авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

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

Pages:     | 1 | 2 || 4 | 5 |   ...   | 21 |

«ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК Сборник научных трудов VIII Международной конференция студентов и молодых ученых ...»

-- [ Страница 3 ] --

ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ ПОРОШКОВ Cu И МЕХАНОКОМПОЗИТОВ НА ОСНОВЕ СИСТЕМЫ Cu-Al ПОСЛЕ МЕХАНИЧЕСКОЙ АКТИВАЦИИ К.И. Денисов Научный руководитель: к.ф.-м.н. И.А. Дитенберг Томский государственный университет, Россия, г.Томск, пр. Ленина, 36, E-mail: Denisov_ki@mail.ru STRUCTURE AND PROPERTIES OF Cu POWDERS AND Cu-Al MECHANOCOMPOSITES AFTER MECHANICAL ACTIVATION K.I. Denisov Scientific Supervisor: Dr. I.A. Ditenberg Tomsk State University, Russia, Tomsk, Lenin str., 36, E-mail: Denisov_ki@mail.ru Nanostructured copper powders and copper-50% aluminum nanocomposites were produced by mechanical activation of the elemental powders in a high–energy planetary ball mill with different milling times. Grain and defect structure of milled powders was investigated by X-ray diffraction, scanning and transmission electron microscopy. Mechanical properties were studied by Vickers microhardness measurement. Mechanically activated samples were consolidated by high-pressure torsion at room temperature in order to investigate influence of preliminary activation intensity on structure and properties of final bulk product.

В современном материаловедении большое внимание уделяется вопросам создания наноструктурных металлов, сплавов и композитов в связи с возможностью значительного улучшения их механических характеристик [1]. Большое распространение получили методы интенсивной деформационной обработки материалов, позволяющие измельчить зеренную структуру материала до наномасштабных размеров путем деформационного воздействия [2]. Среди прочих метод механической активации (МА) в энергонапряженных шаровых мельницах обеспечивает наибольшее количество запасенной энергии деформации за счет осуществления больших степеней пластической деформации и импульсного характера воздействия [3]. К сожалению, имеющихся в настоящее время теоретических и экспериментальных данных недостаточно для полного понимания и контроля процессов структурообразования при МА, что препятствует широкому использованию преимуществ метода.

В настоящей работе механической активации в энергонапряженной (40g) планетарной шаровой мельнице АГО-2 были подвергнуты порошок меди (ПМС-1, 99,5%), а также смесь порошков меди и алюминия (ПА-4, 98%) в эквиатомной пропорции. Обработка проводилась в атмосфере аргона с использованием стальной оснастки, продолжительность составляла от 0,5 до 5 минут. В целях изучения влияния предварительной МА на поведение материала при консолидации из порошков после МА были изготовлены компакты методом кручения под давлением (КПД) в наковальнях Бриджмена при комнатной температуре и давлении 7 ГПа. Структура образцов после МА изучалась методами рентгеноструктурного анализа с использованием дифрактометра Shimadzu XRD 9000, растровой и просвечивающей электронной микроскопии с применением микроскопов Philips SEM 515 и Philips CM-30. Контроль механических свойств проводился путем измерения микротвердости по Виккерсу на приборе по Neophot РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

21 как непосредственно после МА, так и после компактирования.

В процессе рентгеноструктурного анализа установлено, что с увеличением продолжительности МА происходит уширение дифракционных пиков на рентгенограммах (рис. 1), что связано как с уменьшением размера ОКР, так и с ростом микроискажений кристаллической решетки (табл. 1). Кроме того, наблюдается изменение фазового состава смеси Cu+Al, где после 1,5 минут МА активируются процессы синтеза интерметаллидной фазы Cu3,4Al2.

Электронно-микроскопическое исследования показали, что в процессе обработки частицы порошка спрессовываются в слоистые конгломераты пластинчатой формы с размерами до сотен микрометров. В то же время, наблюдаются фракции мелких порошинок с размерами от сотен нанометров до нескольких микрометров. Исследование мелких порошинок методами просвечивающей электронной микроскопии позволили выявить, что они состоят из субмикро- и наномасштабных зерен, разделенных на дефектные субзерна с малоугловыми границами.

Установлено, что микротвердость исследуемых материалов возрастает с увеличением продолжительности МА, для чистой меди достигая 1,7 ГПа после 5 минут обработки (табл. 1). При этом предполагается, что преобладающее влияние на изменение твердости оказывает эволюция зеренной и субзеренной структуры. В случае механокомпозита Cu+Al в течение первых двух минут МА микротвердость изменяется аналогично чистой меди, однако после 3 минут МА происходит резкое (в раза) упрочнение материала. При дальнейшей обработке возникшее различие в значениях микротвердости увеличивается. Согласно данным рентгеноструктурного анализа и просвечивающей электронной микроскопии, такое различие в прочностных характеристиках чистой меди и механокомпозита нельзя объяснить только изменением параметров дефектной структуры. По нашему мнению, это упрочнение может быть обусловлено эволюцией фазовой структуры, а именно формированием интерметаллида Cu3,4Al2 и его перераспределением в объеме материала в условиях интенсивного деформационного воздействия. Следует отметить, что для проверки высказанных предположений необходимо проведение дополнительных структурно-аналитических исследований.

Рис. 1. Рентгенограммы порошка Cu (а) и механокомпозита Cu+Al (б) после различной продолжительности МА.

Дальнейшее упрочнение материала происходит в процессе консолидации методом КПД.

Минимальные значения микротвердости наблюдаются в центре образца (табл. 2), что соответствует наименьшей степени деформации, рассчитываемой по формуле e=ln(2Nr/h), где e – истинная логарифмическая деформация, N – количество оборотов, r – расстояние до оси кручения, h – толщина образца [4]. С удалением от центра образца микротвердость растет и выходит на насыщение, причем максимальные значения зависят от продолжительности предварительной МА. При этом твердость РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»





образцов почти двукратно превышает значения, полученные при КПД дисков из Cu крупнокристаллической меди (1,4 ГПа). Следует заметить, что для механокомпозита Cu+Al одновременно с насыщением значений микротвердости в периферийной области наблюдается начало процесса разрушения материала, что проявляется в наличии трещин и сколов.

Таблица 1.

Размер ОКР (L), величина микроискажений решетки (d/d) и микротвердость по Виккерсу (Hv) порошка Cu и механокомпозита Cu+Al после различной продолжительности МА.

T активации, мин. 0,5 1 1,5 2 3 4 Cu 197 116 154 166 109 124 L, нм Cu (Cu+Al) 227 179 132 122 121 80 Al (Cu+Al) 317 256 223 174 140 115 Cu 0,15 0,25 0,2 0,22 0,27 0,23 0, d/d, % Cu (Cu+Al) 0,15 0,16 0,30 0,22 0,39 0,43 0, Al (Cu+Al) 0,07 0,09 0,09 0,08 0,08 0,36 0, Cu 0,58 0,72 0,98 1,27 1,23 1, Hv, ГПа Cu+Al 0,65 0,66 0,73 0,92 3,09 3,41 4, Таблица 2.

Микротвердость Cu и композита Cu+Al после МА и последующего компактирования кручением под давлением на 2 оборота в зависимости от расстояния до оси кручения.

расстояние от центра, мм 0 0,4 0,8 1,2 1,6 2 2,4 2,8 3,2 3, истинная деформация (e) 2,3 3,0 3,4 3,7 3,9 4,1 4,2 4,4 4, Cu, 3 мин. МА 1,93 2,32 2,53 2,51 2,60 2,59 2,65 2,49 2,67 2, Hv, Cu, 4 мин. МА 2,75 2,76 2,87 2,78 3,05 2,86 3,03 2,88 3,04 3, ГПа Cu+Al, 3 мин. МА 2,73 2,83 3,25 3,53 4,04 3,95 4,11 4,70 4,25 4, Таким образом, в результате МА в порошках Cu и механокомпозитах Cu+Al формируется структурное состояние с субмикро- и наномасштабными зернами, что сопровождается упрочнением материала, характер которого зависит от параметров фазовой и дефектной структуры. Показано, что механические характеристики компактированных образцов зависят как от продолжительности предварительной МА, так и от степени деформации при консолидации.

Работа выполнена при частичной финансовой поддержке междисциплинарного интеграционного проекта фундаментальных исследований СО РАН №32 и гранта Президента Российской Федерации МК 85.2011.8. Исследования проведены с использованием оборудования ТМЦКП ТГУ.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 1. Гусев А.И. Наноматериалы, наноструктуры, нанотехнологии – М.: Физматлит, 2007. – 416 с.

2. Валиев Р.З., Александров И.В. Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. – М.: Логос, 2000. – 271 с.

3. Suryanarayana C. Mechanical alloying and milling // Progress in Materials Science – 2001. – № 46. – P. 1–184.

4. Смирнов Н.А., Левит В.И., Пилюгин В.И. и др. Эволюция структуры ГЦК монокристаллов при больших пластических деформациях // Физика металлов и металловедение – 1986. – Т. 61 – вып. 6 – С.

1170 – 1177.

РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

СПОНТАННОЕ ИЗЛУЧЕНИЕ БРОУНОВСКОЙ НАНОЧАСТИЦЫ А. Р. Дыбов Научный руководитель: к.ф.-м.н., доцент В.В. Ласуков Томский политехнический университет, Россия, г.Томск, пр.Ленина, 30, 634050, E-mail:lav_8@list.ru SPONTANEOUS RADIATION BROWN NANOPARTICLE A. R. Dybov Scientific Supervisor: PhD V.V. Lasukov Tomsk Polytechnic University, Russia, Tomsk, Lenin str., 30. E-mail: lav_9@list.ru It is shown, that similar to atom charged brown nanoparticle in an external field may generate the spontaneous and compelled radiation. It is investigated diffusion the mechanism of additional charge nanoparticles. The investigated process of radiation is the macroscopical quantum phenomenon which may be used in nanopower, to synthetic biology, medicine and other areas of science and engineering.

Известно, что обычный атом, имеющий размер порядка одного ангстрема, способен генерировать спонтанное излучение. С другой стороны, релятивистская микроскопическая частица (электрон), совершая макроскопическое движение в магнитном поле (в ускорителе), может генерировать спонтанное излучение (синхротронное излучение) при спонтанных переходах в дискретном энергетическом спектре (уровни Ландау) поперечного движения. По аналогии в докладе исследовано спонтанное излучение макроскопического атома, названного броуновским наноатомом. В наноатоме в качестве электрона выступает заряженная макроскопическая броуновская частица [1], а в роли ядра выступает макроскопический источник внешнего поля. Сначала рассмотрен природный процесс подзарядки наночастицы [2]. Затем рассмотрено спонтанное излучение наноатома с учетом начальной заселенности на основе уравнения Шредингера, в котором осуществлен традиционный виков поворот времени, так как только в таком случае оно имеет нестационарное решение броуновского типа и обычные стационарные решения. Дело в том, что нестационарное решение обычного уравнения Шредингера не описывает броуновское движение, так как временная компонента такого решения, являясь комплексной величиной, тем самым не обладает вероятностным смыслом дисперсии.

Для решения поставленной задачи исследуем эволюционное уравнение, полученное путем традиционного викового поворота времени t it, что обеспечивает существование решения, описывающего броуновское движение, x, t H x, t, (1) (5) t T V x, V x m x – потенциальная энергия где определяющий эволюцию оператор H p ;

p i, h c 1.

осциллирующего электрического поля, T x 2m РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

Пространственно-временное решение уравнения (1) будем искать в виде n x, t e n x, Et E 0. При этом на координатную функцию n x получим уравнение n 2 n 0, (2) (6) 2E x,, x где m – масса наночастицы. Собственная функция уравнения (2) и, m x условие квантования энергии имеют известный вид n 2 H n, exp (7) 2 n n! x d n H n 1 e En n.

n e, d n x, t T0 x, t имеет нестационарное решение Нетрудно убедиться, что уравнение t x, t T0 x, t, t x x, t exp, t 2 2 t th. Если функцию x, t нормировать по квантовому правилу квадрата модуля где m t N t x, t dx 1, то нестационарный нормировочный множитель равен. Тогда 2 t имеет вероятностный D x x 2 x, t dx дисперсия координаты, так что величина 2 t и закон линейной временной зависимости смысл дисперсии. Вероятностный смысл величины ht означает, что решение x, t описывает броуновское движение. В случае же дисперсии D x 2m 2 t является комплексной величиной уравнения Шредингера с мнимой единицей в левой его части 2 t 0 i t, что исключает ее вероятностную интерпретацию. При этом дисперсия координаты m 1 ~2 1 2 t 0 определяется модулем величины 2 t, а не самой этой величиной, Dx ~ 2 m 2 и закон временной эволюции дисперсии, являясь квадратичным, противоречит наблюдениям.

n Используя теорию переходных процессов для ортонормированных волновых функций и РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

Et вещественной экспоненты e, нетрудно показать, что с учетом начальной заселенности спектральная плотность безразмерной вероятности Wnk ( а не вероятности в единицу времени) отдельного перехода k n 1 равна заряженной броуновской частицы в дипольном приближении dWnk I0 2, (8) d nk 4 q2 nk xnk P, n t, t 1 e nkt 1 2 cost 1, где I 0 3 hc n Z 160 мкм xnk x k n dx x0, q Z e0 – заряд наночастицы, e0 – заряд электрона, 2 r nk En Ek, En Ek ;

специфичность задачи состоит в том, что [2], r0 – радиус наночастицы, nk частота одновременно определяет полуширину спектральной линии, положение спектрального 1016 Гц, m 10 24 г, максимума, а – время жизни начального состояния. Например, при nk Z 100 амплитуда вероятности I 0 10 4, где – постоянная тонкой структуры. Вероятность 2 n x броуновской частицы находиться в начальном состоянии с четным номером равна 2 n 2 2n 2 P, n N q x, t 2n x dx, n 1 1 t, z – здесь гамма-функция. Вероятности заселения состояний с нечетным квантовым числом равны нулю.

Показано, что подобная двухуровнему атому заряженная броуновская наночастица во внешнем поле может генерировать спонтанное и вынужденное излучение. Исследован диффузионный механизм подзарядки наночастиц. Исследованный процесс излучения является макроскопическим квантовым явлением, которое может быть использовано в наноэнергетике, синтетической биологии, медицине и других областях науки и техники.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 1.Эйнштейн А. Собрание научных трудов. Т.3. – М.: Наука, с. 108, 1966.

2. Смирнов Б.М. Проблема шаровой молнии. – М.: Наука, 1987.

РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ОБЪЕМНОГО ОБРАЗЦА НИТРИДА ТИТАНА А.А Евдокимов., Д.Ю. Герасимов Научный руководитель: д.т.н., профессор А.А Сивков Томский политехнический университет, Россия, г.Томск, пр. Ленина, 30, E-mail: kraamis@gmail.com INVESTIGATION OF PHYSICAL-MACANICAL PROPERTIES OF BULK TITANIUM NITRIDE SPECIMENTS A.A Evdokimov, D.Y. Gerasimov Scientific Supervisor: Prof., Dr. A.A. Sivkov Tomsk Polytechnic University, Russia, Tomsk, Lenin str., 30, E-mail: kraamis@gmail.com In this paper we present the results of investigations of physical and mechanical properties of the bulk sample of titanium nitride, ceramics, sintered by spark plasma sintering. Described a method for obtaining raw materials in the form of titanium nitride nanodispersed Введение Исследования последних лет убедительно показывают возможность создания новых объемных сверхтвердых материалов (СТМ) на сырьевой основе в виде нанодисперсных композиций традиционных высокотвердых материалов, в частности многочисленных соединений титана с соответствующим связующим.

Рис. 1. Схема, устройство и принцип действия коаксиального магнитоплазменного укорителя: а) исходное состояние, б) работа ускорителя. 1. Центральный электрод. 2. Электрод-ствол. 3. Изолятор центрального электрода. 4. Электровзрывающиеся проводники. 5. Индуктор (5'-контактный цилиндр, 5"-соленоид, 5'"-контактный фланец). 6. Заглушка. 7. Корпус. 8. Изоляция (стеклоэпоксидный компаунд).

9. Плазменная структура сильноточного разряда (9'-плазменный жгут Z-пинч, 9"-круговая плазменная перемычка).

Для получения высокоплотных наноструктурированных объемных СТМ необходимо иметь равномерно смешанную шихту требуемого фазового состава, состоящую из наночастиц правильной формы. Эти условия оказываются трудновыполнимыми из-за склонности наночастиц к агломерации и неправильности их форм при традиционных способах диспергирования. Поэтому актуальной задачей является получение равномерной композиции в едином процессе синтеза и диспергирования одновременно всех компонентов шихты 1-5. Эта задача в некоторых случаях может быть решена при РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

проведении динамического синтеза в гиперскоростной струе электроразрядной плазмы, генерируемой сильноточным коаксиальным магнитоплазменным ускорителем (КМПУ) 2 (рис. 1).

Динамический синтез реализуется в скачке уплотнения головной ударной волны, в который поступает эродированный материал и встречно диффундирует газ окружающей атмосферы. Формирование кристаллической структуры и диспергирование синтезированного материала происходит при его распылении с границы ударной волны. Интенсивность распыления задается энергетикой системы и, соответственно, параметрами на границе струи и является фактором, определяющим кристаллическую структуру и дисперсность получаемого продукта.

Правильность формы частиц обеспечивается за счет высокой скорости закалки парогазовой фазы с большим числом зародышей и ограничения времени и скорости роста кристаллов.

Состав смеси Для спекания использовалась смесь порошков нитрида титана, полученного в двух разных экспериментах по плазменному синтезу нанодисперсных материалов. Примеси в шихте обусловлены тем, что при производстве сырья использовался технически чистый азот, в котором допустимо содержание десяти процентов кислорода. Для уменьшения влияния воздушной примеси применялась многократная прокачка камеры, при этом доля воздушных примесей падала практически до нуля. В итоговой смеси присутствовало 1,0 г порошка из опыта 1 и 1,7 г – из опыта 2. В итоге в смеси для спекания, весом 2,7 г, присутствовало 93,47% TiN, 4,83% TiO2 со структурой рутила и 1,70% TiO2 со структурой анатаза.

После спекания содержание нитрида титана в образце выросло до 98,1%, это, по-видимому, объясняется тем, что при спекании происходило разложением примесей, а также промежуточный процесс перехода рутила в анатаз. Остаток анатаза, по-видимому, объясняется недостаточностью времени спекания.

Таблица 1.

Индентирование спеченного образца TiN.

TiN 1 2 3 4 Виккерс Hv 1088 1285 1416 1576 ГПа H 11,53 13,61 14,99 16,70 14, ГПа E 241.99 238.61 288.44 265.98 209. Среднее 6 7 8 9 Виккерс Hv 1015.47 1503.69 1132.32 793.31 1002.69 1 218, ГПа H 10,76 15,93 11,99 8,40 10,62 12, ГПа E 208.76 268.28 222.99 184.25 192.67 232, Твердость При исследовании физико-механических свойств образца полученного методом плазменно-искрового спекания (рис. 2) было проведено несколько индентирований для статистики. Из табл. 1 видно, что даже самый низкий уровень твердости Hv и Н сопоставим с микротвердостью стандартных объемных твердых сплавов Т15К6, характеристики которых полученные нами для сравнения по этой же методике (табл. 2).

Из сравнения данных этих таблиц видно, что полученный нами объемный материал обладает не только более высокой твердостью, но и отличается значительно меньшим уровнем значений модуля Юнга. Это свидетельствует о относительно высокой пластичности материала. Обусловлено это может РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

быть его субмикронной микроструктурой (рис. 3, 4), в отличие от крупнозернистой структуры стандартных твердосплавов T15K6. Плотность спеченного образца составляла 90% от плотности монокристалла.

Рис. 2 Внешний вид спеченного образца.

Из вышесказанного можно сделать вывод, что данная технология позволяет получить объемные сверхтвердые материалы.

Таблица Индентирование образца твердосплава Т15К Образцы Т15К6 Среднее 1 2 3 4 5 6 7 Виккерс Hv 1107 187 256 851 1949 1087 1044 1092 H GPa 11.73 1.98 2.72 9.02 20.65 11.52 11.06 11.57 11. E GPa 317 172 180 296 401 175 300 293 Для исследования поверхности образец был подвергнут тонкой шлифовке и исследован на сканирующем микроскопе с увеличением в Х4000 и в Х30000.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 1. Блинков И.В., Манухин А.В. Нанодисперсные и гранулированные материалы, полученные в импульсной плазме. М.: МИСИС, 2005.

2. Патент на полезную модель № 61856 РФ. Коаксиальный магнитоплазменный ускоритель / Герасимов Д.Ю., Сайгаш А.С.;

Сивков А.А.

3. Сивков А.А., Найден Е.П., Герасимов Д.Ю. Прямой динамический синтез нанодисперсного нитрида титана в высокоскоростной импульсной струе электроразрядной плазмы // Сверхтвердые материалы. – 2008. – №5. – С. 33- 4. Сивков А.А., Сайгаш А.С., Пак А.Я., Евдокимов А.А. Прямое получение нанодисперсных порошков и композиций в гиперскоростной струе электроразрядной плазмы // Нанотехника. - 2009, - № 2(18) – с.

38- 5. А.А. Евдокимов, А.Я. Пак, Д.Ю. Герасимов. Получение порошкообразного нитрида титана в гиперскоростной плазменной струе. // Труды Всероссийской конференции с элементами научной школы для молодежи «Новые материалы. Создание, структура, свойства – 2009». Томск, 8-11 сентября 2009 г. с.

272-275.

РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

NUCLEAR PHYSICS FOR NOVICE S.A.Edreev, A.E.Kolchev Scientific Supervisor: Prof., Dr. V.V. Larionov.

Linguistic advisor: O.S.Glushakova Tomsk Polytechnic University, Russia, Tomsk, Lenin str., 30, E-mail: edreev.stas@yandex.ru ЯДЕРНАЯ ФИЗИКА ДЛЯ НАЧИНАЮЩИХ С.A.Едреев, A.E.Колчев Научный руководитель: профессор В.В. Ларионов. Консультант-лингвист: O.С.Глушакова Томский политехнический университет, Россия, г.Томск, пр. Ленина, 30, E-mail: edreev.stas@yandex.ru Цель данной работы – создать мультимедийный проект на базе Macromedia Flash, который упрощает понимание базовых процессов в ядерной физике для студентов всех технических специальностей. Проект содержит схематическое описание работы ядерного и термоядерного реакторов. Проект апробирован на студентах различных специальностей в Национальном Исследовательском Томском Политехническом Университете.

1. What is visual material, the task they solve to contribute to understanding of a subject?

Attention should be attracted to the fact that visual image is a property that expresses the degree of accessibility and intelligibility of mental images of objects of knowledge for the knowing subject.

2. Modern application of visual aids during a lesson in relation to the problem of understanding the processes of nuclear physics Firstly, it worthwhile mentioning, that today’s education requires a lot of innovational ideas to improve the process itself, to make educational process easier for students, teachers and lecturers. Unfortunately, today only few students attend the library to take the books and learn How it works. Moreover, the high speed of the Development of the Internet and mass media leads to changes in people’s mind. Besides, al the high tech technologies contribute to the changes in the way of perception of new information.

The fact that should be taken into account is that there are some subjects in the university which are very hard even with using of books and lectures. For example, studying of physics as well as some of the physical processes isn’t very hard and they are intuitively clear for students such as low of uniform and direct motion.

However there are a lot of processes in physics such as nuclear processes and thermodynamics processes which are extremely difficult for students even for students of technical specialties.

Thus, it leads to the idea that educational process must be improved anyway.

The point which should be noticed is that multimedia technology is one of the easiest ways to solve the problem which was discussed above. The most of lecturers got used to apply the multimedia technology;

in general it’s Microsoft PowerPoint presentations. It makes them free from writing and gives time to explain the slides and the process which is described.

РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

There is one very useful program which helps to create multimedia animation projects – Macromedia Flash.

3. Macromedia Flash (MF) To begin with, it must be pointed out that Macromedia Flash is multimedia software which allows people create different types of multimedia production from movies and little games to serious educational programs.

There are some programs which allow doing the same work, but MF is the most widespread. The great advantage of MF is user-friendly interface and possibility to create projects without experience. There a lot of people in the world used this software;

create a lot of animation movies, games and educational programs. A lot of educational projects were created with help of MF. And in modern time their authors get a lot of money from these projects [8].

4. “Nuclear Transformations” – the project in nuclear physics on the platform of MF Thus, if taking all stated into account it was decided to create multimedia Flash Project on the basis of Macromedia Flash to contribute to understanding nuclear physics processes. This project shows common nuclear reactions, include nuclear fusion and nuclear decay. In addition project contains schematic example of nuclear reactor and thermonuclear reactor. And as example of innovations, it contains the experimental thermonuclear reactor which was created in Tomsk Polytechnic University by the group of engineers.

So the example of such a project is about nuclear processes and it will show how ease can physics be:

The first step is to start main menu – there 1) student can choose the theme of nuclear physics. Very user-friendly interface and this program can show to even a little child the processes in the atom.

2) After that to know all the processes in detail the theory of the topic is given.

3) Then the example of nuclear reaction is presented to help students to acquire new knowledge and understand all the nuisances. All the processes will be shown, all the reactions will be on the panel, it’s like a game. But on should not forget that it’s an educational program!

The next step is to give information about nuclear factory and to show clearly how does it works.

4) You will see the way of working of a nuclear plant with the help of animation which makes the cognitive processes work and establish gooв connections between the image and theoretical information.

5) By continuing using the menu we can easily the information about thermonuclear device. There is still not working models in the world. But the potential of such a device is incredible!

Results The educational program was created with the intention to simplify the process of acquiring knowledge in the sphere of nuclear physics. The results were approbated on different groups of Tomsk Polytechnic University.

To make the situation clear it should be stated that the results of approbation met all requirements as long as РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

the program:

- is very simple in use;

- does the nuclear processes very clear to all students of the group;

- contributes to the development of visual-image thinking;

- allows to specify the theoretical issues;

- makes the scope of practical application of material under study much broader;

- creates opportunities for modeling a number of processes;

- establishes lasting connections between the form of the theoretical material and its content;

- helps to enhance learning and cognitive activities of students.

Thus, resuming all the above aspects it must be noted that this project can be used by the students of non technical faculties and even the students in high schools to simplify the process of studying.

REFERENCES 1. Vitale, M. R., & Romance, N. R. (2000). Portfolios in science assessment: A knowledge-based model for classroom practice. In J. J. Mintzes, J. H. Wandersee & J. D. Novak (Eds.), Assessing science understanding: A human constructivist view. San Diego, CA: Academic Press.

2. Sperling, G. (1963). A model for visual memory tasks, Human Factors, 5, 19-31.

3. Poenaru D. N. (1996) Nuclear Decay Modes. Institute of Physics, ISBN 0 7503 0338 [Электронный ресурс]. – режим доступа: http://yteach.com/page.php/resources/ 4.

[Электронный ресурс]. – режим доступа: http://phns.mpei.ac.ru/scine1.htm 5.

[Электронный ресурс]. – режим доступа: http://physics.ru/ 6.

7. James L. M. (2004) Flash MX. Purdue University РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

ИССЛЕДОВАНИЕ НИЗКОУГЛЕРОДИСТОЙ ФЕРРИТО-МАРТЕНСИТНОЙ СТАЛИ 06МБФ ПОСЛЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ РАВНОКАНАЛЬНЫМ УГЛОВЫМ ПРЕССОВАНИЕМ И ПОСЛЕДУЮЩИХ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫХ ОТЖИГОВ Г.

Г. Захарова, Е.Г.Астафурова, М.С. Тукеева Научный руководитель: доцент, к.ф.-м.н. Е.Г. Астафурова Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, 634021, Россия, г. Томск, пр. Академический, 2/ E-mail: galinazg@yandex.ru THE INVESTIGATION OF LOW-CARBON FERRITIC-MARTENSITIC STEEL 06MBF AFTER SEVERE PLASTIC DEFORMATION BY EQUAL CHANNEL ANGULAR PRESSING AND FOLLOWING HIGH-TEMPERATURE ANNEALING G.G. Zakharova, E.G. Astafurova, M.S.Tukeeva Scientific Supervisor: E.G. Astafurova, PhD., assistant professor Institute of Strength Physics and Material Science SB RAS, 634021, Russia, Tomsk, pr. Akademicheskii,2/4 E mail: galinazg@yandex.ru Mechanical properties, microstructure and thermal stability of low-carbon ferritic-martensitic steel Fe 1Mo-0,1V-0,1Nb-0,06C (wt.%) after severe plastic deformation by equal channel angular pressing (ECAP) was investigated. It was shown that ultrafine-grained structure formed by ECAP possesses high microhardness (H=3,3ГПа) and high thermal stability up to the temperature of 500С. The average (sub )grain size of UFG steel was 320 nm. The small carbides formed after ECAP contributed to a high mechanical property and they were responsible for high thermal stability of UFG steel.

Проведено исследование влияния интенсивной пластической деформации равноканальным угловым прессованием (РКУП) на структуру и механические свойства стали 06МБФ (Fe-1Mo-0,1V-0,1Nb-0,06C, мас.%) в феррито-мартенситном состоянии (закалка от 920°С-30мин. в воду и отпуск 670°С-1ч.). РКУП проводили по режиму ВС, Ф=120°, 6 проходов при температуре Т=300°С. После РКУП сталь подвергали высокотемпературным отжигам в интервале температур 400700С (1 час). Исследование структуры проводили с помощью оптического микроскопа Olympus GX-71 и электронного просвечивающего микроскопа Philips СМ200 при ускоряющем напряжении 200кВ. Средний размер зерна считали методом секущих по темнопольным электронно-микроскопическим снимкам. Механические испытания на растяжения выполняли при комнатной температуре с использованием электромеханической установки Instron 3369 (3.5*10-3с-1). Образцы на растяжение в виде двойных лопаток имели размер рабочей части 2.6*0.5*10 мм3. Для измерения микротвердости использовали микротвердомер Duramin 5 с нагрузкой на индентор Р=200 г. Рентгеновские исследования выполнены на дифрактометре Shimadzu XRD-6000.

После закалки сталь находилась в феррито-мартенситном состоянии. Электронно-микроскопически наблюдали пакетный мартенсит со средней толщиной пластин ~ 0,4m и глобулярный феррит со средним размером зерна ~ 0,8m (рис.1а, б). Объемная доля мартенсита составляла ~20 %. В структуре стали обнаружены карбиды округлой формы Fe3C, M6C, расположенные преимущественно на границах зерен и мартенситных ламелей и карбиды Fe3C внутри зерен (табл. 1).

РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

РКУП приводит к формированию субмикрокристаллической структуры со средним размером структурных элементов 320 нм, что подтверждено методами электронной просвечивающей микроскопии и рентгеноструктурного анализа. Структура неравновесная, наблюдаются контуры экстинкции внутри зерен и фрагментов, что свидетельствует о высоком уровне внутренних напряжений. РКУП приводит к измельчению карбидной подсистемы, обнаружены мелкие частицы Fe3C, Fe3C, V8C7 (Таблица 1).

Мелкодисперсные частицы карбидов, сформированные после РКУП, могут иметь важное значение как для повышения механических свойств стали, так и для ее термостабильности.

Таблица Влияние РКУП на фазовый состав и размер зерна стали 06МБФ Исходное состояние РКУП Размер карбидов, нм 15-20 (Fe3C)-внутри зерна 2-3 (Fe3C)-внутри зерна 90 (Fe3C, M6C, V8C7) - на границах 70 (Fe3C, V8C7) – внутри зерна и на границах Размер зерна, нм 800± 617 (феррит) 320±198 (феррит) 400±200 (толщина март. пластин) Рис.1. Электронно-микроскопические изображения структуры стали 06МБФ до и после РКУП: а) исходно феррито-мартенситное состояние;

б) структура пакетного мартенсита до РКУП;

в) светлопольное изображение структуры стали после РКУП и микродифракционная картина, полученная с участка фольги площадью S=0,5 мкм2;

г) темнопольное изображение структуры стали после РКУП, полученное в рефлексе -Fe.

РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

В исходном состоянии значение микротвердости стали 06МБФ составляло 2,1 ГПа. РКУП приводит к увеличению микротвердости стали до 3,3ГПа. Отжиг 400 оС не приводит к спаду механических свойств, а также к росту зерна, значение микротвердости сохраняется близким к состоянию после РКУП (Рис. 2).

Средний размер зерна после РКУП и отжигов 400оС и 500оС составляет 320 нм. Спад механических свойств и трансформация структуры в крупнокристаллическое состояние наблюдается после отжига 600оС. Значение микротвердости падает до значения 2,8 ГПа, что связано с действием собирательной рекристаллизации, в структуре наблюдаются отдельные области с размером зерен до нескольких микрон.

После отжига 700оС наблюдается сильный спад механических свойств до H=1,5ГПа, структура становится полностью рекристаллизованной с размером зерна ~ 3 мкм.

Рис. 2. Зависимость значений микротвердости стали 06МБФ после РКУП от температуры отжига.

Вклейки: светлопольные электронно-микроскопические снимки структуры стали, соответствующие состояниям: a) после РКУП;

б) после РКУП и отжига при 400С;

в) после РКУП и отжига при 500С ;

г) после РКУП и отжига при 600С ;

д) после РКУП и отжига при 700 С Таким образом, исследование низкоуглеродистой феррито-мартенситной стали 06МБФ после ИПД показало, что РКУП приводит к формированию субмикрокристаллической структуры (средний размер структурных элементов 320 нм) с системой мелкоразмерных карбидов. Сформированная после РКУП структура обладает высокими прочностными свойствами (микротвердость стали 3,3 ГПа) и высокой термостабильностью до 500С, что, по-видимому, связано с карбидным упрочнением.

Авторы работы выражают благодарность за сотрудничество своим коллегам профессору Добаткину С.В. и к.ф.-м.н.

Найденкину Е.В. Работа выполнена при финансовой поддержке ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России» для аспирантов 2009-2013г. (ГК №П151 от 15.04.2010) и гранта Президента РФ (МК-43.2011.8).

РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ НА ПРОЦЕС МАССОПЕРЕНОСА, ОБУСЛОВЛЕНОГО НАЛИЧИЕМ МЕЖУЗЕЛЬНОГО АТОМА В ПОЛЕ ДИСЛОКАЦИЙ НЕСООТВЕТСТВИЯ, НА МЕЖФАЗНОЙ ГРАНИЦЕ СПЛАВА Ni-Al П.В.Захаров Научные руководители: профессор, д. ф.-м. н. М.Д. Старостенков;

доцент, к. ф.-м. н. Н.Н. Медведев Алтайская государственная академия образования имени В.М. Шукшина, Россия, г. Бийск, ул.Короленко 53, E-mail: zakharovpvl@rambler.ru INFLUENCE OF TEMPERATURE ON PROCESS MASS TRANSFER, CAUSE BY PRESENCE INTERSTITIA ATOM IN THE FIELD MISFIT DISLOCATION, ON INTERPHASE BORDER OF ALLOY NI-AL P.V. Zakharov Scientific Supervisors: Prof., Dr. ph.–m. s. M.D. Starostenkov;

lecturer, ph.–m. s. N.N. Medvedev V.M. Shukshin Altai State Academy of Education, Russia, Biysk, Korolenko str., 53, E-mail: zakharovpvl@rambler.ru The method of molecular dynamics models interphase border of alloy Ni-Al. Character of influence of temperature on process mass transfer, caused by presence interstitia atom in the field misfit dislocation, is revealed.

Наличие межузельного атома (МА) в близи межфазной границы сплава (МГС) NI-Al вызывает эстафетные смещения атомов в сторону МГС. Подобные процессы, связанные с перемещением вещества внутри некой системы, принято называть массопереносом. Одним из факторов влияющих на данный процесс является температура. Начальная температура системы при внедрение МА вблизи МГС оказывает существенное влияние на эстафетные смещения атомов.

Формирование межфазной границы с дислокациями несоответствия обусловлено различием в значении постоянных решетки Ni и Al [1, 3, 4].

Кристаллическая решетка Ni-Al моделировалась методом молекулярной динамики, атомы которой взаимодействовали посредством потенциала Морзе [3, 5]:

U r D e2r 2er Способ создания начальной конфигурации расчетной ячейки, как предложено в [3], включал три стадии: построение, первичная релаксация и охлаждение.

Межфазная граница в биметалле Ni-Al проходила через середину ячейки размером 40 80 частиц.

Граничные условия для расчетной ячейки задавались следующим образом: по оси x – периодические, по оси y – свободные. Начальная температура ячеек задавалась равной нулю Кельвин.

Искусственно созданная граница раздела металлов, подвергалась процедуре релаксации, в течение которой граничные атомы занимали равновесное положение. В результате релаксации наблюдалось повышение температуры ячейки до нескольких десятков Кельвин. Время релаксации ячейки составило РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

пс, на этап охлаждения было отведено 10 пс. Таких временных рамок эксперимента достаточно для того, чтобы ячейка успела избавиться от лишнего свободного объема, который возникал на межфазной границе при создании начальной структуры [3]. В итоге формировалась межфазная граница с характерными дислокациями несоответствия из-за различия постоянных решеток, представленная на рис. 1.

Следующий этап эксперимента состоял из внедрения МА на различном расстоянии от межфазной границы и задания температуры ячейки. Внедрялся атом Ni в межузельное пространство никеля. При дальнейшей релаксации ячейки происходили направленные смещения атомов в сторону МГС, с последующим вытеснением атома из крайнего ряда в соседний металл.

В результате серии компьютерных экспериментов было установлено, что внедрение МА приводит к направленному смещению атомов вдоль направления плотной упаковки до пересечения плотноупакованного ряда с межфазной границей и вытеснение атома из крайнего ряда в кристаллическую решетку соседнего металла, при этом смещения атомов происходит в сторону ближайшей дислокации несоответствия. Таким образом происходит аннигиляция дефектов.

Рис. 1. Межфазная граница сплава Ni-Al после релаксации Характер атомных смещений в первую очередь обусловлен удаленностью МА от МГС, кроме того значительную роль играет начальной температурой расчетной ячейки.

При внедрении атома Ni, глубина, на которой, МА вызывал направленные смещения в сторону ближайшей дислокации несоответствия на МГС достигла 13–14 постоянных решетки от МГС. Стоит отметить, чтобы добиться подобного эффекта далее 11 ряда атомов от границы, необходимо подогревать ячейку дополнительно. Так для активации атомных смещений при внедрении МА в 12 и 13 ряд пришлось подогревать ячейку на 100 и 150 К соответственно. Повышение температуры далее не приводило к увеличению расстояния внедрения МА от МГС, вызывающего направленное смещение атомов.

Характер смещений, вызванного МА обусловлен так же расстоянием внедрения атома от МГС.

Прямолинейная траектория свойственна при внедрении от 3 до 10 рядов.

При более отдаленном расположении внедренного атома (10 и более постоянных решетки), зачастую, наблюдается ломаная траектория смещения атомов. При начальной нулевой температуре это чаще всего обусловлено относительным расположением внедренного атома и ближайшей дислокации несоответствия на границе металлов.

Установлено, что повышение начальной температуры расчетной ячейки приводит к увеличению скорости активации эстафетных смещений атомов. Для более детального изучения роли температуры проводилась серия экспериментов. Атом Ni внедрялся в междоузелье между 3 и 4, 7 и 8, 11 и 12 рядами атомов от границы металлов. Выбор таких расстояний от МГС соответствует близкому, среднему и дальнему расположению МА. Начальная температура ячейки варьировалась от 0 К до 900 К, РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

фиксировались время, через которое произойдет вытеснение из крайнего ряда атома.

При расположении МА между 3 и 4 рядами температурное воздействие не оказало существенного воздействия на процесс массопереноса. В ряде экспериментов наблюдалось увеличение скорости процесса, в ряде замедления, вызванные увеличившейся амплитудой колебаний атомов около положения равновесия. В среднем скорость эстафетных смещений атомов осталась прежней.

При расположении МА между 7 и 8 рядами температурное воздействие оказало влияние на процесс массопереноса. Наблюдалось увеличение скорости активации процесса массопереноса в 2 раза. При этом подобная тенденция просматривалась на всем диапазоне температур. Изменился характер траектории, если при начальной нулевой температуре преобладает прямолинейная траектория смещения атомов, то даже при небольшом температурном воздействии начинает преобладать ломанная траектория, что обусловлено увеличившейся амплитудой колебаний атомов системы.

Устойчивое уменьшение времени, затрачиваемого на активацию процесса массопереноса, при внедрении МА между 11 и 12 рядами, было зафиксировано в диапазоне температур 5–75 К. В данном диапазоне временной интервал сократился в 3–5 раз. Далее следует разброс в значениях, что свидетельствует о значительной роли флуктуаций в процессе направленного смещения атомов к дислокации несоответствия на МГС. В ряде случаев в температурном диапазоне 100 – 900 К. флуктуации приводили в значительной задержке смещения атомов к границе металлов. Например, при температуре 325 К вытеснение атома из крайнего ряда произошло только через 32,2 пс, при повторном эксперименте время составило 4 пс, для сравнения при 0 К. В среднем в диапазоне 100–900 К время на смещения атомов сократилось в 2 раза.

Все это свидетельствует о значительной роли начальной температуры ячейки в процессе массопереноса, вызванного внедрением МА в поле дислокации несоответствия вблизи МГС.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 1. Денисова Н.Ф. Исследование процессов фазообразования в системе Ni-Al с концентрацией компонентов, соответствующих фазам Ni3Al и NiAl // Международная конференция «Вычислительные и информационные технологии в науке, технике и образовании» Павлодар, Казахстан, 20 – 22 сентября 2006 года [Электронный ресурс] – режим доступа:

http://www.nsc.ru/ws/show_abstract.dhtml?ru+148+10299+ – 03.03.2011.

2. Маркидонов А.В. Бездиффузионный механизм массопереноса в кристаллах, содержащих агрегаты вакансий и межузельных атомов: Диссертация канд. физ.–мат. наук. – Барнаул, 2009. – 226 с.

3. Полетаев Г.М. Исследование процессов взаимодиффузии в двумерной системе Ni–Al:

Диссертация канд. физ.–мат. наук. – Барнаул, 2002. – 186 с.

4. Попова Г.В. Стабильность межфазных границ композиционных материалов системы Ni-Al:

Автореф. дис. канд. физ.–мат. наук. – Барнаул, 2006. – 22 с.

5. Старостенков М.Д., Скаков М.К., Попова Г.В. Компьютерный эксперимент по исследованию стабильности интерметаллических соединений системы Ni–Al. // Вестник КарГу им. Букетова, 2004. №4.- С.58-62.

РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

ЭВОЛЮЦИЯ ДЕФЕКТНОЙ СТРУКТУРЫ МЕТАСТАБИЛЬНОЙ АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ ПРИ ДЕФОРМАЦИИ ПРОКАТКОЙ ДО БОЛЬШИХ СТЕПЕНЕЙ М.И.Захожева, И.Ю.Литовченко Научный руководитель: к.ф-м.н И.Ю.Литовченко Томский государственный университет, Россия, г. Томск, пр. Ленина, 36, E-mail: iojig@sibmail.com DEFECT STRUCTURE EVOLUTION OF METASTABLE AUSTENITIC STEEL AFTER SEVERE PLASTIC DEFORMATION BY ROLLING M.I. Zahojeva, I.Yu.Litovchenko Scientific Supervisor: PhD. I.Yu. Litovchenko Tomsk State University, Russia, Tomsk, Lenin str., 36, E-mail: iojig@sibmail.com An electron microscopy study of Fe – 18%Cr – 8%Ni (wt. %) metastable austenitic steel after severe plastic deformation by rolling was conducted. It is shown that severe plastic deformation leads to formation of two-phase submicrocrystalline structure. Fragments of disorientation, formation of which can be explained by mechanism of direct and reverse martensitic transformation, were found. Possible mechanisms of crystal lattice fragmentation and formation of submicro- and nanostructured states are discussed.

Знания закономерностей и механизмов формирования объемных субмикро– и нанокристаллических (СМК и НК) материалов методами интенсивной пластической деформации позволяют целенаправленно влиять на их прочностные и пластические свойства. В аустенитных сталях эти механизмы зависят от уровня деформирующих напряжений и фазовой стабильности материала (склонности к деформационным мартенситным превращениям). В работах [1, 2] был предложен механизм локальных обратимых структурных превращений мартенситного типа с осуществлением обратных превращений по альтернативным системам. Показано, что с помощью этого механизма удается объяснить наблюдаемые особенности переориентации кристаллической решетки в стабильных аустенитных сталях.

В настоящей работе в качестве материала для исследования была выбрана метастабильная сталь Fe – 18Cr % – 8%Ni (вес. %) в исходно аустенитном состоянии. Пластическую деформацию осуществляли прокаткой при комнатной температуре в интервале деформаций 30 – 98%. Дефектную структуру и фазовый состав исследовали методом просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). Фазовый состав стали после прокатки изучали также методом рентгеноструктурного анализа. Изменение содержания магнитной фазы (' – мартенсита) исследовали методом измерения удельной намагниченности в зависимости от напряженности магнитного поля.

Исследования, проведенные методами электронной микроскопии, показали, что исходное состояние характеризуется наличием большого количества дефектов упаковки (ДУ) и ячеистой дислокационной структуры.

Просвечивающая электронная микроскопия свидетельствует о формировании структурно-фазовых РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

неоднородностей на мезо– и микромасштабных уровнях, начиная уже с = 30% деформации. При этом наблюдаются области преимущественно – аустенита (содержащие отдельные пластины мартенсита), ' – мартенсита, размерами десятки мкм и двухфазные области, области преимущественно представленные фрагментами – и ' – фаз (рис. 1.). Показано, что характерными особенностями дефектной структуры аустенита при деформации = 30% является формирование деформационных микродвойников и полос локализации деформации с внутренней фрагментированной структурой.

а б 500нм Рис. 1. Микроструктура стали после деформации прокаткой до 30%: (а) – светлопольное изображение;

(б) – соответствующая микродифракционная (МД) картина.

Увеличение степени деформации до = 50% приводит к увеличению плотности микродвойников деформации, шириной от нескольких десятков нанометров до нескольких десятых долей микрона. Также при данной степени деформации возрастает, по сравнению с = 30%, содержание ' – мартенсита.

После деформации = 70% в аустените формируются фрагменты СМК масштаба. Образование этой структуры происходит с участием полос локализации деформации, микродвойников и частиц ' – мартенсита, связанных различными ориентационными соотношениями с указанными фрагментами (рис.

2.). Среди фрагментов наблюдаются высокоугловые разориентировки, с векторами разориентации, близкими к ~ 60110 и ~ 35110.

а в б 500нм 500нм Рис. 2. Микроструктура стали после деформации прокаткой до 70%: (а) – темнопольное изображение в матричном (М) рефлексе;

(б) – темнопольное изображение в двойниковом (Т) рефлексе;

(в) – электронограмма к (а) и (б), ось зоны М – [110], ось зоны Т – [-1-10].

При увеличении степени деформации до 90 – 98% в стали формируется двухфазная фрагментированная структура с размерами фрагментов СМК и НК масштаба.

Показано, что характерными особенностями дефектной структуры аустенита является формирование деформационных микро– (рис. 3.) и нанодвойников, полос локализации деформации с внутренней фрагментированной структурой. В полосах обнаружены фрагменты, имеющие разориентировки кристаллической решетки, близкие к ~ 60110, ~ 50110 и ~ 35110. Формирование таких фрагментов разориентации может быть описано реализацией механизма прямых плюс обратных РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

( ' ) превращений мартенситного типа, с осуществлением обратных превращений по альтернативным системам [1, 2]. Также внутри СМК и НК фрагментов формируются нанодвойники деформации шириной 2 – 10 нм (рис. 3.).

б а 200нм Рис. 3. Микроструктура стали после деформации прокаткой до 90%: (а) – МД картина, ось зоны М – [110], ось зоны Т – [-1-10] (б) – темнопольное изображение в двойниковом (Т) рефлексе (110).

В мартенсите формируются наноразмерные (десятки нанометров) полосовые структуры с мало- и высокоугловыми разориентировками (рис. 4.). Внутри субмикро– и нанокристаллов формируется дислокационная структура, с плотностью дислокаций до 10 12см-2. Также внутри отдельных фрагментов обнаружено формирование тонких наноразмерных пластинок деформационного – мартенсита.

в а б '[111] '[110] '[111] 200нм Рис. 4. Микроструктура стали после деформации прокаткой до 90%: (а) – МД картина;

(б) – соответствующая схема осей зон ' – мартенсита (оси зон [110]и [111] разориентированы на 35,26);

(в) – светлопольное изображение.

Методами рентгеноструктурного анализа и измерений удельной намагниченности показано, что объемная доля ' – фазы возрастает с увеличением степени деформации и составляет более 50%.

На основании полученных результатов обсуждаются механизмы деформации и фазовых превращений в процессе больших пластических деформаций метастабильной аустенитной стали.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П. и др. Новый механизм локализации 1.

деформации в аустенитных сталях. I. Модель неравновесных фазовых (мартенситных) превращений в полях высоких локальных напряжений // ФММ. – 2003. – Т. 95. – № 2. – С. 86–95.

Тюменцев А.Н., Литовченко И.Ю., Пинжин Ю.П. и др. Новый механизм локализации 2.

деформации в аустенитных сталях. II. Влияние двойникования на закономерности переориентации кристаллической решетки в полосах локализации деформации // ФММ. – 2003. – Т. 95. – №3. – С. 88 – 96.

РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

ЭЛЕКТРОВЗРЫВНОЕ РАЗРУШЕНИЕ НЕГАБАРИТОВ С ИНИЦИИРОВАНИЕМ РАЗРЯДА ВЗРЫВАЮЩЕМСЯ ПРОВОДНИКОМ Н.А Иванов М.И. Пивоваров Научный руководитель: профессор, д.ф.-м.н. В.В. Лопатин Томский политехнический университет, Россия, г.Томск, пр. Ленина, 30, E-mail: nikina11@sibmail.com EXPLOSIVE WIRE INITIATION OF ELECTRODISCHARGE OVERSIZE ROCK BLASTING N.A. Ivanov, M.I. Pivovarov Scientific Supervisor: Prof., Dr. V.V. Lopatin Tomsk Polytechnic University, Russia, Tomsk, Lenin str., 30, E-mail: nikina11@sibmail.com There are an experiment’s results of oversize rock blasting. Breakage was developed for free-surface of concrete blocks and natural rocks. The copper wires of different length were used as an explosive wire. The values of released energy in discharge channel were calculated for each of them. After that the optimal length of discharge channel was chosen.

Взрывчатые вещества (ВВ) применяются в различных областях горных работ, таких как разрушение негабаритов, разрушение фундаментов зданий, строительство и расширение туннелей. Разрушение негабаритов производиться в карьерах для дальнейшего их вывоза. При разрушение негабаритов с помощью ВВ необходима эвакуация персонала с карьера, выработки, что приводить к остановки производства. При строительстве и расширении туннелей по мимо эвакуации персонала при взрывных работах существует проблема растрескивания окружающей горной породы, что приводить к снижению ее прочности, а если работы ведутся в городе, то и к разрушению окружающих построек. В связи с учащением терактов, хранение и транспортировка ВВ, стали дорогостоящими, что приводит к удорожанию взрывных работ. Электроразрядный метод разрушения горных пород и негабаритов решает эти проблемы[1]. Разрушение горных пород и негабаритов при электровзрыве идет за счет растяжения, а не за счет сжатия как в случаях применения ВВ. Разрушение за счет растяжения происходит при меньших амплитудах ударных волн, т.к. прочность горных пород на растяжение на порядок меньше чем на сжатие. Это снижает растрескивание разрушение окружающих туннели горных пород и сооружений.

Таким образом, электроразрядный способ ведения горных работ обладает следующими плюсами: не требует применения ВВ, экологически чистый, не требует эвакуации людей из зоны работ, легко вирируется сила электровзрыва путем снижения напряжения или уменьшения емкости, не приводит к растрескиванию и разрушению окружающих горных пород,.

Проведены исследования по отколу на свободную поверхность при заглубленном электровзрыве. Для инициирования разряда использовался взрывающийся проводник длинами: 60, 80, 100 мм. и диаметром 0,37 мкм. Инициирование разряда производилось взрывающим проводником для снижения рабочего напряжения до 20 кВ и ниже, т.к. это удешевляет установку и расширят область ее применения. В ходе РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

работы исследовалось влияние длины проводника на энергию, вводимую в канал разряда. Для повышения коэффициента передачи ударной волны от разряда канала в твердое тело был использован картридж (рис.1) из шитого полиэтилена[2], пространство между картриджем и стенкой шпура заполнялось водой.

Рис. 1. картридж для электроразрядного разрушения: 1-заземленный электрод, 2-высоковольтный электрод, 3-взрывающейся проводник, 4-копус патрона из сшитого полиэтилена.

Канал разряда развивается в металлической плазме после взрыва проводника и находиться внутри полиэтилена, это повышает давление разряда, т.к. он является капиллярным[3]. Исследования проводились на ГИТ-200 его характеристики представлены в табл. 1.

Таблица Технические характеристики ГИТ- Максимальное напряжение генератора 25 кВ Запасаемая емкость 168 мкФ Максимальная запасаемая энергия 52.5 кДж Тип конденсатора ИК 25- Номинальный заряд конденсатора 25 кВ Номинальная емкость одного конденсатора 12мкФ Индуктивность L, мкГ (at C=168 мкФ) 1. Импеданс Z, Ом (с C=168 мкФ) 0. Для имитации негабаритов применялись бетонные блоки марок: В-75, В-225, В-400 размерами 100х60х60 см. В блоках делался шпур глубиной 30 см, отверстие находилось по центру блока. Картриджи вставлялись в негабарит, после чего туда заливалась вода.

Энергия, вводимая в канал, рассчитывалась по осциллограммам тока и напряжения по формуле 1. На рис.2 представлены осциллограммы тока и напряжения, по которым производился расчет вводимой энергии.

T W u (t ) i (t )dt (1) Где u-мгновенное значение напряжения, i-мгновенное значения тока, W-энергия выделившаяся в канале разряда, Т-время выделения энергии.

РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

Энергия, вводимая в канал разряда от времени представлена и длинны взрываемого проводника представлена на рис.3. Бетонные блоки разрушенные в ходе экспериментов по заглубленному электровзрыву показаны на рис.4.

Рис. 3. Энергия, вводимая в канал разряда от Рис.2. Пример осциллограммы тока и напряжения времени и длины канала разряда.

Рис.4. Пример блоков разрушенных элетровзрывом.

В ходе работы эксперименты проводились на 10 блоках, и двух камнях горной породы. В каждом блоке было проведено по одному заглубленному электровзрыву. В ходе экспериментов варировалась прочность пароды и длинна взрывающегося проводника(длина разрядного канала). Эффективность электровзрыва оценивалась визуально. Были рассчитанный энергии вводимые в канал в зависемости от длинны разрядного канала. Полученные экспериментальные данные были использованы для варификации математической модели при моделировании.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 1. Разрушение негабаритных кусков горных пород / В.Ф. Бызов, М.И. Великий, А.И. Черконос, С.З.

Вайман. – Киев: Техника, 1986.-135с.

2. Применение электроразрядных технологий для расширения тоннелей / Кобылинец Е.В., Лазарев С.В., Первиков А.В., Перков В.В. // Изв. вузов. Физика. – 2009. – № 8/2. – С. 280–284.

3. Ванюков М.П., Мак А.А. Импульсные источники света высокой яркости // Москва : успехи физических наук. – 1958 г. С.301-320.

РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

ЭЛЕКТРОИСКРОВОЕ ОТЧИЩЕНИЕ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ ПОВЕРХНОСТЕЙ А.С.Исмайлова, М.В.Журавлев, М.С. Слободян Научный руководитель: проф.,д. Г.Ю.Ремнев Томский политехнический университет E-mail: bellaluna@tpu..ru ECTRO-SPARK CLEANINIG OF METAL SURFACES A.S. Ismailova, M.V.Zhuravlev, M.S.Slobodyan Scientific Supervisor: Prof., Dr. G.Ye.Remnev Tomsk Polytechnic University, Russia, Tomsk, Lenin str., 30, E-mail: bellaluna@tpu..ru В настоящее время в промышленности распространена автоматизированная сварка, и расходным материалом является сварочная проволока из низкоуглеродистой стали. В процессе производства и хранения проволоки на поверхности образуется окалина, ржавчина и другие загрязнения, что увеличивает контактное сопротивление проволоки и приводит к ухудшению качества сварки. Не все существующие методы для очистки поверхности металлов являются эффективными, малозатратными, отсутствует обобщенная теория выбора оптимальных параметров режима обработки в зависимости от металлопроката и оборудования. С целью определения оптимальных параметров режима очистки наиболее широко применяемой стали СВ08Г2С осуществили экспериментальные исследования на листовом прокате;

измерены контактные сопротивления поверхности металла до и после электроискровой обработки;

был сделан вывод об эффективности, безопасности и пригодности метода электроискровой очистки металлов.

1. Introduction Nowadays the automated method of welding by consumable electrode in the conditions of shielding gases or under a flux layer is widespread in the industry [1]. In this method of junctions formation a consumable material is welding wire with a diameter 0,3…12 mm. The quality of the wire is determined by the following indicators [2]: 1) the correspondence of chemical structure to the State Standard;

2) the uniformity of the profile and winding;

3) the surface condition. The worsening of these parameters causes the productivity slowdown of welding and accelerated wear of equipment. In order to improve the quality, the wire with diameters if 0,8… mm is covered with copper and spooled on cassettes which causes a 10…20% rise of prices. The main function of the copper coating is facilitating the passage of current through the sliding contact between the mouthpiece of the welding machine and wire. But the main disadvantages of copper coating are increasing the sputtering of metal during the welding and vapors of oxides exuding during the welding, which have negative influence on the environment and health (chronic excess of copper causes the haemolysis, low hemoglobin and damage to the liver, kidneys and brain tissues) [3]. For wire with diameters of less than 0,8 and over than 5 mm no coppering is provided [2]. Many companies buy non-coppered welding wire in skeins and coils. As time goes by with transportation and storage an oxide layer is formed on the surface of the wire in addition to protective and РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

technological coating and natural contaminations.

2. Surface contaminations and cleaning methods The oxide layer of carbon steel consists of 3 layers, they are FeO (wustite) located directly on the surface, Fe3O4 (magnetite), Fe2O3 (hematite) [4]. In order to compensate for the negative effects of surface contamination listed earlier, the welding wire is being cleaned by mechanical or electrolytic methods [5] that cannot be admitted as universal and cheap methods meeting the modern requirements. The main disadvantage of these techniques is that soon after the treatment the metal products begin to corrode again. In this connection there is a necessity of reasonably priced facilities for surface cleaning that can provide high corrosion stability. The arc plasmas and electric-spark ways of treatment meet these requirements. The research in the area of modification of metal surface with concentrated energy streams, among which are descaling and removal of organic contaminants, has been led by various groups of scientists in Russia and abroad since the middle of XX century.

However, in spite of the significant quantity of Russian [1–3, etc.] and foreign publications, there is no common theory of choosing of optimal parameters of treating conditions depending on metal products and the facility used.

3. Experimental In order to determine the optimal parameters of cleaning conditions of the most widely used steel CV08G2S an experimental research on a 4 mm sheet of metal was carried out. Electric-spark treatment was made on the plant the structural scheme of which is shown in Fig. 1. The cuvette was filled by propane (C 3H8);

the working pressure was ~ 1 atm. As materials of the positive electrode (anode), tungsten (W) and copper (Cu) were used, the electrode gap h was 2 mm, the broach speed was 8 mm/s. The measurement of contact resistance was made on the experimental facility [9]. The current registration was made by «Rogovskiy coil», the voltage registration was conducted by an amplifier with galvanic isolation. The spherical electrodes made of bronze with the radius R = 4 mm were used. The compression force was ~ 200 N, the value of current 150 A. The resistance was determined by processing the measured parameters of voltage and current between the electrodes after the completion of transient processes in the secondary circuit (approximation with the subsequent calculation of Ohm'saw).

Fig. 1. The structural scheme of experimental facility. PG – Pulse Generator, C – Cuvette, 1– Anode, 2 – Cathode (cleaned surface), 3 – Broach Mechanism, OS – Oscilloscope.

4. Results and discussion Initially the dependence of contact resistance on the number of passes of cleaned surface under the anode was investigated with the parameters of generator given in the 1 st line of Table 1. The results are shown in Fig. 2, a.

By analyzing the given dependence a conclusion was drawn that the contact resistance becomes stable after passes. The given value, however, is higher than the value obtained as a result of mechanic cleaning. Meanwhile, the contact resistance reduced 2,5– 4 times compared with the resistance of the non-treated metal sheet. A РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

supposition was made that the increasing roughness of the surface due to electro-spark treatment prevents reducing the contact resistance and the value of pulse energy was decreased in order to reduce the depth of microcraters formed under the anode (2d line of Table 1). As a result a higher range of values of the contact resistance was obtained compared with previous experiment (Fig. 2, b).

Table Parameters of Generator Number of mode Pulse Energy Wp, J Pulse Duration tp, ns Open-Curcuit Voltage UIV, kV Frequency f, kHz 1 0,4 80 40 1, 2 0,1 150 40 1, Fig. 2. Resistance of steel sheet 08G2S with a width of 4 mm;

a) the parameters of the processing mode 1;

b) the parameters of the processing mode 2.

5. Conclusions During the experimental time it was noticed that the method exposed the following advantages: no waste production, so that it is an environmentally friendly method;

absence of a loud noise, so that it is friendly and safe for workers;

no vacuum is necessary for the facility, so that the expenditures for the exhaustion can be significantly reduced;

a treated surface reveals a good properties and lower contact resistance, what is very important for quality of welding wire. Thereby, the obtained results may be a reason for the conclusion that there is a necessity of optimizing pulse parameters of the electro-spark cleaning method, because the surface of a metal treated in this way becomes cleaner and acquires lower contact resistance.

REFERENCES 1. Кононенко В. Я. Сварка в среде защитных газов плавящимся и неплавящимся электродом. – Киев:

ТОВ «Ника-Принт», 2007. – 266 с.

2. ГОСТ 2246-70 Проволока стальная сварочная. Технические условия.

3. Сенокосов Е. С., Сенокосов А. Е. Плазменная электродуговая очистка поверхности металлических изделий // Металлург. – 2005. – №4. – С. 44.

4. Кайдалов А. А. Современные технологии очистки поверхностей конструкционных материалов. – К.: Изд-во ун-та «Украина». – 2009. – 540 с.

5. A. Yerokhin, A. Pilkington, A. Matthews. Pulse current plasma assisted electrolytic cleaning of AISI steel // Processing Technology. – 2010 – Vol. 210 – #1 –– P. 54-63.

РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

ВЛИЯНИЕ СТАРЕНИЯ ПОД НАГРУЗКОЙ НА ФУНКЦИОНАЛЬНЫЕ СВОЙСТВА ФЕРРОМАГНИТНЫХ МОНОКРИСТАЛЛОВ Ni-Fe-Ga-Co Л.П. Казанцева Научные руководители: с.н.с, к. ф-м н, Панченко Е.Ю., профессор, д.ф-т н. Ю.И. Чумляков Томский государственный университет, Россия, г.Томск, пр. Ленина, 36, E-mail: lija@sibmail.com EFFECTS OF STRESS-ASSISTED AGING ON FUNCTIONAL PROPERTIES OF FERROMAGNETIC Ni-Fe-Ga-Co SINGLE CRYSTAL L.P. Kazanceva Scientific Supervisor: Dr. Panchenko E.Yu., Prof. Chumlyakov Yu.I.

Tomsk State University, Russia, Tomsk, Lenin str., 36, E-mail: lija@sibmail.com For the first time on single crystal of ferromagnetic Ni49Fe18Ga27Co6 shape memory alloy oriented along [123] direction, the effect of stress-assisted aging on the stress-induced martensitic transformation and superelasticity was studied. It is shown that the stress-assisted aging of 100 MPa at 673 K, 4 hours leads to a reduction of the critical stress level to initiate stress-induced transformation of 40-50 MPa at a certain temperature, and a decrease in the mechanical hysteresis by 2 times as compared to stress-free aged under the same conditions single crystals. A small value of mechanical hysteresis is a key mechanical parameter responsible for obtaining a reversible magnetic field-induced phase transformation with rapid response in ferromagnetic shape memory alloys.

В последние годы большое количество исследований направлены на разработку функциональных сплавов, которые испытывают термоупругие мартенситные превращения (МП) и связанные с ними эффект памяти формы (ЭПФ) и сверхэластичность (СЭ) в ферромагнитном состоянии [1-3]. В таких материалах удалось получить большие до 9% обратимые деформации под воздействием магнитного поля [1]. Сплавы на основе Ni-Fe-Ga-(Сo) являются одними из перспективных ферромагнитных материалов с эффектом памяти формы [2]. Выделение дисперсных частиц при старении в сплавах Ni-Fe-Ga-(Co) приводит к образованию естественных нанокомпозитов, в которых матрица испытывает термоупругие МП, а частицы – нет. В наших предыдущих работах [3, 4] показано, что в ферромагнитных монокристаллах Ni49Fe18Ga27Со6 (ат.%) за счет старения в свободном состоянии можно управлять температурами МП, величиной термического и механического гистерезиса, соотношением обратимой (упругой, поверхностной) энергии Grev и диссипированой энергией Gfr при развитии МП.

Монокристаллы Ni49Fe18Ga27Со6после термообработок: отжиг при 1373 К, 25 мин + при 673 К, 1 ч и 4 ч характеризуются высокой прочностью аустенитной и мартенситной фаз, что способствует отсутствию релаксации упругой энергии при развитии превращений [3, 4]. Электронно-микроскопические исследования показали, что в монокристаллах в данных структурных состояниях формируется бимодальная гетерофазная структура: во-первых, выделяются крупные частицы -фазы размером в длину РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

5-10 мкм, во-вторых, мелкие частицы ’-фазы размером 10-50 нм. Частицы -фазы в сплавах Ni-Fe-Ga (Co) вытянуты вдоль направлений типа 111 и, следовательно, при старении без нагрузки выделяется кристаллографически эквивалентных варианта частиц. Известно, если частицы имеют неравноосную форму, то можно управлять числом вариантов частиц в монокристаллах за счет старения под нагрузкой и формировать особую ориентированную микроструктуру мартенсита при развитии МП за счет внутренних дальнодействующих полей напряжений [5]. Поэтому целью настоящей работы было исследовать влияние старения под действием внешних напряжений на развитие термоупругих МП и эффект СЭ в монокристаллах Ni49Fe18Ga27Со6, ориентированных вдоль [123] направления. Относительно оси сжатия [123] варианты частиц расположены несимметрично. Учитывая распределение напряжений в матрице, генерируемых частицами, вытянутыми вдоль 111 можно качественно заключить: при старении под сжимающей нагрузкой будет расти вариант вдоль [1 11] направления, перпендикулярный оси сжатия [123], а рост других вариантов будет энергетически не выгоден. В настоящей работе старение под нагрузкой при Т=673 К в течение 1 и 4 ч проводили в вакууме. Образцы старились парами – один под сжимающей нагрузкой 100 МПа, другой без нагрузки.

Установлено, что старение под нагрузкой при 673 К, 1 час не оказывает влияние на критические напряжения развития МП под нагрузкой. Это определяется малым размером частиц менее 10 нм и их формой близкой к равноосной, так что старение не приводит к ориентированному расположения дисперсных частиц. Увеличение времени старения при 673 К до 4 часов приводит к формированию ориентированной наноструктуры в монокристаллах, что оказывает значительное влияние на развитие МП под нагрузкой. На рисунке 1 представлены петли СЭ для состаренных монокристаллов при 673 К, часа в свободном состоянии и под нагрузкой.

Рис. 1. Кривые «напряжение-деформация» в зависимости от температуры для [123] монокристаллов, состаренных в свободном состоянии при 673 К, 4 часа (а) и под нагрузкой при 673 К, 4 часа (б) Во-первых, показано, что старение под нагрузкой приводит к повышению температур МП на ~20 К, что обусловлено наличием дальнодействующих полей напряжений в материале. Поэтому при одной и то же температуре индуцированные напряжениями МП в образце, состаренным под нагрузкой, начинаются при более низких на 40-50 МПа критических напряжениях, чем в состаренных в свободном состоянии образцах (рис. 1). Во-вторых, экспериментально установлено, что термообработки оказывают существенное влияние на РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

механический гистерезис, который характеризует величину рассеяния энергии при развитии обратимых МП под нагрузкой (рис. 1). Развитие МП в циклах нагрузка/разгрузка в состаренных в свободном состоянии кристаллах сопровождается широким механическим гистерезисом. В начале температурного интервала СЭ при Т=Т1 величина механического гистерезиса составляет =120 МПа. С ростом температуры испытания величина гистерезиса уменьшается и вблизи конца температурного интервала сверхэластичности при Т=Т 90 МПа (рис. 1 а). В состаренных под нагрузкой кристаллах величина механического гистерезиса почти в два раза меньше, при Т=Т1 =75 МПа и с ростом температуры испытании уменьшается в 5 раз: при Т=Т величина гистерезиса составляет всего =15 МПа (рис. 1 б). При развитии МП под нагрузкой в нанокомпозитах могут образовываться мартенситные кристаллы двух типов: 1) ориентированный мартенсит, возникающий при приложении внешней нагрузки в системах с максимальным фактором Шмида;

2) неориентированный мартенсит генерируется упругими полями от дисперсных частиц, и его ориентация в общем случае не совпадает с ориентацией кристаллов мартенсита, образующихся в поле внешних напряжений. Взаимодействие ориентированного и неориентированного мартенсита может приводить к диссипации энергии в виде генерации дислокаций и широкому механическому гистерезису в состаренных в свободном состоянии кристаллах. При преимущественной ориентации дисперсных частиц, если возникающие в соответствии с внутренними полями напряжений от частиц кристаллы мартенсита имеют максимальные значения факторов Шмида под действием внешних напряжений, т.е. образуется только ориентированный мартенсит. В данных кристаллах, состаренных под нагрузкой величина механического гистерезиса имеет минимальные значения. Это связано с отсутствием вклада, связанного с диссипацией энергии при взаимодействии ориентированного и неориентированного мартенсита, в механический гистерезис.

Работа выполнена при финансовой поддержке гранта РФФИ 09-03-00103 и ФЦП, госконтракт № 14.740.11.0258 от 17.09. СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 1. Pons J., Cesari E., Segu C., Masdeu F. Ferromagnetic shape memory alloys: Alternatives to Ni–Mn–Ga // Mater. Sci. Eng. A. 2008. V. 481-482. P. 57-65.

2. Morito H., Fujita A., Oikawa K., Ishida K., Fukamichi K., Kainuma R. Stress-assisted magnetic-field induced strain in Ni–Fe–Ga–Co ferromagnetic shape memory alloys // Applied physics letters. 2007. V.90. P.

201–203.

Е.Ю. Панченко, Ю.И. Чумляков, Е.Е. Тимофеева, Л.П. Казанцева др. // Деформация и 3.

разрушение материалов, 2010. № 2. С. 22-29.

Панченко Е.Ю., Тимофеева Е.Е., Казанцева Л.П., Чумляков Ю.И., H. Maier. Влияние термической 4.

обработки на закономерности термоупругих мартенситных превращений в ферромагнитных монокристаллах Ni49Fe18Ga27Co6 // Известия ВУЗов. Физика. 2010. №11. С. 96-98.

Чумляков Ю.И., Киреева И.В., Панченко Е.Ю., Тимофеева Е.Е., Победенная З.В., Чусов С.В., 5.

Karaman I., Maier H., Cesari E., Кириллов В.А. Высокотемпературная сверхэластичность в монокристаллах CoNiGa, CoNiAl, NiFeGa, TiNi // Известия вузов. Физика, 2008. Т.51. №10. С. 19-37.

РОССИЯ, ТОМСК, 26 – 29 АПРЕЛЯ 2011 г. ФИЗИКА VIII МЕЖДУНАРОДНАЯ КОНФЕРЕНЦИЯ СТУДЕНТОВ И МОЛОДЫХ УЧЕНЫХ «ПЕРСПЕКТИВЫ РАЗВИТИЯ ФУНДАМЕНТАЛЬНЫХ НАУК»

CТРУКТУРА ПОКРЫТИЯ НА ОСНОВЕ CИСТЕМЫ Ni-Al, СФОРМИРОВАННОГО МЕТОДОМ МАГНЕТРОННОГО НАПЫЛЕНИЯ МОДИФИЦИРОВАННАЯ ИОНАМИ АЛЮМИНИЯ И БОРА М.П. Калашников, М.В. Федорищева, В.П. Сергеев Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томск, пр. Академический,2/4,Россия, E-mail: kmp1980@mail.ru COATING STRUCTURE ON THE BASIS OF NI-AL SYSTEM FORMED UNDER MAGNETRON DEPOSITION METHOD MODIFIED BY ALUMINIUM AND BORON IONSE M.P. Kalashnikov, M.V.Fedorischeva, V.P. Sergeev, Institute of Strength Physics and Material Science of RAS, 2/4, Academicheskii pr., Tomsk, 634021, Russia, E-mail: kmp1980@mail.ru Phase composition, thin structure of intermetallic coatings it is investigated by electron microscopy, X ray methods. It is shown that Ni3Al intermetallide is the basic phase of a coating for all investigated samples.

Ionic implantation of coatings by aluminium and boron ions leads to change of crystalline lattice, long-range order parameters, internal elastic stresses, grains sizes and type of dislocation structure.

Введение 1.

Интерес к интерметаллическим соединениям никеля с алюминием в особенности, к интерметаллиду Ni3Al как к конструкционному материалу определяется аномальной температурной зависимостью их механических свойств. Это означает, что в определенном температурном интервале с ростом температуры механические свойства не уменьшаются, а наоборот возрастают. В чистых металлах сопротивление деформированию всегда убывает с ростом температуры [1].

Эффективным методом изменения элементного и структурного фазового состояния приповерхностных слоев является обработка материалов пучками высокоэнергетических ионов. В последнее время используется метод магнетронного напыления с последующей ионной имплантацией.

В работе изучено влияние ионной имплантации ионов алюминия и бора на фазовый состав, тонкую структуру и микротвердость магнетронного покрытия на основе системы Ni - Al, имплантированного ионами Al и В.

Материалы и методика исследований 2.

Покрытие наносили методом магнетронного напыления на установке типа «КВАНТ». Ионную имплантацию покрытия проводили на импланторе «ДИАНА-2». В качестве мишени использовали полученный методом порошковой металлургии интерметаллид Ni3Al стехиометрического состава.

Покрытия наносили на образцы стали ШХ-15, полированные механически до зеркального блеска.



Pages:     | 1 | 2 || 4 | 5 |   ...   | 21 |
 



 
© 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.