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 |   ...   | 3 | 4 || 6 | 7 |

«Уральское отделение РАН Институт физики металлов УрО РАН Институт теплофизики УрО РАН Челябинский государственный ...»

-- [ Страница 5 ] --

переключение подачей напряжения из прозрачного состояния в свето рассеивающее – инверсная мода. Технология изготовления пленок с нормальной мо дой разрабатывается и совершенствуется еще с прошлого века. Существует несколько методов изготовления нормальных PDLC. Нами используется метод фазового разделе ния полимера и жидкого кристалла при УФ фотополимеризации [2] из смеси акрило вых мономеров и ЖК с положительной анизотропией диэлектрической проницаемо сти. Были исследованы электрооптические свойства полученных пленок, их морфоло гия, влияния электрического поля на ориентационную структуру капель ЖК в плен ках PDLC. В результате обнаружены два механизма ориентации капель электрическим полем: плавный и спонтанный, получены пленки PDLC с субмикронным размером ка пель ЖК (300 нм), которые рассеивают не весь спектр видимого света (как обычные PDLC), а в основном коротковолновую его часть, и напряжения включения при этом 7-8 B/мкм (толщина пленки 10 мкм).

Наиболее сложным является технологический процесс изготовления инверсных PDLC. Ведь для достижения прозрачности пленки ориентация директоров молекул ЖК должна быть произведена еще до начала полимеризации смеси. Для инверсных PDLC используется ЖК с отрицательной анизотропией диэлектрической проницае мости. Ориентация может быть поведена так же несколькими способами: приложе нием магнитного [3] или электрического полей вдоль плоскости пленки, использо вание двухчастотного ЖК [4], химическая ориентация молекул [5]. Ряд проведенных нами исследований показал, что на данный момент единственным промышленно вы годным, не лабораторным и доступным методом является химическое упорядочение ЖК молекул в смеси путем добавления ориентирующих компонент. Изучение модифи каций соотношений и подбор составляющих позволили выявить пропорцию необхо димую для создания PDLC пленок с инверсными свойствами. Ведется активная работа в данном направлении.

1. Lin Y., Ren, Wu S., Appl. Phys. Lett., 84, 4083 (2004) 2. Roussel F.,Phys. Rev. E., 62, 2310 (2000) 3. Nicoletta F. P., De Filpo G., Lanzo J., Chidichimo G., Appl. Phys. Lett.,. 74, 3945 (1999) 4. Tomohisa G., Hideya M., Appl. Phys. Lett., 60, 392 (1992) 5. Sung-Hо H., Kee-Jeong Y., Sung-Ho W., Mol. Cryst. Liq. Cryst., 470, pp. 163 (2007) ЯМР ИЗМЕРЕНИЯ ГРАДИЕНТОВ ЭЛЕКТРИЧЕСКОГО ПОЛЯ В Co3 V2 O Смольников А.Г., Оглобличев В.В.

Институт физики металлов УрО РАН, 620219, Екатеринбург, ул.С.Ковалевской, E-mail: ogloblichev@imp.uran.ru Тройные оксиды с общей структурной формулой Me3 V2 O8 (Me = Cu(S = 1/2), Ni(S = 1), Co(S = 3/2)), интенсивно изучаемые в последнее время, являются фрустрированны ми магнетиками со сложной магнитной структурой в упорядоченном состоянии, вклю чающей как несоразмерную, так и ферроэлектрическую (Ni3 V2 O8 ) фазы [1-2]. Эти си стемы с кристаллической структурой Кагоме–типа чрезвычайно чувствительны к от носительно слабым взаимодействиям и, таким образом, могут демонстрировать новые и необычные примеры дальнего и ближнего магнитного порядка.

Магнитный изолятор Co3 V2 O8 (CVO), изучаемый в нашей работе, является харак терным представителем магнитных Кагоме-фаз со спиновым моментом магнитного иона S = 3/2. Этот оксид имеет орторомбическую кристаллическую структуру Cmca.

Все ионы Co2+, находящиеся в октаэдрах CoO6, формируют множество Кагоме -лестниц, которые разделены между собой немагнитными слоями из тетраэдров VO4. Кагоме лестница включает две позиции атомов Co2+ : Co1-«spine» и Co2-«cross tie». Ионы ко бальта в положениях «spine» и «cross tie» имеют различное ближайшее окружение.

Структура CVO также содержит три неэквивалентных позиции атома кислорода и лишь одну позицию атома ванадия V. Ближайшее окружение ванадия в этой структуре - непра вильный тетраэдр из атомов кислорода. Из анализа параметров тензора градиента элек трического поля (ГЭП), можно получать информацию о зарядовом окружении ядра ва надия или деформации всего тетраэдра. Исследование ГЭП было проведено методом ядерного магнитного резонанса (ЯМР).

Спектры ЯМР 51 V в парамагнитной области T 20 K представляют собой линию со сдвигом 51 K (T = 300 K) 1,5%. Сдвиг определялся относительно диамагнитной точки, которая соответствовала максимуму линии ЯМР 51 V в водном растворе эталона KVO3. Cлучайное распределение сверхтонких полей и квадрупольное уширение пер вого порядка определяет форму линии в парамагнитной области. Для 51 V со спином I = 7/2 должны наблюдается 6 сателлитных линий плюс линия центрального перехо да. При направлении магнитного поля H вдоль любой из трех кристаллографических осей a, b, c явного расщепления на 7 линий не наблюдается. Анализ ориентационных зависимостей формы линии ЯМР 51 V (H||ac, H||bc, H||ab) позволил определить направ ление главной оси тензора градиента электрического поля (ГЭП): она лежит в плоско сти bc, причем составляет с осью c магический угол = 54.70, значение квадрупольной частоты Q = 110(10) кГц и параметр асимметрии = (Vxx V yy )/Vzz =0,5(1).

Расчет параметров ГЭП в модели точечных зарядов даёт близкое к полученному в эксперименте значение параметра анизотропии ГЭП, 0.5. Однако, оценка главного значения тензора ГЭП на изоструктурном Mg3 V2 O8 (нет магнитных ионов в решетке) даёт значение тензора ГЭП на порядок меньше наблюдаемого в Co3 V2 O8. В модели то чечных зарядов мы несомненно должны были получить одинаковый результат для па раметров ГЭП в этих соединениях. Полученное различие свидетельствует о том, что в дальнейшем анализе зарядового распределения вокруг атома ванадия в CVO следует учитывать валентный вклад.

Компоненты тензора ГЭП с точностью до погрешности не зависят от температуры в парамагнитной фазе, указывая на то, что структурной деформации VO4 тетраэдра при понижении температуры не происходит.

1. Y. Chen et al., Phys. Rev. B, 74, 014430 (2006) 2. M. Kenselmann et al., Phys. Rev. B 74, 014429 (2006) ЭМИССИОННАЯ ЯГР СПЕКТРОСКОПИЯ ГРАНИЦ ЗЕРЕН НИОБИЯ ПОСЛЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ Столбовский А.В., Попова Е.Н.

Институт физики металлов УрО РАН, 620219, Екатеринбург, ул.С.Ковалевской, E-mail: Stolbovsky@imp.uran.ru Методом эмиссионной мессбауэровской спектроскопии на ядрах 119m Sn изучены гра ницы зёрен в субмикрокристаллическом Nb, полученном методом равноканального уг лового (РКУ) прессования поликристаллического Nb (99,9%) с начальным размером зерна порядка 20 мкм. РКУ прессования осуществлялось в 16 проходов.

В результате такой обработки на большинстве участков образовалась зёренно - суб зеренная структура с размером кристаллитов 80-250 нм, с низкой плотностью дисло каций, с тонкими границами, уже не имеющими явно выраженного дислокационного строения. Однако в других участках сохранились области с более крупными ячейками и субзернами, и высокая внутренняя плотность дислокаций.

Мессбауэровские атомы 119m Sn вводились в границы зёрен посредством электроли тического осаждения на поверхность образцов и последующего диффузионного от жига. Диффузионный отжиг проводился в течение 20 часов при температуре 574К (0, 21Tpl ). После отжига оставшееся на поверхности образца непродифундировавшее мессбауэровские атомы 119m Sn удалили селективным травителем. Затем ещё сняли тон кий (не более 30 нм) слой методом анодного окисления. Последующие отжиги прово дили при более высоких температурах в течение 2 часов с шагом температуры в 30... C, и после каждого из отжигов фиксировался мессбауэровский спектр.

При всех температурах диффузионных отжигов эмиссионные ЯГР спектры содер жат три компоненты. Первая обусловлена мессбауэровкими атомами, локализованны ми в ядре границ зёрен (компонента 1), а вторая – атомными зондами, перешедшими в приграничные объёмы кристаллов (компонента 2). Значения этих линий мессбау ровских спектров сравнивались с параметрами компонент ЯГР спектров, полученных при исследовании поликристаллического Nb и нанокристаллического Nb, полученно го методом кручения под высоким давлением (КВД) [1]. Установлено, что параметры спектров поликристаллического Nb и субмикрокристаллического, а также их темпера турные зависимости близки или совпадают, что свидетельствует о близости структуры и физических свойств границ зёрен.

Третья компонента в ЯГР спектре, судя по величине изомерного сдвига, скорей все го, отвечает за мессбауэровские атомы, находящиеся в ядрах дислокаций.

Работа выполнена по плану РАН (тема г.р. 01.2.006 13391) при частичной под держке РФФИ (07-03-00070) и УрО и СО РАН (интеграционный проект).

1. В.В. Попов, В.Н. Кайгородов, Е.Н. Попова, А.В. Столбовский, Известия РАН. Серия физическая, 2007, том 71, 9, с. 1270-1274.

МОДЕЛИ ПАРАМАГНИТНЫХ ЦЕТРОВ Gd3+ В ТЕТРАЭДРИЧЕСКИХ ИТТРИЕВЫХ КЛАСТЕРАХ ФТОРИДА КАДМИЯ Фокин А.В., Гусева В.Б., Артёмов М.Ю.

Уральский государственный университет им. А.М. Горького, 620083, Екатеринбург, Россия E-mail: andrew.fokin@gmail.com В работах [1 – 2] методами рентгеноструктурного анализа было показано что в кри сталлах CdF2 с высоким содержанием ( 10%) трифторидов РЗ-металлов RF3 (R = Sm Lu, Y), образуются тетраэдрические редкоземельные (или иттриевые) кластеры (рис.) CdR3 F26 и Cd2 R2 F26. При этом в кластере возможно неполное замещение катионов мат рицы на редкоземельные (или иттриевые) ионы, в результате чего решается проблема компенсации избыточного заряда.

Рис. 1. Тетраэдрический кластер дефектов с учетом возникающих при релаксации ионов искажений (по результатам [1, 2]) При исследовании спектра ЭПР монокристаллов Yx Gd y Cd1xy F2+x+y (x = 0.03, y 0.001) (фторид кадмия, легированный иттрием и гадолинием: ионы Gd3+ играют роль зонда, ионы иттрия необходимы для подавления магнитных взаимодействий, ко торые препятствуют наблюдению спектров ЭПР.), в работах [3, 4] были обнаружены тригональный и два моноклинных центра Gd3+, не наблюдаемые ранее в кристаллах структуры флюорита с примесью гадолиния.

С учетом этих данных в суперпозиционной модели для параметров начального рас щепления основного состояния второго ранга проведена оценка величины b20 ионов Gd3+, локализованных в трех типах тетраэдрических кластеров: [CdY2 GdF26 ]0 (CS ), [Y3 GdF26 ]1+ (C3V ), [Cd2 YGdF26 ]1 (CS ) (верхние индексы указывают разность зарядов де фектного кластера и замещаемого им фрагмента флюоритовой решетки [Cd4 F23 ], в скобках – группа симметрии иона Gd3+ ). Структура тетраэдрических кластеров получе на путем минимизации энергии кристалла со встроенным кластером (Чернышев В.А.).

На этой основе интенсивный моноклинный центр Gd3+ с b20 = 345 MHz отнесен к кла стеру [CdY2 GdF26 ]. Менее распространенный моноклинный центр с b20 600 MHz – к [Cd2 YGdF26 ], тригональный центр иона гадолиния очевидно можно отнести к класте ру типа [Y3 GdF26 ].

1. Рыжова Е.А., Молчанов В.Н., Артюхов А.А., Симонов В.И., Соболев Б.П., Кристаллография, 49, (2004) 2. Сульянова Е.А., Щербаков А.П., Молчанов В.Н., Симонов В.И., Соболев Б.П., Кристаллография, 50, 235 (2005) 3. Важенин В.А., Потапов А.П., Горлов А.Д., Никифоров А.Е., Казанский С.А., Рыскин А.И. ФТТ, 1398 (2005) 4. Важенин В.А., Потапов А.П., Горлов А.Д., Чернышев В.А., Казанский С.А., Рыскин А.И., ФТТ, 48, 644 (2006) ОПТИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА СПЛАВОВ ГЕЙСЛЕРА Fe2 MnAl, Fe2 NiAl Фомина К.А.1, Шредер Е.И. УГТУ- УПИ им.Б.Н.Ельцина, 620002, Екатеринбург, ул. Мира Институт физики металлов УрО РАН, 620219, Екатеринбург, ул.С.Ковалевской, E-mail: kf87@inbox.ru, shreder@imp.uran.ru Сплавы Гейслера, тройные интерметаллические соединения X2 YZ со структурой L21, представляют интерес в связи с разнообразием их магнитных свойств, являют ся источником новых идей и представлений о формировании электронной структуры магнетиков Для настоящего исследования выбраны сплавы Гейслера Fe2 MnAl и Fe2 NiAl, являющийся постоянным магнитом.

, Рис. 1. Дисперсия оптической проводимости () сплавов. На вставке более подробно ИК-область. На оси ординат отмечено значение статической проводимости, полученное из измерений электро сопротивления Известно, что оптическая спектроскопия позволяет получать информацию о пара метрах электронов проводимости в металлах и сплавах из измерений в инфракрасной области спектра и об электронном энергетическом спектре из анализа межзонного по глощения в видимой и ультрафиолетовой области [1]. Мы провели исследование с тем, чтобы изучить оптические свойства сплавов и проследить за их изменением при изме нении состава сплава.

На рисунке 1 приведены кривые оптической проводимости () сплавов. Отметим существенное отличие кривых для двух сплавов. Для Fe2 NiAl видим Друдевский подъ ем при энергиях E 1 eV, вклад от межзонных переходов в области (0, 2 0, 6) eV на фоне Друдевского подъема. Основная полоса поглощения не имеет ярко выраженных особенностей. Основной особенностью оптического спектра сплава Fe2 MnAl являет ся высокий уровень межзонного поглощения и отсутствие вклада от внутризонного поглощения вплоть до границы исследованного интервала. Пики в ИК области в обо их сплавах свидетельствуют о наличии низкоэнергетических щелей в их зонных спек трах. Оценки эффективной концентрации носителей заряда показали значения 1021 см3 для Fe2 MnAl и 1022 см3 для Fe2 NiAl.

1. Соколов А.В., Оптические свойства металлов, ГИФМЛ (1961) ВАЛЕНТНОЕ СОСТОЯНИЕ ЕВРОПИЯ В КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛАХ МОНООКСИД ЕВРОПИЯ – ЖЕЛЕЗО (КОБАЛЬТ) Игнатьева Н.И.2, Шкварин А.С.1, Осотов В.И.1, Финкельштейн Л.Д. Институт физики металлов УрО РАН, Екатеринбург 620041, ул. Софьи Ковалевской, Институт химии твердого тела УрО РАН, Екатеринбург 620041, ул. Первомайская, E-mail: shkvarin@ifmlrs.uran.ru Осуществлен синтез композиционных магнитных порошков EuO/Fe(Co), перспек тивных в плане использования их в качестве материалов для устройств спиновой элек троники, работающих при комнатной температуре. Развитие нового направления в микроэлектронике — спиновой электроники — базируется на осуществлении токопе реноса между рабочими элементами электронных устройств, в которых носителем ин формации выступает спин электрона. В твердотельных гетероструктурах источником (инжектором) спинполяризованных электронов могут выступать широкозонные фер ромагнитные полупроводники. Этим условиям в полной мере отвечают композицион ные материалы на основе монооксида европия EuO - ферромагнитного полупроводни ка ( = 108 – 1010 ом·см, ширина запрещенной энергетической зоны E g = 1, 2eV, темпера тура Кюри Tc = 69 К, стабильность при комнатных температурах). Полученный мате риал должен контролироваться по содержанию трехвалентного европия, так как при сутствие парамагнитных ионов Eu3+ резко снижает ферромагнитные характеристики композита. Химические методы количественного определения валентных состояний редкоземельных элементов (Ce, Sm, Eu, Yb) достаточно сложны даже с привлечением методов вольтамперометрии, полярографии, ЭПР и др. Для определения содержания ионов Eu3+ был применен метод LIII –абсорбционной спектроскопии (РАС).

LIII – абсорбционная спектроскопия (РАС) основана на переходе под действием рент геновского излучения внутреннего 2p3/2 -электрона в свободные состояния d- и s - сим метрии. Для РЗЭ LIII - спектр поглощения состоит из интенсивной линии, связываемой с поглощением пустыми 5d-состояниями, и слабых флуктуаций коэффициента погло щения. Вследствие внутриатомного экранирования существует зависимость энергии рентгеновского LIII максимума поглощения от числа f -электронов в РЗ ионе. При изме нении числа f -электронов на один, максимум LIII поглощения европия перемещается в шкале энергии на 7-8 эв при точности определения ±0,2 эв. Если в соединении присут ствуют разновалентные ионы Eu, то в его LIII спектре на расстоянии 7-8 эв наблюдают ся два максимума поглощения, из относительной интенсивности которых может быть количественно определено соотношение ионов того и другого сорта.

Показано, что в композитах, получаемых по методу карботермического восстанов ления смеси оксидов Eu2 O3, Fe2 O3 или Co3 O4 наряду с основным валентным состоянием иона европия (2+) присутствует европий в состоянии 3+, содержание которого возрас тает с увеличением содержания d-элемента и зависит от технологических параметров восстановительного процесса. Установлена корреляция результатов определения ва лентного состояния европия РАС и химическим методами. РАС использован как ко личественный экспресс-метод аттестации материалов, содержащих европий в различ ных валентных состояниях.

1. Борухович А.С., Игнатьева Н.И., Галяс А.И., Дорофейчик С.С., Янушкевич.К.И.// Письма в ЖЭТФ.

2006. Т.84. 9. С.592.

2. Финкельштейн Л.Д., Немнонов С.А., Ефремова Н.Н., Самохвалов А.А., Бамбуров В.Г., Симонова М.И., Лошкарева Н.Н., Лобачевская Н.И.// Изв.АН СССР.Сер.физ. 1974.Т.38.С.654.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ Mn НА ЭЛЕКТРОЛЮМИНЕСЦЕНТНЫЕ СВОЙСТВА КВАНТОВО-РАЗМЕРНЫХ ГЕТЕРОСТРУКТУР In(Ga)As/GaAs Шолина А.Е., Дорохин М.В., Данилов Ю.А.

Нижегородский гос. университет им. Н.И. Лобачевского, 603950, г. Нижний Новгород, просп.

Гагарина, E-mail: annasholina@yandex.ru Одной из важных задач развивающейся в последние годы спинтроники является со здание новых материалов, в которых полупроводниковые свойства сочетаются с фер ромагнитными [1]. Наиболее перспективны структуры с –слоем Mn, помещенным в область пространственного заряда Барьера Шоттки Au/GaAs [2]. В настоящей рабо те исследовались диоды Шоттки с квантовой ямой (КЯ) и –слоем Mn. Цель работы изучение особенностей люминесценции указанных структур.

Структуры выращивались методом МОС-гидридной эпитаксии при атмосферном давлении и температуре 550 0 C на подложках n + GaAs. После выращивания InGaAs КЯ и 3 нм спейсерного слоя осуществлялось -легирование Mn методом лазерного распыления при температуре 400 0 C. Толщина Mn слоя определялась по време ни распыления мишени Mn и в исследуемых системах составляла 0.12 – 1.8 монослоёв (МС). Покровный слой GaAs выращивался при температуре 400 0 C [2]. Для исследо ваний электролюминесценции (ЭЛ) на поверхность структур методом термического испарения в вакууме наносился Au контакт Шоттки.

Обнаружено повышение интенсивноcти ЭЛ при -легировании атомами Mn по срав нению с ЭЛ контрольной структуры без Mn. Наибольшая интенсивность полу чена для образца с содержанием Mn 0.12 МС. Важной задачей дальнейших исследова ния является изучение температурной стабильности люминесценции указанных дио дов. С этой целью была проведена серия отжигов исследуемых структур при темпера турах 400- 6000 C.

Обнаружено, что отжиг структур с КЯ при 450 0 C приводит к существенному гаше нию интенсивности фотолюминесценции. В случае температуры отжига 500 0 C на блюдается полное гашение люминесценции структур с КЯ. Согласно предварительным результатам для повышения температурной стабильности возможно использование в качестве активной области структур InAs/GaAs квантовых точек.

Авторы работы выражают признательность Б.Н. Звонкову за изготовление образ цов.

1. A.M. Nazmul, S. Sugahara, M. Tanaka, Phys. Rev. B., 67, 241308 (2003).

2. M.V. Dorokhin, B.N. Zvonkov, Yu.A. Danilov, et.al. // Int.J. Nanoscience, 6 (2007), 221.

СТРУКТУРНЫЕ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КОНДЕНСИРОВАННЫХ СРЕД СИНТЕЗ ЛИГАТУРНЫХ Al-Ti СПЛАВОВ МЕТОДОМ АЛЮМОТЕРМИИ Астафьев В.В., Бродова И.Г., Яблонских Т.И.

Институт физики металлов УрО РАН, 620219, Екатеринбург, ул.С.Ковалевской, E-mail: vxv3@narod.ru В последние годы, в целях повышения качества отливок и слитков разрабатывают ся новые способы специальной обработки и получения лигатурных сплавов, основан ные на существовании наследственной связи в системе: шихта – расплава – отливка.

Целью настоящей работы является разработка нового способа синтеза лигатурных Al Ti сплавов и изучение особенностей кристаллизации технического алюминия, ле гированного титаном с их помощью.

В данной работе исследовались лигатурные сплавы, синтезированные методом алю мотермии. Технология их получения включала следующие операции. В солевой рас плав на основе хлоридов щелочных металлов (K, Na) вводился Ti (от 2 до 8мас.%) в виде соли K2 TiF6, а Al- в виде порошка или крупки. При T=5900 -6000 С протекала алюмо термическая реакция, при которой путем восстановления соединения Ti алюминием образовывался металлический Ti. Далее осуществлялся нагрев расплавов до темпера тур 7000 - 8000 и после выдержки охлаждение в тигле в печи или на воздухе.

Металлографическое исследование проводилось с использованием компьютерной приставки на микроскопах ‘’NEOPHOT-32” и бинокулярном микроскопе МБС-2. Фазо вый анализ проводился на дифрактометре ”Дрон-3”, элементный анализ на сканирую щем микроскопе Quanta.

Металлографические исследования структуры полученных образцов показали, что они представляют собой многофазные композиции, в которых наряду с Al матрицей существуют разные интерметаллиды. Рентгеноструктурный анализ показал наличие в лигатурных сплавах всего спектра алюминидов Ti (Al3 Ti, AlTi, Ti3 Al) и алюминида Fe. Наибольшую объемную долю во всех слитках имеют кристаллы состава Al3 Ti, а их размеры составляют порядка 100 мкм. Замена Al –порошка на Al-крупку, а также пере мешивание расплава и более интенсивное охлаждение позволили получить плотную бездефектную отливку с равномерно распределенными по объему алюминидами.

Увеличение температуры реакции до 7500 (в реакции восстановления участвует жид кий алюминий) привело к тому, что в структуре сплава сформировались алюминиды Ti только одного состава- Al3 Ti, с размерами, не превышающими 20 мкм. В результате сравнения фазового состава, морфологических и размерных характеристик структуры синтезированных сплавов, этот режим был выбран наиболее оптимальным.

С целью сравнения модифицирующих способностей опытной и стандартной лига тур одного химического состава были исследованы образцы сплава Al- 0,8%Ti, полу ченные легированием технического алюминия стандартным лигатурным сплавом (Al-4%Ti) и опытной лигатуры при одних и тех же условиях. Методами количествен ной металлографии установлено, что размер литого зерна в сплаве, легированном опыт ной лигатурой, в три раза меньше, чем при легировании стандартной лигатурой.

Можно сделать вывод, что Al Ti лигатура, полученная алюмотермией, имеет бо лее высокую модифицирующую способность и может конкурировать со стандартными технологиями производства лигатурных сплавов.

Работа выполнена при частичной поддержке Гранта РФФИ-Урал 07-03-96088.

ВЛИЯНИЕ РЕЖИМОВ НАПЫЛЕНИЯ ИОННО-ПЛАЗМЕНОГО ПОКРЫТИЯ НА УСТАЛОСТНУЮ ПРОЧНОСТЬ СТАЛЬНЫХ ОБРАЗЦОВ Бочкарев М.В., Кашапов М.Р.

Оренбургский государственный университет, 460018, Оренбург, пр. Победы, E-mail: bochkarev8@mail.ru Ионно-плазменные покрытия широко используют для повышения износостойко сти и коррозионной стойкости инструмента, а также усталостной прочности деталей в машиностроении и других областях техники. Эффект от нанесения покрытия зависит не только от свойств самого покрытия, но и от прочности связи покрытия с поверхно стью образца, т.е. адгезионной прочности покрытия.

В настоящей работе изучали влияние ионно-плазменного покрытия (TiN) на уста лостную прочность образцов из стали 20 и У8. Покрытие наносили как при темпера туре фазового превращения (727 0 C) – температура эвтектоидного превращения в ста ли), так и при температурах, отличных от температуры фазового превращения.

Усталостные испытания образцов проводили на специально разработанной уста новке при комнатной температуре с частотой нагружения 23 Гц при симметричном цикле нагружения и жесткой схеме испытания. В процессе испытания определяли об щее количество циклов нагружения до разрушения образцов. Кроме того, с помощью измерителя акустического сигнала (ИАС-3) фиксировали количество циклов нагруже ния до появления макротрещины в образцах. При каждой температуре испытывали 3-5 образцов.

Исследования поверхности покрытий и микрофрактографические исследования усталостных изломов проводили в растровом электронном микроскопе JSM-Т20. Мак рофрактографическое строение изломов изучали визуально или при небольшом уве личении. Длину зоны усталостного развития трещины l f на поверхности изломов в на правлении распространения трещины измеряли штангенциркулем с абсолютной по грешностью 104 м.

Проведенные исследования позволяют сделать следующие выводы.

1. Электрономикроскопические исследования показали, что напыление ионно - плаз менного покрытия из TiN не повлияло на микрорельеф поверхности стальных образ цов. При этом качество покрытий, нанесенных как при температуре фазового пере хода (727 0 C), так и при температурах, отличных от температуры фазового перехода, отличается пластичностью и высокой адгезионной прочностью.

2. Максимальная усталостная прочность стальных образцов имеет место в случае нанесения ионно - плазменного покрытия при температуре фазового перехода (727 0 C). В случае нанесения покрытия при температурах, отличных от температуры фазового перехода, общая долговечность образцов становится даже ниже, чем в об разцах без покрытия.

3. Результаты оценки времени зарождения усталостной трещины с помощью аку стической эмиссии, а также данные макрофрактографического анализа свидетельству ют о том, что увеличение общей долговечности образцов с ионно-плазменным покры тием, нанесенном при температуре фазового перехода, обусловлено увеличением вре мени до зарождения усталостной трещины.

4. Микрофрактографический анализ показал, что разрушение образцов с покры тиями не сопровождается образованием в очаге зарождения трещины зоны сдвига.

Адгезионная прочность покрытия, нанесенного при температуре фазового перехода, выше по сравнению с покрытиями, нанесенными при температурах, отличных от тем пературы фазового перехода.

Работа выполнена при финансовой поддержке Российского фонда фундаменталь ных исследований (проект 08-08-99122р_офи).

ПОВЫШЕНИЕ МИКРОТВЕРДОСТИ И ТРЕЩИНОСТОЙКОСТИ МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОГО КРЕМНИЯ ПРИ НАНЕСЕНИИ СВЕРХТВЕРДОГО УГЛЕРОДНОГО АЛМАЗОПОДОБНОГО ПОКРЫТИЯ НАНОМЕТРОВОЙ ТОЛЩИНЫ Дручинина О.А.1, Колпаков А.Я. Центр коллективного пользования научным оборудованием «Диагностика структуры и свойств наноматериалов»;

Белгородский государственный университет, г.Белгород, ул.Королева,2а Научно-исследовательская лаборатория проблем разработки и внедрения ионно-плазменных технологий, Белгородский государственный университет, г.Белгород, ул.Студенческая, 14, корп.6, E-mail: druchinina@bsu.edu.ru, kolpakov@bsu.edu.ru В настоящее время тонкие алмазоподобные пленки вызывают повышенный инте рес во всем мире, поскольку по своим физико-механическим характеристикам близки к натуральному алмазу и являются наиболее перспективными из всех видов покрытий для использования в нанотехнологиях [1,2].

Целью данной работы являлось исследование микротвердости и трещиностойко сти монокристаллического кремния до и после нанесения углеродного покрытия им пульсным вакуумно-дуговым методом.

Объектом исследования являлся кремний марки КЭФ-4.5. Ионная очистка образ цов и нанесение углеродного покрытия толщиной порядка 90 нм проводили на уста новке УВНИПА-1-001, оснащенной ионным газовым источником ИИ-4-0.15 и импульс ным источником углеродной плазмы. Условия получения таких покрытий приведены в работе [2]. Выбор толщины покрытия в данном случае определялся особенностями его применения на изделиях микромеханики, в частности, кантилеверах сканирую щих зондовых микроскопов.

Измерение микротвёрдости на поверхности образцов проводили по методу Вик керса на микротвердомере DM-8B при нагрузках на индентор 10, 25, 50 г. Время вы держки под нагрузкой составляло 15 с. Определялось среднее значение из 20 измере ний. Учитывая, что в процессе испытания глубина проникновения индентора превы шала толщину покрытия, получаемые экспериментально значения в этом случае соот ветствовали микротвердости композиции «пленка – подложка». Последующий анализ отпечатков и измерение длины трещин проводили на оптическом микроскопе Olympus GX-51 с использованием специального программного обеспечения.

Было установлено, что нанесение углеродного покрытия вышеуказанной толщины позволяет увеличить микротвердость кремния в среднем более чем на 50%, а также значительно повысить его трещиностойкость. Качественно объяснить полученные ре зультаты можно с использованием основных положений кинетической теории проч ности, связывающей процессы разрушения с накоплением точечных дефектов при де формации, коалесценцией их в более крупные дефекты (поры) и последующей стади ей образования микротрещин и трещин [3].

Увеличение микротвердости кремния и его трещиностойкости в результате нанесе ния сверхтонких покрытий углерода можно объяснить высоким уровнем напряжений сжатия в углеродном покрытии (порядка 10 ГПа), которые компенсируют напряжения растяжения, возникающие при индентировании.

1. Ротнер С.М., Мокрицкий В.А., Алмазоподобные пленки в микроэлектронике // Алмазоподобные и углеродные пленки, ISTF-12, Раздел II, 114 (2003) 2. Колпаков А.Я., Галкина М.Е., Суджанская И.В. и др., Модифицирование поверхности кремния ле гированными углеродными покрытиями нанометровой толщины // Упрочняющие технологии и покрытия, 10, 53(2006) 3. Регель В.Р., Слуцкер А.И., Томашевский Э.Е., Кинетическая природа прочности твердых тел, Наука (1974) ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРНЫХ ФАЗОВЫХ ПЕРЕХОДОВ В КРИСТАЛЛЕ (NH4 )3 Ti(O2 )F Жогаль А.Л.1, Мельникова С.В.2, Крылов А.С. Сибирский Федеральный Университет, 660041, Красноярск Институт физики им. Л.В.Киренского СО РАН, 660036, Красноярск, E-mail: msv@iph.krasn.ru На фоне многочисленного семейства кристаллов со структурой эльпасолита, основ ным структурным элементом которых является октаэдр MX6 (M = Al, Fe, Ti, Zr, Nb, Mo, W;

X = O, F, Cl), большой интерес исследователей вызывает группа соединений с семикоординированными комплексами MX7. К таким веществам относятся кристал лы (NH4 )3 H f F7, (NH4 )3 ZrF7, (NH4 )3 NbF6 и другие. Структура кристалла (NH4 )3 Ti(O2 )F окончательно не определена, но есть мнение, что полярный оксифторный комплекс Ti(O2 )F5 представляет собой октаэдр, а два атома кислорода из-за короткой связи об разуют гантель O O, статистически занимающую одну из вершин октаэдра, будучи ориентированной перпендикулярно оси четвёртого порядка. При комнатной темпе ратуре кристалл принадлежит центросимметричной пространственной группе Fm3m и в процессе охлаждения испытывает структурный фазовый переход первого рода при T0 =226К, сопровождающийся скачкообразными расщеплениями рентгеновских рефлек сов. Однако симметрия низкотемпературной фазы этого кристалла не установлена и не определена роль отдельных структурных элементов в процессе перестройки.

В настоящей работе проведены поляризационно-оптические исследования, изуче ны законы двойникования, получены спектры комбинационного рассеяния, измерено двупреломление оксифторида (NH4 )3 Ti(O2 )F5 в интервале температур 90 – 350К. Обна ружена последовательность двух сегнетоэластических фазовых переходов при T1 =270К (второго рода, = 0,5) и T2 =225К (первого рода). Показано, что необычное поведение двупреломления в низкотемпературной фазе является результатом влияния парамет ров порядка обеих фаз. Предполагается изменение симметрии фаз:

Fm3m 4/mmm 4/m. Установлены аномалии параметров спектра в областях внут ренних колебаний ионов аммония и комплексов Ti(O2 )F5. Анализ результатов показал, что переходы связаны с упорядочением этих групп. Наибольшие изменения претерпе вают связи Ti(O2 ) комплекса.

ВЛИЯНИЕ ЛЕГИРОВАНИЯ ВОДОРОДОМ НА ДЕФОРМАЦИОННОЕ ПОВЕДЕНИЕ СПЛАВА Ti-6Al-4V В СУБМИКРОКРИСТАЛЛИЧЕСКОМ СОСТОЯНИИ Забудченко О.В., Грабовецкая Г.П., Созоева А.В.

Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, 634021, г. Томск, пр. Академический 2/ E-mail: lekalune@mail.ru Проведено исследование влияния легирования водородом в количестве 0,24 мас % на деформационное поведение и механические свойства при растяжении субмикро кристаллического (средний размер зерен 0,3 мкм) сплава Ti6Al4V при температурах 293 и 973 К.

Методами рентгеноструктурного анализа показано, что водород в исследуемом суб микрокристаллическом сплаве Ti 6Al 4V 0, 24H при температуре 293 К, как и при температуре 973 К, находится в твердом растворе. Легирование водородом сплава Ti 6Al 4V в количестве 0,24 мас.% приводит при комнатной температуре к уменьше нию предела текучести и увеличению предела прочности и деформации до разруше ния. При температуре 973 К присутствие водорода в сплаве Ti 6Al 4V увеличивает значения пределов текучести и прочности и уменьшает величину деформации до раз рушения.

Установлено, что особенностью деформации субмикрокристаллического сплава Ti 6Al 4V в процессе растяжения при комнатной температуре является развитие полос локализованной деформации на различных масштабных уровнях. Присутствие водорода в субмикрокристаллическом сплаве Ti 6Al 4V в количестве 0,24 мас. % в твердом растворе повышает устойчивость сплава к локализации деформации на мезо и макромасштабных уровнях. Предполагается, что повышение устойчивости сплава Ti 6Al 4V 0, 24H к локализации деформации на мезо- и макромасштабных уровнях связано с облегченным зарождением дислокаций на микроуровне и увеличением их подвижности в присутствии водорода.

При температуре испытания 973 К присутствие водорода в сплаве Ti 6Al 4V в твердом растворе снижает его устойчивость к локализации деформации. При отно сительно небольших степенях деформации ( 20%) локализация деформации ре ализуется в виде мезополос, формирующихся в направлениях наибольших касатель ных напряжений. С увеличением степени деформации ( 30%) на границах мезо полос локализованной деформации образуются отдельные трещины, которые в по следствии сливаются, образуя зигзагообразные магистральные трещины периодиче ски расположенные по поверхности образца. Устойчивость легированного водородом сплава Ti 6Al 4V 0, 24H к локализации деформации при температуре 973 К су щественно увеличивается в случае, когда пластическая деформация осуществляется в условиях одновременной дегазации. Установлено, что причиной повышения устойчи вости исследуемого сплава к локализации деформации при растяжении в условиях од новременной дегазации является активация зернограничного проскальзывания диф фузионными потоками атомов водорода.

ПЛАСТИЧЕСКАЯ ЗОНА ПЕРЕД ВЕРШИНОЙ ТРЕЩИНЫ В ТВЕРДЫХ ТКАНЯХ ЗУБОВ Зайцев Д.В., Григорьев С.С., Панфилов П.Е.

Уральский государственный университет, 620083, Екатеринбург, пр. Ленина, E-mail: Dmitry.Zaitsev@usu.ru Процесс разрушения человеческих зубов уже долгие годы активно изучается, не только в медицине, но и в физическом материаловедении. Зарождение и рост трещин можно рассматривать, как основную характеристику процесса разрушения. В ранних работах было обнаружено возникновение сателитных трещин и притупление верши ны основной трещины. Следуя принципам механики разрушения, было сделано пред положение, что перед вершиной трещины должна существовать пластическая зона, но прямых доказательств её существования получено не было. В задачу настоящей работы входило обнаружение пластической зоны в человеческом дентине и эмали. Трещины в образцы вносились в процессе механической обработки и изучались с помощью опти ческого микроскопа в проходящем свете. Как в эмали, так и в дентине не было обнару жено, какой либо взаимосвязи траектории распространения трещины со структурой материала. Вершины трещин были притуплены и перед ними были обнаружены поло сы, которые лежали на траектории трещин и являлись их продолжением. Изменение контраста очевидно связано с изменением микроструктуры образца в этих областях.

Из чего можно сделать вывод, что там произошла необратимая деформация и, следова тельно, полосу можно определить, как пластическую зону. Также в пластической зоне были обнаружены сателитные трещины пора - образной формы и мостики, геометрия которых явно связана с микроструктурой образцов. Появление и рост сателитных тре щин перед вершиной основной трещины и притупление её вершины выглядит подоб но распространению трещины в фольге поликристаллического алюминия, растянуто го в колонне электронного микроскопа. Процессу разрушения в алюминии предше ствует сильная пластическая деформация и утонение материала. Образование сателит ных трещин происходит, когда количество дислокаций в деформируемом участке па дает до нуля. Понятно, что дислокационный механизм процесса деформации не может быть применен к нашему материалу, но возможность необратимой деформации нельзя исключать. Вероятно, она происходит, за счет деформирования упругих колагенновых волокон (органической составляющей). Рост трещины в дентине и эмали происходит за счет образования и соединения сателитных трещин в вершине основной трещины.

ВЛИЯНИЕ ИНТЕНСИВНОЙ ПЛАСТИЧЕСКОЙ ДЕФОРМАЦИИ И ПОСЛЕДУЮЩИХ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫХ ОТЖИГОВ НА МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА И СТРУКТУРУ СТАЛИ 10Г2ФТ В ФЕРРИТО-ПЕРЛИТНОМ СОСТОЯНИИ Захарова Г.Г.1, Астафурова Е.Г. Томский государственный университет, 634050, пр. Ленина, 36, Томск Институт физики прочности и материаловедения СО РАН, 634021, пр. Академический, 2/4, Томск E-mail: galinazg@yandex.ru Проведено экспериментальное исследование структуры и механических свойств низкоуглеродистой стали 10Г2ФТ (Fe1.12Mn0.08V0.07Ti0.1C в феррито-перлитном состоянии (нормализация 30 мин. при 950 0 С) после равноканального углового прессо вания (РКУП), кручения под гидростатическим давлением (КГД) и последующих вы сокотемпературных отжигов. Сталь была подвергнута РКУП по режиму BC (4 прохо да) при Т=200 0 С, угол сопряжения между каналами составлял Ф=1200. Эквивалентная деформация, реализуемая в результате РКУП, составила 2.7. Интенсивную пластиче скую деформацию (ИПД) кручением проводили под давлением 6 ГПа на наковальне Бриджмена. Образцы диаметром 10 мм и толщиной 0.6 мм деформировали кручением при температуре 200 на 5 оборотов, что соответствовало истинной логарифмической деформации e = 6.3. После РКУП и КГД сталь подвергалась высокотемпературным отжигам в интервале температур 500... 700 0 С в вакууме, выдержка 1 час, охлаждение производилось с печью.

Методами электронной и оптической микроскопии, рентгеноструктурного анали за показано, что РКУП стали 10Г2ФТ приводит к формированию преимущественно СМК структуры со средним размером структурных элементов – 0,3 мкм, в то время как исходная мелкозернистая структура имела средний размер зерна феррита 4,2 мкм.

Средний размер образующихся элементов зеренно-субзеренной структуры после КГД составляет 95 нм. Следовательно, ИПД стали 10Г2ФТ в феррито-перлитном состоянии сначала приводит к формированию СМК структуры (при степени деформации 2,7), а затем наноструктуры (при степени деформации 6.3).

В исходном феррито-перлитном состоянии микротвердость стали составляла 1,6 ГПа, после РКУП она возросла до 2,9 ГПа. Исследования термостабильности сфор мированной после РКУП СМК структуры показали, что после отжига Т=500 0 С мик ротвердость стали 10Г2ФТ практически не изменилась Hµ=2,8 ГПа. При увеличении температуры отжига до 600 0 С и 700 0 С микротвердость уменьшается до Hµ=1,8 ГПа и Hµ=1,6 ГПа, соответственно. Таким образом, значение микротвердости стали после РКУП и отжига при Т=700 0 С становится близким к исходному значению микротвер дости стали до ИПД.

После КГД микротвердость возрастает до 6.44 ГПа. Отжиг стали 10Г2ФТ в феррито перлитном состоянии после КГД до температуры Т=400 0 С слабо влияет на величину микротвердости исследуемой стали Hµ=6.67 ГПа. После нагрева при Т=500 0 С значе ние микротвердости снижается до Hµ=4.47 ГПа, что свидетельствует о начале про цессов рекристаллизации и подтверждается исследованиями микроструктуры стали – спад микротвердости сопровождается ростом среднего размера элементов микро структуры от 95 до 860 нм. После отжига при Т=600 0 С микротвердость стали стано вится близка к исходному значению до КГД.

Таким образом, РКУП приводит к формированию преимущественно СМК, а КГД – наноразмерной структуры. Полученная после ИПД структура характеризуется высо кой термостабильностью: до температуры отжига 500 0 С после РКУП и до температу ры 400 0 С после КГД.

Авторы работы выражают благодарность за сотрудничество своим коллегам про фессору Добаткину С.В. и к.ф.-м.н. Найденкину Е.В.

МЕТАЛЛОМАТРИЧНЫЙ КОМПОЗИТ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИЯ: СПОСОБ ПОЛУЧЕНИЯ, СВОЙСТВА Заяц С.В.

Институт электрофизики УрО РАН, 620016, Екатеринбург, ул. Амундсена, E-mail: seriyoga@iep.uran.ru Исходные композиционные порошки на основе алюминия получены методом элек трического взрыва металлических проволок в Институте электрофизики УрО РАН.

После взрыва в атмосфере аргона (чистотой 99.99%), для стабилизации порошок ча стично окислялся, за счет медленного напуска воздуха в рабочую камеру. Частицы по рошка обладали сферической формой, средним диаметром 50-100 нм. Порошок содер жал 15 масс. % оксида в аморфном состоянии. Оксид представлял собой тонкую обо лочку толщиной порядка 4 нм, покрывающую ядро из металлического Al.

Компактирование порошков проводилось с помощью одноосного магнитно - им пульсного (МИ) пресса [1]. Длительность сжимающего импульса давления составляла порядка 500 мкс, амплитуда – 1.5 ГПа. Для удаления внедренных газов и адсорбирован ных веществ с поверхности частиц пресс-форма с уложенным порошком нагревалась до 400 С при непрерывной вакуумной откачке [2]. Механические испытания на про водились на измерительном приборе Nanotest 600 (Micromaterials Ltd.).

Применяя к исходным порошкам механическое сплавление в планетарной мельни це АГО-2 [3], можно добиться полного разрушения оксидных оболочек с последующим объединением в частицы размером до 50 нм, внедренных в структуру более крупных алюминиевых частиц. В результате МИ прессования такого механосинтезированно го порошка улучшается однородность распределения упрочняющих частиц по объему композита рис. 1. При этом увеличивается пластичность материала с сохранением вы сокого уровня микротвердости.

Рис. 1. АСМ изображение ММК в режиме рельефа Метод перспективен для получения изделий различной формы из высокотвердого и пластичного металломатричного композита на основе алюминия упрочненного ча стицами оксида алюминия.

1. Иванов В.В., Паранин С.Н., Вихрев А.Н., Ноздрин А.А., Материаловедение, 5, 49 (1997) 2. Rhee C.K., Lee G.H., Kim W.W., Ivanov V., Zayats S. and Medvedev A., J. Metastable and Nanocristalline Materials, 15-16, 401, (2003) 3. Заяц С.В., Иванов В.В., Кайгородов А.С., Иванова О.Ф., Медведев А.И., Мурзакаев А.М., Химия в интересах устойчивого развития, 15, 51, (2007) ЭВОЛЮЦИЯ СТРУКТУРЫ СТАЛЕЙ 20 И 45 ПРИ ВОЛОЧЕНИИ ЗАГОТОВКИ В ПРОЦЕССЕ РАВНОКАНАЛЬНОГО УГЛОВОГО ПРЕССОВАНИЯ Зубкова Т.А., Ефимова Ю.Ю., Никитенко О.А.

ГОУ ВПО «Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова», 455000, Магнитогорск, ул. Ленина, E-mail: tanjazubk@inbox.ru Перспективным способом повышения прочности стали является интенсивное пла стическое деформирование (ИПД), основанное на диспергировании структурных эле ментов материала. Данный метод уникален, так как позволяет значительно повышать прочностные и пластические свойства металлов одновременно. Этим обстоятельством объясняется развитие такой схемы ИПД, как равноканальное угловое прессование (РКУП).

Образцы из сталей марок 20 и 45 в рамках исследования подвергались последова тельным операциям: улучшению (закалка с высоким отпуском), равноканальному угло вому прессованию, волочению. Дифракционный электронно-микроскопический ана лиз структуры тонких фольг, вырезанных из центральных областей поперечного се чения обработанных образцов, проводили на просвечивающем электронном микро скопе JEM-200СХ в светлом и темном поле при напряжении 160 kV в условиях Центра коллективного пользования Института физики металлов УрО РАН.

Тонкая структура сталей марок 20 и 45 после РКУП в улучшенном состоянии име ет следующие особенности. Во-первых, формируется бимодальная структура, состоя щая преимущественно из ультрамелких зерен феррита размером 200-500 нм и более крупных зерен феррита с размерами до 1000 нм. Во-вторых, карбидная фаза представ ляет собой дисперсные, преимущественно округлые частицы с размерами в стали не более 100 нм и в стали 45 – 230 нм. В-третьих, границы зерен изогнутые, волнооб разные, что свидетельствует об их неравновесновесности. Особенности тонкой струк туры могут обеспечить при высоких прочностных характеристиках повышенную пла стичность сталей, обработанных методом РКУП.

При последующем волочении также происходят существенные структурные изме нения. Наблюдается измельчение зерен феррита по сравнению с состоянием после РКУП, что естественным образом связано с вытягиванием зерен феррита в продоль ном направлении и уменьшением сечения зерен в поперечном направлении в процес се волочения. Карбиды частично, очевидно, растворяются в процессе пластического деформирования при волочении (по литературным данным - с переходом атомов уг лерода в дефекты кристаллического строения феррита) [1]. Формируется структура с высокой плотностью дислокаций и со сложным дислокационным строением субгра ниц, что обеспечивает повышение прочностных свойств [2]. При последующем нагре ве может происходить «очистка» феррита от углерода и частичное восстановление це ментита, что позволяет рассчитывать на увеличение пластичности без значительного снижения прочности [2].

Работа выполнена в рамках федеральной целевой программы «Исследования и раз работки по приоритетным направлениям развития научно-технологического комплек са России на 2007 - 2012 г.г.» по направлению «Конструкционные стали с ультрамелко дисперсной и наноструктурой, методы их получения и обработки».

1. Сагарадзе В.В. Деформационно-индуцируемые низкотемпературные диффузионные превращения в сталях. Развитие идей академика В.Д.Садовского. Сб.тр. Екатеринбург, 192 – 218, (2008).

2. Валиев Р.З. Наноструктурирование материалов интенсивной пластической деформацией для дости жения перспективных свойств. Фазовые и структурные превращения в сталях: Сб. науч. тр. Вып. 4, 1, 215-229, (2006).

ИССЛЕДОВАНИЕ ЗОНЫ ФОРМИРОВАНИЯ СОЕДИНЕНИЯ ОРТОРОМБИЧЕСКОГО АЛЮМИНИДА ТИТАНА С ТИТАНОВЫМ СПЛАВОМ, ПОЛУЧЕННОГО МЕТОДОМ СВАРКИ ВЗРЫВОМ Гринберг Б.А.1, Антонова О.В.1, Елкина О.А.1, Иноземцев А.В.1, Рыбин В.В.2, Семёнов В.А. Институт физики металлов УрО РАН, Екатеринбург ЦНИИ КМ “Прометей”, С.-Петербург E-mail: avinz@imp.uran.ru Применение слоистых композитов и покрытий позволяет повысить надежность и долговечность большого класса деталей и оборудования. Существует несколько спосо бов получения слоистых металлических композиций и нанесения покрытий, каждый из которых имеет свои преимущества и недостатки. Поэтому они не исключают, а вза имно дополняют друг друга. Знание возможностей каждого из них позволяет опреде лить наиболее эффективный способ для производства конечного вида слоистого мате риала, обеспечивающий высокое качество изделия. Критическим местом у этих компо зиционных материалов является узкая зона вблизи контактной поверхности. Именно там происходят наиболее значительные изменения структуры и фазового состава ма териалов. Именно ее свойства обычно определяют свойства биметаллического соеди нения в целом. Характер переходной зоны зависит от выбранной технологии соедине ния материалов, от температурно-временных, силовых и прочих режимов процесса.

В ЦНИИ КМ “Прометей” удалось получить хорошие результаты при создании биме таллических соединений орторомбического алюминида титана с титановым сплавом путем сварки взрывом [1] и диффузионной сварки [2].

Рис. 1. Микроструктура сварного соединения ВТИ-1 и ВТ1-0 в зоне формирования соединения:

а - поперечное сечение, б - продольное сечение волнистой поверхности раздела Методами рентгеновской дифрактометрии, оптической металлографии, микрорент геноспектрального анализа, сканирующей и просвечивающей электронной микроско пии были исследованы фазовый состав и микроструктура этих биметаллических со единений. Очень интересной с точки зрения большого разнообразия структурных осо бенностей оказалась зона формирования соединения полученного сваркой взрывом.

Вблизи границы раздела, имеющей волнистую форму, переходная зона содержит изо лированные вихревые области. По данным микроанализа, проведённого при помощи сканирующего электронного микроскопа, их химический состав отличается от соста вов исходных материалов. Хотя после сварке взрывом в технически чистом титане наблюдаются структуры, типичные для деформированного материала, у контактной поверхности можно наблюдать узкую полосу рекристаллизованных зерен.

1. Рыбин В.В., Сидоров И.И., Гринберг Б.А., Антонова О.В., Волкова Н.П., Иноземцев А.В., Салищев Г.А. // Вопросы материаловедения, 2004. 2 (38).С. 61.

2. Рыбин В.В., Семенов В.А., Семенов А.Н., Филин Ю.А., Окунев Ю.К., Гринберг Б.А. и др. //Вопросы материаловедения, 2004. 2 (38).С. 47.

Электронно-микроскопические исследования выполнены в центре коллективного пользования по электронной микроскопии ИФМ УрО РАН.

Работа выполнена при финансовой поддержке ФГУП ЦНИИКМ «Прометей» (дог.

48/07/939-2007), проект президиума РАН 27.

СТРУКТУРНЫЕ И МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА КЕРАМИКИ НА ОСНОВЕ ОКСИДА АЛЮМИНИЯ, ПОЛУЧЕННОЙ МАГНИТНО-ИМПУЛЬСНЫМ ПРЕССОВАНИЕМ И СПЕКАНИЕМ НАНОПОРОШКОВ Кайгородов А.С.

Институт электрофизики УрО РАН, 620016, Екатеринбург, ул. Амундсена, E-mail: kaigor@iep.uran.ru Оксид алюминия является одним из наиболее перспективных керамических мате риалов для широкого спектра конструкционных применений с энергонапряженными условиями эксплуатации благодаря сочетанию высокой твердости, термостойкости, химической инертности, с одной стороны, и доступности, с другой стороны.

В связи с этим методами магнитно-импульсного прессования и спекания изучено формирование керамик на основе Al2 O3 из композитных нанопорошков Al2 O3 + Al раз ного состава. Особенностью микроструктуры таких керамик является распределение наноразмерной фракции кристаллитов Al2 O3 на границах более крупных кристаллов с характерным размером 1-2 мкм (рис. 1).


Рис. 1. СМ изображение излома керамики, полученной при температуре спекания 1550 0 C из композит ного нанопорошка с 15 вес.% содержанием алюминия Исследованы механические свойства керамик методом индентирования. Наилуч шим сочетанием характеристик микротвердости и трещиностойкости (19.4 ГПа и 7. МПа·м0.5, соответственно) обладает керамика, полученная из композитного нанопо рошка с 15%-ным содержанием металлической фракции при давлении прессования 0. ГПа и температуре спекания 1550 0 C. Полученные значения механических свойств ис следуемой керамики выше по сравнению с отечественными и мировыми аналогами.

Установлено, что использование композитных нанопорошков с металлической фрак цией (Al2 O3 + Al) по сравнению с нанопорошками чистого оксида позволяет снизить необходимое давление прессования до 3 раз без потери в плотности и целостности ке рамического изделия. Продемонстрировано получение из композитного нанопорош ка с 15%-ным содержанием металлической добавки керамических образцов сложной формы в виде толстостенных труб.

ВЛИЯНИЕ ИОННО-ЛУЧЕВОЙ ОБРАБОТКИ НА СТРУКТУРУ, ФАЗОВЫЙ СОСТАВ И СВОЙСТВА НАГАРТОВАННОГО СПЛАВА ВД1 СИСТЕМЫ Al-Cu-Mg-Mn Клепикова А.А., Овчинников В.В.

Институт электрофизики УрО РАН, 620016, Екатеринбург, ул. Амундсена, E-mail: Vladimir@ief.intec.ru, vladimir@iep.uran.ru Деформируемые алюминиевые сплавы в настоящее время успешно применяются в различных областях современной техники. Получение новых данных об эволюции их структуры и свойств при различных видах внешних воздействий весьма актуально для разработки новых нетрадиционных способов их обработки.

Образцы сплава ВД1 были вырезаны из нагартованных (степень деформации 60 %) листов толщиной 2 мм, изготовленных на Каменск-Уральском металлургическом заво де. Ионно-лучевая обработка осуществлялась при комнатной температуре ионами Ar+ с энергией Е = 20 - 40 кэВ при плотностях ионного тока j = 150 – 400 мкА/см2 и дозах D = 2,5·1015 – 1,9·1017 см2 на установке ПУЛЬСАР, оснащенной ионным источником на основе тлеющего разряда с холодным полым катодом. В ходе облучения осуществлялся мониторинг температуры мишени с помощью хромель-алюмелевой термопары. Мак симальные значения температур, до которых нагревались образцы во время ионно лучевой обработки составляли: 80 0 C при низких дозах облучения 2,5·1015 см2, 1·1016 см2 и 400 0 C при высокой дозе облучения 1,9·1017 см2.

Проведено электронно - микроскопическое исследование влияния облучения иона ми Ar+ (E = 20 - 40 кэВ) на структурно - фазовое состояние холоднодеформированного алюминиевого сплава ВД1 системы Al Cu Mg Mn. Получены результаты по влия нию облучения на его механические свойства. Обнаружено, что облучение дозами - 1016 см2 приводит к формированию в сплаве развитой субзеренной структуры с рав ноосными, свободными от дислокаций субзернами, а дальнейшее увеличение дозы до 1017 см2 и выше вызывает образование крупнокристаллической зеренной структуры с размером зерен более 10 мкм. Кроме того, при больших дозах облучения в сплаве про исходит распад пересыщенного твердого раствора с выделением упрочняющей () фазы (CuAl2 ). Установлено, что облучение дозами, превышающими 5·1016 см2, резко увеличивает пластичность и снижает прочностные характеристики сплава ВД1.

Проведено исследование кристаллографической текстуры листовых полуфабрика тов сплава ВД1 в исходном нагартованном состоянии, после облучения разными доза ми ионов аргона средних энергий (20-40 кэВ), а также после отжига в печи при темпе ратуре 400 0 C в течение 3 ч. Установлено, что облучение нагартованных листов алюми ниевого сплава ВД1 ионами Ar+ приводит к изменению исходной текстуры прокатки.

При облучении дозами выше 5·1016 см2 в нем формируется текстура рекристаллиза ции, аналогичная образующейся при печном отжиге.

Наблюдаемые структурные изменения происходят в ходе облучения за весьма ко роткое время (1-150 с), при этом образец в конце облучения не нагревался ионным пучком выше 400 0 C (выдержка при предельной температуре отсутствовала). Зареги стрированные структурные изменения наблюдаются как с облученной, так и с необлу ченной стороны образца, толщина которого составляет 2 мм, в то время как средний проективный пробег ионов Ar+ как в алюминии, так и в сплаве ВД1 40 нм.

ИССЛЕДОВАНИЕ ДИСЛОКАЦИОННОЙ СТРУКТУРЫ МЕТАЛЛОВ Кругликов Н.А.

Институт физики металлов УрО РАН, 620219, Екатеринбург, ул.С.Ковалевской, E-mail: nick@imp.uran.ru Основные вопросы физики прочности и пластичности невозможно решить, не ис пользуя данных о правильном кристаллическом строении металлов. В то же время, на коплено большое количество данных о том, что дефекты кристаллического строения оказывают решающее влияние на физические свойства металлов и сплавов. Дислока ции являются особым типом несовершенств решетки, резко отличающихся от других, в том числе и линейных.

Первоначально термин «дислокация» было введено в физику кристаллов в 30-х го дах XX века для того, чтобы объяснить несоответствие между наблюдаемой и теорети ческой прочностью кристаллов. Хотя прямые доказательства существования дислока ций и их связи с прочностными свойствами кристаллических веществ были получены лишь в середине 50-х годов того же века. Таким образом, на первых этапах развития теории дислокаций представления об этих объектах были исключительно гипотети ческими [1].

На настоящий момент, исследователи располагают не только косвенными, но и прямыми структурными методами изучения дислокаций. Методом, который позволяет проводить не только прямые наблюдения дислокационной структуры, но получать до статочно большой объем кристаллографических характеристик индивидуальных дис локаций является, вне всяких сомнений, просвечивающая электронная микроскопия.

Формированию электронно-микроскопического изображения дислокаций, услови ям их погасания, определению кристаллогеометрии залегания линейных и плоских дефектов посвящено довольно много статей и обзоров. Одной из основных характери стик дислокации является вектор Бюргерса b. Его определение - относительно неслож ная задача при использовании современного электронного микроскопа, оснащенного гониометрической приставкой. Обычно для его определения используется условие по гасания изображения дислокации в дифрагированном пучке g, g · b = 0. Вторая важная характеристика, которая необходима для определения типа дислокации – направле ние линии дислокации u. Определение этой характеристики в большинстве случаев требует больше времени и вычислений [2].

В настоящей работе изложены результаты исследования металлов, интерметалли дов и упорядоченных сплавов в различных структурных состояниях с упором на демон страцию методов съемки и интерпретации изображений дислокаций. Дан обзорный материал из теории дислокаций и теории формирования контраста на электронно микроскопических изображениях. Обсуждаются явления блокировки, автоблокиров ки и автолокализации дислокаций в различных веществах [3].

Электронно-микроскопические исследования выполнены в центре коллективного пользования электронной микроскопии УрО РАН.

Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ гранты 07-03-00144, 07-03 96122, проекта 27 Программы Президиума РАН и Фонда содействия отечественной науке.

1. Хирт Дж., Лоте И., Теория дислокаций, Атомиздат (1968) 2. Томас Г., Гориндж М.Дж., Просвечивающая электронная микроскопия материалов, Мир, (1983) 3. Гринберг Б.А., Антонова О.В., Волков А.Ю., Иванов М.А., Кругликов Н.А., Кадникова Ю.П. ФММ.

105, 5 (2008) АТОМНАЯ СТРУКТУРА РАДИАЦИОННЫХ ДЕФЕКТОВ В ГЦК-МЕТАЛЛАХ, ПОДВЕРГНУТЫХ РАЗЛИЧНЫМ ТИПАМ ОБЛУЧЕНИЯ Медведева Е.В., Ивченко В.А.

Институт электрофизики УрО РАН, 620016, Екатеринбург, ул. Амундсена, E-mail: lena@iep.uran.ru В настоящей работе прецизионное исследование изменений реальной структуры поверхностных атомных слоев чистой платины, облученной ускоренными до 30 кэВ ионами аргона, а также быстрыми нейтронами проводилось методом полевой ионной микроскопии (ПИМ). Возможности ПИМ позволяют изучать приповерхностный объ ем облученных материалов путем контролируемого удаления атомов с поверхности, анализируя тем самым структуру образца путем полевого испарения одного атомного слоя за другим. Визуализация атомно-чистой поверхности исследуемого объекта при криогенных температурах, дает возможность получать количественную информацию об изменении координат атомов при радиационных воздействиях различного типа, наблюдать атомное строение возникающих радиационных дефектов и анализировать их распределение в объеме материала, а также надежно оценивать толщину модифи цированного приповерхностного слоя.

Имплантация игольчатых образцов, предварительно аттестованных в ПИМ, прово дилось ускоренными до 30 кэВ пучками газовых ионов (Ar+ ), до флюенсов (F) - 1016 см2 при плотностях ионного тока j = 150 (T=700 C) и 200 мкА/см2 (Т=2000 C), соот ветственно. Для изучения дефектов, образовавшихся при нейтронной бомбардиров ке, платиновые образцы облучались в реакторе ИВВ-2М при температуре 310 К до флюенсов быстрых (E 0,1 МэВ) нейтронов 6,71017 см2 и 3,51018 см2.

Облучение платины нейтронами до флюенса 6,71017 см2 привело к формирова нию в ней дефектной структуры, для которой характерна повышенная концентрация единичных точечных дефектов и их комплексов, по размеру сравнимых с межатом ным расстоянием. При повышении флюенса до 3,51018 см2 в облученной платине образовались радиационные кластеры (обедненные зоны с «поясом» междоузельных атомов), средний размер которых составил 3,2 нм. Экспериментально измеренная кон центрация радиационных кластеров в объеме платины составила 91022 м3.

Впервые с помощью ПИМ установлен эффект формирования нанокристаллической структуры в приповерхностных объемах чистой платины в результате облучения уско ренными до 30 кэВ положительными ионами (Ar+ ) (F= 1016 1017 см2 ). Это явление на блюдается на расстояниях вплоть до 20 нм от облученной поверхности металла (при F= 1017 см2 ). Установлены размеры наноблоков на облученной поверхности Pt, которые имеют градиент по объему. Показано изменение размеров блоков по глубине сечения платинового образца от облученной (при F= 1017 см2 ) поверхности. Средний размер блоков варьируется в пределах 1-5 нм при изменении расстояния до 20 нм по глубине.


Можно предположить, что формирование таких структур может быть перспективным для модификации механических, трибологических и других свойств материала.

Работа выполнялась при поддержке Российского Фонда Фундаментальных Иссле дований (грант 07-02-00722-а), Программы ОФН-5 «Новые материалы и структуры», а также Уральского отделения РАН (грант молодых ученых и аспирантов).

ЭВОЛЮЦИЯ СТРУКТУРЫ ПРИ РАВНОКАНАЛЬНОЙ СВОБОДНОЙ ПРОТЯЖКЕ СТАЛЕМЕДНОЙ ПРОВОЛОКИ Никитенко О.А., Ефимова Ю.Ю., Зубкова Т.А.

ГОУ ВПО «Магнитогорский государственный технический университет им. Г.И. Носова», 455000, г.

Магнитогорск, пр. Ленина E-mail: tanjazubk@inbox.ru Решение актуальных вопросов электрификации железных дорог и городского транс порта, создание сетей высоковольтных линий электропередач и линий связи, произ водства отечественной электронной техники и продукции других отраслей требует улучшения качества и повышения объёмов выпускаемых в России биметаллических материалов и изделий и, в первую очередь, сталемедной проволоки. Слоистая компо зиция должна обладать, главным образом, высокими электропроводными и прочност ными свойствами. При этом важнейшую роль в формировании механических свойств сталемедной проволки играет состояние структуры.

Известно, что новые перспективные технологии интенсивной пластической дефор мации (ИПД), основанные на диспергировании структурных элементов материала, уникальны и позволяют значительно повышать прочностные и пластические свойства металлов. В МГТУ был разработан метод равноканальной угловой свободной протяж ки (РКУ-протяжки) как альтернативный способ формирования субмикрокристалли ческой (СМК) структуры материала, позволяющий управлять свойствами металлов в условиях непрерывности технологического процесса [1].

Разработка технологических процессов получения проволоки для производства ка натов и биметаллической сталемедной продукции невозможна без детального рассмот рения и глубокого исследования эволюции наноструктурных изменений в стали в про цессах ИПД. Цель настоящего исследования – на основе металлографических методов анализа оценить возможность применения новой высокотехнологичной схемы ИПД РКУ-протяжки для формирования субмикрокристаллической структуры сталемедной проволоки и повышения уровня ее механических свойств.

В работе для исследования использовали сталемедную заготовку с сердечником из стали 08, которая предварительно подвергалась волочению, а затем – РКУ-протяжке в несколько проходов. Качественный и количественный металлографический анализ был осуществлен с помощью металлографического микроскопа «ЭПИКВАНТ» с ис пользованием системы компьютерного анализа изображений SIAMS. Микротвердость оценивалась методом вдавливания алмазной пирамиды на твердомере ПМТ – 3 в соот ветствии с ГОСТ 9475-76.

Было выполнено определение величины зерна, а так же испытания распределения микротвердости по сечению заготовок, изменения прочностных свойств на разных этапах при РКУ-протяжке. Проведенный анализ результатов показал, что РКУ – про тяжка обеспечила заметное диспергирование структурных составляющих не только на поверхности, но также и в центральной части проволоки, и тем самым повысила уровень прочностных свойств. Диспергирование микроструктуры медной оболочки не приводит к существенному увеличению электросопротивления.

Работа выполнена в рамках федеральной целевой программы «Исследования и раз работки по приоритетным направлениям развития научно-технологического комплек са России на 2007 - 2012 г.г.» по направлению «Конструкционные стали с ультрамелко дисперсной и наноструктурой, методы их получения и обработки».

1. Гун Г.С., Чукин М.В., Емалеева Д.Г., Копцева Н.В., Ефимова Ю.Ю. Исследование формирования суб микрокристаллической структуры поверхностного слоя стальной проволоки с целью повышения уровня ее механических свойств. Вестник МГТУ им. Г.И. Носова, 3,84-87, (2007).

МОРФОЛОГИЯ ПОВЕРХНОСТИ, СТРУКТУРА И ФОТОЛЮМИНЕСЦЕНТНЫЕ СВОЙСТВА НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ПЛЕНОК 3C-SiC, ВЫРАЩИВАЕМЫХ НА Si В ВАКУУМЕ Орлов Л.К., Вдовин В.И., Тарасова Ю.И., Смыслова Т.Н., Дмитрук И.Н., Ивин С.В.

ИФМ РАН,НГТУ, Н. Новгород, ИХПМ, Москва, ИФ НАНУ, Киев E-mail: orlov@ipm.sci-nnov.ru Гетероструктуры 3C SiC/Si в последние годы вызвают повышенный интерес для создания широкозонного эмиттера к кремнию в элементах опто- и СВЧ-электроники:

кремниевые лавинные фотодиоды, гетеробиполярный транзистор и другие. В работе рассматриваются морфология поверхности, структура и фазовый состав пленок нано кристаллического кубического карбида кремния. Наращивание пленок проводилось при температурах около 10000 C на подложки Si(111) и Si(100) в высоковакуумной тех нологической установке с газовыми источниками. Рост пленок осуществлялся как с использованием только углеводородов (метод химической конверсии) и из смеси си лана и паров гексана. Рассматривается возможность использования для выращивания пленок элементоорганических соединенийнапример, метилсилана. Особенности эпи таксиального процесса изучаются на основе разрабатываемых кинетических моделей, учитывающих различные пути пиролиза молекул рабочих газов на поверхности расту щей пленки.

Фазовый состав выращиваемых пленок проанализирован с использованием мето дов рентгеноструктурного анализа, электронографии и фотолюминесценции. Морфо логия поверхности выращенных пленок изучалась методами интерференционной оп тической, сканирующей зондовой и просвечивающей электронной микроскопии. Рас смотрены отличительные особенности, которые вносит в исследование характеристик поверхности каждый из используемых методов. Проведено сопоставление основных параметров поверхности (шероховатость, разброс и эксцесс поверхности) исследуе мых гетероэпитаксиальных карбидных слоев с аналогичными характеристиками как гомоэпитаксиальных структур, так и сильно напряженных гетероэпитаксиальных струк тур. В качестве последних использованы пленки кремния на сапфире, слои твердого раствора кремния и германия на кремнии, пленки нитрида галлия на кремнии. Осо бое внимание уделено анализу фигур роста, формируемых вследствие рекристаллиза ции на поверхности пленок кубического карбида кремния (111) в процессе термиче ского отжига. Информация, полученная на основе интерференционной оптической и сканирующей зондовой микроскопии, сопоставляется с данными просвечивающей электронной микроскопии на малоугловом клине. Преимуществом последней являет ся ее совместимость с методом электронографии, позволяющим одновременно с ме тодом рентгено-структурного анализа изучать кристаллографическую структуру плен ки и фигур роста на ней. Совместное использование для анализа структуры поверхно сти различных методов позволило выявить нанокристаллическую текстуру выращи ваемых тонких пленок. Показано, что формируемые на поверхности Si(111) фигуры роста микронного размера имеют поликристаллическую плотно упакованную фасети рованную структуру с размерами зерен в диаметре в несколько десятков нанометров, разориентированных в пределах 30 C.

Обсуждаются светоизлучающие свойства нанокристаллических пленок кубическо го карбида кремния в условиях комнатной температуры измерений. Использование для возбуждения электронной подсистемы третьей гармоники фемтосекундного лазе ра (exit = 266 nm) позволило, наряду с известными линиями в спектре фотолюминес ценции ( = 510 nm и 410 nm), впервые выявить линию излучения, лежащую в области глубокого ультрафиолета, с длиной волны = 340 nm. Анализ фазового состава пле нок показал, что линии фотолюминесценции в ультрафиолетовой части спектрально го диапазона не связаны с включением в матрицу 3C SiC более широкозонных фаз карбида кремния, а также с дефектами структуры роста. Рассматриваются различные механизмы возбуждения излучательных переходов электронов в структуре.

ВЗАИМОСВЯЗЬ СТРУКТУРЫ И ФИЗИКО-МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ ПОЛИАКРИЛОНИТРИЛЬНОЙ НИТИ Павлухина О.О.

Челябинский государственный университет, 454021, Челябинск, ул. Бр. Кашириных, E-mail: pavluhinaoo@mail.ru Получение высокопрочных и высокомодульных углеродных волокон (УВ) остает ся одной из актуальных проблем. В настоящее время в качестве основного вида сырья для изготовления УВ используются полиакрилонитрильные (ПАН) волокна. Структу ра и свойства исходной ПАН нити во многом предопределяют физико-механические характеристики конечного углеродного волокна.

В работе определяли линейную однородность структуры комплексной ПАН нити, состоящей из 300 филаментов, методом рентгеноструктурного анализа (дифрактометр D8 ADVANCE, фильтрованное CuK -излучение), а также измеряли линейную плотность, прочность и относительное удлинение при разрыве. Исследования выполнены на отрезках комплексных нитей, сформированных фильерами, расположенными в раз ных точках осадительной ванны. Общая длина исследуемых нитей составила 57 000 м.

Степень кристалличности материала ПАН нити рассчитывали, основываясь на моде ли аморфно-кристаллической структуры волокна.

Было установлено, что степень кристалличности ПАН волокна изменяется от 61. до 65.1%. Также были определены физико-механические характеристики исследуемой ПАН нити: линейная плотность изменяется от 47до 53текс, разрывная нагрузка – от 413 до 560 мН/текс, и относительное удлинение при разрыве – от 12.3 до 14.5%.

Для установления взаимосвязи кристалличности и механических показателей ПАН нити были построены зависимости степени кристалличности как функции от линей ной плотности, прочности и удлинения на разрыв по всей длине исследуемой нити.

Установлено, что наибольшей корреляции соответствует взаимосвязь средних значе ний степени кристалличности и средних значений линейной плотности. Наибольшим значениям степени кристалличности соответствует наибольшее значение линейной плотности. Из полученных данных видно, что условия формования нити для различ ных фильер заметно отличаются, так как средние значения степени кристалличности и линейной плотности для различных фильер отличаются. Наблюдается зависимость средних значений степени кристалличности и средних значений линейной плотно сти. Большим средним значениям степени кристалличности соответствуют большие средние значения линейной плотности и наоборот.

ЭВОЛЮЦИЯ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ СПЛАВА B95 В ПРОЦЕССЕ ДИНАМИЧЕСКОГО КАНАЛЬНО-УГЛОВОГО ПРЕССОВАНИЯ Петрова А.Н.1, Ширинкина И.Г. УГТУ - УПИ им. Б.Н. Ельцина, 620002, Екатеринбург, ул. Мира Институт физики металлов УрО РАН, 620219, Екатеринбург, ул.С.Ковалевской, E-mail: np87@list.ru, shirinkina@imp.uran.ru Целью исследований, проводимых в ИФМ УрО РАН, является определение возмож ности улучшения структуры алюминиевого сплава В95 за счет использования ново го динамического метода интенсивной пластической деформации - ДКУП. За основу динамического канально-углового прессования взят метод равноканального-углогого прессования (РКУП) [1]. Для продавливания образца через каналы матрицы вместо пресса, в качестве рабочего тела, используются продукты сгорания пороха.

В экспериментах исследовалось влияние числа проходов образца через каналы и геометрии матрицы на структуру и механические свойства термически упрочняемого алюминиевого сплава В95. Его химический состав-Cu-1,7;

Mg-2,2;

Mn-0,4;

Zn-6,0;

Cr-0, (вес.%). Интервал исследованных скоростей составлял 150-300 м/с. Число проходов варьировалось от 1 до 2. Эксперимент по деформированию образцов выполнен в Рос сийском Федеральном Ядерном Центре - Всероссийском Научно- исследовательском Институте технической физики (г. Снежинск).

На примере сплава В95 показана возможность трансформации крупнозернистой структуры с помощью нового метода динамического прессования.

Установлено, что в процессе деформирования уже после одного прохода наблюда ется измельчение макроструктуры, толщина волокон уменьшается в 2 раза. На попе речных шлифах выявлены следы пластического сдвига, имеющие вихревую траекто рию. Их появление свидетельствует о неоднородности осуществления пластического сдвига, сложном движении материала в процессе высокоскоростного нагружения.

Измерены значения твердости и микротвердости трех образцов, продеформиро ванных при разных условиях. Установлено, что уже после одного прохода твердость сплава увеличивается на 35-37%. Увеличение числа проходов до двух приводит к вы равниванию твердости по сечению и не вызывает дополнительного упрочнения мате риала.

Опираясь на результаты электронно-микроскопических исследований, можно пред положить, что причиной повышения твердости данных образцов является формиро вание субмикрокристаллической структуры с размером фрагментов порядка 300- нм. Это подтверждается и ранее полученными результатами на сплавах иных составов.

Сплав В95, измерениетвердости по Бринеллю Н=250 кг, D=10мм № образца состояние значение твердости, МПа исходный после отжига 1 1 проход, старая матрица 2 2 прохода, старая матрица 3 1 проход, новая матрица Рис. 1. Микротвердость образцов. 895- образец 1, 896- образец 1. Валиев Р.З., Александров И.В., Наноструктурные материалы, полученные интенсивной пластиче ской деформацией, Логос (2000).

О КЛАСТЕРНОЙ СТРУКТУРЕ ЖИДКИХ МЕТАЛЛОВ Пономарёв А.Г.1, Физико-технический институт УрО РАН, 426000, Ижевск, ул. Кирова, Ижевский государственный технический университет, 426069, Ижевск, ул. Студенческая, E-mail: agp@udm.ru Целью данной работы является экспериментальное рентгеноэлектронное исследо вание электронной структуры жидких золота и никеля и её анализ на основе компью терного (численного) моделирования атомной и электронной структур.

Для исследования изменений в электронной структуре в различных агрегатных со стояниях никеля и золота снимались рентгеноэлектронные спектры внутренних уров ней и валентных полос при нагреве до 2000 К этих металлов в твердом и жидком со стояниях.

Структура рентгеноэлектронных спектров валентной полосы жидкого золота близ ка к структуре, полученной с кристаллического образца. В золоте волновые функции 5d-электронов локализованы сильнее, чем 3d, то даже в жидком состоянии не должны наблюдаться сильные d d-взаимодействия и p d-гибридизация электронных состо яний атомов золота. В рамках нашей кластерной модели, можно предположить, что образуются кластеры со слабыми межатомными связями, что приводит к испарению образца уже при незначительных температурах перегрева расплава. В отличие от зо лота, валенные полосы никеля претерпевают сильное изменения при плавлении. Это свидетельствует о сильной гибридизации pиd- электронов на атомах жидкого никеля.

Расчет электронной структуры выполнялся зонным методом линейных маффин тин орбиталей в приближении атомной сферы (TB-LMTO-ASA). Этот метод позволяет учитывать ковалентный характер связи и несферическое распределение электронной плотности. Расчет электронной структуры жидкого никеля выявил сильное перерас пределение электронной плотности между соседними атомами в отличие от локали зации d-электронов в окрестностях своих атомов в кристаллическом состоянии. Фор ма рентгеноэлектронного спектра и кривой полной плотности электронных состоя ний показали хорошее согласие. Расщепление основного максимума на кривой полной плотности электронных состояний, а также наличие максимума при 3,5-4,0 эВ повто ряют распределение плотности p- состояний в результате гибридизации p- с d- состо яниями никеля. Таким образом, образование кластеров никеля связано с изменением электронной структуры, что приводит к появлению ковалентных связей между атома ми с вовлечением в гибридизированную связь d-электронов матрицы.

Для изучения атомной структуры проводилось молекулярно-динамическое модели рование с использованием многочастичных EAM-потенциалов Ercolessi-Parinello-Tosatti.

Результаты, полученные по молекулярно-динамическому моделированию, находятся в хорошем согласии с результатами эксперимента [1].

Для интерпретации результатов молекулярно-динамического моделирования пред ложена методика выявления различных скоплений атомов (кластеров) на основании анализа функции радиального распределения атомов. Согласно этой методике, струк тура никеля представляется как квазиодномерная структурой типа атомных дендритов и спиралей. Наличие таких структурных элементов могут обеспечить малую сжимае мость жидкости. Атомы соседних дендритов, расположенные на больших расстояни ях, позволяют сдвиговым напряжениям обращаться в нуль. То есть, дендриты могут свободно скользить друг относительно друга. Этим обеспечивается текучесть жидко сти.

Таким образом, на примере впервые проведенных сравнительных исследований атомной и электронной структуры в жидком состоянии никеля и золота предприня та попытка интерпретации полученных результатов в рамках кластерной модели.

1. Iida T., Guthrie R.L.L. The Physical Properties of Liquid Metals, Clarendon Press (1988).

ВЛИЯНИЕ СХЕМЫ НАГРУЖЕНИЯ ОБРАЗЦОВ НА МАРТЕНСИТНЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В СПЛАВЕ Fe-Mn Проскурина М.С.

Оренбургский государственный университет, 460018, Оренбург, пр. Победы, E-mail: proskurina8@mail.ru В настоящей работе рассмотрено влияние сжимающих и растягивающих цикличе ских нагрузок на мартенситные превращения в метастабильном сплаве при комнатной температуре.

Для изучения кинетики мартенситных превращений при циклическом нагружении (зависимости количества - и -мартенсита от количества циклов нагружения N), плоские образцы из Fe Mn сплава (1,06 %C;

15,18 %Mn;

0,20 %Cr;

0,40 % Ni) с аусте нитной структурой в закаленном состоянии испытывали при R = 0 (режим I) и R = - (режим II).

Испытание по режиму I позволяет на одном образце (рентгенографируя его по верхность) изучить влияние растягивающих и сжимающих циклических напряжений на кинетику мартенситных превращений в данной стали. При испытании по режиму II изучали влияние на мартенситные превращения напряжений «растяжение-сжатие».

Количество - и - мартенсита на поверхности образцов определяли рентгеновским методом по интегральной интенсивности дифракционных линий (111) K -фазы, (110) K - фазы и (101) K - фазы.

Результаты исследования показали, что с увеличением количества циклов нагруже ния N уширение дифракционной линии (311) K - фазы сначала увеличивается до N = (2-6)·103 циклов, а затем остается практически постоянным. Причем уширение ди фракционной линии при циклическом растяжении материала практически в два раза превышает уширение при циклическом сжатии (режим I).

Под действием циклических нагрузок в материале образцов происходят превращения. Мартенситные превращения в сплаве начинаются уже на первых циклах нагружения образцов до появления усталостной трещины. На зависимости объ емного содержания -фазы на поверхностях образцов от количества циклов нагруже ния видно, что при циклических напряжениях растяжения распад аустенита происхо дит более интенсивно по сравнению с напряжениями сжатия. При циклическом нагру жении образцов - мартенсита образуется больше, чем - мартенсита.

В случае испытания образцов по режиму II, характер зависимостей уширения ди фракционной линии и объемного содержания мартенситных фаз от количества цик лов нагружения аналогичен вышерассмотренному.

1. С увеличением количества циклов нагружения образцов из Fe Mn сплава, уши рение дифракционной линии (311) K -фазы сначала увеличивается до N=(2-6)·103 цик лов, а затем остается практически постоянным. Причем данное уширение линии при циклическом растяжении материала практически в два раза превышает уширение при циклическом сжатии.



Pages:     | 1 |   ...   | 3 | 4 || 6 | 7 |
 





 
© 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.