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 |   ...   | 18 | 19 || 21 | 22 |

«РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК ОТДЕЛЕНИЕ ХИМИИ И НАУК О МАТЕРИАЛАХ УЧРЕЖДЕНИЕ РОССИЙСКОЙ АКАДЕМИИ НАУК ИНСТИТУТ МЕТАЛЛУРГИИ И МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЯ ИМ. ...»

-- [ Страница 20 ] --

Россия, Екатеринбург, Институт машиноведения УрО РАН, s_ikar@mail.ru В лаборатории системного моделирования Института машиноведения УрО РАН разрабатывается новый способ гидромеханического полунепрерывного выдавливания металлических материалов. В связи с этим потребовалось осуществить математическое моделирование данного ресурсосберегающего процесса и разработать программный комплекс для его осуществления.

Представлены результаты моделирования процесса гидромеханического выдавливания круглого прутка волокнистого строения, позволяющего получить точные профили без нагрева заготовок и без трения поверхности заготовки о стенки контейнера. При гидромеханическом выдавливании производится установка заготовки в контейнер и ее деформация на заданную длину, сброс давления жидкости, установка следующей заготовки, ее деформация на заданную длину с приложением к задним торцам заготовок усилия.

Технологической особенностью этого процесса является охват всей заготовки рабочим телом и замена сухого трения прессуемого металла о стенки контейнера и канал матрицы трением жидкостным с соответствующим, часто очень большим снижением давления прессования [1].

Разработана математическая модель процесса гидромеханического выдавливания при условии деформирования в последовательно установленные рабочую и калибрующую матрицы. Модель учитывает, что процесс идет с активным действием сил трения, т.е. приконтактные по отношению к заготовке слои рабочего тела опережают заготовку, в результате чего силы внешнего трения получают направление, совпадающее с направлением перемещения заготовки (рис. 1).

Рис. 1. Схема деформации заготовки при гидромеханическом выдавливании Для математического моделирования процесса выдавливания применяли подход Лагранжа, в соответствии с которым определяли изменение состояния индивидуальных частиц композита по мере движения их вдоль линий тока.

Предполагали, что композитная заготовка отделена от контейнера и инструмента тонким слоем вязкопластической смазки. Описание течения смазки производили с использованием следующего определяющего уравнения [2]:

T 1 exp H, (1) sc sc где T – интенсивность касательных напряжений;

H – интенсивность скоростей деформации сдвига;

– параметр, совпадающий по смыслу с динамической вязкостью;

sc – предел текучести тонкого слоя смазки при сдвиге.





При этом полуугол рабочего конуса матрицы выбран таким образом, чтобы компоненты композита испытывали однородную деформацию. Компоненты композита обладают жсткопластическими свойствами. Деформируемая среда идеально пластическая (материал несжимаемый подчиняется условию текучести Мизеса). Силы трения на поверхности заготовки рассчитываются с использованием уравнения (1). Предполагается, что вытяжки волокон и основы одинаковые. В соответствии с работой [3] вносится поправка на неосесимметричность деформации.

Показано, что при принятых условиях напряжнное состояние существенно неоднородное, это связано с тем, что сопротивление деформации компонентов композита различное. Степень поврежднности компонентов композита определяется с использованием диаграмм пластичности, которые строятся на основании экспериментальных исследований [2, 4].

С учтом действия технологических факторов для рассматриваемого процесса обработки материала с использованием экстремальных теорем теории идеальной пластичности решается соответствующая вариационная задача, в результате чего конкретизируется деформированное состояние материала и, в соответствии с многоуровневым подходом, определяется напряжнное состояние в макро- и микрообъмах.

Минимизировали усилие выдавливания с учетом ограничений на вытяжку и энергосиловые параметры оборудования.

Принимая в расчт направление сил внешнего трения, для определения давления p, действующего на заготовку со стороны прессштемпеля, имеем следующую формулу:

L L 2 ln 0,4sin sin 1,15f ctg ln ctg ln 1 2 p D D d, D s d d1 d где p - давление на заготовку со стороны прессштемпеля;

- усредннное по объму очага s деформации значение предела текучести деформируемого материала при растяжении;

d1, d - диаметр калибрующего пояска рабочей и калибрующей матриц соответственно;

, - полуугол конуса рабочей и калибрующей матриц соответственно;

f - коэффициент пропорциональности в законе трения Э.Зибеля;

L3, L1 - длина заготовки, находящаяся в калибрующем пояске рабочей и калибрующей матриц соответственно.

С использованием феноменологической теории разрушения осуществляли мониторинг поврежднности компонентов композита. Для определения поврежденности материала в волокнах и основе определили коэффициенты напряженного состояния в составляющих композита [4].

Для реализации разработанной модели гидромеханического выдавливания волокнистого композита усовершенствован программный комплекс [5].

В результате расчетов строятся диаграммы пластичности волокна и основы, коэффициента напряженного состояния, относительного усилия прессования и др.

Изучено влияние коэффициента трения и углов матриц на усилие выдавливания и степень поврежденности компонентов волокнистого композита.

По анализу кривых упрочнения материала волокон и основы сделан вывод, что с увеличением вытяжки происходит упрочнение, как материала основы, так и материала волокон. По анализу диаграмм пластичности можно заметить, что с изменением напряженного состояния материала происходит уменьшение его пластичности. Напряженное состояние материала волокон изменяется при изменении величины вытяжки. При изменении напряженного состояния изменяется и степень использования ресурса пластичности.

Разработанная математическая модель и программный комплекс для ее реализации позволяют совершенствовать технологию ресурсосберегающего процесса гидромеханического выдавливания композитов волокнистого строения.

Автор выражает благодарность своему научному руководителю доктору технических наук, профессору А. Г. Залазинскому, под чьим непосредственным руководством и была выполнена эта работа.

ЛИТЕРАТУРА 1. Береснев Б. И., Гайворонский А. Т., Замараев В. К. и др. Гидропрессование. – Екатеринбург: Изд-во Рос. акад. наук. Урал. отд-ние. Ин-т приклад. механики, 1998. – 241 с.

2. Залазинский А. Г. Пластическое деформирование структурно-неоднородных материалов. – Екатеринбург: УрО РАН, 2000. – 492 с.

3. Бывальцев С. В., Залазинский А. Г., Поляков А. П. Экспериментально-аналитический метод определения поврежденности композита в процессе вытяжки // Известия ВУЗов. Цветная металлургия. – 2008. – № 4. – С. 26-32.

4. Механические свойства материалов под высоким давлением. Под ред. Х. Л. Пью. Т. 2. – М.:

Мир, 1973, с. 115-119.

5. Залазинский А. Г., Бывальцев С. В. Программный комплекс для реализации экспериментально-аналитического метода моделирования процессов деформации металлических заготовок // Вестник компьютерных и информационных технологий. – 2006. – № 11. – С. 46-51.

ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССА ПРОКАТКИ В ГЕЛИКОИДАЛЬНЫХ ВАЛКАХ Губанова Н.В.

Россия, ИМЕТ РАН, nataliagubanova@yandex.ru Совершенствование процесса прокатки в винтовых валках требует всестороннего изучения этого способа деформации. Большой интерес представляют силовые условия процесса прокатки, которые во многом зависят от геометрических параметров такого сложного по форме очага деформации.

Было исследовано влияние шага винтовой поверхности на интенсивность деформации, запас пластичности при прокатке в геликоидальных валках. Важными факторами формоизменение проката, являются высота выступа винтовой линии, радиус скругления вершины выступа, глубина внедрения клина в тело прокатываемой полосы (обжатие), угол наклона геликоидальной линии по отношению к линии прокатки и особенно их соотношение между собой.

В работе проведено математическое моделирование реализуемое по средствам современных программных пакетов SolidWorks и Deform-3D.

Проведя математическое моделирование были получены данные, представленные на рис.1.

Рис.1. Изменение величины интенсивности деформаций по длине заготовки с различным числом заходов спирали:6,9 и Анализируя полученные данные (рис.1) можно сделать вывод, что интенсивность деформаций при прокатке в геликодальных валках с 12-ти заходной спиралью превышает интенсивность деформации по сравнению с 6-ти заходной винтовой линией на 35% при одинаковых скоростях и обжатиях. Это объясняется тем, что с увеличением числа заходов спирали на одной и той же ширине исходного цилиндрического валка, уменьшается шаг винтовой линии и тем самым, увеличивается площадь контакта, что в конечном итоге влечет за собой повышение энергосиловых параметров процесса.

При прокатке в таких валках помимо напряженно-деформированного состояния и энергосиловых параметров, особый интерес представляет оценка пластичности материала в целом.

Для оценки пластичности материала в данной задаче применялся показатель разрушения Кокрофта-Латама Df. Величина ресурса пластичности Rp определялась путем сравнения текущего показателя Кокрофта-Латама с критическим Dk. Для определения Dk была произведена прокатка в гладких валках плоского образца по следующему режиму с 10 - 6 - 3,8 - 2,6 - 1,8мм. За критический показатель можно принять показатель Кокрофта-Латама Dk=1,47. Следует отметить, что показатель разрушения Кокрофта-Латама, по которому определялся запас пластичности, является усредненным по всем элементам модели, и, следовательно, Rp- пластичность материала в целом.

Проведено экспериментальное исследование зависимости шага винтовой поверхности на интенсивность деформации и напряжения, усилие и крутящие моменты, запас пластичности при прокатке в геликоидальных валках от геометрических факторов процесса при прокатке в 4-х валковом стане с записью усилий благодаря применению тензометрии. Получена хорошая сходимость результатов при теоретическом и экспериментальном исследовании энергосиловых параметров процесса прокатки в геликоидальных валках.

Выявлено, что высота выступа не должна превышать 25% диаметра исходной цилиндрической бочки валка, так как это приведет к снижению прочности выступа и эксплуатационной стойкости геликоидального прокатного валка в целом.

Как установлено радиус R скругления вершины выступа (клина) оказывает большое влияние на энергосиловые условия процесса и стойкость самого выступа. Следует отметить, что наибольшая устойчивость процесса обеспечивается, когда радиусы скругления вершины выступа спирали и основания впадины одинаковы. При этом немаловажную роль играет шаг спирали t, особенно, когда рифленый прокат подвергают дальнейшей раскатке на гладких валках. Поэтому эти параметры взаимосвязаны между собой и их соотношение должно быть конкретным.

Поскольку энергосиловые условия и стойкость выступа находятся в противоречии по отношению к радиусу, т.е. чем меньше радиус скругления, тем ниже энергосиловые параметры, в то же время устойчивость выступа падает, для которого радиус необходимо наоборот увеличивать. На R основании экспериментов установлено, что оптимальным по этим критериям является отношение t равным 1,5-2,0.

Для получения качественного листового материала с упрочненными зонами в его объеме большое влияние оказывает геометрический параметр–отношение высоты выступа спирали h к е шагу t, т.е.

h t. Установлено,что при сглаживании рифленой поверхности путем прокатки на гладких валках отношение высоты выступа к шагу спирали должно быть более 3.

Выводы:

1. Выявлено, что большое влияние на напряженно-деформированное состояние оказывает угол наклона геликоида.

2. Установлено, что при этом ни в одном из исследуемых случаев прокатки в гладких валках показатель разрушения не превысил критического значения, что говорит об отсутствии разрушений в объеме заготовки.

3. Выявлено, что высота выступа не должна превышать 25% диаметра исходной цилиндрической бочки валка, так как это приведет к снижению прочности выступа и эксплуатационной стойкости геликоидального прокатного валка в целом.

4. Установлено, что оптимальным является отношение радиуса скругления вершины выступа (клина) к шагу спирали равным 1,5-2,0.

5. Установлено,что при сглаживании рифленой поверхности путем прокатки на гладких валках отношение высоты выступа к шагу спирали должно быть более 3.

Литература 1. Долженков Ф.Е., Коновалов Ю.В., Носов Г.Н. и др. Повышение качества толстых листов. М., Металлургия, 1984г, 247с.

2. Моделирование обработки металлов давлением с помощью комплекса DEFORM-3D // А.А.

Харламов, А.П. Латаев, П.В. Уланов, «САПР и графика», №5, 2005, с.54-57.

Выражаю благодарность научному руководителю Юсупову В.С.,а также сотрудникам лаборатории №15 Карелину Ф. Р. И Чопорову В. Ф.

ТИКСОШТАМПОВКА СУСПЕНЗИРОВАННЫХ СПЛАВОВ В РЕЖИМЕ СВЕРХПЛАСТИЧНОСТИ Джиндо Н.А.

Россия, Москва, МГТУ им. Н.Э. Баумана, djin-nik@mail.ru В настоящее время в мире литьем и штамповкой в твердожидком состоянии в коммерциализованном производстве производят многие миллионы сложных фасонных заготовок массой от нескольких граммов до 30 кг из сплава АК7 средней прочности. Основным потребителем этих изделий стало зарубежное автомобилестроение, где качество новых изделий позволило резко увеличить долю использования алюминиевых сплавов в основных узлах автомобиля. Для новых изделий ракетно-космической техники интерес представляют как эти новые технологические процессы, так и возможность формообразования фасонных заготовок из высокопрочных алюминиевых сплавов.

Гипотеза об определяющем влиянии гидростатической компоненты давления на сверхпластичность твердой -фазы нами была проверена и доказана специальными экспериментами по прямому прессованию специально изготовленных тиксозаготовок как из литейных (АК7, АК5М2), так и из деформируемых (АД33, Д1, В95) алюминиевых сплавов с коэффициентом вытяжки 36.

Схема процесса прессования и пример формируемой структуры материала (сплав АК7) на начальном участке прутка, полученного прямым прессованием, показаны на рис. 1. Скорость прессования на гидропрессе составляла 8,5 мм/с, скорость истечения металла - 306 мм/с.

По структуре металла прутка легко установить, что переходной процесс формирования однонаправленной волокнистой структуры материала составил около 0,05 секунды, и этот процесс сопровождался одновременным снижением доли жидкой фазы суспензии от значения fL 0,4 до значения fL 0,15. Уменьшение доли эвтектики происходит в направлении, обратном направлению движения прутка.

По нашему мнению это может происходить только за счет направленного потока фильтрующейся жидкости, инициирующего проявление сверхпластичности твердой фазы. Причину возникновения направленного течения следует искать в напряженно-деформированном состоянии локального объема суспензии.

Переход -фазы в состояние сверхпластического течения происходит при некотором пороговом давлении фильтрации, которое может быть установлено по сохраняющейся доле жидкой фазы (эвтектики) и вычисленной скорости деформации.

Если допустить, что убывание доли жидкой фазы в установившемся истечении суспензии при температуре Тпр 570 0С приближается к 25%, то внутри контейнера у внутренней поверхности матрицы должен накапливаться и искать сток избыток жидкой фазы. Одновременно гидростатическая компонента давления в зоне отверстия должна расти, легко достигая величины МПа и более. Как хорошо известно, при Т = ТS предел текучести сплава АК7 составляет 0 МПа. Таким образом, в этой зоне контейнера легко достигаются условия пластического течения твердой фазы суспензии.

Направление стока избытка жидкой фазы легко устанавливается при изучении микроструктуры прессостатков (рис. 2). Гидродинамика течения двухфазной жидкости и области двухфазного течения оказались полностью идентичными вне зависимости от степени легированности сплава и количества эвтектики в тиксозаготовке. Во всех исследованных случаях, т.е. и при прессовании литейных, и при прессовании деформируемых сплавов предпочтительным направлением фильтрации жидкой фазы является конический объем твердожидкой среды, примыкающий к внутренней поверхности матрицы (рис. 2). Направление ее течения не совпадает с направлениями, указанными стрелками на рис. 1. Напротив, максимальная скорость истечения и максимальная вытяжка кристаллов -фазы достигается у стенки контейнера, формируемой матрицей, но одновременно у цилиндрической стенки контейнера формируется жидкая прослойка Мертвые зоны отсутствуют. В большей части прессостатка сохраняется без изменения 1. Контейнер 2. Матрица 3. Прессованный пруток 4. Тиксозаготовка 5. Пресс-поршень а) б) Рис. 1. Схема процесса прессования (а) и микроструктура прутка (б) из сплава АК7 на начальном участке истечения.

исходная структура тиксозаготовки. По внешним признакам очаг деформации напоминает очаг деформации, возникающий при обратном выдавливании очень пластичного, однородно нагретого твердого металла при низком коэффициенте трения. Однако причиной его формирования является не внешнее встречное движение подвижной матрицы, а внутреннее встречное течение – фильтрация избыточной доли жидкой фазы, находящей сток в перемещении к стенке контейнера. Во всех случаях давление пресс-поршня в установившемся процессе остается постоянным и не превышает 4 МПа.

Рис. 2. Макро- и микроструктура сплава В95 в прессостатке.

Автор выражает глубокую благодарность научному руководителю д.т.н. профессору Семенову Борису Ивановичу.

ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ ОСНОВЫ ОБРАБОТКИ ВЫСОКОВЯЗКОЙ НЕФТИ МЕСТОРОЖДЕНИЯ КАРАЖАНБАС ИМПУЛЬСНЫМ ДАВЛЕНИЕМ СОЗДАВАЕМЫЙ ПОДВОДНЫМИ ЭЛЕКТРИЧЕСКИМИ РАЗРЯДАМИ Дюсембаева А.Н.

Казахстан, Караганда, Карагандинский государственный университет им. Е.А.Букетова, aikabesoba88@mail.ru Непрерывный рост потребления нефти и нефтепродуктов в связи с прогрессивным развитием нефтепотребляющих отраслей, а также ожидаемым истощением запасов классических нефтей основных месторождений ставит перед многими государствами, которые базируются на ее использовании, задачу радикального изменения технологии ее переработки или замещения на менее дорогую, более доступную высоковязкую нефть, запасы которой в настоящее время значительные.

Высоковязкая нефть является источником производства не только моторных масел, нефтебитумов и котельного топлива, но и ценных нефтехимических веществ, таких как гетероорганические и сульфокислотные соединения, нафтеновые кислоты, простые и сложные эфиры, а также тяжелых металлов – никеля и ванадия. Следует особо отметить, что содержание ванадия в высоковязкой нефти равноценно содержанию его в руде. Вязкость является важнейшей физико-химической характеристикой нефти, определяющей ее сорт, возможность транспортировки, переработки и использования. Весьма широкий диапазон изменения химического состава и физических свойств нефти затрудняет исследования, как в области ее переработки, так и в области использования.

Использование электрогидравлического эффекта в нефтепереработке, в химической промышленности – одно из самых перспективных, но пока и наименее освоенных направлений в развитии электрогидравлики [1].

Электрогидроимпульсный эффект одновременно сочетает в себе сильное механическое сжатие, ультразвуковое и рентгеновское воздействие, а также кавитацию. Исследования по улучшению физико-химических свойств высоковязкостной нефти с использованием электрогидроимпульса имеют особое теоретическое и прикладное значение для физической химии, а также для процессов нефтепереработки, катализа и теплоэнергетики.

На рис.1 показано влияние продолжительности времени обработки и межэлектродного расстояния ячейки на изменение величины кинематической вязкости фракции исследуемой нефти с помощью электрогидроимпульсного разряда.

Рис.1. Влияние продолжительности времени обработки и межэлектродного расстояния в ячейке стендовой электрогидроимпульсной установки на величину кинематической вязкости фракции Приведенные данные показали, что после обработки электрогидроимпульсным разрядом кинематическая вязкость фракций уменьшается с 8,6 до 4,6 мм2/с (межэлектродное пространство в ячейке обработки составило L= 6мм).

Характер гистограммы зависимости изменения вязкости от межэлектродного растояния в ячейке имеет экстремальный вид, так как увеличение времени обработки продукта высоковязкостной нефти с электрогидроимпульсом до 4 минут приводит к уменьшению вязкости. По - видимому увеличение времени обработки влияет на изменение органической массы тяжелой нефти, однако экстремальный характер кривой позволяет сделать вывод, что процесс электрогидроимпульсного воздействия при разном межэлектродном росстоянии идет по двум конкурирующим направлениям. Первое направление от 2 до 4 минутной обработки электрогидроимпульсом, межэлектродное расстояние от 4 до 6 мм, при этом наблюдается процесс укрупнения молекулярных структур, что приводит к увеличению вязкости высоковязкостной нефти в процессе дальнейшей обработки наблюдается снижение вязкости, что объясняется разрывом межмолекулярной связи в органической массе тяжелой нефти, и, тем самым, кинематическая вязкость тяжелой нефти уменьшается до 4,6 мм2/с.

Второе направление при увеличении межэлектродного расстояния от 6 до 12 мм, сопровождается ускорением процесса крекинга тяжелой части нефти.

Характер гистограммы позволяет также полагать, что обработка тяжелой нефти от 2 до 4 минут значительно снижает ее кинематическую вязкость от 6 до 5,4 мм2/с. При дальнейшем увеличении межэлектродного расстояния ячейки обработки ВВН от 4 до 6 мм и времени обработки от 4 до минут наблюдается резкий подъем вязкости от 4,6 до 6 мм2/с. С дальнейшим увеличением времени обработки от 6 до 10 минут кинематическая вязкость высоковязкостной нефти незначительно уменьшается - от 6 до 5,7 мм2/с [2].

По - видимому, это объясняется тем, что при увеличении межэлектродного расстояния ячейки обработки нефти от 6 до 8 мм происходит резкое возрастание импульсного напряжения и мощности ударной волны на ячейке обработки.

На рис.2 показано влияние продолжительности обработки и межэлектродного расстояния на выход легкой и средней фракций.

Рис.2. Влияние продолжительности времени и межэлектродного пространства электрогидроимпульсной обработки на увеличение выхода легкой и средней фракций Из полученных данных видно, что электрогидроимпульсное воздействие влияет на выход легкой и средней фракции. При увеличении продолжительности времени обработки высоковязкостной нефти от 4 до 10 минут наблюдается рост выхода легкой и средней фракций с 23 до 53% (межэлектродное пространство ячейки обработки составляет L= 6 – 12 мм).

Таким образом, полученные результаты исследования показали, что уменьшение величины кинематической вязкости высоковязкой нефти месторождения Каражанбас происходит при электродном расстоянии в ячейке обработки электрогидроимпульсными разрядами от 4 до 8 мм, а продолжительность времени обработки электрогидроимпульсным воздействием увеличивает выход легкой и средней фракции высоковязкостной нефти при времени выдержки в интервале от 4 до минут.

Список литературы 1. Кусаиынов К., Нусупбеков Б.Р., Сатыбалдин А.Ж. Мнай німдеріні рамына электрогидравликалы эффектіні сері. «Шоан таылымы–13». Халыаралы ылыми-практикалы конференцияны материалы. Кокчетав, 2008.- Б. 254-258.

2. Байкенов М.И., Кусаиынов К., Сатыбалдин А.Ж., Хасенов А.К. Влияние электрогидроимпульсного воздействия на выход легкой и средней фракции до 3000С высоковязкой нефти месторождения Каражанбас. Химический журнал Казахстан. 2009, №3(26).-С.52-60.

Выражаю благодарность за помощь в проведении эксперимента и обсуждении полученных результатов научному руководителю профессору Кусаиынову Каппасу Кусаиыновичу, к.х.н.

Сатыбалдину Амангельды Жарылгасыновичу.

ВЛИЯНИЕ ГИДРОЭКСТРУЗИИ НА ПРОЦЕСС ДИНАМИЧЕСКОГО ВЗАИМОДЕЙСТВИЯ ДИСЛОКАЦИЙ С ДЕФЕКТАМИ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ Калугин А.С.

Донецкий национальный технический университет, Донецк, Украина E-mail: malashenko@kinetic.ac.donetsk.ua Гидроэкструзия является одним из перспективных методов получения материалов с заданными свойствами, в частности, материалов, сочетающих высокую прочность с высокой пластичностью [1, 2].

Известно, что дислокационные диполи способны оказывать существенное влияние на неупругие свойства кристаллов [3]. Такие диполи в большом количестве образуются на стадии легкого скольжения при деформации металлов и щелочно-галоидных кристаллов. При деформировании мягких металлов даже приложение сравнительно невысоких напряжений приводит к тому, что дислокации начинают двигаться с высокими скоростями, совершая надбарьерное движение и преодолевая потенциальные барьеры без помощи термических флуктуаций. Динамическое взаимодействие дислокаций с точечными дефектами исследовалось в работах [4-6]. В работе [7] теоретически исследовалось движение одиночной винтовой дислокации через систему параллельных ей винтовых дислокаций с высокой скоростью. При таких скоростях движение дислокации лимитируется динамическими механизмами торможения. В настоящей работе предлагается новый механизм диссипации энергии движущейся краевой дислокации, взаимодействующей с дислокационными диполями. Дислокационный диполь рассматривается как линейный гармонический осциллятор, колебания которого возбуждаются благодаря взаимодействию с движущейся дислокацией. Частота этих колебаний в кристалле, не подверженному гидростатическому сжатию, 0 c / a, где c - скорость поперечных звуковых волн, a - расстояние между дислокациями, образующими диполь. В гидростатически сжатом кристалле, согласно [8], сила взаимодействия дислокаций возрастает. Это приводит к увеличению собственной частоты колебаний диполя ( p) 0 (1 Кp), где p - гидростатическое давление, К - коэффициент, зависящий от упругих модулей кристалла. В случае больших деформаций, вызываемых сверхвысоким давлением, методы линейной теории упругости, основанные на законе Гука, неприменимы: необходимо использовать теорию конечных деформаций (нелинейную теорию упругости). Сила торможения дислокации, возникающая в результате возбуждения колебаний дислокационного диполя, в гидростатически сжатых кристаллах значительно возрастает (при давлениях 109 Pa это возрастание может составлять в металлах от нескольких процентов до нескольких десятков процентов, в щелочно-галоидных кристаллах эта сила увеличивается в полтора-два раза). При этом возрастает добавка к деформирующему напряжению, обусловленная данным механизмом диссипации кинетической энергии движущейся дислокации ac ( p) (0) (1 Кp)3 ;

(0) n0. (1) bv Здесь - модуль сдвига, n - плотность диполей, m - масса дислокации, b - модуль вектора Бюргерса, - коэффициент Пуассона, v - средняя скорость движения дислокаций. Поскольку эта сила обратно пропорциональна скорости скольжения дислокаций, при высокой концентрации диполей может реализоваться ситуация, когда повышение скорости деформации приведет к понижению предела текучести кристалла.

Автор выражает благодарность своему научному руководителю Малашенко Т.И.

Список литературы 1. Варюхин В.Н., Пашинская Е.Г., Самойленко З.А. // Металлы. 2001.№ 4. С. 79.

2. Малашенко В.В., Малашенко Т.И. // ФТВД. 2000. Т.10, №1. С.45.

3. Фридель Ж. Дислокации. М: Мир. 1967. 644 с.

4. Малашенко В.В.// ЖТФ. 2006. Т. 76. С. 127.

5. Малашенко В.В.// ФТТ. 2006. Т. 48. С. 433.

6. Малашенко В.В.// ФТТ. 2007. Т. 49. С. 78.

7. Нацик В.Д., Миненко Е.В.// ФТТ. 1970. Т. 12. С. 2099.

8. Токий В.В., Зайцев В.И. // ФТТ. 1973. Т.15. № 8. С.2460.

ИССЛЕДОВАИЕ ПРОЦЕССА РАВНОКАНАЛЬНОГО УГЛОВОГО ПРЕССОВАНИЯ Камалетдинов И.Ш.

Россия, Москва, ИМЕТ РАН, metorg@list.ru Равноканальное угловое прессование (РКУП) относится к процессам интенсивной пластической деформации, которые используются для получения ультрамелкозернистых и наноструктурных металлических материалов. РКУП позволяет реализовать большие значения накопленной деформации сдвига без изменений формы и размеров поперечного сечения заготовки [1], которые способствуют значительному измельчению зерна [1, 2].

В данной работе было проведено исследование процесса РКУП с помощью математического моделирования. Математическое моделирование осуществляли методом конечных элементов, с использованием программы Deform 3D. В результате расчета модели получаются изображения заготовки с полями температур, напряжений, деформаций и другие параметры процесса.

В качестве материала образца был выбран алюминий, температура прессования 20 С0, угол пересечения каналов 900. Остальные параметры, в зависимости от варианта расчета, представлены в таблице 1.

Таблица 1. Параметры моделирования процесса РКУП Высота № Коэф. Скорость, r/R, заготовки, варианта мм/мм трения мм/с мм 1 30 1/1 0 2 60 1/1 0 3 90 1/1 0 4 90 1/1 0,15 5 90 1/1 0,2 6 90 1/1 0,3 7 90 1/3 0,15 8 90 1/5 0,15 9 90 1/1 0,15 10 90 1/1 0,15 11 90 1/1 0,15 12 90 1/1 0,15 13 30 1/1 0,15 14 60 1/1 0,15 Деформация в процессе РКУП неравномерна как по длине, так и по высоте образца. На рис. представлено распределение деформации для различных вариантов моделирования (таблица.1) Рис.1. Распределение деформации по длине образцов Из рис.1 видно, что при всех рассмотренных вариантах недеформированными остаются 15 мм с каждого конца заготовки, т.е. примерно на ширину канала. В остальной части распределение достаточно равномерно, за исключением варианта 6 с повышенным коэффициентом трения.

Распределение деформации по высоте образцов в продольном сечении показано на примере варианта 7 и 9 (рис. 2).

Рис.2. Распределение деформации по высоте образцов Из рис. 2 видно, что уменьшение внешнего радиуса сопряжения вертикального и горизонтального каналов ведет к более равномерному распределению деформации. Деформация в нижнем слое продеформированного образца для варианта 9 более интенсивна, чем в середине и в верхнем слое образца. Такое распределения деформации является характерным для вариантов с малыми радиусами сопряжения каналов.

Напряженное состояние в образце при РКУП характеризуется так же крайней неравномерностью. На рис. 3 приведено поле среднего напряжения в образце продеформированному по варианту 4. Для наглядности анализа напряженного состояния на образце были зафиксированы материальные точки: на внутреннем крае (Р1), в середине (Р2) и на внешнем крае (Р3) (Рис.3). В данных точках проанализировано изменение напряженного состояния в процессе РКУП, представленное в виде графиков зависимости среднего напряжения от времени процесса РКУП на рис.3.

Рис.3. График распределения напряжений по сечению образца для варианта Из графиков видно, что в части заготовки, находящейся в вертикальном канале возникают сжимающие напряжения. На внутренней стороне, что соответствует точке 1, перед перегибом находится область с более интенсивными сжимающими напряжениями (250 - 350 МПа), чем в остальной части вертикального канала, а после перегиба канала находится поле растягивающих напряжений (100-150 МПа). Возникновение растягивающих напряжений в этой части заготовки связано с неравномерностью течения металла по высоте заготовки, что может приводить к возникновению характерных трещин и разрывов, проникающих на глубину действия растягивающих напряжений.

Выводы:

1. Исследовано распределение деформации по длине и сечению образца после РКУП 2. Показано, что напряженное состояние характеризуется неравномерностью на примере исследования среднего напряжения. Слои металла находящиеся в области внутреннего сопряжения каналов в вертикальной части испытывают сжимающие напряжения, а в горизонтальной части растягивающие напряжения.

Выражаю благодарность научному руководителю Юсупову В.С.

Список литературы:

1.Сегал В.М. Процессы пластического структурообразования металлов. Минск. Наука и техника. 1994, 232 с.

2.Валиев Р.З., Александров И.В. Нанострутурные материалы, полученные интенсивной пластической деформацией. Москва. Логос. 2000, 272 с.

СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕ И РАЗРУШЕНИЕ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ ПРИ СВЕРХПЛАСТИЧЕСКОМ ДЕФОРМИРОВАНИИ Кондрашина А.В.

Россия, Тула, Тульский государственный университет, solnishko-moe83@mail.ru Изучены особенности структурообразования и разрушения высоколегированной стали Р6М как типичного труднодеформируемого гетерофазного материала в условиях сверхпластического деформирования.

В стали присутствуют карбиды трех видов: входящие в состав перлита – эвтектоидные карбиды, выделившиеся из аустенита при охлаждении до температуры А1 (эвтектоидного превращения);

вторичные карбиды и первичные карбиды, выделившиеся из жидкого расплава в основном в результате эвтектического превращения. Средний условный диаметр зерна аустенита в стали Р6М5, определенный методом Снейдер-Графа по ГОСТ 5639-82, в состоянии поставки составил около 9 мкм.

Проведены исследования параметров структуры стали Р6М5 после осадки в условиях сверхпластичности. Структурные исследования проводили на образцах, деформированных растяжением на 100% [1] по ГОСТ 9651-84 и осадкой на 50% [2] (при температуре Т=820С и скорости деформации =0,003 с-1) по ГОСТ 8817-82.

В результате сверхпластической деформации диаметр карбидов и зерен феррита уменьшается, возрастает средняя площадь межзеренной поверхности, уменьшается показатель формы карбидных частиц. Таким образом, результаты исследований свидетельствуют об увеличении дисперсности структуры стали Р6М5 после сверхпластической деформации. С увеличением дисперсности карбидных выделений в стали Р6М5 возрастает скорость их растворения при термической обработке, и карбиды переходят в твердый раствор феррита при более низкой температуре. Поэтому следствием увеличения дисперсности структуры стали Р6М5 после сверхпластической деформации растяжением может быть уменьшение времени выдержки и снижение температуры окончательного нагрева стали под закалку. Это может позволить снизить трудоемкость и стоимость термической обработки инструмента из стали Р6М5.

Осадка в условиях сверхпластичности способствует получению мелкодисперсной структуры стали Р6М5 по сравнению с исходным ее состоянием, однако, уровень ее дисперсности ниже, чем при растяжении в условиях сверхпластичности. деформирование стали Р6М5 при растяжении в условиях сверхпластичности способствует повышению и химической однородности материала.

Характерными особенностями разрушения стали Р6М5 в условиях, отличных от сверхпластических, являются строчечность и направленность трещин, а также отрыв карбидных частиц от матрицы, что не позволяет обеспечить материалу высокую пластичность.

Результаты исследований, полученные методами количественной металлографии, электронной микроскопии и фрактографии, показывают, что сверхпластичность способствуют реализации при растяжении больших ресурсов пластичности (90%) в стали Р6М5 при деформировании. Это является весьма важным результатом для практики при создании малоотходных, ресурсосберегающих процессов [3, 4, 5].

Список литературы 1. Влияние сверхпластической деформации при различных схемах напряжнного состояния на структуру быстрорежущих сталей / Чернышова Т.А., Гвоздев А.Е., Базык А.С. // Металловедение и термическая обработка металлов, 1989. – №5, с. 30-35.

2. Ресурсосберегающая технология термомеханической обработки быстрорежущей вольфрамомолибденовой стали Р6М5 / А.Е. Гвоздев // Металловедение и термическая обработка металлов, 2005. – № 12, с. 27-30.

3. Гвоздев А.Е. Производство заготовок быстрорежущего инструмента в условиях сверхпластичности. – М.: машиностроение, 1992. – 176 с.: ил.

4. Кайбышев О.А. Сверхпластичность промышленных сплавов / О.А. Кайбышев. – М.:

Металлургия, 1984. – 264с.

5. Новиков И.И., Портной В.К. Сверхпластичность сплавов с ультрамелким зерном. – М.:

Металлургия, 1981. – 168с.

Выражение благодарности: науч. руководитель – д.т.н., профессор Гвоздев А.Е.;

д.т.н., профессор Стариков Н.Е.

ОБРАБОТКА ТРЕНИЕМ С ПЕРЕМЕШИВАНИЕМ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВОВ Корневич А.П.

Россия, Москва, МГТУ им. Н.Э. Баумана, artem-krnevich@yandex.ru Создание разнообразных нанокомпозитов с новыми или улучшенными эксплуатационными характеристиками, включая значительно более высокую прочность, - одна из целей развития науки и технологии наноструктурированных материалов. Композиты металл-металл, получаемые методом интенсивного деформирования, (далее ДММК) в последние годы привлекают к себе все больше внимания. Комбинируя метод равноканальной угловой деформации (РКУ-прессование) с другими методами деформирующей обработки уже сегодня получают выдающиеся конструкционные материалы для аэрокосмических применений. Одно из таких применений - использование Cu- и Al ДММК проволок в токопроводящих тросовых поводках для работы в генераторном режиме на орбитальных космических аппаратах. Это ДММК систем Cu-Nb, Al-Nb, Al-Ti и другие.

Задачей технологических методов получения требуемых структур в массивных металлических образцах и заготовках становится измельчение их зерен от микро до наноуровня при преимущественном образовании большеугловых границ зерен. Это удается осуществить, когда химическая природа обрабатываемого материала или его фаз позволяет использовать три или четыре плоскости сдвига (рис. 1).

Рис. 1. Зависимость прочности некоторых материалов от деформации.

Инженерное решение технологической парадигмы, построенной на организации простых управляемых сдвигов в большом объеме, привело к положительному результату, так как позволило достичь больших деформаций металлов при относительно низких температурах. Определяющие факторы – это стоимость и комплекс характеристик материала.

По данным, приведенным в публикациях, для того, чтобы из литой заготовки Cu-Nb сплава с начальным дендритным параметром 10 мкм получить наноструктурированный материал со средним размером фаз 10 нм, потребуется 500 проходов с поворотом образца. Понятно, что это очень дорогая технология. Удешевить процесс позволяет измененная технологическая схема. Аналогичное 1000 кратное измельчение зерен можно получить, используя всего 50 проходов через угловую матрицу, а затем прокатав заготовку в лист с 10-кратным утонением. Таким методом сегодня в США получают листы достаточных для разнообразных применений размеров толщиной 0,5 – 5,0 мм.

В последние годы возник и получил широкое промышленное признание новый перспективный твердофазный процесс перемешивающей обработки, который сопровождается интенсивными локальными микроструктурными изменениями в обрабатываемых сплавах. В этом методе результат достигается путем локального введения тепла трения, разогрева материала до состояния интенсивного изнашивания и организации пластического течения с помощью вращения и перемещения специального внедренного инструмента, что в результате сопровождается локальными микроструктурными изменениями. Тобр=(0,8-0,9)Тпл. Установлено, что большое количество материала, попадающего в зону, примыкающую к инструменту, закручивается в различных направлениях в X, Y и Z плоскостях вокруг вращающегося инструмента, вызывая «хаотическое перемешивание» попадающих в зону обработки компонентов и их многократное измельчение всего за один проход инструмента.

Комбинирование такой перемешивающей обработки с быстрым охлаждением позволило разработать новый метод измельчения зерен до наноразмерного уровня. В последнем случае перемешивающая обработка производилась на пластинах толщиной 2 мм из алюминиевого сплава 7075 инструментом, перемещаемым со скоростью 100 мм/мин при частоте вращения 800 об/мин. Был успешно получен нанокристаллический материал со средним размером зерен 100 нм.

Рис. 2. Принципиальная схема распределения деформационных зон вокруг инструмента в процессе перемешивающей обработки.

В принципе, используя многократные перекрывающие проходы, можно получать этим методом тонкие листы любого требуемого размера. В МГТУ им. Н.Э.Баумана работа в этом направлении проводится специалистами кафедры СМ 13.

В результате проведенных исследований было установлено, что перемешивающая обработка оказывает одинаковое влияние как на деформируемые, так и на литейные алюминиевые сплавы (рис.

3), что позволяет подвергать обработке большую часть конструкций и полуфабрикатов из алюминиевых сплавов, используемых в авиа- и ракетостроении.

б а Рис. 3. Влияние перемешивающей обработки на микроструктуру деформируемых (а) и литейных (б) сплавов.

Таким образом, можно говорить о рождении новой эффективной стратегии крупномасштабного производства современных наноструктурированных конструкционных композитных материалов, построенной на принципе «хаотического перемешивания» и самосборки гетероструктур.

Однако, возможности перемешивающей обработки на сегодняшний день не ограничиваются доведением материалов до нанокристаллического состояния. Существует еще ряд перспективных направлений использования этого метода во многих отраслях промышленности. Это, например, увеличение ресурса сварных соединений полученных методами сварки плавлением путем их повторной «переварки» методом перемешивающей обработки, «залечивание» раковин, приповерхностных усадочных пор и других дефектов и т.д.

Автор выражает глубокую благодарность научному руководителю д.т.н. профессору Семенову Борису Ивановичу.

ВЛИЯНИЕ ТЕРМОЦИКЛИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА РАСПАД ЦЕМЕНТИТА В КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЯХ Маляров А.В.

Российская Федерация, г. Тула, Тульский артиллерийский инженерный институт, fmm@tsu.tula.ru Для современного потребителя главное - комплекс свойств, какими обладает материал в различных условиях. А свойства зависят от структуры материала (при постоянном его составе).

Структура же материала формируется во время фазовых и структурных превращений [1].

Современная физическая теория вс ещ далека от полного понимания механизма фазовых превращений, хотя в этом направлении сделано немало. Особый интерес представляет так называемая стадия (состояние) «предпревращения», когда наблюдается аномальное изменение некоторых свойств (например, тепломкости, электросопротивления, модулей сдвига и упругости) и другие экстремальные явления. Причм материал начинает «готовиться» к фазовому превращению (даже при медленном нагреве и охлаждении) за 50...200 °С до температуры фазового равновесия [2].

Большая часть имеющихся в литературе публикаций посвящена исследованию аномального поведения систем вблизи температур фазовых переходов первого рода (прежде всего, вблизи температур полиморфных превращений, когда происходит перестройка кристаллической рештки).

Поведение системы перед фазовым переходом второго рода изучено недостаточно полно, однако, даже разрозненные сведения указывают на возможность существенно изменить свойства и структуру сплава при воздействии ТЦО или деформации на ферромагнетик вблизи температуры Кюри. В углеродистых сталях имеется несколько фаз, обладающих ферромагнитными свойствами: феррит и цементит.

Отсутствие информации о стабильности цементита при ТЦО в районе температуры его магнитного превращения определило направление исследований, выполненных в работах [3, 4].

Проведенные исследования указывают на то, что в процессе ТЦО вблизи точки Кюри цементита стабильность последнего крайне мала, что в свою очередь приводит к образованию графита.

Целью данной работы явилось исследование развития процесса графитизации в зависимости от содержания углерода и количества циклов в низкоуглеродистых сталях при термоциклической обработке вблизи точки Кюри цементита.

Исследования проводили на сталях марок 08, 15, 20, 25, 60 (ГОСТ 1050-88). Стали перечисленных марок, имели исходную структуру третичного цементита, пластинчатого перлита и феррита (Рисунок 1, а). Образцы были защищены от обезуглероживания специальной пастой.

Далее образцы подвергли термоциклической обработке (ТЦО). Каждый цикл обработки включал помещение образцов на 20 мин. в печь с температурой 210 ± 5 °С и затем быстрый перенос их в печь с температурой 170 °С, где их выдерживали в течение 20 мин. Образцы стали каждой марки подвергли 35 циклам обработки.

После проведенной обработки проводили измерение плотности. Затем образцы подвергали металлографическому (на микроскопе «Karl Zeiss Yena» с цифровым выводом изображения) и рентгеноструктурному анализам. Последний проводили на дифрактометре ДРОН–УМ1 в К– излучении в ИМЕТ РАН.

Во всех исследуемых сталях многократные переходы через точку Кюри цементита привели к образованию графитных включений, имеющих преимущественно округлую форму (Рисунок 1, б).

а б Рисунок 1 – Микроструктура стали марки 08: а - в исходном состоянии, х500;

б - после ТЦО ( циклов), х Для сталей 08, 15, 20 основным следствием подобного воздействия является распад цементита третичного, расположенного по границам ферритного зерна. Образовавшиеся графитные включения имеют преимущественно округлую форму со следующими средними размерами: в сталях 08, 25, 60 около 5 мкм;

в сталях 15, 20 - около 10,30 мкм. Вблизи частиц новой фазы цементит третичный отсутствует.

С помощью специального модуля автоматизированной обработки микроструктур, прилагаемого к микроскопу «Karl Zeiss», были определены объемные доли графитных включений (Рисунок 2, а).

Проведенный рентгеноструктурный анализ подтвердил факт появления графита в образцах исследуемых сталей после ТЦО вблизи точки Кюри цементита и определил величину объмной доли графитных включений, сопоставимую с результатами металлографического анализа.

а б Рисунок 2 – Средние объемные доли графитных включений: а - для разных марок сталей после циклов ТЦО;

б – для марки стали 08 с ростом числа циклов Для установления влияния количества циклов на процесс графитизации сталь марки подвергли дальнейшей термоциклической обработке. Общее количество составило 100 циклов.

Металлографический анализ показал, что процесс графитизации продолжает развиваться с ростом числа циклов (Рисунок 2, б). О постепенном изменении микроструктуры в процессе ТЦО можно судить по данным об уменьшении плотности образцов исследуемых сталей с увеличением числа циклов обработки.

По результатам проведенных исследований можно говорить о том, что с ростом содержания углерода в стали объемная доля графита, получаемая в результате термоциклической обработки, значительно возрастает. Для сталей 08, 15, 20, 25 основным следствием подобного воздействия является распад цементита третичного, расположенного по границам ферритного зерна. Снижение объемной доли графита в стали марки 60 свидетельствует о том, что распаду поддается только структурно свободный цементит.

Литература 1. Дьяченко С. С. Образование аустенита в железо-углеродистых сплавах. - М.:Изд-во «Металлургия», 1982.

2. Бокштейн Б. С., Бокштейн С. 3., Клингер Л. М., Разумовский И. М. Исследование нестабильной рештки металлических сплавов в предмартенситном состоянии. // Металлургия. 1974. - №2. - С. 50-59.

3. Тихонова И.В., Маляров А.В., Кузовлева О.В., Гвоздев А.Е., Стариков Н.Е. Влияние содержания углерода на распад цементита в углеродистых сталях при термоциклической обработке // Производство проката. – 2009. – № 5. – С. 29–31.

4. Маляров А.В. Графитизация углеродистых сталей при термоциклической обработке вблизи точки Кюри цементита // X Международная научно – техническая Уральская школа – семинар металловедов – молодых ученых. Екатеринбург. 2009. С. 79 – 81.

Особая благодарность Выражается научному руководителю д.т.н., профессору Гвоздеву А.Е., консультанту к.т.н., доценту Тихоновой И.В. и адъюнкту ТАИИ Краснобокому И.В.

ПОВЕДЕНИЕ ПАРАМЕТРОВ ПРОЦЕССА РЕЛАКСАЦИИ НАПРЯЖЕНИЙ АЛЮМИНИЯ А 85 ПРИ ВОЗДЕЙСТВИИ ЭЛЕКТРИЧЕСКОГО ПОТЕНЦИАЛА Невский С.А.

Россия, г. Новокузнецк, ГОУ ВПО «Сибирский государственный индустриальный университет», nevskiy_sa@physics.sibsiu.ru Роль влияния внешних электрических воздействий на процесс пластической деформации материалов давно привлекает внимание исследователей. Однако, несмотря на большие успехи физики конденсированного состояния и материаловедения [1], остаются вопросы, связанные с влиянием слабых электрических воздействий, к числу которых относятся воздействие электрическими потенциалами. К настоящему времени получены результаты, свидетельствующие о том, что электрические потенциалы существенно изменяют скорость ползучести и микротвердость алюминия и меди [2, 3]. Релаксация напряжений в условиях слабых электрических потенциалов практически не изучалась.

Целью исследования является изучение поведения параметров релаксации напряжений технически чистого алюминия А 85 в условиях слабых электрических потенциалов.

Перед проведением испытаний, для снятия внутренних напряжений, образцы подвергались отжигу при Т = 773 К в течении 7200 с. Испытания на релаксацию напряжений проводились на деформационной машине с программным обеспечением, позволяющим записывать релаксационные кривые. Из полученных релаксационных кривых вычислялись параметры процесса релаксации:

глубина релаксации 0, где 0 – начальное напряжение ( 0 57 МПа), – текущее напряжение, средняя скорость релаксации t, t – время и активационный объем kT (ln( ) d ). Эффект влияния электрического потенциала характеризовался величиной относительного изменений скорости 0 1. Рисунок 1 показывает, зависимость глубины релаксации от времени при потенциалах 0 и ± 1 В.

Рисунок 1 – Зависимость глубины релаксации от времени в обычных условиях (кривая 1), при потенциалах: = -1 В (кривая 2), = 1 В (кривая 3) Видно, что глубина релаксации при воздействии потенциалов увеличивается вне зависимости от его знака, соответственно идет увеличение скорости релаксации. Рисунок 2 демонстрирует зависимость относительного изменения средней скорости релаксации от потенциала, спустя 500 с после ее начала. Величина увеличивается вне зависимости от его знака. Различие между левой и правой ветвями графика обусловлено, по-видимому, статистическим разбросом. Изменения данных параметров релаксации напряжений связано с изменениями активационного объема и плотности дислокаций b4/2. Ниже в таблице приведены зависимости активационного объема и плотности дислокаций. Наблюдается снижение активационного объема и увеличение плотности дислокаций.

Порядок величины плотности дислокаций 1011 см-2 свидетельствует о наличии развитой сетчатой структуры [4]. Однако для подтверждения данного факта необходимо проведения дополнительных исследований.

0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, 0, -1,5 -1 -0,5 0 0,5 1 1,, В -0, -0, Рисунок 2 – Зависимость относительного изменения скорости релаксации от величины электрического потенциала t 500 с Таблица. Зависимость активационного объема и плотности дислокаций от электрического потенциала.

, В -1,5 -1 -0,5 0 0,5 1 1,, 10 м-27 1,19 1,35 1,29 1,70 1,41 1,27 1,, 1011см-2 4,72 3,65 4,03 2,30 3,38 4,12 3, Таким образом, в работе установлено влияние слабых электрических потенциалов на параметры релаксации напряжений. Показано, что при изменении электрического потенциала поверхности средняя скорость релаксации увеличивается вне зависимости от его знака. Выдвинуто предположение о связи полученных изменений с увеличением плотности дислокаций.

Благодарности Автор выражает благодарность научному руководителю д.ф.-м. н., профессору Громову В.Е. и к.т.н., доценту Коновалову С.В.

Работа выполнена при финансовой поддержке ФЦП «Научные и научно-педагогические кадры инновационной России на 2009-2013 г.г.» (гос. контракт № П411).

Литература 1. «Fundamental and Applied Aspects of External Fields Action on Materials», Russia – China III International Conference «Fundamental and Applied Aspects of External Fields Action on Materials», 26 – 28 May. 2010. [Text] / Ed. By V. Gromov. – Novokuznetsk : «Novokuznetsk Polygrafic Center», 2010. – 690 p.

2. Коновалов, С. В. О влиянии электрического потенциала на скорость ползучести алюминия [Текст]/ С. В. Коновалов [и др.]. // ФТТ. – 2007. – Т. 49. – Вып. 8. – С. 1389–1391.

3. Коновалов, С. В. Влияние слабых энергетических воздействий на ползучесть металлов [Текст]/ С.

В. Коновалов [и др.]. // Известия вузов. Черная металлургия.–2008.– № 12.– С. 38–40.

4. Рыбин В.В. Большие пластические деформации и разрушение металлов [Текст] / В. В. Рыбин. – М.: Металлургия, 1986. –224 с.

ФАКТОРЫ, ВЛИЯЮЩИЕ НА ЦИКЛИЧЕСКУЮ ПРОЧНОСТЬ СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО ТИТАНА Пивоварчик С.В.

Россия, Москва, Учреждение Российской академии наук институт металлургии и материаловедения им.А.А.Байкова РАН (ИМЕТ РАН), PivovarchikSV@yandex.ru Рынок медицинских имплантатов и протезов, как ниша для коммерциализации титана, огромен, поэтому повышение механических и усталостных свойств, сплавов на основе титана, подвергнутого ИПД, имеет большое значение.

В работах [1, 2] исследовали усталостную прочность титана технической чистоты ВТ1-0 и сплава ВТ6 в состояниях заводской поставки и после РКУП. Предел выносливости титана ВТ1–0 на базе 106 в состоянии поставки составлял 350МПа, а после РКУП – 520 МПа. В сплаве ВТ соответственно 570 и 670МПа [1, 2]. В работе [3] также показано, что у ультрамелкозернистого чистого титана после РКУП предел усталости возрастает в 1,67 раз, однако чувствительность к надрезу повышается.

В работе [4] исследовалась статическая и усталостная прочность двух серий цилиндрических образцов из технического чистого титана Grade 4 (США) следующего химического состава: C - 0,052;

N – 0,015;

O – 0,34;

H – 0,015;

Fe – 0,3;

ост. Ti в вес.%.

Были получены очень хорошие результаты по улучшению статической прочности (рис. 1) Как видно из рисунка 1 наибольшего увеличения свойств удалось достичь под действием теплой деформации плющением до 20 % при температуре 450оС со скоростью деформации =10- с-1. Предположительно, именно такой деформационный режим, при помощи которого была достигнута комбинация улучшенных структурных параметров, таких как однородность и равноосность наноструктуры технически чистого титана, а так же повышенных механических характеристик, позволит увеличить долговечность материала под воздействием циклических нагрузок [4]. И действительно, из после РКУП + TП + плющения предел выносливости возрос на 80% по сравнению с Рисунок 6 - Кривые растяжения исходным состоянием.

образцов: 1 – НС Ti Grade Таким образом, формирование под действием пруток диаметром 7 мм;

2 – НС деформации плющением равноосной, и однородной в Ti Grade 4, 40 %, Т = 450 С, = поперечном и продольном сечении наноструктуры со средним 10-3 с-1;

3 - НС Ti Grade 4, 20 %, Т размером зерен около 150 нм, и преимущественно = 450 С, = 10 с -3 - большеугловыми границами, объемная доля которых в структуре не менее 80 %, приводит к одновременному повышению прочности и пластичности НС титана.

В настоящей работе было проведено исследование усталостной прочности титана Grade 4 после ТМО, включающей РКУП+ТП на плоских образцах в состоянии после электроэрозионной резки и в полированном состоянии.

Исходными заготовками для образцов 2-х серий являлись прутки диаметром 25 мм с размером зерна 30 мкм.

При изготовлении образцов 1-ой серии исходные заготовки разрезались вдоль оси электроэрозионной резкой, далее этой же резкой образцам предавали нужную форму. Для получения образцов 2-ой серии исходные заготовки были подвергнуты комбинированной обработке, включающей РКУП (Т = 4500С, угол 900, маршрут Вс, 8 проходов), последующую термомеханическую обработку теплой прокаткой в интервале температур 350 …4000С и отжиг при 3000С в течение 1 часа. В результате такой обработки были получены прутки диаметром 7 мм и длиной 3 м1. Испытаниям были подвергнуты плоские образцы, вырезанные из прутка электроэрозионной резкой в продольном направлении с рабочей зоной 3,5х2х8мм.

При статическом растяжении были получены следующие результаты:

исходное состояние Ti Grade 4: В=689 МПа, 0,2=523 МПа, =35%, 14.

после обработки РКУП+ТП Ti Grade 4, 40 %, Т = 450 С, = 10-3 с-1: В=1268 МПа, 15.

0,2=580 МПа, =10,7%.

1 Образцы были получены из ИФПМ УГАТУ (г.Уфа) (Научный руководитель проф.

Р.З. Валиев) Рисунок 2 -Кривые усталости исходного титана Grade 4 и после РКУП + TП Усталостная прочность у образцов после РКУП+ТП возрастает только в области малоцикловой усталости, в многоцикловой – близка к усталостной прочности образцов с исходной структурой. В полированном состоянии предел ограниченной долговечности в области напряжений от 300МПа до 600МПа на порядок больше неполированных образцов. Предел усталости у полированных образцов на 50-70 МПа выше образцов в неполированном состоянии.

Статические прочностные характеристики титана существенно повышаются в субмикрокристаллическом состоянии по сравнению с крупнозернистым материалом. Однако, усталостная долговечность (рис.2) возрастает только в области малоцикловой усталости.

Фрактографические исследования. С использованием растровой электронной микроскопии рассмотрены механизмы усталостного разрушения:

в.

а.

г.

б.

Рисунок 3 - Фрактография усталостного разрушения титана в исходном состоянии – а.), б.);

состояние после РКУП +ТП – в.), г.) На рисунке 3 а.), б.) представлены фрактографические картины усталостного разрушения исходных образцов. Видно, что распространение усталостной трещины в основном происходит по границам зерен, однако на границах отдельных зерен наблюдается вязкий бороздчатый рельеф.

Из рисунка 3 в.), г.) видно, что распространение усталостной трещины в образцах титана после РКУП +ТП происходит по границам зерен, размер которых составляет 2 мкм. Эти зерна вытянуты перпендикулярно направлению распространения усталостной трещины. В СМК–титане крупномасштабные полосы сдвига в процессе циклического деформирования не наблюдаются, а зарождение поверхностных усталостных микротрещин происходит по границам зерен.

Выводы.

Анализируя совместные данные по ходу кривых усталости и фрактографических картин статического и усталостного разрушения можно сделать следующие выводы.

Исходное состояния образцов из титана не было в оптимальном пластическом состоянии, о 1.

чем свидетельствует наличие микротрещин на поверхности статического разрушения.

Равноканальное угловое прессование с последующей термомеханической обработкой привело 2.

к повышению предела прочности почти в два раза по сравнению с исходным состоянием, однако пластичность уменьшилась практически в три раза. В результате чего на поверхности статического растяжения образцов титана после РКУП и ТП наблюдается множество микротрещин.

Наличие в исходном материале и образцах титана после РКУП и ТП зародышевых 3.

микротрещин привело к тому, что предел выносливости обеих серий образцов практически одинаков и составляет 250 МПа.

Полировка поверхности образцов приводит к значительному повышению предела 4.

ограниченной долговечности, а также пределу выносливости на 50-70 МПа.

В то же время ограниченная долговечность в области малоцикловой усталости (до 2х 5.

циклов) выше у образцов, прошедших РКУП и ТП за счет более высокого уровня прочностных характеристик.

Снижение пластичности после РКУП приводит к повышению чувствительности к 6.

концентраторам напряжений и снижению характеристик циклической трещиностойкости.

Литература 1. Zherebtsov S., Salishchev G., Galeyev R. et.al. Mechanical Properties of Ti – 6Al – 4V Titanium Alloy with Submicrocrystalline Structure Produced by Severe Plastic Deformation // Materials Transactions, vol. 46, №9, 2005, p. 2020 – 2025.

2. Жеребцов С.В., Салищев Г.А., Галлеев Р.М. Механические свойства субмикрокристаллического титанового сплава ВТ6 / Структура и свойства нанокристаллических материалов. (Сб. науч. тр.). Екатеринбург: УрО РАН, 1999, с.195 – 203.

3. Kim W. - J., Hyun C. – Y., Kim H. – K. Fatigue strength of ultrafine – grained pure Ti after severe plastic deformation // Scr. Mater. – 2006. – 54, №10, с. 1745 – 1750.

4. Valiev R.Z., Semenova I.P., Jakushina E. et. al. Nanjstructured SPD Processed Titanium for Medical Implants / Nanomaterials by Severe Plastic Defomation IV. Part 1 (Selected, peer reviewed papers from the 4th International Conference on Nanomaterials by Severe Plastic Defomation, Goslar, Germany, August 18 – 22, 2008. Edited Yuri Estrin and Hans Jurgen Maier). TRANS TECH PUBLICATIONS LTD, Switzerland – UK – USA, 2008, p. 49 - 54.

5. Семашко Н.А., Рощупкин В.В., Чернов А.И. и др. Влияние способа вырезки на кинетику деформации и разрушения образцов из титанового сплава ОТ – 4 / Сборник трудов IX Российско – Китайского Симпозиума Новые материалы и технологии. 19 – 22 сентября 2007г., Астрахань, РФ.

Под общей редакцией академика РАН В.М. Бузника. Перспективные материалы. Специальный выпуск, сентябрь 2007, т.2, с.515 – 516., Автор выражает благодарность за помощь при выполнении работы, а также обсуждении материалов: проф., д.т.н. В.Ф. Терентьеву, проф., д.т.н. С.В. Добаткину и к.т.н. И.П. Семеновой.

УСТАЛОСТНАЯ ПРОЧНОСТЬ ЦИРКОНИЕВОГО СПЛАВА Zr-2,5%Nb ПОСЛЕ РКУП Просвирнин Д.В.

Россия, Москва, Учреждение Российской академии наук Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, (ИМЕТ РАН), ProsvirninDV@yandex.ru В настоящее время в медицинской технике преимущественно используются титановые сплавы, обладающие высокой биосовместимостью с тканями организма. Применение циркониевых сплавов в медицине ограничено из-за низких прочностных характеристик по сравнению с титановыми сплавами, несмотря на то, что они обладают лучшей биосовместимостью с организмом человека [1-4]. Упрочнение циркониевых сплавов существенно расширит их применение в медицинской технике, поскольку их инертное поведение в тканях организма не влияет на здоровье человека. В настоящей работе, упрочнение циркониевых сплавов будет достигнуто путем получения в них ультрамелкозернистого состояния методами интенсивной пластической деформации (ИПД).

Кроме высокой прочности и биосовместимости, для применения металла в медицинской технике необходимо чтобы он обладал высокой усталостной прочностью.

Целью настоящей работы является изучение влияния РКУП на статическую и циклическую прочность сплава циркония Zr – 2,5Nb. В качестве материала для исследования выбран сплав Э (Zr-2,5 %Nb), среди существующих промышленных циркониевых сплавов для изготовления медицинских имплантатов наиболее приемлем.

Материал и методика исследования Исходное состояние сплава Zr-2,5%Nb (Zr-97,25;

Nb-2,7;

Fe-0,05, масс. %) соответствовало холодной прокатке и отжигу 530°С (1 час). Твердость после такой обработки составляла HV = МПа, а средний размер зерна 5 мкм. РКУ прессование сплава Zr-2,5%Nb осуществлялось в изотермических условиях при температуре 4200С с углом пересечения рабочего и выходного каналов 90о с числом проходов 4, что соответствует истинной деформации е=2,5.

Статические механические свойства определяли на универсальной 10-тонной машине Instron 3380, а испытания на усталость в условиях повторного растяжения с постоянным минимальным напряжением 30МПа на усталостной машине Instron ElectroPuls E3000 с частотой 30Гц.

Структура сплава Zr - 2,5%Nb после РКУП представляет собой зеренно-субзеренную, но преимущественно субмикрокристаллическую структуру (Рис.1). Структура имеет несколько ориентированный характер, что является следствием формирования вытянутых субзерен на стадии неустановившейся полигонизации [5], и/или полос сдвига на ранних стадиях РКУП.

Рис. 1. Структура сплава Zr - 2,5%Nb (а, б, в) после РКУП Механические свойства при статическом растяжении и испытании на усталость В, 0,2,, R, R/В Материал МПа МПа % МПа Исходное Сплав Zr- 569 377 26,1 360 0, состояние 2,5Nb После 771 622 9,65 400 0, РКУП Примечание: R – предел выносливости на базе 107 циклов Таблица 1 - Механические свойства титана ВТ1-00 и циркониевого сплава Zr-2,5Nb Из таблицы 1 видно, что после РКУП значительно возростает предел текучести и предел прочности, однако пластичность уменьшается более чем в два раза Рис. 2. Кривые усталости сплава Zr-2,5%Nb в различном структурном состоянии.

Долговечность образцов сплава Zr - 2,5%Nb после РКУП примерно на порядок выше, чем в исходных образцах, а предел выносливости составляет 420МПа (рис.2). Отношение предела выносливости к пределу прочности R/в у сплава циркония после РКУП составляет 0, 55, а для исходного состояния это отношение – 0,63.

Выводы Равноканальное угловое прессование сплава циркония Z- 2,5 Nb приводит к значительному 1.

повышению предела прочности и предела текучести, однако пластичность уменьшается более чем в два раза. Предел выносливости после РКУП достигает 400МПа, Таким образом, как возможный материал для биоимплантатов циркониевый сплав после РКУП по уровню механических характеристик является перспективным материалом для медицинской промышленности.

Исследования особенностей механизма распространения усталостной трещины показали, что 2.

в отличие от крупнозернистых металлических материалов, в которых стабильное распространение усталостной трещины связано с пластичным бороздчатым рельефом поверхности разрушения, в случае СМК состояния наблюдается межзеренное разрушение, а также разрушение по механизму хрупкого бороздчатого рельефа и вторичного растрескивание вдоль бороздок.

Литература 1.Steinemann S.G. Corrosion of surgical implants – in vivo and in vitro tests, evaluation of biomaterials.

New York: Wiley, 1980, p. 1-34.

2. Fujita M. In vitro study on biocompatibility of zirconium and titanium. J. Jpn. Stomatol. Soc, 1993;

60:54 65 (In Japanese).

3. A.S. Zaimovsky, A.V Nikulina, N.G Reshetnikov. Zirconium alloys in the Nuclear Industry.

Energoatomizdat,1994, 253 p. (In Russian).

4. A.Yu. Fadeev. Zirconium in orthopedic stomatology. Medtehnika i medizdeliya, №4 (10), 2002, p.26- (In Russian).

5. Добаткин С.В., Капуткина Л.М. Карты структурных состояний для оптимизации режимов горячей деформации сталей. Физика металлов и металловедение, 2001, Том 91, № 1, с. 79 – 89.

Автор выражает благодарность за помощь при выполнении работы, а также обсуждении материалов:

проф., д.т.н. В.Ф. Терентьеву, проф., д.т.н. С.В. Добаткину.

ВЛИЯНИЕ ДЕФОРМАЦИИ НА ТЕПЛОФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОНСТРУКЦИОННЫХ СТАЛЕЙ Тютин М.Р.

Россия, Москва, Учреждение Российской академии наук Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, marattut@mail.ru Исследования теплофизических свойств материалов важны для многих практических применений;

интересны они и с позиций фундаментального материаловедения, поскольку теплофизические свойства, и, в частности, теплоемкость и теплопроводность, являются структурно чувствительными и проявляют аномалии в температурной области изменения структуры, т.е. в области фазового перехода. Тем не менее, результаты оценки теплоемкости и теплопроводности, полученные различными авторами даже для хорошо изученных тугоплавких материалов, отличаются на десятки процентов [1]. Это может свидетельствовать о том, что некоторые структурные особенности исследуемого материала не принимаются во внимание. Одной из таких особенностей может быть поврежденность, т.е. дефектная структура, развившаяся в процессе деформации или эксплуатации материала. Для подтверждения и развития этой точки зрения важно установить взаимосвязь между теплофизическими и механическими характеристиками деформированных материалов. Этой задаче и было посвящено настоящее исследование, целью которого являлась оценка теплоемкости стальных образцов после их деформирования.

Для исследования были использованы стандартные цилиндрические образцы из сталей 20 и 09Г2С, испытанные на растяжение до различных степеней деформации на машине Instron (максимальная нагрузка 10 т) со скоростью деформации 1 мм/мин при комнатной температуре.

Измерение теплоемкости проводили на адиабатическом сканирующем калориметре SH-3000 фирмы «Sinku-Rico» (Япония) с постоянной скоростью нагрева в интервале температур 373-573 К.

Предварительно шкалу измерения теплоемкости и температуры калибровали по эталонным образцам.

Механические свойства исследуемых сталей: Ст20: T = 303, B = 466, = 34 %, = 40 %;

09Г2С: T = 380 МПа;

B = 520 МПа;

= 27 %;

= 75 %. Анализ температурных зависимостей теплоемкости (Cp) показал, увеличение деформации привело к повышению теплоемкости сталей, причем значительно большему для образцов из трубной стали (09Г2С). На начальных стадиях процесса растяжения теплоемкость оставалась почти независимой от температуры, и, только после достижения деформации, соответствующей пределу прочности материала, значения Ср начинали повышаться с увеличением температуры. Установлено, что повышение Ср в стали 20 начинается при достижении критической деформации, составляющей ~ 12%. Для стали 09Г2С критическая деформация составляет ~ 8 %. В области больших деформаций, близких к деформации разрушения, на кривых наблюдается плато. Было предположено, что рост Cp связан с накоплением повреждений при деформировании образцов. Для подтверждения этого предположения с помощью сканирующего микроскопа LEO 430i оценена поврежденность испытанных образцов. Установлено, что в процессе деформирования в структуре образцов появлялись дефекты в виде пор и микротрещин длиной от 2 до 100 мкм, вероятно, вследствие расслоений по межфазным границам. Плотность, раскрытие и длина трещин увеличивались с ростом деформации.

По данным оценки плотности дефектов и теплоемкости построены зависимости этих параметров от степени деформации. Установлено, что с увеличением степени деформации теплоемкость и плотность дефектов (n) возрастает подобным образом, что свидетельствует о том, что увеличение Cp связано с ростом поврежденности материала в процессе его деформирования.

Благодарности Автор благодарит проф., д.т.н. Л.Р. Ботвину за консультации и помощь при анализе полученных результатов. Работа выполнена при поддержке гранта РФФИ № 08-08-00821-а.

Литература Царькова О.Г. Оптические и теплофизические свойства металлов, керамик и алмазных 1.

пленок при высокотемпературном лазерном нагреве // Труды Института общей физики им. А.М.

Прохорова. 2004. Т.60. С. 30 - 82.

ВЛИЯНИЕ ТЕРМОПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ВОЛОЧЕНИЕМ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА «ТОЛСТОГО» АМОРФНОГО ПРОВОДА СО-СПЛАВА Умнова Н.В.

Россия, Москва, Учреждение Российской академии наук Институт металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова РАН, molokano@imet.ac.ru Введение.

Недавно в лаборатории аморфных и нанокристаллических сплавов ИМЕТ РАН впервые получены «толстые» высокопрочные аморфные провода диаметром 60 - 120 мкм, обладающие высоким комплексом магнитных свойств [1]. Длина проводов составляет несколько сотен метров.

Потенциальные области использования – силовые элементы ответственных конструкций с высокой чувствительностью к уровню приложенных напряжений, контроль состояния трубопроводов, маршрутизация транспортных средств и т.д. Для таких применений требуются протяженные провода длиной до нескольких километров. Полагали, что необходимое увеличение длины полученного провода может быть осуществлено за счет использования деформации волочением.

Цель данной работы – определить режимы волочения «толстого» аморфного провода Со-сплава и исследовать влияние волочения на его структуру и свойства.

Методы получения и исследования.

Для исследования был выбран модельный сплав Co69Fe4Cr4Si12B11, обладающий высокой стеклообразующей способностью [2]. С использованием варианта непрерывного процесса литья методом Улитовского-Тейлора получен аморфный провод диаметром 90 мкм длиной 300 м [1].

Холодное и теплое (температура фильеры 300С) волочение проводили на лабораторном волочильном стане непрерывным протягиванием провода через алмазные фильеры с шагом 5 мкм.

Анализ структуры полученных проводов проводили методами рентгеноструктурного анализа, растровой электронной микроскопии, термического анализа. Пластичность провода контролировали по технологической пробе на способность к формированию узла [3]. Магнитостатические свойства образцов измеряли на вибрационном магнитометре с чувствительностью до 10-6 Гс.см3 при комнатной температуре.

Результаты и их обсуждение.

Известно, что процессы пластической деформации волочением аморфных сплавов реализуются по механизму образования и распространения полос сдвига [4]. На рис.1.а показана гладкая блестящая поверхность исходного провода без дефектов. На рис.1.б показана поверхность аморфного провода после холодного волочения на 20%. На поверхности провода видны продольные полосы от инструмента, а также серия характерных поперечных полос сдвига. Увеличение степени деформации приводит к распространению полос сдвига вглубь провода и завершается разрушением провода.

Максимальная степень обжатия аморфного провода, полученного методом Улитовского-Тейлора, при холодном волочении не превышает 40 %.

Рис.1 Вид боковой поверхности аморфного провода Со-сплава а) исходное состояние;

б) после холодного волочения на 20%.

При использовании варианта теплого волочения способность к пластическому деформированию значительно повышается. При этом изменяется механизм пластического течения. При теплом волочении до 40% поверхность провода остается гладкой. В месте контакта провода и инструмента на поверхности провода появляется мелкий волнистый рельеф. Такой рельеф обычно связывают с эффектом проявления повышенной пластичности, обнаруженного в объемных аморфных сплавах [5].

Образования полос сдвига не зафиксировано.

Рис.2. Провод Со-сплава после теплого волочения на 60%.

а) узел;

б) боковая поверхность провода в месте изгиба;

Провод сохраняет высокие пластические свойства после теплого волочения вплоть до 60%. На рис.2а. показан узел провода деформированного на 60%. На поверхности провода завязанного в узел отмечено образование полос сдвига, рис.2б.

Методами ДСК и РСА установлено, что после теплого волочения на 60% провод сохраняет аморфную структуру.

Результаты исследования магнитных свойств приведены на рис.3. На рис.3 показан вид петли гистерезиса Со-сплава в исходном состоянии (а) и после холодного волочения (б). Как следует из приведенных данных деформация провода приводит к существенному изменению вида петли гистерезиса: возрастает наклон петли и увеличивается поле насыщения, рис.3.а. При этом коэрцитивная сила практически не меняется и петля остается безгистерезисной. Отжиг недеформированного провода в интервале от 200 до 450 С не приводит к изменению вида петли гистерезиса по сравнению с исходным состоянием. Для деформированного провода увеличение температуры отжига приводит к постепенному восстановлению петли гистерезиса до исходного вида.

Такой характер изменения петли гистерезиса позволяет контролировать уровень напряжений в проводе и полноту снятия напряжений за счет отжига.

1,0 1, 0,5 0, M,..

M,..

0,0 0, -0,5 -0, -1,0 -1, -20 -15 -10 -5 0 5 10 15 20 -20 -15 -10 -5 0 5 10 15 H, H, Рис.3. Вид петли гистерезиса Со-сплава а) в исходном состоянии;

б) после холодного волочения.

Выводы:

Установлено, что толстый аморфный провод Со-сплава может быть подвергнут теплому волочению с высокой степенью деформации, приблизительно на 60%. Теплое волочение не приводит к развитию процесса кристаллизации исходной аморфной структуры провода. Волочение приводит к увеличению наклона петли без увеличения Hc, что позволяет контролировать уровень напряжений в проводе.

Список литературы:

1. Умнов П.П., Молоканов В.В., Шалимов Ю.С., Умнова Н.В., Чуева Т.Р., Заболотный В.Т.

Особенности получения аморфного провода методом Улитовского-Тейлора с использованием варианта непрерывного процесса литья. Перспективные материалы, 2010 г., №2, с.87-91.

2. Молоканов В.В., Умнов П.П., Куракова Н.В., Свиридова Т.А., Шалыгин А.Н., Ковнеристый Ю.К. Влияние толщины стеклообразного покрытия на структуру и свойства аморфного магнитомягкого кобальтового сплава. Перспективные материалы, 2006 г., №2, с.5-14.

3. Умнов П.П., Куракова Н.В., Шалимов. Ю.С., Петржик М.И., Шалыгин А.Н., Колмаков А.Г., Молоканов В.В. Влияние напряжений, создаваемых стеклянной оболочкой, на процесс затвердевания расплава при получении микропровода из магнитомягкого сплава Co69Fe4Cr4Si12B11. Перспективные материалы, 2009 г., №1, с.79-85.

4. Глезер А.М., Молотилов Б.В. / Структура и механические свойства аморфных сплавов. // М.:

«Металлургия», 1992 г., 208 с.

5. AIM Research, RESEARCH HIGHLIGHTS 2009, Bulk metallic glass: Spiked with silicon, Tohoku University, p. Работа выполнена при поддержке программ РАН ОХНМ-02 и ПРАН П-7.

Автор выражает благодарность к.т.н. Молоканову В.В. за руководство и помощь в проведении работы.

ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ ПОРОШКООБРАЗНОГО ОКТК-РУТИЛА, ОБРАЗУЮЩЕГОСЯ В РЕЗУЛЬТАТЕ ОКИСЛЕНИЯ ТИТАНА ПРИ 875 С.

Шевцов С.В.

Россия, Москва, ИМЕТ РАН, shevtsov_sv@mail.ru ВВЕДЕНИЕ В результате исследования процессов синтеза рутила, получаемого окислительным конструированием тонкостенной керамики (ОКТК) [1], было зафиксировано образование на границе раздела «металл/монолитный оксид» прослойки порошкообразного вещества толщиной порядка 100 500 мкм. Настоящая работа посвящена исследованию структуры образующегося в процессе окисления порошкообразного слоя (С-слоя).

РЕЗУЛЬТАТЫ ЭКСПЕРИМЕНТОВ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ С целью исследования формирования структуры С-слоя в процессах ОКТК проведены исследования методами РФА и РЭМ образцов материала С-слоев, полученных на различных стадиях окисления титановых преформ, в качестве которых использовались диски титана марки ВТ1- диаметром 60 и толщиной 20 мм. Заготовки окислялись в одной печи резистивного нагрева на воздухе при температуре 875 С. При этом кинетика окисления одного образца (образец №4) в продолжение 55 суток контролировалась термогравиметрическим методом [2], а остальные три были извлечены из печи через 5, 14 и 20 суток, соответственно (образцы №1, 2, 3). После охлаждения с монолитного рутила и металлических поверхностей преформы отделялся порошкообразный слой.

На Рис. 1 представлена кинетика роста порошкообразного слоя, описываемая линейным законом.

Образование С-слоя происходит не сразу, а по истечении нескольких суток после начала окислительного процесса.

Фазовый состав полученных образцов С-слоя исследовали с помощью дифрактометра фирмы Shimadzu (XRD-6000) в интервале углов 15-60 (Cu ). На Рис. 2 приведена характерная для исследованного слоя дифрактограмма, полностью совпадающая с дифрактограммой порошкообразного рутила из банка стандартов картотеки JCPDS.

Исследования микроструктуры образцов оксида производили на растровом электронном микроскопе (РЭМ) LEO 1420 фирмы Ceiss. С помощью РЭМ было обнаружено что, С-слой состоит из частиц (кристаллитов) размером 0,2-5 мкм (Рис. 3). Для образца №1 сформированный слой не проявляет отличий в размере зерен от характера расположения между фазами металла и монолитного оксида. Для образцов №2, №3 и №4 в зависимости от близости расположения к границам основных фаз, С-слой имеет различный размер составляющих его зерен: у границы с металлом кристаллиты имеют меньший размер (0,2-0,3 мкм), чем у границы с монолитным рутилом (от 0,3 мкм до 3-5 мкм).



Pages:     | 1 |   ...   | 18 | 19 || 21 | 22 |
 










 
© 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.