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 |   ...   | 14 |
-- [ Страница 1 ] --

V Международная научная конференция

«Прочность и разрушение материалов

и конструкций»

МАТЕРИАЛЫ КОНФЕРЕНЦИИ

Том 1

12 - 14 марта

2008 года

Оренбург, Россия

Оренбург 2008

Министерство образование и науки Российской Федерации

Федеральное агентство по образованию РФ

Правительство Оренбургской области

Научный совет РАН по физике конденсированных сред

Межгосударственный координационный совет по физике прочности и пластичности материалов Российский фонд фундаментальных исследований Оренбургский государственный университет V Международная научная конференция «Прочность и разрушение материалов и конструкций»

МАТЕРИАЛЫ КОНФЕРЕНЦИИ Том 1 12 - 14 марта 2008 года Оренбург, Россия Оренбург УДК 621. ББК 34. М Конференция проводится при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (проект 08-08-99700) Научные редакторы:

доктор физико-математических наук, профессор С.Н. Летута доктор технических наук, профессор Г.В. Клевцов V Международная научная конференция «Прочность и разруше М43 ние материалов и конструкций»: Материалы конференции.- Т. 1.

12-14 марта 2008 г. Оренбург, Россия / Науч. ред. С.Н. Летута, Г.В. Клевцов: Изд-во ГОУ ОГУ, 2008.- с.

ISBN 5-7410-0677- Рассмотрены вопросы физики и механики прочности, пластичности и разрушения материалов, микроструктурные аспекты разрушения материалов и конструкций;

процессы в природных и синтезированных микро- и наност руктурах при воздействии внешних факторов;

современные наноматериалы и нанотехнологии;

структура материалов и поведение конструкций при раз личных условиях нагружения, а также при воздействии магнитного поля, те плового и иных излучений, аппаратура и методы исследования, расчет мате риалов и конструкций на прочность.

Для специалистов в области физики металлов, металловедения, проч ности и разрушении материалов, металлургии, а также для студентов соот ветствующих специальностей.

И ------------------ ББК 34. 6Л9- © Коллектив авторов, ISBN 5-4710-0677-9 © Изд-во ГОУ ОГУ, Education and Science Department of Russian Federation Federal Educational Agency of Russian Federation Administration of Orenburg region Russian Academy of Sciences Board of condensed state physics Intergovernment coordinating Board of strength and plasticity physics of materials Russian Fond of Fundamental Research Orenburg State University V International scientific conference «Strength and fracture of materials and constructions»





MATERIALS OF THE CONFERENCE Volume March 12-14, Orenburg, Russia Orenburg КИНЕТИЧЕСКИЕ ЗАКОНОМЕРНОСТИ РАДИАЦИОННОГО РАСПУХАНИЯ МЕТАЛЛОВ Жаркова Н.А., Ботвина Л.Р.

Институт металлургии и материаловедения им. А.А.Байкова РАН, Москва, Россия.

KINETIC REGULATION OF IRRADIATION SWELLING OF METALS Zharkova N.A., Botvina L.R.

A.A. Baikov Institute of Metallurgy and Material Science of RAS, Moscow, Russia.

botvina@ultra.imet.ac.ru As was found earlier [1], the processes of damage accumulation under different loading conditions exhibit self-similarity which is connected with preservation (in a structural sense) of characteristic geometrical features in void distribution at different facture stages. It is particularly remarkable that some laws of strength (e.g., Coffin-Manson’s law, the rule of linear accumulation of damage) can be directly deduced from the assumption on self-similar development of voids.

These facts motivate the search for the regions of self-similarity during irradiations, as well. All the more, some radiation damage mechanisms manifest themselves as excellent examples of self similarity.

В последнее время описанию самоподобных или автомодельных явлений уделяется особое внимание, поскольку это позволяет не только глубже понять природу самого явления, но и прогнозировать его развитие. Последнее, однако, возможно, если известны границы об ластей проявления автомодельности, определяющие параметры, а также универсальные за висимости, которые обычно обнаруживаются в интервале самоподобия [1].

В основе всех процессов и явлений радиационной повреждаемости материалов лежит создание точечных дефектов: вакансий, межузельных атомов и атомов примесей (трансму тантов). Появление точечных дефектов связано с процессом каскадного смещения атомов под действием облучения, который является автомодельным [2]. Процесс множественного порообразования, как было показано в [3], на стадии накопления и стабильного роста пор также является самоподобным. Эти свидетельства автомодельного развития процесса радиа ционного повреждения предполагают существование и универсальных зависимостей, опи сывающих процесс распухания.

Несмотря на различие в механизмах дефектообразования и условиях их реализации, процесс накопления радиационных дефектов во многом подобен процессам накопления де фектов при нагружении без облучения и протекает в несколько стадий, включающих инку бационную, переходную, установившуюся и стадию насыщения. Зависимость распухания S от дозы D на каждой стадии (кроме инкубационной) описывается степенной функцией со своим показателем степени n1, n2, n3. При усилении (или ослаблении) радиационного повре ждения под влиянием действующих факторов, описание каждой кривой и всего семейства кривых в целом, построенных для различных значений действующего фактора, еще более осложняется.

Радиационное распухание – увеличение объема и уменьшение плотности облучаемого материала – связано с накоплением поврежденности (вакансионных и газовых пор или пу зырьков) в металле при облучении. В механике повреждаемости процесс накопления рассе янных или множественных дефектов описывается на основе концепции Л.М.Качанова – Ю.Н.Работнова [4, 5], в соответствии с которой анализируется функция скорости накопления повреждений, зависящая от самой поврежденности и действующих факторов:



d/dt = F(, T,, t,...), (1) где – функция поврежденности, характеризующая относительную долю несплошностей, Т – температура, – напряжение, t – время.

Приняв за меру поврежденности величину радиационного распухания S, а за скорость накопления повреждений = dS/dD [6] (поскольку величина дозы D зависит от времени об лучения t), уравнение (1) может быть представлено в виде:

dS/dD = f(S, T,, D, CLE, CTE,,…), (2) где CLE и CTE – концентрации легирующего и примесного элементов, – степень предвари тельной пластической деформации.

Чтобы исследовать эту функцию с позиций теории подобия, входящие в нее парамет ры должны быть представлены в безразмерном виде. Автомодельность функции dS/dD озна чает [7], что ее зависимость от каждого из безразмерных аргументов является степенной:

dS/dD = A(TS/Tm) (S/т) (S/CLE) (S/CTE) (S) … (3) где A,,,,,,… – постоянные, Tm – температура плавления, т – предел текучести.

В соответствии с анализом автомодельных процессов [7], функцию, описываемую со отношением (3), можно считать автомодельной, т.е. не имеющей характерного масштаба, оп ределяющего ее поведение, если эта функция имеет предел при приближении к нулю или бесконечности каждого из безразмерных параметров, от которых она зависит. Действитель но, с уменьшением S и, соответственно, каждого аргумента в (3) до нуля, функция dS/dD стремится к нулю или конечному пределу.

Если кривые распухания строятся в условиях влияния только одного параметра (на пример, для нескольких концентраций легирующего элемента СLE), а остальные факторы, будучи неизменными, не влияют на скорость радиационного повреждения, то постоянные,,, равны нулю и соотношение (3) приобретает вид:

= dS/dD = A(S/CLE). (4) Для графика функции, описываемой соотношением (4), в логарифмических координа тах априори должны получить либо одну, либо несколько прямых.

При сохранении постоянной концентрации легирующих элементов CLE те же рассуж дения можно использовать для анализа зависимости скорости распухания от каждого из ос тальных безразмерных параметров функциональной зависимости (3). Применение данного подхода к исследованию процесса радиационного распухания металлов позволит описывать процесс распухания на его наиболее протяженной стадии степенной функцией с одним пока зателем, что облегчит выбор материала в различных условиях облучения.

Для проверки справедливости предположений относительно автомодельности про цесса накопления дефектов при облучении были использованы взятые из литературы экспе риментальные базы данных влияния различных параметров на величину радиационного рас пухания.

Влияние концентрации легирующих и примесных элементов На рис. 1 приведены исходные кривые распухания для реакторных сталей с различ ным содержанием никеля и построенные на их основе зависимости скорости распухания от безразмерного параметра подобия RNi = S1/3/CNi. Замена S на S1/3, не влияя на размерность, приближает данный параметр к параметру повреждаемости f, используемому при актив ном силовом нагружении [8], где f – площадь, занятая порами. Вид зависимости от дейст вующего фактора (содержания никеля в сплаве) выбран как 1/CNi исходя из характера влия ния содержания никеля на распухание (рис. 1, б): при содержании никеля в сплаве менее 60% зависимость распухания от его содержания имеет обратно пропорциональную зависимость (в данном случае концентрация никеля изменялась от 20 до 45%).

Для исследованных концентраций никеля кривые скорости распухания на достаточно протяженном участке линейны в логарифмических координатах (рис.1, в), что свидетель ствует о самоподобии процесса развития повреждаемости при различных значениях указан ного параметра. Такая серия взаимно параллельных прямых может быть сведена в единую кривую путем нормировки (обычно на координаты точек перелома кривых, соответствую щих переходу от одной стадии распухания к последующей).

Рисунок 1 – Исходные зависимости распухания сплава Fe–15Cr–xNi с различным содержани ем никеля [9] (а), влияние никеля на распухание [10] (б), построенные по ним кинетические диаграм мы радиационного распухания в координатах dS/dD = – RNi (в) и универсальных (нормированных) координатах * – RNi* (г). Точки, на координаты которых производилась нормировка, указаны в рам ках (в).

Как видно на рис. 1 г, проведенная нормировка позволяет получить единую универ сальную кривую, описывающую степенную зависимость скорости распухания от концентра ции никеля с показателем степени m = 1.

Далее в Таблице приведены показатели степени и степенные соотношения, отражаю щие влияние других легирующих и примесных элементов: фосфора, циркония и титана.

Влияние температуры облучения Изменение температуры облучения в области 0,25–0,55Тпл влияет на размер и плот ность пор: с ростом температуры их число уменьшается, а средний размер возрастает;

при этом значительно возрастает величина радиационного распухания. С дальнейшим повыше нием температуры начинается уменьшение диаметра пор, связанное с тем, что число радиа ционно-индуцированных и термических вакансий становятся сравнимыми и поры начинают ”испаряться” [11,12]. Типичная кривая зависимости распухания от температуры носит коло колообразный вид и характеризуется нижней и верхней температурами, определяющими пределы порообразования, а также максимальной температурой, соответствующей максиму му распухания. При этой температуре устанавливается равновесие между дислокациями и порами, которые служат стоками точечных дефектов. Положение максимума зависит от со става сплава, легирующих добавок, структуры, скорости повреждения и других факторов, вызывающих в ряде случаев появление второго максимума.

Таблица – Степенные соотношения, описывающие среднюю часть кинетической диаграммы распу хания.

Материал Действующий Полученные степенные Показ. База фактор соотношения степени данных m Содержание Р: = A1(C 3 S 1 / 3 )m = A1(RP)m P 0,02;

0,04;

0, Сталь Содержание Zn: 1,8 [19] = A2(RZn)m AISI 316 0,1;

0, Содержание Ti:

= A3(RTi)m 1, 0,1;

0, Сталь Содержание Ni:

= A4(C 1 S 1 / 3 )m = A4(RNi)m 1 [9] Ni Fe–15Cr–XNi 0,2;

0,25;

0,36;

0, Температура Т, K: T 1/ 3 m Al поликр. = A5( S ) = A5(RT)m [13] 200;

300;

535;

690;

- 99,9% Tm Холодная деформа Сталь ция 0%;

10%;

30% = A6((1+ ) S 1 / 3 )m = A6(R)m [14] 1, 09Х16Н15М3Б = 0;

0,1;

0, Холодная деформа Сталь ция 0%;

20% = A6((1+ ) S 1 / 3 )m = A6(R)m 1,5 [20] AISI = 0;

0, Напряжение Левая *= A8(R *)m, где:

Сталь ветвь (МПа): [16] AISI 0;

111;

207 - 7, = A7((1+ /т)–1 S 1 / 3 )m = A7(R)m Прав.

Напряжение & R S ветвь Сталь (МПа): *= R * =, & [17] 8, 0;

69;

103;

104;

133;

SA 304L Rmin S min 3, 157;

170;

Кривые распухания, показанные на рис. 2 а, относятся к правой, нисходящей ветви упомянутой колоколообразной кривой, соответствующей уменьшению распухания с темпе ратурой. Поэтому кинетические диаграммы радиационного распухания в этом интервале температур описываются степенной зависимостью с отрицательным показателем степени и путем нормировки могут быть сведены в единую универсальную кривую с показателем m = – 4 (рис. 2 б).

Влияние степени холодной пластической деформации и напряжения Воздействие этих двух факторов на радиационное распухание трудно разделить, по скольку они взаимосвязаны. Действительно, зависимость распухания от напряжения дости гает максимума при достижении напряжением предела текучести материала, превышение последнего приводит к снижению повреждаемости. Подобный колоколообразный вид имеет и зависимость распухания от плотности дислокаций, вводимых пластической деформацией [12]: с увеличением исходной плотности дислокаций инкубационный период сокращается и распухание растет, а затем, при некоторой критической плотности дислокаций, начинает увеличиваться, и распухание снижается. Поэтому предварительная пластическая деформация на 10–30% снижает распухание и увеличивает инкубационный период (рис. 2 в). Построение зависимости скорости распухания от параметра S1/3 приводит к получению семейства парал лельных прямых в логарифмических координатах, соответствующих каждому значению предварительной деформации, исключая = 0. Использование модифицированного пара метра R = (1 + )S1/3 позволяет не только учесть распухание при нулевой пластической де формации, но и свести семейство параллельных прямых к единой зависимости, описываемой степенным соотношением с показателем степени, равным 1,5 (рис. 2 в). Подобная зависи мость получена и для другой стали близкого состава (см. таблицу).

Рисунок 2 – Исходные кривые распухания алюминия при различных температурах облучения [13] (а) и построенная по ним кинетическая диаграмма в универсальных (нормированных) координа тах (б). Исходные зависимости распухания (S), концентрации (N) и размера (d) пор в стали 09Х16Н15М3Б при разном уровне предварительной пластической деформации [14] (в) и построенные по ним кинетические диаграммы распухания (г) Для зависимостей скорости распухания при различных напряжениях (исходные зави симости распухания от дозы облучения и напряжения представлены на рис. 3, б – г) перво начально единой универсальной кинетической диаграммы получить не удавалось, поскольку данные по распуханию соответствовали разным ветвям колоколообразной кривой распуха ние – напряжение: напряжения, равные 0–111 МПа соответствовали левой ветви такой кри вой, а напряжение 207 МПа – правой, причем степень распухания при напряжении 207 МПа была близка степени распухания при нулевом значении напряжения (рис. 3 а).

Рисунок 3 – Влияние растягивающих напряжений на распухание стали AISI 316 [15] (а), ис ходные кривые распухания стали при различных значениях напряжения [16,17] (б – г) и построенная по ним универсальная кинетическая диаграмма радиационного распухания (д).

Характерной особенностью радиационного распухания материалов под напряжением является изменение эффективности действия напряжения на распухание материалов по мере набора дозы. На первой, инкубационной стадии, напряжение практически не влияет на рас пухание материала. Наиболее эффективно действие напряжения проявляется на второй, пе реходной стадии распухания. При дальнейшем возрастании дозы, на установившейся стадии распухания, скорость распухания материалов падает, а затем начинает снова возрастать [12,18]. Кривые зависимости распухания от дозы при фиксированном напряжении имеют точку, в которой скорость распухания падает до минимума, а затем снова начинает расти (рис. 3 в, г), что является признаком смены доминирующего механизма, отвечающего за рост распухания. Координаты этих точек были выбраны как нормировочные для получения уни версальной кинетической диаграммы распухания. В случае, когда исходные кривые зависи мости распухания от дозы при различном нагружении не имели такой точки (как, например, на рис. 3 б), нормировка производилась на координаты точек, соответствовавших минималь ному значению скорости распухания. Такое замедление накопления радиационных дефектов происходит в конце переходной стадии распухания перед выходом на установившийся ре жим развития процесса. Затем скорость распухания вновь увеличивается в результате смены доминирующего механизма, контролирующего накопление и рост пор.

В результате была получена универсальная кинетическая диаграмма (рис. 3 д), левая ветвь которой соответствует падению скорости распухания с увеличением дозы, а правая со ответствует ее возрастанию с дозой. Показатель степени в степенной зависимости скорости распухания от величины распухания и нагрузки для левой ветви составляет –7,5, а для пра вой ветви он равен 8,5. С ростом дозы происходит еще одна смена стадии и, соответственно, изменяется показатель степени: он становится равным 3,5.

Построенная таким способом единая кинетическая диаграмма для сталей AISI 316 и SA 304L отражает развитие радиационных дефектов при растягивающем напряжении, ме няющемся в широком диапазоне от нулевого значения до значения, близкого к пределу прочности. Предложенная диаграмма дает интегральную оценку влияния напряжения на ра диационное распухание и длительность стадий этого процесса. Точки перелома представ ленной кинетической диаграммы соответствуют границам стадий данного процесса, отмечая смену доминирующих механизмов радиационной повреждаемости. С помощью такой диа граммы могут быть оценены пороговые значения параметра R min, отвечающие началу уско рения распухания, и переходные значения R th, соответствующие выходу на основную ста дию ускоренного процесса накопления радиационных повреждений. Кроме того, она позво ляет осуществлять прогнозирование скорости распухания или радиационной стойкости ма териала при промежуточных значениях напряжений по данным изменения распухания с до зой, полученным для одного из его значений или для материала, подвергнутого облучению в ненапряженном состоянии.

Как показал проведенный анализ, радиационное распухание проявляет много общих особенностей, свойственных процессам накопления повреждаемости при воздействии актив ной нагрузки, отмеченных в [8]. Та же форма исходных кривых, та же линейность зависимо стей изменения скорости повреждаемости в логарифмических координатах, свидетельст вующая о самоподобии процесса, близкие показатели степени в установленных степенных соотношениях, наличие порогового значения параметра Rth, ограничивающего первую на чальную стадию роста пор. Поэтому по аналогии с предложенной в [8] кинетической диа граммой дефектостойкости, описываемой степенным соотношением df/d = A qm = A ( f )m, (где f – пористость, – напряжение, – время), зависимость скорости радиационной по вреждаемости от безразмерного параметра R, определяющего радиационную стойкость ма териала в данных условиях облучения, названа кинетической диаграммой распухания. Этот параметр изменяется в процессе облучения от порогового (Rth) до критического максималь ного значения (Rmax), соответствующего максимальной скорости распухания. Данные харак теристики можно использовать при сравнении и выборе материала, стойкого к радиацион ным воздействиям.

Подобие процесса распухания и обычного процесса повреждаемости под напряжени ем состоит и в том, что интенсивный рост пор начинается с момента достижения предельной концентрации пор и их критического размера (рис. 2 б), после чего начинается слияние пор.

Однако, поскольку механизмы процессов накопления повреждений и условия их реа лизации резко отличны, в описании указанных процессов помимо общих черт есть и разли чия. Показатели степени в степенных соотношениях, описывающих кинетические диаграм мы распухания, могут быть как положительными, так и отрицательными. Кроме того, при активном нагружении достигается разрушающее напряжение и соответствующее ему крити ческое значение дефектостойкости (qс), а при радиационном воздействии достигается лишь максимальное значение параметра повреждаемости (Rmax) при заданных условиях облуче ния, причем после его достижения скорость распухания может существенно понизиться.

Установленные закономерности, вероятно, могут быть использованы при оценке ско рости распухания методами неразрушающего контроля. Однако для этого требуется изучить взаимосвязь параметров неразрушающего контроля с кинетикой процесса радиационной по вреждаемости.

Выводы 1. Проведенный анализ семейств кривых радиационного распухания металлов при воздействии определяющего фактора (температуры, концентрации легирующих и примес ных элементов, степени предварительной пластической деформации, величины растягиваю щих напряжений) показал, что развитие процесса распухания в протяженной области значе ний радиационной повреждаемости удовлетворяет условиям автомодельности.

2. Предложен новый R-критерий (названный радиационной стойкостью), характери зующий радиационное распухание материала в различных условиях облучения: R = P·S, где P – коэффициент, зависящий от управляющего параметра.

3. Установлена кинетическая закономерность радиационного распухания под дейст вием указанных факторов. Показано, что скорость распухания является степенной функцией R-критерия (dS/dD = ARm), описывающей среднюю линейную часть диаграммы распухания, ограниченную пороговым (Rth) и максимальным (Rmax) значениями данного критерия.

Список использованных источников 1. Botvina L.R., Barenblatt G.I. Self-similarity of damage accumulation.// Problems of Strength. 1985, v.12, p. 17-24.

2. Заболотный В.Т., Старостин Е.Е. Фрактальная размерность каскадов атомных смещений.// Фи Хом, 1999, №3, с. 5-8.

3. Жаркова Н.А., Ботвина Л.Р. Эволюция кривой распределения дефектов по размерам в условиях радиационного и термоциклического воздействия. ФиХОМ, 2001, №1, с. 8-16.

4. Работнов Ю.Н. Ползучесть элементов конструкций. М.: Наука, 1966, 752 с.

5. Качанов Л.М. Основы механики разрушения. М.: Наука, 1974, 312 с.

6. Makin M.J., Walters G.P., Foreman A.J.E. The void swelling behavior of electron irradiated Type austenitic steel. // J. Nucl. Mater., 1980, v.95, № 1/2, p. 155-170.

7. Баренблатт Г.И. Подобие, автомодельность, промежуточная асимптотика. Л.: Гидрометеоиздат, 1982, 255 с.

8. Ботвина Л.Р., Опарина И.Б. Закономерности процесса повреждаемости при различных условиях нагружения. // Изв. АН СССР, Физика Земли, 1983, № 5, с. 13-23.

9. Garner F.A., Wolfer W.G. Factor which determine the swelling behavior of austenitic steels.// J. Nucl.

Mater., 1984, v.122-123, № 1/3, p. 201-206.

10. Паршин А.М. Структурные превращения и радиационное распухание сплавов. // Вопр. атом. нау ки и техн. Сер.Физика рад. повр. и рад. матер. 1980, вып. 3, с. 20-29.

11. Ибрагимов Ш.Ш., Кирсанов В.В., Пятилетов Ю.С. Радиационные повреждения металлов и спла вов. М.: Энергоиздат, 1985, 240 с.

12. Зеленский В.Ф., Неклюдов И.М., Черняева Т.П. Радиационные дефекты и распухание металлов.

Киев: Наукова думка, 1988, 294 с.

13. Pells G.P., Murphy M.S. Radiation-induced swelling of polycrystalline aluminium over the temperature range 200-890 K. // J. Nucl. Mater., 1992, v.189, № 2, p. 201-209.

14. Бредихин М.Ю., Брык В.В., Воеводин В.Н. и др. Влияние холодной деформации на радиационное распухание стали 09Х16Н15М3Б при облучении тяжелыми ионами. // Вопр. атом. науки и техн.

Сер.Физика рад. повр. и рад. матер. 1981, вып. 3, с. 56-60.

15. Bates J.F., Gilbert E.R. Experimental evidence for stress enhanced swelling. // J. Nucl. Mater., 1976, v.59, № 2, p. 95-102.

16. Erlich K. Irradiation creep and interrelation with swelling in austenitic stainless steels. // J. Nucl. Mater., 1981, v.100, № 1/3, p. 149-166.

17. Porter D.L., Hudman G.D., Garner F.A. Irradiation creep and swelling of annealed Type 304L SS stainless steel at 390 C and high neutron fluency.// J. Nucl. Mater., 1991, v.179-181, p. 581-584.

18. Багдинов В.Г., Лебедев С.Я. Вклад механических напряжений в радиационное распухание метал лов.// ФЭИ-1742, Обнинск: ФЭИ, 1985, 16 с.

19. Garner F.A., Brager H.R. The influence of Mo, Si, c, Ti, Cr, Zr and various trase elements on the neu tron-induced swelling of AISI 316 austenitic steel.// J. Nucl. Mater., 1988, v.155-157, p. 833-837.

20. Garner F.A., Bates J.F., Mitchell M.A. The strong influence of temper annealealing conditions on the neutron-induced swelling of coldworked austenitic steels.// J. Nucl. Mater., 1992, v.189, № 2, p. 201 209.

ВЛИЯНИЕ ЭВОЛЮЦИИ МИКРОСКОПИЧЕСКИХ ТРЕЩИН И ПОР НА ПРОЧ НОСТЬ МАТЕРИАЛОВ.

Бетехтин В.И., Кадомцев А.Г.

Физико-технический институт им.А.Ф.Иоффе РАН, Санкт-Петербург, Россия INFLUENCE OF EVOLUTION OF MICROSCOPIC CRACKS AND PORES ON STRENGHT OF MATERIALS.

Betekhtin V.I., Kadomtsev A.G.

Ioffe Physico-Technical Institute of the Russian Academy of Sciences, Sankt-Petersburg, Russia Vladimir.Betekhtin@mail.ioffe.ru Features of development and healing of microscopic cracks and pores depending on condi tions of deformation, it is analyzed. Influence of healing of micropores on mechanical properties, are considered.

Разработка научных основ и технологий повышения и прогнозирования работоспо собности металлических материалов и изделий в той или иной степени связана с проблемой их пористости. Действительно, микроскопические поры и трещины являются характерными дефектами, которые зарождаются либо в процессе эксплуатации материалов в местах лока лизации пластической деформации;

либо при коррозионных и радиационных воздействиях;

либо образуются в связи с особенностями технологии получения (порошковые, литые и аморфные сплавы;

электролитические и напыленные пленки;

керамики и т.д.) В [1] развит концепциальный подход к порам, как к фазово-структурным неоднород ностям, которым присущи особенности как трехмерных (объемных) дефектов, так и двумер ных (пленарных, имея в виду определенную аналогию между состоянием атомных слоев на поверхности пор и на поверхности любых твердых тел).

Как правило, увеличение эксплутационной или технологической микропористости ведет к деградации физико-механических свойств (в том числе – прочности) твердых тел, а регенерации сплошности, например, за счет залечивания пористости, позволяет улучшить эти свойства.

Рассмотрим некоторые особенности эволюции деформационной (эксплутационной) и технологической пористости.

Деформационная пористость При анализе деформационных («эксплуатационных») микронесплошностей следует исходить из сформулированных в физике [1–3] и механике [4–7] прочности представлений о кинетической природе развития разрушения. Согласно [1–5], развитие микронесплошностей и обосуловленного этим накопления пластического разрыхления (разуплотнения) идет в те чение всего времени пребывания материала под нагрузкой. Однако закономерности этого накопления в зависимости от условий испытания (в частности, температуры) и степени пла стичности материала имеют некоторые особенности [1, 8].

Так, при умеренных температурах деформации металлических материалов микрораз рушение (разуплотнение) начинается и интенсивно развивается преимущественно в тонких приповерхностных слоях. В этих слоях и формируется критическое разуплотнение (1 %), ведущее к образованию макротрещин или шейки. Залечивание накапливающего в процессе нагружения приповерхностного разуплотнения при низкотемпературном (Т 0,45Тпл. К) от жиге позволяет эффективно повысить долговечность и другие прочностные характеристики металлов и сплавов. Следует отметить, что с увеличением размеров испытуемого материала абсолютная толщина разуплотненного приповерхностного слоя растет, но его относительная доля в объеме всего материала заметно падает. Иными словами, с увеличением масштаба (размера) нагруженного объекта в сопротивлении разрушению (что проявляется в образова нии микронесплошностей) принимает участие все меньший объем материала.

При переходе в область повышенных температур, в частности, в области высокотем пературной (Т Тпл.) ползучести, образование, как правило, зернограничных микроне сплошностей также начинается в приповерхностных слоях. Однако задолго до макроразру шения образование и развитие микронесплошностей переходит в объем материала. Основ ной причиной этого является интенсификация при повышенных температурах процесса за лечивания приповерхностных микронесплошностей, в основе которого лежит механизм их вакансионного растворения и трубочной диффузии вакансий по ядрам дислокаций на естест венный сток-поверхность. При залечивании зародышевых микронесплошностей, образую щихся в объеме, стоком для вакансий, согласно [9], будут несплошности более крупного размера. В силу этого, разуплотнение от микроскопических трещин и пор в объеме (в отли чие от приповерхностных слоев) будет непрерывно накапливаться, и образование макротре щин может наблюдаться и в объеме материала.

Эффективным методом залечивания накапливающихся в объеме микронесплошно стей, позволяющим существенно повысить долговечность материалов, является воздействие высокого гидростатического давления [10].

Полученные в последнее время экспериментальные данные свидетельствуют о важ ной роли зернограничной пористости наноразмерного масштаба для долговечности и анали за природы сверхпластичности ультракристаллических металлов и сплавов, полученных в результате равноканального углового прессования [12, 13].

При нагружении материалов, находящихся в хрупком (квазихрупком) состоянии, прочность определяется, в основном, дефектами типа микротрещин, которые образуются и развиваются практически только на самой поверхности. В этом случае эффективной «зале чивающей» обработкой является либо удаление поврежденного поверхностного слоя, либо какая-либо поверхностная обработка (например, пневмодинамический наклеп) [1, 11].

Технологическая пористость Установлено, что аморфные металлические сплавы, полученные при сверхбыстрой закалке, содержат нанопоры размером 10 и 100 нм. При этом крупная фракция нанопор локализуется в тонких (порядка нескольких микрон) приповерхностных слоях неконтактной (внешней) стороны аморфных лент, а мелкая фракция нанопор распределена в объеме лент [14, 15]. Залечивание нанопор в аморфных сплавах при нагреве реализуется механизмом вяз кого течения, а залечивание под воздействием высокого гидростатического давления меха низмом локализованного сдвига [15]. Показано, что залечивание нанопористости ведет к по вышению прочности, микротвердости, температуры охрупчивания и температуры начала кристаллизации [15, 16]. Исследования последних лет показали, что залечивание нанопори стости ведет к улучшению и магнитных характеристик аморфных сплавов [17].

Изучение закономерностей залечивания нанопористости при спекании порошков из аморфных сплавов, проведенное с учетом роли внутренних напряжений в этом процессе, по зволило оптимизировать режимы компактирования. Подобное исследование было проведено не только для аморфных, но и аморфно-кристаллических и кристаллических порошков с ха рактерным размером от единиц до сотен нанометров.

Существенное значение для прочности керамик имеет их технологическая, разномас штабная пористость. Так, изучение пористости силикатной керамики (цементный камень) с помощью комплекса методов (протонный магнитный резонанс, малоугловое рентгеновское рассеяние, электронная и оптическая микроскопия) позволило получить данные о концен трации пор в диапазоне размеров последних от нескольких нанометров до десятка микрон [18, 19]. К примеру, установлено, что концентрация пор размером 2 и 300 нм, соответст венно – 1024 и 1018 м-3. Показано, что залечивание пористости под воздействием гидростати ческого давления ведет к повышению прочности цемента при сжатии и растяжении;

росту микротвердости кристаллической и квазикристаллической (гелиевой) структуры;

заметному увеличению модуля Юнга [19, 20].

Аналогичное комплексное исследование разноразмерной пористости было проведено для карбида кремния (SiC) [21, 22]. Установлено, что пористость оказывает существенное влияние на динамическую и статическую прочность. Выявлен размер пор (в диапазоне от 100 нм до десятка микрон), который оказывает наиболее существенное влияние на прочно стные свойства [23].

Данные получены при частичной финансовой поддержке РФФИ (проект №07-03 00659-а).

Список использованных источников 1. П.Г.Черемский, В.В.Слезов, В.И.Бетехтин. «Поры в твердом теле». Энергоатомиздат, М. (1990), 374 с.

2. С.Н.Журков. Изв. АН СССР. Неорг. Материалы. 3, 10, 1767 (1967) 3. В.Р.Регель, А.И.Слуцкер, Э.Е.Томашевский. Кинетическая природа прочности твердых тел. Нау ка, М. (1979), 560с.

4. В.В.Новожилов, ПММ 29, 4, 681 (1965) 5. В.В.Новожилов, Ю.И. Кадашевин, О.Г.Рыбакина. ДАН СССР, 270, 4, 831 (1983).

6. Л.М.Качанов. Основы механики разрушения. Наука, М. (1874), 142с 7. Ю.И.Работнов. Ползучесть элементов конструкций. Наука. М. (1996), 210с.

8. В.И.Бетехтин, А.Г.Кадомцев. Эволюция микроскопических трещин и пор в нагруженных твердых телах. ФТТ, 47, 5, 801 (2005).

9. И.М.Лифшиц, В.В.Слезов ФТТ, 1, 9, 479 (1959) 10. V/Sklenicka, V.I.Betekhtin, K.Kucharova, A.G.Kadomtsev, A.I.Petrov Scripta Met., 25, 2159 (1991).

11. В.И.Бетехтин, Ф.Шмидт и др. Сб.Структура, механические свойства и разрушение материалов ИПМ, Киев, 121 (1988).

12. В.И.Бетехтин, А.Г.Кадомцев, V.Sklenicka, I.Saxl, О.В.Амосова, М.В.Нарыкова Материалы XLVI Межд.конф. «Актуальные проблемы прочности», ч.1.,7, (2007) 13. В.И.Бетехтин, А.Г.Кадомцев, V.Sklenicka, I.Saxl ФТТ, 49, 10, 1787 (2007) 14. В.И.Бетехтин, А.М.Глезер, А.Г.Кадомцев, А.Ю.Кипяткова ФТТ, 42, 8, 1420 (2000) 15. В.И.Бетехтин, А.Г.Кадомцев, О.В.Амосова. Изв. АН сер.физ, 67, 6, 818 (2003) 16. V.I.Betekhtin, A.I.Slutsker, A.G.Kadomtsev, O.V.Amosova, J.C.Lee. Acta Mater, 52, 2733 (2004) 17. А.И.Слуцкер, В.И.Бетехтин, А.Г.Кадомцев, О.В.Толочко ЖТФ, 76, 12, 57 (2006) 18. В.И.Бетехтин, Е.А.Егоров, А.Г.Кадомцев и др Цемент, 10, 8 (1989) 19. В.И.Бетехтин, А.Г.Кадомцев, О.В.Амосова Сб. «Бетон и железобетон в третьем тысячелетии»

Гос. строительный Университет Ростов-на Дону т.1, 62 (2004) 20. В.И.Бетехтин, А.Н.Бахтибаев, А.Г.Кадомцев Цемент, 5-6, 16 (1991) 21. V.I.Betekhtin, A.I.Slutsker.A.B.Sinani, A.G.Kadomtsev, S.S.Ordanyan Science of Sintering, 34, 143, (2002).

22. А.С.Власов, Е.Л.Зильбербранд и др. ЖТФ, 74, 8, 62 (2004).

23. А.И.Слуцкер, В.И.Бетехтин, А.Б.Синани, А.Г.Кадомцев ФТТ (2008), в печати ВОЗДЕЙСТВИЕ МАГНИТНОГО ПОЛЯ И НИЗКОЙ ТЕМПЕРАТУРЫ НА МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СПЛАВЕ Fe–Cr–Mn–V Клевцова Н.А., Клевцов Г.В., Фесенюк М.В.

Оренбургский государственный университете, г. Оренбург, Россия THE INFLUENCE OF MAGNETIC FIELD AND LOW TEMPERATURE ON THE MARTENSITIC TRANSFORMATIONS IN ALLOY Fe-Cr-Mn-V Klevtsova N.A., Klevtsov G.V., Fesenuk M.V.

Orenburg State University, Orenburg, Russia klevtsov11948@mail.ru In this paper the influence of strong magnetic fields and also low temperature on the marten sitic transformations in Fe–Cr–Mn–V alloy is investigated. It was discoveried, under influence of the magnetic field with magnetic induction is equal of 4 Tl in Fe–Cr–Mn–V alloy occurs the reverse transformation. Heating of the alloy to temperature 280 0C without magnetic field results in the similar reverse transformation as under influence of the magnetic field with magnetic induc tion is equal of 4 Tl. The influence of magnetic field with magnetic induction is equal of 15 Tl on the alloy with 60 % -martensite cooled to temperature -196 0C results in partial reverse transformation. The influence of magnetic field before the соoling of specimens stabilize the aus tenitic structure as regards cooling.

Введение Имеются достаточно многочисленные данные о влиянии магнитного поля на струк турные изменения и свойства различных по химическому составу и структуре немагнитных кристаллов [1,2]. Немагнитные метастабильные стали и сплавы с аустенитной или аустенито мартенситной структурой используются во многих отраслях техники, так как обладают хо рошим сочетанием прочности и пластичности. Однако влияние сильного магнитного поля на мартенситные превращения в метастабильных сплавах с однофазной или двухфазной исход ной структурой практически не исследованы. В данной работе представлены результаты ис следования воздействия сильных магнитных полей и низкой температуры на мартенситные превращения метастабильного антиферромагнитного Fe–Cr–Mn–V сплава.

Материал и методики исследования В качестве исследуемого материала был использован сплав Fe–Cr–Mn–V. Химиче ский состав представлен в табл. 1. После закалки от температуры 1150 0С в воду сплав имеет двухфазную ( + ) структуру со средним размером аустенитного зерна dср =7,5.10-5 м.

Таблица 1 – Химический состав сплава (в % по массе, основа Fe) Мn C Cr V 0,43 6,00 18,00 1, Для определения количества - и -фазы в сплаве использовали рентгеновский ди фрактометр ДРОН-2.0 и металлографический микроскоп МИМ-8, а также проводили изме рение микротвердости фаз в сплаве микротвердомером ПМТ-3.

Объемное содержание фаз в эффективно рассеивающем слое материала (около 23 мкм) определяли по интегральной интенсивности рентгеновских дифракционных линий (111) К -фазы и (101) К -фазы, используя методику [3, 4]. Погрешность определения объ емного содержания фаз в сплаве по данной методике составляет 3–5 % [4].

Влияние на фазовый состав сплава магнитного поля с магнитной индукцией 4 Тл Как уже отмечалось, исследуемый сплав после закалки имел двухфазную + структу ру (рис. 1 а). Объемное содержание -аустенита и -мартенсита в сплаве равно, соответст венно, 77 и 23 % (табл. 2). Наличие -мартенсита можно наблюдать на микрошлифе закален ного сплава в виде равномерно расположенных участков (рис. 2). Средняя микромвердость аустенита составила 151 МПа, а участков -мартенсита – 220 МПа.

Рисунок 1 – Рентгеновские ди фрактограммы, полученные по сле закалки сплава (а) и после воздействия магнитного поля в (101) К (111) К (101) К (111) К 4 Тл (б) -фазы -фазы -фазы -фазы а) б) Рисунок 2 – Микрошлиф закаленного сплава х После закалки сплав подвергали следующим воздействиям (см. табл. 2):

Эксперимент 1. Образцы из закаленного сплава помещали на 20 минут в постоянное магнитное поле с магнитной индукцией 4Тл. Определяли фазовый состав сплава. Затем об разцы снова подвергали закалке и определяли фазовый состав.

Эксперимент 2. Образцы из закаленного сплава повторно подвергали закалке и опре деляли фазовый состав.

Эксперимент 3. Образцы из закаленного сплава нагревали до температуры 280 0С и через каждые 20 0С определяли фазовый состав.

Таблица 2 – Объемное содержание -аустенита и -мартенсита в сплаве после различных ви дов воздействия № экспе- Объемное содержание фаз в сплаве (в %) после различных римента видов воздействия Фазы Закалка Закалка Закалка + Закалка + Закалка + + 4 Тл 4 Тл + закалка нагрев до закалка 280 0С -аустенит 1 77 90 -мартенсит 23 10 -аустенит 2 77 - мартенсит 23 -аустенит 3 77 -мартенсит 23 Из приведенной таблицы видно, что в эксперименте 1 после воздействия на закален ный сплав магнитного поля с магнитной индукцией 4 Тл количество -мартенсита в сплаве уменьшилось с 23 до 10 % (см. табл. 2). Микроструктура сплава после воздействия магнит ного поля представлена на рис. 3.

Можно предположить, что в результате воздействия магнитного поля 4 Тл в иссле дуемом сплаве произошло обратное превращение.

Рисунок 3 – Микрошлиф зака ленного сплава после воздейст вия магнитного поля с магнит ной индукцией 4 Тл х После воздействия на сплав магнитного поля и последующей закалки сплав становит ся однофазным (100 % -аустенита) (см. табл. 2). Можно предположить, что обработка маг нитным полем перед второй закалкой способствовала смещению точки начала мартенситных превращений в сплаве в сторону низких температур.

В эксперименте 2 повторную закалку проводили без воздействия магнитного поля. В этом случае, в отличие от предыдущего, количество -мартенсита увеличилось с 23 до 43 % (см. табл. 2). Иными словами, повторная закалка сместила точку начала мартенситных пре вращений в сплаве в сторону высоких температур.

При проведении эксперимента 3 было обнаружено, что при температуре нагрева 280 0С в структуре сплава количество -мартенсита стало равным 0–5 % (см. табл. 2). По видимому, в данном случае, как и при воздействии магнитного поля, произошло обратное превращение.

Рисунок 4 – Микрошлиф сплава после нагрева до тем пературы 280 0С без воздейст вия магнитного поля х Влияние магнитного поля с магнитной индукцией 15 Тл и низкой температуры на фазовый состав сплава Для проведения данной серии испытаний в качестве исходного материала был выбран сплав после закалки, воздействия магнитного поля и последующей повторной закалки (ЗМЗ).

Структура сплава в таком состоянии, как видно из табл. 2, является однофазной, состоящей из 100 % -аустенита.

Сплав в вышеуказанном состоянии подвергали следующим воздействиям (табл. 3):

Таблица 3 – Объемное содержание -аустенита, - и -мартенсита в сплаве после различных видов воздействия Объемное содержание фаз в сплаве (в %) после различных видов воздействия № экспе- Фазы римента Закалка + 4 Тл (ЗМЗ) + охлаж- (ЗМЗ) + охлаж- (ЗМЗ) + 15 Тл + + закалка (ЗМЗ) дение до дение до охлаждение до –1960С –196 0С + 15 Тл –196 0С -аустенит 100 37 1 -мартенсит 0 3 -мартенсит 0 60 -аустенит 100 2 -мартенсит 0 -мартенсит 0 Эксперимент 1. Исходные образцы сплава в состоянии ЗМЗ охлаждали до температу ры –196 0С, определяли фазовый состав;

затем помещали в магнитное поле с магнитной ин дукцией 15 Тл и снова определяли фазовый состав сплава.

Эксперимент 2. Исходные образцы сплава в состоянии ЗМЗ помещали в магнитное поле с магнитной индукцией 15 Тл, затем охлаждали до температуры –196 0С и определяли фазовый состав.

Из приведенной таблицы видно, что в эксперименте 1 при охлаждения однофазного сплава (в состоянии ЗМЗ) до температуры –196 0С в нем образуется 60 % -мартенсита и 3 % -мартенсита. После воздействия на сплав в вышеуказанном фазовом состоянии магнитного поля 15 Тл количество -мартенсита уменьшилось до 23 %, а -мартенсит не обнаружен (см.

табл. 3).

Можно предположить, что воздействие на сплав магнитного поля в 15 Тл привело к частичному превращению.

В эксперименте 2 после воздействия на однофазный сплав (в состоянии ЗМЗ) сначала магнитного поля в 15 Тл, а затем охлаждения до температуры –196 0С фазовый состав сплава практически не изменился (см. табл. 3). Следовательно, воздействие магнитного поля до ох лаждения стабилизировало структуру аустенита.

Выводы 1. Обнаружено, что в результате воздействия магнитного поля с магнитной индукцией 4 Тл в сплаве Fe–Cr–Mn–V имеет место обратное превращение.

2. Нагрев стали до температуры 280 0С без воздействия магнитного поля приводит к аналогичному обратному мартенситному превращению, как и при воздействии магнит ного поля 4 Тл.

3. Воздействие на сплав, содержащий 60 % -мартенсита и охлажденный до темпера туры –196 0С, магнитного поля с индукцией 15 Тл приводит к частичному обратному превращению, а обработка магнитным полем до охлаждения – стабилизирует струк туру аустенита по отношению к охлаждению.

Работа выполнена при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (проект 06-08-96904р_офи) Список использованных источников 1. Альшиц В.И., Даринская Е.В., Колдаева М.В., Петржик Е.А. Кристаллография, 2003.- В.48.- Т.5. С.826.

2. Belyavsky V.I., Levin M.N., Olson N.J. Defect-induced lattice magnetism: Phenomenology of magnetic field-stimulated defect reaction in nonmagnetic solid, Physical Review B73. 054429.-2006.-P. 1-9.

3. Клевцова Н.А., Фролова О.А., Клевцов Г.В. Разрушение аустенитных сталей и мартенситные пре вращения в пластических зонах.- М.: Изд-во Академии Естествознания, 2005.- 155 с.

4. Р 50-54-52/2-94. Расчеты и испытания на прочность. Метод рентгеноструктурного анализа изломов.

Определение характеристик разрушения металлических материалов рентгеновским методом. - М.:

ВНИИНМАШ Госстандарта России, 1994. - 28 с.

ВЛИЯНИЕ ИОННО-ПЛАЗМЕННОГО ПОКРЫТИЯ НА УСТАЛОСТНУЮ ПРОЧНОСТЬ ОБРАЗЦОВ ИЗ СТАЛИ Клевцов Г.В., Клевцова Н.А., Ильичев Л.Л., Фролова О.А., Фесенюк М.В.

Оренбургский государственный университет, Оренбург, Россия THE INFLUENCE OF ION-PLASMA COATING ON THE FATIGUE STRENGTH OF SPECIMENS MADE FROM STEEL Klevtsov G.V., Klevtsova N.A., Ilichev L.L., Frolova O.A., Fesenuk M.V.

Orenburg State University, Orenburg, Russia klevtsov11948@mail.ru In this work the influence of ion-plasma coating (TiN) on the fatigue strength of specimens made from steel 20 was investigated. The ion-plasma coating was applicated both under phase transformation temperature and other temperatures. It was shown, maximum fatigue strength of specimens made from steel 20 take place in case of applying an ion-plasma coating under phase transformation temperature (727 0C).

Введение Ионно-плазменные покрытия широко используют для повышения износостойкости и коррозионной стойкости инструмента, а также усталостной прочности деталей в машино строении и других областях техники. Эффект от нанесения покрытия зависит не только от свойств самого покрытия, но и от прочности связи покрытия с поверхностью образца, т.е.

адгезионной прочности покрытия [1].

В настоящей работе изучали влияние ионно-плазменного покрытия (TiN) на устало стную прочность образцов из стали 20. Принимая во внимание ранее описанный эффект за лечивания дефектов, наблюдаемый на поверхности образцов при температуре фазового пе рехода [2], ионно-плазменное покрытие наносили как при температуре фазового превраще ния, так и при температурах, отличных от температуры фазового превращения.

Методики исследования На призматические образцы из стали 20 размерами 2х5х150 мм для усталостных ис пытаний наносили ионно-плазменное покрытие нитрида титана (TiN) при температуре 727 0С (температура эвтектоидного превращения в стали), а также при температурах, отлич ных на 10 0С выше и ниже температуры фазового превращения, т.е. при 717 и 737 0С.

Усталостные испытания образцов, как с покрытием, так и без покрытия, проводили на специально разработанной установке при комнатной температуре с частотой нагружения 23 Гц при симметричном цикле нагружения и жесткой схеме испытания [3]. В процессе ис пытания определяли общее количество циклов нагружения до разрушения образцов. Кроме того, с помощью измерителя акустического сигнала (ИАС-3) фиксировали количество цик лов нагружения до появления макротрещины в образцах. При каждой температуре испыты вали 3–5 образцов.

Для оценки адгезионной прочности покрытий проводили вдавливание в поверхность образцов с покрытием алмазного индентора микротвердомера ПМТ-3. В случае высокой хрупкости покрытия и недостаточно высокой адгезионной прочности должно наблюдаться активное трещинообразование и отслоение покрытий от подложки. При достаточной пла стичности и высокой адгезионной прочности покрытия трещинообразование должно отсут ствовать [1].

Исследования поверхности покрытий и микрофрактографические исследования уста лостных изломов проводили в растровом электронном микроскопе JSM-Т20. Макрофракто графическое строение изломов изучали визуально или при небольшом увеличении. Длину зоны усталостного развития трещины lf на поверхности изломов [4] в направлении распро странения трещины измеряли штангенциркулем с абсолютной погрешностью 10-4 м.

Результаты исследования и их обсуждение Электронномикроскопические исследования показали, что нанесение на поверхность стальных образцов ионно-плазменного покрытия (TiN), как при температуре фазового пре вращения, так и при температурах, отличных от температуры фазового превращения, прак тически не изменило микрорельеф и величину шероховатости поверхности из-за небольшой толщины покрытия (3-5 мкм).

Анализ полученных отпечатков алмазного индентора микротвердомера показал, что после воздействия индентора на покрытиях не обнаружено микротрещин (рис. 1). Следова тельно, покрытия отличаются высокой пластичностью и высокой адгезионной прочностью независимо от температуры их нанесения.

Известно, что при усталостных испытаниях об щая долговечность образцов (количество циклов нагру жения до разрушения образцов) включает в себя: коли чество циклов нагружения до зарождения усталостной трещины и количество циклов нагружения, затраченное на распространение трещины [3].


Рассмотрим влияние температуры нанесения по крытия на кинетику развития усталостной трещины и фрактографические особенности строения изломов об разцов из стали 20 (табл. 1).

Из приведенной таблицы видно, что максимальная дол говечность образцов имеет место в случае нанесения Рисунок 1 – Отпечаток укола микро- покрытия при температуре фазового перехода, т.е. при твердомара ПМТ-3 на поверхности температуре 727 С. В случае нанесения покрытия при образца после нанесения покрытия температурах, отличных от температуры фазового пере хода, общая долговечность образцов становится даже при температуре 727 0С. х ниже, чем в образцах без покрытия (см. табл. 1). Срав нивая количество циклов нагружения до появления макротрещины, видим, что, в случае на несения покрытия при температуре фазового перехода количество циклов до зарождения трещины, примерно в 1,8 раза выше по сравнению с образцами без напыления покрытия.

Таблица 1 – Количество циклов нагружения до разрушения образцов (N) и до зарождения трещины (Nз), а также длина зоны lf на поверхности излома Температура Без 727 0С 717 0С 737 0С нанесения покрытия покрытия N, цикл 5,83.103 7,63.103 5,55.103 4,27. Nз, цикл 1,01.103 1,75.103 - lf, 10 м - 0,80 0,75 0,75 0, О положительном влиянии покрытия на стадию зарождения усталостной трещины свидетельствуют и данные фрактогафического анализа. На рис. 2 представлены схемы уста лостных изломов. В случае испытания образцов без покрытия средняя длина зоны усталост ного развития трещины составляет 0,80.10-3 м (см. табл. 1). При разрушении образцов с по крытием, независимо от температуры его нанесения, средняя длина зоны lf составляет 0,75.10-3 м. Причем форма зоны усталостной трещины во всех случаях была практически одинаковая (см. рис. 2 а, б).

lf lf а б Рисунок 2 – Схема строения усталостных изломов, полученных после разрушения образцов без по крытия (а) и с покрытием (б) Поскольку длина зоны усталостной трещины lf на поверхности изломов практически одинаковая (см. табл. 1), то можно предположить, что количество циклов нагружения, затра ченное на распространение усталостной трещины тоже во всех случаях будет тоже примерно одинаковое. Следовательно, основной вклад в общую долговечность образцов приходится на стадию зарождения трещины.

Рассмотрим микрофрактографические особенности разрушения образцов из стали как без ионно-плазменного покрытия, так и с покрытием, нанесенным при разных темпера турах.

Из рис. 3 видно, что в случае отсутствия покрытия в очаге усталостного разрушения образуется характерная зона сдвига под углом 450 к поверхности излома, отличающаяся сравнительно плоским микрорельефом. Затем усталостная трещина развивается перпендику лярно оси образца. На этой стадии можно наблюдать ямочный микрорельеф.

а б Рисунок 3 – Микрофрактография очага усталостного разрушения образцов из стали 20 без покры тия. а – х 500, б – х В том случае, когда усталостному разрушению подвергались образцы с покрытиями, зарождение трещины не сопровождалось образованием зоны сдвига (рис. 4 и 5). Характер ный ямочный микрорельеф наблюдается прямо от покрытия. В случае разрушения образцов с покрытием, нанесенном при температуре, отличной от температуры фазового перехода, вблизи покрытия можно наблюдать пористую область (см. рис. 5), что указывает на непроч ную связь покрытия с подложкой. Об этом же свидетельствуют и разрушенные участки по крытия, «свисающие» над поверхностью излома (см. рис. 5 б).

а б Рисунок 4 – Микрофрактография очага усталостного разрушения образцов из стали 20 с покрыти ем, нанесенным при температуре 727 0С. а – х 500, б – х а б Рисунок 5 – Микрофрактография очага усталостного разрушения образцов из стали 20 с покрыти ем, нанесенным при температуре 727 + 10 0С. а – х 500, б – х В случае нанесения покрытия при температуре 727 0С таких дефектов практически не наблюдается (см. рис. 4 а, б). Последнее свидетельствует о лучшей адгезионной прочности покрытия, нанесенного при температуре фазового перехода.

Выводы 1. Электрономикроскопические исследования показали, что напыление ионно плазменного покрытия из TiN не повлияло на микрорельеф поверхности образцов из стали 20. При этом качество покрытий, нанесенных как при температуре фазового перехода ( С), так и при температурах, отличных от температуры фазового перехода, хорошее, а само покрытие отличается пластичностью и высокой адгезионной прочностью.

2. Максимальная усталостная прочность образцов из стали 20 имеет место в случае нанесения ионно-плазменного покрытия при температуре фазового перехода (727 0С). В слу чае нанесения покрытия при температурах, отличных от температуры фазового перехода, общая долговечность образцов становится даже ниже, чем в образцах без покрытия.

3. Результаты оценки времени зарождения усталостной трещины с помощью акусти ческой эмиссии, а также данные макрофрактографического анализа свидетельствуют о том, что увеличение общей долговечности образцов с ионно-плазменным покрытием, нанесенном при температуре фазового перехода, обусловлено увеличением времени до зарождения уста лостной трещины.

4. Микрофрактографический анализ показал, что разрушение образцов с покрытиями не сопровождается образованием в очаге зарождения трещины зоны сдвига. Адгезионная прочность покрытия, нанесенного при температуре фазового перехода, выше по сравнению с покрытиями, нанесенными при температурах, отличных от температуры фазового перехода.

Работа выполнена при финансовой поддержке Российского фонда фундаментальных исследований (проект 06-08-96904р_офи) Список использованных источников 1. Григорьев С.Н., Ильичев Л.Л., Рудаков В.И. Ионно-плазменное упрочнение инструментальных сталей. Учебное пособие.- Оренбург: ГОУ ОГУ, 2005.- 415 с.

2. Никитин В.В., Клевцова Н.А., Клевцов Г.В. Кинетика залечивания поверхностного дефекта в ау стенитной стали в условиях фазового перехода. Тезисы докладов VI Всероссийской конференции «Структура и свойства аустенитных сталей и сплавов» к 100-летию со дня рождения К.А. Малы шева. Екатеринбург, 2001.- С. 34.

3. Школьник Л. М. Скорость роста трещин и живучесть металла.- М.: Металлургия, 1973.- 215 с.

4. Клевцов Г.В., Ботвина Л.Р., Клевцова Н.А., Лимарь Л.В. Фрактодиагностика разрушения метал лических материалов и конструкций.- М.: МИСиС, 2007.- 264 с.

СПЕКТРОСКОПИЧЕСКОЕ ДЕТЕКТИРОВАНИЕ ФОТОДЕСТРУКЦИИ ПОЛИМЕРНЫХ ЦЕПЕЙ Кучеренко М.Г., Летута С.Н., Степанов В.Н., Русинов А.П.

Оренбургский государственный университет, Оренбург, Россия SPECTROSCOPIC DETECTION OF POLIMERIC CHAINS PHOTODESTRUCTION Kucherenko M.G., Letuta S.N., Stepanov V.N., Rusinov A.P.

Orenburg State Universuty, Orenburg, Russia rphys@mail.osu.ru Optical registration methods (spectrophotometric, holographic, photoelectronic and luminescent) are developed for the study of structural and dynamic changes of synthetic and biological polymer molecules characteristics. The photodestruction of the polymeric chains arises due to direct or sensibilized laser activa tion of the system. As a result macromolecular fragments appear with different length and mass. A biological activity of the polydispersed macromolecular solution is estimated.

Развиты методы оптической регистрации (спектрофотометрической, голографиче ской, фотоэлектронной и люминесцентной) изменений структурных и динамических харак теристик молекул синтетических и биологических полимеров, в результате прямой и сенси билизированной фотодеструкции этих молекул, в том числе с учетом дисперсии распределе ния продуктов лазерного фотолиза по размерам фрагментов макроцепей. Произведены оцен ки биологической активности некоторых медицинских препаратов после их фотомодифика ции.

Зафиксировано влияние режимов обработки полимерных растворов лазерным излуче нием различного спектрального состава и интенсивности на оптические характеристики и сигналы молекулярных люминесцентных зондов. Разработан голографический метод опре деления степени деструкции макроцепей и предложена оригинальная математическая мо дель процесса голографической регистрации изменений динамических (диффузионных) ха рактеристик молекул биополимеров, в результате фотосенсибилизированной деструкции (дробления на фрагменты) этих молекул, с учетом дисперсии распределения продуктов ла зерного фотолиза по размерам фрагментов макроцепей. Предложены альтернативные мето ды оценки степени деструкции макроцепей, основанные на спектроскопических данных и кинетике люминесцентных сигналов активированных фрагментов.

Голографические методы регистрации распределений длин фрагментов при лазерной деструкции ДНК и релаксационных процессов в ДНК-конденсатах Лазерное облучение растворов ДНК с интеркалированными в макромолекулы органи ческими красителями приводит к дроблению (разрезанию) полимерных цепей в результате радиационного воздействия на сенсибилизатор. Образованные в результате фотолиза фраг менты ДНК дисперсны по длинам. Возникающие распределения размеров продуктов фото лиза зависят от характера размещения сенсибилизатора по цепи, интенсивности и спектраль ного состава излучения, времени экспозиции и других параметров системы и режима облу чения. В данной работе развиваются методы голографического мониторинга биополимерных растворов и композиций с целью изучения релаксационных процессов, определяемых кон формационной подвижностью макроцепей, оценки степени фотодеструкции системы и ее детальных характеристик. Для этого использована методика определения коэффициентов диффузии макромолекул и их фрагментов в растворах по дифракции зондирующего лазерно го луча на нестационарной голографической решетке, записанной в растворах комплексных соединений биополимер-фотохром. Коэффициенты диффузии различных по длине макромо лекулярных остатков имеют разные значения, однако хотя расплывание различных подреше ток вследствие этого происходит с различными скоростями, периоды этих подрешеток в хо де релаксации не изменяются. Диффузионное движение молекул ДНК не испытавших дроб ления на мелкие фракции можно представить как перемещение целых доменов фотохромной среды. Очевидно, что в этом случае будет происходить деструкция решетки, или разупоря дочивание и дезориентация элементарных решеток, записанных на отдельных субъединицах.


В такой ситуации важно не только движение клубка как целого (нулевая раузовская мода), но и движение отдельных участков в клубке.

Коэффициент диффузии клубка Dl связан с длиной l = a 0 N макромолекулы соотноше нием: Dl ~ kT /(a0 N ), в котором – вязкость растворителя, = 1/ 2 для полимерной цепи с гидродинамическим взаимодействием, и = 1 для идеальной гауссовой цепи. В силу рас пределения фрагментов по длинам распределенной оказывается и величина Dl. Функция распределения p( x) ( x = l / a0 ) в общем случае зависит от условий воздействия на систему, но в простом модельном варианте она выбиралась в виде логарифмически нормального закона.

В результате компьютерного моделирования процесса распада голографических реше ток установлен неэкспоненциальный характер временной зависимости интенсивности ди фракционного максимума первого порядка, отражающий полихронную природу релаксации подрешеток из фрагментов цепей различной длины. Исследованы различные кинетические режимы диффузионной релаксации решеток для логнормальных распределений с различны ми параметрами [1].

При фотохимической записи голограмм в полимерных пленках окрашенных ДНК на твердых прозрачных подложках исследован процесс медленной деструкции решеток на вре менном масштабе ~ 102 c. Предполагается, что в этом случае механизм записи связан с вяз коупругими свойствами полимерного покрытия. Для описания релаксационных характери стик пленочных голограмм используется конформационная теория вязкоупругости полиме ров, обеспечивающая экспериментально наблюдаемые скорости распада решеток в диапазо не ~ 102c.

Спектральный анализ фотодеструкции лизоцим Для изучения процесса деструкции белков лазерным излучением, были проведены спектрально-люминесцентные и фотометрические измерения водных растворов лизоцима различной продолжительности экспонирования. Сам белок поглощает излучение второй гармоники YAG:Nd3+ лазера ( = 532 нм) слабо, поэтому для усиления эффекта фотомодифи кации в его водный раствор вводились красители ксантенового ряда: эозин Н и эритрозин.

Молекулы этих люминофоров образуют устойчивую связь с биополимером и хорошо по глощают излучение в указанной области спектра (=532 нм) В результате поглощения кванта света красителем, осуществляется передача возбуждения на цепь биополимера, что и приво дит к ее разрушению. Были проведены эксперименты с различными концентрациями люми нофоров и биополимера. Препараты облучались цугом импульсов второй гармоники излуче ния неодимового лазера ( = 532 нм), при напряжении питания лампы вспышки 0,7 кВ, с час тотой 5 Гц, мощностью в импульсе 5 мДж, длительностью одиночного импульса 15 наносе кунд.

В результате проведенных исследований обнаружено, что с увеличением степени дест рукции белка интенсивность люминесценции эозина уменьшается (рис. 1–2), а интенсив ность излучения эритрозина существенно зависит от соотношения концентраций люминофо ра и лизоцима (рис. 3–6).

1. 1.0 I/I I/I 0. 0.9 2 0. 0.8 3 0. 0.7 4 0. 4 0. 0. 0. 0. 0. 0. 0. 0. 0. нм 500 550 600 нм 500 550 600 Рисунок 1 – Спектр люминесценции водного Рисунок 2 – Спектр люминесценции водного раствора лизоцим – эозин Н, облученного вто- раствора лизоцим – эозин Н, облученного вто рой гармоникой Nd3+ лазера. Мольная концен- рой гармоникой Nd3+ лазера. Мольная концен трация лизоцима СLYS =3*10-5М, эозина Н СEO трация лизоцима СLYS = 4.2*10-5 М., эозина Н = 3*10-4 М. Время облучения: 1 – 0 мин;

2 – СEO = 6*10-6 М. Время облучения: 1 – 0 мин;

2.5 мин;

3 – 5 мин;

4 – 10 мин;

5 – 20 мин. 2 – 2.5 мин;

3 – 5 мин;

4 – 10 мин;

5 – 20 мин.

Для исследования фотодеструкции лизоцима был использован, также, эффект безызлу чательного переноса энергии электронного возбуждения в бимолекулярном зонде. В радиа ционно-обработанные смеси добавлялся донор энергии – родамин 6G, в мольной концентра ции, равной концентрации акцептора энергии (эозин Н или эритрозин). При этом концентра ция эозина Н на два порядка превышала концентрацию молекул эритрозина. В смеси донора энергии с эозином Н наблюдается значительный сигнал свечения от ассоциатов родамина 6G (рис.7–8). Поведение длинноволнового максимума свечения ассоциатов различалось для рас творов эозина и эритрозина. В случае эозина этот максимум перемещался в длинноволновую область спектра с ростом степени деструкции биополимера. В экспериментах это перемеще ние составило величину около 30 нм (рис. 7). С целью изучения влияния характера лазерно го излучения на деструкцию лизоцима был проведен эксперимент по облучению эритрози новой смеси аргоновым лазером непрерывного действия, мощностью 6 мВт. После радиаци онной обработки в раствор добавляли родамин 6G и измеряли спектр люминесценции смеси (рис.8). Наблюдалось качественное совпадение его со спектром люминесценции после облу чения второй гармоникой неодимового лазера.

1. 1. I/I I/I 0 0. 0.8 0. 0.7 0.6 0. 3 0. 0.4 0. 0. 0. 0. 0. нм 0. 650 н м 70 0 0. 400 45 0 500 5 50 60 400 450 500 550 600 650 Рисунок 3 – Спектр люминесценции водного Рисунок 4 – Спектр пропускания водного раст раствора лизоцим – эритрозин, подвергнутого вора лизоцим – эритрозин, подвергнутого возДей воздействию второй гармоники Nd3+ лазера. ствию второй гармоники Nd3+ лазера. Мольные Мольные концентрации компонент: лизоцим концентрации компонент: лизоцим СLYS = СLYS = 3.7*10-5 М, эритрозин СER = 1.9*10-5 М. 3.7*10-5 М, эритрозин СER = 1.9*10-5 М. Время Время облучения: 1 – 0 мин;

2 – 1 мин;

3 – облучения: 1 – 0 мин;

2 – 1 мин;

3 – 5 мин;

4 – 5 мин;

4 – 10 мин 10 мин.

1. I/I 0 1. I/ I 0. 0.8 0.6 0. 2 0.4 4 0. 0.2 0. 0.0 0. 650 нм 700 нм 400 450 500 550 600 650 400 450 500 550 Рисунок 5 – Спектр люминесценции водного Рисунок 6 – Спектр пропускания водного раствора лизоцим - эритрозин, подвергнутого раствора лизоцим-эритрозин, после облучения воздействию второй гармоники Nd3+ лазера. второй гармоникой Nd3+ лазера. Мольные Мольные концентрации: лизоцим СLYS = концентрации компонент: лизоцим СLYS = 3.7*10-5 М, эритрозин СER = 2.1*10-4 М. Время 3.7*10-5 М, эритрозин СER = 2.1*10-4 М. Время облучения: 1 – 0;

2 – 1;

3 – 5 и 4 – 10 мин облучения: 1 – 0;

2 – 1;

3 – 5 и 4 – 10 мин Лазерная двуквантовая активация окрашенных полимерных цепей Взаимодействие фотосенсибилизаторов - ксантеновых красителей (эозин, эритрозин) с различными полимерными системами исследовано, также, при двуквантовом возбуждении сенсибилизаторов. В некоторых условиях для окрашенных полимерных цепей обнаружена генерация квазиодномерных триплетных экситонов.

1. I/I 1. I/I 0. 0. 1 0. 0. 2 3 0. 0.4 0. 0. 0. 0. 650 н м 650н м 700 400 450 500 550 400 450 500 550 Рисунок 7 – Спектр люминесценции водного Рисунок 8 – Спектр люминесценции водного раствора лизоцим – эозин Н, подвергнутого раствора лизоцим – эритрозин подвергнутого воздействию второй гармоники Nd3+ лазера с воздействию аргонового лазера мощностью добавлением родамина 6G. Мольная концен- 6 мВт с добавлением родамина 6G. Мольные трация компонент: лизоцим СLYS = 3.4*10-5 М;

концентрации компонент: лизоцим СLYS = эозин Н СEO = 4.4*10-4 М родамин 6G СR = 3.4*10-5 М;

эритрозин СER = 1.7*10-5 М;

рода 4.4*10-4 М. Время облучения: 1 – 0 мин;

2 – мин 6G СR = 2.2*10-5 М. Время облучения: 1 – 1 мин;

3 – 5 мин.;

4 – 10 мин. 0 мин;

2 – 1 мин;

3 – 5 мин;

4 – 10 мин Исследована проблема экситонного транспорта энергии электронного возбуждения в цепях молекул полимеров такого рода. В результате проведенных экспериментов по дву квантовому возбуждению люминофора в полимерных цепях зафиксированы осциллограммы специфических сигналов замедленной флуоресценции (ЗФ) и фосфоресценции красителя эритрозина в некоторых полимерных системах с резонансно-расположенной триплетной эк ситонной зоной (рис. 9–13).

- - - - - - - - t, мкс t, мкс - - 200 400 600 800 - 250 500 Рисунок 9 – Осциллограмма лазероиндуциро- Рисунок 10 – Осциллограмма лазероиндуциро ванных изменений кинетики релаксации три- ванных изменений кинетики релаксации три плетных состояний молекул эритрозина в плен- плетных состояний молекул эритрозина в плен ке карбоксиметилцеллюлозы. Черная линия – ке поливинилового спирта. Черная линия – сиг сигнал замедленной флуоресценции красителя, нал замедленной флуоресценции красителя, ин индуцированной излучением второй гармоники дуцированной излучением второй гармоники неодимового лазера с плотностью мощности 3 неодимового лазера с плотностью мощности МВт/см2 (энергия импульса – 3 мДж.), при дли- МВт/см2 (энергия импульса – 3 мДж), при дли тельности импульса 100 нс. Серая линия – тот тельности импульса 100 нс. Серая линия – тот же сигнал после воздействия на систему им- же сигнал после воздействия на систему им пульсом лазера на красителях 2 = 610 нм, с пульсом лазера на красителях 2 = 610 нм, с плотностью мощности 20 МВт/см2 при дли- плотностью мощности 20 МВт/см2 при дли тельности импульса 10 нс.

Энергия импульса тельности импульса 10 нс. Энергия импульса 7 мДж. Концентрация Сer = 2.10-4 М 7 мДж. Концентрация Сer=2.10-4 М I - - - - - - - t, мкс t,мкс - 200 800 - 0 100 200 300 Рисунок 11 – Осциллограммы сигналов фосфо- Рисунок 12 – Осциллограммы сигналов за ресценции эритрозина в пленке полиметилметак- медленной флуоресценции эритрозина в пленке поливинилбутираля при однокван рилата (ПММА) при одноквантовом (1= 532 нм, черная линия) и ступенчатом двуквантовом воз- товом ( = 532 нм, пунктирная кривая) и буждении (1 = 532 нм и 2 = 610 нм, серая линия) ступенчатом двуквантовом возбуждении ( = 532 и = 610 нм, сплошная кривая) моле молекул эритрозина через нижнее триплетное со стояние. Повторная активация – лазер на красите- кул красителя через его нижнее триплетное лях, 2 = 610 нм (плотность мощности состояние. Повторная активация – лазер на красителе, = 610 нм, рабочее вещество – 20 МВт/см2, длительность импульса 10 нс). Кон феналемин. Концентрация эритрозина Сer = центрация эритрозина Сer=2.10-4М.

2.10-4М.

Резкий «провал» интенсивности сигналов на кривых рис. 9–12 соответствует моменту воздействия на систему высокоамплитудным лазерным импульсом в полосе триплет триплетного поглощения красителя.

На приведенных осциллограммах отчетливо наблюдается три различных физических процесса, происходящих с молекулами эритрозина, которые связаны со структурой поли мерных цепей, создающей матрицу в которую помещен сенсибилизатор.

При воздействии импульсом неодимового лазера (вторая гармоника = 532 нм) про исходит заселение высших синглетных состояний люминофора, и за время порядка 10-12 – 10-11 с происходит безызлучательная релаксация (внутренняя конверсия) на нижний по энер гии возбужденный синглетный уровень S n ~ S1. Путем интекомбинационной конверсии за время t порядка 10-9 – 10-8 секунды, происходит заселение первого триплетного уровня кра сителя. Импульсом второго лазера, в диапазоне длин волн ~ 610 нм, происходит возбужде ние молекул, находящихся на нижнем триплетном уровне с переводом их в высшие триплет ные состояния. Если триплетная экситонная зона полимерной матрицы находится в энерге тическом резонансе с высшими триплетными уровнями люминофора, происходит генерация триплетного экситона на цепи полимера, который начинает диффундировать и уходит из точки старта (рис. 9, 11). Если экситонная зона полимерной матрицы находится значительно выше по энергии, чем высшие триплетные состояния красителя, то происходит заселение высших синглетных состояний люминофора и высвечивание кванта ЗФ (рис. 12) с соответст вующим опустошением триплетных состояний сенсибилизатора (рис. 10).

Для описания процессов рис. 9 и 11 в [2] построена теория кросс-аннигиляции 1d Т экситонов с Т-центрами сенсибилизаторов. Показано, что быстрая релаксация населенно стей триплетных уровней сенсибилизирующих центров связана с генерацией одномерных триплетных (Т) экситонов в полимерных цепях матрицы.

При блуждании возбуждения по отрезку цепи оно может погибнуть самопроизвольно с характерным временем жизни Т, или проаннигилировать с Т-центром. В этом случае для удельной скорости K (t | l ) кросс-аннигиляции, кинетики населенности nl (t ) Т-центров и парциальной интенсивности I DF (t | l ) сигнала кросс-аннигиляционной замедленной флуо ресценции (ЗФ) на отрезке цепи длиной l получены выражения:

P( x t ) tt K (t | l ) = D nl (t ) = n0 exp K ( | l )d,, ( 1) x x =l T 0 tt I DF (t | l ) = K (t | l )n0 exp K ( | l )d, (2) T 0 где n0 – начальная плотность экситонов, P( x | t ) – плотность вероятности обнаружить в мо мент времени t в точке x экситон, блуждающий по отрезку цепи с коэффициентом диффузии D, которая определяется выражением D (2n + 1) 2 2 t (2n + 1)x 4 P( x | t ) = exp. (3) sin l n =0 (2n + 1) l l Производя усреднение выражений (1)–(2) по длинам отрезков цепи с учетом их функции рас пределения f (l ), получаем следующие выражения для наблюдаемых величин:

n(t ) = nl (t ) = nl f (l )dl, I DF (t ) = I DF (t | l ) = I DF (t | l ) f (l )dl, (4) l0 l где n(t ) – закон дезактивации Т-центров, f (l ) = c exp ( cl ) – функция распределения отрезков цепи по длинам l, а c – линейная плотность молекул сенсибилизаторов на цепи, I DF (t ) сиг нал кросс-аннигиляционной замедленной флуоресценции.

Рисунок 13 – Сигнал кросс-аннигиляцион- Рисунок 14 – Кинетика населенности триплетных ной замедленной флуоресценции триплет- центров на цепи полимера. Зависимость от пара ных экситонов с триплетными центрами на метра l0 – длины звена полимера в [нм]. Номер цепи полимера Зависимость от частоты кривой соответствует параметру l0: 1 – 1;

2 – 2;

прыжков экситона по цепи полимера в [c-1]. а – 3;

4 – 4;

5 – = D / l0, где D – коэффициент диффузии эк ситонов, l0 – длина звена полимера. Номер кривой соответствует коэффициенту a: 1 – 109;

2 – 1010;

3 – 1011;

4 – 1012;

5 – Рисунок 15 – Кинетика населенности три- Рисунок 16 – Сигнал кросс-анигиляционной за плетных центров на цепи полимера. Зави- медленной флуоресценции триплетных экситонов симость от линейной плотности молекул с триплетными центрами в зависимости от линей ной плотности молекул сенсибилизаторов с [нм-1].

Nl сенсибилизаторов с [нм-1]. с=, N c l0 Nl с=, где N l – число люминофоров на N c l где N l –число люминофоров на полимере, полимере, l0 – длина звена полимера в нм, N c – l0 – длина звена полимера, N c – число число звеньев в цепи полимера. Номер кривой со звеньев в цепи полимера. Номер кривой ответствует параметру c: 1 – 0.02;

2 – 0.016;

3 – соответствует параметру c: 1 – 0.02;

2 – 0.012;

4 – 0.008;

5 – 0.004.

0.016;

3 – 0.012;

4 – 0.008;

5 – 0.004.

В результате проведенных вычислений были получены графики зависимостей кинети ки населенности триплетных центров и интенсивности кросс-анигиляционной замедленной флуоресценции (4) от различных параметров теории. На приведенных рис. 13,16 наблюдается хорошее согласие расчетных графиков с кинетическими кривыми (рис. 9, 11), полученными в экспериментах по двуквантовому возбуждению эритрозина в полимерных матрицах карбок симетилцеллюлозы и полиметилметакрилата.

Работа выполнена при поддержке РФФИ, проекты: № 06-08-00168, № 08-02-99035-р_офи и задания Рособразования № 1.3.06.

Список использованных источников 1. Кучеренко, М.Г. Экситонные процессы в полимерных цепях. [Текст] / Кучеренко М.Г., Степанов В.Н. 2005. Оренбург: ОГУ. -160 с.

2. Кучеренко, М.Г. Генерация и аннигиляция триплетных экситонов в полимерных цепях при ступенчатом лазерном возбуждении сенсибилизаторов [Текст] / М.Г. Кучеренко, С.Н.

Летута, В.Н. Степанов // Вестник ОГУ. – Оренбург: РИК ГОУ ОГУ, 2006. - № 5 (прило жение). – С. 10-16. -1200 экз. - ISBN 1814-6457.

БАРОКРИОДЕФОРМИРОВАНИЕ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ МАТЕРИАЛОВ Хаймович П.А.

Национальный научный центр «Харьковский физико-технический институт», г.Харьков, Украина BAROCRYODEFORMATION OF METAL MATERIALS Khaimovich P.A.

National Scientific Center "Kharkov Institute of Physics and Technology" Kharkov, Ukraine pavel.41@bk.ru The new approach to a problem of hardening of metals and alloys by plastic deformation is presented. Those advantages which deformation at cryogenic temperatures and realization of plastic deformation in conditions of all-round compression give separately, and those unique opportunities which open at simultaneous action of these two factors, are described.

Examples of technical devices for barocryodeformation and some results received on pure metals and constructional alloys are resulted.

Введение Как известно, чем больше границ раздела в металле, и чем более равномерно они рас пределены, тем более высоких физико-механических характеристик можно от этого мате риала ожидать. Реализуется такое состояние, в основном, двумя путями. Один – измельчение металла в порошок с последующим компактированием этого порошка. Второй – воздействие на структуру монолитного металла пластическим деформированием, при котором в материа ле накапливаются дефекты, способные образовывать в металле развитую сеть границ. Не редко при этом требуется и дополнительная термообработка.

И то и другое имеет свои плюсы и минусы как в технологии, так и в конечных резуль татах, что заставляет искать новые пути совершенствования этих методов. Ставя перед собой задачу максимального диспергирования структуры монолитного металла, в последние годы много экспериментируют, применяя схемы деформирования материала, которые приводят к накоплению в нем больших деформаций [1,2].

Что такое пластическая деформация? Это сдвиг соседствующих областей материала, определяемый, как правило, логарифмическим соотношением, причем для достижения су щественных эффектов в применяемых сегодня методах упрочнения величину этого соотно шения доводят до 8…12 и более.

Не подвергая сомнению те успехи, которые этими методами достигнуты, надо указать на то, что ограничивает их возможности. Достижение больших деформаций, на практике оз начающее многократное прохождение очага деформации при РКУП или винтовой гидроэкс трузии, волочении, РНД, требует больших затрат времени и усилий. При этом зачастую очень велики потери на преодоление сил трения (вне очага деформации).



Pages:   || 2 | 3 | 4 | 5 |   ...   | 14 |
 



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.