авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

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


Pages:   || 2 | 3 | 4 | 5 |   ...   | 12 |
-- [ Страница 1 ] --

3

СОДЕРЖАНИЕ

Секция 1. МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ …………………………………………………………………………... 8

Агунович И.В., Верещагин М.Н. Исследование термической стабильности быстрозакаленных латуней после

изотермического отжига ……………………………………………………………………………………………………….. 8 Барадынцева Е.П., Воропай Е.С., Ермалицкая К.Ф., Пайгина С.П. Количественный анализ промышленных изделий из углеродистой стали методом двухимпульсной лазерной атомно-эмиссионной спектроскопии ……………. 10 Бобрышева С.Н., Кашлач Л.О., Подобед Д.Л. Новые материалы в технологиях предупреждения и ликвидации чрезвычайных ситуаций ……………………………………………………………………………………………………….. 12 Бондаренко П.И., Фенюк Д.А., Пинчук Л.С., Гольдаде В.А., Овчинников К.В. Эффективность криогелевых сегнетонаполненных радиопоглощающих материалов в СВЧ-диапазоне …………………………………………………. Верещагин М.Н., Агунович И.В. Исследование термической стабильности быстрозакаленных латуней после изохронного отжига ……………………………………………………………………………………………………………. Витязь П.А., Талако Т.Л., Парницкий Н.М. Композиционные порошки на основе моноалюминида железа, получаемые методом механоактивируемого самораспространяющегося высокотемпературного синтеза ……………... Вуец А.Е. Создание адекватной математической модели температурного поля при скоростном нагреве в процессе отпуска …………………………………………………………………………………………………………………………... Жилко Л.В., Шепелевич В.Г. Зеренная структура сплавов системы алюминий - олово, полученных высокоскоростной кристаллизацией ………………………………………………………………………………………….. Князев С.А. Борирование со скоростным нагревом ТВЧ как способ повышения эрозионной стойкости кромок лопаток паровых турбин ……………………………………………………………………………………………………….. Омельченко А.Н., Чеботарев М.А., Рамш А.С., Синайский А.Г., Курлянд С.К. Диэлектрические характеристики гибридных нанокомпозитов на основе уретановых олигомеров с концевыми алкоксисилановыми группами ………… Пинчук А.И., Шепелевич В.Г., Щербаченко Л.П. Структура и физические свойства фольг быстрозатвердевшего промышленного оловянного припоя ПОС-61 ………………………………………………………………………………... Степанкин И.Н., Поздняков Е.П., Максачев В.С. Контактная усталость быстрорежущей стали Р6М5 с диффузионно-упрочненным карбонитридным слоем ……………………………………………………………………….. Цзинцзе Ван, Шепелевич В.Г. Структура и микротвердость быстрозатвердевших фольг сплавов индия с оловом и свинцом ………………………………………………………………………………...……………………………………….. Чеботарев М.А., Омельченко А.Н., Синайский А.Г. Гибридные органически-неорганические композиты на основе уретановых олигомеров с концевыми алкоксисилановыми группами ……………………………………………………... Шепелевич В.Г. Микроструктура и микротвердость быстрозатвердевших сплавов системы кадмий – цинк ………… Шепелевич В.Г., Гусакова О.В., Щербаченко Л.П. Структура быстрозатвердевших фольг сплава Bi – 50 ат. % Sn.. Эйсымонт Е.И., Овчинников Е.В., Сергейчик Р.Ю., Петрошевич Д.В. Структурные особенности покрытий, модифицированных силикатами природного происхождения ……………………………………………………………… Секция 2. НАНОМАТЕРИАЛЫ И НАНОТЕХНОЛОГИИ ……………………………………………………………... Антонов А.С., Крупица П.С. Составы и технологии триботехнических фторсодержащих композитов ………………. Ворсина И.А., Григорьева Т.Ф., Удалова Т.А., Овчинников Е.В., Струк В.А., Ляхов Н.З. Взаимодействие компонентов системы полимер + силикат в процессе совместной механической активации ……………………………. Ворсина И.А., Григорьева Т.Ф., Удалова Т.А., Овчинников Е.В., Струк В.А., Ляхов Н.З. Механическая активация смесей УПТФЭ с каолинитом ………………………………………………………………………………........... Ворсина И.А., Григорьева Т.Ф., Удалова Т.А., Овчинников Е.В., Струк В.А., Ляхов Н.З. Механическое взаимодействие в системе поли-N-винилпирролидон – коалинит ………………………………………………………….. Гей С.Л., Сорокин В.Г., Овчинников Е.В. Рассеяние рентгеновских лучей на дефектных структурах ………………. Григорьева Т.Ф., Дьячкова Л.Н., Восмериков С.В., Удалова Т.А., Ковалёва С.А., Ляхов Н.З. Одностадийное получение и изучение структуры механокомпозитов вольфрама с небольшим содержанием несмешиваемых с ним металлов ………………………………………………………………………………...………………………………………. Григорьева Т.Ф., Дьячкова Л.Н., Восмериков С.В., Удалова Т.А., Ковалёва С.А., Ляхов Н.З. Одностадийное получение механокомпозитов вольфрама с небольшим содержанием взаимодействующих металлов (Ni, Fe) ………… Григорьева Т.Ф., Киселёва Т.Ю., Ковалёва С.А., Новакова А.А., Цыбуля С.В., Удалова Т.А., Ляхов Н.З.

Изучение механохимического взаимодействия железа с жидким галлием ………………………………………………... Коренькова С.Ф., Сидоренко Ю.В. К вопросу о применении нанодисперсных компонентов в материалах общестроительного назначения ………………………………..………………………………..……………………………. Кузьменкова Н.В., Сыцко В.Е., Пинчук Л.С. Химические волокна как средство защиты ценных бумаг от фальсификации ………………………………..………………………………..………………………………..……………... Лиопо В.А., Струк В.А., Саросек С.И., Гей С.Л., Сорокин В.Г. Атомно-кластерная модель структуры расплавов металлов ………………………………..………………………………..………………………………..…………………….. Матвеева Л.Ю., Брацыхин Ю.Ю., Солодкий В.В. Разработка методов получения наномодифицированных каучуковых композитов и наноструктурированных резин для эксплуатации в условиях низких температур ………….. Обоснование применения модифицированного Новоселецкий В.А., Струк В.А., Хоров О.Г.

сверхвысокомолекулярного полиэтилена высокой плотности для протезирования цепи слуховых косточек ………….. Овчинников Е.В., Струк В.А., Губанов В.А., Лавринюк И.Л., Юлдашева Г.Б. Нанофазные фторорганические покрытия для уплотнительных элементов запорной арматуры ………………………………..…………………………… Овчинников Е.В., Струк В.А., Митинов А.В., Майстров И.И., Эйсымонт Е.И., Сластенов П.С. Нанофазные фторсодержащие смазочные материалы ………………………………..………………………………..…………………… Прокошев А.О., Возняковский А.П., Шумилов Ф.А. Перспективы и риски использования детонационных наноалмазов в медицине и биологии Реут О.П., Какошко Е.С., Саранцев В.В. Получение огнеупорных СВС-материалов из порошковых смесей «алюминий–шунгит» ………………………………..………………………………..………………………………………... Сорокин В.Г., Михайлова Л.В. Влияние размерных параметров, особенностей кристаллохимического строения и энергетического состояния наноразмерных частиц на структуру и служебные характеристики полимерных матриц … Цыпкина И.М., Возняковский А.П., Матвеева Л.Ю. Влияние наноуглерода детонационного синтеза на эксплуатационные свойства резин на основе каучуков общего назначения ……………………………………………….. Цыпкина И.М., Волкова М.А., Терехова А.С., Губанов В.А. Свойства композиционных материалов на основе перфторированного каучука «Неофтон» и фторопластов ………………………………..………………………………….. Шумилов Ф.А., Возняковский А.П. Суспензии детонационных наноалмазов. Влияние поля ультразвука …………... Секция 3. ТЕХНОЛОГИЯ МАШИНОСТРОЕНИЯ ………………………………..……………………………… Антонов А.С., Папроцкая Н.Н. Применение системного подхода при решении оптимизационных задач оборудования химического производства ………………………………..………………………………..…………………. Горячева Е.Т. Оптимизация конструкции трехкулачкового самоцентрирующегося токарного патрона ………………. Гуринович В.И., Голубев В.С., Покровский А.И., Романчук И.А., Черникович В.Н. Особенности структурообразования высокопрочного чугуна при плазменной обработке ………………………………………………. Данько В.П., Дорошенко А.В. Использование тепломасообменных аппаратов с подвижной насадкой для осушительно-испарительных солнечных холодильных систем ………………………………..…………………………… Девойно О.Г., Лапковский А.С., Веремей П.В., Луцко Н.И. Оптимизация схем лазерной закалки длинномерных деталей ………………………………..………………………………..………………………………..………………………. Девойно О.Г., Лапковский А.С., Ковальчук А.А., Луцко Н.И. Комбинированные и гибридные технологии лазерной сварки ………………………………..………………………………..………………………………..…………….. Девойно О.Г., Луцко Н.И.., Ковальчук А.А., Лапковский А.С., Наскевич В.Ю. Изменение распределения элементов в сплаве на основе никеля при различных режимах лазерной наплавки ………………………………………. Дьячкова Л.Н. Методы активирования спекания порошковых сталей ………………………………..………………….. Ивашко В.С., Саранцев В.В., Калиновский В.Р., Азаренко Е.Л. Комплект оборудования для создания электроискровых покрытий ………………………………..………………………………..…………………………………. Кравченко К.В., Костюкович Г.А., Овчинников Е.В. Методологические основы применения мультипроцессорной техники при конструировании карданных передач ………………………………..………………………………………… Курносов Н.Е., Николотов А.А., Асосков А.С. Исследование эффективности применения многокомпонентных распыленных СОТС при обработке алюминиевых сплавов ………………………………..……………………………….. Курносов Н.Е., Николотов А.А., Асосков А.С. Технологическое обеспечение шероховатости обработанной поверхности деталей дизельного двигателя ………………………………..………………………………..……………….. Левков К.Л., Потапенко П.В., Веремей П.В. Технологии получения сложнопрофильных деталей энергоустанок в опытном производстве ………………………………..………………………………..…………………………………….. Линник Д.А. Разработка методов исследований виброзащитных систем водителя колёсных тракторов ………………. Ловшенко Ф.Г., Хабибуллин А.И. Влияние технологических параметров экструзии на свойства дисперсно упрочненной меди ………………………………..………………………………..………………………………..………….. Ловшенко Ф.Г., Хабибуллин А.И. Оптимизация процесса экструзии дисперсно-упрочненных медных заготовок ….. Макарский А.С. Программное обеспечение для конструирования литьевых пресс-форм ……………………………… Марьина Н.Л., Селифонов С.К. Повышение эксплуатационной надежности вкладышей подшипников скольжения транспортных дизелей применением поверхностно-активных веществ …………………………………………………… Марьина Н.Л., Селифонов С.К. Совершенствование технологии изготовления подшипников скольжения использованием композиционных материалов ………………………………..………………………………..……………. Однолько Д.С. Системы бездатчиковой тепловой диагностики в электротехническом машиностроении …………….

. Олешук И.Г., Поболь И.Л., Жук Д.В., Степанкова М.К. Разработка технологии ионно-плазменного азотирования вставок штампов из стали 9ХС ………………………………..………………………………..……………………………... Романчук И.И. Альтернативная система обозначения изделий – один из путей оптимизации технологических процессов изготовления автомобильных агрегатов на ОАО «Белкард» ………………………………..………………….. Сосновский И.А., Куриленок А.А., Худолей А.Л. Особенности технологии изготовления разъемных биметаллических подшипников скольжения ………………………………..………………………………..……………… Струк А.В. Технологические аспекты нормативного обеспечения рециклинга промышленной продукции с неполной амортизацией ………………………………..………………………………..………………………………..……………….. Шевченко В.В., Ревенко И.В. Контроль процесса обработки деталей на станках с ЧПУ ………………………………. Яроцкий В.Ю. Разработка оптимизированных конструкций автомобильных агрегатов на основе CALS-технологий.. Секция 4. КОМПОЗИЦИОННЫЕ МАТЕРИАЛЫ ………………………………..………………………………. Андрикевич В.В. Композиционные материалы для конструкций сельскохозяйственной техники с повышенной виброактивностью ………………………………..………………………………..…………………………………………… Андрикевич В.В. Полимерные композиционные материалы в конструкциях защитных элементов сельскохозяйственной техники ………………………………..………………………………..……………………………... Андрикевич В.В., Костюкович Г.А., Авлиекулов Ж.С., Кравченко В.И. Структура и свойства демпфирующих материалов на основе совмещенных смесей для автотракторных агрегатов и сельскохозяйственной техники ………… Андрикевич В.В., Кравченко В.И., Авлиекулов Ж.С., Юлдашева Г.Б. Структурные особенности композиционных материалов для изготовления элементов автотракторной и сельскохозяйственной техники ………... Богданова В.В., Бурая О.Н., Тихонов М.М. Исследование влияния системы замедлителей горения на свойства композиционного материала на основе напыляемого пенополиуретана марки «Изолан-125» …………………………... Воропаев В.В., Струк В.А., Горбацевич Г.Н. Теплофизические аспекты технологии высокопрочных фторкомпозитов ………………………………..………………………………..……………………………………………… Мусафирова Г.Я., Мусафиров Э.В. Физико-механические и технологические свойства герметизирующих и клеевых материалов на основе вторичного полистирола ………………………………..…………………………………... Пересторонина З.А., Баранец И.В., Шаланова М.М., Курлянд С.К. Структурные особенности композиционного материала на основе несовместимых компонентов каучук – пластик в процессе его получения ………………………... Побережный С.В., Шелехина В.М. Твердый сплав на основе карбида вольфрама ……………………………………… Рева О.В., Михалюк С.А., Богданова В.В., Кобец А.В. Защитные композиционные покрытия на основе никеля и меди ………………………………..………………………………..………………………………..………………………… Шелехина В.М., Дьячкова Л.Н., Дорский А.М. Материал на основе порошка железа для деталей тормозного механизма автомобиля ………………………………..………………………………..………………………………………. Секция 5. ТРИБОЛОГИЯ ………………………………..………………………………..……………………………... Голуб В.М., Голуб М.В. Испытания и диагностика торцовых уплотнений валов гидромашин …………………………. Голуб М.В., Голуб В.М. Технологические методы повышения надежности уплотнений валов гидромашин …………. Киселевский О.С. Численная модель статического контакта поверхностей с фрактальной морфологией ……………. Холодилов О.В., Белоногий Д.Ю., Короткевич С.В., Кравченко В.В. Диагностика состояния подшипников качения при граничной смазке ………………………………..………………………………..……………………………… Секция 6. ТОНКИЕ ПЛЕНКИ И ИНЖЕНЕРИЯ ПОВЕРХНОСТИ ………………………………………….. Веремейчик А.И., Сазонов М.И., Хвисевич В.М., Якушевич С. Исследование температурных полей и термонапряжений в цилиндрическом пуансоне при поверхностной закалке ……………………………………………… Воропай Е.С., Ермалицкий Ф.А., Ермалицкая К.Ф. Лазерная спектроскопия PVD-покрытий промышленных изделий с субмикронным разрешением ………………………………..………………………………..……………………. Кузей А.М., Таран И.И., Филимонов В.А., Якубовская С.В. Структура и свойства электрохимических покрытий системы Ni-B, модифицированных ионами азота ………………………………..…………………………………………... Чекан Н.М., Акула И.П., Василевич И.Б., Онысько С.Р. Фазовый состав покрытий системы Zr-C-N …………….... Чекан Н.М., Овчинников Е.В., Посылкин В.В., Эйсымонт Е.И., Шагойка А.Г. Тонкослойные антифрикционные покрытия для металлообрабатывающего инструмента ………………………………..…………………………………….. Секция 7. ЭКОНОМИКА ПРОМЫШЛЕННОСТИ ………………………………..…………………………………….. Авдейчик О.В. Генерирование интеллектуального капитала предприятия путем создания системы интеллектуального обеспечения инновационной деятельности промышленных предприятий ………………………….. Гринченко А.В. Влияние трансакционных издержек на деятельность промышленных предприятий ………………….. Дадеркина Е.А. Кластерно-сетевая организация региональных инновационных систем ………………………………... Драгун Н.П., Рачкова И.В. Основные направления исследования интеграционных структур в промышленности …... Дрозд С.С., Круглякова Г.В. Инновационное развитие гомельского региона: проблемы, направления их решения … Неделькин А.Н. Объекты интеллектуальной собственности: коммерциализация ……………………………………….. Неделькин А.Н. Реструктуризация и трансформация предприятий ……………………………………………………….. Неделькин А.Н. Управление запланированными изменениями на предприятиях ……………………………………….. Павловский Е.В. Анализ факторов, влияющих на платежеспособность предприятия …………………………………... Ридевский Г.В. Производство промышленной продукции в городских поселениях Республики Беларусь ……………. Секция 8-9. ПРОБЛЕМЫ ИНЖЕНЕРНОГО ОБРАЗОВАНИЯ. ЛОГИСТИКА ПРОМЫШЛЕННЫХ ПРЕДПРИЯТИЙ ………………………………..………………………………..……………………………………………. Зенькевич Э.И., Прокопчук Н.Р., Мулярчик В.В. Состояние и перспективы подготовки кадров в области наноматериалов и нанотехнологий в Беларуси ………………………………..……………………………………………... Киселевский О.С., Лодня В.А., Подгорнова Г.Т. Инновационные методики преподавания графических дисциплин в техническом вузе ………………………………..………………………………..…………………………………………... Ключников А.С., Чирвоная Ю.М. Содержание и практическая реализация кафедрального учебного кейса для подготовки физиков-инженеров ………………………………..………………………………..……………………………. Комар В.Н. Применение компьютерных технологий при изучении курса электротехники студентами инженерных специальностей ………………………………..………………………………..………………………………………………. Небыков И.А., Юрова О.В., Моисеева Д.В. Проблемы подготовки компетентных сотрудников промышленного предприятия ………………………………..………………………………..………………………………………………….. Пыжик Т.Н., Кравченя Н.А., Маглыш С.С. Особенности обучения химии студентов машиностроительных специальностей ………………………………..………………………………..………………………………………………. Хартовский В.Е., Бойко В.К. К вопросу моделирования электроэнергетических систем ………………………………. Секция 1. МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ УДК 621.7. И.В. Агунович, М.Н. Верещагин (Гомельский государственный технический университет имени П.О. Сухого) ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ СТАБИЛЬНОСТИ БЫСТРОЗАКАЛЕННЫХ ЛАТУНЕЙ ПОСЛЕ ИЗОТЕРМИЧЕСКОГО ОТЖИГА Исследован механизм формирования зеренной структуры при изотермическом отжиге латуни, полученной быстрой закалкой-прокаткой расплава. Определена зависимость микротвердости сплава от структурных факторов для всех температурно-временных режимов изотермического отжига.

Сверхбыстрая закалка приводит к улучшению стандартных сплавов благодаря более однородному распределению легирующих элементов, повышению их растворимости в твердом растворе, уменьшению или устранению микросегрегаций, уменьшению размера зерна и образованию новых метастабильных фаз. Однако создаваемые таким образом структуры в металлах могут быть термодинамически неравновесными. Поэтому важно не только уметь создавать требуемую структуру в металле, но и иметь четкие представления о ее стабильности. Несмотря на то, что в настоящее время быстрозатвердевшие сплавы являются объектом многочисленных исследований, на сегодняшний день исследование влияния температуры на структуру и механические свойства быстрозакаленных латунных сплавов еще не проводилось. Вследствие широкого промышленного применения латунных сплавов важным является изучение изменения их структуры и прочностных свойств с ростом температуры [1,2].

Методика эксперимента. Исследования микроструктуры и свойств, возникающих при проведении изотермического отжига, были выполнены на сплавах системы Cu58,66Zn17,96Ni8Fe0,19Pb2Mn0,5P7,5.

Быстрозакаленные ленты данного сплава получали методом двухвалковой закалки-прокатки расплава.

Скорость прокатки V=3-4 м/с. Образцы подбирали одинаковой толщины, равной 0,8 мм. Изотермический отжиг каждого образца проводили в атмосфере аргона при температурах 150, 250, 350 °С с выдержкой в печи при каждой температуре 30 мин, 1 час, 1,5 часа и 2 часа и охлаждении на спокойном воздухе. Микроструктуру литых и быстрозакаленных образцов изучали на сканирующем электронном микроскопе TESCAN Vega II LSH и металлографическом микроскопе «МЕТАМ РВ-22».В качестве травителей использовали солянокислый раствор хлорного железа [3]. Микротвердость измеряли при вдавливании в образец алмазной пирамиды Виккерса на приборе ПМТ-3 согласно ГОСТ 9450-76.

Результаты исследований и их обсуждение. Проведенные исследования показали, что продолжительность нагрева при отжиге в данном интервале температур оказывает значительное влияние на микроструктуру быстрозакаленных лент, а именно на размер зерна.

Отжиг при температуре 150 С с выдержкой 30 минут дает равномерную мелкозернистую структуру с размером дендритов -фазы 0,0008 мм. Мелкое зерно можно объяснить начальным этапом первичной рекристаллизации (полигонизации), происходящей в сплаве при нагреве выше температуры рекристаллизации, но ниже температуры фазовых превращений ( Т рек Т пл, где - коэффициент, определяемый химическим составом сплава. В нашем случае присутствие фосфора значительно снижает температуру рекристаллизации).

При этом скопление дислокаций по границам зерен увеличивает значение микротвердости до 2300 МПа.

Выдержка в течение одного часа при данной температуре приводит к укрупнению субзерен (полигонов), а очищение их объема от дислокаций приводит к снижению микротвердости до 1600 МПа. При выдержке в течение 1,5 часа в атмосфере аргона наблюдали резкое измельчение зерна до 0,001 мм и увеличение параметров микротвердости до 2150 МПа. Микроструктура сплава после отжига при температуре 150 С в течение 1,5 часа состоит из дендритов - и -фаз, вытянутых в виде сплошных цепочек, образуя строчечную структуру, что нежелательно при обработке давлением (рис.1). Упрочнение происходит в результате закрепления подвижных дислокаций атомами примесей в дислокационных стенках, возникающих при полигонизации. Выдержка в течении 2 часов при температуре 150 С приводит к дальнейшему укрупнению зерна за счет собирательной рекристаллизации и снижению микротвердости образца до 1800 МПа.

При исследовании микроструктуры быстрозакаленного сплава после отжига 150 С и выдержки 2 часа были обнаружены сферические дефекты – поры, или пустоты. Образование таких воздушных каверн может быть объяснено несколькими факторами: 1) появление многочисленных пор в латунях после различной температурной обработки возникает в местах концентрации -фазы [4], 2) это результат загазованности расплава, в том числе нарушения технологии закалки-прокатки расплава (происходит довольно часто при разливке на быстровращающийся кристаллизатор), 3) образование пор происходит в очаге локализации напряжений, т.е. там, где наиболее интенсивно взаимодействие развивающихся в сплаве фазовых и структурных превращений, либо возникающие напряжения в сплаве обусловлены значительной неоднородностью сплава, как химической, так и структурной. Предполагая сферическую форму пор и их пустотную природу, были оценены их средние размеры, которые составляют от 0,005 до 0,08 мм. Необходимо отметить, что дефекты присутствовали только в сплаве, подвергнувшемся длительной выдержке в печи в течение двух часов, при меньшем времени нагрева поры отсутствовали. Исследования показали также присутствие пор при нагреве 600 С и выше независимо от времени выдержки. Поры распределяются неравномерно по всему объему сплава, локализуясь в определенных областях. Микротвердость такой области сплава резко снижается и дает некорректные значения за счет «продавливания» индентора. Таким образом, очевидно, что поры наряду с другими структурными факторами, влияют на механические свойства микрокристаллической латуни.

а) б) в) г) Время отжига: а) 30 мин;

б) 1 час;

в) 1,5 часа;

г) 2 часа Рис. 1. Образец быстрозакаленный, отжиг 150 С, х Определим механизм формирования зеренной структуры. При нагреве микрокристаллической латуни, полученной быстрой закалкой-прокаткой расплава, происходит полигонизация, затем первичная рекристаллизация и следующая за ней собирательная рекристаллизация. Полностью рекристаллизованное состояние с равноосными зернами получено не было, так как в исследуемых латунных сплавах значительное насыщение зерен легирующими компонентами блокирует их границы и последующая рекристаллизация не идет.

Исходя из проведенных исследований, четко прослеживается зависимость микротвердости от величины зерна: с уменьшением размеров дендритов величина микротвердости увеличивается. Но для структуры, в которых дендриты выстраиваются в цепочки, такая зависимость обратна – при увеличении размеров цепочек микротвердость снижается.

Изменение микротвердости в интервале температур 150-350 С с разным временем выдержки объясняется в первую очередь структурными факторами, в отличие от отжига изохронного, где главными факторами определяющими микротвердость были фазовые превращения и неоднородность распределения легирующих компонентов. Термическая стабильность микрокристаллического быстрозакаленного сплава в интервале температур 350-600 С связана с их однородностью по размерам и малой движущей силой внутри зерна.

Тормозящее действие оказывают также дисперсные частицы вторых фаз, имевшиеся в исходной структуре и образовавшиеся при распаде пересыщенных твердых растворов, что должно быть подтверждено дополнительными рентгенографическими исследованиями.

Выводы. Механизм формирования зеренной структуры при изотермическом отжиге латуни, полученной быстрой закалкой-прокаткой расплава, заключается в полигонизации, затем первичной рекристаллизации и следующей за ней собирательной рекристаллизации. Полностью рекристаллизованное состояние с равноосными зернами получено не было, так как в исследуемых латунных сплавах значительное насыщение зерен легирующими компонентами блокирует их границы и последующая рекристаллизация не идет.

Изменение микротвердости при изотермическом отжиге объясняется структурными факторами.

С уменьшением размеров дендритов величина микротвердости увеличивается. Для структуры, в которых дендриты выстраиваются в цепочки, такая зависимость обратна – при увеличении размеров цепочек микротвердость снижается.

При температуре отжига 250 С распада пересыщенного твердого раствора не происходит, что подтверждает неизменность параметров решеток твердых растворов при рентгеноструктурных исследованиях.

Таким образом, размер зерна и образование пересыщенных твердых растворов в данном случае имеют главенствующую роль. Термическая стабильность микрокристаллического быстрозакаленного сплава в интервале температур 300-600 С связана с их однородностью по размерам и малой движущей силой внутри зерна. Тормозящее действие оказывают также дисперсные частицы вторых фаз, имевшиеся в исходной структуре и образовавшиеся при распаде пересыщенных растворов.

Полученные результаты позволяют определить температурный интервал термической обработки быстрозакаленных латунных сплавов, а также сделать вывод о том, что изменение микротвердости имеет сложный характер для всех температурно-временных режимов изотермического отжига и зависит от структурных факторов.

Список литературы 1. Глезер, А.М. Структура и механические свойства аморфных сплавов / А.М. Глезер, Б. В. Молотилов. – М.:

Металлургия, 1992. – 208 с.

2. Мирошниченко, И.С. Закалка из жидкого состояния / И.С. Мирошниченко. – М.: Металлургия, 1982. – 168 с.

3. Беккерт, М. Справочник по металлографическому травлению / М. Беккерт, Х. Клемм;

Пер. с нем. Н.И. Туркиной [и др.] – М.: Металлургия, 1979. – 336 с.

4. Крушнаккер, М. Вторичное выделение -фазы в латуни / М. Крушнаккер / М. Крушнаккер // Материалы конференции «Термомеханическая обработка металлических материалов»/ Москва: МИСиС, 2009. - С. 22-24.

The mechanism of formation of grain structure during isothermal annealing of brass obtained by fast quenching of the melt rolling. The dependence of microhardness of the alloy on the structure factors for all temperature-time regime of the isothermal annealing.

УДК 533.9.082, 533.922, 533.924, 621.373. Е.П. Барадынцева1, Е.С. Воропай2, К.Ф. Ермалицкая2, С.П. Пайгина ( РУП «Белорусский металлургический завод», 2Белорусский государственный университет, ОАО «Минский подшипниковый завод») КОЛИЧЕСТВЕННЫЙ АНАЛИЗ ПРОМЫШЛЕННЫХ ИЗДЕЛИЙ ИЗ УГЛЕРОДИСТОЙ СТАЛИ МЕТОДОМ ДВУХИМПУЛЬСНОЙ ЛАЗЕРНОЙ АТОМНО-ЭМИССИОННОЙ СПЕКТРОСКОПИИ Исследованы возможности двухимпульсной лазерной атомно-эмиссионной спектроскопии для анализа промышленных изделий из углеродистой стали. Разработаны методики определения концентрации углерода, никеля, хрома, марганца, меди, титана и кремния в стальных прутках, являющихся заготовками при производстве металлокорда, и в стальных шариках.

Одной из приоритетных задача количественного анализа сталей является определение концентрации углерода, содержание которого влияет на структуру и вид кубической решетки, а также на механические и химические свойства сплавов на железной основе. В заводских лабораториях промышленных предприятий количественный анализ стальных изделий включает в себя довольно длительный процесс пробоподготовки, причем определение концентрации углерода и остальных легирующих компонентов обычно проводится различными методами.

Двухимпульсная лазерная атомно-эмиссионная спектроскопия – метод количественного анализа, основанный на испарении вещества и возбуждении спектров атомов сдвоенными лазерными импульсами, смещенными на микросекундные интервалы друг относительно друга. Плазма, образованная первым импульсом, за эту временную задержку не успевает окончательно остыть и вылететь из аналитической области.

Поэтому основная доля энергии второго импульса идет не на нагревание и испарение материала, а на дополнительное возбуждение плазмы. Использование сдвоенных лазерных импульсов по сравнению с одиночными приводит к многократному увеличению (от 2 до 10 раз) интенсивности спектральных линий всех компонентов сплава, как металлов, так и неметаллов, при этом деструкция поверхности увеличивается лишь в 1,3-1,5 раза. Целью работы было исследование возможностей двухимпульсной лазерной спектроскопии для определения концентрации компонентов, в том числе и углерода, в сталях при проведении измерений в атмосфере воздуха при нормальном давлении.

Исследования проводили на лазерном спектрометре LSS-1, производства совместного белорусско японского предприятия «LOTIS-TII» (Минск). В качестве источника испарения образца и возбуждения спектров атомов использовался Nd:YAG-лазер с активной модуляцией добротности. Основные параметры лазерного излучения: длина волны – =1064 нм;

частота следования импульсов – 10 Гц;

длительность на полувысоте – 15 нс;

энергия Еимп 1075 мДж. При фиксированных значениях энергии накачки и межимпульсного интервала энергия обоих импульсов одинакова. Нулевой межимпульсный интервал соответствует одновременному воздействию на поверхность двух лазерных импульсов, что можно рассматривать как одиночный лазерный импульс, мощность которого равна суммарной мощности сдвоенных импульсов. Все измерения проводились в атмосфере воздуха при нормальном давлении без предварительной химической и механической подготовки поверхности промышленных образцов.

Объектом исследования являлись продольные и поперечные срезы стальной катанки диаметром d=5,5 мм, используемой при изготовлении металлокорда для автомобильной промышленности (РУП «Белорусский металлургический завод», Жлобин, Беларусь) и стальные шарики для подшипников диаметром d=8 мм (Минский подшипниковый завод, Минск, Беларусь) (рис. 1). Сложность анализа катанки связана с наличием в ее объеме областей шириной 50-100 мкм различного цвета, а, следовательно, и состава. Исследование стальных шариков затруднено из-за их сложной формы и маленького размера.

Использование сдвоенных лазерных импульсов, разделенных микросекундными временными интервалами, позволяет определять концентрацию углерода в сплавах на основе железа непосредственно в атмосфере воздуха. Это связано с особенностями взаимодействия эрозионного факела с лазерным излучением и поверхностью объекта. Испаренное первым импульсом вещество образует абляционную плазму с температурой в несколько тысяч градусов;

передний фронт данной плазмы распространяется с высокой скоростью, отталкивая от образца окружающий газ (в большинстве случаев – воздух). В результате образуется приповерхностная область с пониженной плотностью частиц, в том числе атомов кислорода и азота воздуха. В итоге большая часть атомов углерода, поступивших в эту область, могут быть зарегистрированы до того, как они вступят в химическую реакцию с окружающим газом. При одноимпульсной же абляции неизбежно образуются молекулярные соединения CO, CO2, CN, что не позволяет зарегистрировать атомные линии углерода и, как следствие, определить его концентрацию в сталях. Это подтверждается сравнением атомно эмиссионных спектров углерода, полученных при абляции графита одиночными и сдвоенными лазерными импульсами с одинаковой суммарной энергией и мощностью излучения (рис. 2). Для преодоления данной проблемы одноимпульсный лазерный спектральный анализ можно проводить в атмосфере инертных газов, что, несомненно, затрудняет и удлиняет саму процедуру анализа.

Рис. 1. Срезы катанки d=5,5 мм и стальные шарики d=8 мм Экспериментально были определены параметры, обеспечивающие максимальную интенсивность спектральных линий всех компонентов, а, следовательно, высокую чувствительность и минимальную погрешность анализа. Энергия лазерных импульсов – 75 мДж, межимпульсный интервал – 1 мкс, число импульсов в точку 50. Деструкция поверхности образцов измерялась с помощью микроинтерферометра Линника МИИ-4;

Глубина кратера – 100 мкм, диаметр – 60 мкм.

I, отн. ед.

сдвоенные импульсы одиночные импульсы 225 240 255 270, нм Рис. 2. Фрагменты спектров углерода, полученные при абляции графита одиночными и сдвоенными лазерными импульсами с одинаковой суммарной энергией и мощностью излучения Количественный анализ основывался на построении градуировочных графиков зависимости интенсивности спектральных линий от их концентрации в стандартных образцах с известным содержанием компонентов – таблица 1.

Анализ продольных и поперечных срезов стальной катанки показал, что в светлой центральной области выше содержание некоторых легирующих элементов – таблица 2. Таким образом, можно сделать вывод, что неоднородность стальной катанки вызвана пространственной неравномерностью процесса кристаллизации расплава;

центрами кристаллизации становятся атомы легирующих примесей – марганца, хрома и кремния.

Таблица 1 – Содержание элементов в стандартных образцах стали, % элемент С Si Mn Cr Ni Cu Al образец 2а 0,249 0,133 0,205 0,135 0,177 0,078 0, 3а 0,348 0,192 0,290 0,234 0,236 0,182 0, 4а 0,622 0,304 0,510 0,342 0,372 0,239 0, 5а 0,918 0,393 0,787 0,458 0,486 0,345 0, УГ4е 0,59 1,25 1,23 0,4 0,47 0,169 0, УГ9е 0,26 0,176 0,51 0,182 0,139 0,163 0, Таблица 2 – Концентрация элементов в темных и светлых областях стальной катанки Область Концентрация С, % Ni Cu Mn Cr Si Светлая 0,13 0,21 1,21 0,51 0, Темная 0,13 0,22 1,01 0,36 0, При проведении исследования было обнаружено, что стальные шарики бывают двух типов: светлые и темные, причем они отличаются не только внешним видом, но и концентрацией элементов – таблица 3.

Таблица 3 – Концентрация элементов в темных и светлых стальных шариках Концентрация С, % C Ni Cu Mn Cr Si Ti Светлый шарик 0,72 0,11 0,06 0,37 1,12 0,28 0, Темный шарик 0,95 0,11 0,10 0,23 1,24 0,22 0, Двухимпульсная лазерная атомно-эмиссионная спектроскопия является предпочтительным методом анализа промышленных изделий из углеродистых сталей, поскольку обладает целым рядом преимуществ по сравнению со стандартными методами:

Возможность одновременного определения марки сплава (концентрации углерода) и остальных легирующих примесей.

Анализ проводиться в атмосфере воздуха при нормальном давлении.

Малая деструкция образца при исследовании – глубина кратера – 100 мкм, диаметр – 60 мкм.

Отсутствие предварительной химической и механической подготовки поверхности образца.

Анализ изделий маленького размера и сложной формы.

Возможность исследования микронеоднородностей, образующихся в процессе кристаллизации стали.

Список литературы 1. Ермалицкая, К.Ф. Двухимпульсная лазерная атомно-эмиссионная спектрометрия сталей / К.Ф. Ермалицкая // Вестник БГУ. Сер. 1. – 2010. – № 2. – С. 14-17.

2. Ермалицкая, К.Ф. Двухимпульсная лазерная атомно-эмиссионная спектроскопия неоднородных объектов / К.Ф. Ермалицкая // Научный вестник ужгородского университета. – 2011. – №. 32 – С. 231-236.

3. Воропай, Е.С. Зависимость интенсивности спектральных линий углерода от структуры железных сплавов при двухимпульсной лазерной абляции / Е.С. Воропай, К.Ф. Ермалицкая // Вестник БГУ. Сер. 1. – 2011. – № 2. – С. 7-14.

The possibilities of using double pulse LIBS for analysis of industrial samples from carbon steel. A new method for determination the concentration of components (C, Ni, Cr, Mn, Cu, Ti and Si) in steel wire and steel balls was developed.

УДК 614. С.Н. Бобрышева, Л.О. Кашлач, Д.Л. Подобед (Гомельский инженерный институт МЧС Республики Беларусь) НОВЫЕ МАТЕРИАЛЫ В ТЕХНОЛОГИЯХ ПРЕДУПРЕЖДЕНИЯ И ЛИКВИДАЦИИ ЧРЕЗВЫЧАЙНЫХ СИТУАЦИЙ Представлено новое направление в разработке огнетушащих и профилактических материалов, используемых для предупреждения и ликвидации ЧС. Показана возможность применения в качестве твердотельной матрицы таких материалов отечественных глин, способных подвергаться измельчению до ультрадисперсной размерности и функциональному модифицированию с наименьшими энергетическими затратами.

Современный ассортимент материалов, применяемых в технологиях предупреждения и ликвидации ЧС и находящихся на вооружении подразделений МЧС, по каждому из направлений (пожаротушение, ликвидация разливов и выбросов химически опасных веществ, снижение пожароопасности традиционных и новых материалов) не отличается разнообразием. Так в качестве средств пожаротушения в основном используются огнетушащие порошки, вода и пена. Необходимо отметить, что они являются наиболее привычными средствами тушения пожаров. В тоже время стремительное развитие индустрии, новых материалов различного назначения сопровождается непрогнозируемыми чрезвычайными ситуациями, связанными с горением этих материалов и трудностями ликвидации пожаров и их последствий. Особенно это касается синтетических композиционных материалов. Обладая высокой горючестью, они повышают общую пожароопасность, а, выделяя при горении большое количество ядовитых газов, токсичных и радиоактивных веществ, гибельно действуют на человека и окружающую среду. Анализируя складывающуюся ситуацию, возникает необходимость разработки, производства и применения альтернативных огнетушащих средств специального назначения и комплексного действия. Отвечая этим требованиям, материаловедение огнетушащих средств развивается по двум направлением:

1. Разработка огнетушащих средств универсального назначения. Очевидно, что из-за разнообразия процессов горения такие средства создать принципиально невозможно, хотя некоторые успехи в этом направлении можно отметить. Так известно, что пены различной кратности используются для тушения пожаров классов А и В, также существуют порошковые составы для тушения пожаров классов А, В, С и В, С, Е.

2. Расширение ассортимента огнетушащих средств, учитывающих специфику горения новых материалов.

Коллективом сотрудников ГИИ МЧС Республики Беларусь ведутся патентные и исследовательские работы по разработке составов суспензий, быстротвердеющих пен, гелей, имеющихся на вооружении подразделений МЧС. Кроме того разрабатываются материалы, относящиеся к профилактическим средствам – антипирены для полимерных и композиционных материалов. При этом активно используются достижения современных технологий, позволяющих за счет изменения структурных характеристик традиционных материалов значительно улучшить их свойства. Перспективно использование метода механохимии, позволяющего при низкой энергозатратности совмещать процессы диспергирования и гидрофобизации, модификации.

Разработана основа огнетушащих составов, представляющих собой активную матрицу. Обладая ультрадисперсной размерностью и высокой химической активностью в силу высокой поверхностной энергии, матрица в результате активирования и модифицирования приобретает определённые функции, которые направлены на эффективное подавление горения, адсорбцию определенных веществ и др. В качестве такой матрицы применяются глины отечественных разработок, основным породообразующим минералом которых является монтмориллонит. Особенностью таких глин является способность подвергаться диспергированию до ультрадисперсной размерности с наименьшими энергетическими затратами. Так для суспензий рассматривается возможность применения таких глин не только как загустителя, но и ингибитора горения. Для быстротвердеющей пены так же рассматривается возможность применения небольших добавок модифицированных глин в качестве наполнителей с барьерными функциями. Для огнетушащих гелей добавки таких веществ повышают адгезию, прочно закрепляя слой огнетушащего средства на вертикальной поверхности и оказывая изолирующий эффект. Как показали наши исследования, модифицированная глина обладает и свойствами адсорбента, что позволяет использовать ее в составе огнетушащих порошков для адсорбции жидких горючих продуктов и горючих газов, образующихся при горении. Хорошие результаты для модифицированной глины получены при адсорбции нефти и нефтепродуктов. Получены данные по возможности использования гидрофобизированных глин в качестве антипиренов для полимерных и композиционных материалов. Проведены исследования, которые показали возможность применения для целей гидрофобизации глин – соапстоков жирных кислот – дешевого продукта отечественного происхождения, получаемого на жирокомбинатах, взамен более дорогих кремнийорганических соединений. Выбор гидрофобизатора обусловлен наличием в молекулах жирных кислот функциональной группы, способной взаимодействовать со структурными единицами породообразующего минерала глины. Одним из предполагаемых механизмов действия антипирена является образование барьера из слоев органоглины, выполняющих роль термоизоляторов и элементов, препятствующих выделению продуктов горения, т.е.

формируется карбонизированный слой, влияющий на массо- и теплоперенос между зоной горения и полимерным материалом. Эффективность таких антипиренов не только в снижении горючести, но и в хорошей совместимости с полимером способности не оказывать влияние на технологические свойства материалов, в доступности, дешевизне и простоте применения. Получено заключение: полимерные материалы из группы горючих средневоспламеняемых при использовании разработанных антипиренов переходят в группу горючих трудновоспламеняемых. Кроме того, механизм действия антипиренов позволяет уменьшить количество и состав газообразных продуктов горения полимеров, снижая их экологическую опасность.

Таким образом, используя метод механо-химического диспергирования, совмещенный с модифицированием, комбинируя функциональные модификаторы, можно получать на основе отечественных глин материалы для различных технологий ликвидации ЧС.

Список литературы 1. Бобрышева, С.Н. Дисперсная основа огнетушащих порошков / С.Н. Бобрышева, В.Б. Боднарук, М.В. Марченко // Чрезвычайные ситуации: образование и наука. – 2008. – №1(3). - С.10-19.

2. Бобрышева, С.Н. Природные минералы в качестве адсорбентов нефти и нефтепродуктов. / С.Н. Бобрышева, В.Б.

Боднарук, М.М. Журов // Чрезвычайные ситуации: образование и наука. – 2010. – №2 (5). – С.26-34.

3. Дисперсные системы в технологиях предупреждения и ликвидации ЧС / С.Н. Бобрышева [и др.] // Чрезвычайные ситуации: образование и наука. – 2011. – №1(6) – С.60-69.

4. Проблемы и перспективы разработки отечественных огнетушащих порошков. / С.Н. Бобрышева [и др.] // Чрезвычайные ситуации: образование и наука. – 2011. – №2 (6). – С. 97-105.

New trends in development in fire extinguishing and fire resistant materials used for emergency prevention and response is presented. The possibility of use of such materials as a solid matrix of domestic clays that can be subjected to grinding to ultra dimensional and functional modification of the lowest energy consumption is shown.

УДК 678-026.746:62-784. П.И. Бондаренко1, Д.А. Фенюк2, Л.С. Пинчук1, В.А. Гольдаде1, К.В. Овчинников (1ГНУ «Институт механики металлополимерных систем имени В.А. Белого НАН Беларуси», Гомельский государственный университет имени Ф. Скорины) ЭФФЕКТИВНОСТЬ КРИОГЕЛЕВЫХ СЕГНЕТОНАПОЛНЕННЫХ РАДИОПОГЛОЩАЮЩИХ МАТЕРИАЛОВ В СВЧ-ДИАПАЗОНЕ Приведены результаты исследований структуры, деформационно-прочностных и радиопоглощающих характеристик гелей на основе водных растворов поливинилового спирта. Определена эффективность наполненных криогелей как материалов для электромагнитных экранов в СВЧ-диапазоне.

Состояние проблемы. Задача защиты человека от негативных эффектов воздействия электромагнитного излучения (ЭМИ) приобретает в XXI веке ключевое значение в связи с массовой эксплуатацией радиотехнических устройств, использованием радиоэлектронной техники в быту, медицине, научно производственной и военной сферах [1].

Современная номенклатура радиопоглощающих материалов (РПМ) включает разнообразные композиционные, слоистые, волокнистые и текстильные материалы, обеспечивающие ослабление и/или отражение электромагнитных волн, в частности, СВЧ-диапазона. Полимерные РМП наполняют ферромагнитными частицами (Fe, Co, Ni), порошками металлических сплавов (Ni-Co, Ni-Fe, Y-Gd и др.), сегнетоэлектриками, сегнетомагнетиками или т.н. хиральными элементами [2].

Композиционные РПМ изготавливают с использованием энергоемких технологий («горячее» прессование, литье под давлением, экструдирование), стоимость которых в разы увеличивается ввиду дороговизны компонентов материалов. В этой связи особую актуальность приобретает разработка электромагнитных экранов (ЭМЭ) на основе поглотителей ЭМИ природного происхождения. К таким соединениям, в первую очередь, следует отнести воду, которая в жидком состоянии значительно (~ на 28 дБ) ослабляет энергию СВЧ излучения в условиях эксперимента.

Выбор объекта исследования. Одним из самых эффективных способов связывания полимерами воды является гелеобразование. В ряду гидрофильных термопластов ведущее место по способности к гелеобразованию занимает поливиниловый спирт (ПВС), макромолекулы которого содержат изотактические виниловые звенья с большим количеством гидроксильных (ОН) групп. Благодаря им ПВС образует с водой гели, в которых множество диполей воды водородными связями присоединены к макромолекулам полимера.

Последние образуют стереохимически и термодинамически устойчивую сетку, звенья которой соединены ковалентными и ионными связями [3].

Эффективными наполнителями для РПМ служат сегнетоэлектрики. Типичным сегнетоэлектриком является двойная (калиево-натриевая) соль винной кислоты – тетрагидрат тартрата калия-натрия, или сегнетова соль KNaC4H4O6·4H2O. Использование тартрата калия-натрия в РПМ представляется целесообразным в связи с его сравнительно низкой стоимостью и недефицитностью.

Была поставлена задача совместить гидрогель ПВС с сегнетовой солью для создания матрицы, в объеме которой заданным образом распределены кристаллы сегнетоэлектрика. Эксперименты показали, что простое смешение компонентов не приводит к растворению наполнителя в геле и сопровождается быстрым (в течение 20-30 с) расслаиванием смеси с образованием в гидрогеле плотных белых сгустков полимера, содержащих кристаллы соли.

Для решения поставленной задачи необходимо перевести исходный гелеобразующий раствор в состояние, характеризуемое статическим положением цепей полимера. Это достигается криообработкой гидрогеля, т.е.

охлаждением водного раствора ПВС, выдерживанием его при температуре ниже точки замерзания растворителя в течение заданного времени и последующем оттаиванием с регулируемой скоростью.

Замораживание гидрогелей ПВС ниже 0 0С способствует развитию в системе «полимер-вода» криолитических процессов, приводящих к образованию активных криолизатов – свободных радикалов и ион-радикалов с сильнолокализованными неспаренными электронами, которые взаимодействуют с макромолекулярными цепями и другими активными компонентами системы [4]. Криообработка водных растворов ПВС усиливает структурообразование и повышает степень связывания гелем молекул воды.

Цель работы – исследование структуры, деформационно-прочностных и радиопоглощающих характеристик сегнетонаполненных криогелей ПВС в СВЧ-диапазоне.

Методика исследований. Порошок ПВС (ГОСТ 10779-78) суспензировали в дистиллированной воде и при постоянном помешивании нагревали до 80 0С, после чего выдерживали при этой температуре в течение 1, часов для набухания частиц полимера. Затем температуру повышали до 95 0С и термостатировали систему при указанной температуре еще 2 часа. Нагретый гомогенный раствор 3 часа охлаждали до комнатной температуры (18-20 0С). В приготовленный 10 мас.% гидрогель ПВС вводили 0,2-4,0 мас.% дисперсного порошка активного угля (АУ) с размером частиц d 100 мкм и получали его гомогенную взвесь в объеме геля. Взвесь заливали в формы слоем толщиной = 1 мм, которые затем помещали в хладотермостат, замораживали до температуры T = -1-5 0C и термостатировали на холоде в течение 20-30 мин.

Полученные образцы криогеля заливали насыщенным (33,3 мас.%) водным раствором сегнетовой соли комнатной температуры и оттаивали со скоростью 0,1 0С/мин при относительной влажности RH = 80100 % в течение ~ 3 ч. После этого из формы удаляли излишек раствора соли и образцы высушивали на воздухе.

Показатель ослабления S энергии СВЧ-излучения образцами криогелей определяли рефлектометрически с помощью панорамного измерителя типа Р2. Деформационно-прочностные параметры – предел прочности при растяжении в и относительное удлинение при разрыве – оценивали по ГОСТ 14236-81 на универсальной разрывной машине Instron 5567 (Великобритания). Зоны локализации кристаллов сегнетовой соли в структуре криогелевых образцов регистрировали с помощью электронного растрового микроскопа VEGA-II LSH (Чехия).

Среднюю скорость v испарения воды из образцов одинаковой толщины определяли гравиметрическим методом.

Результаты исследований. Составы изготовленных криогелей и значения их характеристик приведены в таблицах 1 и 2.

Анализ данных таблиц приводит к следующим заключениям.

1. Все образцы, сформированные методом оттаивания криогелей в растворе сегнетовой соли (3-8), превосходят гелевые и криогелевые образцы 1 и 2, не содержащие сегнетоэлектрик, по ключевым параметрам РПМ: энергии S поглощения СВЧ-излучения и длительности удерживания воды в структуре криогеля.

Таблица 1 – Показатели ослабления S энергии СВЧ-излучения образцами криогелей S (дБ) на частотах (ГГц) №№ образцов Тип образца Содержание АУ, мас.% 8 9 10 11 1 гель 0 1,7 0,5 0,5 1,5 1, 2 криогель 0 1,8 0,5 0,5 1,6 1, 3 0 2,5 2,3 2,3 2,3 2, криогель с 4 0,2 6,3 6,1 5,8 6,2 5, сегнетовой солью 5 0,5 7,9 7,3 7,3 7,5 7, 6 1,5 8,0 7,5 7,4 7,7 7, 7 3,0 8,1 7,5 7,5 7,8 7, 8 4,0 8,1 7,4 7,5 7,8 7, Таблица 2 – Скорость испарения воды (v) и деформационного-прочностные параметры (в и ) криогелей v, мг/см2·сут №№ образцов Тип образца Содержание АУ, в, МПа, % мас.% 1 гель 0 25-27 72 2 криогель 0 20-21 83 3 0 1517 4,2 криогель с 4 0,2 911 3,1 сегнетовой солью 5 0,5 78 3,1 6 1,5 57 3,1 7 3,0 5 3,3 8 4,0 5 3,5 2. Оптимальное содержание АУ в РПМ составляет 0,53,0 мас.%. При концентрации АУ 0,2 % (образец 4) значения S заметно ниже, а величина v – выше, чем при 0,5 % (5). Увеличение концентрации АУ до 4 % (8) не создает преимуществ перед образцами с содержанием АУ 3 % (7) ни по одному показателю эксплуатационных характеристик РПМ.


3. Образцы криогелей, содержащие сегнетоэлектрический и углеродный наполнители (4-8), отличаются повышенными гибкостью и эластичностью ( 200 %) наряду со сниженной прочностью при растяжении (в = 3,13,5 МПа), которая может быть компенсирована в ЭМЭ прочностью конструкционных элементов.

Оттаивание криогеля в насыщенном растворе сегнетоэлектрика обусловливает протекание двух последовательно протекающих процессов: 1) диффузия гидратов сегнетовой соли в полимерную матрицу геля;

2) коллапс геля вследствие иммобилизации гидратов в пространственной сетке макромолекул и взаимодействия с криолизатами. Последующее высушивание криогелей на воздухе приводит к осаждению кристаллов сегнетоэлектрика в микрообъемах полимерной матрицы. В поле внешнего СВЧ-излучения происходит интенсивная поляризация-деполяризация этих кристаллов, обусловливающая дополнительный механизм поглощения энергии ЭМИ гидрогелевым материалом.

Углеродный электропроводящий наполнитель кроме основной функции рассеивания энергии ЭМИ за счет вихревых токов выполняет дополнительную функцию адсорбционного связывания гидратов сегнетовой соли и молекул воды, замедляя ее испарение с поверхности ЭМЭ. Это подтверждается результатами исследования распределения кристаллов сегнетовой соли в образцах средствами электронной микроскопии. Установлено, что при наполнении криогелей АУ кристаллы сегнетоэлектрика локализуются в криогелевой матрице, а также в микро-, мезо- и макропорах частиц АУ, но не обнаруживаются на поверхности образцов.

В связи с постоянным испарением из гидрогелей несвязанной воды, пленочные и листовые элементы гибких ЭМЭ, изготовленные из криогелевых РПМ, целесообразно герметизировать.

Заключение. Сегнетонаполненные криогели, получаемые при помощи недорогой и доступной технологии, позволяют изготавливать гибкие и эластичные РПМ – компоненты ЭМЭ, которые характеризуются величиной удельного поглощения энергии СВЧ-излучения на частотах 812 ГГц в пределах 78 дБ/мм.

Список литературы 1. Электромагнитные поля и здоровье человека / под ред. Ю.Г. Григорьева. – М.: Издательство РУДН, 2002. – 177 с.

2. Электромагнитные излучения. Методы и средства защиты / В.А. Богуш [и др.];

под ред. Л.М. Лынькова. – Минск:

Бестпринт, 2003. – 406 с.: ил.

3. Николаев, А.Ф. Поливиниловый спирт и сополимеры винилового спирта в медицине / А.Ф. Николаев, Л.П. Мосягина // Пластические массы. – 2000. № 3. – С. 34-42.

4. Лозинский, В.И. Криотропное гелеобразование растворов поливинилового спирта / В.И. Лозинский // Успехи химии.

– 1998. Т. 67. – № 7. – С. 641-655.

Results of researches of structure, mechanical and radio absorbing characteristics of gels on the basis of polyvinyl alcohol water solutions are presented. Efficiency filled cryogels as materials for microwave range electromagnetic shields is defined.

УДК 621.7. М.Н. Верещагин, И.В Агунович (Гомельский государственный технический университет имени П.О. Сухого) ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕРМИЧЕСКОЙ СТАБИЛЬНОСТИ БЫСТРОЗАКАЛЕННЫХ ЛАТУНЕЙ ПОСЛЕ ИЗОХРОННОГО ОТЖИГА Исследована структура и микротвердость быстрозакаленных латуней после изохронного отжига. Выявлены параметры, определяющие свойства сплава и интервал температурной стабильности материала.

Высокие механические свойства микрокристаллических материалов стимулируют исследование их структурных особенностей, влияющих на формирование этих свойств, и их изменения в зависимости от температуры и времени выдержки при данной температуре. Известно, что температура является главным дестабилизирующим фактором, вызывающим изменение микроструктуры и механических свойств быстрозакаленного сплава. В связи с этим, одной из актуальных проблем остается проблема термической стабильности и контроля над изменением механических характеристик, решаемой, как правило, при отжиге [1].

Методика эксперимента. Исследования микроструктуры и свойств, возникающих при проведении изохронного отжига, были выполнены на сплавах системы Cu-Zn-Ni-Fe-Pb-Mn-P. Быстрозакаленные ленты данного сплава получали методом двухвалковой закалки-прокатки расплава. Изохронный отжиг каждого образца проводили в атмосфере аргона с выдержкой в печи 40 мин и охлаждением на воздухе. Температуры отжига: 100, 200, 250, 300, 400, 500, 600, 700 °С. Микроструктуру литых и быстрозакаленных образцов изучали на сканирующем электронном микроскопе TESCAN Vega II LSH и металлографическом микроскопе «МЕТАМ РВ-22». Микротвердость измеряли при вдавливании в образец алмазной пирамиды Виккерса на приборе ПМТ-3.

Результаты исследований и их обсуждение. Микроструктура быстрозакаленных сплавов без отжига и после изохронного отжига имеет дендритную структуру, свойственную всем твердым растворам. Структура двухфазная (+), образовавшаяся в результате перитектического превращения.

Быстрозакаленные сплавы отличаются большей однородностью и гомогенностью по сравнению с литыми латунными сплавами. Отсутствует пористость и дефекты, типичные для литых латуней: ликвации, сегрегации и др. неоднородности. Сплав до отжига имеет размер дендритных ветвей (зерен -фазы) 1-10 мкм. Проведенные исследования выявили, что высокая скорость охлаждения порядка 104 – 105 К/с позволяет получить однотипную равномерно-зернистую структуру с средним условным диаметром зерна 0,001-0,005 мм для толщины ленты 0, мм. Микротвердость такого сплава составляет ~2500-3000 МПа в зависимости от химического состава.

По литературным данным температура рекристаллизации исследуемых сплавов находится в пределах С [2,3]. Но наличие достаточно большого количества фосфора (7,5 масс.%) снижает температуру плавления данных сплавов, а следовательно, и температуру рекристаллизации.

Фотографии, полученные на сканирующем электронном микроскопе TESCAN Vega II LSH и металлографическом микроскопе «МЕТАМ РВ-22», показали, что изохронный отжиг в интервале температур 100 – 250 С и выдержке 40 минут не приводит к значительному изменению среднего условного диаметра зерна. При температуре 250 С начинается фазовая перекристаллизация, заключающаяся в резком возрастании количества -фазы и снижении количества -фазы. При температуре 250 °С и выше начинается процесс собирательной рекристаллизации, приводящей к увеличению среднего условного диаметра зерна Средний условный размер зерна до температуры 250 °С составляет ~0,001 мм и равен размеру зерна до отжига. При температуре отжига 400 °С размер зерна увеличивается в три раза и составляет 0,003 мм (рис. 1). Структура сплава после отжига в интервале температур 100 -200, 300 -500 °С более однородна по сравнению с быстрозакаленным латунным сплавом до отжига. Отжиг в интервале температур 200 – 300 С и 600 °С приводит к значительной неоднородности распределения всех легирующих компонентов данного сплава.

Отжиг при температуре 250 °С приводит резкому падению микротвердости образца. Это связано не со структурным фактором, так как размер зерна при этом не изменился, а с фазовыми превращениями, возникающими при данной температуре (увеличением количества -фазы и снижением количества -фазы) и значительной неоднородностью распределения легирующих компонентов.

а б а) температура отжига 100 °С, после травления;

б) температура отжига 400 °С, после травления Рис. 1. Микроструктура поверхности быстрозакаленной ленты Отжиг при температуре 600 °С также приводит к снижению микротвердости образца и значительной хрупкости быстрозакаленных лент. Это связано с неоднородностью распределения легирующих компонентов, сильной ликвации свинца и его коагуляции в различных областях быстрозакаленной ленты вследствие собственной низкой температуры плавления.

До температуры 600 °С дефектов структуры не наблюдается. При температуре 600 °С и выше по поверхности сплава возникают поры, размер дефектов колеблется от 0,005 до 0,06 мм. Появление дефектов вызвано охлаждением сплава после отжига на воздухе, а не в защитной атмосфере, в результате чего происходит выгорание цинка. Также причиной появления пор могут быть внутренние напряжения, возникающие из-за неоднородности материала.

Отжиг не снижает, как ожидалось, а несколько повышает значение микротвердости (кроме интервала температур 200 – 300 °С). Это связано с распадом метастабильных фаз с образованием дисперсных частиц.

Список литературы 1. Глезер, А.М. Структура и механические свойства аморфных сплавов / А.М. Глезер, Б.В. Молотилов. – М.:

Металлургия, 1992. – 208 с.

2. Иванов, А.И. Поведение металлов при повышенных нестационарных температурах и нагрузках / А.И. Иванов. – 1982. – 351 с.

3. Горелик, С.С. Рекристаллизация металлов и сплавов / С.С. Горелик. – М.: МИСИС, 2005. – 432 с.

The structure and microhardness of rapidly quenched brass in the following isochronous annealing. The parameters that determine the properties of the alloys Islands and temperature stability range of the material.

УДК 66.091 + 66.022. П.А. Витязь, Т.Л. Талако, Н.М. Парницкий (ГНУ «Институт порошковой металлургии НАН Беларуси») КОМПОЗИЦИОННЫЕ ПОРОШКИ НА ОСНОВЕ МОНОАЛЮМИНИДА ЖЕЛЕЗА, ПОЛУЧАЕМЫЕ МЕТОДОМ МЕХАНОАКТИВИРУЕМОГО САМОРАСПРОСТРАНЯЮЩЕГОСЯ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОГО СИНТЕЗА Представлены результаты исследований структуры и фазового состава композиционных порошков на основе моноалюминида железа, упрочненных тонкодисперсными включениями оксида алюминия, полученных методом МАСВС.


Обсуждаются возможности легирования моноалюминида железа хромом.

Интерес к проблеме получения композиций на основе интерметаллидов обусловлен повышением качества продукции машиностроения, что невозможно без создания и широкого внедрения в производство новых материалов и ресурсосберегающих технологий. В последнее время пристальное внимание уделяется разработке способов получения и исследованию свойств порошковых материалов на основе алюминидов железа [1-2].

Известно, что композиты интерметаллид / оксид обеспечивают существенно лучшие механические свойства материалов при повышенных и высоких температурах. Так, например, в дисперсноупрочненном оксидами интерметаллиде FeAl наблюдается трехкратное увеличение напряжения пластического течения по сравнению со спеченным FeAl. Стабильность механических свойств материала сохраняется после 1000 часов термической обработки при 700 °С [3].

В настоящее время основной задачей является разработка более экономичных технологий получения интерметаллидов.

В этой работе для получения композитов интерметаллид / оксид рассматривали один из перспективных методов получения материалов – метод механически активируемого самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (МАСВС). МАСВС состоит из двух этапов. На первом этапе происходит обработка реакционной шихты в течение короткого промежутка времени в энергонапряженном аппарате активаторе (механоактивация (МА)), а затем в сформированных прекурсорах осуществляется самораспространяющийся высокотемпературный синтез (СВС). Благодаря высоким скоростям химических реакций в активированных материалах и пониженным температурам синтеза, методом МАСВС можно успешно получать требуемые композиционные материалы [4].

Целью настоящей работы являлось исследование структуры и свойств композиционных порошков на основе моноалюминида железа, получаемых методом МАСВС.

В качестве базовой для исследований была выбрана композиция Al0.4Fe0.6/Al2O3 с содержанием интерметаллида порядка 92-94 масс.% и оксида – 6-8 масс.%. Для изучения возможности легирования моноалюминида железа хромом к реакционной смеси, содержащей порошки железа, оксида железа и алюминия, добавляли порошки оксида хрома и сплава ПХ-30.

Механоактивацию реакционной шихты осуществляли в аттриторе А-4,5 производства ГНУ ИПМ. Процесс синтеза осуществляли в экспериментальном реакторе постоянного давления, оснащенном трубчатой печью с нихромовыми нагревателями для предварительного подогрева шихты.

После извлечения из контейнера продукты синтеза подвергали дроблению, размолу и классификации.

Микроструктуру полученных порошков исследовали методами оптической и сканирующей элекронной микроскопии с микрорентгеноспектральным анализом (оптические микроскопы «Polyvar», Австрия и «Neophot 20», Германия;

сканирующий электронный микроскоп высокого разрешения «Mira» фирмы «Tescan», Чехия, с микрорентгеноспектральным анализатором «INCA 350» фирмы «Оxford Instruments», Англия).

Рентгеноструктурный анализ проводили на дифрактометре общего назначения ДРОН-3.0 в СuК монохроматизированном излучении с использованием системы автоматизации, включающей все функции управления гониометром и программную часть, содержащую пакет программ по сбору, обработке и анализу полученных данных. Сбор и обработку информации осуществляли с помощью программы «WinDif».

Расшифровку фазового состава полученной рентгенограммы проводили в программе Crystallographica Search Match (Oxford).

Микродюрометрические исследования проводили на микротвердомере «Akashi», Япония, при нагрузках и 50 г. Результаты исследований показали, что во всех исследованных системах механоактивация обеспечивает полноту превращения. Типичные дифрактограммы полученных порошков представлены на рисунке 1.

Рис. 1. Дифрактограммы композиционных порошков FeAl/Al2O3 и Fe1-хCrхAl/Al2O3, полученных методом МАСВС Как видно из рисунка, все основные рефлексы соответствуют линиям моноалюминида железа. Отражения от исходных фаз в продуктах синтеза не идентифицируются. При этом самостоятельных рефлексов, характерных для металлического хрома и его соединений, на дифрактограмме хромсодержащих порошков не обнаружено, что может свидетельствовать о растворении хрома в решетке моноалюминида железа в процессе синтеза. Это подтверждается данными микрорентгеноспектрального анализа (рисунок 2), согласно которым в каждой анализируемой локальной точке присутствует хром, причем его содержание в аналогичных компонентах структуры достаточно равномерное. На больших увеличениях в структуре светлой интерметаллидной матрицы четко выделяются более темные включения оксидов размером от 150 до 700 нм.

Сравнение картин распределения элементов в характеристических излучениях железа, алюминия, хрома и кислорода позволяет сделать вывод, что это оксиды алюминия. Отсутствие отражений оксида алюминия на дифрактограммах обусловлено, очевидно, их невысоким относительным содержанием в композиции и малым размером. Полученные результаты хорошо согласуются с результатами, полученными нами ранее [5].

Спектр O Al Cr Fe % % % % Спектр 1 1.59 16.34 21.26 60. Спектр 2 22.43 25.73 13.49 38. Спектр 3 17.13 21.78 15.12 45. Спектр 4 13.99 28.40 14.27 43. Спектр 5 12.82 24.54 15.22 47. Спектр 6 10.92 21.87 15.84 51. Рис. 2. Поперечное сечение и результаты точечного микрорентгеноспектрального анализа композиционной частицы порошка Fe1-хCrхAl/Al2O3, полученного методом МАСВС Микротвердость полученных порошков в зависимости от состава реакционной шихты и режима получения варьируется в диапазоне от 1,7 до 4,6 ГПа.

Таким образом, проведенные исследования показали, что легированный хромом моноалюминид железа может быть сформирован как в системах, полученных с использованием алюминотермической реакции восстановления оксида хрома, так и при использовании в качестве исходного порошка сплава ПХ30. Основной проблемой получения композиционных порошков является однородность распределения оксидных включений в объеме материала, которая обеспечивается подбором оптимальных режимов механической активации и последующего синтеза.

Список литературы 1. Liu, C.T. Ordered intermetallic alloys: an assessment / C.T. Liu [et. al.] // Intermetallics. – 1997. – Vol. 5. – P. 579-596.

2. Revol, S. Industrial Applications of FeAl40 Grade 3. / S. Revol, S. Launois, R. Baccino. // PM2001, Superalloys/Intermetallics. – 2001. – P. 421-426.

3. Subramanian, R. Iron-aluminide-Al2O3 composites by in situ displacement reactions: processing and mechanical properties / R. Subramanian [et. al..] // Mater. Sci. Eng. A. – 1998. – V. 254. – P. 119-128.

4. Левашов, А.Е., Физико-химические и технологические основы самораспространяющегося высокотемпературного синтеза. / А.Е. Левашов [и др.]. – М.: Издательство БИНОМ, 1999. – 176 с.

5. Talako, T. Combustion Synthesis of Nanocomposite Powders Using a Mechanically Activated Process. / T.L. Talako, A.I.

Letsko, T.Ph. Grigorieva. // Combustion Science and Technology. – 2010. – Vol. 182, Issue 11. – P. 1598-1609.

Results of investigations of structure and properties of composite powders based on iron monoaluminide and strengthened with fine dispersed alumina inclusions, produced by mechanically activated self-propagating high-temperature synthesis, are presented.

Possibilities of alloying of iron monoaluminide with chromium are discussed.

УДК 621.785.545:669. А.Е. Вуец (Национальный технический университет «Харьковский политехнический институт») СОЗДАНИЕ АДЕКВАТНОЙ МАТЕМАТИЧЕСКОЙ МОДЕЛИ ТЕМПЕРАТУРНОГО ПОЛЯ ПРИ СКОРОСТНОМ НАГРЕВЕ В ПРОЦЕССЕ ОТПУСКА Статья посвящена прогнозированию термических процессов путем моделирования температурных полей во время нагрева токами высокой частоты (ТВЧ) в процессе отпуска.

Целью работы было моделирование температурных полей при скоростном отпуске с нагревом ТВЧ, которое даст возможность спрогнозировать температуру по сечению изделия. Это позволит подобрать оптимальное время нагрева, которое обеспечит проведение равномерного нагрева от поверхности к сердцевине изделия, что поможет решить главную задачу при проведении скоростного отпуска.

Тепловое поле характеризуется пространственным распределением температуры и плотности потока тепловой мощности. Уравнения теплового поля в дифференциальной форме имеют вид:

div pт = Q - U/ t (1) pт = -k*grad T (2) U/ t = (*C*T)/ t = *C*dT/dt, (3) где pт – плотность потока тепловой мощности, Вт/м;

Q – объёмная плотность мощности сторонних источников тепла, Вт/м3;

U – объёмная плотность внутренней тепловой энергии вещества, Дж/м3;

k – теплопроводность вещества, Вт/К*м;

T – температура, – плотность вещества, кг/м3;

C – удельная теплоёмкость вещества, Дж/кг* К.

Выражение (1) - фундаментальное уравнение теплового поля;

Выражение (2) – уравнение, описывающее теплопроводящие свойства вещества;

(3) - уравнение, описывающее динамические тепловые свойства вещества [1].

Подставив выражения (2) и (3) в выражение (1), получим:

*C*T/t - div(k*grad T) = Q. (4) Выражение (4) – уравнение теплопроводности относительно поля температур. Это уравнение описывает динамический режим теплового поля. В статическом режиме T/t = 0, поэтому:

-div(k*grad T) = Q. (5) Выражение (4) называют параболическим, а выражение (5) – эллиптическим.

Т.к. целью является моделирование теплового поля, меняющегося со временем, необходимо воспользоваться параболическим уравнением (4), которое и описывает динамический режим теплового поля.

Пакет MatLab содержит приложение PDEToolbox, которое обеспечивает решение дифференциальных уравнений в частных производных методом конечных элементов в двухмерной постановке. При этом область построения разбивается на конечное число элементарных подмножеств стандартной формы (конечные элементы). В системе MatLab эти конечные элементы представляют собой криволинейные треугольники.

Приложение включает в себя интерфейс, инструменты задания формы уравнений и граничных условий, процедуру автоматической генерации сетки конечных элементов, средства для визуализации полученного решения и его анимации.

В пакете PDEToolbox краевая задача теплопроводности базируется на уравнениях (4), (5). Приведенная система уравнений дополняется условиями однозначности, которые включают в себя:

- геометрические условия, которые определяют форму и размеры области, в которой протекает исследуемый процесс;

- граничные условия, которые определяют особенности протекания процесса на границах исследуемой области (граничные условия Дирихле или Неймана);

- физические условия задаются теплофизическими свойствами вещества, которое заполняет исследуемую область, т.е. марки стали. Кроме того, они учитывают распределение внутренних источников и стоков теплоты по объему;

- временные (начальные) условия содержат распределение искомой величины в начальный момент времени.

Моделирование тепловых полей при проведении скоростного отпуска с нагревом ТВЧ в теле образцов, имеющих цилиндрическую форму, проводилось для высоколегированной стали 20Х13. Температура нагрева для данного вида термической обработки выбрана 700 °С.

Моделирование температурных полей по сечению образца путем решения дифференциального уравнения теплопроводности в частных производных при скоростном нагреве ТВЧ и обычном печном нагреве будет отличаться. При нагреве ТВЧ в отличие от печного, выделение теплоты происходит непосредственно в зонах образца, подвергаемых воздействию переменного магнитного поля и электрического тока. Глубина проникновения тока в металл зависит от частоты тока и физических свойств металла. В начале нагрева теплота выделяется в слое, равном глубине проникновения тока в холодный металл, обладающий ферромагнитными свойствами. Температура в данный период нагрева будет резко возрастать лишь в тонком поверхностном слое (скин-слой).

Когда температура поверхностного слоя металла достигнет точки Кюри, магнитная проницаемость его станет близкой к единице и количество теплоты, выделяющейся в этом слое, уменьшится. Это приведет к замедлению повышения температуры. Так как конечное распределение температуры устанавливается за определенный промежуток времени, часть тепловой энергии за счет теплопроводности будет отводиться в глубь изделия. Чем выше скорость нагрева, тем меньше влияние фактора теплопроводности и тем более резким будет спадание температуры за горячим слоем. Для уменьшения перепада температуры по сечению нагретого слоя при нагреве ТВЧ скорость нагрева приходится снижать, что приводит к переносу значительного количества теплоты в сердцевину изделия. При скоростном отпуске с помощью ТВЧ необходимо именно такие рекомендации, вследствие чего к концу нагрева достигается минимальный перепад температуры по сечению [2].

Для расчёта приближенной глубины проникновения тока или скин-слоя (dskin, м) в металле воспользуемся формулой(6):

d skin 503, (6) m f где — удельное сопротивление, Ом*м;

— относительная магнитная проницаемость, f — частота тока (f = 400 000 Гц).

По формуле (6) просчитаем скин-слой для стали 20Х13 при нагреве ТВЧ до 700 °С. Подставив в уравнение значение µ и при температуре 20 °С и 700 °С посчитаем крайние точки слоя. Усреднив полученные значения, найдем приближенное значение величины скин-слоя dskin 0,405 мм.

При моделировании не учитывалось:

- влияние предшествующей отпуску термической обработки, т.е. закалки (глубина закаленного слоя, его твердость и микроструктура);

- скорость нагрева до заданной температуры (принимаем, что скин-слой по всей толщине имеет постоянную температуру 700 °С и достигает её мгновенно);

- отсутствуют дополнительные источники тепла, кроме основного, т.е. объемная плотность мощности сторонних потоков Q = 0;

- нет конвективного теплообмена поверхности с окружающей средой, т.е. коэффициент конвективного теплообмена h=0.

В приложении PDEТool для решения дифференциального уравнения теплопроводности необходимо вводить значения в системе СИ. Искомой величиной является температура (U), выраженная в градусах Кельвина. Для упрощения восприятия модели при графическом выводе имеем возможность вывести показания температуры в градусах Цельсия. Для этого в окне установления параметров графика, прописываем заданную функцию «U-273».

Рассмотрим конкретную модель распределения температурных полей.

Из рисунка 1 видно, что цилиндрический образец диаметром 4 мм при скоростном нагреве до 700 °С прогревается равномерно от поверхности к сердцевине за 1 секунду (Т=6 °С).

Рис. 1. Распределение температурного поля при скоростном отпуске 700 °С в образце из стали 20Х13 диаметром 4 мм (время 1 с) В цилиндрическом образце диаметром 10 мм, вследствие значительного увеличения диаметра, температурное поле за 1 секунду (рис. 2а) распределится крайне неравномерно от поверхности к центру (Т = 450 °С).

Путем моделирования показано, что для образцов с таким диаметром оптимальным временем нагрева для достижения минимального перепада температур по сечению (Т = 20 °С) является 5 секунд (рис. 2б).

а) б) Рис. 2. Распределение температурного поля при скоростном отпуске 700 °С в образцах из стали 20Х13 диаметром 10 мм (а – 1 секунда;

б – 5 секунд) Массив данных, представляющий результаты моделирования, может в дальнейшем изучаться для уточнения закона распределения температуры в различных точках образца и при различной длительности процесса.

Список литературы 1. Шмелев, В.Е. Partial Differential Equations Toolbox, Инструментарий решения дифференциальных уравнений в частных производных. – [Электронный ресурс]. – Режим доступа: http://matlab.exponenta.ru/pde/book1.

2. Головин, Г.Ф. Высокочастотная термическая обработка: Вопросы металловедения и технологии. / Г.Ф. Головин, М.М. Замятнин. – Л.: Машиностроение. Ленингр. отд-ние, 1990. – 239 с.

The given work is devoted to the forecasting of thermal processes (tempering) at heating by high frequency currents (HFC) by temperature fields modeling.

УДК 539.21: 669. Л.В. Жилко, В.Г. Шепелевич (Белорусский государственный университет) ЗЕРЕННАЯ СТРУКТУРА СПЛАВОВ СИСТЕМЫ АЛЮМИНИЙ – ОЛОВО, ПОЛУЧЕННЫХ ВЫСОКОСКОРОСТНОЙ КРИСТАЛЛИЗАЦИЕЙ Исследована закономерность формирования структуры материала при производстве фольг сплавов системы Al – Sn сверхбыстрой закалкой из расплава.

Важной задачей в материаловедении является получение новых материалов с заданными свойствами.

Метод получения материалов высокоскоростной кристаллизацией позволяет измельчить структурные составляющие, получить метастабильные фазы, значительно увеличить взаимную растворимость компонентов при образовании твердых растворов, а также значительно повысить эксплуатационные характеристики ранее известных и используемых материалов [1, 2]. Исследование структуры и фазового состава позволяет достигнуть возможности управления свойствами исследуемых сплавов. Сплавы алюминия относятся к конструкционным материалам, важнейшей характеристикой которых является прочностные и пластические свойства. Научный и практический интерес представляют сплавы, легированные оловом. Целью данной работы являлось изучение закономерностей формирования структуры сплавов системы алюминий – олово при получении фольг методом высокоскоростной закалки из расплава.

Объектами исследования являлись фольги сплавов Al – Sn, с концентрацией олова 1,5 – 3,0 масс.%, полученные сверхбыстрой закалкой из расплавов. При изготовлении фольг каплю расплава массой 0,2…0,3 г выплескивали на полированную внутреннюю поверхность вращающегося медного цилиндра диаметром 20 см и частотой вращения 25 об/с. Скорость охлаждения массивных образцов составляет 102 К·с-1, скорость охлаждения расплава при получении фольг, как показал расчет [3], достигает 106 К·с-1. Толщина исследуемых фольг 40…80 мкм. Для изучения морфологии поверхности полученных фольг, а также для определения ее фазового состава в работе использовали растровый электронный микроскоп LEO 455 VP. При помощи рентгеноструктурного анализа описана текстура фольг методом обратных полюсных фигур. Полюсные плотности дифракционных линий рассчитывали по методу Харриса [4]. Исследования проводились на дифрактометре ДРОН-4 в медном (СuК ) излучении при стандартной методике симметричной съемки.

Использованный в работе метод позволяет получить металлические фольги толщиной от 1 до 100 мкм, длиной 2 – 10 см, и шириной, не превышающей 1 см. Сторона фольги, прилегающая к кристаллизатору, имеет гладкую блестящую поверхность и условно называется стороной А. Противоположная сторона характеризуется сложным неоднородным рельефом с множеством выступов и впадин и называется стороной В.

На рисунке 1 представлены фотографии зеренной структуры быстрозатвердевших фольг системы Аl – 1,5 масс. % Sn и Аl – 3,0 масс. % Sn. Высокоскоростная кристаллизация сплавов, вызывая сильное переохлаждение жидкой фазы, приводит к измельчению зеренной структуры.

а б в г Рис. 1. Зеренные структуры быстрозатвердевших фольг сплавов системы Al – 1,5 масс. % Sn (а, б) и Al – 3,0 масс. % Sn (в, г): сторона А – а, в, сторона В – б, г Распределение максимальных хорд сечений зерен на поверхности А и В по размерным группам представлены на рисунке 2. Основная доля максимальных хорд сечений зерен как на стороне А, так и на В лежит в промежутке 10…20 мкм. В результате статистической обработки фотографий фольг с различным содержанием олова в исследуемых образцах обнаружено, что средний размер зерен сплава Аl – 1,5 масс. % Sn для стороны А и В равны 25 и 24 мкм соответственно. Для быстрозатвердевших фольг сплава Аl – 3,0 масс. % Sn средний размер зерна для стороны А составляет 27 мкм, а для стороны В – 17 мкм.



Pages:   || 2 | 3 | 4 | 5 |   ...   | 12 |
 





 
© 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.