авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

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

Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 || 5 |

«Министерство образования и науки Украины Донбасская национальная академия строительства и архитектуры Академия строительства Украины Институт проблем материаловедения ...»

-- [ Страница 4 ] --

R = 0,9970,999) Константа скорости, л•моль-1с- Сопол Содержание _ о имеры аминостирол. (Кt ± SА)•10 при t С звеньев, мол. % 30 40 п-аминостирол-стирол 2,59±0,04 5,49±0,02 11,53±0,04 3,90±0, 1 76, 1,99±0,03 4,29±0,03 9,17±0,05 2,93±0, 2 66, 1,57±0,01 3,43±0,05 7,23±0,06 1,96±0, 3 55, 1,33±0,01 2,73±0,01 5,89±0,05 1,48±0, 4 37, 0,92±0,003 2,16±0,02 4,64±0,03 1,32±0, 5 29, м-аминостирол-стирол 2,19±0,03 4,62±0,04 9,84±0,03 4,63±0, 6 78, 1,64±0,05 3,56±0,05 7,63±0,05 3,42±0, 7 68, 1,26±0,04 2,74±0,02 6,49±0,01 2,21±0, 8 56, 0,89±0,02 2,10±0,03 4,43±0,04 1,61±0, 9 39, 0,81±0,01 1,81±0,03 3,57±0,03 1,40±0, 10 31, Выход N-полистирилмалеинамовых кислот показал, что наибольшей реакционной способностью в реакции ацилирования обладают сополимеры п- и м-аминостиролов со стиролом, содержащие минимальное число стирольных звеньев на одно аминостирольное звено. Значения энтальпии, энтропии, энергии активации показали, что они слабо зависят от доли аминостирольных звеньев в сополимере, а также от положения аминогруппы в бензольном кольце. Энтальпия активации также практически не зависит от температуры (в интервале 3050С).

СИНТЕЗ І КРИСТАЛІЧНА СТРУКТУРА Tm(Ni,Li)0,34Sn Стецьків А.О.1, Павлюк В.В. Кафедра хімії, Івано-Франківський національний медичний університет, Україна, Івано-Франківськ, andrij_stetskiv69@mail.ru Кафедра неорганічної хімії, Львівський національний університет імені Івана Франка, Україна, Львів Багатокомпонентні системи на основі рідкісноземельних металів широко застосовуються в накопичувачах водню та металогідридних джерелах струму, а також для виготовлення магнітних матеріалів. В літературі є відомості про існування тернарних RETxSn2 сполук в потрійних системах RE–T–Sn, де RE – рідкісноземельний метал церієвої або ітрієвої підгрупи, T – перехідні метали. Досліджуючи фазові рівноваги у системі Tm–Ni–Li–Sn при 400°С на розрізі TmNiSn2-TmLiSn2 було виявлено існування тетрарних фаз із структурою типу CeNiSi2. Сплави виготовляли, використовуючи метали наступної чистоти: Tm – 0,998, Ni – 0,9999, Li – 0,999, Sn – 0,9999 масових часток основного компоненту. Шихту із наважок чистих компонентів плавили в електродуговій печі з вольфрамовим електродом на мідному водоохолоджуваному поді в атмосфері очищеного аргону. Контроль маси сплавів проводили шляхом порівняння маси шихти з масою сплаву, різниця не перевищувала 3%. Гомогенізуючий відпал проводили при температурі 400С протягом трьох тижнів.

Сплави поміщали в танталові контейнери і запаювали у кварцові ампули з попередньою евакуацією повітря.




Відпал проводили у муфельній печі типу МП-60 з автоматичним регулюванням температури. Відпалені сплави гартували у холодній воді. Контроль гомогенності і рівноважності зразків здійснювали рентгенографічно. Фазовий аналіз проводили, використовуючи дифрактограми зразків, отримані на порошкових дифрактометрах ДРОН-2,0 (FeK-випромінювання) та STOE STADI P (MoK випромінювання). Пластинчасті монокристали правильної форми відібрали зі зразків складу Tm25Ni15Li10Ge50 i Tm25Ni10Li15Ge50. Дослідження методами Лауе та Вейссенберга підтвердили належність його структури до ромбічної сингонії. Масив рентгенівських дифракційних даних отримали на автоматичному монокристальному дифрактометрі XCALIBUR (MoK-випромінювання, графітовий монохроматор, метод сканування). Структуру визначили прямими методами в просторовій групі Cmcm, з використанням комплексу програм SHELX – 97.

Рис. 1. Проекція структури Tm(Ni,Li)0.34Ge та координаційні многогранники атомів.

Відповідно до атомного розміру, координаційний многогранник найбільшого атома – Tm є псевдо Франк-Касперівським поліедром (КЧ = 21). Атоми Стануму оточені кубооктаедром, а атоми Нікелю або Літію – втілені у пусті тетрагональні антипризми.

Проекція елементарної комірки та координаційні многогранники атомів приведені на рис. 1. Міжатомні віддалі мають допустимі для інтерметалідів значення і не відрізняються суттєво від сум атомних радіусів. Кристалічна структура інтерметаліду була підтверджена також методом порошку. Таким чином, методами монокристалу та порошку досліджено кристалічну структуру тетрарної фази Tm(Ni,Li)0,34Sn (структурний тип CeNiSi2, просторова група Cmcm, параметри комірки відповідно дорівнюють: a = 0,43734 (7) нм, b = 1,6121 (3) нм, c = 0,43170 (7) нм), яка є твердим розчином на основі тернарних фаз TmNi0,11Sn2 та TmLiSn2. Густина станів в області рівня Фермі свідчить про металічний тип зв’язку у тернарних фазах.

TUNING THE PHASE DIAGRAM AND VORTEX PINNING IN SUPERCONDUCTOR-FERROMAGNET BILAYERS VIA ANGLED DEMAGNETIZATION Y. Syryanyy 1, L. Y. Zhu 2, O. Ermakova 1, P. Aleshkevych 1, J. Pitosa 1, O. Abaloshev 1, C. L. Chien 2, and Marta Z. Cieplak 1, Institute of Physics, Polish Academy of Sciences, 02-668 Warsaw, Poland Department of Physics and Astronomy, The Johns Hopkins University, Baltimore, Md 21218, USA We study the influence of the stray fields induced by the magnetic domain on the properties of superconducting films in superconductor-ferromagnet (S/F) bilayers, in which the S layer is Nb, the F layer is the Co/Pd multilayer with perpendicular magnetic anisotropy, and the insulating buffer layer in-between eliminates proximity effect. We use demagnetization procedure with the magnetic field H at an angle to the sample surface to predefine the domain patterns with variable domain widths. Subsequently, the magnetoresistance of the samples is measured in the region of the superconducting transition temperature (Tc). From these measurements we extract the magnetic field dependence of the phase transition line Tc(H) and the activation energy of vortex pinning U(H) for various domain widths. We find that U increases with the reduction of the domain widths. The phase transition line shows an evolution from conventional behavior with single maximal Tc at H=0, to the bimodal line with two Tc maxima at nonzero H. The results will be compared to the results of similar experiment performed recently for another type of bilayers, in which F layer is Co/Pt.





In addition, we will show the preliminary results of our work on another S/F structure, built entirely from oxide films, with SrRuO3 as the F layer, and YBaCuO as the S layer.

This work was partially supported by the European Union within the European Regional Development Fund, through the Innovative Economy grant POIG.01.01.02-00 108/09.

ВКЛАД ЛИНЕЙНОЙ И КВАДРАТИЧНОЙ РЕКОМБИНАЦИИ НОСИТЕЛЕЙ ПРИ ОБРАБОТКЕ СПЕКТРОВ ФОТОПРОВОДИМОСТИ АЛМАЗНЫХ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ПЛЕНОК Тимченко В.И., Сорока В.А., Бугасова С.Г.

Донбасская национальная академия строительства и архитектуры, Украина. Макеевка vasoroka11@mail.ru Применение алмазных поликристаллических пленок (АПП) – это качественно новый этап в развитии оптоэлектроники и микроэлектроники.

Исследования вольт – амперных характеристик пленок показали, что в зависимости тока от приложенного поля присутствует линейный и суперлинейный участок.

Определены значения составляющих удельного сопротивления вдоль поверхности роста пленок, лежащие в интервале 104-106 Омм и перпендикулярно поверхности роста – 107-109 Омм. Данные значения свидетельствуют об анизотропии электропроводности алмазных поликристаллических пленок.

При воздействии на образец модулированного монохроматического излучения фототок характеризуется постоянной и переменной составляющими, которые связываются с возникновением быстрых и медленных процессов в образце. Фототок, возникающий в образцах АПП пропорционален, плотности потока падающего излучения и зависит от его спектрального распределения.

Определены пространственно неоднородные области генерации неравновесных носителей двух типов с линейной и квадратичной рекомбинацией. Данные области разделены энергией h = 1,4 эВ, как показано на рис. 1. В длинноволновой области наблюдается генерация носителей с линейной рекомбинацией. При коротковолновом возбуждении присутствуют два параллельных канала неравновесной проводимости одновременно.

В первые обнаружена спектральная зависимость 0, нестационарной фотопроводимости алмазных поликристаллических 0, пленок, вдоль поверхности их роста Тg(I-Ф) хар-к проявляющаяся в интервале длин волн от 0,35 до 2,0 мкм.

0, Переменная составляющая фототока во всем спектральном 0, диапазоне линейно возрастает с увеличением приложенного электрического поля вплоть до 0, 700 800 900 1000 1100 Е = 5,310 В/м и изменяется Длина волны,нм пропорционально плотности потока фотонов.

В спектральной зависимости Рис.1.

квантовой эффективности от энергии падающего излучения выделено три области генерации носителей тока с Ер1 = 0,6 эВ, Ер2 = 0,88 эВ и Ер3 = 1,4 эВ.

Пороги энергии Ер1 и Ер3 связываются энергетическими интервалами для релаксированных 1х1 и реконструированных 2х1 участков ростовой поверхности (111).

ВЛИЯНИЕ НИЗКОТЕМПЕРАТУРНОГО ОТЖИГА НА СТРУКТУРУ И ОПТИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПЛЕНОК ОКСИДА ТИТАНА Троцан А.Н., Чертопалов С.В., Тарасенко Ю.А.

Донецкий национальный университет, физико-технический факультет, кафедра нанофизики, Украина, Донецк, chertopalovsv@gmail.com Огромный интерес исследователей всего мира к пленкам оксида титана обусловлен их уникальными физическими и химическими свойствами, которые зависят от метода получения. При осаждении пленок оксида титана методом реактивного магнетронного распыления обычно получают аморфные или кристаллические пленки, фазовый состав которых не всегда однозначен. Для управления физическими свойствами пленок применяют изотермический отжиг, результаты которого также противоречивы.

Настоящая работа посвящена изучению влияния отжига пленок оксида титана, осажденных методом реактивного магнетронного распыления в импульсном режиме, на их фазовый состав, структуру и оптические свойства.

Оксидные пленки титана получали методом магнетронного реактивного распыления мишени из титана марки ВТ-01 в вакуумной камере установки ВУП-5М. В качестве рабочего газа использовали смесь аргона (80%) с кислородом (20%) при давлении 0,2 Па. Расстояние от мишени до подложки составляло 50 мм. В качестве подложек использовали стекло и монокристаллы NaCl. Пленки осаждали в течение минут на подложки при температуре 30°С, последующий отжиг проводили при 200°С в течение 2 часов. Фазовый состав и структуру пленок изучали с помощью дифрактометра ДРОН-4-07 в медном излучении. Спектры оптического пропускания снимали на спектрофотометре Shimadzu-2501.

Установлено, что на подложке NaCl, когда поток рабочего газа направлен от подложки, формируются пленки, содержащие диоксид титана в модификации рутила с преимущественной ориентацией (001)TiO2 || (010)NaCl. Последующий отжиг этих пленок не влияет на их фазовый состав, но изменяет тип текстуры на (101)TiO2 || (010)NaCl. В тех же условиях на стеклянной подложке формируются рентгено-аморфные пленки золотисто-желтого цвета, которые после отжига дают дифракционную картину текстурированного рутила с ориентацией (101)TiO2 || стекло.

Изменение направления потока рабочего газа на подложку влияет на фазовый состав и структуру пленок. Последующий отжиг пленок, осажденных на стекло, приводит к некоторому укрупнению кристаллитов, которые не имеют преимущественной ориентации. На подложке NaCl формируются двухфазные ориентированные пленки оксида титана.

Анализ спектров пропускания показал зависимость прозрачности пленок от их фазового состава и типа преимущественной ориентации. Наибольшей прозрачностью (85%) в коротковолновой области спектра видимого света (до 600 нм) обладают отожженные пленки рутила с преимущественной ориентацией [101] на стеклянной подложке. Отжиг практически не влияет на оптические свойства в длинноволновой (более 600 нм) области спектра видимого света.

Для двухфазных пленок оксида титана, осажденных на кристаллическую подложку NaCl, установлен просветляющий эффект в диапазоне длин волн 350-650 нм, вследствие уменьшения потерь на естественное френелевское отражение, всегда присутствующее на границах сред с разными показателями преломления. Толщина пленки, фазовый состав и ее свойства, по-видимому, таковы, что отраженные от имеющихся границ раздела материалов световые лучи интерферируют.

СТРУКТУРА ПЛЕНОК ZnO ЛЕГИРОВАННЫХ Cu ПОЛУЧЕННЫХ ЭЛЕКТРОХИМИЧЕСКИМ ОСАЖДЕНИЕМ Троцан А.Н., Чертопалов С.В., Шашкова А.В.

Донецкий национальный университет, физико-технический факультет, кафедра нанофизики, Украина, Донецк, chertopalovsv@gmail.com Вопрос о создании пленок и структур на основе оксида цинка в последнее время имеет большое значение в связи с возможностью использования этого материала для прозрачной и гибкой электроники, сенсоров и датчиков. Одним из простых методов получения оксидных пленок является метод электрохимического осаждения на катоде в водном растворе. Необходимо отметить, что умение управлять электрохимическим синтезом для создания оксидных полупроводников с необходимым типом проводимости является важной задачей.

Данная работа посвящена изучению влияния легирования пленок оксида цинка медью при электрохимическом осаждении пленок из водного раствора на их фазовый состав и структуру.

Пленки получали электрохимическим методом в потенциостатическом режиме, используя трхэлектродную ячейку, при помощи потенциостата П-5827М. Потенциал на катоде выбирался равным –0,95 В. В качестве фонового электролита использовали водный раствор KCl. Предварительно перед преэлектролизом раствор с фоновым электролитом нагревался до температуры 70°С и насыщался кислородом путем продувки через раствор воздуха в течение 30 минут. После 30 минутного преэлектролиза к фоновому электролиту добавлялся водный раствор ZnCl2 (5мMоль) и осаждение проводили на медные подложки в течение 30 минут. При легировании пленки оксида цинка медью после осаждения чистой пленки ZnO, в раствор добавляли CuCl2 (1 и 5 мМоль).

Кристаллическую структуру и фазовый состав полученных пленок исследовали с помощью рентгеновского дифрактометра ДРОН-4-07, используя фильтрованное излучение Cu_K. Установлено, что полученные пленки оксида цинка включают оксид цинка и оксид меди CuO. Размер ОКР оксида цинка составляет (170±5) нм.

Оксид цинка, осажденный на поликристаллическую неориентированную медную подложку, поликристалличен с преимущественной ориентацией плоскости (0001) пленки параллельно подложке. Сжимающие макродеформации составляют 0,3% и обусловлены различием решеток пленки и подложки. Показано, что электрохимическое легирование оксида цинка медью не изменяет фазовый состав пленок, уменьшает напряжения, не меняя их характера.

Установлено, что легирование пленок оксида цинка медью способствует Рис.1. Дифрактограммы увеличению размеров ОКР от 170 нм исходной медной подложки и до 250-270 нм в зависимости от полученных пленок ZnO и степени легирования.

ZnO/ZnO:Cu.

СИНТЕЗ И СВОЙСТВА PbFe0,5Nb0,5O3 И PbFe0,40Sm0,10Nb0,50O Удодов И.А., Гусакова Л.Г., Кузенко Д.В., Кисель Н.Г., Дорофеева В.В.

НТЦ Реактивэлектрон НАН Украины, Донецк, office.re@nas.gov.ua Вс большее внимание исследователей в области материаловедения в последние годы привлекают мультиферроики на основе феррониобатов и ферротанталатов свинца.

Одной из существенных проблем на пути практического использования данных материалов является получение керамики с воспроизводимыми свойствами. Однако к настоящему времени процессы фазобразования феррониобатов и, в особенности, ферротанталатов свинца изучены недостаточно полно.

Более детально в литературе представлены данные по фазообразованию PbFe0,5Nb0,5O3. Характерной особенностью процесса получения PbFe0,5Nb0,5O3 с использованием в качестве исходных реактивов соответствующих оксидов и (или) гидроксидов является сравнительно низкая реакционная способность при температурах ниже 900 0С, а также неконтролируемые потери оксида свинца при более высоких температурах.

Целью настоящей работы является оптимизация условий получения и определение электрофизических свойств керамики на основе феррониобата свинца.

В качестве исходных реактивов при синтезе использовали PbO, Fe2O3 и Nb2O5.

Выбор температур для термообработки проводился на основе данных термогравиметрического и рентгенофазового анализов.

Для увеличения реакционной способности исходных веществ проводили механохимическую активацию исходных оксидов под слоем спирта в присутствии щавелевой кислоты в течение двух часов. Количество щавелевой кислоты определяли исходя из возможного образования нейтральных оксалатов. Предварительно высушенная шихта подвергалась первичной термообработке при температурах 100- С (1 ч) и 350-400 0С (1 ч). После стадии механохимической обработки шихта брикетировалась, и проводился синтез PbFe0,5Nb0,5O3 на воздухе при температуре С в течение 6 часов. Образцы в виде дисков 101 мм спекали при температуре 1050 0С (2 ч) в атмосферных тиглях из материала PbTi0,5Zr0,5O3 + 0,10 PbO. По данным РФА синтез PbFe0,5Nb0,5O3 успешно протекает лишь с применением метода механохимической активации. Уже при температуре 400 0С образуется продукт содержащий более 90% феррониобата свинца. Однофазный феррониобат свинца образуется при температуре 900 0С в течение 6 часов. Образовавшийся Pb(Fe0,5Nb0,5)О имеет кубическую структуру с параметром рештки а=4,015.

Изучение электрофизических свойств показало, что образцы немодифицированного PbFe0,5Nb0,5O3 обладают более низким уровнем свойств по сравнению с образцами, легированными самарием. В серии экспериментов по легированию феррониобата свинца было установлено, что образцы состава PbFe0,40Sm0,10Nb0,50O3 обладают приемлемым комплексом электрофизических свойств и могут быть основой для разработки материалов с целью практического применения.

Так, для PbFe0,40Sm0,10Nb0,50O3 получены петли гистерезиса и определены следующие электрофизические свойства: tg = 1,8%;

T/0 = 500-800;

Ec = 4 кВ/мм;

Рr = мкКл/см2;

TC = 90-100 0C. Таким образом, была проведена модификация традиционного керамического синтеза Pb(Fe0,5Nb0,5)О3 путем механохимической активации исходных компонентов в присутствии щавелевой. Установлено, что потери оксида свинца при спекании можно исключить, применяя атмосферные тигли состава PbTi0,5Zr0,5O3 + 0,10PbO. Проведена серия экспериментов по легированию PbFe0,5Nb0,5O3 самарием и определены электрофизические свойства PbFe0,40Sm0,10Nb0,50O3.

ИССЛЕДОВАНИЯ ВОЗБУЖДЕНИЯ СПИНОВЫХ ВОЛН В МАГНИТНЫХ МИКРОСТРУКТУРАХ МЕТОДОМ ВРЕМЯ-РАЗРЕШАЮЩЕЙ РАСТРОВОЙ МИКРОСКОПИИ КЕРРА Чертопалов С.В.1, Дэвис К.2, Францис А.2, Кругляк В.В. Донецкий национальный университет, физико-технический факультет, кафедра нанофизики, Украина, Донецк, chertopalovsv@gmail.com University of Exeter, School of Physics, United Kingdom, Exeter v.v.kruglyak@exeter.ac.uk Визуализация процессов происходящих в магнитных микроструктурах является актуальной при рассмотрении магнитодинамических эффектов [1]. Возбуждение спиновых волн в структурах микрометрового масштаба возможно несколькими способами: микрополосковыми антеннами, осцилляцией доменных стенок, перемагничиванием магнитного вихря, ультракоротким оптическим возбуждением и даже однородными микроволновыми полями.

В данной работе мы использовали время-разрешающую растровую микроскопию основанную на магнито-оптическом эффекте Керра для визуализации спиновых волн возбуждаемых однородными микроволновыми полями в магнитной микроструктуре. Структура была сформирована из пленки пермаллоя (железо никелеевый сплав) толщиной 100 нм осажденной на стеклянной подложке и представляла собой антенну, шириной 5 мкм, с прилегающими к ней с одной из сторон волноводами той же ширины и разнообразной конфигурации, например направленными под разными углами относительно антенны. Структура располагалась поверх микроволновой сигнальной линии. Статическое магнитное поле смещения величиной 500 Эрстед лежало в плоскости пленки нормально по отношению к динамическому магнитному полю. В качестве зонда использовались импульсы фемтосекундного лазера синхронизированного с генератором микроволн.

Продолжительность и частота следования лазерных импульсов составляли 100 фс и 80 МГц соответственно. Оптическая линия задержки позволяла менять время прихода лазерных импульсов в диапазоне 0, - 4 нс. Поляризованый лазерный луч подавался на образец через объектив и отраженный сигнал проходя через призму Николя регистрировался при помощи мостового детектора. С мостового детектора сигнал шел на синхронный детектор с опорной частотой 3 кГц. Объективная линза установлена на 3D пьезостолике для сканирования образца. В результате на компьютер выводилось растровое изображение поверхности образца, соответствующее определенному времени задержки.

Рис. 1. Исследуемый микрополосок из пермаллоя, время-разрешенный оптический сигнал и рассчитанный из него спектр ФМР для микрополоска.

Были измерены резонансные частоты колебаний для каждого элемента микроструктуры (рис. 1) и проведена визуализация распространения спиновых волн в микрополосковых волноводах и антенне в зависимости от направления магнитного поля.

Литература 1. Y.Au, T.Davison, E.Ahmad, P.S.Keatley, R.J.Hicken and V.V.Kruglyak. Excitation of propagating spin waves with global uniform microwave fields. // Applied Physics Letters, 98, 2011, 122506-1-122506-3.

КВАЗИРЕШЕТОЧНАЯ МОДЕЛЬ МНОГОКОМПОНЕНТНЫХ СИСТЕМ Шнайдер А.А.

Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Новгородский государственный университет имени Ярослава Мудрого»

Россия, Великий Новгород В докладе представлено применение уточненной квазирешточной модели (КРМ) [1] к расчету термодинамических свойств многокомпонентных систем.

Феноменологическая квазирешеточная модель основывается на следующих положениях:

1. Короткодействующая часть межатомных взаимодействий, приводящая к ограничению расстояний, на которые могут сближаться частицы учитывается введением собственных атомных объмов i всех компонентов ( i 1 m ) и вакансий 0. В общем случае частицы разных типов имеют различные удельные объмы, что обуславливает невозможность введения идеальной рештки, по узлам которой размещаются атомы.

2. Собственные удельные объмы вакансий зависят от распределения компонентов в пространстве:

m 0 00) ni0i, ( i где ni - локальная плотность числа частиц i -го компонента, 0i - параметры, характеризующие влияние частиц i -го сорта на собственный удельный объм вакансии;

00 ) - собственный удельный объм вакансии в отсутствие этого влияния.

( 3. Условие упаковки определено как условие занятости каждого элемента пространства [1].

4. Химические реакции не рассматриваются, поэтому введено условие сохранения в системе частиц и вакансий [1].

5. Функционал свободной энергии Гельмгольца определен в виде суммы конфигурационной и энтропийной частей [1]. Дальнодействующая часть межатомных взаимодействий, учитывается в приближении эффективного поля. Вакансии не взаимодействуют сами с собой и компонентами, и проявляются в термодинамических свойствах системы посредством энтропийного вклада в функционал свободной энергии Гельмгольца.

С использованием этих положений получено уравнение состояния и выражение, определяющее химические потенциалы компонентов для случая однородных многокомпонентных фаз. Получены зависимости химических потенциалов от температуры, давления и состава раствора.

Рассмотрены условия фазового равновесия для случая разряженной и конденсированной фаз. Предложен метод определения параметров квазирешточной модели для однокомпонентных систем, основанный на использовании информации о критической точке вещества. Уравнение для критической плотности решено методом последовательных приближений.

[1] Zakharov A.Yu., Udovsky A.L., Schneider А.А. Variable-lattice model of multicomponent systems. 1. General consideration // E-Print arXiv: cond-mat.statmech 1003.2731. 2010. 10pp.

СЕКЦИЯ 4. МЕТАЛЛОВЕДЕНИЕ МАССОПЕРЕНОС ПРИ ТЕПЛОВОЙ АКТИВИЗАЦИИ ФОРМОИЗМЕНЕНИЯ ЦЕМЕНТИТА В ХОЛОДНОДЕФОРМИРОВАННОЙ СТАЛЬНОЙ ПРОВОЛОКЕ Алимов В.И., Пушкина О.В., Георгиаду М.В.

ГВУЗ «Донецкий национальный технический университет», Украина, Донецк ksanaol@mail.ru Многие технологические процессы производства изделий из сталей перлитного класса связаны с необходимостью охлаждения их из аустенитной области.

В сталях с высоким содержанием углерода в большинстве случаев предпочтение отдается структуре с глобулярными карбидами. Такая структура обладает целым рядом преимуществ по сравнению со структурой пластинчатого перлита [1]. Принципиально сфероидизацию избыточных карбидов в матрице твердого раствора можно обеспечить двумя основными путями – выделением сферических частиц из пересыщенного твердого раствора и трансформацией различных видов пластинчатых структур в сферу.

Анализ возможности получения сфероидизированных карбидов можно провести, исходя из зависимости Томсона-Фрейндлиха, полученной из условия равенства химических потенциалов в смежных фазах, находящихся в состоянии термодинамического равновесия. В применении к процессам сфероидизации указанная зависимость имеет следующий вид 1) [2]: ln Cr C 2V kTr. Зависимость позволяет анализировать возможность образования сферических карбидов при распаде пересыщенного твердого раствора (мартенсита, бейнита), происходящего при нагреве, а также путем трансформации пластины цементита (карбида) в перлите в сферу. Для упрощения рассмотрения вариантов получения сферических частиц в зависимости от температуры превращения и химического состава стали в работе [3] создана блок схема, позволяющая количественно оценить параметры сфероидизации при помощи программы MathCad (на рис. показаны параметры для эвтектоидной стали с 0,83 % С).

Как видно, концентрация углерода у межфазной субграницы в цементитной (карбидной) пластине является определяющей для размера трансформированных частиц сферического типа, что дает основание управлять процессом сфероидизации при температурах ниже т.Ас варьированием интенсивности предварительной холодной деформации.

Литература. 1. Долженков И.Е.

Сфероидизация карбидов в стали / И.Е.

Рис. 1. Зависимость радиуса карбидных Долженков, И.И Долженков. – М.:

частиц от концентрации углерода у Металлургия, 1984. – 143 с. 2. Новиков субграниц и температуры нагрева И.И. Теория термической обработки / И.И. Новиков. – М.: Металлургия, 1986.

– 480 с. 3. Алимов В.И. О сфероидизации избыточных фаз в матрице твердого раствора / В.И. Алимов, М.В. Георгиаду, Ю.В. Лобкова // Перспективні наукові досягнення 2011: Зб.матеріалів наук.-практичної конференції. – Миколаїв: НУК, 2006. – С. 79-81.

Где Сr – концентрация раствора около межфазной границы с радиусом r;

С - концентрация раствора около плоской границы;

1) поверхностная энергия на границе раздела фаз (энергия Гиббса);

V – атомный объем;

k – газовая постоянная;

Т – абсолютная температура [2].

ВЛИЯНИЕ КАЛЬЦИЯ НА ОТСОРТИРОВКУ ТОЛСТОЛИСТОВОГО ПРОКАТА КОНСТРУКЦИОННОЙ ТРУБНОЙ СТАЛИ КАТЕГОРИИ ПРОЧНОСТИ Х70 ПО СТАЛЕПЛАВИЛЬНЫМ ДЕФЕКТАМ Бабанин А.Я.

Донбасская национальная академия строительства и архитектуры, Макеевка, Украина В условиях конвертерного цеха ОАО «МК «Азовсталь» исследовали влияние внепечной обработки стали кальцием на отсортировку толстолистового проката по сталеплавильным дефектам, в частности по «плене» и УЗК. Исследования проводили на конструкционной трубной стали категории прочности Х70, выплавляемой по стандарту США ASTME 45-97.

Установлено, что на снижение отсортировки металла по дефектам «плена»

и контроль по «УЗК» существенное положительное влияние оказывает содержание кальция в стали по пробе [Са]2-2, отобранной на АКП после ввода порошковой проволоки с силикокальцием. При увеличении содержания кальция в стали на каждые 0,0010% наблюдается снижение отсортировки толстолистового проката по дефекту «плена» и «УЗК», соответственно на 0,4% и 1,3%. Т.е. при увеличении содержания кальция в стали в пробе [Са]2-2 снижается отсортировка металла как по плене так и по УЗК, при этом более положительное влияние кальция осуществляется на снижение отсортировки металла по дефекту УЗК.

Оценка неметаллических включений в стали исследуемых плавок, выполненная по стандарту ASTME 45-97 методом А, свидетельствует о присутствии в стали в основном избыточных фаз в виде хрупких силикатов (В) и крупных недеформированных (глобулярных) силикатов (Д). Неметаллические включения в виде сульфидов (А) и силикатов пластичных (С) практически отсутствуют, их средний балл равен нулю.

Наиболее отрицательное влияние на отсортировку металла по УЗК оказывают хрупкие силикаты, увеличение среднего балла которых на 0,5 приводит к увеличению отсортировки металла по УЗК на 0,5%. При увеличении среднего балла недеформируемых глобулярных силикатов на 0,5 увеличение отсортировки составляет всего 0,2%.

Кроме того, содержание углерода в стали на повалке в значительной степени влияет на отсортировку металла по УЗК. Так при сверхнизком содержании углерода в стали на повалке равном 0,03% наблюдается стабильно высокая отсортировка металла, которая почти не снижается при повышении содержания кальция. Повышение содержания кальция в металле на каждые 0,001% приводит к снижению отсортировки металла по УЗК всего лишь на 0,3%.

Таким образом, для повышения качества металла и снижения его отсортировки по плене и УЗК целесообразно оптимизировать процесс внепечной обработки стали кальцием с целью снижения отрицательного его влияния при вторичном окислении на технологическом участке АКП-МНЛЗ.

К ВОПРОСУ ОБРАЗОВАНИЯ ПЕРВИЧНЫХ НЕМЕТАЛЛИЧЕСКИХ ВКЛЮЧЕНИЙ В КОНСТРУКЦИОННОЙ НИЗКОЛЕГИРОВАННОЙ ТРУБНОЙ СТАЛИ КОНВЕРТЕРНОГО ПРОИЗВОДСТВА Бабанин А.Я.

Донбасская национальная академия строительства и архитектуры, Макеевка, Украина Известно, что химический и структурный состав образующихся первичных неметаллических включений (НВ) существенно влияет на механические и служебные свойства толстолистового проката и в значительной мере определяет их уровень.

Имеющиеся результаты исследований их образования являются в большей степени констатирующими их химический и структурный состав, полученный в результате металлографических исследований попавших в данный шлиф НВ, что является преимущественно качественной оценкой. Однако, все возрастающие требования к повышению качества стали ставят задачу количественного определения данных закономерностей и их аналитического описания. В данной работе методом термодинамических расчетов определены химический и структурный состав образующихся первичных равновесных и неравновесных неметаллических включений в сталеразливочном ковше при выпуске плавки Установлено, что при раскислении стали с равновесным содержанием кислорода последовательной присадкой марганца, кремния и алюминия происходит следующее образование НВ:

- в первую очередь образовываются НВ переменного состава (mFeO + nMnO): при содержании углерода 0,12-0,07% - преимущественно жидкие, при менее 0,07% - преимущественно твердые оксиды железа и марганца с массовым преимуществом оксидов марганца. При присадке кремния основную часть равновесных НВ составляют сложные оксидо силикатные включения преимущественно твердой фазы переменного состава (mFeO +kSiO2 + nMnO) и, в меньшем количестве, - силикатные (стекло и - кристобалит) и оксидные включения в виде жидкой фазы. При присадке алюминия образуются сложные оксидо- силикато-алюминатные включения, преимущественно твердой фазы переменного состава (mFeO + fAl 2 O3 + kSiO2 + nMnO) в которых алюминий присутствует в виде алюмината железа и/или корунда, а также возможно существование соединений переменного состава (mFeO + + fAl 2 O3 ) в виде жидкой фазы. Проверено, что полученные расчетные химические составы НВ, хорошо согласуются с реальным химическим составом неметаллических включений, образующихся в стали марки Ст 1008, химического состава С=0,08;

Mn=0,42;

Si=0. %%: Al – следы, определенные микрорентгеноспектральным методом на спектрометре энергетической дисперсии INCAPentaFETx3 при помощи автоэмиссионного сканирующего электронного микроскопа ULTRA 55.

В промышленных условиях, при раскислении стали в сталеразливочном ковше в процессе выпуска плавки, как правило, образуются неравновесные НВ в виде жидкой фазы, причиной образования которых является переокисленность металла в результате интенсивного взаимодействия падающей струи с кислородом воздуха и которые значительно труднее удаляются из жидкого металла чем НВ твердой фазы.

АНАЛИЗ СТРУКТУРНО-ХИМИЧЕСКОГО СОСТОЯНИЯ СИЛИКАТОВ ЖЕЛЕЗА Белов Б.Ф., Троцан А.И., Крейденко Ф.С.

Институт проблем материаловедения НАНУ, Украина, г.Киев, ipmm@mail.ru Донбасская национальная академия строительства и архитектуры, Украина, г.Макеевка Силикатные фазы, образующиеся в результате структурно-химических реакций основных компонентов мультисистемы FeO-MnO-CaO-MgO-SiO2, определяют физико химические свойства шлаковых и неметаллических включений при выплавке и ковшевой обработке стали. Структурно-химическое состояние силикатных фаз оценивается с помощью двойных и тройных полигональных диаграмм оксидных систем, построенных новым графо-аналитическим методом, во всем интервале твердых и жидких исходных компонентов. Классификация промежуточных фаз на полигональных диаграммах включает определение химического, стехиометрического и структурно-фазового состава, область гомогенности твердых и жидких растворов, температуры образования и плавления, что позволяет оптимизировать процессы рафинирования железоуглеродистых расплавов. Классификация силикатов железа выполнена с помощью полигональной бинарной диаграммы FeO-SiO2, которая представлена последовательным рядом десяти промежуточных фаз: FeO6FeOSiO (6.1/87,8/12,2/1000/-) 4FeOSiO2 (4.1/82,8/17,2/ 1150/1150) 3FeOSiO2(3.1 Э1/78,3/21,7/1100//1100) 2FeOSiO2 (2.1-ФЛ/70,6/29,4/575/1200) 3FeO2SiO2 (3.2 Э2/64,3/35,7/1150/1150) FeOSiO2 (1.1-ФС/54,5/45,5/1300/1300) FeO2SiO2 (1.2 М2/37,5/62,5/1700/1700) FeO4SiO2 (1.4/23,1/76,9/1475/-) FeO6SiO2 (1.6 М/16,7/83,3/1600/1700) FeO24SiO2 (1.24-М1/4,5/95,5/1700/1700) SiO2, где в скобках первые цифры – условные обозначения фаз на диаграмме (Э – эвтектические, М – монотектические точки, ФС – ферросилит, ФЛ -фаялит), вторые – химический состав (масс.%), третьи – температуры (0С) образования и плавления;

прочерк – отсутствие точки плавления. Структуризация силикатов железа выполнена с использованием структурных ионно-молекулярных комплексов (СИМ - комплексов), построенных в соответствии с теорией строения металлургических фаз в жидком состоянии по модели гармонических структур вещества (теория МГС - фаз). Теория МГС - фаз является дальнейшим развитием моделей идеальных ассоциированных растворов и квазиполикристаллической кластерной жидкости, которая является семейством разноупорядоченных трех-двух-моно- и нульмерных структурных элементов, образующих полиэдрическую, полигональную и статистическую жидкость.

Степень разупорядочения структурных элементов, сумма относительных долей которых равна единице, возрастает с увеличением температуры. При заданном перегреве в интервале температур плавления – кипения образуется разупорядоченная со статистической упаковкой нульмерных частиц – «идеальная» жидкость. СИМ комплексы силикатов, определяющие механизм раскисления железа кремнием, представлены полигональными ячейками в виде полимерных сеток, образующих полиэдрические ячейки. Первичная промежуточная фаза, отвечающая стехиометрической формуле 2FeOSiO2, с исходными компонентами формирует ионно молекулярную структуру остальных фаз системы.На основании проведенного анализа структурно-химического состояния жидких и твердых силикатов железа, состав которых отвечает промежуточным фазам полигональной диаграммы FeO-SiO2, установлены физико-химические закономерности их образования и структуризации, позволяющие определять свойства шлаковых и неметаллических включений при раскислении металла и шлака кремнийсодержащими присадочными материалами.

PERFECTIONNEMENT DE LA FABRICATION DES AXES DE CONCASSAGE PAR RECHARGEMENT DUR ET RECUPERATION DES ESSIEUX DE WAGON Diarra A., Dorokhov V. V., Dioubat K., Camara N., Cont Y.

(UGANC, CBG, Conakry, Bok, Guine) E-mail : amsdia2011@yahoo.fr Pour Ronald Renton, Directeur Gnral de la Compagnie des bauxites de Guine CBG, le dfi rside aujourd'hui dans la comptition avec les pays, notamment l'Australie, o les sites de production bnficient des installations de transformation sur place. Selon lui, « le dfi le plus important de la CBG, dans un futur proche, sera de s'engager dans un srieux programme de rduction des cots afin de transformer ces rductions en revenus ».

Pour atteindre ces objectifs, nous somme parvenus fabriquer les axes de concassage partir des essieux de wagons rcuprs et les durcir par rechargement dur. Les axes sont soumis une forte usure par marteaux de concassage en limitant sa dure de vie moins de 21 jours. Le remplacement des axes et des marteaux ncessite un arrt de la ligne de broyage durant un jour. Cette opration sur 2 concasseurs munis chacun de 3 axes et 18 marteaux engendre la rduction de la production de plusieurs milliers de tonnes de bauxite par an.

L’axe du concasseur est lisse (150 mm de diamtre) et long (2220 mm), sa masse est de kg. La gamme de sa fabrication perfectionne comprend : dbitage des pices brutes la scie, centrage et taraudage l’alseuse, tournage avec rainurages larges des six surfaces durcir, prchauffage, rechargement dur, recuit de dtente et rectification.

Les essieux de wagon sont en aciers faiblement allis contenant environ 0,25% C, 1% Cr et 0,15%....0,30% Mo. La dure d’exploitation prvue varie de 8,5 15 ans selon le fabricant.

Aprs la rcupration la dure de vie est prolonge de 3-4 semaines. Leur prix est de 35% infrieur par rapport au prix des ronds lamins fournis par une socit belge Timken Coorpration.

Le rechargement s’effectue avec procd l’arc submerg sous flux (SAW) au tour IRCO. On applique 3 couches de 2 mm chacune. La premire sous couche d’accrochage dpose avec fils fourr Stoody 110 (acier austnitique Cr-Mn) donne aprs rechargement la duret 170- HB. Les deux dernires couches dposes avec fils Stoody 121 assurent la duret 40-44 HRC la 1-re couche et 47-51 HRC la 2-me avec carbures de Cr rpartis dans la matrice semi austnitique.

Aprs un TTh de dtente, on finit par rectification sur une rectifieuse Doimak RUA 2-300 afin d’enlever les surplus de cordons rechargs. Cette phase prend beaucoup de temps vue la puissance insuffisante de la machine pour ce genre de travail.

La pratique montre que les axes rcuprs et rechargs ont la dure de vie dpassant toujours trois semaines, donc suprieure la tenue des axes originaux. Avec leur cot de revient plus faible, ce processus technologique donne une conomie intressante la compagnie CBG.

MODERNISATION DE LA RECTIFIEUSE CYLINDRIQUE DOIMAK RUA 2- POUR L’USINAGE DES AXES DE CONCASSAGE APRES RECHARGEMENT DUR Dorokhov V.V., Diarra A., Dieng A.O., Diallo L.

(UGANC, CBG, Conakry, Bok, Guine) E-mail : vdorokhov@rambler.ru A la Compagnie des bauxites de Guine CBG, les axes de concassage durcis par rechargement jusqu’ 55 HRC sont usins sur une rectifieuse cylindrique Doimak RUA 2 3000. Selon la qualit d’usinage exige cette phase se rapporte au dgrossissage, qui est peut productive sur la machine classique cause du manque de puissance du moteur lectrique de la meule (11 kW). Avec les conditions usuelles de rectification, cette limite ne permet que l’avance de balayage jusqu’ 20 mm/tr (le rapport « avance de la pice/paisseur de la meule » correspond 0,25), alors que pour les travaux d’bauche ce rapport recommand est de 0,3…0,7.

Le choix d’un moteur plus puissant tait bas sur le calcul de l’avance maximale provoquant la flexion de la pice tolre par sa prcision. Les calculs ont montr, que la rigidit faible de la pice (L/D15) avec l’avance de pntration automatique max disponible (0,05 mm/course) permet une avance jusqu’ 50 mm/tr. A travers de l’effort tangentiel correspondant l’avance augmente on a trouv la puissance ncessaire du moteur (20,5 kW). Le choix effectu du moteur asynchrone triphas standard de 22 kW doit permettre la rectification des axes de concassage avec les paramtres plus forts, savoir : vitesse de coupe : 32…20 m/s, vitesse de rotation de la pice : 26,7 m/min, avance de pntration : 0,05 mm/course, avance longitudinale de la pice : 50 mm/tr.

Ces conditions de coupe modifies ont t vrifies par estimation des erreurs d’usinage dues aux dformations lastiques du systme M-O-P. La dformation de la meule tait nglige. La flche de la pice est dtermine l’aide d’un logiciel RDM. L’cart max du diamtre au milieu de la pice correspond la qualit IT11 selon ISO.

L’usinage des axes de concassage sur la rectifieuse modernise avec les paramtres de coupe plus forts permet d’obtenir la qualit exige et de rduire 2,5 fois le temps technologique et par suite de diminuer sensiblement le cot de revient de fabrication.

ПІДВИЩЕННЯ КОРОЗІЙНОЇ СТІЙКОСТІ СТАЛІ 20 ПРИ ЕЛЕКТРОЛІТИЧНОМУ БОРУВАННІ М.М. Власенко Донецький національний технічний університет, Донеьк, Україна Корозія металевих труб, особливо сталевих, веде до величезних витрат металу, скорочує термін служби водопровідних ліній, є причиною аварій і витоків води, збільшує шорсткість внутрішньої поверхні стінок труб і, отже, втрати напору в них, що зв'язане з додатковими витратами на подачу води. Корозії піддається як зовнішня, так і внутрішня поверхнi стінок труб. Таким чином, корозія труб викликає збільшення як будівельних, так і експлуатаційних витрат в системах водопостачання. У останні часи широкого поширення набув метод нанесення неметалічних покриттів на поверхню сталевих виробів. Одним з таких методів є борування.

Одним з ефективних способів поверхневого зміцнення і підвищення корозійної стійкості сталей є борування. Зусилля багатьох вітчизняних і закордонних учених спрямовані на удосконалювання цього процесу, про що свідчать сотні публікацій, узагальнених у монографіях [1,2]. Підвищений інтерес до процесу борування обумовлений можливістю одержання в поверхневій зоні оброблюваних виробів моно- чи багатофазних боридных шарів, що характеризуються унікальним комплексом фізико-хімічних властивостей і його прийнятністю для обробки широкої гами конструкційних і інструментальних сталей та сплавів [3,4].

При проведенні електролізного борування на поверхні зразків було отримано дві боридні фази: Fe2B i FeB, але товщина шару FeB не перевищувала 10 мкм. Шар Fe2B мав більш значну протяжність, яка залежить від тривалості процесу борування.

Корозійна стійкість борованої сталі 20 зросла у 5 разів по відношенню до електрохімічної корозії і у 2 рази по відношенню до газової корозії.

Литература 1. Ворошнин, Л. Г. Борирование промышленных сталей и чугунов: Справ. пособие [Текст] / Л. Г. Ворошнин. – Минск.: Беларусь, 1981. – 205 с. - ISBN 5-1426723-А.

2. Белкин П.Н. Электрохимико-термическая обработка металлов и сплавов [Текст] / П. Н. Белкин. - М.: Мир, 2005. - 336 с.: ил. - Библиогр.: с. 303-333 (355 назв.). ISBN 5-03-003713-6 : 1485 тг.

3. Змий В. И., Картмазов Г.Н., Карцев Н.Ф. и др. Комплексные боридные покрытия применительно к повышению коррозионной стойкости стальных труб в условиях воздействия кавитационно-эрозионных сред [Текст] / В.И. Змий, Г.Н. Картмазов, Н.Ф. Карцев и др. // Вопросы атомной науки и техники. Серия: Физика радиационных повреждений и радиационное материаловедение. – 2010. - №5 (96). – С. 84-88.

4. Мамонова А.А. Особенности фазового состава и тонкой структуры боридных слоев спеченных порошковых сталей [Текст] / А.А. Мамонова Ресурсозберігаючі технології виробництва та обробки тиском матеріалів у машинобудуванні. Збірник наукових праць.- Луганськ.: 2012.- 336 с.- ISSN 2218-1806.

5. http://vsvetl.chat.ru МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОДУВКИ РАСПЛАВА В ЭЛЕКТРОДУГОВЫХ ПЕЧАХ Живченко В. С., 2Фролова С. А., 3Канищев Р. А., 3Фролова О. М.

GmbH «Swiss Steel Fire GmbH», Цюрих, Швейцария Донбасская национальная академия строительства и архитектуры, г. Макеевка Технический университет, г. Кошице, Словакия E-mail: primew65@mail.ru С целью установки траектории движения потоков было проведено сравнительное физическое моделирование для электродуговых печей с помощью продувочных пробок и предлагаемого продувочного устройства. При выборе модели продувочного устройства параметрами, влияющими на гидродинамику происходящих процессов при прохождении газового потока в жидкости скорость подъема газовых пузырей в жидкости ;

плотность жидкости ;

диаметр газовых пузырей d;

поверхностное натяжение газ-жидкость ;

вязкость жидкости v;

ускорение свободного падения g;

характерный размер L. Эти параметры входят в гидродинамические критерии Рейнольдса, Вебера и Фруда и стационарный процесс продувки стали в ковше газом с целью рафинирования может быть выражен зависимостью = f (We;

Fr;

Re). На рис.1 приведена фотография физического моделирования продувки расплава на водяной модели с помощью продувочных пробок, на которой отчетливо просматриваются застойная зона в центральной части ванны, внутренний циркуляционный контур и периферийные циркуляционные потоки внешнего контура.

Рис. 1. Моделирование процесса продувки Рис. 2. Моделирование процесса продувки расплава в электродуговой печи продувки расплава в электродуговой с помощью трех продувочных пробок печи с помощью продувочного устройства в виде строчечно-каппилярных секций Использование строчечно-капиллярных секций способствовало получению мелкопузырькового газового потока, разделенного на отдельные шлейфы, при такой структуре газового потока отсутствует застойная зона в расплаве и химические реакции (скорость которых существенно увеличивается) взаимодействия жидкости и газовой фазы протекают на некотором расстоянии от поверхности секции, не смешиваясь, не зависимо от интенсивности продувки. Результаты промышленного внедрения корректно согласуются с результатами физического моделирования на холодных моделях.

ОСОБЕННОСТИ ПЕРЕКООРДИНАЦИИ АТОМОВ ПРИ ФОРМИРОВАНИИ ИНТЕРФЕЙСА ГРАФЕНА И НАНОКЛАСТЕРОВ ПЕРЕХОДНЫХ МЕТАЛЛОВ (NI, Cu, Pd) ПО ДАННЫМ МД-МОДЕЛИРОВАНИЯ Курбанова Э.Д., Полухин В.А.

Институт металлургии УрО РАН, Россия, Екатеринбург kurbellya@mail.ru Исследования интерфейсных структур графен/металл представляют интерес для решения прикладных задач в области оптоэлектроники, учитывая уникальные свойства теплопроводности графеновых субстратов. Особый интерес представляют гетероструктурные материалы с интерфейсами кристаллических плоскостей (111) переходных металлов (ТМ: Ni, Co, Cu, Pd, Ir) с послойно нанесенными на них графеновыми гексогональными плоскостями. Из анализа результатов квантово механических расчетов следует, что распределение энергии в профиле интерфейса не может быть описано в рамках простых парных моделей по типу Леннарда-Джонса.

Только комбинирование молекулярно динамического (МД) моделирования и первопринципных расчетов с корректной параметризацией многочастичных потенциальных функций, как показывают проведенные нами исследования, дает возможность построить корректную модель интерфейсной гетероструктуры и спрогнозировать свойства материалов и для реальных прототипов, применяемых при разработке функциональных элементов наноэлектроники с интефейсами G/TM.

Специально для моделирования нанокластеров и поверхности переходных металлов проведена параметризация результатов, полученных расчетами Саттона и Чена в рамках квантовой теории функционала плотности межатомных взаимодействия с учетом многочастичных эффектов. Этот вариант «метод погруженного атома» развит специально для моделирования гетероструктур (включая G/TM) и, прежде всего, динамики атомов в прилегающих к поверхностям контакта слоях с учетом не только многочастичных взаимодействий, но и эффектов дальнодействия.

В моделируемой МД-методом ячейке графеновый лист контактировал с ГЦК поверхностями (111) полиэдрических ТМ-нанокластеров с числом атомов от 561 (Ni, Pd) до 3871 (Ni, Cu). Для детального изучения и сравнительного анализа свойств физико-химических свойств моноинтерфейсных гетероструктур графен/переходный металл, связанных с конкретной спецификой металла проведено моделирование формирования интерфейса для систем с никелем и медью, имеющих относительно близкие параметры решетки, но существенно различающиеся энергиями потенциальных ям для профилей энергий связи. При этом характеристики равновесных интерфейсных расстояний в плоскостях (111) поверхностей меди и никеля также не сильно отличаются по значению от постоянной гексагональной решетки графена aG = 31/2a0 = 0,246 нм (a0 – межатомное расстояние С-С в графеновых плоскостях, равное 0,142 нм).

Различие в характере энергий связи для гетероструктур графен/медь и графен/никель определяется спецификой их электронных зонных структур, как следует из анализа электронных состояний их интерфейсов. Так для интерфейса графен/медь при межатомных расстояниях dC-Cu = 0,2243 нм уровень Ферми приближен к зонам меди, инициируя электронный перенос от зон графенового слоя к зонам металла, в то время как для расстояний dC-Cu = 0,326 нм спаривание состояний pz орбиталей атомов углерода и dz орбиталей атомов меди слабое, и электронный перенос идет из зон металла к таковым в графеновом слое.

Работа поддержана Отделением химии и наук о материалах РАН (проект №12-T-3 1022).

СТРУКТУРНО-ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЯХ СПЛАВОВ ЖЕЛЕЗА ПРИ ЭЛЕКТРОИСКРОВОМ ЛЕГИРОВАНИИ ПЕРЕХОДНЫМИ МЕТАЛЛАМИ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ КОМБИНИРОВАННЫХ НАСЫЩАЮЩИХ СРЕД Лобачва Г.Г., Иващенко Е.В.

Национальный технический университет Украины «Киевский политехнический институт», Украина, Киев, galyna@kpm.kpi.ua Непрерывно ускоряющиеся темпы развития современного производства выдвигают более высокие требования к оборудованию в плане надежности и увеличения ресурса его работы. Учитывая этот факт, возрастает необходимость улучшения эксплуатационных характеристик деталей машин, что в большинстве случаев касается лишь их рабочих поверхностей. Одним из эффективных методов поверхностной обработки является электроискровое легирование (ЭИЛ). Методом ЭИЛ можно получить покрытия с уникальными физико-механическими свойствами, имеющие хорошую прочность сцепления с обрабатываемой деталью, что позволяет значительно сократить расходы ценных металлов, наносимых на менее дорогостоящую основу. В связи с низкой энергоемкостью и экономичностью процесс ЭИЛ находит широкое применение в различных областях современного машиностроения. Однако, из-за сложности процессов, происходящих в поверхностных областях взаимодействующих металлов при искровом разряде, достаточно непросто спрогнозировать структуру, фазовый состав и свойства электроискровых покрытий.

Цель работы состоит в исследовании структурных и фазовых превращений в поверхностной зоне сплавов железа (стали Ст. 3) в процессе ЭИЛ переходными металлами (Zr, Ti, Cr), обладающими карбидо- и нитридообразующей способностью, при использовании комбинированных насыщающих сред с элементами внедрения (азот и углерод) для направленного управления свойствами получаемых покрытий.

Для достижения цели проведено двухстадийное ЭИЛ в азот- и углеродсодержащей (пропан-бутан) атмосферах, которые последовательно менялись в процессе обработки. Установлено, что характер распределения нитридных и карбидных фаз по глубине легированного слоя, а, соответственно, и микротвердость, зависят от последовательности изменения состава насыщающей среды в процессе двухстадийного ЭИЛ цирконием, титаном, хромом. Показано, что данная обработка способствует формированию на стали Ст.3 покрытий с гетерогенной структурой, в состав которых входят фазы внедрения разного типа, твердые растворы на основе железа и материала легирующего электрода, что способствует повышению микротвердости до 4-9 ГПа, а также износостойкости в 4-8 раз по сравнению с необработанной поверхностью.

В работе предложена качественная модель структурно-фазовых превращений, происходящих в поверхностных слоях сплавов железа в процессе ЭИЛ карбидо- и нитридообразующими металлами в насыщающих средах с элементами внедрения (азотом и углеродом). Модель базируется на существующих представлениях о взаимодействии нитридо- или карбидообразующего металла легирующего анода с атомами внедрения (азотом, углеродом), входящими в состав насыщающей среды, при экстремальных условиях ЭИЛ. Вследствие многократно изменяющихся полей напряжений генерируются, перемещаются и стопорятся дислокации, образуя локальные зоны скоплений, на которых возникают области предвыделений с последующим появлением дисперсных фаз внедрения, что приводит к формированию гетерогенной структуры легированного слоя с повышенными физико-механическими свойствами.

КЛАССИФИКАЦИЯ МАТЕРИАЛОВ ДВОЙНОГО НАЗНАЧЕНИЯ Луцик В.И.1, Луцык В.И.2,4, Сидоренко В.А. Тверской государственный технический университет, Россия, Тверь Институт физического материаловедения СО РАН, Россия, Улан-Удэ ООО «Центр экспертиз и консультаций», Россия, Москва Бурятский госуниверситет, Россия, Улан-Удэ, vluts@ipms.bscnet.ru Отличия обычных материалов и материалов двойного применения могут состоять в количественном выражении их технических характеристик, которые определяются как измеряемыми параметрами, так и физико-химическими особенностями систем, в которых они формируются. И экспортер, и специалист таможни нуждаются в дополнительных сведениях для идентификации такой продукции. Так, например, в списки товаров и технологий двойного назначения (Lists of Dual-Use Goods and Technologies) [1-3], в отношении которых осуществляется экспортный контроль, включают металлические сплавы, порошки металлических сплавов и легированные материалы различных типов.

Качество сплавов Ni, Nb, Ti контролируется по ресурсу длительной прочности (10 000 часов) при напряжении (МПа) и температуре (°C), или по малоцикловой усталости (более 10 000 циклов) при температуре (°C) и максимальном напряжении цикла (МПа): сплавы Ni - 676 МПа, 650°C или 550 °C, 1095 МПа;

сплавы Nb - 400 МПа, 800 °C или 700 °C, 700 МПа;

сплавы Ti - 200 МПа, 450 °C или 450 °C, 400 МПа. Сплавы алюминия контролируются по пределу прочности при растяжении:

больше 240 МПа при 200 °C или больше 415 МПа при 25 °C, а магния - по пределу прочности при растяжении больше 345 МПа и по скорости коррозии в 3-процентном водном растворе хлорида натрия менее 1 мм в год (по методике ASTM G-31).

Контроль алюминидов никеля и титана осуществляется по содержанию алюминия (15-38 вес.% - в системе Al-Ni и более 10 вес.% - в системе Al-Ti) и по наличию дополнительного легирующего металла. Требования к содержанию алюминия соответствуют областям существования интерметаллических соединений на диаграммах состояния бинарных систем. Порошки сплавов контролируются по изготовлению в контролируемой среде с использованием одного из нижеследующих процессов: а) вакуумное распыление;

б) газовое распыление;

в) центробежное распыление;

г) скоростная закалка капли;

д) спиннингование расплава и последующее измельчение;

е) экстракция расплава и последующее измельчение;

ж) механическое легирование. Мнение о том, что «экспериментальный поиск новых поликомпонентных металлических материалов фактически исчерпан» [4, с. 170], оказалось некорректным.

Достаточно сослаться на МАХ-фазы [5], которые сочетают в себе лучшие свойства металлов и керамик: обладают высокой тепло- и электропроводностью и низкими коэффициентами трения, высокой жесткостью в сочетании с низкой плотностью и большой стойкостью к повреждениям, сохраняют эти свойства при высоких температурах, характеризуются высокой термостойкостью и стойкостью к окислению, легко обрабатываются. Доклад содержит примеры (общее описание материалов, военное и гражданское применение, основные производители, внешний вид).

1. http://www.dsecu.gov.ua/control/uk/publish/article?art_id=47409&cat_id= 2. http://www.wassenaar.org/controllists/ 3. http://portal.tpu.ru/departments/head/science/export/control/Tab/spisok_tovar.pdf 4. Сыркин В.Г. Материалы будущего: О нитевидных кристаллах металлов.

М.: Наука, 1990. 192 с.

5. http://en.wikipedia.org/wiki/MAX_phases ПЛАСТИЧЕСКАЯ ДЕФОРМАЦИЯ ГИДРОСТАТИЧЕСКИ СЖАТЫХ ПРИМЕСНЫХ МЕТАЛЛОВ Малашенко В.В.1,2, Белых Н.В.3, Моисеенко В.В. Донецкий физико-технический институт НАН Украины им. А.А. Галкина, Украина, Донецк, malashenko@fti.dn.ua Донецкий национальный технический университет, Украина, Донецк Донбасская государственная машиностроительная академия,Украина, Краматорск nataliya.belykh@mail.ru Одним из наиболее перспективных методов получения новых функциональных материалов, в частности, наноматериалов, демонстрирующих уникальные физические свойства, является обработка металлов высоким гидростатическим давлением [1]. Гидростатическая обработка позволяет получать материалы, сочетающие высокую прочность с высокой пластичностью. Известно, что кристалл, подвергнутый сильному гидростатическому сжатию, проявляет нелинейные упругие свойства [2, 3]. Однако при практически используемых гидростатических давлениях в большинстве случаев деформации, созданные дефектом в кристалле, малы по сравнению с деформациями всестороннего сжатия давлением. В этом случае описание внутренних напряжений в гидростатически сжатом кристалле сводится к обычной линейной теории упругости с перенормированными упругими модулями. В частности, дислокации и точечные дефекты описываются обычным образом с заменой геометрических параметров дефектов их значениями в гидростатически сжатых кристаллах [3]. Высокое гидростатическое давление не создает силу, действующую на дислокацию, однако изменяет величину взаимодействия дислокаций как между собой, так и с точечными дефектами. Воспользовавшись моделью, предложенной в работах [4 7], приходим к выводу, что высокое гидростатическое давление оказывает существенное влияние на спектр дислокационных колебаний: с увеличением давления увеличивается спектральная щель, созданная коллективным воздействием дефектов на дислокацию, в результате чего сила динамического торможения становится функцией давления. В области независимых столкновений дефекта с дислокацией сила торможения возрастает сильнее, чем в области коллективного взаимодействия, а область динамической неустойчивости дислокационного движения уменьшается.

Увеличение силы торможения приводит к росту величины деформирующих напряжений. Численные оценки, выполненные для алюминия, молибдена, магния и вольфрама, показали, что при давлении 109 Pa рост примесного вклада в напряжение может составлять 10% и более.

Литература 1. V. Varyukhin, Y. Beygelzimer, R. Kulagin, O. Prokof'eva, A. Reshetov, Materials Science Forum, 667 (2011).

2. Косевич А.М. Дислокации в теории упругости. Киев: Наукова думка, 1978, 220 с.

3. Косевич А.М., Токий В.В., Стрельцов В.А. ФММ. Т.45. № 6. С. (1978).

4. V.V. Malashenko, Physica B: Phys. Cond. Mat., 404, 3890 (2009).

5. V.V. Malashenko, Modern Рhys. Lett. B., 23, 2041 (2009).

6. В.В. Малашенко, ФТТ, 53, 2204 (2011).

7. В.В. Малашенко, ЖТФ, 2011, 9, 67 (2011).

ПРЕДЕЛ ТЕКУЧЕСТИ НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ МЕДИ С ВЫСОКОЙ КОНЦЕНТРАЦИЕЙ ПРИМЕСИ Малашенко В.В.1,2, Малашенко Т.И.2, Белых Н.В. Донецкий физико-технический институт НАН Украины им. А.А. Галкина, Донецк, Украина, malashenko@fti.dn.ua Донецкий национальный технический университет, Донецк, Украина Донбасская государственная машиностроительная академия, Краматорск,Украина Важная роль в решении проблемы создания перспективных функциональных нанокристаллических материалов, сочетающих высокую прочность с высокой пластичностью, принадлежит методу гидроэкструзии [1]. Довольно часто в нанокристаллах содержатся примеси, попавшие в них в процессе получения либо специально добавленные для повышения термостабильности исходного структурного состояния. Примесные добавки позволяют не только стабилизировать ультрамелкое зерно, но и сохранить высокий уровень предела текучести ультрамелкозернистых материалов [2]. При дальнейшем использовании эти заготовки могут быть подвергнуты высокоскоростному нагружению, в частности, при высокоскоростной обработке, ковке, формовке. При этом для многих металлов зависимость напряжения течения от скорости деформирования резко усиливается, что обусловлено их переходом в динамический режим преодоления барьеров, создаваемых структурными несовершенствами кристалла [3]. Присутствие примеси в этом случае может оказать влияние на величину динамического предела текучести. Хотя в ультрамелкозернистых материалах содержится обычно не более одной дислокации, тем не менее дислокационная плотность в процессе пластической деформации может быть довольно высокой:

d 2, где d – размер зерна. Так, для d 1 m плотность дислокаций 1012 m2, а если d 10nm, получим значение 1016 m2. Воспользовавшись подходом, развитым в работах [4-6], получим следующее выражение, описывающее вклад примесей в величину динамического предела текучести нанокристаллических материалов n01/ 3 2 2 / d, (1) K c3 R где R – радиус примеси, – параметр ее несоответствия, – модуль сдвига, K – плотность кристалла, c – скорость распространения поперечных звуковых волн в кристалле, n0 – безразмерная концентрация примесей, – средняя плотность дислокаций в материале, b – модуль вектора Бюргерса дислокации, – скорость пластической деформации. Численные оценки для нанокристаллической меди (d= nm, n0 3 103, 1011 m2, 2 103 s-1 ) показали, что вклад примесей в предел текучести может составлять 10% и более.

Литература 1. V. Varyukhin, Y. Beygelzimer, R. Kulagin, O. Prokof'eva, A. Reshetov, Materials Science Forum, 667 (2011).

2. A.B. Lebedev, S.A. Pulnev, V.I. Kopylov, Yu.A. Burenkov, V.V. Vetrov, O.V.

Vylegzhanin, Scripta Mater., 35, 1033 (1996).

В.С. Красников, А.Ю. Куксин, А.Е. Майер, А.В. Янилкин, ФТТ, 52, 3.

(2010).

4. V.V. Malashenko, Physica B: Phys. Cond. Mat., 404, 3890 (2009).

В.В. Малашенко, ФТТ, 53, 2204 (2011).

5.

В.В. Малашенко, ЖТФ, 2011, 9, 67 (2011).

6.

ВПЛИВ ТЕХНОЛОГІЇ ВИРОБНИЦТВА СТАЛІ 20Х2Н4А НА ЇЇ СТРУКТУРУ ТА ВЛАСТИВОСТІ ПІСЛЯ ХТО Марчук С.І., Петрущак С.В.

Донецький національний технічний університет, Україна, Донецьк psv304@mail.ru На машинобудівних підприємстві досить часто беруть лом з дорогої сталі 20Х2Н4А та переробляють її електрошлаковим переплавом. Тому для дослідження було вирішено взяти зразки з цієї сталі і провести порівняння хімічного складу і властивостей зі сталлю, виробленою звичайним металургійним способом. Взявши до уваги те, що крім перевірки цементованого шару на підприємстві, в сталі яка була виготовлена ЕШП, більше нічого контролю не підлягає.

Сталь 20Х2Н4А є цементуємою конструкційною сталлю для виготовлення крупних деталей, від яких потрібне поєднання високої міцності, пластичності, в'язкості і твердості при хорошій прогартовуванності, – відповідальні шестірні, вали, ролики, поршневі пальці.

Деталі із сталі 20Х2Н4А можна обробляти по декількох режимах термічної обрботки. Найбільш часто зустрічається на практиці режим, що полягає в газовій цементації при 930C з обмеженням насичення вуглецем на другій стадії до 0,9...1,0%, наступному високому відпуску при 6500С, гартуванню з температури 840С і низькому відпуску при 180С. Другий режим передбачає також двохстадійну цементацію, що забезпечує в цементованному шарі не більше 0,73% вуглецю, гартування з 850С і низький відпуск при 180С.

В якості матеріалу для дослідження були взяті зразки зі сталі 20Х2Н4А, яка виплавляється елекрошлаковим переплавом, та зразки, виплавлені звичайним металургійним шляхом.

Результати досліджень дозволяють зробити наступні висновки:

після електрошлакового переплаву хімічний склад сталі 20Х2Н4А відповідає хімічному складу за стандартом;

вихідна структура сталі має істотню відмінність, а саме структуру з легким ступенем смугастості, що пов’язано з деформацією початкової заготовки;

структура сталі, виготовленої ЕШП, характеризується дендритною ліквацією, осі яких заповнюють ферит та перліт, а міждендритні відстані – бейніт;

мікроструктура сталі, виготовленої металургійним способом, представляє собою ферито-перлітну структуру;

глибина цементованного шару практично однакова для обох видів виплавки і складає 0,7-0,8 мм. Але, для сталі виплавки ЕШП, глибина дуже помітно змінюється, що дуже залежить від вихідного стану сталі;

після відпалу в сталі на поверхні є суцільна сітка, а після гартування подроблена сітка;

твердість сталі ЕШП виробництва трохи вище, що також корелює з даними рентгеноструктурного аналізу;

кількість залишкового аустеніту в сталях обох виплавок після термічної обробки з проміжним високим відпуском нижче, ніж без нього.

Кількість залишкового аустеніту з використанням проміжного високого відпуску та без нього нижче, ніж у сталі металургійного виробництва. Тоді, на підставі отриманих результатів слід визнати, що використання сталі ЕШП є доцільним. Рекомендується наступний режим кінцевої термічної обробки, який складається з цементації, високого відпуску та гартування з окремого нагріву при температурі 820-850С.

СТОИМОСТЬ И НАПРАВЛЕНИЯ ЭКОНОМИИ МЕТАЛЛОПРОДУКЦИИ Нагорная Н.П.

Донецкий национальный университет экономики и торговли имени Михаила Туган-Барановского, Украина, Донецк, v.shust@yandex.ru Материалы, в том числе металлопродукция, должны не только обладать требуемыми потребительскими свойствами, но и быть дешевыми.

Стоимость металла – один из основных факторов возможности и целесообразности его применения как в чистом виде, так и в сплавах.

Стоимость сортовой качественной углеродистой кипящей и полуспокойной стали (10кп, 08пс и т.п.) мало отличается от стоимости сталей обыкновенного качества (Ст1, СтЗ и т. п.). Чем больше размеры и меньше сложность изготовления сортового проката, тем ниже его стоимость. Считается, что наиболее сложным в изготовлении является тонколистовой прокатный профиль. Стоимость легированной стали зависит от ее химического состава, процентного содержания тех или иных легирующих элементов, размера, сложности изготовления и обработки изделия. Стали, содержащие дорогие элементы (никель, вольфрам, медь и др.), в том числе и ферросплавы, имеют сравнительно высокую стоимость. При решении вопроса о выборе сталей или покупке стального изделия ориентиром может служить коэффициент экономической целесообразности их использования (табл. 2), а также справочная информация поставщиков товаров. Высокую стоимость имеют коррозионностойкие стали (марок 12X13, 08Х18Н10, 09X15Н8Ю и др.). Они в 2-3 раза дороже углеродистых. Чем меньше углерода в хромоникелевых коррозионностойких сталях, тем выше их стоимость. Если в этих сталях никель заменить менее дефицитным марганцем, стоимость их уменьшается.

Таблица 2.Относительная стоимость некоторых низколегированных сталей и коэффициенты экономической целесообразности их использования Марка стали Относительная стоимость Коэф. экономической целесообразности использования стали СтЗ 1,0 1. 10Г2С1 1,16 1, 14Г2 1,1 1, 09Г2С 1,13 1, 17ГС 1,1 1, 10ХСНД 1,62 1, Стоимость кислотостойких сталей (06ХН28МДТ, 0Х16Н40М5ДЗТЗЮ и др.), которые содержат большое количество хрома, никеля, молибдена, титана, в 7-8 раз выше, чем стоимость углеродистых сталей. Довольно дорогие жаропрочные железоникелевые сплавы (ХН38ВТ, ХН35ВТЮ и др.) – в 11-13 раз дороже углеродистых. Самую большую стоимость имеют высоколегированные стали марок Х23Ю5, Х20Н80 и др. Обладая высоким электросопротивлением и большим процентным содержанием легирующих элементов, они в 20-30 раз дороже низколегированных хромоникелевых сталей. На стоимость готового изделия влияют вид прокатки и покрытия, точность изготовления, методы получения, изготовления и обработки, качество и т.д. Наряду с успехами металлургии по снижению себестоимости и увеличению конкурентоспособности отечественной металлопродукции есть и неиспользованные резервы. Например, в настоящее время в Украине получение проката непрерывной разливкой стали составляет 19%, тогда как в США – 80%.

Привлечение новых инвестиций, переход на новые технологии, замена устаревшего оборудования могут способствовать улучшению ситуации в металлургическом комплексе Украины уже в ближайшее время.

ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ НАГРЕВА ПОД ЗАКАЛКУ НА СВОЙСТВА ЛАТУНИ Л63 ПРИ УПРОЧНЯЮЩЕЙ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ Олиферчук А. А.

ГВУЗ «Донецкий национальный технический университет», Украина, Донецк Объектом исследования является латунь Л63, которая подвергалась упрочняющей термической обработке с закалкой от различных температур с последующим старением. Образцы были отобраны из прутка диаметром 25 мм, который предварительно подвергали рекристаллизационному отжигу. Для исследования латунь марки Л63 подвергали закалке от разных температур. Выбор температур нагрева под закалку (450-470С, 700-720С, 820-840С) был обусловлен желанием получить разный фазовый состав сплава. Первая температура является немного выше температуры упорядочения -фазы, но при быстром нагреве можно ожидать растворение частиц хрупкой и твердой упорядоченной /-фазы и образование небольшого количества пластичной -фазы в нагретом состоянии. Нагрев до 700-720С позволяет получить в нагретом состоянии двухфазную структуру (+) с достаточно большим количеством -фазы. При температуре нагрева 820-840С следует ожидать получения в нагретом состоянии однофазной структуры, которая состоит из кристаллов -фазы. После закалки проводили старение при 230-250С разной длительности.

Зависимость твердости от длительности выдержки при старении латуни Л63, закаленной от разных температур, представлена на рис. 1.

Рис. 1. Зависимость твердости латуни Л63 проведения закалки от разных температур (Т) от длительности выдержки на протяжении старения при 230 250С.

После проведения закалки от разных температур были выполнены измерения твердости, изготовлены микрошлифы и проведены металлографические исследования.

Из рис. 1 видно, что для всех образцов характер изменения твердости от времени выдержки при старении подобен. Но, независимо от времени выдержки, наблюдается сохранение разного уровня твердостей, обусловленного предыдущей обработкой.

Образцы, закаленные от 820-840С имеют показатели твердости приблизительно на 15 20% больше, чем после закалки от 450-470С и являются более высокими, чем после закалки от 700…720С. После закалки от 700-720С получили показатели, находящиеся в интервале между вышеуказанными значениями. При увеличении времени выдержки при старении от 45 до 75 минут наблюдается резкое повышение твердости латуни.

Максимальное упрочнение имеет место при выдержке на протяжении 75 минут.

Следовательно, при температуре старения 230-250С оптимальной является выдержка 75±5 минут. Проведение такой обработки позволяет получать наиболее высокие показатели твердости. Таким образом, проведение закалки латуни Л63 от различных температур приводит к снижению твердости латуни в сравнении с исходным состоянием. В результате закалки от 820...840С формируется структура мартенситного типа. Старение при 230...250С обеспечивает повышение твердости латуни. Максимум твердости фиксировали в случае старения длительностью 75 минут. Дальнейшее повышение длительности выдержки при старении приводит к некоторому разупрочнению сплава.

ОПРЕДЕЛЕНИЕ ХАРАКТЕРИСТИК ПОГЛОЩЕНИЯ ЭНЕРГИИ ПРИ МИКРОИНДЕНТИРОВАНИИ ИНСТРУМЕНТАЛЬНЫХ СПЛАВОВ Пашинский В.В., Субботина М.Г.

ГВУЗ «Донецкий национальный технический университет», кафедра Физического материаловедения, Украина, Донецк, pbm-box@mail.ru Определение значений энергии, которые могут быть поглощены хрупкими инструментальными материалами без макроразрушения, является актуальной задачей материаловедения. Целью работы было оценка способности инструментальных сплавов диссипировать энергию, приложенную к их поверхности при нагружении микрообъемов. Материалами для исследования были: 1 – сталь Х12Ф1, закаленная от 1100С;

2 – твердый сплав ВК30;

3 – порошковый сплав TiC-NiTi (50%мас.TiC). В работе был использован метод кинетического индентирования. В результате были получены кривые, вид которых изображен на рис.1. Установленные характеристики материалов приведены в таблице 1.

а) б) Рис. 1. Кривые кинетического индентирования: а) пример типичной кривой [1];

б) данные, полученные на образце из стали Х12Ф1. Pmax – максимальная прилагаемая сила индентора (0,5Н), hf – глубина восстановленного отпечатка, hmаx – глубина невосстановленного отпечатка, he – величина упругого внедрения We – энергия упругого восстановления, Wpl – энергия, поглощаемая и рассеиваемая образцом в цикле нагружения-разгрузки.

Таблица 1 – Установленные характеристики материалов hf, мкм HV(через hf), Wpl, 10-9Дж Wобщ, 10 Материал Е, ГПа Wpl/Wобщ, % ГПа Дж Х12Ф1 283,6±1,2 1,17±0,01 13±0,3 195±3,6 258±2,8 75±0, ВК30 238,3±13,3 1,40±0,01 10±1,3 270±20,1 332±20,7 81±1, 25±2, TiC-NiTi 358,8±11,1 0,87±0,04 136±6,2 201±6,7 68±1, Таким образом, было установлено, твердый сплав ВК30 поглощает и рассеивает энергию большую, чем сталь Х12Ф1 и порошковый сплав TiC-NiTi при одинаковых условиях нагружения. Доля Wpl от общей приложенной энергии для сплава ВК30 также максимальная (81%). Такие результаты дают возможность предположить, что для макроразрушения сплава ВК30 потребуется совершить большую работу, чем для стали Х12Ф1 и спеченного сплава TiC-NiTi.

Литература 1. Головин Ю.И. Наноиндентирование и механические свойства твердых тел в субмикрообъемах, тонких приповерхностных слоях и пленках (Обзор) / Ю.И. Головин // Физика твердого тела. – 2008. – Вып.12. Т. 50. – С. 2113-2142.

КАТАЛИТИЧЕСКАЯ СИСТЕМА N-ГИДРОКСИФТАЛИМИД/СО(II) В ПРОЦЕССЕ ПОЛУЧЕНИЯ ТЕРЕФТАЛЕВОЙ КИСЛОТЫ Плехов А.Л., Опейда Л.И., Кущ О.В, Опейда Й.А.

Институт физико-органической химии и углехимии НАН Украины, Р. Люксембург, 70, 83114 Донецк, Украина, pliekhov@gmail.com В современном строительстве широко используются полимерные соединения для изготовления конструкционных и отделочных материалов, требуемых при инженерно-технической эксплуатации помещений. На сегодняшний день, полиэтилентерефталат является одним из наиболее восстребованных материалов на рынке. Постоянно возрастающий спрос на полиэтилентерефталат стимулирует быстрый рост производства мономеров, в первую очередь терефталевой кислоты (ТФК), необходимых для синтеза полимера. Наиболее широко используемый метод получения ТФК - жидкофазное окисление п-ксилола (п-КС) с использованием смешанного кобальт-марганец-бромидного катализатора при температуре 200° С и давлении 30 атмосфер. Недостатками метода является агрессивность реакционной смеси, образование токсичных бромпроизводных и распад растворителя – уксусной кислоты, при высокой температуре и давлении. Известно, что применение каталитической системы N-гидроксифталимид (NHPI) - ацетат кобальта в процессах прямого окисления алкилбензолов до соответствующих карбоновых кислот, позволяет проводить реакцию в более мягких условиях и решает комплекс проблем, связанных с экологией.

Каталитическая Концентрация Начальная Конверсия Выход Селективность система компонентов скорость п-КС п-ТК процесса, 10 моль/(лс) моль/л % % % - 2+ 2+ Br /Co /Mn 0,05/0,025/0,025 0,6 12 1 2+ NHPI/Co 0,04/0,002 4,1 35 48 2+ 2+ NHPI/Co /Mn 0,04/0,001/0,001 4,6 40 52 T = 338 K, P = 760 мм.рт.ст., С(п-КС) = 3,6 моль/л, Растворитель - уксусная кислота, t = 3 часа.

Полученные экспериментальные данные по жидкофазному окислению п-КС с использованием каталитической системы NHPI/Со(II) показывают преимущества данного метода, среди которых: более высокая скорость окисления и, как следствие, более высокая конверсия субстрата в мягких условиях (T=65°C, P(О2)=1атм.). Также следует отметить, что применение NHPI позволило снизить концентрацию солей тяжелых металлов в 12 раз по сравнению с кобальт-марганец-бромидным катализатором. Совместное использование солей кобальта и марганца в кобальт марганец-бромидном катализе приводит к синергетическому эффекту, однако, совместное использование соли марганца с каталитической системой NHPI/Co2+ значительно не увеличивает скорость реакции. При температуре 65° С во всех случаях процесс идет с образованием только промежуточных продуктов - п-толуиловой кислоты (п-ТК) и п-толуилового альдегида. п-ТК была выделена и подвержена дальнейшему окислению (С(п-ТК) = 0,1 моль/л) при более высокой температуре (Т= 90° С). В результате была получена ТФК с выходом 10 % за 3 часа, начальная скорость реакции составила 0,210-5моль/(лс). При добавлении соли марганца в систему NHPI/Co2+ было обнаружено значительное увеличение скорости реакции, удалось получить ТФК с выходом 73 %, селективность процесса составила 90 %.

ВЛИЯНИЕ УСЛОВИЙ ПРЕДВАРИТЕЛЬНОЙ ОБРАБОТКИ ПРОКАТА ДЛЯ ХОЛОДНОЙ ВЫСАДКИ НА СТРУКТУРУ И ТВЁРДОСТЬ СТАЛИ 40Х ПОСЛЕ ЗАКАЛКИ Пустовит А.С.

Донецкий национальный технический университет, Украина, г. Донецк Известно, что стали для холодной высадки должны иметь в свом исходном состоянии структуру зернистого перлита определнного бала. Такая структура в сравнении со структурой пластинчатого перлита характеризуется лучшей технологичностью в процессе формообразования изделия в холодном состоянии и обладает рядом достоинств. Основными из них являются: равномерное распределение карбидных частиц в ферритной матрице, низкая тврдость, высокая пластичность, обеспечивающие хорошую штампуемость, обрабатываемость резанием;

минимально возможная удельная поверхность карбидных частиц и, как следствие этого, медленная диссоциация их при аустенитизации, задержка роста зерна аустенита;

меньшая склонность к перегреву и образованию трещин при закалке, отсутствие склонности к структурному наследованию (восстановлению крупного аустенитного зерна).

Целью данных исследований явилось изучение влияние исходной структуры стали 40Х на е структуру и тврдость после закалки. Образцы для исследований отбирали в условиях Дружковского метизного завода из бунтов, подвергнутых сфероидизирующему отжигу по заводскому режиму. Образцы из серии №№ 2 и вырезали из бунтов стали, сфероидизирующему отжигу которых предшествовала калибровка на диаметр 21,6 мм. Серии отличались местом вырезки образцов по высоте бунта. Образцы серии №1 вырезали из бунта, не подвергавшегося калибровке перед отжигом. Образцы из серии №4, аналогичные по условиям отбора из серии №1, перед закалкой подвергались нормализации. Далее образцы из этих серий подвергали закалке с нагревом до температур 850-860оС с последующим охлаждением в масле. После сфероидизирующего отжига металлографическим методом определяли долю зернистого перлита в структуре стали. После закалки измеряли тврдость (HRC) по сечению образцов и анализировали характер структуры стали. Результаты измерений приведены в таблице.

Таблица – Результаты оценки степени сфероидизации цементита после отжига и тврдости стали 40Х после закалки.

Единицы Серия Серия Серия Серия Показатель измерения 1 2 3 Степень сфероидизации % 80-85 95-100 85-90 цементита после отжига Тврдость стали после закалки 53±1 56±0,5 55±0,5 51± HRC Анализ полученных результатов показывает, что предшествующая холодная пластическая деформация при калибровке способствует повышению степени сфероидизации цементита в процессе сфероидизирующего отжига. Установлено, что повышение степени сфероидизации цементита перед закалкой обеспечивает получение более высокой тврдости закалнной стали и измельчение е структуры. Наиболее низкая тврдость закалнной стали была получена в образцах, подвергавшихся предварительной нормализации, когда в структуре наблюдали более крупные иглы мартенсита.



Pages:     | 1 |   ...   | 2 | 3 || 5 |
 





<

 
© 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.