авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

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


Pages:   || 2 | 3 | 4 | 5 |   ...   | 9 |
-- [ Страница 1 ] --

ФЕДЕРАЛЬНОЕ АГЕНТСТВО ПО ОБРАЗОВАНИЮ

При поддержке

Федерального агентства по науке и инновациям

_

Всероссийская конференция с элементами

научной школы для молодежи

"Новые материалы.

Создание, структура, свойства-2009"

г.Томск

г. Томск, 8 – 11 сентября 2009 г.

ТРУДЫ

Издательство Томского политехнического университета 2009 УДК: 669.15.621 НОВЫЕ МАТЕРИАЛЫ. СОЗДАНИЕ, СТРУКТУРА, СВОЙСТВА – 2009 Труды Всероссийской конференции с элементами научной школы для молодежи. – Томск: Изд-во Томского политехнического университета, 2009. – 309 с.

В сборнике представлены доклады Всероссийской конференции с элементами научной школы студентов, магистрантов, аспирантов и молодых ученых «Новые материалы. Создание, структура, свойства – 2009». Обсуждаются результаты исследований молодых ученых в области современного материаловедения, возможности использования новых идей и разработок в своей научной деятельности, приложения и последующего тиражирования новейших разработок в области наноматериалов в химической, атомной, энергетической и других отраслях промышленности Материалы сборника трудов представляют интерес для студентов и молодых ученых, занимающихся проблемами материаловедения.

Опубликовано при финансовой поддержке Федерального агентства по науке и инновациям УДК 669.15. © Томский политехнический университет, кафедра ММС, Содержание Секция ПРОБЛЕМЫ ПРОЧНОСТИ СОВРЕМЕННЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ ПОВЫШЕНИЕ ТРИБОТЕХНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СВМПЭ ВВЕДЕНИЕМ НАНОВО ЛОКОН УГЛЕРОДА И ОКСИДА АЛЮМИНИЯ И НАНОПОРОШКА МЕДИ Смачная О.В., Ваннасри C., Панин С.В..…………………………………...…...…… ВЛИЯНИЕ ДОБАВОК НАНОСТРУКТУРНОГО ДИБОРИДА ТИТАНА НА СТРУКТУ РУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОМПОЗИТОВ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТО ДОМ SPS Степанова И.В., Морозова О.С., Панин С.В.……………………………...……….… ИССЛЕДОВАНИЕ СТАДИЙНОСТИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ПРИ РАСТЯ ЖЕНИИ ОБРАЗЦОВ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ МЕТОДАМИ АКУСТИЧЕСКОЙ ЭМИССИИ И КОРРЕЛЯЦИИ ЦИФРОВЫХ ИЗОБРАЖЕНИЙ Терентьев Е.В., Панин С.В., Башков О.В..…………………………………….....….. РАСЧЕТ ПРОЦЕССА РАЗРУШЕНИЯ ЛЬДА В ДВУМЕРНОЙ УПРУГО ПЛАСТИЧЕСКОЙ ПОСТАНОВКЕ Глазырин В.П., Орлов М.Ю., Орлова Ю.Н.…………………………………….......... STRUCTURE AND MECHANICAL PROPERTIES OF ZRO2(MG) - WOLLASTONITE COMPOSITES Duangsupa C., Buyakova S. P., Kulkov S.N………….................................................... ИЗУЧЕНИЕ ВЛИЯНИЯ СТЕПЕНИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА ОСОБЕН НОСТИ МИКРОСТРУКТРЫ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ MO RE ПРИ КРУЧЕНИИ В НАКОВАЛЬНЯХ БРИДЖМЕНА Винс С.А.……………………………………………………………………………..... СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЦИРКОНИЙ-НИОБИЕВОГО СПЛАВА ПОСЛЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ Олейникова Е.В., Ерошенко А.Ю...……………………………….………………….. ВЛИЯНИЕ ЛОКАЛИЗОВАННОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА ХАРАКТЕР РАЗРУШЕНИЯ СТАЛИ ВКС-12 ПРИ ВАРИАЦИИ ЖЕСТКОСТИ Вус Е. Г., Гордиенко А. И., Деревягина Л. С. …………..…………………………... МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И ХАРАКТЕР РАЗРУШЕНИЯ ДУРАЛЮМИНА ПРИ СТАТИЧЕСКОМ И ЦИКЛИЧЕСКОМ НАГРУЖЕНИЯХ Ивановская Л.В., Деревягина Л.С...…………………………………………………... СТАДИЙНОСТЬ, МИКРОМЕХАНИЗМЫ РАЗРУШЕНИЯ И ТРЕЩИНОСТОЙКОСТЬ ВЫСОКОПРОЧНОЙ КОНСТРУКЦИОННОЙ СТАЛИ ВКС- Нюхалкина А.В., Деревягина Л.С., Гордиенко А.И..……………………….……….. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ ОРГАНИЗАЦИИ ПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ В ЗОНАХ ГЕОМЕТРИЧЕСКИХ КОНЦЕНТРАТОРОВ НАПРЯЖЕНИЙ И РАЗРУШЕНИЯ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ТИТАНА Показанова Ю.А., Деревягина Л.С., Гордиенко А.И……………………………….. ЭФФЕКТЫ МАКРОЛОКАЛИЗАЦИИ В ПОЛИКРИСТАЛЛАХ МАЛОУГЛЕРОДИ СТОЙ СТАЛИ И В СПЛАВЕ Al + 3%Mg Сухомлинова М.С., Дерюгин Е.Е., Суворов Б.И.…………..……………………...... Содержание РОЛЬ ГРАНИЧНЫХ УСЛОВИЙ И СТЕПЕНИ НЕРАВНОВЕСНОСТИ ДЕФОРМИРУЕ МОГО ПОЛИКРИСТАЛЛА В ЕГО ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОР МАЦИИ Попкова Ю.Ф., Елсукова Т.Ф. ………………………………………………………... ЗАКОНОМЕРНОСТИ И МЕХАНИЗМ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА МЕЗО МАСШТАБНОМ УРОВНЕ ПРИ ПОЛЗУЧЕСТИ ВЫСОКОЧИСТОГО АЛЮМИ НИЯ Грудинина Д.А., Елсукова Т.Ф.…..…………………………………………………... ЭВОЛЮЦИЯ СТРУКТУРЫ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ТИТАНА В ХОДЕ ХОЛОДНОЙ ДЕФОРМАЦИИ Марьина Ю.А., Шляхова Г.В. ………………………………………………………... ТЕРМОУПРУГИЕ МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ И ЭФФЕКТ ПАМЯТИ ФОРМЫ В УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТОМ НИКЕЛИДЕ ТИТАНА Алтухова Ю.В., Жапова Д.Ю., Гришков В.Н………………………………………... ВЛИЯНИЕ РАВНОКАНАЛЬНОГО УГЛОВОГО ПРЕССОВАНИЯ И КРУЧЕНИЯ ПОД ГИДРОСТАТИЧЕСКИМ ДАВЛЕНИЕМ НА СТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА НИЗКОУГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ В ФЕРРИТО-ПЕРЛИТНОМ И МАРТЕНСИТНОМ СОСТОЯНИЯХ Захарова Г.Г., Астафурова Е.Г……………………………………………………………... ИССЛЕДОВАНИЕ ФОЛЬГИ ПОЛИКРИСТАЛЛА ВЫСОКОЧИСТОГО АЛЮМИНИЯ ПРИ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ЗНАКОПЕРЕМЕН НЫМ ИЗГИБОМ Власов И. В., Кузнецов П. В.……………………………………………………..…... ФОРМИРОВАНИЕ УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТОЙ МИКРОСТРУКТУРЫ РКУ ПРЕС СОВАНИЕМ И ЕЁ ВЛИЯНИЕ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ И ФУНКЦИОНАЛЬНЫЕ СВОЙСТВА СПЛАВА НА ОСНОВЕ НИКЕЛИДА ТИТАНА Чернов Р.О., Батурин А.А..………………………..…………………………………... ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЧНОСТНЫХ СВОЙСТВ ГЦК МЕТАЛЛОВ ПРИ ОДНООСНОЙ ДИНАМИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ РАСТЯЖЕНИЕМ В НАПРАВЛЕНИИ Яшин А. В., Мясниченко В. С..………………………………………………………. ПЕРСПЕКТИВЫ ПО ИСПОЛЬЗОВАНИЮ КОМПОЗИЦИОННОГО СОСТАВНОГО ТВЕРДОСПЛАВНОГО РЕЖУЩЕГО ИНСТРУМЕНТА Дуреев В.В., Петрушин С.И……………...………………………………………….. HARDNESS AND WEAR RESISTANCE OF HDPE-G-SILANE AND UHMW-PE MIX TURE Piriyayon S., Panin S.V., Ivanova L.R., Kornienko L.A.……………………………... SURFACE STRENGTHENING OF ULTRA HIGH MOLECULAR WEIGHT POLYETH YLENE BY AlBx ION IMPLANTATION Poowadin T., Panin S.V., Kornienko L.A., Ivanova L.R., Sergeev V.P………………. INFLUENCE OF MECHANICAL ACTIVATION TIME ONTO WEAR RESISTANCE OF CARBON NANOFIBERS FILLED UHMWPE Wannasria S., Panin S.V., Ivanova L.R., Kornienko L.A., Tkachev A.G……………… DESIGN OF THERMAL – BARRIER COATING (TBC) USING FEM VIA VARYING "COATING-SUBSTRATE" INTERFACE GEOMETRY Yussif S.A.K., Panin V.E., Lyukshin P.A., Lyukshin B.A., Panin S.V., Sergeev V.P.... Секция ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ И ЗАЩИТНЫЕ ПОКРЫТИЯ ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ МНОГОКОМПОНЕНТНЫХ АУ СТЕНИТНО-МАРТЕНСИТНЫХ ПОКРЫТИЙ, ПОЛУЧЕННЫХ ЭЛЕКТРОННО ЛУЧЕВОЙ НАПЛАВКОЙ Орехова Е.Л., Иванова Е.А. ………………...………………………………………… ИССЛЕДОВАНИЕ ОПТИЧЕСКИХ СВОЙСТВ АЛЮМООКСИДНОЙ КЕРАМИКИ, МО ДИФИЦИРОВАННОЙ ЛАЗЕРНЫМ И ЭЛЕКТРОННЫМ ПУЧКАМИ Саврук Е.В....……………………………………………………………………………. ХИМИЧЕСКОЕ ТРАВЛЕНИЕ ТИТАНА Крикуненко А.С., Лелюк О. А., Леонова Л.А.……………………………………………. ИЗНОСОСТОЙКИЕ КОМПОЗИЦИОННЫЕ ПОКРЫТИЯ ДЛЯ ЛОПАТОК ЭКСГАУ СТЕРА АГЛОДОМЕННОГО ПРОИЗВОДСТВА Кравченко А.С., Круковский К.В.……………………………………………….….... ИССЛЕДОВАНИЕ МОРФОЛОГИИ И СТРОЕНИЯ УГЛЕРОДИСТЫХ СТАЛЕЙ, МО ДИФИЦИРОВАННЫХ ПОВЕРХНОСТНОЙ УЛЬТРАЗВУКОВОЙ ОБРАБОТКОЙ Попкова А.В., Ковалевская Ж.Г.…………………….…………………………….…. ПОВЫШЕНИЕ ПРОЧНОСТНЫХ, ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ И ФУНКЦИОНАЛЬ НЫХ СВОЙСТВ ПОРОШКОВЫХ КРАСОК С ПОМОЩЬЮ ОБРАБОТКИ В ПЛАНЕТАРНОЙ МЕЛЬНИЦЕ Бресская А.И., Языков С.Ю...……………………………………………...………..... ВЛИЯНИЕ МОДИФИЦИРОВАНИЯ ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ НА УДАРНУЮ ВЯЗКОСТЬ ВЫСОКОПРОЧНОЙ СТАЛИ 30ХГСН2А Газетдинова А.О., Стрелкова И.Л.….………………………………...………............. ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ МИКРОСТРУКТУРЫ ПОКРЫТИЙ НА ОС НОВЕ НИТРИДА ТИТАНА, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ ИОННО ПЛАЗМЕННОГО ОСАЖДЕНИЯ Овечкин В.И., Фортуна С.В. ………….…………………………………………........ СТРУКТУРА И СВОЙСТВА УГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ, ПОДВЕРГНУТОЙ ЭЛЕКТРО ВЗРЫВНОМУ ЛЕГИРОВАНИЮ АЛЮМИНИЕМ И ЭЛЕКТРОННО-ПУЧКОВОЙ ОБРАБОТКЕ Филимонов С.Ю., Колубаева Ю.А., Иванов Ю.Ф…...………………………….…... СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ИЗНОСОСТОЙКИХ ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВЫХ ПО КРЫТИЙ ИЗ ХРОМОВАНАДИЕВОГО ЧУГУНА ЗАЭВТЕКТИЧЕСКОГО СО СТАВА Дампилон Т.В., Дампилон. Б.В.…………………………………………..…………... СТРУКТУРА И АБРАЗИВНАЯ ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ ПОКРЫТИЙ ИЗ ХРОМОВА НАДИЕВОГО ЧУГУНА ЭВТЕКТИЧЕСКОГО СОСТАВА, ПОЛУЧЕННЫХ ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ НАПЛАВКОЙ Зинченко А.Д., Дампилон Б.В.…………………………………………………...…… ВЛИЯНИЕ НЕКОТОРЫХ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ФАКТОРОВ НА ХИМИЧЕСКИЙ СОСТАВ И СТРУКТУРУ КОБАЛЬТОВЫХ ПОКРЫТИЙ, ПОЛУЧЕННЫХ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ ТЕХНОЛОГИИ Попова Я.А.……………………………………………………...…………..………… Содержание СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ПОКРЫТИЙ ИЗ ХРОМИСТОГО ЧУГУНА ЛЕГИРО ВАННОГО ЦИРКОНИЕМ, ПОЛУЧЕННЫХ ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ НА ПЛАВКОЙ Привалов А.Г., Дампилон Б.В.....………………………….………………………… ИЗУЧЕНИЕ ОСОБЕННОСТЕЙ ФОРМИРОВАНИЯ ПОКРЫТИЙ ИЗ TIB2 НА МЕТАЛЛИЧЕСКОЙ ОСНОВЕ ПРИ ГАЗОТЕРМИЧЕСКЕОМ НАПЫЛЕНИИ Шнайдт Е.И....…………………………………...………………………..………….... ВЛИЯНИЕ НЕКОТОРЫХ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ФАКТОРОВ НА КАЧЕСТВО ЗОНЫ СПЛАВЛЕНИЯ МЕЖДУ ПОКРЫТИЕМ ИЗ НИКЕЛЬХРОМОВОГО СПЛАВА И МЕДНОЙ ПОДЛОЖКОЙ Кузнецов Д.И.………………………………………………………………………….. РАЗРАБОТКА ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА НАСЫЩАЮЩИХ СМЕСЕЙ ПРИ ДИФФУЗИОННОМ УПРОЧНЕНИИ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ Кошелева Е.А., Иванов А.Г., Гурьев А.М...………………………………..………… ИЗМЕНЕНИЕ ГЕОМЕТРИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ ДЕТАЛЕЙ МАШИН ПРИ ХИ МИКО-ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКЕ Фильчаков Д.С., Долгоров А.А., Лыгденов Б.Д...………………………………..… ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНОЙ СТАЛИ Р6М Ширабжалсанов Ч.Ж., Сангадиев Б.Х., Лыгденов Б.Д………………………...…… ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ НИКЕЛЬ-МЕДНЫХ ДИФФУЗИОННЫХ ПО КРЫТИЙ ИЗ СРЕДЫ ЛЕГКОПЛАВКИХ ЖИДКОМЕТАЛЛИЧЕСКИХ РАСТВО РОВ НА СТАЛЯХ Соколов А.Г., Артемьев В.П., Шашерина С.А., Кобзева С.А……………………… ИССЛЕДОВАНИЕ ПАРАМЕТРОВ БЛИЖНЕГО ПОРЯДКА НА АФГ В СПЛАВЕ Ni3AL Ракитин Р.Ю., Харина Е.Г....………………………………..………………………... МОЛЕКУЛЯРНО-ДИНАМИЧЕСКОЕ ИССЛЕДОВАНИЕ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ АМОРФНОГО НИКЕЛЯ Краснов В.Ю., Полетаев Г.М…………………………………………………………. БОРИРОВАНИЕ ЛИТЫХ ХРОМИСТЫХ СТАЛЕЙ Малькова Н.Ю....………………………………..…………………………………….. ИОННОЕ АЗОТИРОВАНИЕ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СТАЛЕЙ В ТЛЕЮЩЕМ РАЗ РЯДЕ Яковлев А. В., Овечкин Б. Б., Шулепов В. А……………………………………….. Секция ПЕРСПЕКТИВНЫЕ НАНОМАТЕРИАЛЫ И ТЕХНОЛОГИИ ЭЛАСТИФИКАЦИЯ ТЕПЛОСТОЙКИХ МАТРИЦ УГЛЕПЛАСТИКОВ С ПОМОЩЬЮ ВЗАИМОПРОНИКАЮЩИХ СЕТОК Главина Т.А., Ананьева Е.С., Ефремова А.И., Смирнов Ю.



Н.….……….………... ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ДЕМПФИРУЮЩИХ СЛОЕВ И МАЛЫХ ДОЗ ГАММА – РАДИАЦИИ НА ПРОЧНОСТНЫЕ СВОЙСТВА КОМПОЗИТОВ НА ОСНОВЕ ТЕРМОПЛАСТИЧНЫХ МАТРИЦ Штефан И.Н., Ананьева Е.С., Смирнов Ю.Н.………….…………………………..… РАЗРАБОТКА РЕЦЕПТУРЫ КОМПЛЕКСНОЙ ДОБАВКИ В ФОРМОВОЧНУЮ СМЕСЬ НА ОСНОВЕ БЕНТОНИТА И НАНОДИСПЕРСНОГО ПИРОУГЛЕРОДА Григор А.С., Миронова М.В., Антипов И.Н....……………………………………..... ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ СВМПЭ С РАЗЛИЧНЫМИ ДОБАВКАМИ Лелоюр З.И., Зенин Б.С...………………………………………………………………. ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ НА ИЗМЕНЕНИЕ ТЕПЛОЕМКОСТИ КОМПОЗИЦИЙ НА ОСНОВЕ СВМПЭ Юркова С.А., Кондратюк А.А., Раков Ю.Я...………….……………………………. ИЗМЕНЕНИЕ УДЕЛЬНОГО ОБЪЕМНОГО СОПРОТИВЛЕНИЯ ОТ КОЛИЧЕСТВА НАПОЛНИТЕЛЕЙ В КОМПОЗИЦИЯХ НА ОСНОВЕ СВМПЭ Пушкарев А.С., Анисимова О.А., Кондратюк А.А..……………………………….... ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЧНОСТИ, ИЗНОСОСТОЙКОСТИ И ТВЕРДОСТИ КОМПО ЗИТОВ НА ОСНОВЕ СВМПЭ Муленков А.Н., Кондратюк А.А…………………………………………………........ ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ, ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ И ХИМИЧЕСКИХ СВОЙСТВ КОМПОЗИЦИОННЫХ ПОЛИМЕРНЫХ ПОКРЫТИЙ Киргинцев С.Г., Матренин С.В……………………………………………………….. ОПРЕДЕЛЕНИЕ НАНОТВЕРДОСТИ И МОДУЛЯ УПРУГОСТИ СПЕЧЕННОГО FE-TI СПЛАВА АНТИФРИКЦИОННОГО НАЗНАЧЕНИЯ Гриценко А.В., Мячин Ю.В..………………………………………….…….………... СВОЙСТВА НАПЫЛЯЕМОГО МАТЕРИАЛА И ПОДЛОЖКИ И АДГЕЗИОННАЯ ПРОЧНОСТЬ ПОКРЫТИЯ Зенин Б.С., Чабанец А.А..………………………………………………….…………. РЕЖИМЫ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ ПУАНСОНА ИЗ СТАЛИ 4Х5МФС ПРЕСС ФОРМ ЛИТЬЯ ПОД ДАВЛЕНИЕМ ЦВЕТНЫХ СПЛАВОВ Лаухин П.Ю., Соколова М.У., Кондратьева Н.М….……………….……………….. ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА ЭКСПЛУАТАЦИОННЫЕ СВОЙСТВА СТАЛИ 25Х17Н2Б-Ш Смирнова А.С., Свинцова Л.В., Собко С.А....………………………….……............. ИССЛЕДОВАНИЕ ПОКРЫТИЙ СО СПЕЦИАЛЬНЫМИ СВОЙСТВАМИ Шишкина Е.А., Смирнов Ю.Г., Собко С.А.………………..…………………..…...... ИССЛЕДОВАНИЕ ПО ОПТИМИЗАЦИИ РЕЖИМОВ ПОВЕРХНОСТНОЙ ОБРАБОТ КИ РЕЗЬБОВЫХ ЭЛЕМЕНТОВ Юрченко О.С., Смирнов Ю.Г., Собко С. А. ………………………………..………... ПРОЕКТ УЧАСТКА ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ КРУПНОГАБАРИТНЫХ ДЕТА ЛЕЙ ПОДШИПНИКОВ ИЗ СТАЛИ ШХ15СГ В УСЛОВИЯХ ЗАВОДА ЗАО «ТОМСКИЙ ПОДШИПНИК»

Стоякина О.В., Беликов Е.В., Горохова О.В….…………………………………..… ПРОЕКТ УЧАСТКА ОТЖИГА ДЕТАЛЕЙ ПОДШИПНИКОВ ИЗ СТАЛЕЙ ШХ15, ШХ15СГ В УСЛОВИЯХ ЗАВОДА «ТОМСКИЙ ПОДШИПНИК»

Хряпова Е. В., Беликов Е. В…………………………………………………………... ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ СПЕКАНИЯ НАНОПОРОШКОВ МОЛИБДЕНА И ВОЛЬФРАМА, СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ СПЕЧЕННЫХ ИЗ НИХ МАТЕ РИАЛОВ Дутлова Ю.В., Матренин С.В.……………………………………………..……….… Содержание МОДЕЛИРОВАНИЕ МАССОПЕРЕНОСА НА ПРИМЕРЕ ОБЪЕМНОГО ГЦК КРИ СТАЛЛА Маркидонов А.В., Тихонова Т.А., Старостенков М.Д.……………………………… ПОЛУЧЕНИЕ ПОРОШКОБРАЗНОГО НИТРИДА ТИТАНА В ГИПЕРСКОРОСТНОЙ ПЛАЗМЕННОЙ СТРУЕ Евдокимов А.А., Пак А.Я., Герасимов Д.Ю.……………………………………….... ПРЯМОЕ ПОЛУЧЕНИЕ НАНОДИСПЕРСНЫХ ПОРОШКОВ И КОМПОЗИЦИЙ В ГИПЕРСКОРОСТНОЙ СТРУЕ ЭЛЕКТРОРАЗРЯДНОЙ ПЛАЗМЫ Евдокимов А.А., Сайгаш А.С., Пак А.Я……………………………………………... ПРЯМОЙ ДИНАМИЧЕСКИЙ СИНТЕЗ НАНОДИСПЕРСНОГО НИТРИДА УГЛЕ РОДА Пак А.Я., Сайгаш А.С., Евдокимов А.А……………………………………………... КОНЦЕНТРАЦИЯ РАДИАЦИОННЫХ ПОР В МЕТАЛЛАХ Орлов А.В……………………………………………………………………………… АГРЕГАЦИЯ АТОМОВ НАТРИЯ В АТМОСФЕРЕ ГЕЛИЯ Попов А.В., Попов В.В………………………………………………………………...

ПНЕВМАТИЧЕСКАЯ ТЕХНОЛОГИЯ ПОЛУЧЕНИЯ НАНО И СУБМИКРОНЫХ ПОРОШКОВ Полюшко В.А., Грязев А.В., Бирюков Ю.А., Объедков А.Ю., Богданов Л.Н…….. УРАВНОВЕШИВАНИЕ РАБОЧЕГО ВАЛА СМЕСИТЕЛЯ НЕПРЕРЫВНОГО ДЕЙ СТВИЯ Мартынова Т.Г., Подгорный Ю.И……………………………………………………. ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И ПАРАМЕТРЫ ТОНКОЙ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУ РЫ КЕРАМИКИ НА ОСНОВЕ ZrO Канаки А.В., Калатур Е.С., Буякова С.П., Кульков С.Н…………………………… ВЛИЯНИЕ СОДЕРЖАНИЯ ПЛАЗМОХИМИЧЕСКОГО ПОРОШКА Al2O3 НА ФИЗИ КО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОРУНДОВОЙ КЕРАМИКИ Григорьев М.В., Кульков С.Н………………………………………………………... Секция Проблемы прочности современных конструкционных материалов Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов ПОВЫШЕНИЕ ТРИБОТЕХНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СВМПЭ ВВЕДЕНИЕМ НАНОВОЛОКОН УГЛЕРОДА И ОКСИДА АЛЮМИНИЯ И НАНОПОРОШКА МЕДИ О.В. СМАЧНАЯ1,C.ВАННАСРИ1, С.В.ПАНИН1, Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН 1.Введение Работы по структурной модификации полимеров проводятся достаточно давно.

Одним из наиболее распространенных способов повышения прочностных свойств по лимерных материалов является их армирование различными упрочняющими частицами [1]. В последние годы активно проводятся работы по использованию наноструктурных наполнителей. За счет избыточной энергии их поверхности, а также малых размеров удается получить более мелкую и однородную структуру наполненных полимерных ма териалов, значительно увеличить прочность, износостойкость [2].

В данной работе оценивали влияние различных наполнителей на износостойкость объемных материалов на основе сверхвысокомолекулярного полиэтилена (СВМПЭ), полученных методом горячего прессования. В качестве наполнителей использовали на новолокона углерода и оксида алюминия, а также нанопорошок меди.

2.Материал и методика исследований Для изготовления образцов использовали СВМПЭ с молекулярной массой 2,6*106. Образцы из СВМПЭ в форме прямоугольных брусков формировали методом горячего прессования. В качестве наполнителя использовали углеродное нановолокно, нановолокна оксида алюминия и нанопорошок меди. Смешение полимерного порошка и наполнителя производилось в установке со смещенным центром симметрии. Смеси СВМПЭ с УНВ изготавливались путем деагломерации УНВ с помощью ультразвуково го диспергатора УЗД-А и последующего смешения в высокоскоростном лабораторном гомогенизаторе MPW в жидкой среде. Затем смеси высушивались при температуре 90100°С в течение 3-4 часов.

Испытания без смазочной среды выполняли по схеме вал-колодка на испыта тельной машине трения СМТ-1 (рис. 1), размер образцов составлял 7710 мм3 [3], диа метр контртела - 62 мм. Испытания на трение проводили при скорости вращения вала 100 об/мин. Продолжительность нагружения составляла 180 минут. Интенсивность из нашивания оценивали путем измерения площади дорожки трения, проводившегося с использованием программы Rhinoceros v3.0 по оптическим изображениям, снятым при помощи микроскопа Carl Zeiss Stemi 2000–C. Фотографирование изображения поверх ности трения проводилось каждые 5 мин испытания.

Рис. 1. Испытания на трение по схеме «вал – колодка» (стрелкой P указано приложение внешней нагрузки, - направление враще ния контртела) Исследование надмолекулярной структуры проводили с помощью растрового электронного микроскопа путем сканирования поверхности серебряных реплик, напы ленных на поверхность сколов образцов из СВМПЭ. Скол реализовывали путем меха нического изгибающего разрушения плоских образцов, извлеченных из жидкого азота.

3.Результаты эксперимента 3.1. Надмолекулярная структура В литературе считается, что введение в полимерную матрицу наполнителя типа волокон позволяет в большей степени повысить прочностные свойства композиционно го материала по сравнению с порошковым наполнителем. С этой целью в работе ис пользовали углеродные нановолокна и нановолокна Al2O3. Длина последних составляла 2-3 мкм, диаметр – 60 нм. Микрофотографии углеродных нановолокон (УНВ) и Al2O3, полученные с помощью растрового электронного микроскопа, представлены на рис. 2.

а б Рис. 2. Микрофотографии углеродных нановолокон (а) и нановолокон оксида алюминия (б) использовавшихся для наполнения образцов Как видно из рис. 2,а УНВ имеют негомогенный размер и форму. Кроме того во локна характеризуются определенным скручиванием. В случае волокон Al2O3 структура последних имеет вид более прямолинейную форму, однако нановолокна сильно агломе рированы в виде шаровидных структур со средним размером ~1 мкм (рис. 2,б).

Проведен электронно-микроскопический анализ надмолекулярной структуры сколов плоских образцов СВМПЭ, содержащих различную долю углеродных наново локон. Изображения последних представлены на рис. 3.

б а Рис. 3. Изображение надмолекулярной структуры образцов, полученных го рячим прессованием: а) СВМПЭ+2%УНВ;

б) СВМПЭ+10%УНВ Видно, что при введении 2 вес.% УНВ волокна наглядно проявляются на поверх ности скола (рис. 3а) и имеют преимущественную ориентацию. Это, однако, не изменяет характер надмолекулярного строения полимера, который можно охарактеризовать как имеющий преимущественно ориентированную ламелярную структуру. Дальнейшее уве личение доли УНВ до 10 вес.% приводит к формированию весьма неоднородной надмо лекулярной структуры (рис. 3б);

и хотя последняя также имеет преимущественную ори ентацию элементов, наглядно прослеживается расслоение как вдоль направления ориен Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов тации ламелей, так и поперек нее. Последнее, по всей видимости, связано со значитель ным превышением доли углеродных волокон в матрице (согласно литературным дан ным оптимальное количество наполнителя типа волокон не должно превышать 0,5-2%).

Электронно - микроскопические изображения надмолекулярной структуры об разцов с различным содержанием Al2O3 представлены на рис. б а Рис. 4. Изображение надмолекулярной структуры образцов, полученных горячим прессованием: а) СВМПЭ+0,5% Al2O3;

б) СВМПЭ+5% Al2O3, Как видно из рисунка структура образцов ламелярная, квазиоднородная. Уве личение доли наполнителя до 5% Al2O3 приводит к формированию менее однородной (менее плотно упакованной) структуры.

Электронно - микроскопические изображения надмолекулярной структуры об разцов с различным содержанием нанопорошка меди представлены на рис. 5.

а б Рис. 5. Изображение надмолекулярной структуры образцов, полученных горя чим прессованием: а) СВМПЭ+0,1%Cu;

б) СВМПЭ+1%Cu;

х Надмолекулярная структура характеризуется преимущественной ориентацией и ламелярным строением. При увеличении доли модификатора структура наполненного СВМПЭ становится более однородной.

3.2 Испытания на трение В работе были проведены испытания на сухое трение. Сводные данные по ре зультатам испытаний на трение образцов «чистого» СВМПЭ и с добавлением напол нителей представлены графически на рис. 6-8.

Таблица 1– Интенсивность изнашивания (увеличение площади дорожки трения) образцов с различным содержанием углеродного нановолокна наполнителя 0% 0.01% 0.065% 0.1% 0.5% 1% 2% изн, мм2/мин 0.051 0.038 0.046 0.013 0.009 0.059 0. Рис. 6. Результаты испытаний на трение по схеме «вал-колодка» образцов СВМПЭ с углеродными нановолокнами Полученные результаты показали, что при введении углеродных нановолокон (от 0,01- 2%) износ материала снижается. Введение наполнителя в количестве 0,5 вес.% по зволяет снизить интенсивность изнашивания в пять раз.

Рис. 7. Результаты испытаний на трение по схеме «вал-колодка» образцов СВМПЭ с нановолокнами оксида алюминия. Нагрузка 160Н Таблица 2–Интенсивность изнашивания (увеличение площади дорожки трения) образ цов с различным содержанием нановолокон оксида алюминия наполнителя 0% 0,5% 1% 2% 5% изн, мм /мин 0,051 0,025 0,017 0,025 0, Полученные результаты показали, что с увеличением объемной доли нановоло кон оксида алюминия (от 0,5- 5%) износ материала уменьшается. При содержании 1 вес.% наполнителя интенсивность изнашивания минимальна, что в три раза меньше по сравнению с ненаполненным образцом.

Таблица 3– Интенсивность изнашивания (увеличение площади дорожки трения) образ цов с различным содержанием нанопорошка меди наполнителя 0% 0,05% 0,1% 0,5% 1% изн, мм2/мин 0,051 0,048 0,025 0,019 0, Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Рис. 8. Результаты испытаний на трение по схеме «вал-колодка» образцов СВМПЭ с добавлением нанопорошка меди. Нагрузка 160Н Полученные результаты показали, что при введении наполнителя в виде нанопо рошка меди (от 0,05-1 вес%) износ материала снижается. Введение наполнителя в коли честве 0,5 вес.% позволяет снизить интенсивность изнашивания в три раза.

4. Заключение В работе проведены исследования надмолекулярной структуры и сопротивления изнашиванию объемных горяче-пресованных образцов СВМПЭ с нанонаполнителями в виде нановолокон углерода и оксида алюминия, а также нанопорошка меди. Показано, что наибольшее повышение износостойкости образцов СВМПЭ происходит в случае его наполнения углеродным нановолокном. Оптимальная концентрация наполнителя в виде УНВ при этом составляет 0,5 вес.%.

Литература 1. Белый В.А. и др. Трение и износ материалов на основе полимеров – Минск: Нау ка и техника, 1976. – 340с.

2. Машков Ю.К., Овчар З.Н., Байбарацкая М.Ю., Мамаев О.А. Полимерные компо зиционные материалы в триботехнике. – М.: ООО «Недра-Бизнесцентр», 2004. – 262с.

3. Панин С.В., Панин В.Е., Овечкин Б.Б. и др. Научные основы формирования вы сокопрочных и износостойких полимерных покрытий с наноструктурными на полнителями // Физическая мезомеханика. – 2006. - №9. Специальный выпуск. – С. 141-144.

ВЛИЯНИЕ ДОБАВОК НАНОСТРУКТУРНОГО ДИБОРИДА ТИТАНА НА СТРУКТУРУ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОМПОЗИТОВ, ПОЛУЧЕН НЫХ МЕТОДОМ SPS И.В. СТЕПАНОВА, О.С. МОРОЗОВА, С.В. ПАНИН Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томский политехнический университет Композиционные материалы и покрытия, содержащие диборид титана, широко исследуются в последние годы. Благодаря высокой твердости, жаро- и коррозионной стойкости диборид титана является перспективным соединением для использования в качестве износостойкой составляющей композиции «металлическая матрица – TiB2». В работе для получения компактных материалов использован методы спекания в плазме электроискрового разряда (метод SPS).

Для приготовления исходных смесей использовали порошки титана, меди и бо ра. Механическую активацию смесей проводили в шаровой мельнице СВС-реакция осуществлялась в СВС-реакторе. Последующую механическую обработку продукта СВС-реакции проводили в планетарной шаровой мельнице при тех же условиях. Спе кание в плазме электроискрового разряда порошковых брикетов нанокомпозитов про водили в вакууме [1].

Использованный в работе для компактирования нанокомпозитов на основе ди борида титана в медно – никелевой матрице метод SPS представляет собой модифика цию спекания электрическим током под давлением. Особенностью данного метода яв ляется пропускание постоянного тока в режиме «включение – выключение». Кратко временное пропускание тока по образцу приводит к возникновению электрических раз рядов в точках контактов между частицами, вследствие чего возникают локальные об ласти высоких температур, в которых ускоряются диффузионные процессы. При мно гократном повторении процесса высокотемпературные области электрического разряда перемещаются по образцу, обеспечивая тем самым равномерность спекания по всему объему [2]. Спекание в пресс - форме под давлением обеспечивает более высокие плот ность и механические свойства спеченного материала по сравнению со свободным спе канием.

Механические испытания образцов в условиях сжатия проводили на испыта тельных машинах Schenck-Sinus-100, Instron 5582. Из спеченных брикетов вырезали образцы в форме параллелепипеда размерами 42.32.3 мм3. Изучение характера пла стической деформации разрушения на мезомасштабном уровне спечённых нанокомпо зитов проводили с помощью оптико-телевизионного измерительного комплекса TOMSC. Для оценки прочностных свойств был проведен анализ микротвердости.

Фрактографические исследования проводили с использованием растрового электрон ного микроскопа Carl Zeiss EVO 50. Химический анализ поверхности разрушения вы полняли методом дисперсионно-энергетической рентгеновской спектроскопии на уста новке OXFORD Instruments. Рентгеноструктурный анализ образцов был проведен с по мощью рентгеновского дифрактометра Shimadzu XRD 6000.

Структура была выявлена с помощью химического травления с использованием раствора 100 ml H2O + 25 g. (NH4)2S2 O8 [3]. Микроструктура порошковых нанокомпо зитов (Cu/Ni=80/20) – 10%TiB2 and Cu - 10%TiB2 представлена на рис.1а, б.

а б Рис.1. Микроструктура нанокомпозитов, полученных методом SPS:

а) (Cu/Ni=80/20) – 10%TiB2;

б) Cu - 10%TiB Ренгеноструктурный анализ образцов после SPS представлен на рис. 2.

Регистрируется образование фазы NiCu после спекания в плазме электроискро вого разряда (рис. 2, б).

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов NiCu (111) Cu (111) Cu (200) NiCu (200) TiB2 (101) TiB2 (101) TiB2 (002) TiB2 (100) TiB2 (100) TiB2 (002) 60 30 35 40 45 50 55 60 30 35 40 45 50 а б Рис.2. Фрагменты рентгенограмм (CoK) образцов: а) (Cu/Ni=80/20) – 10%TiB2;

б) Cu - 10%TiB В таблице приведены значения твердости, предела прочности и пластичности образцов, спеченных методом SPS.

Таблица 1 - Механические свойства порошковых нанокомпозитов после SPS Химический 10%TiBB2, 10%TiBB2 10%TiBB2 10%TiBB2 10%TiBB2 20%TiBB состав Cu/Ni Cu/Ni Cu/Ni Cu/Ni Cu=100 Cu= 80/20 60/40 40/60 20/ Предел прочно- 1267 1110 1130 1250 510 сти в, МПа Деформация ~8/ ~3,5 ~3,2 ~3,4 ~6 ~2, Микротвер- 4330 6340 6810 7920 2860 дость Hµ, МПа Микротвердость нанокомпозитов изменяется нелинейно с изменением соотно шения компонентов Ni и Cu в матрице. Увеличение содержания частиц TiB2 приводит к повышению микротвердости порошковых нанокомпозитов, что обусловливает их ох рупчивание и снижение предела прочности.

На рис.3 приведены кривые «напряжение – деформация» образцов композици онных материалов всех исследованных составов. Приведённые данные свидетельству ют о сильном снижении пластичности композиционного материала при а) увеличении в нём концентрации упрочняющей фазы TiB2 (кривая 4) либо б) уменьшении содержания Cu в матрице (кривая 3, 5, 6). С другой стороны, отсутствие Ni в матрице приводит к снижению прочности (кривая 1, 4).

, МПа 3 Напряжение, % 0 1 2 3 4 5 6 7 8 Деформация Рис.3. Кривые течения образцов, полученных SPS: 1 – 10%TiB2 + Сu;

2 - 10%TiBB2 + (Cu/Ni=80/20);

3 - 10%TiB2 + (Cu/Ni=20/80);

4 - 20%TiB2 + Cu;

5 - 10%TiB2 + (Cu/Ni=60/40);

6 - 10%TiB2 + (Cu/Ni=40/60) Особый интерес представляет изучение механизмов деформации на мезоуровне порошковых нанокомпозитов, обладающих некоторой пластичностью. Наиболее пол ную картину эволюции пластической деформации удалось получить при сжатии пла стичных композитов Cu, Ni–10%TiB2, Cu–10%TiB2 (рис.3, кривые 1,2).

В образце Cu/Ni(80/20)–10%TiB2 при деформации до 6,5% формирования де формационного рельефа не наблюдалось (рис.4а). Перед разрушением около одного из ребер образца формировались микротрещины, обусловливающие локализацию дефор мации. Наряду с возникновением микротрещин наблюдается формирование попереч ных складок длиной до 60 мкм. По всей видимости данные складки формируются по границам конгломератов структурных элементов порошкового нанокомпозита. Картина деформационного рельефа на поверхности образца на стадии предразрушения пред ставлена на рис.4 б, в.

а б в Рис.4. Оптическое изображение поверхности образца 10%TiB2 + (Cu/Ni=80/20) 0,3% (а);

7,5% (б);

7,6% (в);

размер изображения 400х300 мкм В образце Cu–10%TiB2 развитие деформации сопровождается образованием большого количества микротрещин и полос локализованной деформации, ориентиро ванных либо по нормали, либо под углом ~45 градусов к оси сжатия (рис.5). Данный механизм является эффективным способом релаксации внутренних напряжений, а об разование значительного количества таких мезодефектов не приводит к выходу локали зации деформации на макроуровень, однако обусловливает снижение напряжения те чения. Подобная реакция материала на внешнее нагружение, по всей видимости, связа на с низкой смачиваемостью упрочняющей фазы материалом матрицы, что определяет снижение уровня когезионного сцепления структурных элементов исследуемого мате риала.

При увеличении деформации (5,3%) количество мезофрагментов, выявляемых при анализе картин распределения деформации, границы которых определяются мик ротрещинами и полосами локализованной деформации, возрастает, а их ориентация со ставляет примерно 70 градусов к оси нагружения. Подобная ориентация мезополос, по всей видимости, связана с бочкообразным изменением формы образца при испытаниях на сжатие.

а б в Рис.5. Оптическое изображение поверхности образца 10%TiB2 + Сu после разру шения;

размер изображения 550х370 мкм На стадии предразрушения размер мезофрагментов, вовлеченных в самосогла сованное развитие пластической деформации на мезоуровне увеличивается, а степень локализации деформации внутри мезополос возрастает, что подтверждается значения ми главного пластического сдвига. Разрушение образца происходит путем распростра Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов нения магистральной трещины по направлению максимальных касательных напряже ний. Характерные картины разрушенного образца представлены на рис.4а, б, в. Видно, что развитие деформации в целом по образцу происходило неравномерно: участки с большим количеством микротрещин и мезополос чередуются с крупными фрагмента ми, деформационный рельеф внутри которых практически отсутствует.

В работе для получения компактных материалов использован метод спекания в плазме электроискрового разряда (метод SPS). В зависимости от концентрации упроч няющей фазы и материала матрицы наблюдается изменение механических свойств композитов. Увеличение содержания частиц TiB2 приводит к повышению микротвер дости порошковых нанокомпозитов, однако в значительной степени приводит к их ох рупчиванию и снижению предела прочности. Определено оптимальное соотношения меди и никеля в качестве материала матрицы 80/20. Введение небольшого количества Ni в матрицу, повышает прочность порошкового нанокомпозита, увеличивая смачива ние упрочняющей фазы TiB2. Медь вводится в качестве пластичной составляющей ма териала матрицы. Пластичность образцов состава 10%TiB2 + (Cu/Ni=80/20) подтвер ждается характером деформационного рельефа, который представляет собой попереч ные складки.

Пластическая деформация при сжатии образцов 10%TiB2 + Сu сопровождалась формированием и эволюцией мезополос и микротрещин, распространяющихся в зонах локализации деформации, в основном, ориентированных по направлению max. Это обу словливает малую прочность такой композиции при относительно высокой пластично сти.

Литература 1. Н.З. Ляхов, В.Е. Панин, Д.В. Дудина, М.А. Корчагин, О.И. Ломовский, Ю.В.

Гриняев, В.Г. Дураков, С.В. Панин, Ю.И. Почивалов. Разработка конструкцион ных материалов на основе нанокомпозитных порошков. Часть 1 // Физ. мезоме ханика – 2003. – Т.6. - №2. – с. 63-76.

2. Tokita M. Trends in advanced SPS (spark plasma sintering) systems and technology // J. Soc. Powd. Tech. Japan. 1993. V.30, No. 11. P. 790–804.

3. J. Lee, J.Y. Jung, E.S. Lee et al. Microstructure and properties of titanium diboride dispersed Cu alloys fabricated by spray forming / Mater.Sci.Eng. 2000. P. 274-283.

ИССЛЕДОВАНИЕ СТАДИЙНОСТИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ ОБРАЗЦОВ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ МЕТОДАМИ АКУСТИЧЕСКОЙ ЭМИССИИ И КОРРЕЛЯЦИИ ЦИФРОВЫХ ИЗОБРАЖЕНИЙ Е.В.ТЕРЕНТЬЕВ, 1,2С.В. ПАНИН, 3О.В. БАШКОВ Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Комсомольск-на-Амуре Государственный технический университет Введение Комплексное использование оптико-телевизионного комплекса и методов не разрушающего контроля позволяет одновременно решить несколько задач. Прежде всего, получить данные о распределении деформации на поверхности, т.е. исследова тель непосредственно фиксирует область и характер локализованного развития де формации, соответствующие различным стадиям пластического течения. Эти резуль таты характеризуют мезомасштабный уровень деформации.

Метод акустической эмиссии, заключается в регистрации звуковых волн, рас пространяющихся в исследуемом объекте, позволяет контролировать качество мате риалов и конструкций, находящихся под нагрузкой или специально нагружаемых во время проведения контроля. Акустическая эмиссия проявляется при импульсном вы свобождении упругой энергии, которая генерируется вследствие дискретного дина мического перераспределения напряжений при упругом и пластическом деформиро вании материалов либо при образовании в них дефектов микро-, мезо- макромас штабных уровней.

Задача исследований Изучение стадийности пластической деформации на различных масштабных уровнях при растяжении образцов конструкционных материалов, путем сопоставле ния результатов регистрации сигналов акустической эмиссии и карт деформации по верхности (корреляции цифровых изображений).

Материалы и методика исследований В работе исследовали образцы стали 20, стали 45, титановых сплавов ВТ-20 и ОТ4, алюминиевых сплавов Д16 и АМГ6АМ. Использовали плоские образцы сечением 22 мм2. Регистрацию и обработку данных акустической эмиссии проводили с исполь зованием специализированного программно–аппаратного комплекса.

Анализ эволюции деформированного состояния проводили путем регистрации и последующей обработки изображений на оптико–телевизионном комплексе TOMSC. В качестве основного анализируемого параметра использовали распределение интенсив Напряжение течения,МПа Напряжение течения,МПа 0 а г 0 2 4 6 8 10 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 П л а с т и ч е с к а я д е ф о р м а ц и я,% П л астическая д еф орм ац ия,% Накопление событий во Накопление событий во времени 51 б д 50 150 250 350 450 t 550 200 700 1200 1700 t 0 2 4 6 8 10 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 22 0.0 0 0 3 0 0.0 0 0 0.0 0 0 2 0.0 0 0 0.0 0 0 2 0.0 0 0 0.0 0 0 1 0.0 0 0 0.0 0 0 1 0.0 0 0 0.0 0 0 0 0.0 0 0 0.0 0 0 0 е в 0 500 1000 1500 2000 0 100 200 300 400 500 t t Рис. 1. Диаграммы (а,г), накопление событий акустической эмиссии (б,д) и зависимость интегрального значения интенсивности деформации сдвига от степени деформации и времени (в,е) образцов стали 45 (а-в) и стали 20 (г-е) Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов ности деформации сдвига, а также его суммарное значение в наблюдаемой области, размером 550370 мкм.

Результаты эксперимента 1. Образцы стали 20 и стали Образцы были изготовлены одинаковым способом: лазерной вырезкой по кон туру. У образцов термоупрочняемой стали 45 образовалась закаленная кромка вдоль всей поверхности реза с большой твердостью и толщиной по отношению к основному материалу. При испытании образцов стали 45 активная АЭ наблюдалась в момент на чала образования трещин в закаленной кромке. Деформация сопровождалась периоди а ческой релаксацией напряжений в основ, ном материале. Суммарное количество на копленных за время эксперимента АЭ сиг налов составило 5170 событий, что свиде тельствует об интенсивном трещинообра зовании (рис. 1,б).

Удлинение при разрыве образцов стали 45 составило =7,6% (рис. 1,а), ста 0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 П л а с т и ч е с к а я д е ф о р м а ц и я,% ли 20 - =25,5% (рис. 1,г). Высокая пла б стичность стали 20 проявляется так же на Накопление событий во особенностях акустического излучения.

При установленной чувствительности ап паратуры зарегистрировано всего 23 собы тия (рис. 1, д), что на 5 порядков меньше энергии АЭ излучения при деформации стали 45. Все сигналы АЭ идентифициро ваны как излучаемые при пластической деформации без хрупкого разрушения.

70 170 270 370 470 570 в Отличия в численных значениях энергии сигналов АЭ зависит от особенностей 0 2 4 8 структурного строения исследуемых мате 0.0 0 0 3 риалов.

0.0 0 0 3 0.0 0 0 2 2. Образцы титановых сплавов 0.0 0 0 2 ВТ20 и ОТ 0.0 0 0 1 0.0 0 0 1 Титановые сплавы представлены 0.0 0 0 0 материалами псевдо- класса марок ОТ4 и 0.0 0 0 0 0 200 400 600 800 1000 ВТ20. Данные сплавы имеют ГПУ кри t Рис. 2. Диаграмма (а), накопление сталлическую структуру при комнатной событий акустической эмиссии (б) и за- температуре. Пластическая деформация висимость интегрального значения ин- титана и его сплавов протекает преимуще тенсивности деформации сдвига от ственно двойникованием, что сопровожда степени деформации и времени (в) в об- ется значительной активностью акустиче ской эмиссии с большой амплитудой и разцах титанового сплава ВТ энергией сигналов.

Усиление предварительного усилителя акустической аппаратуры при проведе нии испытаний со сплавами ОТ4 и ВТ20 уменьшено в 4 раза в сравнении с другими ис следуемыми материалами. Данные материалы имеют схожую картину изменения пара метров АЭ при растяжении, поэтому на рис. 2 приведены лишь параметры АЭ при ис пытании сплава ВТ20.

Начало активного роста сигналов АЭ (рис. 2,б) соответствует пределу пропор циональности материалов, что связано с началом активной генерации дислокаций и пластической деформации. Дальнейшая пластическая деформация, сопровождающаяся деформационным упрочнением, характеризуется спадом активности АЭ. При больших скоростях нагружения второй пик активности АЭ может появиться в момент достиже ния образцом максимальной нагрузки, что соответствует локализации деформации и образованию шейки с последующим разрушением материала в данном месте.

3. Образцы алюминиевых сплавов АМг6АМ и Д16АТ На рис. 3 (а-в) приведены зависимости, отражающие характер изменения анали зируемых параметров в процессе испытания образца сплава АМГ6АМ. Особенностью,, 300 250 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 0 5 10 15 20 25 30,% а г,% Накопление событий во времени Накопление событий во времени 1 115 215 б 160 360 560 760 t 960 д 100 300 500 700 t 0.0 0 0 1 4 0 2 4 6 8 1 01 21 41 61 82 02 22 42 62 83 03 2 0 2 4 6 8 10 12 14 16 18 20 0.0 0 0 1 0.0 0 0 1 0.0 0 0 1 0.0 0 0 1 0.0 0 0 0 8 0.0 0 0 0 0.0 0 0 0 0.0 0 0 0 0.0 0 0 0 4 0.0 0 0 0 0.0 0 0 0 2 0.0 0 0 0 0 200 400 600 800 1000 0 200 400 600 800 1000 в е t t Рис. 3. Диаграммы (а,г), накопление событий акустической эмиссии (б,д) и зависимость интегрального значения интенсивности деформации сдвига от степени деформации и времени (в,е) в образцах алюминиевого сплава АМг6АМ (а-в) и Д16АТ (г-е) данного материала является то, что его деформация происходит за счет локальных пла стических сдвигов «при сохранении общей устойчивости». При использовании испыта тельных машин с жестким нагружением (с постоянной скоростью удлинения) наблюда ется циклическое увеличение и падение нагрузки. Равномерное накопление сигналов АЭ начинается с момента появления циклического изменения нагрузки. Как известно, пластическая деформация в материале происходит с периодической релаксацией на пряжений. Излучаемые при этом акустические сигналы могут характеризовать проте кающий в материале процесс накопления повреждений. Это наглядно иллюстрирует Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов график накопления сигналов АЭ (рис. 3,б), на котором наблюдается значительное при ращение сигналов АЭ за счет одного или нескольких сигналов в короткий промежуток времени.

Деформация сплава Д16АТ сопровождается активным накоплением АЭ на ста дии начала пластической деформации (рис. 3,д), что обосновано активной генерацией в этот момент дислокаций.

Пик интенсивности и амплитуды АЭ соответствует физическому пределу теку чести материала. Последующая деформация не сопровождается появлением импульсов АЭ (при фиксированной величине порога регистрации сигналов). Суммарное число со бытий АЭ в образце без надреза составило 304.

Выводы:

1. График накопления сигналов АЭ как функции степени деформации практически для всех материалов имеет трехстадийный характер,. при котором первая стадия связана с локализованным развитием деформации, в то время как третья стадия свидетельствует о выходе деформации на макромасштабный уровень.

2. Анализ процессов локализованной пластической деформации в терминах ста дийности представляется достаточно эффективным способом интерпретации данных о развитии деформации на различных масштабных уровнях.

3. Проведенные исследования выявили четкую взаимосвязь между характером из менения сигналов акустической эмиссии и интенсивностью развития деформа ции, фиксируемой по результатам оптико–телевизионных измерений. Результа ты проведенных исследований являются наглядным подтверждением четкой взаимосвязи процессов пластической деформации на различных масштабных уровнях.

РАСЧЕТ ПРОЦЕССА РАЗРУШЕНИЯ ЛЬДА В ДВУМЕРНОЙ УПРУГО ПЛАСТИЧЕСКОЙ ПОСТАНОВКЕ В.П. ГЛАЗЫРИН, М.Ю. ОРЛОВ, Ю.Н. ОРЛОВА * Обособленное структурное подразделение «Научно-исследовательский институт при кладной математики и механики Томского госуниверситета», *ИГНД Томского Политехнического университета В конце прошлого столетия одной из первоочередных задач физики и механики льда была заявлена механика его разрушения, основными проблемами которой являют ся: анализ напряженно-деформируемого состояния взаимодействующих тел, влияние формы и размеров конструкций, а также температуры на прочность, влияние внешней среды, исследования перманентного разрушения при взрыве и т.д. Лед, как древнейший природный материал, обладает рядом свойств, не имеющих аналогов у других материа лов, его необычные пластические свойства, особенности кристаллической решетки, возможность фазовых переходов, разнообразие способов его образования лишь только усложняют задачу.

Для увеличения добычи природных ископаемых в районах вечной мерзлоты, проектирования портов в замерзающих морях средних широт, разработки новых спосо бов борьбы с ледяными заторами в настоящее время могут привлекаться как экспери ментальные, так и теоретические методы исследования. Однако, непосредственное экс периментальное изучение осложняется кратковременностью и нелинейностью процес сов нагружения и деформирования морского и пресного льдов, сложностью регистра ции таких процессов, а также дороговизной постановки эксперимента. В данном аспек те численное моделирование выступает надежным и эффективным инструментом, по зволяющим без больших материальных и временных затрат выявлять основные меха низмы деформирования и разрушения тел, в труднодоступной для эксперимента облас ти начальных условий.

В работе путем численного моделирования решена задача процесса пробития крупногабаритным ударником пресноводного льда, расположенного на воде.

Используемая модель поведения среды, основанная на фундаментальных зако нах сохранения, является упруго-пластической, сжимаемой, пористой, прочной, учиты вающей ударно-волновые явления, а также образование разрушений, в том числе раз деляющих рассматриваемой тело на отдельные фрагменты. При расчете разрушений эксплуатируется концепция, учитывающая совместное их появление как по типу отры ва, так и по типу сдвига. Силовой и кинетический критерии образования разрушений позволяют в расчетах усматривать многостадийность, структурно-кинетическую и си ловую обусловленность этого сложного физического процесса.

Физическая постановка задачи формулируется как контактное взаимодействие крупногабаритного ударника с оживальной головной частью с ледовой пластиной, рас положенной на воде. Внешний диаметр оболочки был равнее 480 мм, высота мм, толщина стенки в цилиндрической части 15 мм. Материал оболочки – высокопроч ная сталь: начальная плотность 0 = 7,85 г/см3, модуль сдвига = 80 ГПа, предел теку чести Т = 0,6 ГПа. Внутри оболочка была заполнена взрывчатым веществом (ВВ) типа тринитротолуола (ТНТ): 0 = 1,6 г/см3, = 11,5 ГПа, Т = 0,2 ГПа, скорость детонации 6900 м/с. Масса ударника равнялась 440 кг, при начальной скорости – 150 м/с. Прегра да – пластина из пресноводного льда, толщиной 750 мм замороженного в климатиче ской камере при температуре -17 С. Рассматривается лед без фазовых переходов с ус редненными физико-механическими характеристиками: 0=0,92 г/см3, = 3,2 ГПа, Т = 2,210-3 ГПа. На контактной границе задавалось условие скольжения.

Уравнение состояния продуктов детонации (ПД) описывалось модифицирован ной политропой Ландау–Станюковича, которая предполагает, что ВВ заряда мгновенно переходит в газообразные продукты с некоторым средним и равным по всему объему давлению.

P = 0 D 2 ;

Уравнение состояния льда принято в наиболее простой форме:

P( ) = В( 1) ;

0 где В = 8,4 ГПа, 0 = 0,92 г/см3.

Лёд был расположен на воде, причем действие гравитационных сил на лёд не учитывалось, т.к. они существенно меньше сил ударного взаимодействия. Начальная плотность воды 0 = 1 г/см3, уравнение состояния выбиралась полиномом:

P ( ) = 0, 0225( 1) + 0, 085( 1) 2 ;

0 На рис.1 представлены рассчитанные конфигурации системы «ударник–лед– вода», характеризующие поэтапное разрушение льда на всех стадиях в миллисекунд ном диапазоне взаимодействия.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов 0 мс 4 мс 8 мс 8,15 мс 8,25 мс 8,5 мс 9,5 мс Рис.1. Рассчитанные конфигурации системы «Ударник–Лед–Вода»

Расчетным путем установлено, что на начальных стадиях взаимодействия форма кратера повторяет форму ударника. Имели место разрушения льда в зоне контакта «ударник – мишень», а также вдоль границ сформировавшегося кратера. Приблизи тельно на 8-й мс, когда глубина кратера совпала с высотой ударника, произошел «под рыв» ВВ. В дальнейшем разрушение льда происходило за счет действия ПД. Диаметр кратера через 0,5 мс после детонации ВВ увеличился примерно вдвое. В верхней части льда появляются отрывные разрушения, которые отсутствуют в нижней части льда. Это объясняется наличием слоя воды, препятствующего появлению достаточных для раз рушения растягивающих напряжений. Получено, что после детонации ВВ диаметр кра тера увеличился более чем в три раза, а лёд поблизости значительно разрушился, и часть его была выброшена продуктами детонации наружу.

На рис. 2а-б приведены графики временных зависимостей поврежденности и скорости поврежденности льда от времени. Параметр поврежденности был введен ра нее для количественной оценки разрушений [2]. Такой параметр всегда равен нулю (или 0%) при отсутствии разрушений и равен единице (или 100%) при полном разру шении материала.

На рис.2а видно, что кривая поврежденности плавно нарастает от 0% при t = мкс до 15% в момент времени t = 8 мс, иллюстрируя зависимость разрушения льда от глубины внедрения ударника. Начиная с 8 мс взаимодействия, после детонации ВВ, происходит резкий рост разрушений, в результате которого величина поврежденности достигает 37%. На рис. 2б скорость поврежденности до 8 мс постоянна, а после подры ва заряда ВВ резко увеличивается, достигает максимума и вновь падает.

а) б) Рис.2. Графики зависимости поврежденности льда и скорости поврежден ности льда от времени Проведенные исследования позволили сформулировать следующие выводы.

Мгновенная детонации ВВ произошла на 8 мс процесса пробития, в результате которой зафиксирован рост скорости поврежденности льда, а также увеличение диаметра крате ра.

Работа выполнена при частичном финансировании по программе МинОбразо вания РФ “Развитие научного потенциала высшей школы (2009–2010 гг.)”, проект РНП 2.1.2.2509 и частичной поддержке грантов РФФИ № 07-08-00623а и №07-08 00759а.

Литература 1. Глазырин В.П., Орлов Ю.Н., Орлов М.Ю. Моделирование взрывного разруше ния сверхтолстых льдов // Фундаментальные и прикладные проблемы современ ной механики: Материалы конференции. – Томск: Изд-во ТГУ, 2008, с. 222-224.

2. Глазырин В.П., Орлов А.Ю., Орлова Ю.Н. Моделирование процесса внедрения в лед компактных ударников // Новые материалы. Создание. Структура. Свойст ва–2008. Труды VII Всероссийской школы-семинара. Томск: Изд-во Томского Политехнического Университета. 2008. С. 95-98.

STRUCTURE AND MECHANICAL PROPERTIES OF ZRO2(MG) WOLLASTONITE COMPOSITES C. DUANGSUPA, S. P. BUYAKOVA, S. N. KULKOV Institute of strength physics and material science SB RAS, Tomsk canna1919@windowslive.com Abstract The sintering conditions of materials in the (ZrO2 + 3%MgO) and Ca3(Si3O9) system and their effect on properties after the sintering process are analyzed.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов The dependence of the stress, density and grain size on the sintering temperature is considered.

The materials were sintered at 1000°C, 1100°C, 1200°C, 1300°C, 1400°C, 1500°C and 1650°C.

Mechanical properties were determined and related to the density, microstructure, and composition. Obtained results are shown that the specimens with 1% of wollastonite which have been sintered at 16500С and with 5% of wollastonite which have been sintered at 13000С have the highest value of strength approximately 260 MPa.

I. Introduction Sintering is a method for making objects from powder, increasing the space between particles as they are heated. It is used with ceramic powders and in powder metallurgy. Sinter ing is related to diffusion. Sintering is the process whereby interparticle pores in a granular material are eliminated by atomic diffusion driven by capillary forces. It is the preferred manufacturing method for industrial ceramics. The sintering of nanoparticle ceramics exhibits certain specific features. The best known and most frequently quoted are the low sintering temperatures of nanopowder compacts. Ceramics of less than 100 nm in grain size is gener ally referred to as nanocrystalline ceramics or also nanoceramics.

Zirconium dioxide is one of the most studied ceramic materials. It has a high melting point (2988 K) and a low thermal conductivity. Pure zirconia has a monoclinic crystal struc ture at room temperature and transitions to tetragonal and cubic at increasing temperatures.

Zirconia is very useful in its stabilized state. Stabilized zirconia is used as grinding media and structural ceramics due to its hardness, strength and high thermal shock resistance.

Wollastonite is a chemically simple mineral. It is composed of calcium (Ca) and sili con and oxygen (SiO2, silica) with the chemical formula CaSiO3. Wollastonite has interesting physical properties that make it useful as an industrial mineral: wollastonite is largely inert, although it will dissolve in concentrated hydrochloric acid. It will not react with other compo nents of manufactured products either during or after the manufacturing process. The crystal structure and physical properties of wollastonite are stable to about 1120°C. In ceramics, wol lastonite reduces warping and cracking during firing and increases strength. In textured coat ings, like stucco, wollastonite provides crack resistance, reinforcement, and high brightness.

The elastic properties of wollastonite based materials opens new areas for its application as a strengthener phase of composite materials due to a whisker-like form.

The aim of the presented work is to study the structure and properties of composite materials based on nanopowder (ZrO2 + 3%MgO) and Ca3(Si3O9).

II. Experimental Procedure The raw materials which were used for preparing the specimens - nanopowder of zir conium dioxide and magnesia (ZrO2 + 3%MgO), and wollastonite Ca3(Si3O9) - are given in Table I. The obtained mixtures were washed several times in distilled water and ethanol. The mixtures were dried at 100 °C.

The powder compacts were prepared by pressing at 300 MPa. Powders were granu lated before pressing. The diameter and mass of specimens were measured. The green density and the theoretical density were calculated. It was shown that the more wollastonite the mix ture contains the less density it has. The specimens were sintered at different temperatures (10000C - 16500C) in the air atmosphere. After sintering the shrinkage values of specimens were calculated. The sintering of nanoparticle ceramics exhibits certain specific features. The specimens were cut, polished and thermally etched. The microstructure of thermally etched specimens was observed by scanning electron microscopy Table 1. The raw of mixtures Materials Volume,% Ca3 (Si3O9) 1 5 10 25 ZrO23%(MgO) 99 95 90 75 Total 100 100 100 100 III. Results and Discussion The final density of sintered specimens was calculated (Table 2). The specimens with 5 vol. % Ca3 (Si3O9) had maximum green density at 2.4 gm/cm3. After sintering at 1000°C specimens with 10 vol. % Ca3(Si3O9) had maximum density 2.17gm/cm3 and maximum of stress is 16.89 MPa. Specimens with 5 vol. % Ca3(Si3O9) had the highest values of density 2.36, 3.63, 4.45, 4.53 gm/cm3 after sintering at 1100, 1200, 1300, 14000C accordingly. Maxi mum of stress is 261 MPa. Specimens with 1 vol. % Ca3(Si3O9) had maximum densities (4.83, 4.9 gm/cm3) at temperature 1500 -1650°C. Maximum of stress are 172 MPa and 273 MPa.

Table 2. The results experimental density of sintered bodies Relative density Temperature Ca3[Si3O9],% [oC] 1 5 10 1.61 2.14 2.18 1. 1000° 1.84 2.37 2.27 1. 1100° 2.5 3.64 3.09 1. 1200° 3.06 4.45 4.04 3. 1300° 4.17 4.53 3.51 3. 1400° 4.84 4.31 2.87 3. 1500° 4.91 4.13 2.91 3. 1650° Figure 1. Experiment density after sintered 95% ZrO2(3% MgO)+5%Ca3(Si3O9) 1300oC 99% ZrO2(3% MgO)+1%Ca3(Si3O9) 1650oC Stress, MPa Stress, MPa 0 0 0.1 0.2 0.3 0.4 0. 0 0.1 0.2 0.3 0.4 0. Deformation, % Def ormation, % a) b) Figure 2. Stress and deformation;

a) 5 %Ca3[Si3O9] 1300 oC, b) 1% Ca3[Si3O9] 1650 oC Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Table 3. The results of experimental stress and temperature Relative stress [, MPa] Temperature Ca3[Si3O9],% o [ C] 1 5 10 2.21 12.86 16.89 7. 1100° 6.32 74.02 89.22 5. 1200° 32.45 261.27 212.65 66. 1300° 74.10 184.57 58.91 55. 1400° 171.58 148.25 36.92 1500° 272.74 124.51 53.63 99. 1650° For measuring of the strength of specimens the Instron-1185 universal unit was used.

The dependences strength vs. sintering temperature and stress and wollastonite quantity are shown on figures 3 and 4.

Figure 3. The dependence of stress vs. sintering temperature Figure 4. The dependence of stress vs. wollastonite content a) b) Figure 5. The structure of the specimens: a) 75%ZrO2+25%CaSiO3, 16500C (500);

b) 75% ZrO2+25%CaSiO3, 13000C (5000) 12 Dgrain = 3.9 mkm = 1. Dgrain = 0.7 mkm 40 = 0. Figure 6. The distribution of grains size: a) 75% ZrO2+25%CaSiO3, 16500C;

b) 75% ZrO2+25%CaSiO3, 13000C 0 0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 0 0.2 0.4 0.6 0.8 1 1.2 1.4 1.6 1.8 An averige grain size, mkm An averige grain size, mkm a) b) IV. Conclusions Obtained results are shown that the specimens with 1% of wollastonite which have been sintered at 16500С and with 5% of wollastonite which have been sintered at 13000С have the highest value of strength approximately 260 MPa.

ACKNOWLEDGMENTS This study was performed at the Institute of Strength Physics and Materials Sciences, Siberian Branch of Russian Academy of Sciences, Tomsk Scientific Center SB RAS.

REFERENCES 1. Coble, R. L. Sintering crystalline solids. J. Appl. Phys. 32, 787-799 (1961).

2. Coble, R. L. & Burke, J. E. in Progress in Ceramic Science Vol. 3 (ed. Burke, J. E.) 197-251 (New York,1963).

3. Swain, M., Structure and properties of ceramics, Materials Science and Technology. A comprehensive treatment. Volume 11, edited by Cahn, R. W., Haasen, P. and Kramer, E.(Wiley-VCH, 1994).

4. Scott, H. G., Phase relations in the zirconia-yttria system, Journal of Material Sci ence10, 1527-1535 (1975).

5. N.A.Makarov., Composite material in the aluminum oxide – zirconium dioxide system, Glass and Ceramics 64, 120-123 (2007).

6. V.S Bakunov and E.S. Lukin.,Characteristics of high-density technical ceramics tech nology. Structer regulation during sintering, Glass and Ceramics 65, 231-235 (2008).

7. G.V.Studenikin,T.V.Mokhon,G.V.Lukashehko.,The effect of zerconia nano-powder addition on ceramics sintering temperature. Applied research, 170 - 175(1970).

8. K.Maca, M. Trunec and P. Dobsak.,High Bulk zerconia nanoceramics prepared by cold isostatic pressing and pressureless sintering.Adv.Mater.Sci.10, 84-88 (2005).

9. N. I. Demidenko and E. S. Konkina, “Sintering of ceramic mixtures based on natural wollastonite,” Steklo Keram.

10. N. I. Demidenko1 and A. P. Stetsovskii1 No. 1,15 – 16 (2003). ;

Correlaton between elastic properties of Wallastonite-based materials and sintering temperature, Glass and Ceramics Vol. 60, 217-218,( 2003).

ИЗУЧЕНИЕ ВЛИЯНИЯ СТЕПЕНИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА ОСОБЕННОСТИ МИКРОСТРУКТРЫ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ Mo-Re ПРИ КРУЧЕНИИ В НАКОВАЛЬНЯХ БРИДЖМЕНА С.А. ВИНС Томский Государственный Университет К настоящему времени накоплен большой объем экспериментальных данных о параметрах микроструктуры чистых металлов и сплавов различного класса, подвергну Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов тых интенсивному внешнему воздействию [1, 2, 3]. Одним из способов таких воздейст вий является интенсивная пластическая деформация (ИПД), в результате которой в ма териалах формируются субмикрокристаллические и нанокристаллические состояния, сопровождающиеся изменением их физико-механических свойств [1]. К сожалению, нет единого подхода к описанию взаимосвязи изменения микроструктуры и свойств таких материалов. Вследствие чего, необходимо проведение комплексных эксперимен тальных исследований, как структурных параметров, так и уровня свойств и в зависи мости от условий деформации и прочностных характеристик материала.

В настоящей работе методом просвечивающей электронной микроскопии про ведено изучение эволюции микроструктуры и механических свойств сплавов Mo 47%Re-0,2%Zr и Mo-47%Re, деформированных кручением в наковальнях Бриджмена при комнатной температуре под давлением Р = 7 ГПа на 1, 3, 5, 7 и 1, 5, 8 оборотов со ответственно. Исследование проведено в сечении перпендикулярном плоскости нако вален на тонких фольгах, вырезанных на разных расстояниях от центра образца, что, обеспечивает возможность наиболее полной структурной аттестации при реализации схемы деформации кручением под давлением. Параметры зеренной и дефектной струк туры аттестованы с применением методики темнопольного анализа дискретных и не прерывных разориентировок [4].

В процессе исследования было обнаружено, что после больших степеней де формации в изучаемых сплавах формируется анизотропное субмикрокристаллическое состояние – размеры зерен в различных направлениях отличаются в 2-4 раза: 100 нм в направлениях параллельных и 30 100 нм в направлении перпендикулярном плоскости наковален. Что, как было показано в [4], является следствием характерной для деформации кручением под давлением высокой анизотропии полей смещений и поворотов.


В результате электронно-микроскопического исследования было установлено, что важной особенностью микроструктуры материала уже при деформации на 1 оборот является сложное поведение контуров экстинкции. В процессе наклона образца в го ниометре в некоторых участках зерна, контура сохраняют дифракционный контраст в широком интервале углов (до 5 градусов). При этом в соседних участках того же зерна наблюдается специфический характер перемещения экстинкционных контуров, при ко тором в одних и тех же областях контуры экстинкции гаснут и возбуждаются при раз личных значениях угла наклона образца в гониометре, отличающихся не более чем на 0.5 – 1 градус. Таким образом, выявляется слоистая структура материала, то есть фор мирование, в направлении параллельном оси кручения нескольких субзерен, разделен ных малоугловыми границами.

Полученные экспериментальные данные свидетельствуют о формировании двухуровневых структурных состояний: зерна субмикронного размера (100250 нм) фрагментированы на более мелкие (1020 нм) нанофрагменты, разделенные малоугло выми границами дискретного и непрерывного типа. Параметры кривизны кристалличе ской решетки в таких наноразмерных областях достигают высоких значений град/мкм, что свидетельствует о высоком уровне локальных внутренних напряжений, близких к теоретической прочности кристалла.

Измерение микротвердости проведено в зависимости от степени деформации и расстояний от центра образцов в сечениях перпендикулярном и параллельном плоско сти наковален при нагрузке 0.050 и 0,100 кг и выдержки 15 с. Погрешность измерений не превышала 15%. Зависимость значений микротвердости от степени деформации свидетельствует о том, что при малых степенях деформации для материалов характер но неоднородное упрочнение центральной и периферийной частей образцов.

Установлено, что увеличение степени деформации практически не влияет на па раметры зеренной структуры, однако, при этом, наблюдается увеличение плотности зерен с двухуровневой структурой, что сопровождается выравниванием значения мик ротвердости в центральной и периферийной части образца.

На основании экспериментальных данных сделано предположение, что в качест ве основного механизма пластической деформации может быть рассмотрен дислокаци онно-дисклинационный механизм, который обеспечивает формирование обнаружен ных структурных состояний. Этот механизм, как известно [2], является одним из ос новных и универсальных механизмов переориентации кристаллической решетки при больших пластических деформациях, участвующих при формировании субмикрокри сталлических и нанокристаллических состояний в широком классе металлов и сплавов:

Cu [2], Ni3Al [3], V-4%Ti-4%Cr [4].

Работа выполнена при финансовой поддержке Министерства образования РФ и CRDF в рамках программы BRHE (проект RUX0-016-TO-06) и гранта РФФИ № 09 02-00809а. Исследования проведены с использованием оборудования Томского мате риаловедческого центра коллективного пользования ТГУ.

Литература 1. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические сис темы. – М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. – 398 с.: ил.

2. Носкова Н.И., Мулюков Р.Р. Субмикрокристаллические и нанокристаллические металлы и сплавы. Екатеринбург: УрО РАН, 2003. 279 с.

3. Гусев А.И. Наноматериалы, наноструктуры, нанотехнологии. – М.:

ФИЗМАТЛИТ, 2007.- 416 с.

4. Тюменцев А. Н., Дитенберг И. А., Пинжин Ю. П. и др. Особенности микро структуры и механизмы формирования ультрамелкозернистой меди, полученной методами интенсивной пластической деформации // ФММ. 2003. Т. 96. № 4. С.

33-43.

5. Тюменцев А.Н., Третьяк М.В., Пинжин ЮП., Коротаев А.Д. и др. // ФММ. 2000. - T.90. - №5. - С. 44-54.

6. Тюменцев А.Н., Пинжин Ю.П., Овчинников С.В. и др.//Перспективные материа лы. - 2005 - № 5 - С. 19-30.

СТРУКТУРА И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЦИРКОНИЙ-НИОБИЕВОГО СПЛАВА ПОСЛЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ Е.В. ОЛЕЙНИКОВА., 2 А.Ю.ЕРОШЕНКО Томский политехнический университет E-mail: olejnikov-elena@sibmail.com Институт физики прочности и материаловедения Сибирского Отделения РАН Введение В настоящее время широко применяемыми материалами для медицинских им плантатов являются титан и титановые сплавы. Однако в последние годы появилась возможность использовать в медицине сплавы на основе циркония. Циркониевые спла вы, так же как и титановые сплавы, обладают высокой коррозионной стойкостью, прочностью и биоинертностью [1]. Применение специальных деформационных обрабо ток, к которым относятся методы интенсивной пластической деформации (ИПД), по зволит получать изделия на основе циркония с более высокими механическими свойст Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов вами по сравнению с традиционными титановыми сплавами. Значительное повышение механических свойств циркониевых сплавов в результате применения ИПД осуществ ляется, прежде всего, за счет формирования ультрамелкозернистого (субмикрокристал лического / наноструктурного) состояния по объему материала [2]. При этом формиро вание ультрамелкозернистого состояния не оказывает отрицательного влияния на уро вень биосовместимости циркониевого сплава.

В работе представлены результаты исследования микроструктуры и механиче ских свойств ультрамелкозернистого циркониевого сплава Zr-Nb, полученного в ре зультате интенсивной пластической деформации методом аbc-прессования.

Материал и методика исследования В качестве материала исследования был выбран циркониевый сплав системы Zr Nb (1 ат. % Nb) марки Э 110.

Предварительно образцы (в состоянии поставки) подвергались отжигу при тем пературе 580°С в течение 3 часов в вакууме. Для получения субмикрокристаллического состояния в образцах цирконий-ниобиевого сплава применяли метод аbс-прессования [3]. Abс-прессование проводили со скоростью 10-3с-1 при последовательном понижении температуры в интервале 500400°C на гидравлическом прессе с усилием 200-500 кН.

Схема деформации образцов представлена на рис.1. Каждый цикл при заданной темпе ратуре включал однократное прессование с последующей сменой оси деформации пу тем поворота заготовки вокруг продольной оси на 90°. Степень деформации образца на каждом этапе прессования не превышала 40-50%. Размеры заготовок после прессова ния составляли 202040 мм3.

1 2 3 Рис 1. Схема аbc-прессования: 1 – исходная заготовка (стрелкой показано направле ние приложенной нагрузки при прессовании), 2 – заготовка после первого цикла прес сования, 3,4 – повторение последующих циклов прессования со сменой оси деформа ции Микроструктуру образцов исследовали с помощью просвечивающей электрон ной микроскопии. В качестве механических характеристик была выбрана микротвер дость. Измерения микротвердости проводились на микротвердомере ПМТ-3М1 при нагрузке на индикатор 0,98 Н.

Результаты эксперимента и их обсуждения Электронно-микроскопические исследования показали, что в исходном состоя нии (после отжига при 580°С в течение 3 часов) микроструктура циркониевого сплава представлена равноосновыми зернами Zr со средним размером 1,7 ±0,7 мкм и выделе ниями Nb со средними размерами 0,4±0,2мкм (рис.2).

0,9 мкм Рис.2. Светлопольное изображение микроструктуры с соответствующей микродифракцией сплава (Zr- Nb) в исходном состоянии На микродифракционной картине выявлены группы рефлексов основной фазы - Zr, -Zr и второй фазы Nb. Рефлексы циркония и -фаз имеют высокую интен сивность, а рефлексы, принадлежащие ниобию низкую интенсивность, что свиде тельствует о малой объемной доле ниобия. Среднее значение микротвердости образца циркониевого сплава в исходном состоянии составило 1540 МПа.

На рис. 3 представлена микроструктура цирконий-ниобиевого сплава, подверг нутого abc-прессованию. Видно, что зерна материала сплава вытянуты в направлении деформации. Внутри деформированных зерен наблюдаются мелкие субзерна (фрагмен ты), границы между которыми плохо различимы и размыты. Наличие размытых границ а так же экстинкционных контуров говорит о высоком уровне внутренних напряжений в материале деформированного сплава. Средний размер зерна рассчитывали как сред ний размер элементов (фрагментов, зерен, субзерен) структуры, который составил 0,5±0,2 мкм, что соответствует субмикрокристаллическому состоянию согласно из вестной масштабной классификации [4].

На микродифракционной картине деформированного сплава наблюдаются деба 0,3 мкм Рис.3. Светлопольное изображение микроструктуры с соответствую щей микродифракцией сплава (Zr- Nb) после abc-прессования евские кольца (кольцевые рефлексы расположены по окружностям), что указывает на измельчение исходной структуры после прессования. На светлопольных изображениях достаточно четко просматриваются выделения Nb. Средний размер зерен этой фазы уменьшился по сравнению с исходным состоянием до 0,2±0,1 мкм, что свидетельствует о растворении легирующего элемента Nb в зернах циркония с образованием твердого раствора на основе -Zr переменного состава в результате abc-прессования. Значение Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов микротвердости в заготовках цирконий-ниобиевого сплава после abc-прессования уве личилось до 2000 МПа.

Таблица 1 - Структура и микротвердость сплава Zr-Nb Микротвердость Средний размер Средний раз Материал зерна фазы Zr, мер фазы Nb, Н, МПа мкм мкм Zr-Nb 1,7±0,7 0,4±0, мелкокристаллический Zr-Nb 0,5±0,2 0,2±0, субмикрокристаллический Заключение Используемые температурно-деформационные режимы метода abc-прессования позволяют формировать в заготовках сплава Zr- Nb субмикрокристаллическую струк туру со средним размером элементов структуры 0,5 мкм. При этом микротвердость субмикрокристаллического сплава Zr- Nb возрастает в 1,4 раза по сравнению с исход ным мелкокристаллическим состоянием. Для получения структурного состояния с меньшим размером зерна и более высоким уровнем механических свойств требуется дополнительная деформационная обработка, например прокатка.

Полученные заготовки сплава Zr- Nb в субмикрокристаллическом состоянии с повышенными механическими свойствами в дальнейшем могут найти применение в медицине в качестве имплантатов, как альтернатива титановым сплавам.

Литература 1. Эппле М. Биоминералы и биоминерализация. /Перевод с немецкого под. ред.

Пичугина В.Ф., Шаркееева Ю.П., Хлусова И.А. – Томск: издательство «Ветер», 2007. –137 с.

2. Валиев Р.З., Александров И.В. Объемные наноструктурные металлические ма териалы: получение, структура и свойства. – М.: ИКЦ «Академкнига», 2007. – 398с.

3. Салищев Г.А., Валиахметов В.Р., Галлеев Р.М., Малышева С.П. Формирование субмикрокристаллической структуры в титане при пластической деформации и её влияние на механическое поведение // Металлы. 1996. №4. С.86-91.22.

4. Козлов Э.В., Жданов А.Н., Конева Н.А. Измельчение размера зерна как основ ной ресурс повышения предела текучести // Вестник Тамбовского университета.

2003. Т.8, №4. С.509- 513.

ВЛИЯНИЕ ЛОКАЛИЗОВАННОЙ ДЕФОРМАЦИИ НА ХАРАКТЕР РАЗРУШЕНИЯ СТАЛИ ВКС-12 ПРИ ВАРИАЦИИ ЖЕСТКОСТИ НАПРЯЖЕННОГО СОСТОЯНИЯ Е. Г ВУС, А. И.ГОРДИЕНКО1, Л. С. ДЕРЕВЯГИНА1, Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Для реальных конструкций важна оценка склонности материала к торможению разрушения или к «геометрической хрупкости», под которой понимают нестабильный характер распространения трещины без действия внешней нагрузки. Работоспособ ность конструкции под нагрузкой и характер ее разрушения определяются закономер ностями пластического течения в локальных областях вблизи концентраторов напря жений: трещин или трещиноподобных дефектов, надрезов и т.д. К настоящему моменту закономерности пластического течения и их связь с последующим разрушением для разных схем нагружения остаются до конца не выясненными. Это обусловлено тем что, во-первых: как процессы пластической деформации, так и процессы разрушения зависят от многих внешних и внутренних факторов;

во- вторых: неоднозначностью характера влияния пластической деформации на процесс разрушения, поскольку пластическая деформация может, как ускорять, так и сдерживать его;

в-третьих: трудоемкостью методов исследования деформированного состояния.

В этой связи использование оптико-телевизионного измерительного комплекса TOMSC [4], разработанного в ИФПМ СО РАН, значительно упрощает и облегчает про цедуру количественной оценки локальных характеристик деформации.

Цель настоящей работы: исследовать организацию пластического течения, оце нивая количественно локальные характеристики деформации, и взаимосвязанный с нею процесс разрушения стали ВКС-12 в условиях вариации жесткости исходного напря женного состояния.

1. Материал и методы исследования В качестве материала исследования взяли сталь ВКС-12. Конструкционная сталь марки ВКС – 12 является материалом для авиационной техники нового поколения. Ее механические свойства характеризуются высокими значениями прочностных характе ристик 0,2 =1748 МПа в =2100-2300 МПа и достаточной величиной пластичности = 8%. Состав приведен в таблице 1. Сталь поставлена в состоянии после термической об работки закалкой при Т=950°С в масле и отпуском при Т=200°С (в течении 3 часов).

Таблица 1 - Состав стали ВКС- С Si Ni Cr Mo Co V Mn Fe %,вес 0,4 2,8 4 1,2 0,6 2,3 0,08 0,4 88, Согласно [2] при такой обработке структура стали ВКС-12 представляет собой высокодисперсный пакетный и пластинчатый мартенсит с размером пластин 1, мкм (рис. 1). Обнаружены также частицы вторых фаз – карбиды ванадия V2C и VC (см.

на рис. 1 а, стрелкой показана частица).

Испытания на одноосное растяжение проводили при комнатной температуре на установке ИМАШ-2078 со скоростью движения захватов ~9,6 мм/час. Исследовали об разцы с надрезами с разной их геометрией (рис. 1, б).

Рис.1.

Микроструктура стали ВСК-12 (а) и схема образца (б) б а В таблице 2 приведены характеристики надрезов для расчета показателя жестко сти напряженного состояния П в вершине выточки, рассчитанные по формуле [3]:

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов = + 3 ln(1 + t 4 R ), где К – коэффициент равен 1,5;

t – толщина образца;

R –радиус кривизны.

Таблица 2 - Образцы и некоторые их характеристики Образец Радиус Толщина Показатель Скорость К1с, S/Sо разр/в № стали надреза, образца, жесткости, деформирования, МПа*м1/ Vдеф*103, ВКС-12 R, мм t, мм П Одн.

1 - 0,85 1 0, образец Шейка 6,65 0,7 1,57 0, одн. обр 2 Тип 1 7,975 0,87 1,58 0, 3 Тип 2 0,125 0,93 4,65 0,168 0,1 1,3 4 Тип 3 0,125 1,12 5,03 0,168 0,17 1,16 5 Тип 4 0,09 1,44 6,32 0,275 0,31 0,74 6 Тип 4 0,09 1,5 6,42 0,275 0,37 0,78 7 Тип 5 0,09 2,49 7,7 0,296 0,45 0,68 8 Тип 6 0,088 4,97 9,64 0,166 0,57 0,73 9 Тип 7 0,075 4,97 10,09 0,421 0,54 0,67 10 Тип 7 0,075 4,97 10,09 0,421 0,79 0,72 Количественную аттестацию деформированного состояния в зонах геометриче ских концентраторов напряжений осуществляли с помощью оптико-телевизионного измерительного комплекса TOMSC. Методика измерения полевых пластических де формаций, разработанная на основе этого комплекса, подробно изложена в работе [4].

Рассчитывали величины линейных x = U x x, y = U y y и сдвиговых xy = 1 2 (U x y + U y x ) компонент деформации, интенсивности деформации i = 2 3 ( 1 2 )2 + ( 2 3 )2 + ( 3 1 )2 и строили картины их пространственного распределения.

Фрактографический анализ изломов проводили с использованием растрового электронного микроскопа SEM 515 марки «Philips». Характеристику трещиностойкости К1с определяли при активном растяжении плоских образцов с надрезом.

2. Результаты эксперимента и их обсуждение На рис. 2 представлены диаграммы растяжения образцов стали ВКС-12. Образ цы (2 - 4) с показателем жесткости до П5,03 не чувствительны к надрезу, т.к для них отношение разр/в 1, а для образцов (5 - 11) с П5,03 отношение разр/в 1, и следова тельно они чувствительны к надрезу.

Рис. 2. Диаграммы растяжения стали ВКС-12: 1 – однородный об разец;

2 – 10 образцы с надрезами На рис. 3, а представлена металлографическая картина деформационного релье фа и картины изолиний Ux (б) и Uy (в) плоского образца 2 стали ВКС-12 с П1,58. Вид но, что формируется типичная симметричная шейка путем развития двух макрополос локализованной деформации, подобно тому, как это наблюдали в шейке однородного образца [4]. В месте пересечения макрополос в центре шейки наблюдается максималь ная величина интенсивности деформации (рис. 3, г) так же как и в однородном образце.

В результате максимального формоизменения, предшествующего в этой области, структура в ней становится наиболее дефектной. Вследствие этого здесь зарождается и развивается магистральная трещина. Траектория разрушения в центральной части шей ки перпендикулярна оси растяжения, а, приближаясь к поверхности, переходит в на клонную (рис. 3, д). Т.о. небольшой рост показателя от П1,57 (шейка однородного об разца) до П 1,58 не сказывается на закономерностях развития деформации и разруше ния этого материала.

а б г в д Рис. 3. Картины деформационного рельефа (а), изолиний Ux (б) и Uy (в), распре деления величины интенсивности деформации (г) и разрушения (д) образца 2 с П1,58 стали ВКС-12;

= 1,8 % С увеличением показателя жесткости напряженного состояния П закономер ности пластического течения резко изменяются. Так, в образце 3 с П4,65 в начале пластическое течение развивается от надрезов (рис. 4, а). С ростом степени деформа ции деформационные зоны увеличиваются в размере. На картинах изолиний (рис. 4, б, в) наблюдаются типичные для геометрического концентратора напряжений зоны двулепестковой конфигурации. Максимальное формоизменение, оцененное величи ной интенсивности деформации, происходит в вершине надрезов (рис. 4,г). Вследст вие этого магистральная трещина зарождается вблизи зоны надрезов, о чем свиде тельствует максимальное расстояние, на которое удалены друг от друга поверхности разрушения в вершине надрезов (рис.4, д).

a г б в д Рис. 4. Картины деформационного рельефа (а), изолиний Ux (б) и Uy (в), распределения величины интенсивности деформации (г) и разрушения (д) образца 3 стали ВКС-12 с П4,65;

=1,5% На фракторгаммах, снятых при малых увеличениях микроскопа (рис. 5), зоны утяжки в сечении у надрезов незначительны. Четко различается зонный характер то пографической картины излома. Возле надрезов выделяются зоны треугольной фор мы, ортогональные оси растяжения (рис. 5, а, область 1), острые концы которых на правлены в центр макроизлома. Микромеханизм разрушения в них ямочный. Ямки в них более глубокие, чем в центральной части излома, что свидетельствует, о том, что раскрытие трещины в этих зонах происходит с меньшей скоростью.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов б а Рис. 5. Фрактографические картины образцов стали ВКС-12:

образца 4 с П 5,03 (а) и образца 7 с П 7,7 (б) Рельеф остального сечения более гладкий, свидетельствующий о высокоскоро стном (лавинном) разрушении (рис. 5, а, область 2). Наличие зон стабильного и неста бильного (лавинного) роста трещин позволяет заключить, что характер разрушения ис следуемых образцов – квазихрупкий. Однако микромеханизм разрушения на всех ста диях роста трещины сохраняется вязкий путем зарождения, роста и последующего объ единения пор.

Подобный зонный характер фрактограмм, свидетельствующий о стадийности процесса разрушения обнаружен для всех исследуемых образцов. Было установлено, что с ростом показателя жесткости П площадь ортогонального отрыва увеличивается по отношению к площади всего сечения (см. табл.2).



Pages:   || 2 | 3 | 4 | 5 |   ...   | 9 |
 

Похожие работы:





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

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