авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

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


Pages:   || 2 | 3 | 4 | 5 |   ...   | 10 |
-- [ Страница 1 ] --

МИНИСТЕРСТВО ОБРАЗОВАНИЯ И НАУКИ РФ

Томский политехнический университет

X Всероссийская школа-семинар

с международным участием

г. Томск, 9 –

11 сентября 2010 г.

"Новые материалы.

Создание, структура, свойства-2010"

ТРУДЫ

Министерство образования и науки РФ

_

X Всероссийская школа-семинар

с международным участием

"Новые материалы.

Создание, структура, свойства-2010" г.Томск г. Томск, 9 – 11 сентября 2010 г.

ТРУДЫ Издательство Томского политехнического университета 2010 УДК: 669.15.621 НОВЫЕ МАТЕРИАЛЫ. СОЗДАНИЕ, СТРУКТУРА, СВОЙСТВА – 2010 Труды X Всероссийской школы-семинара. – Томск: Изд-во Томского политехнического университета, 2010. – 350 с.

В сборнике представлены доклады X Всероссийской школы семинара студентов, магистрантов, аспирантов и молодых ученых «Новые материалы. Создание, структура, свойства – 2010». Обсуждаются результаты исследований молодых ученых в области современного материаловедения.

Предлагаемые работы посвящены решению проблем создания современных конструкционных материалов с повышенными характеристиками на основе современных подходов при формировании структуры материала (наноматериалы) и использовании высоких технологий при получении и обработке материалов. Новые подходы и новые идеи могут найти свое практическое приложение в повышении надежности работы деталей машин и оборудования в химической, атомной, энергетической и других отраслях промышленности.

Материалы сборника трудов представляют интерес для студентов и молодых ученых, занимающихся проблемами материаловедения.

УДК 669.15. © Томский политехнический университет, кафедра ММС, Содержание Секция ПРОБЛЕМЫ ПРОЧНОСТИ СОВРЕМЕННЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ СВОЙСТВА ПОРИСТЫХ ПОЛИМЕРНЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ СВМПЭ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ СВОБОДНОГО СПЕКАНИЯ Смачная О.В, Панин С.В., Степанова И.В.………………………………...…. ВЛИЯНИЕ ИМПЛАНТЦИИ ИОНАМИ AlBx НА ТРИБОТЕХНИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ СВЕРХВЫСОКОМОЛЕКУЛЯРНОГО ПОЛИ ЭТИЛЕНА (СВМПЭ) Полтаранин М.А., Панин C.В.…………………………………….....………... РАСЧЁТ ДИАГРАММ НАГРУЖЕНИЯ МАЛОУГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ -Fe С УЧЁТОМ ЛОКАЛИЗАЦИИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМА ЦИИ В ШЕЙКЕ ПЛОСКОГО ОБРАЗЦА ПРИ РАСТЯЖЕНИИ Дерюгин Е.Е., Кичуткина О.К..……………………………...……….………... РАСЧЁТ ДИАГРАММ РАСТЯЖЕНИЯ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ Al + 3% MgС УЧЁТОМ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ В ЗОНЕ ФОР МИРОВАНИЯ ШЕЙКИ Дерюгин Е.Е., Суворов Б.И., Сухомлинова М.С.…………………………….. ПРИМЕНЕНИЕ ПРОГРАММНОГО КОМПЛЕКСА ANSYS ДЛЯ РАСЧЕ ТА НДС ОБРАЗЦОВ Д16АТ С КОНЦЕТРАТОРАМИ НАПРЯЖЕ НИЙ Куприянов С.

Н., Панин С.В., Бяков А.В.………….......................................... ПОВЫШЕНИЕ УСТАЛОСТНОЙ ПРОЧНОСТИ ОБРАЗЦОВ СТАЛИ 30ХГСН2А ИОННОЙ ИМПЛАНТАЦИЕЙ ALB+ И N+ Власов И.В., Панин С. В., Сергеев В.П.……………………………………… ИССЛЕДОВАНИЕ И КОЛИЧЕСТВЕННАЯ ОЦЕНКА ЭВОЛЮЦИЯ ДЕ ФОРМАЦИОННОГО РЕЛЬЕФА ПЛЕНОК АЛЮМИНИЙ НА ПОД ЛОЖКЕ Д16АТ ПРИ ЗНАКОПЕРЕМЕННОМ ИЗГИБЕ Срайыл З.Б., Панин С.В., Полтаранин М.А..…………………….…………... ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕ СКИХ СВОЙСТВ ТЕХНИЧЕСКОГО ЧИСТОГО ТИТАНА ВТ1-0 В РЕЗУЛЬТАТЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМА ЦИИ Чабанец А.А., Ерошенко А..Ю.…………..…………………………................ ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ЦИР КОНИЙ-НИОБИЕВОГО СПЛАВА ПОСЛЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛА СТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ ПРИ РАЗЛИЧНЫХ ДЕФОРМАЦИ ОННЫХ РЕЖИМАХ Содержание Олейникова Е.В., Ерошенко А.Ю...…………………………………………… СНИЖЕНИЕ ОСТАТОЧНЫХ ВНУТРЕННИХ НАПРЯЖЕНИЙ В ТЕР МОУПРОЧНЯЕМЫХ ДЕФОРМИРУЕМЫХ АЛЮМИНИЕВЫХ СПЛАВАХ Машкарова О. В..……………………….………………………………………. МНОГОУРОВНЕВЫЙ ПОДХОД К ИССЛЕДОВАНИЮ РОЛИ ПОВЕРХ НОСТНЫХ СЛОЁВ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ В ИХ ЗНАКОПЕРЕМЕН НОЙ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И УС ТАЛОСТНОМ РАЗРУШЕНИИ Попкова Ю.Ф., Елсукова Т.Ф.……………………………………………….... ЗАКОНОМЕРНОСТИ И МЕХАНИЗМ ЗНАКОПЕРЕМЕННОЙ ИНТЕН СИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ В СВИНЦОВЫХ ФОЛЬГАХ, ЗАКРЕПЛЕННЫХ НА ПРОЧНОЙ ПОДЛОЖКЕ Козлова Е.А., Елсукова Т.Ф., Попкова Ю.Ф..…………..…………………… ВЛИЯНИЕ ВСЕСТОРОННЕЙ ИЗОТЕРМИЧЕСКОЙ КОВКИ НА СТРУК ТУРУ, МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПРИ РАСТЯЖЕНИИ И ХА РАКТЕР РАЗРУШЕНИЯ СТАЛИ 12ГБА Ивановская Л.В., Деревягина Л.С……………………………………………... ВЛИЯНИЕ «ЖЕСТКОСТИ» НАПРЯЖЕННОГО СОСТОЯНИЯ НА МЕ ХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И ХАРАКТЕР РАЗРУШЕНИЯ СТАЛИ 30ХГСА Воробьева О.М.…..…………………………………………………................... ПЛАСТИЧЕСКОЕ ТЕЧЕНИЕ В СВАРНОМ СОЕДИНЕНИИ СТАЛИ 10Г2С ПРИ ПОВТОРНО СТАТИЧЕСКОЙ УСТАЛОСТИ Егоров В.И., Кибиткин В.В.…………………………………………………… НЕУПРУГИЕ СВОЙСТВА СПЛАВА Ti49,2Ni50,8 ПОСЛЕ БОЛЬШОЙ ПЛА СТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ Сафронова А.В., Жапова Д.Ю.………………………………………............... ИССЛЕДОВАНИЕ ПОВЕРХНОСТНОЙ ДЕФОРМАЦИОННОЙ СТРУК ТУРЫ МОНОКРИСТАЛЛОВ АЛЮМИНИЯ И МЕДИ ПРИ НЕСВО БОДНОМ ЦИКЛИЧЕСКОМ РАСТЯЖЕНИИ Гунько А.Д., Кузнецов П.В.……………………………………………………… ВЛИЯНИЕ УЛЬТРАМЕЛКОЗЕРНИСТОЙ МИКРОСТРУКТУРЫ, ПОЛУ ЧЕННОЙ РКУ ПРЕССОВАНИЕМ НА ОДНОРОДНОСТЬ СВОЙСТВ СПЛАВА НА ОСНОВЕ НИКЕЛИДА ТИТАНА Чернов Р. О., Гаврилюк А.В., Батурин А.А.…………………………………… ИЗУЧЕНИЕ ОРЕНТАЦИОННОЙ ЗАВИСИМОСТИ КРИТИЧЕСКИХ СКАЛЫВАЮЩИХ НАПРЯЖЕНИЙ, СТАДИЙНОСТИ ПЛАСТИЧЕ СКОГО ТЕЧЕНИЯ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ МОНОКРИ СТАЛОВ СТАЛИ ГАДФИЛЬДА ПРИ ОДНООСНОМ СЖАТИИ Мельников Е.В., Захарова Г.Г., Астафурова Е.Г..……………………………. ОБ ОСОБЕННОСТЯХ КАРТИН ЛОКАЛИЗАЦИИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕ ФОРМАЦИИ НА ПЛОЩАДКЕ ТЕКУЧЕСТИ В МОНОКРИСТАЛ ЛАХ СТАЛИ ГАДФИЛЬДА Закамалдина М.О., Баранникова С.А..………………………………………... ОСОБЕННОСТИ ПЛАСТИЧЕСКОГО ТЕЧЕНИЯ ПОРОШКОВ СПЛАВА Al-40Sn ПРИ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ЭКСТРУЗИИ Ляхова О.С.……………...……………………………………………………… ВЛИЯНИЕ МАРШРУТОВ РКУП НА ФОРМУ ПОРОШКОВЫХ ТЕЛ Бурыхина С.С., Русин Н.М.……………………………..................................... ЗАВИСИМОСТЬ ОТ ДАВЛЕНИЯ СТРУКТУРЫ И ПРОЧНОСТИ ПРЕС СОВКИ ИЗ ПОРОШКОВ АЛЮМИНИЯ Курбатова К.А.…………………………………………………………………. ADDING GRAFT UHMWPE AND NANOFILLERS FOR INCREASING WEAR RESISTANCE OF ULTRA-HIGH MOLECULAR WEIGHT POLYETHYLENE Piriyayon S., Panin S.V., Ivanova L.R., Kornienko L.A.……………………….. TRIBOLOGICAL PROPERTIES OF NANO-CARBON/UHMWPE COMPOS ITES AFTER TREATMENT BY ALBX ION IMPLANTATION Poowadin T., Panin S.V., Sergeev V.P., Ivanova L.R., Kornienko L.A., Poltaranin M.A.......................................................................................................

Секция ПОВЕРХНОСТНОЕ УПРОЧНЕНИЕ И ЗАЩИТНЫЕ ПОКРЫТИЯ ВЛИЯНИЕ ПОВЕРХНОСТНОГО УЛЬТРАЗВУКОВОГО ДЕФОРМИРО ВАНИЯ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА ВЫСОКОПРОЧНОЙ СТАЛИ 30ХГСН2А Газетдинова А.О., Стрелкова И.Л.………...…………………………………... ВЛИЯНИЯ ПОВЕРХНОСТНОГО УЛЬТРАЗВУКОВОГО ДЕФОРМИ РОВАНИЯ НА УДАРНУЮ ВЯЗКОСТЬ ВЫСОКОПРОЧНОЙ СТАЛИ 30ХГСН2А Веригин С.В., Стрелкова И.Л.………………………………………………..... ВЛИЯНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ И АБРА ЗИВНУЮ ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ ПОКРЫТИЙ ИЗ ЗАЭВТЕКТИЧЕ СКОГО ХРОМОЦИРКОНИЕВОГО ЧУГУНА Привалов А.Г., Дампилон Б.В..……………………………………………….. ОСОБЕННОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ ПОКРЫТИЙ ИЗ ВЫСОКОТИТА НОВЫХ ХРОМИСТЫХ ЧУГУНОВ Ерёмина Л.В., Дампилон Б.В.……………………………………………….…. СТРУКТУРА И АБРАЗИВНАЯ ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ ПОКРЫТИЙ ИЗ ВЫСОКОХРОМИСТОГО БЕЛОГО ЧУГУНА Балова Е.С., Дампилон Б.В.…………………….……………………………... ВЛИЯНИЕ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОГО ОТЖИГА НА АБРАЗИВ НУЮ ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ ПОКРЫТИЙ ИЗ ЗАЭВТЕКТИЧЕ СКОГО ХРОМОВАНАДИЕВОГО ЧУГУНА Дампилон Т.В.,.Дампилон Б.В...…………………………………………...…. Содержание САМОУПРОЧНЯЮЩИЕСЯ ИЗНОСОСТОЙКИЕ ПОКРЫТИЯ ИЗ ХРОМОВА НАДИЕВОГО ЧУГУНА ДЛЯ ДЕТАЛЕЙ РАБОТАЮЩИХ ПРИ ПОВЫ ШЕННЫХ ТЕМПЕРАТУРАХ Зинченко А.Д., Дампилон Б.В….………………………………...……………. СТРУКТУРА И СВОЙСТВА ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВЫХ ПОКРЫТИЙ ИЗ ХРОМИСТОГО ЧУГУНА ПГС27 ЛЕГИРОВАННОГО ТИТАНОМ Кацай О.П., Дампилон Б.В.………….…………………………………………. ВЛИЯНИЕ ВНЕВАКУУМНОЙ НАПЛАВКИ ЭЛЕКТРОННЫМ ЛУЧОМ НА СТРУКТУРУ И МИКРОТВЕРДОСТЬ КОМПОЗИЦИОННОГО ПОКРЫТИЯ «СТАЛЬ Р6М5+30%WC»

Жунусбаева А. К.…...………………………………………………………….. ВЛИЯНИЕ ЧИСЛА ПРОХОДОВ РЕЛЯТИВИСТСКОГО ЭЛЕКТРОННО ГО ЛУЧА НА СТРУКТУРУ И МИКРОТВЕРДОСТЬ ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ Саликбаева М. К.…………………………………………..…………………… АБРАЗИВНАЯ ИЗНОСОСТОЙКОСТЬ АУСТЕНИТНЫХ ЭЛЕКТРОННО ЛУЧЕВЫХ АЗОТИСТЫХ ПОКРЫТИЙ Тагильцева Д.Н., Наркевич Н.А.……………………………………………… РЕЛАКСАЦИОННЫЕ ПРОЦЕССЫ В АУСТЕНИТНЫХ АЗОТИСТЫХ ПОКРЫТИЯХ, ПОЛУЧЕННЫХ ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ НА ПЛАВКОЙ Копылова И.А., Иванова Е.А., Наркевич Н.А.……………………………….. ВЛИЯНИЕ ПОКРЫТИЙ ЛИТЕЙНОЙ ФОРМЫ С НАНОПОРОШКАМИ НА КРИСТАЛЛИЗАЦИЮ БРОНЗ Шахова Д.С., Мартюшев Н.В., Мельников А.Г.………….…………………. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ ТРЕНИЯ НА МИКРОСТРУКТУРУ И СВОЙСТА ПОКРЫТИЯ FECU6, ПОЛУЧЕННОЕ ЭЛЕКТРОННО ЛУЧЕВОЙ НАПЛАВКОЙ В ВАКУУМЕ Банькова Я.В....……………………………...………………………..………... ВЛИЯНИЕ СОСТОЯНИЯ ЭЛЕКТРОЛИТА НА КАЧЕСТВО ФОРМИ РУЮЩИХСЯ КОРРОЗИОННОСТОЙКИХ ОКСИДНО КЕРАМИЧЕСКИХ ПОКРЫТИЙ ПРИ МИКРОПЛАЗМЕННОЙ ОБ РАБОТКЕ АЛЮМИНИЯ И ЕГО СПЛАВОВ Дорофеева Т.И., Чубенко А.К.………………………………………………… СНИЖЕНИЕ ПРОЧНОСТНЫХ ХАРАКТЕРИСТИК ТРУБНОЙ СТАЛИ ПО ПРИЧИНЕ СТРЕСС - КОРРОЗИИ Бархатов А.Ф...………………………………..………………………………… СПОСОБЫ ПОВЫШЕНИЯ НАДЕЖНОСТИ И ДОЛГОВЕЧНОСТИ ЛО ПАТОК ГАЗОВЫХ ТУРБИН Бархатов А.Ф...…………………………………………………………………. ВЛИЯНИЕ СИЛЫ ТОКА ПРИ ПЛАЗМЕННОЙ НАПЛАВКЕ НА СТРУК ТУРУ ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ Мишин М.А., Хайдарова А.А.………………………………………………… ВЛИЯНИЕ СКОРОСТИ ПЛАЗМЕННОЙ НАПЛАВКИ НА СТРУКТУРУ ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ СТАЛИ Р6М Орешкин А.А., Хайдарова А.А.……………………………………………….. УСЛОВИЯ ФОРМИРОВАНИЯ НАНОСТРУКТУРЫ В ПОКРЫТИЯХ Морева Н.А., Приходько Е.А.……………………………..………………….. ФОРМИРОВАНИЕ НАНОСТРУКТУРЫ В СТАЛИ ПРИ ТЕРМОПЛА СТИЧЕСКОМ УПРОЧНЕНИИ Приходько Е.А., Морева Н.А…………………………………………………. НАНЕСЕНИЕ ТАНТАЛОВЫХ ПОКРЫТИЙ НА ТИТАНОВУЮ ОСНОВУ МЕТОДОМ ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ ОБРАБОТКИ Голковский М.Г., Батаев И.А., Журавина Т.В.…………..…………………… ИЗУЧЕНИЕ ВЛИЯНИЯ ЛЕГИРУЮЩИХ ДОБАВОК НА СВОЙСТВА И СТРУКТУРУ НАПЛАВЛЕННЫХ ПОКРЫТИЙ НА ОСНОВЕ ДИ БОРИДА ТИТАНА Шнайдт Е.И.……………………………………………………………………. МИКРОДЕФОРМАЦИИ В АЗОТИСТЫХ ПОКРЫТИЯХ, ФОРМИРУЮ ЩИЕ НАПРЯЖЕНИЯ I И II РОДА Орехова Е.Л., Иванова Е.А., Наркевич Н.А………………………………….

ВЛИЯНИЕ ПАРАМЕТРОВ ПОЛУЧЕНИЯ НА МОДУЛЬ УПРУГОСТИ И МИКРОТВЕРДОСТЬ СПЕЧЕННОГО FE-TI СПЛАВА Гриценко А.В., Мячин Ю.В…………………………………………………… Секция ПЕРСПЕКТИВНЫЕ МАТЕРИАЛЫ И ТЕХНОЛОГИИ В МАШИНОСТРОЕНИИ ДИСПЕРСНО-УПРОЧНЕННЫЙ ВЫСОКОЖАРОСТОЙКИЙ FE-CR-AL СПЛАВ ДЛЯ ПЕРСПЕКТИВНЫХ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ АВИАЦИОННЫХ ГТД НА ОСНОВЕ ПОРОШКА, ПОЛУЧЕННОГО МЕТОДОМ СОВМЕСТНОГО ВОССТАНОВЛЕНИЯ Березина Т.А., Герасимов С.А., Скачков О.А..….……….…………………… ИЗМЕНЕНИЕ КРИСТАЛЛИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ ТИТАНА, ЦИРКО НИЯ И ПАЛЛАДИЯ ПРИ ЭЛЕКТРОЛИТИЧЕСКОМ НАСЫЩЕНИИ ВОДОРОДОМ Галимов Р. М...………….………………………………………………………. ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ И КОМПЬЮТЕРНОЕ МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ СЕЛЕКТИВНОГО ХИМИЧЕ СКОГО ТРАВЛЕНИЯ ТИТАНА ВТ1- Крикуненко А.С., Лелюк О. А.., Леонова Л.А.....……………………………. ВЛИЯНИЕ РЕЖИМА ИМПУЛЬСНОЙ СВАРКИ НА СТРУКТУРУ И СВОЙСТВА МАРГАНЦОВИСТЫХ СТАЛЕЙ Шакиров С.А., Безбородов В.П..………………………………………………. Содержание ИССЛЕДОВАНИЕ ПРОЦЕССОВ ПРЕССОВАНИЯ И СПЕКАНИЯ НА НОПОРОШКОВ ВОЛЬФРАМА И МОЛИБДЕНА Садилов Д.Д., Матренин С.В.………….………………………………………. УПРОЧНЯЮЩАЯ ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА СТАЛЕЙ ШХ15 И Х12Ф Анохин С.С..…………………………………………………………………….. ИССЛЕДОВАНИЕ НАНОИНДЕНТИРОВАНИЯ СПЕЧЕННЫХ НАНО ПОРОШКОВ ВОЛЬФРАМА И МОЛИБДЕНА Дутлова Ю.В., Матренин С.В.………………………………………………… СКАНИРУЮЩАЯ ТУННЕЛЬНАЯ МИКРОСКОПИЯ СПЕЧЕННОГО НА НОПОРОШКА ЖЕЛЕЗА Грудинина Д.А., Матренин С.В………………………………………………. ПОВЫШЕНИЕ ЭКСПЛУАТАЦИОННЫХ СВОЙСТВ ПОРОШКОВЫХ КРАСОК ВВЕДЕНИЕМ НАНОНАПОЛНИТЕЛЕЙ И ОБРАБОТКОЙ В ПЛАНЕТАРНОЙ МЕЛЬНИЦЕ Ильичёва Ю.А., Языков С.Ю..……………………………………….…….….. ПОЛИМЕРНЫЕ НАНОКОМПОЗИТЫ НА ОСНОВЕ СВЕРХВЫСОКО МОЛЕКУЛЯРНОГО ПОЛИЭТИЛЕНА Александрова В.М..………………………………………………….…………. ТРИБОТЕХНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ОБЪЕМНЫХ КОМПОЗИЦИЙ НА ОСНОВЕ СВМПЭ Беклемешев Е.В., Кондратюк А. А., Ефимов М.В….……………….……….. ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ СОСТАВА ПЛАСТМАСС НА ОСНОВЕ СВМПЭ НА ВЕЛИЧИНУ СУХОГО АБРАЗИВНОГО ИЗНОСА Зиганшин А.И., Кондратюк А.А...………………………….…………………. ЭКСПЕРЕМЕНТАЛЬНЫЕ ИССЛЕДОВАНИЯ ВЛИЯНИЯ КОЛИЧЕСТВА И ВИДА НАПОЛНИТЕЛЕЙ В ПОЛИМЕРАХ НА ОСНОВЕ СВМПЭ НА ИХ ПРОЧНОСТНЫЕ И ВЯЗКОУПРУГИЕ СВОЙСТВА Привалов А.А., Кондратюк А.А., Муленков А.Н.………………..…………... ИССЛЕДОВАНИЕ ВЛИЯНИЯ КОНЦЕНТРАЦИИ И ВИДА МОДИФИКА ТОРА НА ТЕПЛОЕМКОСТЬ КОМПОЗИЦИОННЫХ ПЛАСТМАСС НА ОСНОВЕ СВМПЭ Юркова С.А., Кондратюк А.А.., Кондратьева Н.М.………………………..… ДИЭЛЕКТРИЧЕСКИЙ НАГРЕВ ПОЛИКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО КРЕМ НИЯ В ГАЗОФАЗНОЙ ТЕХНОЛОГИИ Иванов Н.А.….………………………………………………………………… ПОВЫШЕНИЕ ТРЕЩИНОСТОЙКОСТИ КЕРАМИЧЕСКИХ ИЗДЕЛИЙ ИЗ АЛЮМООКСИДНОЙ КЕРАМИКИ С ПОМОЩЬЮ ЛАЗЕРНОЙ И ЭЛЕКТРОННО-ЛУЧЕВОЙ ОБРАБОТКИ Саврук Е.В.……………………………………………………………………… ОПТИМИЗАЦИЯ РЕЖИМОВ ИЗГОТОВЛЕНИЯ УДАРОПРОЧНОЙ КЕРАМИКИ Сурова К.А., Качаев А.А., Хасанов А.О..…………………………………..… ОПТИЧЕСКИЕ И ЭЛЕКТРОФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ПЛЕНОК ДИ ОКСИДА КРЕМНИЯ, МОДИФИЦИРОВАННЫХ УГЛЕРОДОМ Казимиров А.И.……………………………………………………………………. ВЛИЯНИЕ ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ПАРАМЕТРОВ ПЛАЗМЕННОЙ ПО РОШКОВОЙ НАПЛАВКИ НА СТРОЕНИЕ ПОЛУЧАЕМЫХ ПО КРЫТИЙ СИСТЕМЫ ЛЕГИРОВАНИЯ Fe-Cr-V-Mo-C Гейер А.В., Иванов М.В., Дегтерев А.С.……………………………………… ВЛИЯНИЕ ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА И СПОСОБА ПОДГОТОВКИ ПОРОШКОВОЙ СМЕСИ СИСТЕМЫ Fe-Cr-V-Mo-C НА СТРУК ТУРУ И СВОЙСТВА НАПЛАВЛЯЕМЫХ ПОКРЫТИЙ Рудько С.В., Дегтерев А.С.……………………………………………………. ВАКУУМНАЯ ТЕРМИЧЕСКАЯ ОБРАБОТКА ДЕТАЛЕЙ ПОДШИП НИКОВ И ИНСТРУМЕНТА ИЗ ВЫСОКОЛЕГИРОВАННЫХ СТАЛЕЙ Хомяков А.А.…………………………………………………………………… ТЕРМИЧЕСКИЙ ЦИКЛ В КОНТАКТЕ ЧАСТИЦА-ПОДЛОЖКА ПРИ ГАЗОТЕРМИЧЕСКОМ НАПЫЛЕНИИ Зенин Б.С., Гладких И.А. ……………………………………………………... ОСОБЕННОСТИ УСЛОВИЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ ЖИДКОЙ КАПЛИ ПРИ ВЫСОКОСКОРОСТНОМ СОУДАРЕНИИ С ПРЕГРАДОЙ Зенин Б.С., Вагапова О.Ф……………………………………………………… Секция ТЕОРЕТИЧЕСКИЕ ВОПРОСЫ И ПРИКЛАДНЫЕ ЗАДАЧИ ГРАФИКИ В СОВРЕМЕННОЙ ИНЖЕНЕРИИ МЕТОДИКА НАНЕСЕНИЯ РАЗМЕРОВ НА ЧЕРТЕЖИ СЛОЖНЫХ ДЕТАЛЕЙ С ИСПОЛЬЗОВАНИЕМ ТЕХНИЧЕСКОГО РИСУНКА Бакакин А.А., Франковский Б.А……………………………………….............

МЕТОДИКА ПОСЛЕДОВАТЕЛЬНОГО НАНЕСЕНИЯ РАЗМЕРОВ НА ЧЕРТЕЖИ Старышев В.В., Мезенцев В., Франковский Б.А.……………………………. СИММЕТРИЧНЫЙ МИР Пронькина Е.М.……………………………………………………………….... ГИПЕРТЕЛА Ушаков И.А., Винокурова Г.Ф., Антипина Н.А……………………………… ФРАКТАЛЫ И ИХ ПРИМЕНЕНИЕ В НЕФТЕГАЗОВОЙ ОТРАСЛИ Кравчук Д., Озга А.И…………………………………………………………... ИСТОРИЯ НАЧЕРТАТЕЛЬНОЙ ГЕОМЕТРИИ Соловьев В.В…………………………………………………………………… СВАРКА И ЕЕ ВИДЫ В НЕФТЕГАЗОВОЙ ОТРАСЛИ Акимов Д.С……………………………………………………………………... СВАРНЫЕ СОЕДИНЕНИЯ И ШВЫ Содержание Мардоян А.Д., Озга А.И……………………………………………………….. РЕЗЬБА И РЕЗЬБОВЫЕ СОЕДИНЕНИЯ Кель М.В………………………………………………………………………… ЭТАПЫ РАЗВИТИЯ ИНЖЕНЕРНОЙ ДЕЯТЕЛЬНОСТИ Шелезенко Т.А., Дайнатович Т.Ю…………………………………………….. СБОРОЧНЫЕ ЧЕРТЕЖИ В ПРИБОРОСТРОЕНИИ Цаплина М.С., Вехтер Е.В., Скачкова Л.А…………………………………… ГЕОМЕТРИЯ МАЛЬТИЙСКОГО КРЕСТА. МАЛЬТИЙСКИЙ МЕХАНИЗМ Филиппов Г.А., Шубин Е.Е., Скачкова Л.А………………………………….. ТОПОЛОГИЯ. ТОПОЛОГИЧЕСКИЕ ПОВЕРХНОСТИ Кодермятов Р.Э…………………………………………………………………. ПОСТРОЕНИЕ ЛИНИЙ ПЕРЕСЕЧЕНИЯ ПОВЕРХНОСТЕЙ ВРАЩЕ НИЯ ПЛОСКОСТЬЮ ОБЩЕГО ПОЛОЖЕНИЯ Аманбаев Д.Д., Долотова Р.Г………………………………………………….. ПОСТРОЕНИЕ ЛИНИИ ПЕРЕСЕЧЕНИЯ ГЕОМЕТРИЧЕСКОЙ МО ДЕЛИ ИЗДЕЛИЯ ПЛОСКОСТЬЮ, ЗАДАННОЙ СЛЕДАМИ Аксютин П.В., Долотова Р.Г………………………………………………....... ИЗ ИСТОРИИ РАЗВИТИЯ ИНЖЕНЕРНОЙ ГРАФИКИ УРАЛА И СИБИРИ Жвырбля В.Ю…………………………………………………………………... АНАЛИЗ РЕШЕНИЯ ЗАДАЧ РАЗЛИЧНЫМИ СПОСОБАМИ Родина А.Е……………………………………………………………………… Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов СВОЙСТВА ПОРИСТЫХ ПОЛИМЕРНЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ СВМПЭ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ СВОБОДНОГО СПЕКАНИЯ О.В. СМАЧНАЯ1, С.В. ПАНИН 1,2, И.В. СТЕПАНОВА 1, Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН 1. Введение Сверхвысокомолекулярный полиэтилен (СВМПЭ) – конструкционный поли мерный материал с уникальными физико-механическими свойствами для разнооб разных областей применения, в том числе для экстремальных условий. СВМПЭ ис пользуется там, где обычные марки ПЭНД и многих других полимеров не выдержи вают жестких условий эксплуатации. СВМПЭ может выступать в качестве замени теля других, более дорогостоящих материалов (сталь, бронза, полиамид, фторопласт и др.), а может являться технически необходимым, либо даже единственно пригод ным для данной цели материалом [1].

Пористые полимерные материалы на основе СВМПЭ используются для при готовления фильтров. Фильтрация играет важную роль в производственных процес сах многих отраслей промышленности (химической, нефтяной, фармацевтической, пищевой и др.), связанных с переработкой и очисткой от загрязнений жидкостей и газов, регулированием их давления и пр. Фильтры необходимы в медицине, при очистке воды, улавливании пыли, при очистке топлива, в измерительной технике и т.п. [2].

В данной работе методом свободного спекания были получены пористые об разцы СВМПЭ и оценены их физико-механические и триботехнические характери стики. В качестве модификатора использовали привитый полиэтилен HDPE-g-SMA.

2. Материал и методика исследований В работе для получения объемных пористых материалов на основе СВМПЭ с добавлением привитого полиэтилена был использован метод холодного прессования с последующим свободным спеканием.

Технология процесса изготовления пористых материалов на основе СВМПЭ:

1) холодное прессование порошкового полимера производится при давлении прес сования 8-12 МПа;

2) сформированные заготовки спекают при температуре 140 150°С. Длительность процесса спекания зависит от массы изделия и его формы. За счет использования частиц определенного размера и контроля условий спекания можно задавать определенную пористость для различных областей применения ма териала: от различного рода фильтров до демпфирующих изделий. Размер получен ных брикетов составлял 71541 мм3.

Механические испытания в условиях одноосного статического сжатия и за пись диаграмм нагружения проводились на испытательной машине Instron-5582 со скоростью перемещения захвата 0,5 мм/мин. Испытания на «сухое» трение по схеме «вал–колодка» проводили на машине трения СМТ-1 (рис. 1), размер образцов со ставлял 7710 мм3 [3]. Диаметр контртела составлял 62 мм. Испытания на трение проводили при скорости вращения вала 150 об/мин при увеличивающейся нагрузке.

Продолжительность нагружения, как правило, составляла 50 минут. Интенсивность изнашивания оценивали путем измерения площади дорожки трения, проводившего ся с использованием программного обеспечения Rhinoceros v3.0 по оптическим изо бражениям, с помощью микроскопа Carl Zeiss Stemi 2000–C.

Рисунок 1 - Испытания на трение по схеме «вал – колодка» (стрелкой P указано приложе ние внешней нагрузки, - направление враще ния контртела) Оценка толщины унесенного слоя проводилось по монтажам оптических изображений, снятых на поверхности трения, путем пересчета ее величины через измеренное значение ширины дорожки трения по формуле (1):

X = R R2 l, где Х – толщина унесенного слоя, R – диаметр контртела, l – ширина дорож ки трения.

3. Результаты эксперимента В данной работе методом свободного спекания были получены пористые об разцы состава СВМПЭ+HDPE-g-SMA. Параметры спекания: время спекания 2,5 ча са, температура спекания 145°С.

Таблица 1 - Свойства пористых образцов СВМПЭ до и после спекания Плотность,, г/см3 Пористость, П, % Состав образцов До спека- После До спека- После ния спекания ния спекания СВМПЭ 0,538 0,407 42 СВМПЭ+1 мас.% HDPE-g-SMA 0,488 0,422 47,5 СВМПЭ+3 мас.% HDPE-g-SMA 0,528 0,434 43 СВМПЭ+5 мас.% HDPE-g-SMA 0,540 0,383 42 СВМПЭ+7 мас.% HDPE-g-SMA 0,544 0,450 41,5 СВМПЭ+10 мас.% HDPE-g-SMA 0,551 0,472 41 Показано, что при увеличении содержания наполнителя плотность получен ных образцов увеличивается, их пористость снижается (таблица 1).

3.1. Испытания на сжатие В таблице 2 представлены механические характеристики при сжатии порис тых образцов на основе СВМПЭ, полученных методом свободного спекания.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Таблица 2 - Механические характеристики пористых образцов на основе СВМПЭ Предел Модуль уп Состав образцов 0,2, МПа прочности, ругости, МПа МПа СВМПЭ 1,00 8,6 СВМПЭ+1 мас.% HDPE-g-SMA 1,00 4,3 СВМПЭ+3 мас.% HDPE-g-SMA 1,05 9,4 СВМПЭ+5 мас.% HDPE-g-SMA 1,1 12,5 СВМПЭ+7 мас.% HDPE-g-SMA 1,15 11,4 СВМПЭ+10 мас.% HDPE-g-SMA 1,6 13,2 При увеличении процентного содержания привитого полиэтилена наблюда ется повышение механических характеристик (предел текучести, прочности, модуль упругости). Максимальной прочностью при сжатии обладают образцы, содержащие 10 мас.% HDPE-g-SMA.

3.2. Испытания на трение Сводные данные по результатам испытаний на «сухое» трение при увеличи вающейся нагрузке пористых спеченных образцов на основе СВМПЭ представлены на рисунке 2 и в таблице 3.

Рисунок 2 - График зависимости площади дорожки трения от нагрузки пористых образцов на основе СВМПЭ с привитым полиэтиленом По данным проведенных испытаний видно, что интенсивность изнашивания наполненных образцов уменьшается, максимальной износостойкостью по данным значений толщины унесенного слоя обладает образец, содержащий 10мас. % приви того полиэтилена.

Таблица 3 - Триботехнические характеристики пористых спеченных образцов СВМПЭ 1 мас.% 3 мас.% 5 мас.% 7 мас.% 10 мас.% Состав об- Чистый HDPE-g- HDPE-g- HDPE-g- HDPE-g- HDPE-g разцов СВМПЭ SMA SMA SMA SMA SMA изн, 0,812 0,707 0,428 0,498 0,235 0, мм2/мин Х, мкм 263 284 293 321 304 Заключение В данной работе были исследованы свойства пористых компактов на основе СВМПЭ, полученных методом свободного спекания при различном содержании модификатора в виде привитого полиэтилена HDPE-g-SMA.

Установлено, что при увеличении процентного содержания наполнителя плотность образцов увеличивается, соответственно их пористость снижается. Меха нические характеристики при сжатии пористых компактов на основе СВМПЭ (пре дел прочности, предел текучести, модуль упругости) увеличиваются. Введение мо дификатора в количестве 10 мас.% позволяет снизить интенсивность изнашивания в два раза. На основании полученных результатов следует заключить, что оптималь ной концентрацией модификатора для повышения комплекса физико-механических и триботехнических свойств составляет 10 мас.%.

Список литературы 1. Сверхвысокомолекулярный полиэтилен высокой плотности/Под ред.

И.Н. Андреева, Е.В. Веселовская, Е.И. Наливайко и др. – Л.: Издательство Химия, 1982.- 80с.

2. Требин Г.Ф. Фильтрация жидкостей и газов в пористых средах. – М., 1959.

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

ВЛИЯНИЕ ИМПЛАНТАЦИИ ИОНАМИ AlBx НА ТРИБОТЕХНИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ СВЕРХВЫСОКОМОЛЕКУЛЯРНОГО ПОЛИЭТИЛЕНА (СВМПЭ) М.А. ПОЛТАРАНИН1,2, C.В. ПАНИН Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Лаборатория По лимерных Композиционных Материалов Введение В современном трибоматериаловедении полимерные композиционные мате риалы, обладающие низким коэффициентом трения и высокой износостойкостью, широко используются в качестве узлов трения [1-4]. Основные исследования поли Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов мерных триботехнических материалов ведутся в направлении разработки методов структурной модификации полимерной матрицы, определяющей пластичные и дол говечные пленки фрикционного переноса [5,6]. Большие возможности лежат в об ласти нанокомпозитов [7-10]. Нанокомпозиты относятся к числу перспективных, но малоизученных объектов современного материаловедения. В этой области лежат широкие возможности к созданию новых материалов с уникальными управляемыми характеристиками (физико-механические, триботехнические, электрофизические, химические). В решении задач трибоматериаловедения важнейшая роль принадле жит различным методам модификации поверхностных слоев деталей узлов трения.

В, частности, модификация методом ионной имплантации является относительно новым способом, обладающим большими потенциальными возможностями измене ния тонких поверхностных слоев [11]. На полимерных антифрикционных материа лах исследований модификации поверхности методом ионной имплантации крайне мало.

Актуальными являются разработки новых методов модификации антифрик ционных материалов на высокомолекулярной матрице. Сверхвысокомолекулярный полиэтилен (СВМПЭ) в ряду полимерных связующих занимает особое место благо даря высокой коррозионной и химической стойкости, обусловленной отсутствием свободных связей в полимерной цепи. Вопросы модификации поверхности для него крайне актуальны в связи с его использованием в качестве трибосистем в различных условиях эксплуатации (вакуум, химически активная либо инертная среда, криоген ные либо повышенные температуры и т.д.).

В настоящей работе поставлены следующие задачи:

• исследовать влияние ионной имплантации AlBx с дозами 0.5, 1 и 2*1017ион/см2 на фрикционные характеристики сверхвысокомолекулярного поли этилена (СВМПЭ);

• оценить возможности метода ионной имплантации для модификации свойств высокомолекулярной матрицы при разработке полимерных композитов с заданными свойствами в различных условиях эксплуатации.

Методики исследований В работе использовали СВМПЭ фирмы Ticona (GUR-4120) молекулярной массой 3,0 млн. Образцы получали горячим прессованием при давлении 10 МПа и температуре 190 С со скоростью последующего охлаждения 3-4С/мин.

Механическое перемешивание и активацию порошков полимерного связую щего СВМПЭ проводили в планетарной шаровой мельнице МР/0,5*4, обеспечи вающей перемешивание до 2-х литров порошковой смеси. Ионную имплантацию проводили на установке «DIANA» ионами AlBx (дозы 0.5, 1 и 2*1017 ион/см2) при напряжении 60 kV. Триботехнические характеристики измеряли на триботехниче ском комплексе в режиме сухого трения при нагрузке 160Н и скорости вращения вала 100 об/мин. Исследования износостойкости образцов СВМПЭ при скольжении проводили по схеме «вал-колодка». Методика тестирования соответствует требова ниям ASTM G99 и DIN 50324. Площадь дорожки трения определяли с помощью программного обеспечения «Rhino Ceros 3.0» путем ручного выделения контура по верхности истирания и последующего автоматического расчета площади. Степень кристалличности образцов СВМПЭ изучали на дифрактометре XRD-6000 в режиме CuK-излучения. Анализ фазового состава и размера областей когерентного рассея ния проводили с использованием базы данных РCРDFWIN, а также программы пол нопрофильного анализа POWDER CELL 2.4. ИК-спектры снимали на спектрометре NIKOLET 5700.Поверхности трения образцов исследованы на оптическом профи лометре Zygo New View 6200.Структура и микроанализ дорожек трения проанали зированы на приборе LEO EVO 50.Структурные исследования образцов проводили методом растровой электронной микроскопии на электронном микроскопе JEM 100CX c растровой приставкой ASID-4D при ускоряющем напряжении 40 kV. По верхность скола образцов СВМПЭ получали разрушением после глубокого охлаж дения образцов с надрезом в жидком азоте.

Обсуждение результатов Твердость поверхностного слоя возрастает с увеличением дозы ионов AlBx, коэффициент трения также возрастает с увеличением дозы ионов по сравнению с исходным полимером. Однако существует оптимальная доза имплантации (1*1017ион/см2), определяющая наименьшее увеличение коэффициента трения.

На рисунке 1(а) представлено изменение коэффициента трения со временем изнашивания для СВМПЭ с различной дозой облучения. Для исходного СВМПЭ коэффициент трения практически не меняется со временем. Для имплантированного СВМПЭ коэффициент трения сначала возрастает до определенной величины, а за тем (после 10 минут износа) практически постоянен.

На рисунке 1(б) приведены кривые износа исходного СВМПЭ и имплантиро ванного различной дозой AlBx. Из рисунка следует, что износостойкость СВМПЭ повышается после имплантации ионами AlBx, причем она максимальна при имплан тации дозой 1*1017 ион/см2 (кривая 3). Износостойкость имплантированного дозой 1*1017 ион/см2 СВМПЭ повышается в 4 раза по сравнению с исходным полимером.

Для выяснения механизма повышения износостойкости имплантированных образ цов СВМПЭ исследованы шероховатость и структура дорожек трения на начальных стадиях изнашивания и на стадии установившегося износа. Оказалось, что уже по сле 10 минут износа нанесенный слой практически полностью истирается (рису нок 2).

Оптическая профилометрия дорожек трения показала, что шероховатость по верхности дорожки трения (a) на стадии установившегося износа наименьшая в СВМПЭ, имплантированном дозой 1*1017 ион/см2.

б а Рисунок 1 - Зависимость коэффициента трения от времени износа(а) и площади дорожки трения(б) образцов СВМПЭ с различной дозой имплантации:1 исходный СВМПЭ, 2- имплантированный дозой 0.5, 3-1, 4- 2*1017 ион/см Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов 0 сек 15 сек 1 мин 10 мин 0. ион/см ион/см ион/см Рисунок 2 - Микрофотографии поверхностей трения ионно-имплантированного СВМПЭ различными дозами AlBx на начальных стадиях износа. X Исследованы надмолекулярная структура объема и поверхностного слоя им плантированных образцов СВМПЭ. Надмолекулярная структура в объеме и поверх ностном слое имплантированных образцов принципиально различается. В объеме образцов наблюдается сферолитная структура, а в поверхностном слое – ламелляр ная. То есть имплантация СВМПЭ ионами AlBx приводит к перегруппировке мак ромолекул в поверхностном слое образца, что связано с высокой энергией и повы шением температуры в поверхностном слое под действием ионных пучков [1,11].

Для детального анализа структурных изменений в поверхностном слое имплантиро ванных образцов проведен рентгенофазовый анализ поверхностных слоев полимера.

В поверхностном слое имплантированных образцов СВМПЭ помимо - полиэти лена зафиксирована дополнительная фаза n-Nonacosane (орторомбическая с пара метрами решетки a: 7,448, b: 4,955, c: 77,66). Кристалличность в поверхностном слое имплантированного СВМПЭ возрастает. Проведенный рентгенофазовый анализ по верхностей дорожек трения в исходном и ионно имплантированном СВМПЭ пока зал, что аморфизация поверхностного слоя дорожек трения в механоактивирован ном и ионно имплантированном полимере примерно одинаковы и много меньше, чем в исходном, что связано с упорядоченной (ламеллярной) укладкой молекул (таблица 2).

Заключение Имплантация СВМПЭ высокоэнергетическими ионами AIBx 17 (0.5,1,2*10 ион/см ) приводит к повышению его износостойкости по сравнению с исходным полимером. Оптимальная доза имплантации - 1*1017 ион/см 2.Ионного легирования поверхностных слоев СВМПЭ не происходит, имплантированный слой AlBx стирается в течение 10 минут трибоконтакта. Высокоэнергетическое воздейст вие ионами приводит к структурной перестройке макромолекул в поверхностных слоях полимера, что обуславливает высокую износостойкость имплантированного СВМПЭ.

Список литературы 1. Машков Ю.К., Кропотин О.В. Трибофизика и структурная модификация ма териалов трибосистем. – Омск: Издательство ОмГТУ, 2009.- 322 с.

2. Песецкий С.С., Богданович С.П., Мышкин Н.К. Триботехнические свойства нанокомпозитов, получаемых диспергированием наполнителей в расплавах полимеров// Трение и износ.- 2007(28), № 5, 500- 3. Myshin N.K., Petrokovets M.I., Kovalev A.V. Tribology of polymers: Adhesion, friction, wear and maas-trasfer//Tribology International. -2005 (38), 910- 4. Бузник В.М., Фомин В.М., Алхимов А.П. и др. Металлополимерные нано композиты: получение, свойства, применение.- Новосибирск: Изд-во СО РАН.- 2005, вып.2, 258с.

5. Машков Ю.К., Грязнов Б.Т., Чечунов Н.Т. Влияние ионной имплантации на триботехнические характеристики металлополимерных пар трения//Трение и износ,-1986(6), №6,1079- 6. Белый А.В., Карпенко Г.Д., Мышкин Н.К. Структура и методы формирова ния износостойких поверхностных слоев.-М: машиностроение,1991.-208с.

7. Galetz M.C., Blar T., Ruckdaschel H., Sandler K.W., V. Alstadt V. Carbon Nano fibre-Reinforced Ultrahigh Molecular Weiht Polyethylene for Tribological Appli cations// J. of Applied Polymer Science.- 2007, Vol.104, 4173-4181.

8. Jiansong Zhou, Fengyuan Yan. Improvement of the Tribological Behavior of Ul tra-High-Molecular-Weight Polyethylene by Incorporation of Poly (Phenyl p Hydroxyzoate) // J. of Applied Polymer Science.- 2005, Vol.96, 2336- 9. Ruan S.L., Gao P.,Yang X.G.,Yu T.X. Toughening high performance ultrahigh molecular weight Toughening high performance ultrahigh molecular weight poly ethylene using multiwalled carbon nanotubes // Polymer. – 2003 (44), N 19, 5643 10. Zou Vaobaug, Feng Vongeheng, Wang Lu, Liu Viaobo. Processing and properties of MWNT/HDPE composits // Carbon/ - 2004 (42), N 2, 271- 11. Sinha S.R., Briscoe B.J. Polymer Tribology// Imperial college Press,-2009, Lon don, 689р.

РАСЧЁТ ДИАГРАММ НАГРУЖЕНИЯ МАЛОУГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ -Fe С УЧЁТОМ ЛОКАЛИЗАЦИИ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ В ШЕЙКЕ ПЛОСКОГО ОБРАЗЦА ПРИ РАСТЯЖЕНИИ Е.Е. ДЕРЮГИН1, О.К. КИЧУТКИНА Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, Томский политехнический университет Описание связи механического состояния материала в зоне предразрушения является одной из актуальных проблем в механике деформируемого твёрдого тела.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Корректный анализ физических механизмов пластической деформации и упрочне ния при вязком разрушении материала (на стадии формирования шейки) требует определения зависимости «напряжение-деформация», соответствующей реакции материала в локальной области шейки, где пластическая деформация развивается с наибольшей скоростью и материал доводится до разрушения. Как показывает опыт [1-3], максимальное значение степени пластической деформации и критическое со стояние материала достигается в центре минимального сечения плоского образца.

В данной работе при расшифровке экспериментальной кривой растяжения плоского образца –Fe применена методика определения максимальной степе ни пластической деформации в зоне формирования шейки с использованием воз можностей оптико-телевизионной системы TOMSC. Данный метод позволил осу ществить корректный переход от экспериментальной диаграммы «нагрузка удлинение» образца к зависимости «напряжение-деформация», характеризующей изменение механического состояния материала в локальной области шейки, где процесс накопления пластической деформации протекает с максимальной скоро стью.

В экспериментах, как правило, в определённом масштабе записывается диа грамма растяжения – график зависимости между растягивающей нагрузкой F и удлинением образца l. Данную первичную диаграмму нагружения обычно пере страивают в условную диаграмму «напряжение-деформация»: напряжение полу чают делением значений растягивающей силы F на первоначальную площадь попе речного сечения образца S0 (усл = F/S0, а деформацию – делением удлинения l на первоначальную рабочую длину образца l0 (усл = l/l0). Зависимость «напряжение деформация» в таком случае качественно не будет отличаться от машинной кривой «нагрузка-удлинение». На рис.1, кривая 1 представляет результат построения ус ловной кривой «напряжение-деформация» для поликристаллов -Fe. По условной диаграмме нагружения обычно определяются табличные механические характери стики стандартного образца.

Для фундаментальных исследований, преследующих цель определения дей ствительных механических свойств материала при заданных условиях нагружения, важно как можно точнее описать истинную диаграмму «напряжение-деформация».

В первом приближении при расчёте напряжения течения учитывают, прежде всего, уменьшение поперечного сечения в процессе нагружения материала, предполагая, что образец в рабочей части деформируется однородно. При этом текущее значение поперечного сечения образца S*, как правило, определяют из условия постоянства объёма V0 = S0l0 = const при пластическом формоизменении материала. Если отно сительное увеличение длины рабочей части образца в произвольный момент време ни равно усл = l/l0, то при V0 = const выполняется равенство S0l0 = Sl0(1+усл), или S = S0/(1 + усл). (1) Изменённое напряжение течения * тогда будет равно * = F(1 + )/S0. (2) Рисунок 1 - Кривые для поликристаллического –Fe, рассчитанные без учёта (1) и с учётом (2) изменения сечения образца при формировании шейки Из этого уравнения следует, что кривая * усл всегда будет лежать выше условной диаграммы нагружения. С увеличением пластической деформации разни ца * растёт. Для –Fe максимальное значение напряжения *max отличается от max уже на 40%. При этом качественный вид кривой изменяется незначительно.

Уравнение (2) обычно используют до момента достижения максимальной нагрузки Fmax, полагая, что до Fmax макропластическая деформация протекает однородно по всему объёму рабочей части образца. Далее наблюдается стадия падения нагрузки, свидетельствующая о процессе образования шейки. Опыты показывают, что форми рования шейки начинается раньше достижения Fmax. С момента, фиксирующего на чало формирования шейки, возникают определённые сложности экспериментально го измерения минимального сечения образца. Особенностью данной стадии являет ся то, что процесс интенсивного накопления пластической деформации концентри руется в непрерывно уменьшающемся объёме образца.

С целью определения вида диаграммы нагружения «напряжение деформация» материала, доведённого до разрушения в зоне формирования шейки, были проведены испытания на растяжение плоских образцов –Fe с использованием оптико-телевизионной системы, разработанной в ИФПМ СО РАН.

Для определения изменения сечения образца в ходе формирования шейки производились измерения минимальных значений ширины и толщины образца по компьютерным изображениям лицевой и боковой поверхности образца, фиксируе мым через каждые 3 с в процессе растяжения. Рис.2 иллюстрирует изменение ши рины образца в зоне формирования шейки. Благодаря этому приёму, удаётся с опре делённоё точностью вычислить изменение минимального сечения плоского образца в процессе растяжения до его разрушения, следовательно, и среднее напряжение в данном сечении.

С другой стороны, по смещениям неровностей контуров, или по специально нанесённым отметкам в зоне минимального сечения, определяли среднюю степень Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов пластической деформации в минимальном сечении образца. На рис. 3 изображена последовательность контуров края образца, изменяющегося по мере деформации до разрушения, в зоне минимального сечения. Контуры располагали так, чтобы одна из отметок ложилась на вертикальную линию. Видно, что по мере формирования шей ки смещения другой отметки происходит в ускоряющемся (нелинейном) режиме.

Каждому смещению соответствует определённая степень пластической деформации и определённое в среднем минимальное сечение образца. Необходимо учитывать, что чем меньше расстояние между отметками, тем, очевидно, больше будет расчёт ная степень пластической деформации. Однако, при уменьшении расстояния между отметками теряется точность измерения смещения.

Рисунок 2 - Изменение ширины плоского образца –Fe в ходе формирования шейки Рисунок 3 - Определение смещений по траекториям отметок на контурах образца Проведённые измерения позволили рассчитать достаточно точно диаграмму «напряжение-деформация» материала в окрестности минимального сечения. Ре зультат иллюстрирует кривая 2 на рис. 1.

Видно, что уточнение напряженно-деформированного состояния материала в зоне будущего разрушения значительно изменило качественные и количественные характеристики диаграммы нагружения, а именно:

1. Начиная с верхнего предела текучести «истинное» (уточнённое) напряжение течения материала становится выше по сравнению с тем, которое предсказы вает инженерная обработка измеренной экспериментально зависимости «на грузка-удлинение образца». По мере нагружения это отличие резко увеличи вается. Предел прочности материала в зоне разрушения оказывается в 1, раза выше, чем усреднённое значение по рабочей части образца;

2. Пластичность материала в зоне разрушения превышает 120%, что в 2,5 раза больше максимального значения пластической деформации, определяемой по кривой 1 на рис. 1.

3. Происходит непрерывное деформационное упрочнение материала. На уточ ненной диаграмме не наблюдается участка падающего напряжения. Пред ставление полученной зависимости в координатах ( plate)1/2 (рис.

4) свидетельствует о том, что за площадкой текучести упрочнение развивает ся по параболическому закону до очень высокой степени пластической де формации (до 60%). На кривой 1 (рис. 1) это соответствует уже развитой ста дии падающей внешней нагрузки;

4. Упрочнение материала протекает по стадиям. Начальная стадия параболиче ского упрочнения, начиная с 60%, сменяется стадией более слабого де формационного упрочнения, затем с момента 90% напряжение течения не увеличивается и даже наблюдается незначительное его уменьшение.

Рисунок 4 - Зависимость ( plate)1/2 для поликристаллического –Fe, рассчитанная с учётом формирования шейки Список литературы 1. Гусев М.Н., Осипов И.С. Особенности деформационно-пластического пове дения металлов и сплавов, облучённых нейтронами в реакторах ВВР-К и БН 350 // Вестник Удмуртского университета. Физика. 2007. №4. С.104-112.

2. Полетика Т.М., Пшеничников А.П. Нелинейный характер макролокализации деформации в ГПУ-сплавах циркония // ЖТФ. 2009. Т.79. Вып. 3. С. 54-58.

3. Деревягина Л.С., Панин В.Е., Гордиенко А. Самоорганизация пластических сдвигов в макрополосах локализованной деформации в шейке высокопроч ных поликристаллов и ее роль в разрушении материалов // Физическая мезо механика. – Т.10, №4. 2007. С. 59-71.

4. Деформационное упрочнение и разрушение поликристаллических металлов / Под ред. Трефилова В.И. – Киев: Наукова думка, 1987. – 248 с.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов РАСЧЁТ ДИАГРАММ РАСТЯЖЕНИЯ ПОЛИКРИСТАЛЛОВ Al + 3% Mg С УЧЁТОМ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ В ЗОНЕ ФОРМИРОВАНИЯ ШЕЙКИ Е.Е. ДЕРЮГИН1, Б.И. СУВОРОВ1, М.С. СУХОМЛИНОВА Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, 634021, пр. Академический, 2/4, Томск, Россия, dee@ispms.tsc.ru Томский политехнический университет Диаграммы нагружения Al + 3% Mg при испытании на жесткой испытатель ной машине имеют пилообразный вид, обусловленный эффектом прерывистой те кучести (эффектом Портевена-ле-Шателье). В процессе нагружения таких материа лов периодически происходят срывы внешнего напряжения. Каждый скачок внеш него напряжения обусловлен спонтанным образованием в поперечном сечении об разца макрополосы локализованного сдвига (ПЛС) [1-4]. В Al + 3% Mg макроскопи ческое течение начинается с формирования площадки текучести, где с самого нача ла наблюдается прерывистый характер пластического течения. При этом процесс не требует увеличения усредненного внешнего приложенного напряжения. За площад кой текучести последующее образование ПЛС уже требует более высокого внешне го напряжения, чем для образования предыдущей ПЛС. Происходит деформацион ное упрочнение материала в целом [1].

В данной работе при расшифровке экспериментальной кривой растяжения плоского образца Al + 3% Mg применена методика определения максимальной степени пластической деформации в зоне формирования шейки с использованием возможностей оптико-телевизионной системы TOMSC. Данный метод позволил осуществить корректный переход от экспериментальной диаграммы «нагрузка удлинение» образца к зависимости «напряжение-деформация», характеризующей изменение механического состояния материала в локальной области шейки, где процесс накопления пластической деформации протекает с максимальной скоро стью.

Плоские образцы имели форму двойной лопаточки с рабочей длиной 18, ши риной 4, толщиной 1,5 и радиусом перехода к рабочей длине образца 2 мм. Перед испытанием прокатанные образцы Al + 3%Mg отжигали при температуре Т = 450° С в течение 2 ч, затем охлаждали с печью до комнатной температуры. Размер зёрен d составлял 30-40 мкм. Растяжение проводили на установке типа ИМАШ-20-78 при комнатной температуре со скоростью движения захватов в ненагруженном состоя нии v0 = 0.75 мкм/с.

Экспериментально полученный рафик зависимости между растягивающей нагрузкой F и удлинением образца l сначала перестраивали в условную диаграм мму «напряжение-деформация»: напряжение получали делением значений растя гивающей силы F на первоначальную площадь поперечного сечения образца S0 (усл = F/S0, а деформацию – делением удлинения l на первоначальную рабочую длину образца l0 (усл = l/l0). Зависимость «напряжение-деформация» в таком случае каче ственно не будет отличаться от машинной кривой «нагрузка-удлинение». На рис.1, кривая 1 представляет результат построения условной кривой «напряжение деформация» для поликристаллов Al + 3%Mg. По условной диаграмме нагружения обычно определяются табличные механические характеристики стандартного об разца.

Типичную условную диаграмму «напряжение-деформация» для сплава Al + 3% Mg представляет кривая 1 на рис. 1. Диаграмма нагружения имеет пилообразный вид. Процесс накопления макропластической деформации в сплаве Al + 3% Mg раз вивается в 4 стадии:

- резкий предел и «площадка» текучести;

- практически линейная стадия высокого деформационного упрочнения;

- стадия параболического упрочнения;

- стадия падающего внешнего приложенного напряжения.

Рисунок 1 - Диаграммы «напряжение-деформация» сплава Al+3%Mg Достижению площадки текучести предшествует незначительная степень пла стической деформации (p 0.2%). Макропластическое течение начинается при дос таточно высоком внешнем приложенном напряжении и с самого начала характери зуется ярко выраженным эффектом прерывистой текучести. При среднем уровне напряжении пл = 110 МПа на площадке текучести наблюдаются колебания напряжения в преде лах = 4 МПа. За площадкой текучести по мере нагружения происходит постепенное увеличение амплитуды колебаний внешнего напряжения. Длина площадки текуче сти в сплаве Al + 3% Mg равна пл 1.25 ± 0.2 %.

За площадкой текучести амплитуда колебаний внешнего напряжения по мере нагружения быстро увеличивается и на пределе прочности достигает значения 18 МПа. От начала макропластического течения на площадке текучести и да лее, процесс прерывистой текучести усиливается, не прекращаясь вплоть до момен та разрушения.

Для фундаментальных исследований, преследующих цель определения дей ствительных механических свойств материала при заданных условиях нагружения, важно как можно точнее описать истинную диаграмму «напряжение-деформация».

В первом приближении при расчёте напряжения течения учитывают, прежде всего, уменьшение поперечного сечения в процессе нагружения материала, предполагая, что образец в рабочей части деформируется однородно. При этом текущее значение поперечного сечения образца S*, как правило, определяют из условия постоянства Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов объёма V0 = S0l0 = const при пластическом формоизменении материала. Если отно сительное увеличение длины рабочей части образца в произвольный момент време ни равно усл = l/l0, то при V0 = const выполняется равенство S0l0 = Sl0(1+усл), или S = S0/(1 + усл). (1) Изменённое напряжение течения * тогда будет равно * = F(1 + р)/S0. (2) Из уравнения (2) следует, что кривая * усл всегда будет лежать выше ус ловной диаграммы нагружения * усл. С увеличением пластической деформации разница * растёт.

Такой подход правомерен для материалов, не проявляющих эффекты преры вистой текучести, диаграммы нагружения у которых имеют вид гладких кривых. В случае пилообразных кривых проводили кропотливый расчёт напряжений по фор муле (2) для множества точек, соответствующих пикам и минимумам на условной диаграмме нагружения. При этом значения р сначала брали по данным условной кривой 1 до величины, соответствующей максимуму нагрузки (отмечено на кривой 1 стрелкой). Далее степень пластической деформации определяли в локальной зоне формирования шейки. Для этого измеряли сечение образца в ходе нагружения по минимальным значениям ширины и толщины образца, используя компьютерные изображениям лицевой и боковой поверхности образца, фиксируемым через каждые 3 с. Таким образом удалось с определённоё точностью вычислить изменение мини мального сечения плоского образца в процессе растяжения до его разрушения, сле довательно, и среднее напряжение в данном сечении.

С другой стороны, по смещениям неровностей контуров, или по специально нанесённым отметкам в зоне минимального сечения, определяли среднюю степень пластической деформации в минимальном сечении образца. На рис. 2 приведён ре зультат в виде зависимости степени пластической деформации от порядкового но мера компьютерного изображения образца в зоне минимального сечения. Видно, что по мере формирования шейки от кадра к кадру происходит увеличение пласти ческой деформации в ускоряющемся (нелинейном) режиме.

Рисунок 2 - Зависимость степени пластической деформации от порядкового номе ра компьютерного изображения образца в зоне минимального сечения Диаграмма «напряжение-деформация» для материала в зоне формирования шейки изображена в виде кривой 2 на рис.1.

Для Al + 3% Mg максимальное значение напряжения в зоне шейки отличает ся от условного уже на 50%.

Перестройка диаграммы нагружения для участка образца в зоне будущего разрушения (в минимальном сечении рабочей части образца), как и следовало ожи дать, существенно изменила качественные и количественные характеристики кри вой « ». Результат представлен кривой 2 на рис. 1. Видно, что предел прочности материала в момент разрушения ( 350 MPa) более чем на 50% превосходит max на условной диаграмме нагружения. Измерения пластической деформации в локальной зоне будущего разрушения позволили определить степень пластической деформа ции материала на стадии предразрушения p 62%. Это в 3 раза больше, чем по ин женерной оценке пластичности, соответствующей достижению временного сопро тивления прочности (p 21%).


На уточнённой диаграмме отсутствует стадия падающего напряжения. Обра зец испытывает деформационное упрочнение вплоть до момента разрушения. На заключительном этапе предразрушения происходит настолько быстрое уменьшение сечения образца, что накопление пластической деформации в шейке не успевает компенсировать рост напряжения, вызванный этим уменьшением сечения, и паде ния напряжения не наблюдается.

Проведённые исследования показывают, что для выяснения механизмов ло кализации деформации и разрушения материалов, чрезвычайно важно учитывать непрерывное формоизменение образцов в зоне формирования шейки.

Список литературы 1. Криштал М.М. Взаимосвязь неустойчивости и неоднородности пластической деформации: Дис. на соиск. уч. ст. доктора физ.-мат. наук. – Тольятти (2003) 330с.

2. Дерюгин Е.Е., Панин В.Е., Шмаудер З., СтороженкоИ.В. Эффекты локализа ции деформации в композитах на основе Al с включениями Al2O3 // Физиче ская мезомеханика 4 №3(2001) 35-47.

3. Deryugin Ye.Ye., Panin V.E., Shmauder S. and Soppa E. The effects of macrolo calization of deformation in Albased composites with Al2O3 inclusions // Fatigue Fract Engng Mater Struct 26 (2003) 295-304.

4. Deryugin Ye.Ye., Lasko G.V., Schmauder S. Relaxation Element Method in Me chanics of Deformed Solid // In book: Computational Materials / Editors: Wilhelm U. Oster, Hauppauge NY: Nova Science Publishers (2009) (at Press).

ПРИМЕНЕНИЕ ПРОГРАММНОГО КОМПЛЕКСА ANSYS ДЛЯ РАСЧЕТА НДС ОБРАЗЦОВ Д16АТ С КОНЦЕТРАТОРАМИ НАПРЯЖЕНИЙ С.Н. КУПРИЯНОВ, 1,2С.В. ПАНИН,2А.В. БЯКОВ Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Введение В настоящее время расчет многих научных задач проводится с помощью ЭВМ, что позволяет путем компьютерной имитации различных экспериментов сни зить трудоемкость, дороговизну и временные затраты. Значительное удобство при разработке и проектировании деталей машин и элементов конструкций представля ют системы автоматизированного проектирования (САПР), для которых в настоя Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов щее время основным недостатком является сложность создания адекватной компь ютерной модели поведения нагруженного материала, учитывающей как особенно сти структуры материала, так и ее эволюцию при нагружении [1]. Отметим, что САПР для проектирования деталей машин наиболее корректно работают для расче та их поведения в упругой области нагружения [2].

Материал и методика исследований Для компьютерного моделирования эксперимента был использован учебный программный пакет ANSYS/ED 5.5.

В качестве материала для исследования были выбраны образцы сплава Д16.

Граничные условия: с одной стороны образцы были закреплены идеально жестко, а с другой подвергались воздействию распределенной нагрузки от 0 до за данного значения, т.е. образцы подвергались растяжению.

Условием прекращения испытания являлось достижение нагрузки, при кото рой начинается разрушение образцов в реальном эксперименте. Кривая нагружения представлена на рисунке 1.

Рисунок 1 - Кривая нагружения образцов из сплава Д Д16 имеет Е1,5·1010 Па. Испытания проводились на образцах в форме пла стин, имеющих толщину 1 мм. Рисунки образцов представлены на рисунке 2.

Рисунок 2 - а) Образец с надпилами (глубина надреза меняется от 2 до 6 мм с ша гом 1 мм);

б). Образец с отверстиями (диаметр отверстия меняется от 2 до 5 мм с шагом 1 мм);

в) Образец с 3-мя надрезами (угол принимает следующие значения 30, 45, 60, 70°) 1 Образцы с надпилом В ходе испытаний глубина надпила изменялась от 2 до 6 мм (таблица 1). Дан ные по напряжению для надпила 2 мм и деформации приведены в таблице 1.

Таблица 1 - а) Надпил 2 мм;

б) Надпил 2-6 мм a б В ходе растяжения образцов с надпилом 2 мм наибольшие напряжения фор мировались в области 1 (над верхней частью надпила). Уже при нагрузке 50 МН/м напряжение в области 1 составляет 130 МПа, а деформация составила 0,260 мм. А при нагрузке 250 МН/м2 напряжение составляет 386 МПа. Максимальная деформа ция составила 1,429 мм. При одинаковой нагрузке 250 МН/м2 при увеличении глу бины надпила максимальные напряжения возрастают от 386 МПа для 2 мм до МПа для 6 мм.

2 Образцы с отверстием Диаметр отверстия менялся от 2 до 5 мм (таблица 2). Данные по напряжению и деформации приведены в таблице 2.

В ходе растяжения образцов с отверстием диаметром 2 мм наибольшие на пряжения формировались в областях 1и 2 (сверху и снизу от отверстия). Уже при 50 МН/м2 в областях 1и 2 сформировалось напряжение 142 МПа, а при 250 МН/м2 в областях 1и 2 возникло напряжение 421 МПа. В областях 3 и 4 при нагрузке свыше 150 МПа образуются участки с меньшим напряжением, чем среднее по образцу. В областях 5 и 6 при нагрузке свыше 200 МПа образуются участки с повышенным на пряжением до 322 МПа. Максимальная деформация составила 1,843 мм. При одина ковой нагрузке 250 МН/м2 при увеличении диаметра отверстия максимальные на пряжения возрастают от 421 МПа для 2 мм до 482 МПа для 6 мм.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Таблица 2 - а) Отверстие 2 мм;

б) Отверстия 2-6 мм a б 3 Образцы с 3-мя надрезами Угол (рисунок 1) принимает следующие значения 30, 45, 60, 70° (Таблица 3).

Данные по напряжению и деформации для угла 30° приведены в таблице 3.

Таблица 3 - а) Углы 30°;

б) Углы 30°, 45°, 60°, 70° a б В образцах с углами и надрезами при приложенной распределенной нагрузке свыше 150 МПа формируется характерное поле повышенных напряжений в форме ломанной линии, направленной под углом 45 ° к направлению действия нагрузки в области между надрезами.

В ходе растяжения образцов с 3-мя надрезами и углом 30° наибольшие на пряжения формировались в области 1, 2 и 3 (в окрестностях надрезов). Уже при МН/м2 в областях 1, 2 и 3 сформировалось напряжение 140 МПа, а при 250 МН/м2 в областях 1, 2 и 3 возникло напряжение 426 МПа. В областях 4, 5 и 6 при нагрузке свыше 200 МПа образуется участок с повышенным напряжением до 245 МПа, свя зывающий надрезы линиями, расположенными под углом 45° к направлению дейст вия нагрузки. Остаточная деформация составила 2,642 мм. При одинаковой нагруз ке 200 МН/м2 при увеличении угла максимальные напряжения значительно не ме няются. Для всех углов они равны около 245 МПа.

Заключение Увеличение размера концентратора напряжений выше критического приво дит к более раннему выходу деформации на макромасштабный уровень вследствие формирования макрополос локализованной деформации.

Нанесение 3-х надрезов может существенно изменять макроотклик образца вследствие взаимодействия формирующихся макрополос деформации между собой.

Полученные расчетные данные качественно согласуются с результатами рас чета интенсивности деформации сдвига, полученными по данным анализа серии оп тических изображений на комплексе TOMSC.

Список литературы 1. Чигарев А.В., Кравчук А.С., Смалюк А.Ф. ANSYS для инженеров: справоч ное пособие, М.: Машиностроение, 2004. – 512 с.

2. Каплун А.Б., Морозов Е.М., Орефьева М.А. ANSYS в руках инженера: прак тическое руководство. М.: Едиториал УРСС, 2004. – 272 с.

ПОВЫШЕНИЕ УСТАЛОСТНОЙ ПРОЧНОСТИ ОБРАЗЦОВ СТАЛИ 30ХГСН2А ИОННОЙ ИМПЛАНТАЦИЕЙ AlB+ И N+ И.В. ВЛАСОВ, 1,2С. В. ПАНИН, 2В.П. СЕРГЕЕВ Томский политехнический университет Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, 1. Введение Подавляющее большинство конструкционных изделий при эксплуатации ис пытывает воздействие переменных нагрузок, что является причиной их усталостно го разрушения. Согласно статистическим данным до 90% повреждений деталей ма шин и элементов конструкций носит усталостный характер [1]. В связи с этим про блема усталостного разрушения сохраняет актуальность и, несмотря на многолет нюю историю исследования, содержит ряд нерешенных научных и практических задач [2-3].

Целью настоящей работы являлось исследование влияния ионной импланта ции стали 30ХГСН2А ионами AlB+ и N+ на повышение усталостной прочности при испытаниях на знакопеременный изгиб.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов 2. Материал и методика эксперимента Образцы стали 30ХГСН2А размером 6581 мм3 (рис. 1.) подвергались цик лическому знакопеременному симметричному изгибу. На всех образцах была про ведена стандартная термическая обработка: закалка в масло от температуры 890 °С (с предварительным нагревом в течение 10 минут). Далее проводился отпуск при температуре 230°С в течении 2 часов с последующим охлаждением на воздухе. Об разцы были разделены на три группы: 1) исходное состояние (после стандартной термообработки), 2) имплантированные ионами AlB+, 3) имплантированные ионами N+. Исследование особенностей усталостного разрушения проводили на лаборатор ной испытательной машине по схеме симметричного консольного знакопеременно го изгиба. Параметры испытаний: размах - 7,5 мм, плечо – 45 мм, частота – 15 Гц.

Для получения оценки длины усталостной трещины проводили наблюдение и фото графирование поверхности образцов в области надрезов с помощью оптического микроскопа МБС-10, оснащенного цифровой видеокамерой, при увеличении 7.

Путем анализа монтажей оптических изображений строили зависимости длины трещины l от нормированного количества циклов нагружения (N/Np). Электронно микроскопические исследования разрушенных образцов со стороны плоской по верхности и поверхности усталостного разрушения выполняли с помощью растро вого электронного микроскопа LEO EVO 50.

3. Результаты и обсуждение 3.1. Усталостные испытания Исходное состояние. Среднее количество циклов до разрушения образцов, подвергнутых термообработке по стандартному режиму, составило Nисх разр.39,5 *103 (см. Табл. 1). При этом среднее количество циклов, соответст вующее зарождению поверхностной усталостной трещины, составило Nисх зар.4,7 *103. Соответствующий график, иллюстрирующий распространение трещины, приведен на (рис. 2,а). Видно, что зародившаяся при N/Nр0.2 трещина постепенно прорастает по образцу, при этом ее длина увеличивается практически линейно.


а) б) в) Рисунок 2 - Зависимость изменения длины усталостной трещины как функция количества циклов нагружения в образце а) исходное состояние б) имплантиро ванном ионами AlB+ в) имплантированном ионами N+ Имплантация AlB+. Образцы, подвергавшиеся имплантации ионов AlB+, характеризовались большим количеством циклов до разрушения по сравнению с вышеописанными. Среднее количество циклов до зарождения усталостной трещины в образцах данного типа составляло NAlB+ зар.14,7 *103, в то время как среднее количество циклов до разрушения NAlB+ разр.46,5 *103. Характерный график, иллюстрирующий рост усталостной трещины в зависимости от количества циклов нагружения, приведен на (рис. 2, б). Видно, что усталостная трещина зарождается при N/Nр0.5. Закон изменения приведенной зависимости можно охарактеризовать как параболический.

Имплантация N+. Образцы, подвергавшиеся имплантации ионов N+, характеризовались еще большим количеством циклов до разрушения по сравнению с имплантированными AlB+. Среднее количество циклов до зарождения усталостной трещины в образцах данного типа составляло NN+ зар.24,2 *103, в то время как среднее количество циклов до разрушения NN+ разр.51,2 *103.

Характерный график, иллюстрирующий рост усталостной трещины в зависимости от количества циклов нагружения, приведен на (рис. 2,в). Видно, что усталостная трещина зарождается при N/Nр0.5. Закон изменения приведенной зависимости также можно охарактеризовать как параболический.

Таблица 1 - Сводные данные по результатам усталостных испытаний образцов стали 30ХГСН2А без и после ионной имплантации Количество циклов до появле- Количество циклов до раз ния трещины рушения Закалка + отпуск 4666 Имплантация AlB+ 14666 + Имплантация N 24250 3.2. Фрактографические исследования Разрушенные образцы исследовались с помощью растровой электронной микроскопии. Видно, что в образце в исходном состоянии область интенсивного микро-растрескивания примыкает к зоне распространения магистральной усталост ной трещины (рис. 3,а). В результате имплантации ионами AlB+ размер (ширина) области, испытываеющей микрорастрескивание, заметно увеличивается (рис. 3,б).

При имлпантации ионами азота не удается выявить наличие трещин в модифицированном поверхностном слое (рис. 3,в). В то же время, на поверхности наблюдаются элементы деформационного рельефа (типа складок), ориентированные по направлению максимальных касательных напряжений.

а) б) в) Рисунок 3 - РЭМ-изображение плоской поверхности образцов стали 30ХГСН2А около места распространения усталостной трещины: а) исходное состояние, б) имплантация AlB+, в) имплантация N+ Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов Анализ фрактографических картин поверхности разрущения показывает, что последняя для всех без исключения образцах может быть охарактеризована, как хрупкая (рис. 4, а-в) В имплантированных образцах отдельно можно выделить характер формирования рельефа в проповерхностном слое: видно, что разрущение там протекает более хрупко по сравнение с нижележащими слоями. Причем в случае имплантации N+ толщина такого слоя может достигать несколько десятков микрон (рис 4,в).

а) б) в) Рисунок 4 - РЭМ-изображение поверхности разрушения образцов стали 30ХГСН2А вблизи плоской грани а) исходное состояние, б) имплантация AlB+, в) имплантация N+ На рис. 5 показана поверхность разрушения исследованных образцов ближе к их сердцевине. Видно, что поверхность разрушения характеризуется наличием зна чительного количества микротрещин, что подтверждает хрупкий характер разруше ния исследуемых образцов.

а) б) в) Рисунок 5 - РЭМ-изображение поверхности разрушения образцов стали 30ХГСН2А в сердцевине образца: а) исходное состояние, б) имплантация AlB+, в) имплантация N+ Для получения оценки прочности имплантированных слоев были проведены измерения микротвердости с помощью твёрдомера ПМТ – 3. Результаты измерений приведены в Табл. 3. Полученные данные свидетельствуют о том, что после имплантации ионов N+ наблюдается повышение микротвердости,в то время как после имплантации ионов AlB+ микротвердость на имплантированной поверхности снижается по сравнению с образцами в исходном состоянии.

Таблица 3 - Значение микротвёрдости, измеренное на плоской поверхности исходных и имплантированных образцов Образцы Микротвёрдость, ГПа Исходное состояние 3, Имплантация AlB+ 3, Имплантация N+ 4, Выводы Анализ полученных данных показал, что имплантация стали 30ХГСН2А ио нами AlB+ и N+ позволяет в несколько раз увеличить время до начала образования и развития магистральной усталостной трещины, в то время как максимальное воз растание количество циклов до разрушения возрастает на 20-40%. Выявлен хрупкий характер поверхности разрушения. Показано, что развитие усталостной трещины в приповерхностном слое (~10 мкм) имплантированных образцов отличается от ни жележащих слоев, а также подложки образцов, после стандартной термообработки.

Согласно данным измерения микротвердости показано, что имплантация ионов AlB+ приводит к некоторому повышению микротвердости, а имплантация ионов азота к ее некоторому снижению. Указанные результаты соответствуют данным из мерения нанотвердости на приборе Nanotest (Micromaterials ltd., UK).

Список литературы 1. Школьник Л.М. Методика усталостных испытаний. Справочник. М.: Метал лургия, 1978. - 304 с.

2. Иванова В.С. Усталостное разрушение металлов. М.: Металлургиздат, 1963. 272 с.

3. Иванова В.С., Терентьев В.Ф. Природа усталости металлов. М.: Металлургия, 1976. - 456 с.

ИССЛЕДОВАНИЕ И КОЛИЧЕСТВЕННАЯ ОЦЕНКА ЭВОЛЮЦИЯ ДЕФОРМАЦИОННОГО РЕЛЬЕФА ПЛЕНОК АЛЮМИНИЙ НА ПОДЛОЖКЕ Д16АТ ПРИ ЗНАКОПЕРЕМЕННОМ ИЗГИБЕ З.Б.СРАЙЫЛ, 2 С.В.ПАНИН, 1,2 М.А.ПОЛТАРАНИН Томский политехнический университет, Институт физики прочности и материаловедения СО РАН Введение Анализ временных рядов в настоящее время широко используется во многих отраслях техники, в физических науках и экономике. Одним из важнейших видов анализа временных рядов является спектральный анализ. Спектральный анализ - это один из методов обработки сигналов, который позволяет охарактеризовать частот ный состав измеряемого сигнала. Преобразование Фурье является математической основой, которая связывает временной и пространственный сигнал с его представ лением в частотной области.

Результаты экспериментальных исследований, опубликованные в последние годы [2], показывают, что пластическая деформация в условиях циклического на гружения, равно как и при других видах нагружения, представляет собой процесс, Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов последовательно развивающийся в иерархии структурных уровней деформации. Со гласно современным представлениям, усталостное разрушение связано с самоорга низацией мезоскопической деформационной структуры, формирующейся в мате риале при циклическом нагружении.

Данная работа посвящена экспериментальным исследованиям усталостного разрушения образцов алюминиевого сплава Д16АТ с напыленным покрытием (пленкой) из чистого алюминия в условиях знакопеременного изгиба, а также воз можности применения различных алгоритмов анализа (в том числе спектрального) оптических изображений деформированного материала для получения оценки его состояния и выделения характерных стадий развития пластической деформации и разрушения.

Материал и методы исследования Для проведения экспериментов изготавливали образцы из сплава Д16АТ для проведения последующих усталостных испытаний по схеме циклического изгиба.

Испытания образцов проводили по схеме консольного симметричного изгиба. Ам плитуда нагружения составляла ~3,5 мм. Образцы вырезали из листа Д16АТ толщи ной 1 мм в состоянии поставки в виде односторонней лопатки (содержащей гал тельный переход большого радиуса ~5 мм). Материалом покрытия выступал алю миний высокой степени очистки. Осаждение покрытия (пленки) производилось на установке ВУП-4 в вакууме путем растворения образца алюминия в тигеле из мо либденовой спирали. Осаждение покрытий проводилось послойно. Толщиной осаж денного слоя (пленки) менялась в диапазоне 1,58 мкм. В данной статье анализиро вали только изображения образцов, на поверхности которых была сформирована пленка толщиной ~2 мкм (см. рис. 1).

a б в г Рисунок 1 - Оптические изображения рельефа на поверхности пленки, при различ ных величинах циклической нагрузки: а) 5*103, б) 10*103, в) 20*103, г) 30*103 циклов Результаты эксперимента и их обсуждение Вейвлет спектральный анализ. На рис. 2 приведены LP1-LP1 (слева вверху), LP1 HP1 (справа вверху) HP1-LP1 (слева внизу) и HP1-HP1 (справа внизу) компоненты вейвлет-спектра оптических изображений соответственно [2]. Сопоставление при веденных на рис. 2 изображений показывает, что элементы формирующегося де формационного рельефа ориентированы параллельно направлению раскрытия тре щины, что наиболее наглядно проявляется на низкочастотной LP1-LP1 составляю щей вейвлет-спектра. Наименее заметно проявление формирующегося деформаци онное рельефа на высокочастотной HP1-HP1 составляющей. Наиболее значимым результатом, полученным при расчете вейвлет-спектра, является сохранение и чет кое соответствие положения на изображении спектра элементов деформационного рельефа в виде складок, характерных для исходного оптического изображения. Это дает возможность анализировать характеристики спектра и ставить их в точное со ответствие с элементами на исходном оптическом изображении.

a б в г Рисунок 2. - Вейвлет-спектр оптических изображений, содержащий LP1-LP (слева вверху), LP1-HP1 (справа вверху), HP1-LP1 (слева внизу), HP1-HP1 (справа внизу) составляющие, рассчитанные для изображений На рис. 3 и 4 представлены зависимости энергии Еx, Еy и меры локальной перемежаемости Cnx, Cny от приращения циклической нагрузки (x – горизонталь ная, y – вертикальная). Данные величины рассчитывались путем анализа оптических изображений.

а б Рисунок 3 - Зависимости энергии Еx (горизонтальная составляющая) и Еy (верти кальная составляющая) от приращения циклической нагрузки N Полученные зависимости в целом выглядят подобно, однако для вертикаль ной составляющей энергии вейвлет-спектра изменение анализируемого параметра более четко соответствует формированию складок на поверхности пленки. В то же время, нельзя говорить о том, что приведенная зависимость характеризуется плав ным возрастанием, что наиболее вероятно связано с наличием шумов на изображе ниях. По этой причине необходимо проводить предварительную обработку изобра жений с целью повышения четкости и контраста, а главное, удаления шумов и по мех на изображении. Это будет сделано в рамках следующей работы.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов б а Рисунок 4 - Зависимости меры локальной перемежаемости Cnx (горизонтальная составляющая) (а) и Cny (вертикальная составляющая) (б) от приращения цикли ческой нагрузки N Шероховатость оптических изображений. На рис. 5 представлены зависимости контролируемых параметров шероховатости от приращения циклической нагрузки исходного изображения. График парfметра Rq достаточно плавно возрастает по мере увеличения циклической нагрузки. С другой стороны, параметр Sm наоборот прак тически не меняется во времени, что свидетельствует о неэффективности его ис пользования в качестве информативного параметра. По всей видимости, это связано со значительной зашумленностью изображений [3], которая практически не меняет ся с формированием на поверхности новых складок.

б а Рисунок 5 - Зависимости Rq (среднеквадратичного отклонения профиля от сред ней линии) и Sm (среднего шага неровности по средней линии) от приращения цик лической нагрузки N Фурье спектральный анализ и расчет фрактальной размерности. На рис. 6 при веден график изменения энергии амплитудного двумерного спектра Фурье в про странственном диапазоне частот от 1 до 100 [3]. Видно, что данная характеристика наиболее плавно и адекватно возрастает по мере формирования на поверхности пленки складок, что свидетельствует об ее высокой эффективности при анализе оп тических изображений даже без использовании процедуры фильтрации. На рис. представлен график зависимости величины фрактальной размерности от прираще ния циклической нагрузки. Видно, что данный параметр также может быть эффек тивно использован для количественной характеризации деформационного рельефа, формирующегося при циклическом нагружении.

Рисунок 6 - Зависимость энергии ам- Рисунок 7 - Зависимости метода триан плитудного спектра E от приращения гуляции Fr от приращения циклической циклической нагрузки N нагрузки N Заключение Для количественного анализа эволюции деформационного рельефа на по верхности напыленной пленки на образцах алюминиевого сплава Д16АТ в работе использовали метод расчета энергии амплитудного Фурье-спектра, фрактальной размерности, шероховатости оптических изображений, энергии и меры локальной перемежаемости вейвлет-спектров. На основе проведенных исследований сделаны следующие выводы:

1) Для всех использованных характеристик показано, что по мере увели чения степени деформации и возрастания количества складок на поверхности напы ленной пленки практически все рассчитывавшиеся параметры возрастают;

2) на основании построенных зависимостей выбраны те, изменение ко торых во времени более полно отражает специфику наблюдаемых деформационных процессов: 1) энергия вертикальной компоненты вейвлет-спектра E В W, 2) параметр шероховатости Rq (среднеквадратическое отклонение профиля от средней линии), 3) энергия амплитудного Фурье-спектра E A F, 4) фрактальная размерность Df.

3) Изменение энергии вертикальной компоненты вейвлет-спектра и па раметр шероховатости Rq имеет стадийный характер, что отражается в наличии трех характерных участков данных зависимостей, в пределах которых их значение со храняет практически постоянное значение. Изменение энергия амплитудного Фу рье-спектра и фрактальной размерности по мере формирования складок на поверх ности пленки носит плавный характер и не характеризуется вышеупомянутым ста дийным характером.

4) Анализировавшиеся оптические изображения хоть и отражаются из менение рельефа, но не характеризуются его количественно. По этой причине рас считанные численные значения не следует воспринимать как однозначную характе ристику степени деформации. В то же время, ее можно использовать для получения численной оценки изменений, происходящих на поверхности пленки и для выделе ния характерных этапов развития деформации при циклическом нагужении.

Список литературы 1. Панин В.Е., Плешанов В.С., Кибиткин В.В., Сапожников С.В. Анализ полей векторов смещений и диагностика усталостного разрушения алюминиевого сплава на мезоуровне.//Дефектоскопия.-1998. - №2.- с.80-87.

Секция 1. Проблемы прочности современных конструкционных материалов 2. Панин С.В., Шакиров И.В., Сырямкин В.И., Светлаков А.А. Применение вейвлет–анализа изображений поверхности для изучения процессов пласти ческой деформации и разрушения на мезомасштабном уровне. Автометрия, 2003, Т. 39, №1. С.37-53.

3. Панин С.В., Сырямкин В.И., Глухих А.И. Применение спектрального анализа изображений поверхности для изучения процессов усталостного разрушения на мезомасштабном уровне. Автометрия, 2003, Т. 39, №4. С. 79-92.

ЗАКОНОМЕРНОСТИ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ТЕХНИЧЕСКОГО ЧИСТОГО ТИТАНА ВТ1- В РЕЗУЛЬТАТЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ А.А.ЧАБАНЕЦ1, А..Ю. ЕРОШЕНКО2, Томский политехнический университет, E-mail: chaa@sibmail.com Институт физики прочности и материаловедения Сибирского отделения Введение Развитие современной техники предъявляет все более возрастающие требо вания к качеству конструкционных материалов. Традиционные методы обработки металлов во многом не способны обеспечить требуемый уровень прочностных свойств. В связи с этим весьма перспективным направлением материаловедения яв ляется формирование субмикрокристаллического и /или наноструктурного состояний в металлах методами интенсивной пластической деформации [1]. Наноструктурные металлы имеют ряд особенностей, связанных с малым размером зерна и существо ванием высоких внутренних напряжений, вызванных большой плотностью дефек тов внутри зерен и на границах. Значительные внутренние искажения кристалличе ской решетки, связанные с высокой плотностью дефектов, приводят к возникнове нию высоких внутренних напряжений [2]. Часто внутренние напряжения могут оказывать отрицательное влияние на прочностные свойства материала [3].

Титан и сплавы на его основе являются распространенными конструкцион ными материалами. Сочетание малой плотности, высокой коррозионной стойкости и прочности делает их привлекательными для многих областей, таких как авиация, космонавтика, химическая промышленность, медицина и др. Однако технический титан по сравнению с титановыми сплавами не всегда обладает требуемым уровнем прочностных свойств, хотя отсутствие легирующих элементов типа Al, V, Mo, ток сичных для биологического организма, определяет его применение в медицине.

Одним из возможных путей повышения прочностных свойств титана является формирование в нем наноструктурного и/или субмикрокристаллического состояний методами интенсивной пластической деформации [1,2,4,5].

В данной работе представлены результаты исследования микроструктуры титана, сформированной в результате воздействия интенсивной пластической де формации, включающей комбинированный метод аbс-прессования с последующей многоходовой прокаткой.

В качестве объекта исследований был выбран технически чистый титан мар ки ВТ1-0. Аbс-прессование с поворотом оси деформации на 90° проводили со ско ростью 10-2-10–1 с-1 при последовательном понижении температуры в интервале 500400°C [4]. Каждый цикл при заданной температуре включал однократное од ноосное прессование. Количество циклов прессования составило три и девять. По лученные заготовки после abc-прессования деформировали прокаткой в ручьевых валках при комнатной температуре до 75%. После прокатки получали заготовки ти тана в виде прутков размерами (66500) мм. Данный комбинированный метод по зволяет получить в титане субмикрокристаллическое состояние. Для увеличения пластичности титана после прокатки заготовки подвергали отжигу при 300С в течение 1 часа. На этапе аbс-прессования суммарная деформация составляла 2,12 (три прес сования) и 6,12 (девять прессований). Суммарную величину деформации е считали как сумму натуральных логарифмов отношений начальной и конечной толщины образца на каждом этапе деформации [5].

n n hi e = e i = ln, h 0i i =1 i = где hi высота заготовок после прессования, ho высота заготовок до прес сования;

;

I число циклов прессования.

Электронно-микроскопические исследования были выполнены на просвечи вающем электронном микроскопе ЭМ-125 К при ускоряющем напряжении 100 кВ.

Для электронно-микроскопических исследований готовились тонкие «фольги».

Фольги были вырезаны из поперечного и продольного сечений образцов. Микро структурные исследования включили анализ формы и размеров элементов структу ры (зерна, субзерна, фрагменты) и измерения ширины и расстояния между экс тинкционными контурами. Измерения микротвердости проводились с помощью микротвердомера Duramin 5 в продольном сечении образцов.

Результаты эксперимента В исходном состоянии структура титана состоит из равновесных зерен фазы. Средний размер зерна составил 15 мкм (рис.1а).



Pages:   || 2 | 3 | 4 | 5 |   ...   | 10 |
 





 
© 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.