авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

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


Pages:     | 1 | 2 || 4 |

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

-- [ Страница 3 ] --

б 0,4 0, 0, а = 0, =0 20 0, 1, W, эВ/нм W, эВ/нм 0, 0 - 0, 10 1,5 - 0, - 1,5 1, 0 1 2 3 4 5 0 2 4 6 8 p, нм p, нм Рис.2. Зависимости изменения полной энергии системы от смещения границы при d = нм, a = 10 нм, = 45°. (а) = 30°, (б) = 5°. Значения у кривых даны в ГПа.

Когда внешнее напряжение достигает некоторого критического значения с1 (здесь с1 = 272 МПа), при элементарном смещении границы на одно межатомное расстояние (здесь p = 0.3 нм) W становится отрицательным, что может служить критерием начала миграции границы.

При этом минимум функции W ( p ) приходится на p = peq (здесь peq 1. нм), которое будем называть “равновесным смещением границы”. По мере увеличения внешнего напряжения увеличивается и peq (рис. 2).

Таким образом, при напряжениях, превышающих некоторое критическое, миграция границы происходит в устойчивом режиме, когда её равновесное положение определяется уровнем приложенного напряжения.

Полагая, что в алюминиевой пленке приложенное напряжение не может превысить уровень порядка 1.5 ГПа, получаем, что граница не может сместиться к поверхности пластины более, чем на 2,5 нм (рис 2,а).

Когда внешнее напряжение достигает второго критического значения c2 (здесь c2 = 498 МПа) (рис. 2,б), функция W ( p ) становится монотонно убывающей. Таким образом, при напряжениях, превышающих c2, миграция границы происходит в неустойчивом режиме. Такая смена режимов миграции границы отмечалась и в прежних теоретических моделях.

Теперь рассмотрим, как ведет себя первое критическое напряжение в зависимости от параметров системы: размера зерна, угла при свободной поверхности и толщины плёнки. Численно построены зависимости c критического напряжения от различных параметров модели для пленки c нк-Al. Критическое напряжение в значительной степени зависит от угла разориентировки границы. При малых (здесь = 5) и выбранных c значениях параметров модели может принимать значения примерно от 10 до 130 МПа, при больших (здесь = 30) – примерно от 100 до МПа. Важно, что критическое напряжение уменьшается с ростом зерна. Это означает, что мелкие зерна с малоугловыми границами значительно менее устойчивы к огрублению, чем зерна того же размера с большеугловыми границами, и более устойчивы, чем крупные зерна с малоугловыми границами. К аналогичным выводам пришли авторы [1, 2] в модели бесконечной среды.

c С уменьшением толщины пленки критическое напряжение падает, причём в интервале изменения d от 50 до 200 нм оно практически не меняется, а в интервале от 15 до 50 нм – меняется довольно заметно. Это объясняется тем, что уменьшение толщины пластины приводит к существенной экранировке упругих полей дисклинаций. Следовательно, энергия дисклинационного диполя уменьшается, а значит и критическое c напряжение тоже уменьшается. Критическое напряжение падает также при стремлении угла к 40-45°.

Таким образом, установлено, что уменьшению критического напряжения способствует: 1) уменьшение угла разориентировки границы, 2) увеличение размера зерна, 3) уменьшение толщины плёнки, 4) стремление к 40-45° угла между направлением миграции и свободной поверхностью пленки.

Рассмотрим теперь зависимости второго критического напряжения c2 для границы с углом разориентировки = 5° от размера зерна а и от полутолщины пленки d. Второе критическое напряжение уменьшается с увеличением размера зерна а и угла и с уменьшением толщины плёнки.

Интересно, что в прежних теоретических моделях, построенных в приближении бесконечной среды, никакой зависимости между c2 и а не было.

c Полученные зависимости от толщины пленки соответствуют c1. Можно аналогичным зависимостям первого критического напряжения заключить, что чем тоньше пленка, тем менее устойчивы границы зерен, прилегающих к ее поверхностям.

2. Миграция границы зерна, расположенного в центре тонкой плёнки Поместим теперь границу АВ в центральную область тонкой плёнки и приложим к пленке некоторое нормальное напряжение.

Полная энергия системы вычисляется по следующей формуле:

W = Wdd A, (2) Wdd где – упругая энергия дисклинационного квадруполя в тонкой пленке, А – работа приложенного напряжения на пластической деформации, связанной с миграцией границы. В итоге получается выражение для изменения полной энергии системы, удобное для проведения численных расчетов. Эти расчеты выполнялись для того же набора параметров, характерных для пленок нк-Al, что и в первой модели (п. 1).

Зависимости изменения полной энергии системы W практически одинаковы для случаев, когда мигрирующая граница выходит на поверхность плёнки, и, когда мигрирующая граница находится в центре плёнки.

Рассмотрим, как меняется первое критическое нормальное напряжение c1 в зависимости от параметров системы: размера зерна (длины границы a), угла между направлением миграции границы и свободной поверхностью пленки и толщины плёнки 2d. Поскольку в этой модели входит линейно в указанное выше критическое условие, случай большеугловой границы здесь отдельно не рассматривается. Критическое напряжение c1 для границы наклона с произвольным углом разориентировки можно получить из первой модели, просто домножив c1 для = 5° на отношение / 5°.

В целом, поведение первого критического напряжения c1 в зависимости от параметров системы совпадает со случаем, когда большеугловая граница зерна выходит на поверхность плёнки (п. 1). В частности, с увеличением размера зерна первое критическое напряжение c быстро уменьшается, оно минимально при угле, близком к 42°, и возрастает с увеличением толщины пленки. Как и раньше, быстрый рост c1 при малых толщинах пленки (в интервале изменения d от 10 до 30 нм) сменяется слабым линейным ростом при больших (при d 50 нм). Таким образом, размерный эффект становится существенным, когда размер нанозерна оказывается сопоставим с толщиной пленки. Другими словами, когда свободные поверхности пленки оказывают сильное экранирующее действие на развитие дисклинационной структуры. В более толстых пленках эта экранировка подавляется самоэкранировкой дисклинационного квадруполя, и размерный эффект постепенно ослабевает.

Рассмотрим теперь второе критическое нормальное напряжение c2, при котором процесс миграции границы зерна становится неустойчивым.

Численно были получены зависимости этого напряжения от размера зерна a для малоугловой границы с углом разориентировки = 5° при d = h = 200 нм и разных значениях угла. При увеличении размера зерна а уровень c уменьшается, как это было и в первой модели, хотя здесь он уже значительно (в разы) выше.

Выше уже отмечалось, что в прежних теоретических моделях, построенных в приближении бесконечной среды никакой зависимости между c 2 0.8D, c2 и а не было. В модели [2] была получена оценка которая для = 5° в случае Al дает 0.4 ГПа. В пересчете на нормальное напряжение при = 45 получаем 0.8 ГПа, т. е. приблизительно среднее значение для c2 на интервале изменения a от 10 до 100 нм. Появление c 2 (a) зависимости в данной модели объясняется присутствием свободных поверхностей пластины. Увеличивая размер зерна а, мы тем самым приближаем дисклинационный диполь ВВ’ к левой поверхности пленки, что приводит, с одной стороны, к уменьшению упругой энергии этого диполя, но, с другой стороны, к уменьшению энергии его упругого взаимодействия с диполем AA’. Очевидно, уменьшение первого (положительного) слагаемого превалирует над уменьшением второго (отрицательного), и суммарная упругая энергия дислинационного диполя уменьшается, что и приводит к падению второго критического напряжения с ростом размера зерна.

Аналогичное объяснение можно дать и уменьшению второго критического напряжения с уменьшением толщины пленки. Особенно сильно этот эффект проявляется в том случае, когда толщина пленки 2d становится порядка 150 нм и меньше. Например, при размере зерна а = 10 нм уменьшение толщины пленки от 150 до 50 нм приводит к снижению c2 от примерно 0.9 до 0.7 ГПа, т. е. примерно на 22 %. В относительно толстых пленках (при 2d 150 нм) этот эффект для относительно крупного зерна (здесь – для а = 50 нм) существенно ослабляется, а для мелкого (здесь – для а = 10 и 30 нм) практически исчезает. Действительно, при таком соотношении размера зерна и толщины пленки самоэкранировка дисклинационного квадруполя полностью превалирует над экранирующим воздействием свободных поверхностей – находящийся в центральной области пленки квадруполь практически «не чувствует» их присутствия.

Уменьшение c2 при стремлении угла к 45 объясняется в основном геометрическим фактором – при переходе к критическому сдвиговому напряжению угловая зависимость практически пропадает.

Заключение Результаты работы позволяют сформулировать следующие общие выводы:

1) Полученные значения для критических напряжений и равновесного смещения границы зерна в тонкой алюминиевой плёнке сопоставимы с экспериментальными данными.

2) Критические напряжения, определяющие начало миграции границы и ее переход в неустойчивый режим, зависят от угла разориентировки границы, размера зерна a, толщины плёнки 2d, угла между направлением миграции и свободной поверхностью пленки, и от расстояния от границы зерна до поверхности h. Критические напряжения уменьшаются с уменьшением угла разориентировки границы и толщины пленки 2d, ростом размера зерна a и со стремлением угла к значениям порядка 40–45.

3) Пока граница мигрирует в устойчивом режиме, ее равновесное смещение увеличивается с ростом приложенного напряжения.

Равновесное смещение границы увеличивается по мере увеличения ее размера и уменьшения угла разориентировки, и практически не зависит от толщины пленки.

4) Таким образом, наименее устойчивыми к росту оказываются наиболее крупные зерна в самых тонких пленках, причем вблизи поверхности пленки эти зерна менее устойчивы, чем в ее глубине. Наиболее выгодной для атермического роста зерна является ситуация, когда мигрирующая граница выходит на поверхность тонкой плёнки.

Литература 1) М.Ю. Гуткин, К.Н. Микаелян, И.А. Овидько. Рост зерен и коллективная миграция их границ при пластической деформации нанокристаллических материалов // ФТТ, 2008, т. 50, вып. 7, с. 1216 2) M. Yu. Gutkin, I. A. Ovid’ko. Grain boundary migration as rotational deformation mode in nanocrystalline materials // Appl. Phys. Lett., 2005, Vol. 87, No. 25, 251916, p. ИССЛЕДОВАНИЕ КИНЕТИКИ МИКРО- И НАНОДОМЕННОЙ СТРУКТУРЫ В МОНОКРИСТАЛЛАХ НИОБАТА ЛИТИЯ С ПОВЕРХНОСТНЫМ СЛОЕМ, МОДИФИЦИРОВАННЫМ ИОННОЙ ИМПЛАНТАЦИЕЙ САРМАНОВА М.Ф.

Научный руководитель: проф., д.ф.-м.н. Шур В.Я.

Уральский государственный университет им. А.М. Горького Аннотация Установлено, что ионная имплантация поверхностных слоев монокристаллов ниобата лития приводит к существенному понижению порогового поля переключения поляризации. Кинетика доменной структуры в ниобате лития, подвергнутом имплантации ионов аргона c “малой” дозой и ионов меди, сопровождается формированием остаточных домены в местах длительных остановок доменных стенок и областей с заряженными доменными стенками при циклическом переключении. В ниобате лития, модифицированном имплантацией ионов аргона со “средней” и “сильной” дозой, выявлены различные стадии эволюции доменной структуры в растущем поле. В ниобате лития, модифицированном имплантацией ионов меди с высокой плотностью потока, обнаружен рост “трехлучевых звезд” с определенной ориентацией лучей. Выявленные в работе особенности кинетики доменной структуры отнесены за счет диэлектрического поверхностного слоя, нарушающего условия внешнего экранирования.

Введение В настоящее время проводится активное исследование сегнетоэлектрических материалов благодаря их широкому применению в различных областях техники. Отличительной особенностью сегнетоэлектриков является существование у них спонтанной поляризации, направленной в двух или более направлениях, которые могут быть изменены под действием электрического поля [i].

Исследование влияния поверхностных диэлектрических слоев на кинетику переключения поляризации в сегнетоэлектриках имеет важное фундаментальное и прикладное значение. Изучение кинетики доменной структуры в присутствии диэлектрических слоев актуально для выяснения роли естественного поверхностного диэлектрического слоя в наблюдаемых закономерностях динамики доменов [1]. С практической точки зрения, создание диэлектрических поверхностных слоев с контролируемыми свойствами открывает дополнительные возможности для создания доменной структуры с заданными параметрами (доменной инженерии) для построения акустических, нелинейно-оптических и электрооптических устройств [2].

Одним из наиболее востребованных сегнетоэлектрических кристаллов является ниобат лития LiNbO3 (LN), который широко используется в электрооптических, нелинейно-оптических и акустических устройствах. В работе впервые проведено исследование влияния модифицированного слоя, полученного имплантацией ионов [4] меди Cu+ и Cu- (CLN:Cu) и аргона Ar+ (CLN:Ar), на переключение поляризации в электрическом поле и формирование микро- и нанодоменной структуры в монокристаллах конгруэнтного ниобата лития LiNbO3 (CLN).

1. Исследуемые кристаллы и подготовка образцов Образцы CLN для облучения ионами аргона и меди Cu+ в непрерывном режиме были изготовлены фирмой Crystal Tech., США.

Образцы CLN для облучения ионами аргона в импульсном режиме были изготовлены фирмой SIPAT, Китай. Все исследуемые образцы имели вид пластин толщиной 0.5 мм, вырезанных перпендикулярно полярной оси.

Основные параметры процесса имплантации приведены в Таблице 1.

Таблица 1. Параметры процесса имплантации ионов в CLN “Сильная” “Малая” “Средняя” 9,4*1016 2*1017 см- Доза 3*1016 см-2 6*1016 см- см- Плотность 250 мкА/ 250 мкА/ 800 мкА/ 250 мкА/ см-2 см-2 см-2 см-2 50 мкА/см- потока Z+ Z Поверхность Z+ Энергия 40 кэВ 60 кэВ ионов кэВ + + Cu– Тип ионов Ar Cu NIMS, Производство Институт электрофизики УрО РАН, Екатеринбург Япония 2 Экспериментальные методики Для измерения тока переключения использовалась схема Мерца [5].

Для визуализации кинетики доменов в проходящем свете использовался поляризационный микроскоп CARL ZEISS LMA10 с кратностью объективов 4х, 8х и 16х. Запись последовательности изображений мгновенных доменных конфигураций проводилась с помощью цифровых видеокамер (iREZ i1300c с частотой до 15 кадров/с и максимальным разрешением 1280х1024 точек, FastMotion FC13 с частотой кадров до 400 кадров/с и максимальным разрешением 1280х1024 точек, DBK 31BU03 с частотой 15 кадров/с и максимальным разрешением 1024х768.).

Для визуализации статических доменных структур использовались:

1) оптическая микроскопия (оптический микроскоп Olympus BX51, Япония, с набором объективов от 5х до 100х);

2) силовая микроскопия пьезоэлектрического отклика с пространственным разрешением порядка 10 нм (зондовая нанолаборатория NTEGRA Aura, ЗАО «НТ-МДТ», Зеленоград);

3) сканирующая лазерная конфокальная микроскопия (зондовая нанолаборатория NTEGRA Spectra, ЗАО «НТ-МДТ», Зеленоград).

Полученные изображения доменной структуры на разной глубине позволяют производить реконструкцию эволюции доменной структуры в CLN. Более ранним стадиям эволюции доменной структуры соответствуют изображения, полученные на большей глубине от полярной поверхности.

Сканирующая лазерная конфокальная микроскопия комбинационного рассеяния в настоящее время является единственной неразрушающей методикой, позволяющей производить регистрацию доменной структуры в объеме ниобата лития с высоким пространственным разрешением.

3 Понижение порогового поля переключения поляризации в ниобате лития с имплантацией ионов В ходе экспериментов по переключению поляризации было установлено, что:

1) увеличение плотности тока при имплантации как положительных, так и отрицательных ионов меди, приводит к небольшому снижению порогового поля;

2) увеличение дозы имплантации ионов аргона приводит к существенному уменьшению порогового поля до 8 кВ/мм, что значительно ниже, чем в CLN (21 кВ/мм) [6].

Эффект уменьшения порогового поля может быть отнесен за счет создания искусственного поверхностного диэлектрического слоя.

Увеличение толщины диэлектрического слоя приводит к уменьшению эффективности внешнего экранирования деполяризующего поля, что в свою очередь увеличивает остаточное деполяризующее поле [7], которое облегчает обратное переключение, следовательно, требуется приложение меньшего внешнего поля для переключения поляризации. Эффект локального снижения порогового поля может быть использован в доменной инженерии[8].

4 Формирование заряженных доменных стенок при циклическом переключении в ниобате лития с модифицированным поверхностным слоем Особенностью переключения поляризации в CLN с имплантацией ионов аргона с “малой” дозой имплантации и ионов меди является формирование цепочек, состоящих из изолированных остаточных доменов с концентрацией около 0,1 мкм-1, вдоль статических положений доменной стенки при скачкообразном движении (Рисунок 1). Наличие остаточных доменов существенно влияет на кинетику доменной структуры при последующем переключении в обратном направлении, когда остаточные домены играют роль центров роста [9].

a) b) c) d) Рисунок 1 - Последовательность мгновенных доменных конфигураций при (а), (b) прямом и (c), (d) обратном переключении в CLN: Ar с “малой” дозой.

Время от начала импульса переключения: (a) 24.3 c, (b) 25.3 c, (c) 10.1 c, (d) 11.3 c. Диаметр электродов 1.2 мм. Оптическая визуализация в процессе переключения.

При циклическом переключении области кристалла формируются и разрастаются области с заряженными доменными стенками (ЗДС), легко отличающимися по оптическому контрасту (Рисунок 2a-c).

a) b) c) d) Рисунок 2 - Формирование заряженных доменных стенок при циклическом переключении CLN:Cu–. Циклы переключения: (a) 1, (b) 2, (c) 6. Диаметр электрода 1.2 мм. Оптическая визуализация в процессе переключения. (d) Зависимость доли площади, занятой структурой с ЗДС (круги) и нормированного заряда переключения на первой стадии (квадраты), от количества циклов переключения в CLN:Cu– Анализ формы тока переключения позволяет разделить каждое переключение на две стадии (Рисунок 3а). Первая стадия характеризуется плавной формой тока переключения (Рисунок 3b) и обусловлена переключением вблизи ЗДС. Вторая стадия сопровождается традиционной формой тока, состоящей из отдельных коротких импульсов, что характерно для CLN [10] (Рисунок 3c). Кинетика доменной структуры на этой стадии также представляет собой скачкообразное движение доменных стенок в свободной от ЗДС области.

а) b) c) Рисунок 3 - (а) Зависимость от времени тока переключения и внешнего электрического поля при переключении CLN:Cu–, (b) первая стадия переключение области с ЗДС, (c) вторая стадия - переключение области без ЗДС.

С помощью анализа оптических изображений для CLN, модифицированного имплантацией отрицательных ионов меди с энергией 60 кэВ и плотностью тока 50 мкA/cм2, была рассчитана зависимость доли области, занятой ЗДС, от номера цикла N (Рисунок 3d). Полученные результаты аппроксимировали экспоненциальной зависимостью:

a(N) = A(N)/A0 = 1 – exp(-N/N0), где A(N) – область, занятая ЗДС, A0 – полная область переключения (область покрытая электродом), N0 – характерное количество циклов, введенное для описания скорости формирования ЗДС. Аналогичный расчет был произведен и для доли переключаемого заряда, соответствующего первой стадии тока переключения. Полученная зависимость соответствует проявлению “эффекта усталости” [11].

Таким образом, существование искусственного диэлектрического зазора приводит к тому, что внешнее экранирование оказывается неэффективным и не может полностью скомпенсировать поле, создаваемое заряженной вершиной полностью проросшего домена, что приводит к аномальному отклонению стенки от полярного направления, и самоорганизованному формированию структуры ЗДС. Средний период ЗДС определяется толщиной приповерхностного диэлектрического зазора и приложенным полем.

5. Аномальная кинетика доменной структуры в ниобате лития с поверхностным слоем, модифицированным имплантацией ионов меди В полях ниже пороговых для CLN открывается возможность осуществления аномального механизма роста доменной структуры. В образцах CLN:Cu с плотностью тока имплантации 50 мкA/cм2 при приложении внешнего поля амплитудой 16-17,6 кВ/мм с наблюдался аномальный рост доменов в виде “трехлучевых звезд” с лучами, ориентированными вдоль трех Y- кристаллографических направлений. С помощью сканирующей лазерной конфокальной микроскопии комбинационного рассеяния (Рисунок 4) удалось установить, что вблизи модифицированной Z+ поверхности доменная структура имеет сложную геометрию, а глубина ЗДС составляет около 180 мкм. Таким образом, из-за наличия искусственного диэлектрического зазора домены не прорастают на поверхность, а находятся в объеме образца и имеют сложную самоорганизованную структуру.

a) b) c) d) Рисунок 4 - Изображения доменной структуры в CLN:Сu+ c плотностью тока 50 мкA/cм2 при переключении в слабом поле, полученные с помощью сканирующей лазерной конфокальной микроскопии на различной глубине от Z+ поверхности: (a) 22 мкм, (b) 31 мкм, (c) 43 мкм, (d) 53 мкм 6. Формирование самоорганизованной микро- и нанодоменной структуры в ниобате лития с поверхностным слоем, модифицированным имплантацией ионов аргона Переключение поляризации в CLN: Ar со “средней” и “сильной” дозой имплантации сопровождается формированием самоорганизованных доменных структур, состоящих из ориентированных лучей, причем увеличение поля приводит к изменениям геометрии доменов. Детальное исследование доменных структур, полученных при переключении поляризации в полях различной амплитуды, позволило выявить стадии эволюции доменной структуры в CLN: Ar.

6.1 Формирование цепей нанодоменов Начальной стадией эволюции доменной структуры является формирование на поверхности цепей нанодоменов (диаметром около 100 нм при переключении импульсом поля длительностью 5 сек и амплитудой 8 кВ/мм).

6.2 Рост нанодоменных лучей и образование “трехлучевых звезд” Переключение поляризации в полях меньше 10 кВ/мм характеризуется анизотропным линейным ростом узких доменных лучей.

Важную роль играют эффекты отражения и ветвления. Радиус электростатического взаимодействия лучей составляет 2 мкм, а средняя ширина лучей 400 нм. Концентрация центров роста доменных лучей зависит только от дозы имплантации ионов и не зависит от величины внешнего поля.

Это свидетельствует о том, что первые этапы процесса переключения – зародышеобразование и формирование ствола структуры – осуществляются в самом начале импульса переключения.

С помощью реконструкции эволюции нанодоменной структуры из серии изображений структуры на разной глубине, полученных с помощью сканирующей лазерной микроскопии комбинационного рассеяния, выявлены следующие последовательные стадии формирования квазирегулярной структуры доменных лучей: 1) одномерный рост (увеличение длины) взаимодействующих цепей изолированных нанодоменов (Рис. 5d), 2) двумерный рост изолированных нанодоменов (Рис. 5c), 3) формирование доменных лучей за счет слияния нанодоменов (Рис. 5b), 4) одномерный рост нанодоменных лучей (увеличение ширины за счет бокового движения доменных стенок) (Рис. 5a).

Среднее расстояние между центрами соседних нанодоменов (период) составляет 1,2 мкм для образцов со “средней” и 0,8 нм для образцов с “сильной” дозой имплантации. Рост цепи обусловлен эффектом коррелированного зародышеобразования, соответственно, период структуры определяется толщиной искусственного диэлектрического зазора.

(a) (b) (c) (d) Рис. 5. Изображения доменной структуры CLN:Ar со “средней” дозой при переключении в слабом поле, полученные с помощью сканирующей лазерной конфокальной микроскопии на различной глубине от Z поверхности: (a) 0 мкм, (b) 15 мкм, (c) 26 мкм, (d) 41 мкм 6.4 Потеря устойчивости формы доменной стенки С увеличением внешнего поля возникает потеря устойчивости формы доменной стенки, то есть образование “пальцев”. Анализ изображений, полученнных с помощью PFM в CLN, модифицированном имплантацией ионов аргона с “сильной” дозой (Рисунок 6), показал, что с увеличением величины внешнего поля длина “пальцев” увеличивается от 250 нм в случае поля 10 кВ/мм, до 700 нм в случае поля 12 кВ/мм. При этом средний период доменной структуры с “пальцами” (около 0,9 нм) близок по величине к среднему периоду структуры, состоящей из цепей нанодоменов.

Это совпадение можно объяснить тем, что формирование самоорганизованных нанодоменных структур в LN определяется эффектом коррелированного зародышеобразования.

a) b) c) d) e) Рисунок 6 - Доменная структура в CLN:Ar с “сильной” дозой после переключения в полях а),b),c) 8 кВ/мм,d) 10кВ/мм и e) 12кВ/мм. PFM визуализация на Z- поверхности Реконструкция эволюции доменной структуры с помощью сканирующей лазерной микроскопии комбинационного рассеяния показала, что доменная структура, наблюдаемая на Z- полярной поверхности, расширяется с глубиной (Рисунок 7).

При анализе полевой зависимости нормированной площади переключения q(E) = A(E)/A0, где A0 – площадь изображения, полученная из анализа PFM изображений доменов, было получено, что переключение осуществляется за счет бокового движения доменной стенки, то есть доменные лучи растут только в ширину. Все выделенные этапы сопровождаются прямым прорастанием доменной структуры в глубину образца в полярном направлении.

(a) (b) (c) (d) Рисунок 7 - Изображения доменной структуры в CLN:Ar со “средней” дозой при переключении в среднем поле, полученные с помощью сканирующей лазерной конфокальной микроскопии комбинационного рассеяния на различной глубине от Z- поверхности (a) 0 мкм, (b) 5 мкм, (c) 10 мкм, (d) 22 мкм Заключение Систематические исследования кинетики доменной структуры в монокристаллах ниобата лития с поверхностными слоями, модифицированными ионной имплантацией, показали, что ионная имплантация приводит к существенному понижению порогового поля переключения поляризации.

Кинетика доменной структуры в ниобате лития, подвергнутом имплантации ионов аргона c “малой” дозой и ионов меди, сопровождается формированием остаточных домены в местах длительных остановок доменных стенок и областей с заряженными доменными стенками при циклическом переключении. В ниобате лития, модифицированном имплантацией ионов аргона со “средней” и “сильной” дозой, выявлены стадии эволюции доменной структуры в растущем поле: образование цепей изолированных нанодоменов;

слияние нанодоменов в ориентированные лучи;

расширение лучей;

потеря устойчивости формы стенки - рост “пальцев”. В ниобате лития, модифицированном имплантацией ионов меди с высокой плотностью потока, обнаружен рост “трехлучевых звезд” с ориентацией лучей вдоль Y.

Обнаруженные особенности кинетики доменной структуры отнесены за счет диэлектрического поверхностного слоя, нарушающего условия внешнего экранирования.

Полученные результаты можно использовать для управления кинетикой доменов, создания доменной структуры с заданной геометрией и развития методов доменной инженерии.

Список цитируемой литературы 1) Иона Ф., Ширане Д. Сегнетоэлектрические кристаллы. – изд. Мир, 1965. – С. 556.

2) Miller R. C., Savage A. Motion of 180° domain walls in BaTiO3 under the application of a train of voltage pulses // J. Appl. Phys., 1961. – V. 32, N. 4. – pp. 714-721.

3) R.F. Haglund Ion Implantation as a Tool in the Synthesis of Practical Third-Order Nonlinear Optical Materials // Mater. Sc. & Eng., 1998. – A253. – pp. 275-283.

4) Plaksin O. A., Takeda Y., Kono K., Umeda N., Fudamoto Y., Kishimoto N. Surface and bulk properties of Cu nanocluster composites in LiNbO3 // Material science and Engineering B 120, 2005. – pp. 84-87.

5) Merz W.J. Domain formation and domain wall motions in ferroelectric BaTiO3 single crystals // Phys. Rev., 1954. – 95, 3. – С. 690.

6) Gopalan V., Jia Q., Mitchell T. In situ video observation of 180° domain kinetics in congruent LiNbO3 // Appl. Phys. Lett, 1999. – V. 75, N. 16. – pp. 2482-2484.

7) Shur V.Ya. Fast Polarization Reversal Process: Evolution of Ferroelectric Domain Structure in Thin Films // ed. by C.A. Paz de Araujo, J.F. Scott, and G.W. Taylor, Ferroelectric Thin Films: Synthesis and Basic Properties. – Gordon & Breach Science Publ., 1996. – 10. – pp. 153-192.

8) Shur V., Rumyantsev E., Batchko R., Miller G., Fejer M., Byer R.

Physical Basis of the Domain Engineering in the Bulk Ferroelectrics // Ferroelectrics, 1999. – 221. – рр. 157-167.

9) Согр А. А., Бородин В. З. Наблюдение динамики доменной структуры сегнетоэлектриков в растровом электронном микроскопе // Изв. АН СССР, сер. физ, 1984. – Т. 48, № 6. – С. 1086–1089.

10) Shur V.Ya. Kinetics of Ferroelectric Domains: Application of General Approach to LiNbO3 and LiTaO3 // J. Mater. Sc., 2006. – 41, 1. – рр.

199-210.

11) Shur V.Ya., Rumyantsev E.L., Nikolaeva E.V., Shishkin E.I., Baturin I.S.

Kinetic Approach to Fatigue Phenomenon in Ferroelectrics // J. Appl.

Phys., 2001. – 90, 12. – рр. 6312-6315.

МОДЕЛИРОВАНИЕ ТРЕНИЯ ПРИ СКОЛЬЖЕНИИ ТЕЛ С ШЕРОХОВАТЫМИ ПОВЕРХНОСТЯМИ САХАРОВ А.В.

Научный руководитель: д.ф.-м.н., профессор, академик Горячева И.Г.

Московский физико-технический институт (государственный университет) Аннотация В работе проведено моделирование скольжения шероховатой поверхности по вязкоупругому материалу. С помощью построения профилограмм поверхности обоснован выбор формы отдельной шероховатости в виде трапеции. Определены масштабные уровни шероховатости к которым применима выбранная модель. Было рассмотрено скольжение единичной неровности по вязкоупругому основанию и периодическая система штампов.

В обоих случаях удалось получить аналитическое выражение, как для контактного давления, так и для силы трения. Построены графики зависимости силы трения от скорости, угла наклона штампа и плотности распределения штампов (в периодической задаче). Определен диапазон скоростей, в котором сила трения достигает максимального значения. График распределения давления в пятне контакта, а также зона контакта имеют несимметричный вид, что является следствием вязкости материала. В периодической структуре сила трения под штампом меньше, что обусловлено взаимным влиянием соседних неровностей друг на друга. Это влияние связано с неполным восстановлением материала. При скорости, стремящейся к бесконечности, а также к нулю, сила трения стремится к нулю, что согласуется с используемой моделью материала.

Введение В данной работе изучается трение при скольжении неровностей по вязкоупругому основанию. Исследование состояло из экспериментальной и из теоретической частей. Целью экспериментальной части работы являлся анализ характерных форм неровностей на разных масштабных уровнях с помощью профилометра и обоснование моделирования формы индентора (отдельной неровности) как трапеции. На основании результатов анализа профилограмм в качестве модели неровностей в теоретической части работы рассматриваются одиночный штамп, а затем периодическая система одинаковых штампов в форме трапеции. Теоретические исследования являются продолжением работ [1-4], в которых изучалось трение при скольжении неровностей по вязкоупругому полупространству.

Настоящая работа – попытка обобщить вышеупомянутые исследования для случая плоской периодической системы штампов вида трапеции, тем самым отходя от классического подхода моделирования периодической структуры синусоидой. Обычно выделяют два механизма, вносящих вклад в коэффициент трения: адгезионный и деформационный.

При изучении трения качения и скольжения требуется учитывать реологические свойства материала. Такая необходимость возникает, например, при теоретической оценке деформационной составляющей силы трения для высокоэластичных материалов.

1 Экспериментальные данные Экспериментальная часть работы заключалась в исследовании профилей дорожных покрытий. На разных масштабных уровнях профили имеют разный вид. Для сравнения, ниже приведены два масштабных уровня:

2 3х3 мм и 0.3х0.3 мм. В сечении профилограммы на рис. 1 можно выделить фигуру, грубо описываемую трапецией.

Рисунок 1 - Сечение профилограммы участка 3мм х 3мм При рассмотрении сечения профиля площадки в 100 раз меньшей (рис. 2) также обнаруживаются неровности моделируемые трапецией. Можно сделать вывод, что для масштабов порядка миллиметровых характерен данный вид неровностей. Также стоит ожидать такие неровности на меньших масштабах, включая наномасштаб. Углы наклона неровностей принимают различные значения от 0 до.

Рисунок 2. Сечение профилограммы участка 0.3мм х 0.3мм 2 Постановка модельной задачи о скольжении неровностей по вязкоупругому слою Рассмотрим вначале скольжение одиночного плоского жесткого штампа, а затем периодическую (с периодом l ) систему жестких штампов вдоль поверхности вязкоупругого материала (рис. 4 и 8). Скорость скольжения постоянна. Неровности имеют форму трапеции, описываемую ( x, y), ось x функцией f ( x ). Введем неподвижную систему координат V, а ось y - вниз. Также введем направлена вдоль вектора скорости ( x, y ), систему координат связанную со штампом и движущуюся со скоростью V. Будем считать, что движение установившееся, то есть все напряжения и деформации не зависят от времени в системе координат ( x, y ).

Опишем геометрию штампа трапецевидной формы (рис. 3):

R d+ dtg tg R = = 1+, (1) R R1 R tg откуда R2 = R1 + d tg, (2) где d - высота трапеции.

В общем виде функция f ( x ) выглядит следующим образом:

c1 x + d1, x [ R2 ;

R1 ] 0, x [ R1 ;

R1 ] f ( x) = c x + d, x [R ;

R ] 2 2 1 Рисунок 3 - Геометрия Выпишем граничные условия для штампа геометрии штампа:

f ( 0 ) = 0, f ( R1 ) = f ( R1 ) = 0, f ( R2 ) = f ( R2 ) = = f (b), где - сближение тел за счет деформации (внедрение), а b - точка входа вязкоупругого материала под индентор. Учитывая эти условия, определяем неизвестные постоянные c1, d1, c2, d 2 :

d R R ( x + R1 ), x [ R2 ;

R1 ] 2 0, x [ R1 ;

R1 ] f ( x) = (3) d ( x R1 ), x [ R1;

R2 ] R2 R В зоне контакта выполняется условие:

w ( x ) = f ( x ), x, (4) w ( x ) - нормальное перемещение вязкоупругого слоя в следствии где его деформирования.

p ( x ) вне площадки контакта и на её границе Контактное давление ( a, b) равно нулю:

p ( x ) = 0, x ;

p ( a ) = p ( b ) = 0. (5) Уравнение равновесия для пятна контакта записывается следующим образом:

p ( x )dx = P, (6) где P - нагрузка на штамп.

3 Модель материала В качестве модели материала используем одномерную модель слоя на жестком основании - обобщенную модель Кельвина. Нормальные w ( x ) связаны с давлением p ( x) перемещения слоя следующим соотношением:

dw ( x, y, t ) (1 ) h dp ( x, y, t ) w ( x, y, t ) + T p ( x, y, t ) + T = (7) dt EL dt где T и T - времена последействия и релаксации соответственно;

EL - длительный модуль упругости;

- коэффициент Пуассона. Отношение h E * характеризует толщины слоя к приведенному модулю упругости податливость слоя, мгновенный модуль упругости EI определяется T EL T. Приведенный модуль упругости равен отношением E * = EL (1 2 ).

c = T T равен 105 107 для аморфных полимеров, Параметр 10 10 2 для полимеров с высокой степенью кристалличности. Необходимо заметить, что одномерная модель материала – аналог упругой модели Винклера – может быть использована в случае, когда толщина вязкоупругого слоя h много меньше ширины площадки контакта a + b.

( x, y ), Как уже отмечалось, в системе координат связанной с ( x = x Vt;

y = y), компоненты вектора смещений ui движущимся телом и тензора напряжений ij не зависят явно от времени и являются функциями ( x, y ). Компоненты тензоров деформаций и напряжений в координат движущейся ( x, y ) и неподвижной ( x, y ) системах координат связаны между собой равенствами:

ij ij ij ij ij + T = ij T V ij + T = ij T V ;

.

t x t x В подвижной системе координат соотношение (7) имеет вид:

dw ( x ) h dp ( x ) w ( x ) T V = * p ( x ) T V (8) dx E dx 4 Решение задачи для одиночного штампа, скользящего по вязкоупругому основанию 4.1 Метод решения На рис. 4 представлена схема одиночного штампа.

Рисунок 4 - Одиночный штамп Для одиночного штампа нормальные перемещения границы вязкоупругого слоя в области контакта определяются выражением:

w ( x ) = f ( x ), x.

Подставляя это выражение в (8), получим:

df ( x ) h dp ( x ) f ( x ) + T V = * p ( x ) T V, или dx E dx E* ( f ( x ) TVf ( x ) ), ( 9) p ( x ) p ( x) = T V h T V x [ a, b], p ( a ) = p ( b ) = 0. Последнее уравнение является где основным в наших расчетах.

1) Рассмотрим первый случай: x [ R1, R2 ], R2 b, f ( x ) = ( x R1 ).

R2 R В случае одного штампа, внедрение тождественно равно геометрической высоте трапеции: d. Поэтому далее, для случая одного штампа, мы будем использовать только символ.

Полное решение уравнения складывается из общего и частного:

p = pобщ + pч.

x pч ищется в виде:

T V pобщ = С e pч = ax + b.

, Подставляя общий вид решения в уравнение (9), находим:

E a=, h R2 R E ( R2 + V (T T ) ) b= h R2 R Складываем оба решения:

x E x R2 V (T T ) T V p = С e h R2 R1 p ( b ) p ( R2 ) = 0.

C Константу находим из условия:

Окончательно получаем:

x R E R2 x + V (T T ) e V (T T ) (10 ) TV p= h R2 R1 x [ R1, R1 ], f ( x ) = 2) Второй случай:

E* p ( x ) p ( x) = T V h T V Аналогично:

x E T V p = С e + h p ( x ) в точке R1 :

Константу находим из условия сшивки функции E xTV R x R (11) R2 R1 + V (T T ) e e T V p= h R2 R1 3) Третий интервал:

x [ a, R1 ], a [ R2 ;

R1 ], f ( x ) = ( x + R1 ) R2 R f ( x ) аналогично случаю 1) и Решая уравнение с этим значением p ( x ) в точке R1 :

сшивая функцию E xT+V R x R1 x R e T V 1 (12 ) x + R2 + V (T T ) e T V p= +e h R2 R1 a. Её можно найти из условия Остаётся неизвестной точка p ( a ) = a :

Уравнение для определения точки R1 R a R V (T T ) e + e e = V (T T ) R2 (13) T V T V T V T V a + e Сила трения F рассчитывается по следующей формуле [3]:

b f ( x ) p ( x ) dx, F= (14) a f ( x) :

где R R, x [ R2 ;

R1 ] 2 0, x [ R1 ;

R1 ] f ( x) =, x [ R1 ;

R2 ] R2 R F Сила трения будет складываться из трех составляющих:

F= F1 + F2 + F3.

2 x R E R R2 x + V (T T ) e V (T T ) dx =...

F1 = TV 1) R R1 h R1 2 E ( R2 R1 ) 2 R1 R + V (T T ) R2 R1 T V 1 e T V... = R2 R1 h R 0dx = F2 = 2) R E xT+V R x R1 x R R x + R2 + V (T T ) e F3 = T V e T V 1 dx =...

+e 3) R2 R1 h a E a + R1 2 R ( a R1 ) + V (T T )... = R2 R1 h 2 R1 R1 R2 a + R1 a R1 a R T V T V T V T V + e T V a R1 T V 1 + e e e e Таким образом, сила трения для одиночного плоского штампа в форме трапеции определяется по формуле:

E ( R2 a ) + V (T T ) F = R2 R1 h 2 R1 R1 R2 a + R1 a R1 a R2 R1 R R2 + a 2 R1 T V 2 + e T V e T V e T V e T V + e T V e T V (15) 4.2 Анализ результатов Анализ выражения для силы трения позволяет получить следующие асимптотические формулы:

V :F = E * 2 T ( R2 a ) 2h R2 R1 T V 0:

E* ( R2 a ) F= 2h R2 R При скоростях, стремящихся к бесконечности и к нулю, сила трения стремится к нулю. Это связано с тем, что при данных асимптотиках точка захода материала под штамп и точка выхода материала из под штампа находятся симметрично относительно оси трапеции. Стремление силы трения к нулю полностью согласуется с используемой моделью материала.

Проанализируем выражения (9), (10) и (11) для контактного давления на трех участках. Построим все три участка на одном графике при следующих значениях параметров:

T = 3 10 3 c ;

T = 3 10 4 c ;

= 0, 49 ;

EL = 5МПа ;

h м м = 5 1010 ;

V = 0, E Па с R1 = 3 105 м ;

= ;

= 2R1 ;

R2 = R1 + tg. Последнее уравнение следует из геометрии штампа. На рис. 5 приведен график p ( x ), x [a;

R2 ] при Рисунок 5 - График распределения давления Начало координат помещено на середину нижней грани штампа. В отличие от упругого случая, график имеет несимметричный вид. Ломаный вид связан с угловыми точками штампа. Давление возрастает на участке x [ R1, R2 ], далее на участке x [ R1, R1 ] оно уменьшается. На x [ a, R1 ] уменьшение давления ускоряется, пока не интервале происходит отрыв материала от штампа. Необходимо отметить, что при скорости стремящейся к нулю: V 0, график распределения давления примет симметричный вид, относительно оси, причем на [ R1, R1 ] давление будет постоянным.

участке x На рис. 6 показана зависимость силы трения от скорости движения штампа. В соответствии с проведенной асимптотикой, график выходит из нуля и на бесконечности сила трения стремится к нулю. Характерной особенностью является немонотонная зависимость силы трения от скорости:

Рисунок 6 - Зависимость силы трения от скорости Далее, на рисунке 7, приведена зависимость силы трения от угла наклона штампа. Вычисления проводились при тех же параметрах, для = следующих значениях углов:,,,,,. Как и 16 8 6 4 3 ожидалось, сила трения убывает при увеличении угла наклона штампа:

Рисунок 7 - Зависимость силы трения от угла наклона штампа 1. Решение периодической задачи о скольжении системы штампов по вязкоупругому слою 5.1 Метод решения Рисунок 10 - Периодическая система штампов Геометрия штампов остается той же, и сохраняются все основные уравнения. Однако теперь накладываются условия периодичности:

w( x) = w( x + l ), p ( x) = p ( x + l ), где l - период. Также, в отличие от случая одного штампа, стоит различать величины d и. Это связано с тем, что в периодическом случае имеет место неполное восстановление материала, а значит нельзя отождествлять высоту трапеции и внедрение материала.

p ( x )dx = P Уравнение равновесия справедливо теперь для каждого пятна контакта по отдельности.

Из-за возможного неполного восстановления материала необходимо определять как точку входа, так и выхода из контакта. Для нахождения этой p ( x) = 0, точки запишем основное уравнение на ненагруженных участках:

x ( b;

l a ).

при dw ( x ) w ( x ) T V = dx Решением этого уравнения является функция x x ( b;

l a ) w ( x ) = w0 ( x ) e T V, С учетом этого запишем условие периодичности l a w0 ( x ) e = f ( a ) T V И условие непрерывности b w0 ( x ) e = f (b) T V f ( a ) f ( b ), и исключая из уравнений Подставляя и w0 ( x ) получим:

b + a l R2 b T V e = (16) R2 a Уравнение (13) войдет в конечную систему, из которой будут a, b, а также контактное давление p ( x ).

находиться точки x [ R1 ;

b ], 1) b [ R1 ;

R2 ], f ( x ) = d ( x R1 ) R2 R Решением уравнения остается та же функция x E d x d R2 1 d R1 V (T T ) T V p = С e h R2 R1 p (b) = 0 :

Однако константа теперь будет определяться из условия x b E d R2 + 1 R1 x + V (T T ) + e b d R2 1 d R1 V (T T ) T V p= h R2 R1 d d (17 ) x [ R1 ;

R1 ], f ( x ) = 2) Аналогично получаем:

x E T V p = С e + h Как и в случае одиночного штампа, константу находим из условия сшивки в точке R1 :

x R E d x b TV ( R2 R1 ) + e V (T T ) + e b R2 1 R1 V (T T ) TV p= h R2 R1 d d d (18) x [ a, R1 ], a [ R2 ;

R1 ], f ( x ) = d ( x + R1 ) 3) R2 R R1 находим:

Получая решение в этом случае и сшивая в точке d x + R1 x R x b x b E R2 + 1 R1 + x V (T T ) 1 e T V T V T V T V p= e +e +e b d R2 1 d R h R2 R1 d d (19 ) a, как и в случае одиночного штампа Неизвестная точка находится из условия p ( a ) = 0 :

R1 R Tb a b V (T T ) e T V + e T V e b d R2 1 d R1 = V (T T ) d R2 1 d R T V T V + e V a + e ( 20 ) Таким образом, неизвестные точки a и b находятся из системы двух нелинейных, трансцендентных уравнений (16) и (20).

Вычислим силу трения:

E d R12 b 1) R2 + 1 R1 ( b R1 ) + + V (T T )( b R1 ) + F1 = h R2 R1 d d =… R1 b R1 b +T V 1 e T V b R2 1 R1 T V 1 e T V V (T T ) d d …= E d R12 b R2 + 1 R1 ( b R1 ) + + V (T T ) h R2 R1 d d R1 b R1 b b R1 T V 1 e T V + T V 1 e T V b R2 1 R d d F2 = 2) R E d 3) F3 = R2 + 1 R1 + x h R2 R1 d d a x + R1 x R x b x b V (T T ) 1 e T V e T V + e T V + e T V b R2 1 R1 dx =… d d …= E d R + 1 R ( R a ) + a R1 + V (T T ) 2 1 2 h R2 R1 d d 2 R1 R1 b a + R1 a R a b a R1 + T V 1 e T V + e T V + e T V + e T V e T V + R1 b a b + T V e T V e T V b R2 1 R d d В итоге:

2 R E d a 2 b R2 + 1 R1 ( b a ) + + V (T T ) a + b 2 R1 T V 2 + e T V F= h R2 R1 d d ( 21) R1 b R1 b a + R1 a R1 R1 b R1 b a b a b + e T V e T V + T V b R2 1 R1 1 + e T V e T V e T V T V T V T V e e e d d Это конечная формула для расчета силы трения штампа в периодической контактной задаче. Важно заметить, что в пределе: d, b R2, все формулы для периодической системы штампов переходят в формулы для одиночного штампа.

5.2 Анализ результатов Как и в случае одиночного штампа, рассмотрим предельные случаи:

V :

E * d T ( b a ) + 4 ( a R1 ) b R2 1 R1 F= 2h R2 R1 T d d V 0:

E* d ( b a ) 2 R2 + 2(1 ) R1 a b F= 2h R2 R1 d d По сравнению со случаем одного штампа выражения усложняются, однако также согласуются с используемой моделью материала.

Рассмотрим выражения для контактного давления (17), (18) и (19). По аналогии построим график контактного давления при тех же параметрах:

h м = 5 T = 3 10 4 c ;

T = 3 10 3 c ;

EL = 5МПа ;

= 0, 49 ;

;

E Па м V = 0, с R1 = 3 105 м ;

= ;

d = 2 R1 ;

= 1 d ;

R2 = R1 + d tg :

6 Рисунок 11 - График распределения давления Качественно, график остаётся тем же. На рисунках 12 и 13 приведены графики зависимости силы трения от скорости и от угла наклона, соответственно. Численные расчеты проходили при тех же значениях параметров. Зависимость силы трения от угла наклона штампа вычислялась для тех же углов, что и для одного штампа: =,,,,, 16 8 6 4.

Рисунок 12 - Зависимость силы трения от скорости Рисунок 13 - Зависимость силы трения от угла наклона штампа Наконец, приведем зависимость силы трения от периода повторения. При l, штампов. График строился для значения угла наклона = сила трения выходит на постоянное значение, равное значению для одиночного штампа. Быстрое стремление к асимптотическому значению связано с тем, что вне пятна контакта нормальное перемещение вязкоупругого слоя восстанавливается пропорционально экспоненте:

Рисунок 14 - Зависимость силы трения от периода Выводы В работе проведено моделирование скольжения шероховатой поверхности по вязкоупругому материалу. С помощью построения профилограмм поверхности обоснован выбор формы отдельной шероховатости в виде трапеции. Определены масштабные уровни шероховатости к которым применима выбранная модель. Было рассмотрено скольжение единичной неровности по вязкоупругому основанию и периодическая система штампов. В обоих случаях удалось получить аналитическое выражение, как для контактного давления, так и для силы трения. Построены графики зависимости силы трения от скорости, угла наклона штампа и плотности распределения штампов (в периодической задаче). Определен диапазон скоростей в котором сила трения достигает максимального значения. График распределения давления в пятне контакта, а также зона контакта имеют несимметричный вид, что является следствием вязкости материала. В периодической структуре сила трения под штампом меньше, что обусловлено взаимным влиянием соседних неровностей друг на друга. Это влияние связано с неполным восстановлением материала. При скорости, стремящейся к бесконечности, а также к нулю, сила трения стремится к нулю, что согласуется с используемой моделью материала.

Список цитируемых источников 1. Горячева И.Г. Механика фрикционного взаимодействия.- М.: Наука.

– 2001.

2. Горячева И. Г., Маховская Ю.Ю. Влияние несовершенной упругости поверхностного слоя на контактные характеристики при скольжении шероховатых тел / / Трение и износ. – 1997 (18), №1, 5-12.

3. Солдатенков И.А. К расчету деформационной составляющей силы трения для стандартного вязкоупругого основания: Трение и износ. – Том 29, №1, 4. Любичева А.Н. анализ взаимного влияния пятен контакта при скольжении периодической системы неровностей по вязкоупругому основанию винклеровского типа: Трение и износ. – Том 29, №2, 2008.

ИССЛЕДОВАНИЕ ИЗНОСОСТОЙКОСТИ НАНОСТРУКТУРИРОВАННЫХ ПОКРЫТИЙ, ПОЛУЧЕННЫХ ПЛАЗМЕННО-ЭЛЕКТРОЛИТИЧЕСКИМ ОКСИДИРОВАНИЕМ КУЗНЕЦОВ Ю.А., ГОНЧАРЕНКО В.В.

Орловский государственный аграрный университет Работа посвящена исследованию износостойкости наноструктурированных покрытий, полученных плазменно электролитическим оксидированием.

Одним из направлений исследований в области нанотехнологий является наноинженерия поверхностей трущихся деталей, то есть создание методов формирования поверхностей с оптимальными прочностными и триботехническими свойствами на всех этапах существования машиностроительного объекта [1].

К таким методам, можно отнести плазменно-электролитическое оксидирование (ПЭО). Суть метода заключается в формировании на поверхности детали в условиях воздействия микроплазменных разрядов высокопрочного износостойкого оксидно-керамического покрытия, состоящего преимущественно из a-Al2O3 и других твердофазных оксидов алюминия.

Типичная структура оксидно-керамического покрытий, формируемых ПЭО на алюминиевых сплавах представлена на рис. 1.

Рисунок 1 – Микроструктура покрытий формируемых ПЭО К основным преимуществам ПЭО относятся:

• получение многофункциональных наноструктурированных покрытий заданного состава;

• возможность нанесения покрытий, однородных по качеству и толщине, как на внешние, так и на внутренние поверхности деталей любой формы;


• возможность регулирования скорости процесса в широком диапазоне;

• экологичность процесса, выражающаяся в отсутствии токсичных химических компонентов и специальных очистных сооружений для отработанных электролитов.

В настоящее время технология микроплазменного оксидирования находится на стадии становления. Многие аспекты механизма протекания ПЭО остаются пока не изученными, нет систематических сведений о влиянии внутренних и внешних факторов на этот процесс, не апробированы еще многие новые электролиты и т.д.

Оксидно-керамические наноструктурированные покрытия отличаются достаточно высокой износостойкостью. На рис. 2 представлены результаты исследований износостойкости покрытий, полученных ПЭО на алюминиевом сплаве АО3-7 в электролите типа «КОН-Na2SiО3». Исследования проводились по схеме «колодка-ролик» на машине трения ИИ 5018, в условиях граничной смазки с добавлением в рабочую жидкость абразивного материала. Режимы оксидирования образцов представлены в табл. 1.

Таблица 1. Рекомендуемые режимы ПЭО № Параметр Значение п/п Плотность тока, А/дм 1 15… о 2 Температура электролита, С 30… Продолжительность 3 100… оксидирования, мин Было установлено, что скорость изнашивания оксидно-керамического покрытия в 3-4 раза ниже скорости изнашивания не упрочненных алюминиевых поверхностей. Общий вид рабочих поверхностей после испытаний на изнашивание представлен на рис. 2 (б, в).

И, г 1, Ролик 1, 0,8 0, б) 10 20 30 40 1* Т, ч -0, -0, 2* Колодка -1, -1, а) в) Рисунок 2 – Результаты испытаний на изнашивание: а) влияние продолжительности испытаний на износ пар трения: 1 – ролик из сплава АО3-7 без покрытия;

2 – ролик из сплава АО3-7 с покрытием. 1*, 2* – колодки (Сталь 18 ХГТ, HRC 58-62);

б) поверхность ролика без покрытия после испытаний;

в) поверхность ролика с покрытием после испытаний.

Таким образом, исследования оксидно-керамических покрытий, полученных ПЭО на алюминиевых сплавах, показали, что они обладают высокой износостойкостью;

в отдельных случаях возможна замена серийных изделий на изделия, изготовленные из алюминиевых сплавов, обработанных ПЭО.

Причины высокой износостойкости оксидно-керамических покрытий можно связывать с их структурным состоянием [2]. Очевидно, что структурные модификации оксида алюминия в покрытиях образуют между собой наиболее прочный тип межмолекулярной связи. Оксидное покрытие, полученное ПЭО, по сути, является композиционным материалом [3].

Способ может быть рекомендован к внедрению на машиностроительных и ремонтно-технических предприятиях.

Прогнозируемое увеличение ресурса оксидированных деталей составляет не менее 150-200 % по отношению к новым деталям.

В настоящее время исследование нанострукртурированных покрытий, полученных ПЭО, проводится совместно с израильскими учеными. Ряд наших совместных работ опубликованы в трудах конференций «Fifth International Conference on Mathematical Modeling and Computer Simulation of Materials Technologies, MMT-2008, ММТ-2010», проходивших в Израиле, а также трудах седьмого Израильско-Российского симпозиума «The optimization of composition, structure and properties of metals, oxides, composites, nano- and amorphous materials», проходившего в 2008 году в Перьми (Россия).

Список цитируемых источников 1. Балабанов В.И. Нанотехнологии. Наука будущего / В.И. Балабанов. – М.:

Эксмо, 2009. – 256 с.

2. Kuznetsov Y., Kossenko А., Lugovskoy А. Study of Wear Resistance of Plasma Electrolytic Oxidized Coatings on Aluminum Alloys // The Sixth International Conference on Mathematical Modeling and Computer Simulation of Material Technologies MMT-2010. – Ariel University Center of Samaria, Ariel, Israel, August 23-27, 2010., 1-1 – 1-10.

3. Новиков А.Н., Кузнецов Ю.А. Взаимосвязь фазового состава и свойств упрочненного слоя, нанесенного микродуговым оксидированием на алюминиевую деталь // Механизация и электрификация сельского хозяйства. – № 2, 1998.– С. 27-28.

УПРОЧНЕНИЕ ПОВЕРХНОСТЕЙ ИЗДЕЛИЙ ПОКРЫТИЯМИ, СИНТЕЗИРОВАННЫМИ ИЗ ГАЗОВОЙ ФАЗЫ, ПРИМЕНИТЕЛЬНО К МАШИНОСТРОЕНИЮ И РЕМОНТНОМУ ПРОИЗВОДСТВУ ФЕРЯБКОВ А.В.

Российский государственный аграрный заочный университет Основным направлением улучшения показателей надежности технических систем является повышение износостойкости быстроизнашивающихся деталей, которое может быть достигнуто путем применения современных технологических процессов их упрочнения.

В данной статье рассмотрены основные способы получения наноструктурных упрочняющих покрытий из газовой фазы и проанализирована целесообразность их использования в машиностроении и ремонтном производстве.

В машиностроении и в ремонтном производстве широко применяются различные способы упрочнения изделий, которые можно подразделить на 6 основных классов [1]:

1. упрочнение с образованием пленки на поверхности;

2. с изменением химического состава поверхностного слоя;

3. с изменением структуры поверхностного слоя;

4. с изменением энергетического запаса поверхностного слоя;

5. с изменением микрогеометрии поверхности и наклепом;

6. с изменением структуры по всему объему материала.

В свою очередь, упрочняющие пленки на поверхности изделий можно получить с помощью:

а) химической реакции;

б) осаждением из газовой фазы;

в) электролитическим (электрохимическим) осаждением (нанесением);

г) напылением.

Характерной чертой получения упрочняющих покрытий из паровой или газовой фазы, толщиной от 500 нм и более, является прямое преобразование электрической или иной энергии в энергию технологического воздействия, основанную на структурно-фазовых превращениях в осажденном на поверхности конденсате или в самом поверхностном слое детали, помещенной в вакуумную камеру (или в атмосфере).

Основным достоинством данных методов является возможность создания весьма высокого уровня физико-механических свойств материалов в тонких поверхностных слоях, нанесение плотных покрытий из тугоплавких химических соединений, а также алмазоподобных, которые невозможно получить традиционными методами. Кроме того, эти методы позволяют обеспечить:

- высокую адгезию покрытия к основе;

- равномерность покрытия по толщине на большой площади;

- высокую чистоту поверхности покрытия;

- экологическую чистоту производственного цикла.

Методы создания упрочняющих покрытий посредством осаждения в вакууме (или в атмосфере рабочего газа) бывают физическими (PVD) и химическими (CVD) (рис. 1) [2]. Внутри этих двух групп существует достаточно большое число способов нанесения покрытий, в том числе комбинированных, или способов с поддержкой или активацией процесса от других источников энергии.

Как следует из названия используемых процессов (PVD и CVD), они основаны на различных, по сути, явлениях. Конечный же результат и в том и в другом случае – осаждение из газовой фазы материала покрытия на основу.

Сравнивая эти два метода, следует отметить, что основным преимуществом методов CVD является более простая технология: более простая загрузка деталей в камеру, нет необходимости в долговременной многоступенчатой очистке и соблюдении высокой чистоты поверхности, а так же нет необходимости во вращении детали при нанесении покрытия. Это делает метод CVD экономически выгодным при нанесении покрытий на большие партии деталей. В свою очередь, нанесение PVD-покрытий при помощи дугового или тлеющего разряда (магнетронa) обладает большей производительностью и не столь чувствительно к незначительным отклонениям технологических параметров.

При физическом осаждении (PVD) материал покрытия переходит из твердого состояния в газовую фазу в результате испарения под воздействием тепловой энергии или в результате распыления за счет кинетической энергии столкновения частиц материала. PVD-процессы проводят в вакууме или в атмосфере рабочего газа при достаточно низком давлении.

Метод химического осаждения (CVD) практически не имеет ограничений по химическому составу покрытий. Все присутствующие частицы могут быть осаждены на поверхность материала. Какие покрытия при этом образуются, зависит от комбинации материалов и параметров процесса. Если процесс протекает при заполнении пространства реакционно способным газом (кислородом, азотом или углеводородами), в результате химической реакции между атомами осаждаемых металлов и молекулами газа происходит нанесение оксидных, нитридных и карбидных покрытий.

Состав покрытия зависит от парциального давления газа и скорости осаждения покрытия.

При использовании CVD-метода химические реакции происходят в непосредственной близости или на поверхности обрабатываемого материала.

В отличие от процессов PVD, при которых твердые материалы покрытия переводятся в газообразную фазу испарением или распылением, при CVD процессе в камеру для нанесения покрытия подается смесь газов. Для протекания необходимых химических реакций требуется температура до 1100 °С, что ограничивает число материалов, на которые можно нанести CVD-покрытие (рис. 1), т.к. прошедшие термическую обработку материалы теряют в результате отпуска свои свойства.

Рисунок 1 – Параметры основных методов получения покрытий из газовой фазы в вакууме (или в атмосфере рабочего газа) Процессы CVD происходят при давлениях 100…1000 Па. Покрытие наносится на всю поверхность изделия. Для получения одинаковых свойств всего покрытия в объеме рабочей камеры (особенно большой) необходимо обеспечить оптимальные потоки газа. С этой целью применяются специальные системы подачи газа, так называемый газовый душ. Установки CVD, как правило, имеют достаточно большие габариты. Для предотвращения опасных выбросов газов в атмосферу используется специальная система фильтров. Благодаря высокой температуре нанесения, обеспечивающей частичную диффузию наносимого материала в основу, покрытия CVD характеризуются лучшей адгезией, в сравнении с покрытиями PVD.

Для снижения вредного воздействия температуры на свойства твердых сплавов разработан способ нанесения покрытия CVD при температурах около 800°С, который получил название среднетемпературного метода (MT-CVD) (рис. 1).


Недавно была разработана еще одна разновидность метода CVD, позволившая снизить температуру нанесения покрытия практически до температур, используемых в PVD-методе [2], получившая название PCVD.

Практически метод представляет собой комбинацию двух основных методов, поскольку нанесение покрытий CVD-методом происходит в среде плазмы (как при PVD). Также в иностранной литературе применяют обозначения PA CVD (активированные плазмой CVD-процессы) и PE-CVD (усиленный плазмой CVD).

PVD и CVD-методы также различаются по виду внутренних напряжений в слое наносимого покрытия. При методе PVD преобладают сжимающие напряжения, а при методе CVD – растягивающие.

Приведем примеры применения CVD для восстановления и упрочнения деталей. Так Козыревым В.В., Козыревой Л.В., Чупятовым Н.Н.

и др. разработаны научные и технологические основы повышения надежности деталей композиционными материалами с применением CVD метода элементоорганических соединений. Ими разработана и апробирована технология изготовления и восстановления подшипников поворотных опор навозоуборочных транспортеров ТСН-160А;

созданы композиционные материалы с использованием ЭОС-модификаторов армирующих волокон, применение которых обеспечивает ресурс узлов трения, работающих в условиях несовершенной смазки под воздействием агрессивных сред органического происхождения [3]. Также разработаны технологические процессы восстановления и упрочнения подшипников скольжения шестеренных насосов НШ-50У получением никелевого покрытия на алюминиевом сплаве способом CVD [4].

Процесс низкотемпературного газо-фазного синтеза плазмохимических покрытий (ПХП) – это один из немногих методов, разработанных в последнее время, способный многократно повысить долговечность изнашиваемых деталей с использованием малогабаритного легко переналаживаемого оборудования, работающего при атмосферном давлении, в отличие от способов PVD и CVD, осуществляемых в вакуумных камерах. Сущность процесса заключается в том, что легколетучие органические вещества, подаваемые в плазму, образуют различного рода химические соединения, которые конденсируются на обрабатываемой поверхности в виде тонких пленок, формирующих покрытие.

Цель ПХП - многократное увеличение усталостных свойств, коррозионной стойкости, жаростойкости, антисхватывания, фреттинг стойкости, обеспечивающее повышение эксплуатационных свойств деталей.

Наиболее прогрессивным способом нанесения ПХП является финишное плазменное упрочнение (ФПУ). Сам термин «ФПУ» и технология впервые введены НПФ "Плазмацентр", г. С.-Петербург.

Способом ФПУ наносят износостойкое покрытие, толщиной до 3…10 мкм в безвакуумном пространстве при атмосферном давлении [5]. При этом упрочнение изделий происходит при их температуре в процессе обработки порядка 100…200С. ФПУ можно проводить с нанесением износостойкого покрытия и с одновременной повторной закалкой подпленочного слоя или без нее. Отличительной особенностью ФПУ является возможность нанесения износостойкого покрытия без значительного термического воздействия на основной материал детали.

Основным принципом, взятым за основу технологии ФПУ является разложение паров жидких химических реагентов, вводимых в дуговой плазмотрон, с последующим прохождением плазмохимических реакций и образованием на поверхности детали упрочняющего покрытия.

Процесс протекает в несколько стадий [6]:

• создание устойчивого потока плазмы дугового разряда с использованием в качестве плазмообразующего газа аргона и плазмотрона косвенного действия;

• испарение жидких химических реагентов в объеме специального питателя и перенос их паров совместно с дополнительным потоком инертного газа в образованную ранее плазму дугового разряда;

• получение в дуговом канале плазмотрона косвенного действия паро-плазменного потока содержащего возбужденные атомы, молекулы, радикалы, положительно и отрицательно заряженные ионы, электроны, кластеры;

• прохождение плазмохимических реакций компонентов паровой фазы в плазме дугового разряда с образованием новых соединений и перенос продуктов реакций плазменной струей к поверхности детали;

• конденсация продуктов реакций на поверхности детали с одновременным тепловым воздействием на нее факела плазменной струи;

• прохождение взаимодействия между адсорбированными осажденными продуктами реакций на подложке, приводящего к зарождению и росту покрытия.

Протекание процесса ФПУ напоминает основные стадии физического осаждения покрытий из паровой фазы (методы PVD). Но в отличие от известных процессов PVD, данный метод упрочнения позволяет реализовывать все стадии образования покрытия при атмосферном давлении, без вакуумных камер. Кроме того, покрытия нанесенные методом PVD при их осаждении на низкотемпературную основу с температурой менее 250С обычно имеют низкую адгезию [6].

В качестве источника тепловой энергии для нанесения покрытия при ФПУ используется плазменная струя, истекающая при атмосферном давлении из малогабаритного дугового плазмотрона (рис.2). Эффективность ФПУ основана на повышении ресурса деталей минимум в два раза [5, 6], что достигается за счет образования диэлектрического, химически инертного защитного покрытия с одновременным изменением физико-механических свойств поверхностного слоя детали: увеличением ее микротвердости (как правило, в 1,5…2 раза), значительного уменьшения коэффициента трения, выравнивания микродефектов.

ПГ Рисунок 2 – Схема плазмотрона для ФПУ.

ДГ Газы: ПГ – плазмообразующий, ТГ+П ТГ – транспортирующий, ДГ – дополнительный, П – реагенты упрочнения Рассмотрев способы получения упрочняющих покрытий из газовой фазы, можно сделать следующие выводы:

1. Оборудование СVD и PVD дорогостоящее, технически сложное, стационарное и имеющее большие габаритные размеры. В ряде случаев на данном оборудовании нецелесообразно упрочнение мелких партий изделий.

2. Технологии CVD и PVD достаточно сложны и подразумевают качественную многоступенчатую очистку и подготовку поверхности, использование дорогостоящих высокочистых химических реактивов (TiCl4, NH3 и т.д.) и прецизионных дозаторов химических реагентов, точный контроль продуктов химических реакций в рабочей камере и т.п.

3. Оборудование для ФПУ включает в себя переносной блок аппаратуры с дозатором-испарителем реагентов и малогабаритным плазматроном, водяную систему охлаждения и баллон с плазмообразующим газом - аргоном, вытяжку. В качестве источника питания может использоваться серийный сварочный выпрямитель.

4. Технологический процесс ФПУ включает в себя операции очистки (обезжиривания) поверхности детали и непосредственной ее обработки открытой плазмой, в отличие от CVD и PVD не в вакууме, а на открытом воздухе. Продолжительность обработки деталей не превышает нескольких минут. Температура нагрева деталей при этом не более 200оС, геометрия поверхности и параметры шероховатости не изменяются. Требования безопасности при ФПУ не накладывают ограничений для его широкого использования и определяются применением вытяжек и сварочных источников питания.

5. Технологии CVD и PVD используются в основном в крупносерийном и массовом производстве режущего инструмента и различных изделий для их упрочнения. В мелкосерийном машиностроительном и ремонтном производстве, на наш взгляд, данные технологии, в большинстве случаев, использовать нецелесообразно.

Исходя из приведенных выводов, можно сделать заключение, что для использования в машиностроении и ремонтном производстве наиболее приемлемым из возможных способов получения упрочняющих покрытий осаждением из газовой фазы является финишное плазменное упрочнение или аналогичный способ получения плазмохимических покрытий.

Список цитируемых источников 1. Тушинский Л.Н. Теория и технология упрочнения металлических сплавов.- Новосибирск,- Наука 1990.

2. Локтев Д., Ямашкин Е. Методы и оборудование для нанесения износостойких покрытий. Наноиндустрия. Научно-технический журнал. № 2007 г. С. 18-26.

3. Козырева Л.В. Повышение надежности поворотных опор навозоуборочных транспортеров ТСН-160А композиционными материалами с применением CVD-метода элементоорганических соединений. Автореф.

дисс. канд. техн. наук. М. 2007. 16 с.

4. Чупятов Н.Н. Технология восстановления и упрочнения деталей шестеренных насосов НШ-50У CVD-методом металлоорганических соединений Автореф. дисс. канд. техн. наук. М. 2008. 16 с.

5. Тополянский П.А., Соснин Н.А., Ермаков С.А. Финишное плазменное упрочнение инструмента и оснастки – итоги исследований и внедрений// Технологии ремонта, восстановления, упрочнения и обновления машин, механизмов, оборудования и металлоконструкций. Материалы 6-й Международной практической конференции-выставки 13-16 апреля 2004 г.

Санкт-Петербург. Изд. СПбГПУ, 2004, С. 232-257.

6. Тополянский П.А. Исследование адгезионных свойств и механизма образования покрытия, наносимого методом финишного плазменного упрочнения. Технологии ремонта, восстановления и упрочнения деталей машин, механизмов, оборудования, инструмента и технологической оснастки.

Материалы 7-й Международной практической конференции-выставки 12- апреля 2005 г. Санкт-Петербург. Изд. СПбГПУ, 2005, с. 316 – 333.

ВОЗМОЖНОСТИ ИСЛЕДОВАНИЯ СТРУКТУРЫ ТОНКИХ ПОВЕРХНОСТНЫХ СЛОЕВ, СФОРМИРОВАННЫХ В УСЛОВИЯХ ТРЕНИЯ ДИСПЕРСНО-УПРОЧНЕННЫХ АЛЮМОМАТРИЧНЫХ КОМПОЗИЦИОННЫХ МАТЕРИАЛОВ КУРГАНОВА М.В.

ООО «Пластметпроект», г. Ульяновск В современной литературе большое внимание уделяется высокодисперсному упрочнению сплавов. Наиболее перспективными для создания изотропных гетерофазных композиционных материалов (КМ) являются сплавы на основе алюминия, благодаря высоким удельным механическим свойствам.

Наиболее надежными и дешевыми металломатричными композитами триботехнического назначения являются дисперсно-упрочненные КМ системы алюминиевые сплавы– керамические частицы (табл. 1).

Анализ научно-технической и патентной литературы показывает, что в нашей стране и за рубежом проводятся интенсивные исследования возможностей использования таких КМ как материалов для трибосопряжений, однако нет четких рекомендаций по получению, оптимальным составам и условиям их эксплуатации. Разнообразие и разрозненность сведений о применяемых КМ указанной группы формирует проблему обобщения их в систему, позволяющую ориентироваться в характеристиках и областях применения. В связи с потребностью совершенствования технологий синтеза дисперсно-упрочненными частицами керамики алюмоматричных композиционных материалов на основе алюминия необходимо выявление взаимосвязи между строением и свойствами, а так же получение материала с заданным уровнем механических и эксплуатационных свойств под конкретные условия работы.

В настоящее время трение часто рассматривают как самоорганизующийся процесс, для которого работают законы синергетики.

Синергетический подход позволяет получить качественные и количественные зависимости, оценить и спрогнозировать поведение материалов при трении.

Таблица 1. Компоненты КМ «матрица-наполнитель»

Матрица Сплав Аl, Состав, масс.% Свойства tплав=933К Si Fe Mn Mg Cu A T C Др.,г/см в l i r ГП x а, К- АД1 0,3 0,3 0,2 - - ос - - - 2,71 80 24, АМг6 0,00 0,0 0,8 6,8 - ос - - Ве 2,64 300 24, 5 5 0, Д16 0,05 0,0 0,9 1,8 4, ос - - - 2,78 520 24, 5 АЛ2 10- - - - - ос - - - 2,65 180 21, В124 8-11 0,3 0,1- 0,15 3- ос - - - 2, 0,3 - 0, АД1 0,3 0,3 0,2 - - ос - - - 2,71 80 24, АД1 0,3 0,3 0,2 - - ос - - - 2,71 80 24, АД1 0,3 0,3 0,2 - - ос - - - 2,71 80 24, Свойства Наполнитель SiC Al2O3 B4C TiC Si3N4 BN Плотность,г\с 3,19- 3,9-4,0 2,51 4,9- 3,18-3,44 2, м 3,21 4, КТРx106 К-1 4,63- 3,6-9,5 4,78-5,0 6,52- 2,5-2,75 0,8-7, 4,7 7, Е,ГПа 350-490 380-490 440-480 440 280-380 н, ГПа 0,4-1,4 0,2-6,5 0,35-3,5 1,2- 0,48-1,5 1,2-1, 1, HV,кг\мм2 2600 1700 3700 3200 - Тплавления,К 2900 2313 2723 3433 2173 Процессы самоорганизации, как и переходы от одних структур к другим, сопровождаются нарушением симметрии. Процессы самоорганизации, связанные с необратимыми изменениями, приводят к разрушению старых и возникновению новых структур. В замкнутых, изолированных и близких к равновесию системах протекающие процессы, согласно второму началу термодинамики, стремятся к тепловому хаосу, т.е. к состоянию с наибольшей энтропией. В открытых системах, благодаря усилению неравновесности, внутренние энергетические отклонения системы от некоторого среднего положения подавляются и ликвидируются системой.

В открытых системах, находящихся далеко от состояний термодинамического равновесия, могут возникать упорядоченные пространственно-временные структуры, т.е. протекают процессы самоорганизации, что характерно для условий трибоизноса.

Рассмотрение и анализ поведения трущихся поверхностей и прилегающих к ним слоев демонстрирует одновременное протекание множества процессов, причем, преимущественно, в нанодиапазоне. Часть процессов интенсифицируются непосредственно трением. Например, потоки тепла из зоны трения, потоки вещества из зоны трения и в зону трения, деформация. Эти процессы вызваны, как правило, градиентами интенсивных величин, возникших в результате трения: температуры, химического потенциала, напряжения, соответственно.

Другие процессы связаны с трением в том смысле, что проходят при температуре, которая достигается в результате разогрева от трения. В основном, это фазовые переходы и химические реакции, которые должны проходить при данной температуре, согласно равновесным диаграммам состояния. Нагрев дает кинетическую возможность протекания релаксационных процессов. Движущие силы этих процессов не связаны с трением. В отличие от предыдущего случая потоки существуют не только в зоне трения, но и в прилегающих слоях и направлены хаотично.

Выделяют процессы, которые протекают совместно с трением, но не обусловлены последним, а находятся в зависимости от условий эксплуатации.

За счет синергетического взаимодействия изначально независимых процессов трения можно описать явление снижения коэффициента трения и интенсивности изнашивания наноструктурных материалов и поведение промежуточного слоя между трущимися поверхностями с размерностью нанодиапазона.

Исследование патентной и технической литературы позволило сделать вывод о перспективности исследований, разработки и применения синергетических подходов, позволяющих в процессе непрекращающейся эксплуатации, без разборки узлов и агрегатов, осуществлять восстановление и эффективно повышать износостойкость деталей автомобиля, а также снижать вредные выбросы в окружающую среду и эффективно влиять на экономические характеристики.

С целью определения переноса вещества в процессе трения проведен микроанализ поверхности трения на растровом электронном микроскопе LEO 430i с рентгеновским микроанализатором. Сканирование по поверхности трения проводили в направлении, перпендикулярном направлению полос трения, линия сканирования захватывала выступы и впадины канавок трения, что позволило оценить топографию поверхности. Тонкие структуры были оценены посредством сканирующей зондовой микроскопии на приборе Nanoeducator с минимальным шагом сканирования 0,2 нм.

В результате исследования получены топографические изображения и изображения фазового контраста в атомно-силовом режиме работы микроскопа при различном разрешении. Все это, несомненно, представляет интерес для исследования приповерхностных слоев, давая новые направления и пути научных изысканий.

ВЫСОКОСКОРОСТНАЯ НАНОКРИСТАЛЛИЗАЦИЯ МЕДИ В ЛАЗЕРНОЙ ПЛАЗМЕ БОГОНОСОВ К.А.

«Московский государственный университет технологий и управления»

В Физическом институте академии наук им. П.Н.Лебедева РАН открыто новое явление – высокоскоростная нанокристаллизация металла на аморфной подложке в газообразной среде, которая происходит за ~10-8 сек в зоне существования низкотемпературной плазмы, возникающей под действием импульса лазерного излучения. На базе данного явления осуществлена новая технология. Она может быть использована для получения в естественной среде упорядоченных микро- и наноструктур для передачи, преобразования, хранения или генерации информационных сигналов;

специальных видов печати для защиты от фальсификаций.

Согласно указанный выше технологии в листовой материал (подложку) вводят раствор, содержащий материал для образования монокристаллов, а затем воздействуют на заданные точки подложки импульсами лазерного излучения.

Возникающая в зоне лазерного пятна низкотемпературная плазма создает в области своего существования газообразную среду, в которой происходит восстановление из раствора материала монокристалла до чистого материала в результате его кристаллизации по мере остывания плазмы.

При этом процесс кристаллизации может проходить как на поверхности положки (листового материала), так и внутри каналов, образованных в теле подложки.

Преимуществами данной технологии по сравнению с аналогами являются:

- отсутствие специального дорогостоящего оборудования, устанавливаемого в чистых помещениях и имеющего рабочие камеры с пониженным давлением;

- высокая производительность, порядка 100 м/сек, процесса выращивания монокристаллов металла, сплавов металлов, полупроводников.

В настоящее время данная технология реализована на примере высокоскоростного выращивания монокристаллов меди в теле бумажного листа (банкноты).

ВЫСОКОНАПОЛНЕННЫЕ НАНОМОДИФИЦИРОВАННЫЕ ДРЕВЕСНО-ПОЛИМЕРНЫЕ КОМПОЗИТЫ НА ОСНОВЕ ПВХ БУРНАШЕВ А.И.

Казанский государственный архитектурно-строительный университет Работа посвящена получению высоконаполненных древесно полимерных композитов (ДПК) на основе термопластичного полимера поливинилхлорида (ПВХ), частиц органического наполнителя и специальных химических добавок, улучшающих потребительские и технологические свойства исходной смеси и готовой продукции.

К наиболее распространенным органическим наполнителям относятся древесная мука, лигнин и целлюлоза. Они имеют практически неограниченную сырьевую базу, отличаются низкой стоимостью, общедоступностью, легкостью помола, большими запасами и нетоксичностью.

Анализ литературных данных и патентный поиск показали, что в качестве термопластического полимерного связующего на практике используют полиэтилен (ПЭ), полипропилен (ПП) и поливинилхлорид (ПВХ). Из них по объемам применения ПЭ занимает 70 % (в США до 83%), а ПВХ и ПП - примерно по 15 % [1, 2].

Применение ПВХ в производстве ДПК имеет ряд преимуществ. ПВХ является трудногорючим материалом за счет содержания в составе полимера хлора (~57 %). Прочность при изгибе ПВХ образцов в 1,5-2 раза выше, а модуль упругости при изгибе - в 2-2,5 раза выше по сравнению с ПП и ПЭ [3].

Использование органических наполнителей в составе ПВХ композиций позволяет получать широкую номенклатуру изделий для различных областей применения: замены древесины в домостроении, садовой архитектуре, изготовлении профилей оконных и дверных конструкций, столов, подоконников и даже мебели [4].

Перспективным направлением в области современного строительного материаловедения является разработка высоконаполненных ПВХ композиций с содержанием органического наполнителя более масс.% с сохранением его потребительских показателей, что невозможно без использования эффективного связующего агента, необходимого для увеличения адгезии между полимерной матрицей и органическим наполнителем.

В работе рассмотрено модифицирование поверхности древесной муки коллоидным раствором, содержащим наноразмерные частицы.

Список цитируемых источников 1. Клесов А.А. Древесно-полимерные композиты. – СПб.: Научные основы и технологии, 2010. – 736 с.

2. Поливинилхлорид/ Уилки Ч., Саммерс Дж., Даниелс Ч. Пер. с англ.



Pages:     | 1 | 2 || 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.