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 |

«Сборник трудов Всероссийской школы- семинара студентов, аспирантов и молодых ученых по направлению развития Национальной нанотехнологической сети «Конструкционные ...»

-- [ Страница 2 ] --

Серия №3. НД-порошки серии №3 готовились методом высокоэнергетической МА по режимам, аналогичным режимам, используемым для подготовки образцов серии №2. Спекание образцов НД порошков серии №3 осуществлялось методом ЭИПС на установке SPS 625 (SYNTEX INC.) в вакууме. Температура спекания варьировалась в интервале от 900 до 1300оС. Скорость спекания образцов варьировалась в интервале от 50 до 300 оС/мин. Спекание проводилось при приложении давления 50-70 МПа.

Исследования структуры сплавов проводились на оптическом микроскопе Leica IM DRM и растровом электронном микроскопе Jeol JSM- с рентгеновским микроанализатором INCA 350. Исследование плотности проводилось методом гидростатического взвешивания с помощью аналитических весов АДВ-200М и ВЛР-200. Точность измерения плотности составляла ±0.01 г/см3. Для исследования механических свойств спеченных образов использовалась методика измерения микротвердости. Измерения проводились с использованием микротвердомера ПМТ-3. Точность измерения твердости составляла ±30 МПа.

2. Экспериментальные результаты 2.1 Влияние добавок УДП на спекание МА-сплавов ВНЖ-95 (серия №1) Исследования показали, что средний размер частиц вольфрама в состоянии после низкоэнергетической МА составляет ~ 0.100.15 мкм (см.

рис. 1а).

а) б) в) Рисунок 1 - Структура НД порошка ВНЖ-95 после высокоэнергетической МА в течении tма=20 мин (а), после свободного спекания при температуре 1450оС (б) и ЭИПС при 1100оС (в) На рис. 2 представлены зависимости плотности образцов псевдосплава ВНЖК-95 от температуры спекания. Зависимость плотности сплава ВНЖ-95 с добавкой 10% УДП аналогичного химического и фазового состава от температуры спекания является трехстадийной. На первой стадии при увеличении температуры спекания Тспек от 1200 до Т1=1400оС наблюдается монотонное увеличение плотности сплава от 15.77 до 17.77 г/см3 (от 87.1% до 98.2% от теоретической плотности сплава th), а при увеличении температуры спекания до Т2~1450оС наблюдается незначительное уменьшение плотности до 17.53 г/см3 (до 96.85%). Дальнейшее повышение Тспек до 1500оС приводит к увеличению плотности материала до 17.67 г/см3 (до 97.6% от теоретической плотности сплава, см. табл. 2 и рис. 2).

Зависимость плотности сплавов, состоящих из 20% и 100% УДП, от температуры спекания имеют аналогичный характер – при увеличении Тспек от 1200оС до оптимальной температуры спекания T1 наблюдается увеличение плотности, а при дальнейшем увеличении Тспек до T2~1500оС происходит снижение плотности.

Отметим, что полученные зависимости (Т) для МА-порошков сплава ВНЖ принципиально отличаются от известных зависимостей, полученных при спекании крупнозернистых (КЗ) немеханоактивированных порошков (см. рис.

2б). Анализ литературных данных [3, 4] показывает, что для таких материалов зависимость плотности от температуры спекания имеет монотонный характер, причем максимум плотности достигается при температурах, соответствующих температуре плавления -фазы (см. рис. 2а, б).

Отметим также, что эффект снижения плотности на второй стадии спекания (при Т1TT2) не связан с развитием пористости в сплаве – детальные структурные исследования не выявили изменения объемной доли пор в сплаве ВНЖ-95.

, г/см3 б) а) 19, г/см II III I d2d 17 10% УДП d 20% УДП 100% УДП КЗ 16 КЗ T, oC Т, оС Т1 Т 1100 1300 1500 Рисунок 2 - Зависимость плотности крупнозернистого сплава ВНЖ 95 с различным содержанием УДП аналогичного состава от температуры свободного спекания:

а – эксперимент, б – схема (результаты исследования спекания крупнозернистых (КЗ) порошков сплава взяты из [3, 4]) Исследования микроструктуры сплавов ВНЖ-95 показывают (табл.

1), что введение УДП приводит к снижению среднего размера зерна от мкм (без добавок УДП) до ~ 4 мкм (100% УДП). Прочностные свойств сплава практически не изменяются (см. табл. 1).

Таблица 1. Влияние добавок ультрадисперсных порошков вольфрама на оптимальную температуру спекания, плотность и механические свойства МА-сплава ВНЖ-95 (серия №1) Плотность сплава при Средний Содер- Характерные Микро оптимальной размер жание температуры твердость температуре спекания зерна УДП в спекания сплава (Т1) сплава сплаве, Т1, оС г/см Т2, % d, мкм Н, МПа % о С 3965± 0 1450 1500 18.0218.05 99.699. 3890± 10 1400 1450 17.77 98.2 4565± 20 1450 17.73 98.0 100 1300 1450 17.82 98.5 4 2.2 Исследование механизмов обычного спекания и механических свойств НД вольфрамовых сплавов, полученных методом высокоэнергетической МА (серия №2) Исследования структуры порошка (серия №2) в состоянии после высокоэнергетической МА показывают, что средний размер вольфрамовых частиц не превышает 100 нм (рис. 1а). Зависимость среднего размера частиц вольфрама и плотности псевдосплава от температуры спекания представлена на рис. 3a. Из представленных данных видно, что повышение температуры нагрева сплава выше оптимальной температуры спекания Т1 приводит к ускорению роста зерна – в сплавах, спеченных при Т=1100оС и 1450оС, средний размер зерна составляет 1.5 и 22 мкм, соответственно, что более чем на порядок превышает средний размер частиц вольфрама в исходном состоянии (см. рис. 1б).

, 3 мин МА 19 25 Н, а) d, г/см мкм 30 мин МА МПа 20 0 мин МА 15 10 5 Т, оС о Т, С 15 0 1000 1100 1200 1300 1400 1000 1200 1400 Рисунок - 3. Зависимость плотности, размера зерна (a) и твердости (б) от температуры свободного спекания сплава ВНЖ-95, подвергнутого высокоэнергетической механоактивации Зависимость плотности от температуры спекания механоактивированного сплава ВНЖ-95 подобна описанным выше аналогичным зависимостям сплавов серии №1 и имеет ярко выраженный двухстадийный характер: увеличение температуры спекания от 1100 оС до Т1~1300оС приводит к повышению плотности от 15.86 до 18.02 г/см3 (от 87.6% до 99.6% от th), а дальнейшее увеличение Тспек до 1450-1500оС приводит к снижению плотности до 17.37-17.48 г/см3, что соответствует 96.096.6% от th (см. рис. 3а) Из графика зависимости твердости (H) МА псевдосплава от температуры спекания видно, что зависимости Н(Т) имеют двухстадийный характер - максимум механических свойств сплава (Нмакс=8. ГПа) достигается в сплаве, спеченном при Т=1250оC. Дальнейшее повышение температуры приводит к снижению прочности материала, обусловленной развитием процессов рекристаллизации.

2.3 Исследование структуры и свойств НД сплавов, полученных методом высокоэнергетической МА и ЭИПС (серия №3), г/см 100°С/мин 50°С/мин 15 300°С/мин КЗ Т, °С 900 1100 1300 Рисунок 4 - Зависимость плотности от температуры ЭИПС псевдосплава ВНЖ-95, подвергнутого высокоэнергетической МА На рис. 4 представлены зависимости плотности НД сплава ВНЖ- (размер частиц после МА составляет 100 нм), полученных методом высокоэнергетической МА и ЭИПС. Обобщение результатов показывает, что оптимальная температура ЭИПС нанодисперсных сплавов ВНЖ- составляет T1~1100оС (при скорости нагрева Vн=100оС/мин). Отметим, что уменьшение скорости нагрева приводит к смещению оптимальной температуры спекания в область более высоких значений: оптимальная температура ЭИПС сплава нагреваемого со скоростью 50 оС/мин составляет Т1=1200оС.

Исследования структуры образцов после высокоэнергетической МА и ЭИПС показывают, что в сплаве при температуре спекания Т1=1100оС формируется структура со средним размером зерна ~300-500 нм (см. рис. 1в).

Зависимости твердости НД псевдосплава ВНЖ-95 от температуры спекания при скорости нагрева 100оС/мин являются двухстадийными.

Максимальные механические свойства псевдосплава (Но=10.5-11.5 ГПа) достигаются после ЭИПС со скоростью 100 оС/мин при Т=10001100оС.

Сопоставление полученных результатов с данными по механическим свойствам стандартных крупнозернистых сплавов показывает, что разработанные сплавы ВНЖ-95 по величине твердости превосходят стандартные аналоги в 2.5-3 раза [2-4, 13-14].

3. Обобщение и анализ экспериментальных результатов 3.1 Немонотонный характер зависимости плотности от температуры спекания Экспериментальные исследования процесса спекания механоактивированного псевдосплава ВНЖ-95 с нано- и ультрадисперсной структурой показали, что зависимость плотности образцов от температуры спекания трехстадийна и имеет максимум, соответствующий оптимальной температуре спекания (Т1). Первая, поднимающаяся ветвь зависимости (Т), очевидно, отражает ускорение процесса диффузионного массопереноса при повышении температуры и характер ее поведения является типичным для спекания крупнозернистых порошков [2-3, 5]. Однако причина существенного – более чем на 7% - снижения плотности на второй стадии спекания нуждается в специальном объяснении. Важно подчеркнуть, что это снижение плотности материала не связано с увеличением пористости материала – исследования структуры не выявили изменения объемной доли пор.

100% ~exp(Q/kT) Неравновесная концентрация W в Ni Равновесная концентрация W в Ni Т T1 Ni Tm Рисунок 5 - Качественный вид зависимости плотности от температуры спекания НД псевдосплавов В исходном состоянии ОЦК-частицы вольфрама окружены тонким слоем никеля, имеющего ГЦК решетку. Во время механоактивации происходит деформационное растворение ионов вольфрама в -фазе на основе никеля при одновременной интенсивной пластической деформации никелевой -фазы. Вследствие этого, ионы вольфрама в никелевой -фазе располагаются преимущественно по ядрам решеточных дислокаций.

Интенсивное движение решеточных дислокаций при механоактивации обеспечивает формирование неравновесного твердого раствора, в котором концентрация ионов вольфрама в -фазе существенно превышает равновесный предел растворимости.

Можно предположить, что, вследствие того, что ионный радиус вольфрама rw=0.065 нм [18] много меньше радиуса ядра дислокации в никеле r~bNi=0.249 нм (bNi – вектор Бюргерса никеля [19]), изменения параметра решетки -фазы при деформационном растворении в ней иона вольфрама не происходит;

масштаб увеличения плотности в этом случае пропорционален массе внедряемого иона.

В процессе нагрева система будет стремиться уменьшить свою внутреннюю энергию за счет диффузионного массопереноса избыточной концентрации ионов вольфрама из ГЦК-решетки никеля к W-частицам, что обеспечивает уменьшение степени пересыщения неравновесного твердого раствора вольфрама в -фазе на основе никеля (см. рис. 5). Данный процесс обеспечивает снижение плотности до своего равновесного значения на второй стадии спекания сплавов. Таким образом причиной снижения плотности на второй стадии спекания (Т1ТспекТ2) механоактивированных вольфрамовых псевдосплавов является интенсивный диффузионный уход атомов вольфрама из никелевой фазы (см. рис. 5).

Зависимость Холла-Петча для КЗ ВНЖ-95 и МА 30 мин КЗ МА 10000 Нµ, МПа -1/ Нµ = 3367,7 d + -1/ 5000 Нµ = 630,79 d + 3799, d -1/2,мкм 0 0,2 0,4 0,6 0, Рис.6. Зависимость H(d) для крупнозернистого и механоактивированного сплава ВНЖ- 3.2. Повышение механических свойств в НД вольфрамовых сплавах С увеличением времени механоактивации микротвердость псевдосплава (Н) увеличивается. Данный эффект связан, во-первых, с уменьшение среднего размера зерна сплава до 300-500 нм, что, в соответствии с уравнением Холла-Петча (H=Ho+kd-1/2) должно приводить к повышению прочности.

Вместе с тем, анализ зависимостей твердости от размера зерна в координатах H-d-1/2 соответствующих уравнению Холла-Петча (рис. 6) показывает, что параметр, характеризующий сопротивление границы зерна распространению дислокационного скольжения для МА сплава, составляет k=3368 МПамкм1/2 и в 5 раз больше коэффициента зернограничного упрочнения крупнозернистого сплава k=631 МПамкм1/2.

Этот эффект также связан с образованием пересыщенного твердого раствора вольфрама в Ni-Fe – частицы вольфрама при повышенной температуре в процессе спекания растут и «сметают» к своим границам ионы вольфрама, растворенные в твердом растворе Ni-Fe. Повышение концентрации ионов на межфазной границе «вольфрам – твердый раствор»

приводит к повышению и коэффициента зернограничного упрочнения, в соответствие с традиционными моделями описывающего «сопротивление»

внутренних границ раздела передаче пластической деформации из одного зерна в другое.

Заключение 1. Проведены экспериментальные исследования структуры механоактивированных нано- и ультрадисперсных вольфрамовых псевдосплавов системы W-Ni-Fe, полученных методами свободного и ЭИПС.

Установлено, что зависимость плотности псевдосплава от температуры спекания имеет немонотонный характер с максимумом, соответствующим оптимальной температуре спекания. Показано, что увеличение времени МА, сопровождающееся уменьшением размера частиц сплава и формированием неравновесных твердых растворов, приводит к снижению оптимальной температуры спекания.

2. Исследовано влияние режимов механоактивации и температурно скоростных режимов электроимпульсного плазменного спекания на особенности эволюции структуры и механических свойств вольфрамовых псевдосплавов различного состава.

Методом высокоэнергетической механоактивации и последующего высокоскоростного ЭИПС получены образцов нанодисперсных вольфрамовых псевдосплавов системы W-Ni-Fe, механические свойства которых в 2-2.5 раза превосходят аналогичные показатели для стандартных крупнозернистых материалов. Показано, что повышенная прочность механоактивированных вольфрамовых псевдосплавов связана не только с малым (нанодисперсным размером зерна), но и с повышением коэффициента зернограничного упрочнения в уравнении Холла-Петча.

3. В работе предложена качественная модель процессов эволюции структуры механоактивированных вольфрамовых псевдосплавов при их спекании. Показано, что немонотонный характер зависимости плотности сплавов от температуры спекания определяется кинетикой протекания диффузионно-контролируемых процессов, связанных с изменением концентраций вольфрама в твердом растворе -фазы на основе никеля, а также развитием процессов рекристаллизации при высокотемпературном нагреве сплавов.

Список литературы 1. Савицкий Е.М., Поварова К.Б., Макаров П.В. Металловедение вольфрама. М.: Металлургия, 1978. 104 с.

2. Тихий Г.А. Автореф. дисс. к.т.н. Самара: ГОУ ВПО «Самарский государственный технический университет», 2008, 23 с.

3. Green E.C., Jones D.J., Pitkin W.R. // Symp. Pow.Met. 1954. Special Report No. 58. P. 253-256.

4. Krock R., Shepard H. // Trans.Metall. Soc. AIME. 1963. V. 227. No. 5.

P.1127-1134.

5. Гегузин Я.Е. Физика спекания. М.: Наука, 1967. 360 с.

6. Поварова К.Б. и др. // Вопросы материаловедения. 2008. Т.54. №2. С.94 99.

7. Поварова К.Б., Алымов М.И., Гаврилин О.С. и др. // Металлы. 2007.

№6. С. 65-72.

8. Поварова К.Б., Алымов М.И., Гаврилин О.С. и др. // Металлы. 2008.

№1. С. 65-69.

9. Alam S.N. // Materials Science and Engineering A. 2006. V. 433. P. 161 168.

10. Humail I.S. et.all. // J. of University of Science and Technology Beijing.

2006. V. 13. P. 442-445.

11. Munir Z.A., Anselmi-Tamburni U. // J. Mater. Sci. 2006. V. 21. P. 763 777.

12. Tokita M. // Proc. Second Symp. SPS. 1983. P. 1-13.

13. Lee K., Cha S.I., Ryu H.J., Hong S.H. // Mater.Sci.Eng.A. 2007. V. 452 453. P. 55-60.

14. Humail I.S., Akhtra F. a.o. // Int. J. Ref. Met. Hard. Mater. 2007. V. 25. P.

380-385.

15. Васильев Л.С., Ломаев И.Л., Елсуков Е.П. // ФММ. 2006. Т. 102. №2.

С. 201-213.

16. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. // Металлы. 2003. №4. С. 48-54.

17. Васильев Л.С., Ломаева С.Ф. // ФММ. 2009. Т. 107. № 2. С. 152-157.

18. Физические величины. Справочник – М: Энергоатомиздат, 1991.

1232 с.

19. Фрост Г.Дж., Эшби М.Ф. Карты механизмов деформации - Челябинск:

Металлургия, 1989.

20. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник.

Том 3. Книга 1. / под. ред. Лякишева Н.П. – М.: Машиностроение, 1999, 880 с.

21. Поварова К.Б., Макаров П.В., Ратнер А.Д. и др. // Металлы. 2002.

№4. С. 39-48.

РАЗРАБОТКА СПОСОБА ПОЛУЧЕНИЯ НАНОКОМПОЗИТА FE/NI/С ПРИ ПОМОЩИ ИК-НАГРЕВА КОСТИКОВА А.В.

Научный руководитель: проф., д.т.н. Кожитов Л.В.

Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС»

Аннотация Разработан новый способ получения нанокомпозитов Fe/Ni/С при помощи ИК-нагрева. Свойства получаемых композитов исследованы методами рентгенофазового анализа и УФ-спектроскопии. Результаты рентгенофазового анализа подтвердили получение наноразмерных частиц сплава Fe и Ni. С использованием математического моделирования, термодинамического и кинетического расчетов изучены процессы, происходящие в композитах при их термообработке. Разработанный способ получения нанокомпозита FeNi3/C может послужить альтернативой традиционному получению пермаллоя, значительно снизить себестоимость материала, а также упростить процесс его производства. Полученный нанокомпозит может найти применение в качестве материала для изготовления электромагнитных экранов, использующихся в различных областях науки и техники, а также жизнедеятельности человека.

1. Способ получения нанокомпозита FeNi3/C при помощи ИК нагрева В ходе исследований был разработан способ получения нанокомпозитов FeNi3/С, принципиальные моменты которого изображены на рис. 1.

ПАН ДМФА FeCl NiCl Растворение ПАН, FeCl2 и NiCl2 в ДМФА Нанесение пленок на подложку центрифугированием Сушка в термошкафу ИК-нагрев Предварительная стадия ИК-нагрева Основная стадия ИК-нагрева Рисунок 1 Метод получения нанокомпозитов FeNi3/С Используемые материалы: соль хлорида железа (III) шестиводная (FeCl3 6H2O);

соль хлорида никеля (II) шестиводная (NiCl2 6H2O);

полиакрилонитрил в виде волокна;

диметилформамид (ДМФА);

кварцевая подложка (2020 мм).

Низкотемпературная обработка растворов Процесс сушки растворов является важным звеном технологической цепочки получения металлоуглеродных нанокомпозитов. В настоящей работе были изучены растворы полиакрилонитрила в диметилформамиде с различным содержанием в них солей металлов – Fe и Ni.

Стадия сушки является предварительной стадией перед обработкой полученных растворов FeСl3/ПАН/ДМФА и FeCl3/NiCl2/ПАН/ДМФА ИК нагревом. Композиты готовились совместным растворением в диметилформамиде полиакрилонитрила и солей – 6H2O·FeCl3 и 6H2O·NiCl2.

Готовые растворы FeСl3/ПАН/ДМФА и FeCl3/NiCl2/ПАН/ДМФА подвергались низкотемпературной обработке с целью выпаривания диметилформамида. Сушка проводилась при температурах не выше 80°С в муфельной печи.

В процессе работы было установлено, что, в зависимости от температуры и продолжительности сушки, полученный композит может отличаться по однородности и оптической прозрачности. С целью получения материала с максимальной оптической прозрачностью и однородностью было рассмотрено влияние нескольких факторов, которые могли бы повлиять на структуру и оптические свойства материала, а именно:

- толщина слоя раствора при сушке. В первой области молекулы FeCl3 равномерно распределены в углеродной матрице. Во второй области, более неоднородной, концентрация FeCl3 больше, вся углеродная матрица занята и остатки FeCl3 выходят на поверхность.

- температура и продолжительность сушки.

Для изучения влияния условий эксперимента на оптические свойства композита FeCl3/ПАН/ДМФА использовался метод УФ-спектроскопии. Были приготовлены пленки толщиной 0,16 мкм и 0,21 мкм из растворов с 30 % ным содержанием Fe на кварцевой подложке и, для сравнения, пленка полиакрилонитрила, которые подверглись обработке при температуре 80°С в течение 10 мин. По данным УФ-спектроскопии, приведенным на рис. установлено, что состав двух пленок одинаковый и независим от их толщины. При этом с увеличением толщины увеличивается интенсивность поглощения, и, следовательно, растет ее оптическая плотность.

Рисунок 2 УФ-спектры пленок разной толщины 1 – УФ-спектр пленки композита Fe(30 %)/ПАН/ДМФА толщиной 0,21 мкм;

2 УФ-спектр пленки композита Fe(30 %)/ПАН/ДМФА толщиной 0,16 мкм;

3 – УФ-спектр пленки композита ПАН/ДМФА, обработанные при 80 °С в течение 10 мин По результатам рентгенофазового анализа пленок композита Fe( %)/ПАН/ДМФА, полученных при сушке при 65°С в течение 5 часов, была выявлена область, отвечающая полиакрилонитрилу, и пики, относящиеся к FeCl3·5H2O. То есть, в данном случае, при таком способе обработки не произошло существенных изменений состава композита, только частично отщепилась H2O. В результате был получен однородный и оптически прозрачный образец. Аналогичные превращения происходят и при сушке совместного раствора солей FeCl3 и NiCl2 при разных концентрациях металлов. В этом случае сушка проходит с образованием FeCl3·5H2O и NiCl2·4H2.

Результаты термогравиметрического анализа приведены на рис. 3.

На основе анализа экспериментальных кривых можно судить об эффективности сушки растворов и об относительном количестве остаточного растворителя диметилформамида. По результатам термогравиметрического анализа были рассчитаны значения энергий активации и предэкспоненциальных множителей процесса термообработки при 80 – 300°С на воздухе растворов Fe(30 %)/ПАН/ДМФА, отличающихся различно степенью однородности в зависимости от температуры нагрева.

Рисунок 3 – График зависимости производной степени превращения (d/dT) от температуры обработки для образцов различной степени однородности 1 – зависимость d/dT от T для однородного Fe(30 %)/ПАН/ДМФА с толщиной 200 мкм;

2 зависимость d/dT от T для неоднородного Fe(30 %)/ПАН/ДМФА толщиной 400 мкм По результатам расчетов, кинетические параметры в однородном образце составили: Ea = 100 кДж/моль, k = 5·1015 мин-1, а в неоднородном Ea = 200 кДж/моль, k = 8·1022 мин-1. Достоверность расчетов подтверждена статистическими методами, а именно расчетом критерия Фишера.

В уравнении Аррениуса k0 характеризует частоту столкновений реагирующих молекул. В однородном растворе Fe(30 %)/ПАН/ДМФА k0 = 5·1015 мин-1, то есть меньше, чем в неоднородном растворе Fe( %)/ПАН/ДМФА (k0 = 8·1022 мин-1). Это объясняется различным количеством соли Fe в матрице полимера. В более однородном образце вся матрица занята и молекулы соли Fe прочно связаны в ней. В неоднородном образце, связь между солью Fe и полимерной матрицей слабее, может даже наблюдаться выход соли Fe на поверхность образца, поэтому в данном случае движение атомов более хаотическое и k0 больше.

Полученные значения энергий активации (100 и 200 кДж/моль) больше 20 кДж/моль. Таким образом, при термообработке раствора от 175 до 235°С преобладает кинетический режим и происходят превращения в полимере.

Анализ полученных данных показал, что на однородность материала существенное влияние оказывает температура нагрева при сушке, так как температура влияет на скорость испарения растворителя диметилформамида.

Кроме того, при низких температурах происходит адсорбция воды из атмосферы, испарение воды из самого материала замедляется, материал мутнеет, а FeCl3 может осесть в нижней части пленки. При высоких температурах ( 70°С) и больших скоростях нагрева происходит слишком интенсивное испарение H2O, в результате FeCl3 не успевает равномерно распределится в сетке молекул полиакрилонитрила и молекулы H2O вытягивают FeCl3 на поверхность. В результате пленка получается непрозрачной. Поэтому следует точно выдерживать скорость нагрева температуру сушки.

2. Получение металлоуглеродных нанокомпозитов под действием ИК - нагрева После сушки растворы Fe/Ni/ПАН подвергаются ИК-нагреву до и 700°С. На рис. 4 приведен режим нагрева композитов до 500°С. Процесс основного отжига производится в вакууме, при фиксированной скорости нагрева с изменением длительности обработки и температуры ИК-нагрева.

Обработка пленок проводится в камере ИК-нагрева установки «ФОТОН».

Рисунок 4 – Температурный профиль процесса ИК-нагрева до 500 °С В процессе обработки образцов ИК-нагревом в определенных интервалах температур происходит значительное газовыделение. Для стабилизации процесса и предотвращения удаления частиц металла вместе с газовой фазой, а также для увеличения процента карбонизированного полимера, вводят изотермические этапы, во время которых образец находится в реакторе при постоянной температуре. Это обеспечивает более однородное распределение тепла и испарение воды, а давление стабилизируется.

Результаты рентгенофазового анализа отожженных образцов при температурах 500 и 700°С приведены на рис. 5. Идентификация пиков интенсивности на дифрактограммах проводились с помощью программного комплекса PDWin 4.0. Результаты рентгенофазового анализа образцов приведены в таблице 1. Состав полученного сплава FeNi3 соответствует составу известного магнитомягкого сплава типа пермаллой.

а) б) Рисунок 5 Дифрактограммы твердых растворов Fe(15 %)/Ni(15 %)/ПАН после выпаривания растворителя под воздействием ИК-нагрева при а) 500°С и б) 700°С Таблица 1 – Фазовый состав композитов Fe/Ni/C при различных режимах термообработки Температура, °С Состав 65 500 Fe(30 %), Ni(30 %)С FeCl3·5H2O;

NiCl2·4H2O;

ПАН FeNi3;

C FeNi3;

C Fe(15 %), Ni(15 %) FeCl3·5H2O;

ПАН FeNi3;

Fe;

C FeNi3;

C Fe(5 %), Ni(5 %) ПАН FeNi3;

C FeNi3;

C В результате сушки при 65°С не происходит существенного изменения состава композита. Наблюдается лишь частичное испарение молекул воды. При проведении ИК-нагрева уже при температуре 500°С образуются частицы FeNi3 в углеродной матрице, а в одном из образцов было также отмечено образование частиц Fe при 500°С.

Рентгенофазовый анализ показал, что при интенсивностях ИК нагрева, соответствующих 500 и 700°С, на дифррактограммах композитных пленок фиксируются размытое гало, соответствующее графитоподобной фазе, и отражения от кристаллических областей Fe и FeNi3. По данным рентгенофазового анализа были проведены расчеты средних размеров частиц, получаемых при ИК-нагреве, которые показали, что в процессе ИК нагрева композитов формируются наноразмерные частицы сплава FeNi3 с размерами 12 19 нм и наночастицы Fe с размерами 13 нм. Следует отметить, что с ростом температуры ИК-нагрева размеры частиц не изменяются. Таким образом, можно заключить, что в процессе ИК-нагрева композитов на основе полиакрилонитрила и солей железа и никеля в разных соотношениях были получены наночастицы пермаллоя.

Заключение В результате проведенных исследований разработан новый способ получения нанокомпозита FeNi3/С при помощи ИК-нагрева.

Оптимизированы режимы сушки композита Fe/ПАН. Установлены и теоретически обоснованы механизмы превращений в растворах при сушке, выявлены зависимости их структуры и фазового состава от условий процесса (температура, продолжительность сушки). Установлено, что при T 70 °C получается однородная и оптически прозрачная пленка в диапазоне длин волн видимого света. Причем, такая пленка при дальнейшей термообработке с повышением температуры до 100°С сохраняет оптические свойства. Для сушки рекомендована температура, равная 60 °С.

Установлены значения энергии активации (Ea) и предэкспоненциального множителя (k0) процесса термообработки на воздухе до 300°С для композита Fe(30 %)/ПАН, которые составили Ea = кДж/моль, k0 = 5·1015 мин-1, подтверждающие кинетическую лимитирующую стадию процесса.

На основе рентгенофазового анализа нанокомпозитов Fe/Ni/C, подвергнутых ИК-нагреву при 500 и 700°С, определены размеры частиц FeNi3: 12 – 19 нм и частиц Fe – 13 нм. С увеличением температуры ИК нагрева от 500 до 700°С размер наночастиц FeNi3 и Fe не изменяется.

Полученный нанокомпозит может найти применение в качестве материала для изготовления электромагнитных экранов, использующихся в различных областях науки и техники, а также жизнедеятельности человека.

Список использованных источников 1. Помогайло А.Д., Розенберг А.С., Уфлянд И.Е. Наночастицы металлов в полимерах. М.: 2000.

2. Surface functionalisation for the self-assembly of nanoparticle/polymer multilayer films / N.E. Cant, K. Critchley, H.-L Zhang // Thin Solid films. 2003.

3. Углеродные наноструктуры на основе ИК-пиролизованного полиакрилонитрила / Л.М. Земцов, Г.П. Карпачева, М.Н.Ефимов, Д.Г.Муратов, К.А. Багдасарова // ВМС. 2006. № 6.

4. Земцов Л.М., Карпачева Г.П. Химические превращения полиакрилонитрила под действием некогерентного инфракрасного излучения // ВМС. 1994. №36.

5. Нанотехнология на основе металлоуглеродных нанокомпозитов и углеродных нанокристаллических материалов – шаг в будущее электроники / Л.В. Кожитов, В.В. Крапухин, Г.П. Карпачева, С.А.

Павлов, В.В. Козлов. // Известия высших учебных заведений.

Материалы электронной техники. 2005. №3.

6. Углеродные наноструктуры на основе ИК-пиролизованного полиакрилонитрила / Л.М. Земцов, Г.П. Карпачева, М.Н. Ефимов, Д.Г. Муратов, К.А. Багдасарова // ВМС. 2006. № 6.

7. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электрооптический анализ: практическое руководство.– М.:

Металлургия: 1970.

8. Л.В. Кожитов, В.В. Крапухин, В.В. Козлов, С.И. Кричмар, А.В.

Дегтяренко. Сборник трудов научно-практической конференции “Нанотехнологии - производству”. 2004.

РАЗРАБОТКА НОВОГО ВИДА АЛМАЗНОГО ИНСТРУМЕНТА НА ГАЛЬВАНИЧЕСКОЙ СВЯЗКЕ, УПРОЧНЕННОЙ НАНОДИСПЕРСНЫМИ АЛМАЗНЫМИ ПОРОШКАМИ МАСЛОВ А.Л.

Руководитель: зав. лаб., к.т.н. Полушин Н.И.

Национальный исследовательский технологический университет «МИСиС»

Аннотация Методом просвечивающей электронной микроскопии проведено исследование наноалмазов и никелевой фольги, упрочненной наноалмазами, а также измерение микротвердости. В структуре никелевой фольги выявлены области наноалмазов с равномерным распределением и участки агломерирующих наноалмазов. Предложен механизм образования данных областей в никелевой структуре. Показано, что нанодисперсное модифицирование не требует значительного изменения технологического процесса изготовления гальванического инструмента, а использование нанодисперсного модифицирования позволяет повысить износостойкость в раз и уменьшить себестоимость просверленного таким инструментом одного сантиметра в стекле в 3 раза.

Введение Алмазный инструмент на гальванических связках обладает общеизвестными преимуществами: i) низкая себестоимость, обусловленная дешевизной оснастки;

ii) возможность изготовления инструмента с любой формой рабочей поверхности;

iii) комнатная температура изготовления, что не снижает прочности алмаза. Однако его основной недостаток состоит в том, что связки на основе никеля или меди не обладают высокими прочностными характеристиками и износостойкостью.

Целью данной работы было решение этих проблем при использовании метода нанодисперсного модифицирования связок. В работе решались задачи повышения стойкости алмазно-гальванического инструмента за счет модифицирования порошком наноалмаза металлической связки на основе никеля и разработки метода гомогенного введения наноалмаза в связку через электролит, а также проводилась экономическая оценка эффективности использования нанодисперсного модифицирования гальванической связки.

1 Результаты исследования напорошков алмаза Порошок наноалмазов растворялся в дистиллированной воде, затем кластеры разбивались ультразвуком. Из полученной взвеси пипеткой отбиралась проба и помещалась в гептан. Взвесь нанопорошка в гептане наносилась на аморфную графитовою сетку.

Рис. 1. Фотографии напорошка алмаза Микрофотографии напорошка алмаза приведены на рис. 1.

Визуальное исследование нанопорошка алмаза проводилось при различных увеличениях: нанопорошок алмаза неоднороден и имеет размеры от 5 нм до 100 нм.

Было обсчитано 356 частиц наноалмазов, по которым была построена гистограмма распределения количества фракции определенного размера от диаметра частицы (рис. 2). Обсчет проводился в ручном варианте, при этом отсеивались сложные наложения более 3 объектов друг на друга, не позвляющие посчитать диаметр частиц. Основная фракция имеет размер около 4 нм с содержанием 37,5%, количество остальных фракций уменьшается по мере увеличения размера частиц.

Рисунок 2 - Гистограмма распределения фракции от размера частиц На рис. 2 приведены микрофотографии двух частиц, размер первой составляет около 5 нм (а), второй частицы - около 30 нм. Как видно из рис. маленькая частица, имеющая размер порядка 5 нм, имеет кристаллическую структуру, так как на фотографии видны слои атомных плоскостей с межплоскостным расстоянием, совпадающим с решеткой алмаза. В частице размером около 30 нм кристаллическая структура не видна, то есть эта частица находится в аморфном состоянии.

а б Рис. 2. Фотографии наноалмазов на аморфной графитовой сетке На рис. 3 приведены фотографии наноалмазов на аморфной графитовой сетке, имеющие кристаллическую структуру (рис. 3 а, б) и представляющие собой аморфную частицу (рис. 3 в).

На фотографиях рис. 2а и 2б четко видны атомные плоскости. На электронограмме, соответствующей структуре (а), видно точечное кольцо, образованное дифракционными максимумами от этих плоскостей, следовательно, частицы ориентированы в одном кристаллографическом направлении (текстурованы). На электронограмме (б) от второй частицы видны два дифракционных кольца, соответствующих разным плоскостям. На фотографии (в) представлена аморфная частица, электронограмма которой характеризуется присутствием широких размытых колец (гало).

а) б) в) Рисунок 3 - Микрофотографии наночастиц алмазов и их электронограммы На дифрактограмме порошка наноалмазов марки RUDDM 0-0. (рис. 4) в области малых углов (2 = 15-20 град.) наблюдается гало, которое свидетельствует о присутствии в образце аморфной фазы. Рефлексы на дифрактограмме принадлежат кристаллической фазе алмаза. Расчеты показывают, что средний размер областей когерентного рассеяния составляет около 4.7 нм.

2Со Рисунок 4 - Дифрактограмма порошка наноалмазов марки RUDDM 0-0. 2 Результаты исследования никелевой фольги, упрочненной наноалмазами Микрофотографии никелевой фольги, упрочненной наноалмазами, представлены на рис. 5. На фотографии рис. 5а видно, что частицы размером 40-60 нм распределены достаточно равномерно на расстоянии 30-40 нм друг от друга. Стоит также отметить присутствие коагулирующих наноалмазов фракции порядка 4 нм в агломераты размером 50-70 нм.

а) б) Рис. 5. Микроотографии никелевой фольги, упрочненной наноалмазами На рис. 5б можно выделить два типа областей. Области 1-го типа характеризуются равномерным распределением частиц размером 40-60 нм на расстоянии друг от друга 30-40 нм, а также присутствием областей коагулирующих частиц с размерами порядка 4 нм в агломераты (аналогичным областям на рис. 5а). Области 2-го типа представляют собой хаотически распределенные частицы размером порядка 20 нм, расположенные на расстоянии друг от друга порядка 40 нм. Таким образом, при осаждении происходит частичная коагуляция наноалмазов, что не позволяет отдельным частицам равномерно распределяться по всей площади покрываемой фольги.

3 Влияние ПАВ на микротвердость никелевого покрытия С целью предотвращения коагулирования наноалмазов в электролите и, соответственно, при осаждении были использованы поверхностно активные вещества (ПАВ). В качестве ПАВ был выбран этиловый спирт. Эксперимент проводили при режимах плотностей тока 0,67, 1,34 и 2,00 А/дм2 с концентрацией ПАВ 2%. Результаты измерений микротвердости представлены в табл. 1 и на рис. 6.

Таблица 1. Микротвердость никелевого покрытия (МПа) при различных концентрации наноалмазов в электролите и плотности тока Плотность тока, А/дм Концентрация наноалмазов в электролите, г/л 0,67 1,34 2, Наноалмазы остутствуют 2210 2267 8 2264 2285 15 3321 3512 20 3972 4321 20 + 2% ПАВ (этиловый спирт) - 4830 При концентрациях наноалмаза в электролите меньше 8-12 г/л упрочнения никелевого покрытия не наблюдается. При концентрациях больших, чем 12 г/л, упрочнение растет с увеличением концентрации наноалмазов в электролите.

Рисунок 6 - Зависимость микротвердости от концентрации наноалмазов и плотности тока Добавка ПАВ уменьшает коагуляцию наноалмазов в электролите. Из рис. 6 видно, что можно увеличить микротведость никеля, упрочненного наноалмазами с использованием 2% ПАВ, в 3,2 раза по сравнению с не упрочненным и в 1,6 раз, по сравнению с упрочненным никелем без ПАВ.

4 Оценка механических характеристик опытных образцов алмазных сверел Характеристикой, показывающей износостойкость алмазного сверла, является суммарная длина просверленных отверстий в стекле в соответствии с ТУ2-037-68-85. Рис. 7 иллюстрирует износостойкость различных типов алмазных сверел. Первый тип – это алмазное сверло, изготовленное традиционным методом. Второй и третий типы - алмазные сверла однослойное и двухслойное. Четвертому типу соответствует опытный образец, полученный модифицированием никелевой связки однослойного алмазного сверла наноалмазами. Длина прохода такого сверла увеличилась в 4,7 раза по сравнению с алмазным сверлом, изготовленным традиционным методом, в 2,9 раз по сравнению с однослойным и в 1,3 раза по сравнению с двухслойным алмазным сверлом.

Рис. 8 иллюстрирует зависимость стоимости одного сантиметра, просверленного различными типами алмазного сверла. Модифицированное алмазное сверло (сверло 4 типа) уменьшает стоимость одного сантиметра, по сравнению с алмазным сверлом, изготовленным традиционным методом, в раза;

по сравнению с однослойным алмазным сверлом - в 2,2 раза и по сравнению с двухслойным - в 1,3 раза.

1 – алмазное сверло, изготовленное традиционным методом;

2 – однослойное алмазное сверло;

3 – двухслойное алмазное сверло;

4 – модифицированное алмазное сверло Рисунок 7 - Зависимость общей глубины прохода сверла в стекле от технологии изготовления алмазного сверла Рисунок 8 - Зависимость стоимости одного просверленного сантиметра стекла от технологии изготовления алмазного сверла Заключение Разработан новый вид алмазно-гальванического инструмента с использованием модифицирования наноалмазами. Показано, что нанодисперсное модифицирование не требует значительного изменения технологического процесса изготовления гальванического инструмента, а его использование позволяет повысить износостойкость в 5 раз и уменьшить себестоимость просверленного сантиметра таким инструментом в 3 раза.

Показано, что основную фракцию нанопорошка алмазов составляют частицы размером около 4 нм, при этом отмечена тенденция к коагуляции частиц с образованием агломератов. Крупные частицы (d10 нм) не коагулируют. Наночастицы размером около 4 нм имеют кристаллическую структуру, а крупные частицы (d10 нм) являются аморфными.

В структуре никелевой фольги выявлены участки наноалмазов с равномерным распределением частиц и участки агломерирующих наноалмазов. Предложено объяснение повышения микротвердости, а также повышение износостойкости, связанное с образованием двух областей, одна из которых обладает повышенным упрочнением.

Показано, что с экономической точки зрения использование модифицированного алмазного сверла позволяет снизить затраты в три раза по сравнению со сверлом, изготовленным традиционным методом.

Список использованных источников 1) Р. Хоникомб, Пластическая деформация металлов, – М.: “Мир”, 1972.

2) Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скаков Ю.А. Рентгенографический и электроннооптический анализ. – Москва.: Металлургия, 1970.

3) Смирнова А.В., Кокорин Г.А., Полонская С.М. Электронная микроскопия в металловедении. – М.: Металлургия, 1985.

4) Резников А.Н. Абразивная и алмазная обработка материалов.

Справочник, - М.: Машиностроение, 1973.

5) Прудников Е.Л., Мендельсон В.С., Ганелин Н.Б. Приспособления для изготовления алмазных шлифовальных головок и трубчатых сверл.

6) Кудрявцев П.Т. Электролитические покрытия металлами. – М.:

Химия, 1979.

7) Беленький М.А., Иванов А.Ф. Электроосаждение металлических покрытий. Справочник, М.: «Металлургия», 1985.

8) ГОСТ 26339-84. Свёрла алмазные кольцевые.

9) ГОСТ 9206-80. Порошки алмазные.

ИССЛЕДОВАНИЕ ТОПОЛОГИИ ПОВЕРХНОСТИ ОБРАЗЦОВ С ПРИМЕНЕНИЕМ ЗОНДОВЫХ И ЭЛЕКТРОННЫХ МИКРОСКОПОВ ВЫСОКОГО РАЗРЕШЕНИЯ ХАРИСОВ М.Н., ПАНИН Д.И.

Научный руководитель: д. ф-м. н., профессор Ю.А.Иванов Московский Государственный Технологический Университет им. Н.Э. Баумана Аннотация Методом туннельной микроскопии в сверхвысоком вакууме на Сверхвысоковакуумном Атомном Силовом Микроскопе (СВВ АСМ) JSPM 4610A, методом туннельной микроскопии на воздухе при атмосферном давлении на Нанотехнологическом Комплексе (НТК) «Умка-02-Е», методом туннельной и силовой микроскопии в сверхвысоком вакууме в Сверхвысоковакуумном Нанотехнологическом Комплексе «Нанофаб 100», методом электронной микроскопии высокого разрешения на Электронном Микроскопе Высокого Разрешения (ЭМВР) FEI «Phenom» была исследована топология поверхности образца калибровочного кремния. Обнаружено, что отклонения планарных размеров наноструктур на поверхности калибровочного кремния от заданных производителем равны: для СВВ АСМ JSPM 4610A Р = 350 ± 100 нм, для НТК «Умка-02-Е» Р = 620 ± 250 нм, для СВВ НТК «Нанофаб 100» Р = 240 ± 70 нм в туннельном режиме и Р = ± 70 нм в силовом режиме, для ЭМВР FEI «Phenom» Р = 50 ± 30 нм.

Отклонения высот наноструктур равны: для СВВ АСМ JSPM 4610A Н = ± 20, для НТК «Умка-02-Е» на Н = 330 ± 50, для СВВ НТК «Нанофаб 100»

Р = 50 ± 30 нм в туннельном режиме и Р = 230 ± 50 нм в силовом режиме.

Отклонения показаний зондовых микроскопов объяснены нелинейной зависимостью удлинения пьезокерамики при больших перемещениях от приложенного напряжения и отсутствием калибровки.

На НТК «Умка-02-Е» были получены спектроскопические характеристики образца золота, напыленного на кремнии. Вольт-амперные, вольт-высотные и метр-амперные характеристики снимались в двух точках поверхности, резко различающихся по качеству СТМ-изображения. ВАХ системы металл-конденсат-металл оказалась несимметричной. ВВХ имели ступени, после превышения одного и того же порогового напряжения, но разные по высоте. МАХ имели разный наклон. Были сделаны предположения о возможных факторах, влияющих на формы спектров, и механизмах токопереноса в туннельном зазоре ex situ.

1. Исследование калибровочного образца В данной работе исследование топологии поверхности образца производилось на:

1. Сверхвысоковакуумном Атомном Силовом Микроскопе (СВВ АСМ) JSPM 4610A;

2. Нанотехнологическом Комплексе (НТК) «Умка-02-Е»;

1. Свесхвысоковакуумном Нанотехнологическом Комплексе (СВВ НТК) «Нанофаб 100».

2. Электронном Микроскопе Высокого Разрешения (ЭМВР) FEI «Phenom».

Исследование образца калибровочного кремния проводилось с целью определения возможностей СВВ АСМ JSPM, НТК «Умка-02-Е», СВВ НТК «Нанофаб 100», ЭМВР FEI «Phenom» при исследовании топологии поверхности объектов с искусственными наноструктурами высотой менее 1 мкм.

Образец кремния производства фирмы «NT-MDT Company»

представляет собой объемную структуру типа «шахматная доска». Период элементов на поверхности Рзаданное = 3000 ± 50 нм, высота элементов Нзаданное = 600 нм, заметим, что производитель не накладывал допуск на эту характеристику структуры и значение указал только в ознакомительных целях.

Начальное исследование образца проводилось в СВВ АСМ JSPM 4610A. Предварительно образец косвенным нагревом отжигался при температуре 130оС и откачивался в вакууме 4·10-8 Па в течение 12 часов.

Исследование поверхности образца проводилось в туннельном режиме, при комнатной температуре, давление в рабочей камере составляло 1,2·10-8 Па.

Полученное изображение поверхности представлено на рис. 1а. На рис. 1б показан профиль поверхности, соответствующий вектору на рис. 1а. Ширина ямы составляет 900 нм, левый склон – 80 нм, правый склон – 150 нм, ширина выступающего элемента – 1520 нм. Таким образом, период структуры Рполученное = 2650 ± 50 нм, что отличается от заданного значения на Р = 350 ± 100 нм. Средняя высота элементов Нполученное = 630 ± 20 нм, что на Н = 30 ± 20 нм больше заданного.

Рисунок 1 –а) Изображение поверхности образца кремния, полученное на JSPM 4610A Рисунок 1 – б) Профиль поверхности образца вдоль вектора, отмеченного на рис. 1а Дальнейшее исследование образца проводилось в НТК «Умка-02-Е».

Предварительно образец продувался в струе Ar и затем отжигался под прожекторной лампой мощностью 100 Вт в течение 20 мин. Суммарное время подвода и сканирования образца, т.е. нахождение его на воздухе после очистки, составило 23 мин. Сканирование поверхности проводилось в туннельном режиме, при комнатной температуре и при атмосферном давлении. Полученное изображение поверхности представлено на рис.2.

Период структуры Рполученное = 2380 ± 200 нм, что отличается от заданного значения на Р = 620 ± 250 нм. Средняя высота элементов Нполученное = 270 ± 50 нм, что на Н = 330 ± 50 нм меньше заданного.

Рис. 2. Изображение поверхности образца кремния, полученное на НТК «Умка-02-Е»

Также исследование образца проводилось в СВВ НТК «Нанофаб 100». Предварительно образец косвенным нагревом отжигался при температуре 100оС и откачивался в вакууме 5·10-7 Па в течение 2 часов.

Исследование поверхности образца проводилось в туннельном и силовом режимах, при комнатной температуре, давление в рабочей камере составляло 3·10-7 Па. Полученное изображение поверхности при исследовании в туннельном режиме, а также профиль поверхности, соответствующий вектору CS1, представлены на рис. 3. Период структуры Рполученное = 2760 ± нм, что отличается от заданного значения на Р = 240 ± 70 нм. Средняя высота элементов Нполученное = 550 ± 30 нм, что на Н = 50 ± 30 нм меньше заданного.

Рисунок 3 - Изображение поверхности и профиль вдоль вектора CS образца калибровочного кремния, полученные на СВВ НТК «Нанофаб 100» в туннельном режиме Полученное изображение поверхности при исследовании в силовом режиме, а также профиль поверхности, соответствующий вектору CS1, представлены на рис. 4. Период структуры Рполученное = 3140 ± 20 нм, что отличается от заданного значения на Р = 140 ± 70 нм. Средняя высота элементов Нполученное = 830 ± 50 нм, что на Н = 230 ± 50 нм больше заданного.

Рисунок 4 - Изображение поверхности и профиль вдоль вектора CS образца калибровочного кремния, полученные на СВВ НТК «Нанофаб 100» в силовом режиме Последующее исследование образца проводилось в ЭМВР FEI «Phenom». Предварительно образец продувался в струе Ar и затем отжигался под прожекторной лампой мощностью 100 Вт в течение 20 мин. Суммарное время подвода и сканирования образца, т.е. нахождение его на воздухе после очистки, составило 2 минуты. Исследование поверхности проводилось в электронном режиме, при комнатной температуре и при атмосферном давлении. Полученное изображение поверхности представлено на рис. 5.

Период структуры Рполученное равен 3050±20 нм, что отличается от заданного значения на Р = 50±30 нм. Электронная микроскопия высокого разрешения позволяет определить только планарные геометрические размеры элементов поверхности, поэтому оценить среднюю высоту элементов поверхности не представляется возможным.

Рисунок 5 - Изображение поверхности образца кремния, полученное на FEI «Phenom»

2. Туннельно-спектроскопические характреристики (ТСХ).

Спектроскопические характеристики получали с помощью НТК «Умка-02-Е» на образце золота, напыленном на кремниевую подложку.

Перед снятием спектров получили СТМ-изображение, показанное на рис. 6.

Сканировалась область размером 1х1мкм. ТСХи снимались в двух точках: в точке 1, предположительно, поверхность является более чистой, а в точке 2 – загрязнена.

Рисунок 6 - СТМ- изображение поверхности образца золото на кремнии На рис. 7 изображены ВАХи, снятые в точках 1 и 2, и наложенные друг на друга. Скорость развертки туннельного напряжения составила примерно 5,5 В/с.

Рисунок 7 - ВАХ, золото на кремнии: 1- снятые в точке 1 (рис. 6), 2- снятые в точке 2 (рис. 6) На данном расстоянии зонд-образец даже максимального приложенного напряжения 2,5 В не достаточно, и туннельный ток во всех точках ВАХ равен нулю (кривая 2 на рис.7). Мы можем сделать вывод, что наши предположения были верны и это, действительно, загрязнения, а не особенность рельефа. Кривые 1 имеют заметную асимметрию порядка 0,5В.

Можно предположить, что это является следствием разницы работ выхода материалов зонда и образца, которая в условиях сканирования на воздухе хоть и уменьшается [12], но может влиять на форму ВАХ на наиболее чистых участках поверхности. Кроме того, в результате огромной разницы площадей контактов электродов (зонда и образца) концентрация силовых линий поля вблизи их поверхностей тоже сильно различается.

Высота вольт-высотной характеристики (ВВХ) в обеих точках составляет примерно 250нм (рис. 8). Так же для обоих спектров характерна резкая ступень и очень малый наклон ВВХ до и после нее. Пороговое напряжение ступени в обоих случаях совпадает и близко к 1,5В. Это позволяет предположить, что мы имеем дело с одним и тем же процессом токопереноса, который слабо зависит от туннельного напряжения и в который включается второй канал после достижения порогового значения напряжения, который резко понижает сопротивление слоя конденсата.

Малая высота ступени на кривых 1 (рис. 8) говорит о том, что в точке 1, на более чистом участке поверхности, преобладает первый канал токопереноса, а реагенты, обеспечивающие второй канал, практически отсутствуют. Т.е. в точке 1 поверхность покрывает слой такой же по толщине, но отличный по химическому составу от точки 2, что и приводит к уменьшению локализации процесса и, как следствие, ухудшение СТМ изображения.

Рисунок 8 - ВВХ, золото на кремнии:1- в точке 1 (рис.6), 2- в точке 2 (рис.6) Метр-амперные характеристики, полученные в точках 1 и 2 (рис. 6), представлены на рис. 9. Экспериментальные кривые имеют не резкий наклон, большое количество пиков и широкий разброс значений между измерениями, что соответствует наличию конденсата на поверхности.


Рисунок 9 - МАХ, золото на кремнии:1- в точке 1 (рис. 6), 2- в точке 2 (рис. 6) Видно, что наклон спектров, снятых в точке 1 больше, чем в точке (рис. 9). Оценочная эффективная работа выхода для точки 1 дает значение V 1 эфф = 43мэВ, для точки 2 – V- эфф = 1мэВ. Это еще раз подтверждает все наши предыдущие результаты и может быть объяснено меньшим слоем скопившегося конденсата в точке 1, либо отличием его химического состава и электрофизических свойств, и, как следствие, получением в точке 1 более четкого СТМ-изображения.

Список использованных источников 1. Миронов В.Л. Основы сканирующей зондовой микроскопии. М:Техносфера, 2004. -144 с.

2. А.И.Юсипович, С.Ю.Васильев Вольт-высотная спектроскопия в конфигурации ex situ сканирующего туннельного микроскопа, МГУ им. М.В. Ломоносова, Химический факультет, 2003.

3. Васильев С.Ю., Денисов А.В., Особенности туннельно – спектроскопических измерений в конфигурации воздушного сканирующего туннельного микроскопа // Журнал технической физики. - 2000. - Т. 70, Вып. 1.

4. Руководство пользователя НТК «Умка-02-Е», Институт Нанотехнологий.

5. Руководство пользователя СВВ АСМ JSPM 4610A.

6. Руководство пользователя СВВ НТК «Нанофаб 100».

7. Руководство пользователя ЭМВР FEI «Phenom».

ИЗМЕНЕНИЕ СТРУКТУРЫ ПОВЕРХНОСТНОГО СЛОЯ КОНСТРУКЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ НА НАНОУРОВНЕ ПРИ УЛЬТРАЗВУКОВОЙ ОБРАБОТКЕ ПРИХОДЬКО В. М., ФАТЮХИН Д. С., СУНДУКОВ С.К., ЮДАКОВ Е.Г.

Московский автомобильно-дорожный государственный технический университет (МАДИ) Аннотация Проведены исследования по влиянию кавитации на шероховатость профиля поверхности и, соответственно, параметров шероховатости. В интервале значений параметра шероховатости Ra до 0,04 мкм изменение шероховатости резко возрастает, от 0,04 до 0,1 мкм резко уменьшается.

Дальнейшее увеличение параметра Ra ведет к постепенному возрастанию изменения шероховатости. Полученны данные по влиянию начальной шероховатости на изменение шероховатости после ультразвуковой обработки, которые позволяют осуществлять выбор параметров обработки в зависимости от геометрических характеристик поверхностей деталей.

Проведенные исследования показали, что ультразвуковая обработка позволяет формировать геометрические и физико-химические свойства поверхностного слоя на наноуровне.

Введение Среди методов воздействия на свойства конструкционных материалов особое место занимает поверхностное наноструктурирование. С одной стороны, создание нанокристаллической структуры в тонком поверхностном слое позволяет существенно улучшить прочностные характеристики металлов и их сплавов. С другой стороны, методы поверхностного наноструктурирования характеризуются относительной простотой и низкой себестоимостью. Наконец, в отличие методов интенсивного воздействия, при наноструктурировании поверхностных слоев твердых тел нет жестких ограничений по их размерам и геометрической форме.

В настоящее время применяются такие способы воздействия на поверхностные свойства материала как наноэлектроэрозионная обработка, нанорезание, нанесение нанопокрытий и др. Так же изменение структуры поверхностного слоя материалов на наноуровне возможно ультразвуковыми методами: ультразвуковое поверхностно-пластическое деформирование (ППД) связанным деформирующим элементом, жидкостная обработка.

Ультразвуковое ППД характеризуется импульсным деформированием поверхности детали в результате колебаний деформирующего элемента с ультразвуковой частотой. В течение определенной части периода контакт между инструментом и обрабатываемой поверхности отсутствует, а в момент контакта мгновенные напряжения существенно выше средних значений. Это ведет к значительно большей пластической деформации, чем при обычном выглаживании [1].

В практике использования ультразвука наиболее широкое применение нашли стержневые колебательные системы[2].

На рис. 1. представлена полуволновая ультразвуковая колебательная система для ППД, состоящая из пьезокерамического преобразователя, концентратора и инструмента (шарик или алмаз). Конец инструмента имеет сферическую вершину с заданным радиусом кривизны.

Рисунок 1 - Колебательная система для ультразвукового упрочнения:

1 – пьезокерамический преобразователь, 2 – концентратор, 3 – металлическая накладка, 4 – инструмент Как правило, для упрочняющей ультразвуковой обработки используются металлорежущие станки. Например: при использовании токарного станка обрабатываемую деталь закрепляют в патроне или в центрах и сообщают ей вращательное движение. Устройство для ультразвукового упрочнения устанавливают в резцедержателе станка.

Перемещение резцедержателя в осевом направлении обеспечивает заданную величину подачи (рис. 2).

Рисунок 2 - Схема обработки поверхности ультразвуковым инструментом:

1 – концентратор, 2 – инструмент (шарик), 3 – обрабатываемая деталь Основным элементом устройства для ультразвукового упрочнения является ультразвуковая колебательная система с магнитострикционным или пьезокерамическим электромеханическим преобразователем. Колебательная система (рис. 1) с помощью фланца, расположенного в определенном (узловом) сечении, крепится к подвижному корпусу, который перемещается вдоль оси неподвижного корпуса. С помощью пружины, гайки и винта устанавливается заданная сила. На подвижном корпусе закрепляется датчик обратной связи, который позволяет поддерживать заданную амплитуду колебательных смещений рабочего конца. В состав устройства входит также электрический генератор.

Подробное теоретическое исследование процесса ультразвукового упрочнения приведено в работе [3]. В результате рассмотрения процесса пластического деформирования поверхности металлического образца при ударном воздействии деформирующего элемента сферической формы была определена максимальная глубина отпечатка при ультразвуковом воздействии:

FN m hmax HD где FN – сила прижима, m – амплитуда колебаний торца концентратора, H – твердость материала, D – диаметр шарика.

Из данной зависимости видно, что при малых усилии прижима и амплитуды колебаний глубина упрочненного слоя будет также мала (50- нм).

Варьируя параметры режима ультразвукового ППД, можно оказывать различное влияние на субмикронеровности детали.

При ультразвуковой жидкостной обработке основным механизмом воздействия является кавитация. Кавитация в жидкости возникает под действием переменного звукового давления, когда растягивающие напряжения становятся больше некоторого критического значения, соответствующего порогу кавитации, который определяется наличием в жидкости кавитационных зародышей. С характерным захлопыванием кавитационных полостей связано явление кавитационной эрозии, проявляющееся в разрушении поверхности твердого тела по границе его раздела с жидкостью.

Наиболее распространенная схема ультразвуковой жидкостной обработки представлена на рис. 3.

Рисунок 3 - Схема ультразвуковой жидкостной обработки: 1- излучатель, 2 – ванна, 3 – обрабатываемый объект, 4 – зона развитой кавитации По результатам проведенных в Московском автомобильно дорожном государственном техническом университете в лаборатории электрофизических методов обработки исследований можно оценить влияние ультразвуковой жидкостной обработки на микрогеометрию поверхности.

Исследованиями [4] установлено, что с увеличением шероховатости поверхности образца эрозионные разрушения поверхности усиливаются.

Объясняется это увеличением активной поверхности образца. Предлагаемый подход справедлив в случаях, когда размеры микронеровностей несоизмеримы с размерами рабочего тела. В случаях, когда рабочее тело (кавитационный пузырек) и геометрические параметры шероховатости близки по размеру, очевидно, что микрогеометрию поверхности можно рассматривать как совокупность щелевых зазоров.

Поскольку действие кавитации на щелевой зазор и гладкую поверхность различны [5, 6], при изменении значений параметров шероховатости действие кавитационной эрозии на поверхность будет носить разный характер.

Для моделирования процесса эрозионного разрушения поверхности с регулярным микрорельефом рассмотрены схемы с различным соотношением размеров рабочего тела и размеров микронеровностей (рис. 4).

Рисунок 4 - Соотношение размеров рабочего тела (кавитационного пузырька) и размеров микронеровностей: а – размеры микронеровностей меньше размеров рабочего тела;

б – размеры микронеровностей соизмеримы с размерами рабочего тела;

в – размеры микронеровностей больше размеров рабочего тела Наиболее интересен случай, когда размеры неровностей и рабочего тела соизмеримы (рис. 4б). В этом случае кавитация приобретает свойства щелевой. Соответственно значительно возрастает кавитационная эрозия.

Поскольку размер области эрозионного разрушения определяет размер пузырька, экспериментальная оценка исследования сводится к сравнению начальных значений параметров шероховатости и значений параметров шероховатости после обработки ультразвуком.

Проведенные исследования по влиянию кавитации на шероховатость показали изменение характера профиля поверхности и, соответственно, параметров шероховатости.

Например: в интервале значений параметра шероховатости Ra (рис.

5) до 0,04 мкм изменение шероховатости резко возрастает, от 0,04 до 0,1 мкм резко уменьшается. Дальнейшее увеличение параметра Ra ведет к постепенному возрастанию изменения шероховатости.

Рисунок 5 - Зависимость изменения среднего арифметического отклонения профиля Ra от начального значения после ультразвуковой обработки Полученные данные по влиянию начальной шероховатости на изменение шероховатости после ультразвуковой обработки позволяют осуществлять выбор параметров обработки в зависимости от геометрических характеристик поверхностей деталей.


Таким образом, проведенные исследования показали, что ультразвуковая обработка позволяет формировать геометрические и физико химические свойства поверхностного слоя на наноуровне.

Список цитируемых источников 1. Казанцев В.Ф. Физические основы технологического применения ультразвука. - М.: Издательство МАДИ (ГТУ), 2008. -101 с.

2. Приходько В.М. Ультразвуковые технологии при производстве, эксплуатации и ремонте транспортной техники. - М.: Издательство «Техполиграфцентр», 2003. - 253 с.

3. Казанцев В.Ф. Физические основы воздействия ультразвука на процессы обработки твердых тел / В.Ф. Казанцев: дисс… доктор физ.-мат. наук. – М, 1980.

4. Кнэпп, Р. Кавитация. – М.: Мир, 1974. – 687с.

5. Калачев Ю. Н., Разработка технологии ультразвуковой очистки, обеспечивающей кавитационную неповреждаемость конструкционных материалов / Ю. Н. Калачев: автореф. канд. техн.

наук. – М., 1992.

6. Фатюхин, Д.С. Разработка технологии и оборудования для ультразвуковой очистки инжекторов / Д. С. Фатюхин: автореф… канд. техн. наук. – М., 2001.

РАСЧЕТ МЕХАНИЧЕСКИХ ХАРАКТЕРИСТИК, ПАРАМЕТРОВ ЭЛЕКТРОННОЙ СТРУКТУРЫ И СПЕКТРОВ ХАРАКТЕРИСТИЧЕСКИХ ПОТЕРЬ ЭНЕРГИИ ЭЛЕКТРОНОВ ФАЗ TI2С В -ТИТАНЕ «ИЗ ПЕРВЫХ ПРИНЦИПОВ»

АКСЕНОВ Д.А.

Научный руководитель: зав. лаб., к.ф.-м.н. Липницкий А.Г.

Белгородский государственный университет Аннотация В работе изучены механизмы дисперсионного упрочнения титана наноразмерными включениями Ti-C с использованием методов расчета «из первых принципов». Рассмотрены три энергетически выгодные в -Ti фазы со стехиометрическим соотношением Ti2C, которые имеют пространственные группы № 164, № 166 и № 227. Данные фазы при распаде твердого раствора углерода в титане могут образовывать наноразмерные включения, обеспечивающие дисперсионное упрочнение титана.

Рассчитанные механические характеристики, в частности теоретические пределы прочности для различных плоскостей скольжения, подтверждают возможность упрочнения -Ti включениями Ti2C. В работе также впервые предлагается использовать спектроскопию характеристических потерь энергии электронов для определения кристаллической структуры наноразмерных включений Ti-C в -Ti. Для этого выполнен теоретический расчет спектров СХПЭЭ для трех фаз Ti2C и для фазы TiC с кристаллической решеткой типа NaCl.

Введение Применение наноструктурированных материалов обусловлено их повышенными механическими характеристиками по сравнению с кристаллическими (крупнозернистыми) материалами. В частности, наноструктурированию подвергают титан и сплавы на его основе, что позволяет повысить не только прочностные и пластические свойства, но одновременно улучшить их биосовместимость, что позволяет получать материалы, идеальные для применения в медицине. Физические причины, приводящие к улучшению свойств, однозначно не установлены, что ограничивает возможности создания наноструктурированных материалов с заданными свойствами. К тому же, необходимо проведение специальных мероприятий по увеличению их термической стабильности.

Поэтому изучение механизмов, влияющих на свойства наноструктурированных материалов актуально. Особенно эффективно совмещение экспериментальных исследований с различными методами компьютерного моделирования. В работе [1] с использованием «первопринципных подходов» показано, что одним из механизмов улучшения механических свойств и термической стабильности титана является его дисперсионное упрочнение наноразмерными включениями Ti-C.

В работе [1] рассмотрена одна из ряда возможных фаз Ti-C в -Ti и приведены характеристики её электронной структуры.

В настоящей работе рассмотрены в виде наноразмерных включений в -Ti три фазы со стехиометрической формулой Ti2C. Для этих фаз рассчитаны механические характеристики, подтверждающие возможность упрочнения -Ti включениями Ti2C. Также для трех фаз Ti2C выполнен теоретический расчет спектров СХПЭЭ, упрощающий интерпретацию аналогичных спектров, полученных экспериментально.

1. Методы расчета Расчеты полных энергий, постоянных решеток и механических характеристик выполнены с помощью программного пакета «ABINIT» в рамках теории функционала зарядовой плотности (DFT) с представлением волновых функций электронов в базисе плоских волн. Использовались PAW GGA потенциалы. Энергия обрезания плосковолнового базиса составляла эВ, что обеспечило точность расчета полной энергии рассмотренных систем на уровне 2 мэВ/атом. Используемые наборы k точек обеспечили сохранение выбранной точности расчета полной энергии.

Для проверки используемого метода и PAW потенциалов, в работе выполнены расчеты модулей упругости -ГПУ, -ОЦК, ГЦК и фаз титана.

Результаты приведены в Таблице 1. Видно, что значения постоянных решеток фаз Ti отличаются от экспериментальных не более чем на 1%, а модулей упругости – не более чем на 10%.

Таблица 1. Характеристики кристаллических решеток титана d1, B, C11, C12, C13, C33, C44, d2, а, с, Фаза ГПа ГПа ГПа ГПа ГПа ГПа -Ti 2.94 4.64 2.32 2.32 113 176 86 75.5 191 44. -Ti Эксп.[2] 2.95 4.68 2.3252.325 110 176 87 68 191 -Ti 3.25 - - - 107 87 116 - - -Ti 4.58 2.83 - - 113.5 200.5 81.5 52 251 ГЦК-Ti 4.11 - - - 108 134 95.5 - - Расчеты спектров СХПЭЭ проводились с помощью программного пакета «WIEN2K» с использованием метода линеаризованных присоединенных плоских волн (FP-LAPW. Для задания обменно– корреляционного потенциала использовалось обобщенное градиентное приближение (GGA). Значение обрезания плосковолнового базиса (RMTKMAX) составляло 8, что обеспечило точность расчета полной энергии рассмотренных систем на уровне 30 мэВ/атом. Используемые наборы k точек обеспечили сохранение выбранной точности расчета полной энергии.

На рис. 1 приведен рассчитанный спектр СХПЭЭ K-края поглощения углерода в TiC (группа симметрии № 225). Сравнение с экспериментом [3] показывает очень хорошее согласие как по положению пиков, так и по соотношению их интенсивностей.

Рисунок 1 - Рассчитанный спектр СХПЭЭ TiC (№225). За ноль принят K-край поглощения углерода 2. Результаты расчетов В работе [1] было показано, что фаза Ti2C (пространственная группа №164), обладающая такой же упаковке атомов как ГПУ титан, является наиболее энергетически предпочтительной благодаря возможности когерентно встраиваться в решетку ГПУ титана. Однако, фазы с той же стехиометрией Ti2C, но с другой структурой, которые не могут когерентно встраиваться в ГПУ решетку, в работе [1] не рассматривались.

В настоящей работе проведен более полный анализ, включающий и другие возможные фазы Ti2C. Это фаза Ti2C (пространственная группа № 166), которая имеет упаковку, характерную для ГЦК решетки;

фаза Ti2C (группа № 227), которая может быть получена из структуры типа NaCl путем удаления части атомов углерода (элементарная ячейка содержит 12 атомов), а также фаза Ti2C (группа № 123), обладающая тетрагональной симметрией. В табл. 3 приведены энергетические характеристики фаз Ti-C. Метод расчета параметра E был рассмотрен в [1].

Таблица 3. Энергетические характеристики фаз Ti-C Фаза E, Хартри E, эВ/атом C -Ti2(группа № 194) -117.310 TiC(группа № 225) -64.4625 -0. Ti2C(группа № 164) -123.124 -0. Ti2C(группа № 166) -123.128 -0. Ti2C (группа № 227) -492.5192 -0. Ti2C (группа № 123) -123.1135 0. Ti48C -2821.25 0. Ti48 -2815.44 Минимальные значения E соответствуют энергетически выгодным фазам. Поскольку параметр E для фазы Ti2C (группа № 123) имеет положительное значение образование этой фазы путем диффузионного распада пересыщенного твердого раствора углерода в титане термодинамически не выгодно.

Для фаз Ti2C (группа № 164), Ti2C (группа № 166) и Ti2C (группа № 227) отрицательные значения параметра E по абсолютной величине больше, чем для TiC, что свидетельствует об энергетической предпочтительности реализации этих фаз в ГПУ титане. При этом нельзя однозначно указать, какая из фаз будет преимущественно образовываться, так как при расчетах не учитывалось влияние границ раздела между включениями Ti-C и ГПУ титаном. Несмотря на малую величину, отличие удельной поверхностной энергии границ для разных фаз может оказаться решающим для предпочтительного образования фазы в виде включений определенных размеров. Кроме того, при рассмотрении когерентных включений, предпочтительность реализации фаз будет зависеть и от разности периодов решеток фаз и ГПУ титана. При этом размеры и форма образующихся включений могут различаться из-за разных зависимостей упругой энергии фаз от размеров выделений.

Проведенный выше анализ показывает, что для окончательного определения реальной структуры включений Ti-C в ГПУ титане результаты теоретических расчетов должны быть сопоставлены с экспериментальными структурными исследованиями, в первую очередь, методом высокоразрешающей электронной микроскопии.

В качестве второго экспериментального метода целесообразно использовать спектроскопию характеристических потерь энергии электронов (СХПЭЭ). На рис. 2 приведены результаты расчетов спектров СХППЭ для фаз Ti2C (группа № 164), Ti2C (группа № 166) и Ti2C (группа № 227). Для этих фаз были также выполнены расчеты плотности электронных состояний выше уровня Ферми, которые позволяют объяснить сложный характер рассчитанных СХПЭЭ спектров. Для всех фаз пики на спектрах СХПЭЭ соответствуют пикам на зависимостях плотности электронных состояний выше уровня Ферми. Важно также отметить, что похожие друг на друга спектры СХПЭЭ фаз со стехиометрическим соотношением Ti2C значительно отличаются от спектра СХПЭЭ фазы TiC. Это также обусловлено близостью электронных структур фаз Ti2C и её значительным отличием от электронной структуры фазы TiC.

Наряду с экспериментальными исследованиями, необходимыми для выяснения реальной структуры нанофазных включений в ГПУ титане, представляется важным продолжение теоретических расчетов, в частности, с использование методов молекулярной динамики и Монте-Карло, что позволит определить структуру, размер и форму включений Ti2C в -Ti при конечных температурах. Исследования в этом направлении уже проводятся.

a б с Рисунок 2 - Рассчитанные спектры СХПЭЭ: а) фаза Ti2C (группа № 164), б) фаза Ti2C (группа №166), с) фаза Ti2C (группа №227). За ноль принят K-край поглощения углерода В настоящей работе для -Ti и фаз Ti-C выполнен расчет теоретических пределов прочности для различных плоскостей скольжения.

Для -титана первичной и вторичной системами скольжения являются _ _ _ призматическая 11 2 0 {1 1 00 } и базисная 11 2 0 {0001} системы скольжения, соответственно. Для базисной системы скольжения теоретический предел прочности составил 5.7 ГПа, а для призматической 3.6 ГПа. Отношение пределов прочности равно 5.7/3.6 = 1,58, что близко к полученному экспериментально [4] отношению критических напряжений сдвига, равному 1,5. Т.е., несмотря на то, что значения теоретических пределов прочности значительно больше экспериментальных критических напряжений сдвига, их отношения остаются равными. Таким образом, расчет теоретических пределов прочности подтверждает, что скольжение в -Ti наиболее легко осуществляется в призматических плоскостях.

Расчет теоретических пределов прочности для структуры Ti2C (группа № 164) показал, что сдвиг в базисной плоскости должен происходить при 0,8 ГПа, что значительно ниже соответствующего рассчитанного напряжения в -титане. В тоже время в призматической плоскости сдвиг вообще не происходит, а при напряжении 3 ГПа кристаллическая решетка становится нестабильной по отношению к базисному сдвигу. По-видимому, подобное поведение связано с особенностями электронной структуры -Ti [1]. Можно предположить, что, благодаря способности менять плоскость скольжения, включения Ti2C в -Ti будут образовывать барьеры для движения дислокаций, изменяя их плоскость скольжения на базисную, где напряжение, необходимое для дальнейшего движения дислокации, в 1. выше. Данный механизм, а также закрепление границ зерен когерентными включениями Ti2C, должны приводить к стабилизации зеренной структуры и упрочнению материала.

Заключение Показано, что формирование в -титане и его сплавах равномерно распределенных, дисперсных, когерентных частиц Ti2C может производить упрочняющий эффект, что открывает перспективы целенаправленного использования фаз Ti2C для повышения прочностных свойств сплавов на основе ГПУ титана методами механотермической обработки. Для эффективной реализации методов потребуется знание фазовой диаграммы системы Ti-C, находящейся в виде дисперсной фазы наноразмерных включений в матрице титана, с учетом их формы и размеров.

Рассчитаны спектры характеристических потерь энергии электронов (СХПЭЭ) фаз системы Ti-C. Показано, что СХПЭЭ спектры фаз Ti2C значительно отличаются от спектра фазы TiC. Предложено использовать метод СХПЭЭ для определения кристаллической структуры наноразмерных включений Ti2C в матрице -Ti.

Результаты расчетов с использованием «первопринципного» подхода находятся в хорошем согласии с экспериментальными данными. В частности, рассчитанные значения постоянных решеток фаз титана, алмаза и TiC отличаются от экспериментальных не более, чем на 1%, а отличия расчетных и экспериментальных значений модулей упругости не превышают 10%.

Список литературы 1. А. Г. Липницкий, Д. А. Аксенов, Ю. Р. Колобов // Известия вузов.

Физика.– 2009.–№10. с. 43-45.

2. E.S. Fisher, C. J. Renken // Phys. Rev. 1964, 135, A482.

3. A. J. Scott, R. Brydson // Phys. Rev. B, V. 63, 245105.

4. Цвиккер, У. // Титан и его сплавы – Берлин–Нью-Йорк, М.:

Металлургия, 1979.–512 с.

МОДЕЛИРОВАНИЕ РОСТА ЗЕРЕН И МИГРАЦИИ ИХ ГРАНИЦ В НАНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ УЛЬТРАТОНКИХ ПЛЕНКАХ ПОД ДЕЙСТВИЕМ УПРУГОГО НАПРЯЖЕНИЯ ДЫНКИН Н.К.

Научный руководитель: проф., д.ф-м.н. Гуткин М.Ю.

Санкт-Петербургский государственный политехнический университет Аннотация В работе построены теоретические модели, описывающих рост зерен и миграцию их границ в нанокристаллических ультратонких пленках под действием приложенного упругого напряжения. Рассмотрены случаи выхода межзеренной границы на свободную поверхность пленки и случай расположения границы в центральной области пленки. Рассчитаны изменения полной энергии системы, связанные с миграцией межзеренной границы, определены критические напряжения начала миграции и перехода от устойчивой миграции к неустойчивой, найдены равновесные положения границы. Исследованы зависимости рассчитанных величин от размера, угла разориентировки, положения и ориентации границы зерна в пленке, а также от толщины пленки. Получены принципиально новые, не известные ранее результаты: показано, что критические напряжения, определяющие начало миграции границы и ее переход в неустойчивый режим, уменьшаются по мере уменьшения толщины пленки;

критическое напряжение перехода от устойчивой миграции к неустойчивой уменьшается с ростом зерна - чем ближе к поверхности пленки расположена граница зерна, тем выше ее склонность к миграции.

Введение Объектом исследования является стимулированный упругим напряжением атермический рост зерен в нанокристаллических тонких пленках и нанопроволоках. В последние годы атермический рост зерен привлекает большое внимание исследователей по всему миру, поскольку дает возможность целенаправленно модифицировать структуру нанокристаллических металлов, сплавов и керамик для достижения оптимального сочетания высокой прочности и достаточной пластичности таких материалов. Несмотря на большой объем экспериментальных данных (см. обзор в работе [1]), физические механизмы и условия возникновения этого феномена окончательно не поняты и вызывают большой интерес. В частности, в работах [1, 2] были предложены дислокационно дисклинационные модели роста зерен как результата миграции их границ под действием приложенного сдвигового напряжения. Было показано, что в зависимости от уровня этого напряжения и углов разориентировки границы зёрен (ГЗ) могут оставаться неподвижными или мигрировать навстречу друг другу. Процесс миграции может быть устойчивым, когда ГЗ занимают равновесные положения, отвечающие минимуму энергии системы и соответствующие относительно невысокому уровню приложенного напряжения, или неустойчивым, когда при относительно высоких напряжениях смещение ГЗ сопровождается постоянным понижением энергии системы.

1. Миграция межзёренной границы, выходящей на свободную поверхность тонкой пленки Рассмотрим модель нанокристаллической тонкой плёнки толщиной 2d, к которой приложено некоторое нормальное напряжение. Знак напряжения никакой роли не играет, но для определенности здесь выбран случай одноосного растяжения. Выделим из общей массы нанозерен, попавших в поле рисунка, пару соседних нанозерен, ограниченных с одной стороны свободной поверхностью плёнки и имеющих общую границу наклона АВ с углом разориентировки (рис. 1,а). Для упрощения задачи будем считать, что граница АВ составляет прямой угол с одной из соседних границ, также выходящей на свободную поверхность пленки. При этом тройной стык границы АВ с соседними межзеренными границами считается скомпенсированным, т. е. не содержит стыковой дисклинации.

а б Рис. 1. Модель миграции межзёренной границы АВ длиной a с углом разориентировки внутри тонкой плёнки толщиной 2d. Здесь – приложенное растягивающее напряжение, p – смещение границы относительно своего начального положения, h – расстояние от исходного тройного стыка В до свободной поверхности, – угол между соседней границей зерна (направлением миграции границы) и свободной поверхностью пленки. (а) Исходное положение границы при = 0, (б) смещение границы при с.

На основе результатов предыдущих теоретических моделей можно предположить, что граница AB остается в своём исходном положении до тех пор, пока напряжение не достигнет некоторого критического значения с.

При напряжении с граница AB начинает миграцию под действием соответствующего сдвигового напряжения = sin 2 (рис. 1,б). После смещения границы AB со своей исходной позиции вместо одного тройного стыка границ образуются два двойных стыка, которые содержат стыковые частичные клиновые дисклинации с мощностями ± (здесь – величина вектора Франка). В результате формируется характерная дипольная структура, состоящая из стыковых частичных дисклинаций. Равнодействующая силы взаимодействия между этими дисклинациями и сил, действующих на эти дисклинации со стороны внешнего напряжения и свободной поверхности, определяет поведение мигрирующей границы.

Для анализа возможных вариантов развития ситуации воспользуемся энергетическим подходом, который заключается в расчете и анализе изменения полной энергии системы, сопровождающего миграцию границы и, соответственно, рост одного зерна за счет поглощения соседнего. Это позволит рассчитать критические напряжения миграции границы и исследовать их зависимость от основных параметров модели.

Изменение полной энергии системы вычисляется по следующей формуле:

W = Wd + Ws + Wgr A, (1) Wd где – упругая энергия дисклинационного диполя в тонкой Ws – приращение энергии свободной поверхности по мере «выхода»

пленке, все новых участков мигрирующей границы, W gr – изменение на нее поверхностной энергии границы в процессе ее миграции, А – работа приложенного напряжения на пластической деформации, связанной с миграцией границы.

На рис. 2 представлены рассчитанные зависимости изменения полной энергии системы W от смещения межзеренной границы p при различных значениях приложенного сдвигового напряжения и других параметров модели. Рассмотрим случаи большеугловой границы с углом разориентировки = 30° (рис. 2,а) и малоугловой границы с углом разориентировки = 5° (рис. 2,б) в относительно толстой пленке с полутолщиной d = 200 нм при малом размере зерна a = 10 нм и угле = 45°.

При сравнительно малом внешнем напряжении (здесь 272 МПа, для примера – = 0) функция W ( p ) монотонно возрастает. Это означает, что миграция границы энергетически не выгодна, и она останется неподвижной.



Pages:     | 1 || 3 | 4 |
 





 
© 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.