мальков – М.: Металлургия,

1983. – 160 с.

11.Гордеева Т.А. Анализ изломов при оценке надежности материалов / Т.А. Гордеева, И.П. Жегина – М.: Машиностроение, 1978. – 71 с.

12.Фрактография и атлас фрактограмм: Пер. с англ. Е.А. Шура. Справочник – М.: Металлургия, 1982. – 489 с.

13.Тьюки Дж. Анализ результатов наблюдений /

Дж. Тьюки – М.: Мир, 1981. – 693 с

Эффективным средством повышения износостойкости металлических изделий является создание на их поверхности упрочняющих покрытий, получаемых различными методами [1–3]. В середине прошлого века было обнаружено, что твердость поликристаллического сплава обратно пропорциональна размеру зерен, формирующих сплав (закон Холла-Петча [4,5]), что легло в основу методов дисперсионного упрочнения. Позднее было установлено, что этот закон выполняется вплоть до размеров зерен порядка нескольких десятков нанометров. Поэтому в настоящее время одним из методов упрочнения поверхности металлических материалов является создание наноструктурных слоев и покрытий. Наряду с нанокристаллическими покрытиями из металлов и сплавов весьма перспективными считаются упрочняющие покрытия из нанокомпозитов металл-керамика [6]. Нанокомпозиты это материалы, в которых наноразмерные области одной фазы (гранулы металла или керамические включения) окружены сплошной матрицей из другой фазы (керамической или металлической). Перспективным представляется сочетание в одном материале преимуществ, которыми обладает керамика (твердость, прочность, химическая инертность, термостойкость и т.п.) и металлические сплавы (пластичность, упругость, широкий интервал значений температурных коэффициентов линейного расширения, теплопроводность и т.п.) по отдельности.

В данной работе исследованы механические характеристики наноструктурных покрытий, сформированных из композиционных материалов

(Co45Fe45Zr10)х(Al2O3)100-х, и установлена зависимость величины размерного коэффициента

износа и величины микротвердости композитов от

концентрации металлической фазы.

Композиты были получены методом ионнолучевого распыления составных мишеней. Совместное осаждение компонент материала производилось на ситалловые подложки СТ-50. Толщина полученных покрытий составляла ~ 5 ÷ 6 мкм. Наногранулированность структуры композитов подтверждалась электронно-микроскопическими исследованиями более тонких образцов (600 – 800

А), напыленных на монокристаллы NaCl.

композиционных покрытий проводилось с помощью автоматизированной машины трения (HighTemperature Tribometer, CSM Instruments,

Швейцария) по схеме испытания ―шарик-диск‖. В качестве материала контртела был выбран шарик диаметром 6 мм из оксида алюминия Al2O3. Испытания выполнялись на воздухе в режиме сухого трения. Триботехннические характеристики исследуемых образцов оценивали в зависимости от прикладываемой нагрузки на индентор (от 2 до 4 Н), при скорости вращения образцов 7 см/сек. Длительность испытаний определялась линейным расстоянием, пройденным шариком по поверхности исследуемого образца, которое составляло 200 метров. Траектория движения контртела представляла собой окружность диаметром 6 – 7 мм. Количественная оценка износостойкости образца и контртела проводилась посредством расчета размерного коэффициента износа. Более подробное описание методики было дано в работе [7]. Количественная оценка износостойкости образца и

материала как с поверхности покрытия, так и с поверхности контртела, мм3; Р – нагрузка, Н; l – суммарный путь, пройденный контртелом, м; k – размерный коэффициент износа, мм3·Н-1·м-1.

Измерение микротвердости нанокомпозитов осуществлялось по методу Виккерса с помощью прибора ПМТ-3М, при нагрузке на индентор 30 г и

50 г (вес 0,294 и 0,49 Н).

На рисунке 1 показана микроструктура композита (Co45Fe45Zr10)55(Al2O3)45, представляющая собой пример сложной системы, состоящей из металлических гранул нанометрового размера, случайным образом распределѐнных в керамической матрице. Темные области на фотографиях соответствуют металлической фазе, светлые области

– керамике. Состав композита (Co45Fe45Zr10)55(Al2O3)45 находится за порогом

Рис. 1. Электронная микрофотография композита

(Co45Fe45Zr10)55(Al2O3)45

Механические свойства нанокомпозитных покрытий зависят от объемного соотношения фаз, химического взаимодействия между фазами и их микроструктуры, поэтому одним из наиболее важных вопросов, возникающих при исследовании нанокомпозитных покрытий, является вопрос о влиянии морфологии композитов на их механические свойства. Морфология, в свою очередь, определяется объемным соотношением фаз и химическим взаимодействием между ними, поэтому для исследования износостойкости и микротвердости композитов в данной работе использовались покрытия, содержащие различное количество металлической фазы (30 х ат. % 65)

Сравнительное исследование износостойкости ситалловой подложки и композиционных покрытий

(Co45Fe45Zr10)х(Al2O3)100-х, нанесенных на подложку, показало, что износостойкость композитов на два

порядка выше износостойкости ситалла (рис. 2). Для чистого ситалла размерный коэффициента износа составил 2,0 10-4 2,3 10-4 мм3 Н-1м-1 при прикладываемой нагрузке 2 4 Н. Среднее значение глубины проникновения контртела в материал подложки изменялось от 5,9 до 15,6 мкм, при соответствующем изменении нагрузки (с 2 до 4 Н). Нанесение на ситалловую подложку наногранулированного композита

(Co45Fe45Zr10)х(Al2O3)100-х приводит к снижению размерного коэффициента износа, измеряемого при

2 Н до 0,4 10-6 ÷ 1,3 10-6 мм3 Н-1м-1, в зависимости от содержания металлической фазы (увеличение концентрации металлической фазы приводит к некоторому снижению износостойкости). Снижение износостойкости наблюдается в композитах, чей состав находится за порогом перколяции,

Рис. 2. Концентрационная зависимость фактора износа, измеренного при нагрузке 2 Н нанокомпозитов

(Co45Fe45Zr10)х(Al2O3)100-х

Исследование профилограмм в области следа от контртела показало, что проникновение корундового индентора в покрытие из композита

(Co45Fe45Zr10)55(Al2O3)45, при нагрузке 2 Н

происходило на глубину, среднее значение которой варьировалось в пределах 0,5 мкм. Увеличение нагрузки до 4 Н приводит к разрушению композиционного покрытия.

Рис. 3. Вид ситалловой подложки с нанесенным покрытием нанокомпозита (Co45Fe45Zr10)38(Al2O3)62 после испытаний при нагрузке на держатель контртела 4 Н.

Это следует из того, что глубина проникновения индентора увеличивается до 4 ÷ 5 мкм, а эта величина соизмерима с толщиной пленки. По всей видимости, разрушение, а точнее отслоение, пленки происходит вследствие низкой адгезии покрытия к подложке. Об этом свидетельствует внешний вид подложки в области следа от контртела при нагрузке на него 4 Н. Поверхность подложки слабо деформирована, в то время как покрытие с нее удалено практически полностью (рис. 3).

На рисунке 4 показана концентрационная зависимость микротвердости нанокомпозитов

(Co45Fe45Zr10)х(Al2O3)100-х. Очевидно, что микротвердость монотонно возрастает с

увеличением концентрации металлической фазы,

достигая максимальных значений при ~ 60 ат. %, после чего начинает резко снижаться.

Рис. 4. Концентрационная зависимость микротвердости нанокомпозитов (Co45Fe45Zr10)х(Al2O3)100-х

По всей видимости, это связано с тем, что в

интервале составов 30-55 ат. % Co45Fe45Zr10 морфология композитов радикально не меняется –

она представляет собой совокупность наноразмерных металлических гранул или небольших цепочек из гранул, окруженных керамической прослойкой соизмеримой толщины (2 ÷ 3 нм), см. рис. 1. Структура таких композитов может быть представлена, как трехмерная керамическая «сеть», в ячейках которой расположены металлические нанообласти. При этом, обычный механизм пластического деформирования объемного аморфного металлического сплава (скольжение группы атомов вдоль касательного напряжения) блокируется вследствие малости металлических областей (наногранул), подобно тому, как блокируется движение дислокаций в нанокристаллических материалах [5]. Межзеренное скольжение, которое наблюдается в нанокристаллических упрочняющих покрытиях [6] и приводит к отклонениям от закона Холла-Петча, также блокируется поскольку в композитах рассматриваемого концентрационного диапазона металлические гранулы изолированы друг относительно друга керамическими прослойками. Блокирование смещения зерен друг относительно друга способствует высокой прочности и износостойкости нанокомпозитов металл-керамика. С другой стороны, наличие металлических областей в объеме керамической фазы-«сетки» препятствует линейному развитию микротрещин при деформировании композиционного покрытия, обеспечивая его высокую прочность. Рост микротвердости композитов (рис. 4) в концентрационном интервале

30-55 ат. % Co45Fe45Zr10 означает, что оптимальная, с точки зрения прочностных характеристик,

морфология соответствует минимальной толщине керамической армирующей «сетки». Морфология, близкая к оптимальной показана на рис. 1.

Снижение микротвердости в композитах, содержащих металлическую фазу в количестве,

превышающем 60 ат. % Co45Fe45Zr10, обусловлено разрывом армирующей керамической сетки и

формированием больших металлических кластеров,

в которых возможна пластическая деформация. Установлено, что нанесение на ситалловую

подложку наногранулированного композита

(Co45Fe45Zr10)х(Al2O3)100-х приводит к увеличению износостойкости измеряемой при нагрузке 2 Н

более чем на три порядка. Размерный коэффициент

металлической фазы в композите приводит к снижению его износостойкости.

Установлено, что концентрационная зависимость микротвердости нанокомпозитов

(Co45Fe45Zr10)х(Al2O3)100-х немонотонна и проходит через максимум. В интервале составов 30-60 ат. %

Co40Fe40Zr20 наблюдается возрастание микротвердости, достигающей максимального

значения ~ 11ГПа при концентрации металлической фазы 60 ат. %.

Работа выполнена при частичной финансовой поддержке НПК «Турбонасос» и государственного контракта П 474 в рамках ФЦП «Научные и научнопедагогические кадры инновационной России».

Литература

1.Xu G. Characteristics of Ni-based coating layer formed by laser and plasma cladding processes / G. Xu, M. Kutsuna,

Z. Liu, H. Zhang // Materials Science and Engineering A. ― 2006. ― Vol. 417. ― P. 63–72.

2.Kim H.-J. Assessment of wear performance of flame sprayed and fused Ni-based coatings / H.-J. Kim, S.-Y. Hwang, C.-H. Lee, P. Juvanon // Surface and Coatings

Technology. ― 2003. ― Vol. 172. ― P. 262–269.

3.Ohnuma M. Microstructure change in Co46Al19O35 granular thin films by annealing / M. Ohnuma, K. Hono, H. Onodera, S. Mitani, J.G. Ha, H. Fujimori // NanoStructured Materials –1999. - V.12 - P. 573 - 576.

4.Hall E.O. The deformation and aging of mild steel // Proc.Phys.Soc. (London) – 1951. – V. B64 (381B). – P.742753.

5.Petch N.J. The cleavage strength of polycrystals // J.Iron.Steel Inst. – 1953. V.174. – N.1.-P.25-28.

6.Moya J.S. The challenge of ceramic/metal microcomposites and nanocomposites / J.S. Moya, S. Lopez-

Estebana, C. Pecharromán // Progress in Materials Science –

2007. - V. 52, N.7. – P.1017-1090.

7.Вершинин Д.С. Исследоввание трибологических свойств азотированного титанового сплава ВТ16 / Д.С. Вершинин, М.Ю. Смолякова, С.С. Манохин, О.А. Дручинина, Ю.Х. Ахмадеев // «Заводская лаборатория. Диагностика материалов» - 2010.- №12.- Т.76. - C.45-48

8.Ремизов А.Н. Электрические свойства

нанокомпозитов аморфных сплавов Fe45Co45Zr10 В матрице из SiO2 И Al2O3. – Диссертация на соискание ученой степени кандидата физ.-мат. наук. Воронеж, 2003,

148с.

9.Abeles B Structural and electrical properties of granular metal films /B.Abeles, P. Sheng M.D.Coutts and Y. Arie // Advances in Physics.-1975.-V.24.-P.407-461.

10.Ситников А.В. Электрические и магнитные свойства наногетерогенных систем металл-диэлектрик. – Диссертация на соискание ученой степени доктора физ.- мат. наук. Воронеж, 2010, 317 с

Проанализируем верхний уровень системы управления двухкоординатного манипулятора, имеющего два прямолинейных перемещения по координатам Х и У. При поочередной отработке одной из координат отсутствует погрешность в перемещении. В случае если происходит перемещение рабочего органа по обеим координатам, возникает погрешность в перемещении. Основной проблемой является то, что при использовании АД невозможно отрабатывать кривые траектории, их необходимо разбивать на очень малые участки прямых. Стоит отметить, что се перемещения происходят с постоянной линейной скоростью. Попытаемся оценить возможные ошибки при отработке перемещения [1].

Как правило, в результате решения обратной задачи кинематики формируется массив заданных значений обобщѐнных координат в опорных точках. Зададимся набором обобщенных координат, представленных в табл., график представлен на рис.

1.

Значения обобщенных координат

Промежуточные значения обобщѐнных координат определяются за счѐт интерполяции траектории между опорными точками. Интерполяцию в нашем случае следует осуществлять с помощь сплайн-функций, преимуществом которой являются низкие затраты времени на вычисления и плавность задающих сигналов [2].

В среде MATLAB 7.5 с помощью кубического сплайна проинтерполируем траекторию, задавая значения по оси Х через 1 мм. Для этого в рабочей области введѐм команды:

>>x1=0:1:100

>>y1=spline(x, y, x1)

График полученной функции и исходной мало различаются, на рис. 2 изображена абсолютная погрешность относительно оси У.

Рис. 1.Требуемое перемещение

Y, см*10-4

20 x 10-4

15

10

5

0

Х, см

Рис. 2. Абсолютная погрешность при интерполировании

Следующим этапом является разбиение проинтерполированной кривой на заданные участки прямых. Разбиение будем производить программно, используя среду С++. Алгоритм программы приведен на рис. 3. Особенностью данной программы является то, что она ориентирована на 8- разрядный микропроцессор. Таким образом, количество возможных для отработки прямых участков равняется N=28=256. Процесс

Рис. 3.Алгоритм программы получения задающих точек

На рис. 3 в алгоритме программы используются следующие обозначения:

а – тангенс угла наклона отрезка, на которые происходит разбиение траектории, относительно оси Х;

i, j – счетчики циклов; R – длина отрезка;

t – время отработки одного отрезка;

dx, dy – скорости перемещения манипулятора по координатам;

vx, vy – скорости перемещения манипулятора по координатам.

С помощью данной программы получаем массив координат задания для отработки траектории. График абсолютной погрешности между исходной траекторией и траекторией для задания изображен на рис. 4.

Рис. 4. Абсолютная погрешность при отработке траектории

В условиях, когда не требуется высокоточное значение отработки траекторий, когда требуется только перемещение от начальной точки к конечной с постоянной скоростью, данными ошибками можно пренебрегать. В случаях, если необходима точная отработка траектории, например при сварке узлов делай, данные условия могут оказаться неудовлетворительными. В данных случаях следует применять сервоприводы или шаговые двигатели, которые характеризуются высокой точностью контроля отрабатываемой траектории. Следовательно, использование высокоточных двигателей может потребовать другого подхода к системе управления.

Литература

1.Вяхирев А.С. Исследование манипуляторов на базе асинхронных электродвигателей // Автоматизация и роботизация технологических процессов: материалы региональной научно-технической конференции. – 2009. –

С. 25-30.

2.Медведев В.А. Управление роботами. / В.А. Медведев, А.И. Шиянов – Воронеж: ВГТУ, 2003. – 187 с.