авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ БИБЛИОТЕКА РОССИИ

КОНФЕРЕНЦИИ, КНИГИ, ПОСОБИЯ, НАУЧНЫЕ ИЗДАНИЯ

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


Pages:     | 1 || 3 | 4 |   ...   | 12 |

«3 СОДЕРЖАНИЕ ...»

-- [ Страница 2 ] --

Частота, % Частота, % Размерные группы, мкм Размерные группы, мкм а б Рис. 2. Распределение максимальных хорд сечений зерен по размерным группам на различных сторонах образцов фольг сплавов системы Al – Sn с содержанием олова: (а) – 1,5 масс. %, (б) – 3,0 масс. % В фольгах исследуемых сплавов образуется преимущественная ориентировка зерен. На рис. 3 приведена прямая полюсная фигура плоскостей {111} сплава Al – 1,5 и 3,0 масс. % Sn. Центр проекций круга совпадает со стереометрической проекцией нормали фольги. Гномостереометрические проекции плоскостей {111} различных зерен расположены преимущественно в центре круга проекций или незначительно смещены от него.

Это указывает на формирование аксиальной текстуры (111) в быстрозатвердевших фольгах.

б в а Рис. 3. Прямые полюсные фигуры гномостереографических проекций плоскостей {111} для стороны А фольг сплавов Al – 1,5 масс. % Sn (а) и Al – 3,0 масс. % Sn (б) и шкала уровня интенсивности (в) Для описания преимущественной ориентации зерен при помощи обратных полюсных фигур приводили расчет полюсных плотностей дифракционных линий. Их значения для стороны А фольг сплавов, содержащих 1,5 – 3,0 масс. % Sn, приведены в таблице 1.

Таблица 1 – Полюсные плотности дифракционных линий алюминия в фольгах сплава Al – Sn, с содержанием олова 1,5 и 3,0 масс. % Концентрация олова, Дифракционные линии масс. % 200 220 311 222 331 1,5 0,3 0,2 0,3 4,5 0,4 0, 3,0 0,4 0,3 0,3 3,4 0,7 0, Наибольшим значением полюсной плотности характеризуется дифракционная линия 222, что подтверждает формирование текстуры (111) в быстрозатвердевших фольгах сплавов Al – (1,5 – 3,0) масс. % Sn.

С увеличением концентрации олова значение полюсной плотности незначительно уменьшается. Следует отметить, что в алюминии и его сплавах, получаемых традиционными методами с небольшой скоростью охлаждения формируется текстура {100} [4].

Таким образом, в быстрозатвердевших фольгах сплавов системы Al – Sn, содержащих 1,5…3,0 масс. % олова, формируется текстура алюминия (111). 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.

Список литературы 1. Высокоскоростное затвердевание расплава (теория, технология и материалы) / В.А. Васильев [и др.], под общей ред.

Б.С. Митина. – М.: СП ИНТЕРМЕТ ИНЖИНИРИНГ, 1998. – 400 с.

2. Быстрозакаленные металлические сплавы: материалы 5 международной конференции / под ред. С. Штиба, Г.

Варлимонтс – М.: Металлургия, 1989. – 376 с.

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

4. Вассерман, Г. Текстуры металлических материалов / Г. Вассерман, И. Гренев – М.: Металлургия, 1969. – 654 с.

Researches structures of grain of foil alloys Al – 1,5…3,0 wt. % Sn are presented. In rapidly solidified foil alloys of Al – Sn system, containing to 1,5…3,0 wt%. Sn, the structure (111) is formed. Average sizes of grains are ~ 24 µm for Al – 1,5…3,0 wt. % Sn.

УДК 621.793.6:621. С.А. Князев (Национальный технический университет «Харьковский политехнический институт») БОРИРОВАНИЕ СО СКОРОСТНЫМ НАГРЕВОМ ТВЧ – КАК СПОСОБ ПОВЫШЕНИЯ ЭРОЗИОННОЙ СТОЙКОСТИ КРОМОК ЛОПАТОК ПАРОВЫХ ТУРБИН Рассмотрена проблематика эрозионного упрочнения материала для лопаток паровых турбин. В качестве одного из вариантов упрочнения предложена технология борирования со скоростным нагревом ТВЧ.

Одной из актуальных проблем материаловедения остается повышение износостойкости деталей машин.

Эффективным методом решения подобного рода задач можно считать методы локального, поверхностного упрочнения. Наиболее известными являются методы химико-термической обработки (ХТО) в часности борирование. Однако в современных реалиях практически все традиционные методы ХТО с длительным нагревом и выдержками требуют значительных затрат энергии, химических реагентов и времени. Поэтому практический интерес представляет использование скоростного нагрева. Грамотное сочетание ХТО и скоростного нагрева ТВЧ позволяет получить упрочненные слои за минуты или, даже секунды нагрева, повышая тем самым производительность обработки и сокращая энергозатраты.

В работе рассматривается возможность применения совместного борирования с нагревом ТВЧ для обработки высоколегированной стали мартенситного класса с целью повышения эрозионной стойкости данного материала.

Эрозионное изнашивание является одной из главных причин, которое сдерживает увеличение времени непрерывной работы паровых турбин и уменьшение количества и продолжительности межремонтных простоев.

В настоящее время для повышения эрозионной стойкости лопаток турбин (в основном именно они подвержены наиболее интенсивному изнашиванию) применяются методы осаждения и диффузного насыщения металлами, конденсационные покрытия (азотирование, многокомпонентные покрытия), электроискровое упрочнение и легирование рабочей поверхности, закалка ТВЧ кромок лопаток турбин, припайка защитных пластин, наплавка твердосплавными стеллитовыми сплавами, механическую и термомеханическую обработку поверхности.

Разрабатываются новые, сложнолегированные стали феррито-мартенситного класса, жаропрочные сплавы, применяется объемное и поверхностное модифицирование и т.п. [3, 4, 5, 6]. Несмотря на применение перечисленных технологий проблема эрозионного изнашивания остается.

Известно, что вследствие борирования сталей образовываются боридные слои, которые состоят из боридов FeB, Fe2B и твердого раствора бора в железе [1], что обуславливает их значительную износоустойчивость и эрозионную стойкость [2]. Однако при каплеударном воздействии даже однофазный борированный слой, имеющий сплошную текстурированную морфологию, пониженную микротвердость и хрупкость, склонен к продавливанию и растрескиванию. Это и предопределяет его непригодность для работы в особых условиях [2].

Технология, разрабатываемая автором, существенно упрощает задачу упрочнения. Упрочнению подвергается только кромка лопатки, без изменения структуры основного металла. Основной задачей в экспериментах ставилось получение на протяжении всего участка лопатки, подверженного эрозионному износу, сплошного борированного слоя.

В общих чертах технология подразумевает такие операции: приготовления борсодержащей насыщающей пасты, подготовку упрочняемой поверхности к насыщению, нанесению пасты, нагрев и выдержку деталей по заданному режиму, охлаждение и очищение деталей от пасты. Техническое обеспечение контроля получения борированных слоев обеспечивалось записью кривой нагрева и охлаждения с применением скоростного сбора массива данных системой «термопара – аналогово-цифровой преобразователь (АЦП) – компьютер» с последующей обработкой;

контролем толщины пасты, величины зазора между индуктором и лопаткой, мощности нагрева и скорости перемещения лопатки относительно индуктора;

равномерным перемещением лопатки.

Результатом борирования с нагревом ТВЧ является получение достаточно толстого борированного слоя (от 50 до 350 мкм) за несколько секунд нагрева. Микротвердость полученных слоев составляла от 8000-16000 МПа, при этом ни в одном из замеров на отпечатке не обнаруживались микротрещины. Микроструктура борированного слоя иногда имела морфологию перекристаллизованной дендритной структуры, однако, в основном, имеет структуру боридной эвтектики или квазиэвтектики с составом (Fe2B+(B)) с дополнительными фазами Fe2B, карбоборидов. Характер образования структур с указанными особенностями объясняется рядом причин, связанных с реализацией высокой скорости нагрева ~ 1000 оС/с и выше. К этим причинам относятся:

значительные величины перегрева/переохлаждения системы по отношению к равновесным температурам фазовых переходов;

концентрационная и структурная неоднородность вследствие малых периодов процесса;

действие повышенных температур и прочее. Образование равномерной, сплошной зоны борирования обеспечивается выдержкой зазора между лопаткой и индуктором, стабилизацией мощности на протяжении всего времени нагрева, а также равномерным движением изделия. Исследования процесса борирования с нагревом ТВЧ показали, что при такой технологии обработки могут образовываться структуры даже более эффективные при работе в условиях эрозионного изнашивания, чем однофазный боридный слой. Новые структуры борированного слоя имеют пластичную матричную структуру (предположительно твердый раствор бора в железе), упрочненную частичками, фазы с повышенной твердостью. Кроме того, в связи с большим, чем у углерода сродством бора к железу, возникают условия подавления процесса выделения карбидной фазы по границам зеренной микроструктуры в сталях. Это повышает прочность границ зерен и уменьшает склонность структуры к выкашиванию при эрозионном изнашивании.

Возможность непосредственного использования технологии на лопатках турбин проверялось на модельных образцах.

На рисунке 1 представлена технология борирования с нагревом ТВЧ на модельном образце.

Рис. 1. Модельный образец с пастой и схема нагрева В качестве модельного образца использовали фрагмент лопатки, вырезанной у кромки изделия. Такая схема испытаний позволяет приблизить экспериментальную технологию к реальным условиям производства.

Параметры слоев, получаемых на модельных образцах, примерно такие же, как и у рассмотренных выше.

Отличие в обработки заключается лишь в уменьшении скорости перемещения в связи с применением более протяженного и изогнутого индуктора (применяется для того, чтобы в зону нагрева попадала закругленная часть кромки). Главным условием является отсутствие следов плавления обрабатываемого металла и спекания насыщающей пасты с поверхностью.

Кроме упрочнения лопаток паровых турбин, процесс ХТО с ТВЧ нагревом может также использоваться для упрочнения валов, зубчатых колес, деталей насосов в нефтедобывающей области, режущего и штамповочного инструмента и т. п.

Разработанная технология борирования со скоростным нагревом ТВЧ имеет не только большую актуальность и практический интерес, но и значительную теоретическую ценность, поскольку механизмы влияния скоростного нагрева на процессы ХТО на сегодня достаточно мало изучены.

Список литературы 1. Термическая обработка в машиностроении. Справочник / под ред. Ю.М. Лахтина, А.Г. Рахштадта. – М., 1980. – 350 с.

2. Ляхович, Л.С. Борирование стали / Л.С. Ляхович. - М., 1978. - С.76-87, 89-91, 98-103.

3. Дурягіна, З.А.. Використання методів радіаційно-променевих технологій для деталей машин енергетичного обладнання. / З.А. Дурягіна, Т.Л. Тепла. – Киев: Національний університет "Львівська політехніка", 2007 – С. 19-21.

4. Богуслаев, В.А. Лопатки турбины: в 2 ч. / В.А. Богуслаев. – Запорожье: ОАО «Мотор Сич», 2003. – Ч. 2.

Технологическое обеспечение эксплуатационных характеристик деталей ГТД. – 420 с.

5. http://uravia.narod.ru/ 6. http://www.turbinass.ru/ In article the problematics of erosive hardening of a material for shovels of steam turbines is considered. As one of hardening variants the technology of boronizing with high-speed heating HFC is offered.

УДК 678:66.08/. А.Н. Омельченко, М.А. Чеботарев, А.С. Рамш, А.Г. Синайский, С.К. Курлянд (ФГУП «Научно-исследовательский институт синтетического каучука имени академика С.В. Лебедева») ДИЭЛЕКТРИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ ГИБРИДНЫХ НАНОКОМПОЗИТОВ НА ОСНОВЕ УРЕТАНОВЫХ ОЛИГОМЕРОВ С КОНЦЕВЫМИ АЛКОКСИСИЛАНОВЫМИ ГРУППАМИ Методом диэлектрической спектроскопии изучены гибридные полиуретановые нанокомпозиты, получаемые гель-золь технологией на основе уретан-силоксановых олигомеров. Проанализированы основные релаксационные области в связи со структурой композитов.

В настоящее время уретановые олигомеры с концевыми реакционноспособными алкоксисилановыми группами являются одним из перспективных видов гибридных полимеров. Особенностью таких материалов является способность отверждаться влагой воздуха с образованием трехмерной разветвленной структуры.

На диэлектрических спектрах полиуретанов имеется несколько областей - и -переходов, обязанных различным формам дипольной подвижности. Наиболее интенсивный пик потерь (-переход) принадлежит исходному полиэфиру. Его интенсивность и температурное положение зависит от природы кинетического сегмента полиэфира и его молекулярных параметров, а в композиционных системах определяется составом композита и различными эффектами, связанными с его внутренней организацией. Картина -переходов при температурах ниже стеклообразного перехода определяется боковыми группами полиэфира, а выше – полярной частью концевого комплекса.

Методом диэлектрической спектроскопии изучены образцы гибридных уретан-силоксановых композитов, получаемых по золь-гель технологии, где в качестве полимерной составляющей были взяты олигомеры на основе простого полиэфира ПОПГ (Лапрол) различной молекулярной массы, диизоцианат и аминметоксисиланы различной функциональности (ди- и триметоксисиланы). Отверждение таких олигомеров под воздействием влаги воздуха приводит к образованию гомогенно распределённого неорганического компонента – наночастиц (НЧ) на основе оксида кремния –Si–O–, являющихся одновременно и специфическим наполнителем и узлом сшивки в полимерной матрице. В структурном отношении образующаяся НЧ представляет собой хорошо скомпенсированную дипольную конструкцию. На диэлектрических релаксационных спектрах (ДРС) только в существенно неравновесных условиях удается увидеть релаксационные переходы, связанные с дипольной подвижностью внутри частицы. ДРС снимали с использованием диэлектрического моста TR-9701 с ячейкой трёхэлектродного типа на частоте 110 Гц в интервале температур от -150 0С до +150 0С.

На рис. 1 представлены тепловые ДРС образцов, полученных на основе Лапрола с ММ=12000 (1), 2000 (2), 500 (3).

- tg* 100 T, C -150 -100 -50 0 Рис. 1. ДРС уретан-силоксановых олигомеров (УРСО) на основе Лапрола различной молекулярной массы При температуре около -110 0С виден -переход -СН3 группы, принадлежащий собственно ПОПГ. Выше 80 С имеет место -переход, связанный с проявлением сегментальной подвижности ПОПГ. Этот наиболее интенсивный переход наблюдается при ММ=12000.

При ММ=2000 -переход существенно меньше по интенсивности и значительно сдвинут в область положительных температур;

при малой молекулярной массе ММ=500 наблюдается достаточно слабый стеклообразный переход и существенно расширенный по температуре.

Выше температуры -перехода для представленных уретан-силоксановых олигомеров (УРСО) лежит вторичный -переход, обязанный концевому полярному комплексу.

Предполагается, что область указанного вторичного -перехода оказывается чувствительной к соседству НЧ. Имитацией такого влияния могут послужить диэлектрические спектры образцов олигомеров с введенным аэросилом.

При сравнении образцов исходного УРСО с ММ=12000 (1), его же с добавкой 5 %масс.

аминтриметоксисилана (2), и его же с добавкой 5 %масс. тетраэтоксисилана (3) сколь либо значимых отличий в температурном положении -перехода на ДСР не наблюдается. Несколько уменьшается только его интенсивность. Для образца 2 в области вторичного -перехода несколько уменьшается его интенсивность и наблюдается сдвиг его температурного положения приблизительно на 5 0С в сторону положительных температур.

Несколько иная картина наблюдается при рассмотрении образца с диметоксисилановым концевым фрагментом (рис. 2). Для этого случая (кривая 2) наблюдается увеличение интенсивности вторичного -перехода и сужение его температурного интервала при неизменном температурном положении.

- tg* T, C -80 -60 -40 -20 0 20 40 Рис. 2. ДРС образцов с различными концевыми фрагментами (с триметоксисиланом – 1, с диметоксисиланом – 2) Также этим методом были изучены образцы на основе Лапрола с ММ=2000. На рис. 3 представлены ДРС исходного уретан-силоксанового олигомера (1), его же с добавкой 30%масс. аминтриметоксисилана (2) и 10 %масс. аэросила (3).

- tg* 0 T, C -60 -40 -20 0 20 40 Рис. 3. ДРС образцов уретан-силоксанового олигомера УРСО(1), УРСО с добавкой 30 %масс.

аминтриметоксисилана (2) и УРСО с добавкой 10 %масс. аэросила (3) Видно, что введение аминтриметоксисилана на температурное положение - и -переходов не влияет, меняется лишь их интенсивность и ширина вторичного -перехода. Иная картина наблюдается для образца с добавкой аэросила. Помимо резкого возрастания интенсивности - и -переходов, происходит также сильное их смещение в низкотемпературную область (-перехода примерно на 15 С, -перехода примерно на 25 С). Это происходит вследствие лучшей фазовой сегрегации.

Hybrid polyurethanes nanocomposites, received by sol-gel technology based on urethan-siloxane olygomers are studied by the method of dielectric spectroscopy. The basic relaxation areas are analysed in connection with the structure of composites.

УДК 669.45+548. А.И. Пинчук, В.Г. Шепелевич, Л.П. Щербаченко (Брестский государственный технический университет) СТРУКТУРА И ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ФОЛЬГ БЫСТРОЗАТВЕРДЕВШЕГО ПРОМЫШЛЕННОГО ОЛОВЯННОГО ПРИПОЯ ПОС- Установлено, что с увеличением скорости охлаждения микротвердость образцов падает. В сплаве формируется преимущественная текстура (111) в свинце и текстура (100) в олове.

Материалы, полученные методами сверхбыстрой закалки из расплава, характеризуются образованием микрокристаллической структуры, расширением области растворимости легирующих элементов, измельчением или отсутствием сегрегации, что приводит к появлению совершенно нового класса конструкционных материалов, которые невозможно получить традиционными методами [1].

В качестве образца исследования был выбран оловянно свинцовый припой ПОС 61 (температура плавления 183–190 °C). Данный припой необходим для пайки и лужения печатных схем, радио- электроаппаратуры, точных приборов, имеющих высокогерметичные швы, а также в тех случаях, если недопустим перегрев и очень важно выдерживать нужную температуру. Из данного припоя изготовлены фольги путем кристаллизации капли расплава на внешней полированной поверхности быстровращающегося полого стального цилиндра диаметром 18 см. Максимальная длина полученных фольг припоя ПОС-61 достигала 7 см, ширина — 10 мм. Толщина исследуемой фольги находилась в пределах 30...80 мкм. Скорость охлаждения расплава, как показал расчет 2, находится в пределах 105…106 К/с. Линейная скорость поверхности кристаллизатора изменялась в пределах от 9,4 м/с до 28,3 м/с. Для определения фазового состава быстрозатвердевших фольг и их текстуры применялся рентгеноструктурный анализ. Исследования выполнялись на дифрактометре ДРОН – 3 в медном излучении.

Текстура фольг изучалась методом обратных полюсных фигур. Полюсная плотность дифракционных линий рассчитывалась по методу Харисса 3. Рентгеновское излучение при изучении текстуры падало на поверхность фольги А, контактирующую с поверхностью кристаллизатора, и на противоположную поверхность фольги В.

Исследование фазового состава и микроструктуры фольг проведено с помощью растрового электронного микроскопа LEO 1455VP. Определение объемной доли фаз и удельной поверхности межфазных границ сплава Sn + Pb осуществлено методом секущих 4. Измерения микротвердости H выполнены на приборе ПМТ – 3.

Масса нагрузки 10 г, время выдержки нагрузки 60 с. Погрешность измерения микротвердости не превышает 4 %.

Сторона, прилегающая к кристаллизатору, была гладкой и зеркальной, а противоположная сторона — матовой и бугристой (рис. 1).

Сторона А Сторона В Рис. 1. Микроструктура поверхности фольг припоя ПОС- На рисунке 2 представлено изображение микроструктуры поперечного сечения быстрозатвердевших фольг сплава.

Объемная доля двухфазного сплава ПОС 61, определенная методом секущих, для свинцовой фазы для стороны А (контактировавшей с диском-кристаллизатором) составляет 48 %, для стороны В (контактировавшей с атмосферой) - 46%. Объемная доля оловянной фазы для стороны А составляет 52%, для стороны В – 54%.

Удельная поверхность межфазных границ составила для стороны А S A (1330 60) мм1, для стороны В составила S B (1210 60) мм1.

Получена следующая зависимость микротвердости от скорости вращения кристаллизатора. С увеличением частоты вращения диска кристаллизатора (т.е. с увеличением скорости охлаждения) микротвердость падает:

(1000об/мин (9,4 м/с) – 102 МПа;

2000об/мин (18,8 м/с) – 96 МПа;

3000 об/мин (28,3м/с) – 89 МПа.

Сторона А Сторона В Рис. 2. Микроструктура быстрозатвердевших фольг припоя ПОС На рисунке 3 приведена диаграмма распределения размера выделенных фаз:

доля хорд, отн. единиц размерные группы, мкм Рис. 3. Распределение максимальных хорд сечений зерен на поверхности фольги промышленного сплава ПОС- по размерным группам Среди факторов, определяющих свойства материалов, большое значение имеет текстура. Наличие текстуры влияет на многие структурно-чувствительные свойства материалов: на прочность и твердость, анизотропию упругих, электрических, магнитных и других свойств. На дифрактограмме фольги промышленного сплава ПОС-61 наблюдаются дифракционные лини для свинца 111, 200, 220, 311, 331, 420 и для олова 200, 101, 220, 211, 301, 112. В таблицах 1 и 2 приведены значения полюсных плотностей дифракционных отражений.

Максимальное значение полюсной плотности принадлежит дифракционной линии 111 для свинца и дифракционной линии 200 для олова. Это свидетельствует тому, что в сплаве формируется преимущественная текстура (111) в свинце и текстура (100) в олове. Исследования показали, что с увеличением частоты вращения теплоприемника текстура не изменяется.

Таблица 1 – Полюсные плотности дифракционных линий свинца в быстрозатвердевших фольгах промышленного сплава ПОС- Частота вращения Дифракционные линии кристаллизатора, об/мин 111 200 220 311 331 1000 5,6 0,4 0,1 0,1 0 2000 5,2 0,4 0,2 0,2 0 3000 5,7 0,2 0 0,1 0 Таблица 2 – Полюсные плотности дифракционных линий олова в быстрозатвердевших фольгах промышленного сплава ПОС- Скорость вращения Дифракционные линии кристаллизатора, об/мин 200 101 220 211 301 1000 4,0 0,8 0 0,1 0 1, 2000 3,7 0,7 0,1 0,1 0 1, 3000 3,6 1,0 0,0 0,1 0 1, Полученные результаты могут быть объяснены тем фактом, что для быстрозакаленных сплавов характерна высокая химическая и фазовая однородность, достигаемые вследствие фиксации в твердом состоянии жидко подобной аморфной структуры или формирования микрокристаллической (нанокристаллической) структуры.

Список литературы 1. Калиниченко, А.С. Управляемое направленное затвердевание и лазерная обработка: теория и практика / А.С. Калиниченко, Г.В. Бергманн. – Минск: Технопринт, 2001. – 367 с.

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

3. Li D.Y., Szpunar J.F. A possible role for surface packing density in the formation of (111) texture in solidified FCC metals / D.Y. Li, J.F. Szpunar // J. mater. sci. lett. – 1994. – V. 13, № 21. – P. 1521 – 1523.

4. Шепелевич, В.Г. Взаимосвязь структуры и физических свойств сплавов висмут – сурьма / В.Г. Шепелевич, Э.Е. Гречанников. – Мозырь: УО МГПУ имени И.П. Шамякина, 2007. – 128 с.

It has been established that microhardness of quickly quenched foils of the industrially used solder POS-61 (ПОС-61) decreases with increase in its cooling rate. In the alloy preferential grain orientation (111) in lead and (100) in tin are formed.

УДК 620.178. И.Н. Степанкин, Е.П. Поздняков, В.С. Максачев (Гомельский государственный технический университет имени П.О. Сухого) КОНТАКТНАЯ УСТАЛОСТЬ БЫСТРОРЕЖУЩЕЙ СТАЛИ Р6М5 С ДИФФУЗИОННО УПРОЧНЕННЫМ КАРБОНИТРИДНЫМ СЛОЕМ Приведены результаты исследований быстрорежущей стали Р6М5 на контактную выносливость. Показаны особенности трансформации структуры поверхностного слоя металла, в том числе с упрочненным карбонитридным слоем.

Введение. Контактная усталость является достаточно распространенной причиной отказа большого количества деталей машин [1]. Её проявления являются одной из основных причин отказа подшипников качения, железнодорожных колес и рельс, зубчатых колес, плунжерных пар, штамповой оснастки и др.

Контактная усталость возникает в результате воздействия пульсирующей нагрузки на границе между контактирующими деталями. Под воздействием нагрузок в зоне контакта металл подвергается деформации с последующим зарождением поверхностных трещин. Образование трещины происходит под углом 45 к поверхности контакта. Немаловажное значение на интенсивность роста трещины имеет смазочная жидкость, присутствующая в зоне работы инструмента и оказывающая расклинивающий эффект уже образованной трещины. Дальнейший рост трещины происходит в направлении параллельном плоскости контакта и выходом на поверхность металла. Наибольшие по величине нагрузки возникают на поверхности штампового инструмента, особенно сложнопрофильного тяжелонагруженного инструмента для холодной высадки, выдавливания и чеканки. Величина нагрузок, возникающих на контактной поверхности штампов, может превышать 2000 МПа. В этом случае первые признаки контактной усталости проявляются уже на начальном этапе эксплуатации инструмента. Они характеризуются наклепом, приводящим к появлению микротрещин, образующих вследствие питтинг. Тяжелые условия работы инструмента диктуют необходимость применять высокопрочные стали для его изготовления, в том числе быстрорежущие, которые характеризуются высокой твердостью и жесткостью.

Объекты и методы исследований. Объектом исследований являлась быстрорежущая сталь Р6М5. С целью оценки возможности повышения контактной выносливости материала исследовали образцы без упрочнения и упрочненные посредством низкотемпературной нитроцементации. Технологические режимы формирования упрочненного слоя предполагали применение криогенной обработки для получения высоколегированного мартенсита, обеспечивающего высокую жесткость металла. Низкотемпературную нитроцементацию проводили в среде триэтаноламина при температуре 555±5 С в течение 8 часов после закалки и отпуска экспериментальных образцов.

Криогенную обработку осуществляли в жидком азоте на различных этапах термической обработки образцов, таблицы 1 и 2.

Таблица 1 – Режимы термической обработки экспериментальных образцов из стали Р6М5 без упрочнения поверхностного слоя Номер Температура Стадия применения криогенной Твердость, Температура отпуска, С партии обработки HRC закалки, С I II III образцов отпуск отпуск отпуск 1 200 - - 63- 2 560 - - непосредственно 64- после закалки 3 560 560 - 64- 4 560 560 560 64,5-65, 5 560 200 - после первого отпуска 65- 6 560 560 560 после второго отпуска 64,5-65, Таблица 2 – Режимы термической обработки экспериментальных образцов из стали Р6М5, упрочненных низкотемпературной нитроцементацией Номер Темпе- Стадия применения Микротвердость, ГПа Температура отпуска, С партии ратура криогенной обработки I II III образцов закалки, С отпуск отпуск отпуск поверхности сердцевины 1 200 - - 11 8, 2 560 - - непосредственно после 9,4 8, закалки 3 560 560 - 9 8, 4 560 560 560 11 8, 5 560 - - после первого отпуска 12 8, 6 560 560 - после второго отпуска 11 8, Интенсивность накопления усталостных повреждений в поверхностном слое инструмента при многократном контактном воздействии на материал исследовали на установке для испытаний на контактную усталость и износ [2]. Данная установка обеспечивает контактное нагружение торцовой поверхности плоской части образца за счет его прокатывания по рабочей поверхности дискового контртела. Исследования структуры проводились на оптическом микроскопе Метам РВ-22 при увеличениях 100…1000 крат. Твердость определялись на микротвердомере ПМТ-3 с нагрузкой 2Н и прессе Роквелла.

Результаты исследования и их обсуждение. В результате испытаний экспериментальных образцов из быстрорежущей стали Р6М5 без упрочнения поверхностного слоя получено семейство кривых, отражающих поведение материала при воздействии на него пульсирующей контактной нагрузки амплитудой 1280 МПа (рисунок 1).

Глубина лунки, мм Наработка, цикл Рис. 1. Кривые, отражающие характер повреждения образцов в процессе контактного нагружения Как видно из рисунка 1, образцы партии 1, подвергшиеся криогенной обработке после закалки, а затем отпуску при температуре 200 °С, имеют минимальную контактную выносливость. В тоже время образцы из партии 2, подвергшиеся аналогичной термической обработке, но с применением одного высокотемпературного отпуска 560 °С после криогенной обработки, показали самую высокую контактную выносливость. Это обусловлено тем, что в структуре 2 партии образцов присутствует максимальное количество легированного мартенсита и снижены внутренние напряжения в -фазе за счет выделения мелкодисперсных вторичных карбидов из мартенсита, в процессе отпуска. В остальных партиях (3-6) стойкость оказалась ниже из-за уменьшения тетрагональности мартенсита, в результате проведения дополнительных отпусков при 560 °С (партия 3, 4) и значительного понижения степени легирования -фазы, полученной в результате высоких отпусков, проведенных непосредственно после закалки (партия 5, 6). В этом случае выделение карбидной фазы из матрицы происходило более интенсивно в результате превращения остаточного аустенита.

Механизм разрушения поверхностного слоя образцов без упрочнения поверхности характеризуется трансформацией структуры, сопровождающейся изменением текстурного рисунка достигается более равномерное распределение включений -фазы. В процессе предельного накопления внутрикристаллических дефектов в области дна лунки возникают трещины, ведущие к образованию питтинга (рисунок 2).

Отслоение «чешуек» металла освобождает более глубокие слои материала, что приводит к цикличному увеличению глубины лунки, отражаясь на характере полученных кривых (рисунок 1).

В результате испытаний упрочненных образцов получено семейство кривых, отражающих близкие характеристики контактной выносливости для всех исследованных образцов. Испытания проводились при нагрузке 1280 МПа. Как видно из рисунка 3, максимальная контактная выносливость наблюдается у образцов партии 5. Анализ кривых, отражающих контактную выносливость образцов партии 3 и 6 показывает, что применение второго отпуска, увеличивающего степень дисперсионного твердения несколько снижает контактную выносливость материала.

Рис. 2. Образование питтинга в поверностном слое стали Р6М5, претерпевшем наклеп (х100) В процессе контактного изнашивания исходная строчечность карбидных частиц (рис 4, а), полученная при прокатке заготовок, изменилась на равномерное распределение их в области дна лунки, что повторяет процесс трансформации у структуры у образцов без упрочнения поверхности. Но частицы износа, образующиеся в упрочненном слое более тонкие (рисунок 4, б), и их отслоение происходит более равномерно (рисунок 3).

Износ (глубина лунки), мм Наработка, цикл Рис. 3. Кривые, отражающие характер увеличения глубины лунки контактного износа на образцах, упрочненных посредством низкотемпературной нитроцементации а) б) Рис. 4. а) структура дна лунки;

б) фрагмент металла внутри дна лунки в процессе отделения от основного материала Заключение. Изучен механизм разрушения материала экспериментальных образцов из быстрорежущей стали Р6М5 без упрочнения и упрочненных посредством низкотемпературной нитроцементации. Выявлены технологические режимы термической и химико-термической обработки, при которых достигается наибольшая контактная выносливость образцов. Анализ полученных данных позволяет сделать вывод о том, что наибольшей контактной прочность обладают образцы, подверженные криогенной обработке и имеющие максимальную степень легированности мартенсита с избыточным содержанием карбидных частиц.

Список литературы 1. Богданович, П.Н. Трение и износ в машинах / П.Н. Богданович, В.Я. Прушак – Минск: Высш. шк. 1999. – 374 с.

2. Устройство испытания материалов на контактную усталость и износ: пат. 7093 Респ. Беларусь, МПК (2009) G 01N 3/00 / И.Н. Степанкин, В.М. Кенько, И.А. Панкратов;

заявитель УО «ГГТУ имени П.О.Сухого» - № u201000717;

заявл.

16.08.2010;

опубл. 28.02.2011. // «Изобретения. Полезные модели. Промышленные образцы»: Официальный бюллетень Национального центра интеллекуальной собственности. – 2011. – № 1. – С. 215.

The paper presents research results of high-speed steel on the contact endurance. Shows the features of transformation of the structure of the surface layer of metal, including hardened carbonitride layer.

УДК 548.735:669. Ван Цзинцзе, В.Г. Шепелевич (Харбинский технический университет, Белорусский государственный университет) СТРУКТУРА И МИКРОТВЕРДОСТЬ БЫСТРОЗАТВЕРДЕВШИХ ФОЛЬГ СПЛАВОВ ИНДИЯ С ОЛОВОМ И СВИНЦОМ Фольги сплавов системы индий–олово и индий–свинец имеют текстуру (101). Микротвердость фольг зависит от концентрации олова и свинца. Отжиг вызывает ослабление текстуры и увеличение миротвердости фольг.

В последнее десятилетие активно ведутся исследования легкоплавких сплавов во многих странах [1,2]. К их числу относятся и сплавы индия [3,4]. Из-за высокой стоимости цветных сплавы индия целесообразно получать с помощью ресурсо- и энергосберегающих технологий, к числу которых относится и высокоскоростное затвердевание [4–6]. При скоростях охлаждения 105 К/с и выше в быстрозатвердевших металлах формируется структура, которая может существенно отличаться от структуры, создаваемой традиционными методами получения и термической обработки. В связи с этим в данной работе представлены результаты исследования структуры быстрозатвердевших фольг сплавов индия с оловом и свинцом.

Бинарные сплавы индия с оловом и свинцом изготовлены сплавлением компонентов, чистота которых не хуже 99,999 %. Исследованы бинарные сплавы индия, содержащих до 8 ат. % олова и свинца. Фольги сплавов получены кристаллизацией капли расплава на внутренней поверхности быстровращающегося медного цилиндра. Скорость охлаждения расплава 5·105 К/с [5]. Микроструктура быстрозатвердевших фольг исследована с помощью растрового электронного микроскопа LEO 1455 VP фирмы «Карл Цейсс».

Рентгеноструктурные исследования выполнены на дифрактометре ДРОН-3. Расчет полюсная плотность дифракционных линий проведен по методу Харриса [7]. Межплоскостное расстояние d101 определялось по положению дифракционной линии 303, для которой угол 2 = 116о. Измерения микротвердости H фольг сплавов индия проведены на приборе ПМТ-3 с. Погрешность измерения 4 %.

Быстрозатвердевшие фольги достигали в длине 10 см, ширине 1 см и толщине 40…80 мкм. Поверхность фольги, контактирующая с кристаллизатором (сторона А) имела блестящий вид, а на противоположной стороне (В) имеются неровности.

Зависимость межплоскостного расстояния d101(х) фольг сплавов систем от концентрации легирующего элемента представлена на рисунке 1. Олово и свинец вызывают увеличение межплоскостного расстояния, что обусловлено высокими значениями их металлических радиусов атомов олова и свинца (rSn = 158 пм, rPb = 174 пм), чем значение металлического радиуса атомов индия (rIn = 157 пм) [8]. Так как rPb rSn rIn, то график зависимости межплоскостного расстояния от концентрации для твердых растворов системы индий – свинец располагается выше аналогичного графика для твердых растворов системы индий – олово с увеличением концентрации легирующих элементов.

Фольги имеют поликристаллическую структуру. Легирование индия свинцом влияет на средний размер зерна в большей степени, чем легирование оловом. Так, в быстрозатвердевших фольгах бинарных сплавов индия, содержащих по 4 ат. % олова и свинца, средние размеры зерен равны 85 и 28 мкм соответственно.

Быстрозатвердевшие фольги исследуемых сплавов имеют четко выраженную преимущественную ориентировку зерен. В таблице 1 приведены значения полюсных плотностей дифракционных линий.

Наибольшим значением полюсной плотности характеризуется дифракционная линия 202, т.е. в фольгах образуется текстура твердого раствора индия (101). Текстура твердого раствора индия усиливается В быстрозатвердевших фольгах металлов с гранецентрированной кубической решеткой (Al, Pb) и металлах с гексагональной плотноупакованной решеткой (Zn, Cd) образуются текстуры (111) и (0002) соответственно [4].

В этих металлах плоскости {111} и (0001). При высоких скоростях перемещения фронта кристаллизации преимущественно растут те зерна, для которых плотноупакованные плоскости совпадают с межфазной границей кристалл-жидкость и перемещается в направлении теплоотвода. В индии такой плоскостью является плоскость (101), что и приводит к формированию текстуры (101). В быстрозатвердевших фольгах текстура твердого раствора индия (101) в слое, прилегающем к поверхности А, выражена слабее, чем в слое, находящемся под поверхностью В. Такое поведение объясняется выделением скрытой теплоты при кристаллизации, приводящей по мере перемещения фронта кристаллизации к уменьшению скорости охлаждения расплава и ослаблению текстуры (101) твердого раствора индия.

Рис. 1. Зависимость межплоскостного расстояния d101 от концентрации х свинца (1) и олова (2) Таблица 1 – Полюсные плотности дифракционных линий твердого раствора индия в быстрозатвердевших фольгах Дифракционные линии Концентрация 002 110 112 200 103 211 202 4 ат. % Sn 1,2 0,7 0,6 0,2 0,2 0,8 3,6 0, 8 ат. % Sn 0,5 0,1 0,1 0,1 0,1 0,0 7,0 0, 2 ат. % Pb 0,3 0,1 0,2 0,4 0,0 0,1 6,7 0, 4 ат. % Pb 0,2 0,0 0,1 0,2 0,0 0,0 7,5 0, 6 ат. % Pb 0,5 0,4 0,2 0,2 0,2 0,1 5,9 0, 8 ат. % Pb 0,4 0,3 0,3 0,2 0,2 0,1 6,1 0, Зависимость микротвердости Н фольг сплавов индия в зависимости от химического состава представлена на рисунке 2. С увеличением концентрации легирующих элементов в индии происходит увеличение микротвердости. Более эффективное влияние свинца на микротвердость фольг, чем олова обусловлено выполнением соотношения для металлических радиусов атомов индия, олова и свинца rPb rIn rSn rIn.

Рис. 2. Зависимость микротвердости фольг от концентрации олова (1) и свинца (2) Исследовано влияние отжига на текстуру и микротвердость фольг исследуемых сплавов. В таблице приведены значения полюсной плотности дифракционной линии фольг, подвергнутых изотермическому отжигу (130 оС). Отжиг фольг вызывает ослабление текстуры (101), что обусловлено протеканием собирательной рекристаллизацией [10]. По сравнению с фольгами чистого индия текстура его твердого раствора в фольгах сплавов с оловом и свинцом термически более устойчива. Наблюдаемый результат связан с тем, что легирующие элементы олово и свинец образуют сегрегации на границах зерен, вызывая тем самым уменьшение их подвижности и замедление рекристаллизационных процессов.

Таблица 2 – Изменение полюсной плотности дифракционной линии р202 при изотермическом отжиге Сплав Время отжига, ч 0 1,0 2,5 6, In – 2 ат. % Pb 6,7 6,0 4,5 3, In – 4 ат. % Pb 7,5 6,9 5,3 5, In – 4 ат. % Sn 6,6 5,7 4,3 3, In – 8 ат. % Sn 7,0 6,1 4,9 4, Зависимости микротвердости фольг сплавов In – 4 ат. % Sn и In – 4 ат. % Pb от температуры нагрева при изохронном отжиге приведены на рисунке 3. С повышением температуры отжига наблюдается монотонное увеличение H.

Рис. 3. Изменении микротвердости при изохронном отжиге фольг сплавов In – 4 ат. % Pb (1) и In – 4 ат. % Sn (2) Наблюдаемое изменение микротвердости фольг изучаемых сплавов объясняется образованием сегрегаций атомов легирующих элементов на границах зерен, упрочняя их тем самым и препятствуя зернограничному проскальзыванию.

Таким образом, в быстрозатвердевших фольгах сплавов индия с оловом и свинцом образуется зеренная структура со средним размером зерен в несколько десятков микрон и текстурой (101). Упрочнение фольг обусловлено действием твердорастворного механизма и образованием сегрегаций легирующих элементов на границах зерен. Отжиг фольг вызывает протекание в них рекристаллизационных процессов, вызывающих ослабление текстуры (101).

Список литературы 1. Thermodynamic re-optimization of the Bi – In – Sn system based on new experimental data / V. T. Witusiewicz [et. al.] // J.

of Alloys and Compounds. – 2007. – Vol. 428. – P. 115 – 124.

2. Phase equilibria in the In – Sn-rich part of the Cu – In – Sn ternary system / P. Riani [et. al.] // J. of Alloys and Compounds. – 2009. – Vol. 487. – P. 90 – 97.

3. Phase structure and texture of electrodeposited InSn alloys on copper substrate / P. Ozga [et. al.] // Archives of Metallurgy and Materials. – 2008. – Vol. 53. Is. 1. – P. 307 – 315.

4. Ван Цзинцзе. Быстрозатвердевшие фольги индия / Ван Цзинцзе, В.Г. Шепелевич. – Минск: РИВШ, 2011. – 172 с.

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

6. Высокоскоростное затвердевание расплавов (теория, технология и материалы) / В. А. Васильев [и др.], под общей ред. Б. С. Митина. – М.: «СП ИНТЕРМЕТ ИНЖИНИРИНГ», 1998. – 400 с.

7. Русаков, А. А. Рентгенография металлов / А. А. Русаков. – М.: Атомиздат, 1977. – 480 с.

8. Ормонт, Б. Ф. Введение в физическую химию и кристаллографию полупроводников / Б. Ф. Ормонт. – М.: Высшая школа. – 1968. – 488 с.

Foils have texture (101). Microhardness of fois depends on concentration of tin and lead. Annealing course the decrease of the texture and increase of the microhardness.

УДК 678:66.08/. М.А. Чеботарев, А.Н. Омельченко, А.Г. Синайский (ФГУП «Научно-исследовательский институт синтетического каучука имени академика С.В. Лебедева») ГИБРИДНЫЕ ОРГАНИЧЕСКИ-НЕОРГАНИЧЕСКИЕ КОМПОЗИТЫ НА ОСНОВЕ УРЕТАНОВЫХ ОЛИГОМЕРОВ С КОНЦЕВЫМИ АЛКОКСИСИЛАНОВЫМИ ГРУППАМИ Получены уретановые олигомеры с концевыми алкоксисилановыми группами на основе простого полиэфира, диизоцианата и аминтриметоксисилана. Показано влияние условий синтеза на свойство олигомеров. Определено, что при вулканизации уретановые олигомеры с концевыми алкоксисилановыми группами образуют композицию из неорганических частиц, равномерно распределенных и ковалентно связанных с полимерной матрицей.

Уретановые олигомеры с реакционноспособными концевыми алкоксисилановыми группами в настоящее время являются одним из перспективных видов гибридных полимеров. Благодаря таким свойствам, как хорошая адгезия к различным материалам и способность отверждаться влагой воздуха эти олигомеры могут находить применение в качестве полимерного связующего для клеев, герметиков и покрытий.

В данной работе рассмотрены олигомеры с концевыми алкоксисилановыми группами на основе простого полиэфира – полипропиленоксида с молекулярной массой 12000 (лапрол 12002), толуилендиизоцианата и N циклогексил-3-аминопропилтриметоксисилана. Синтез проводили в 2 стадии: на первой стадии проводили реакцию полиэфира с диизоцианатом с образованием форполимера, который затем модифицировали аминтриметоксисиланом:

NCO C O NH + O R C NH R NCO O CN R OH OCN HO O O R O CH + HN C NH NCO OCH O O R Si C OCN NH R O CH O O R R O CH H3 CO NH C R O CH O O NH N C NH C Si C R NH H3CO Si N OCH H3CO O O O O Основные характеристики синтезированных образцов приведены в таблице 1 и на рисунках 1, 2, 3.

4, 4, 4, 4, 4, 4, lg M w 4, 4, 4, 4, 4, 4, 1,6 1,7 1,8 1,9 2,0 2,1 2,2 2,3 2, NCO/OH Рис. 1. Зависимость молекулярных масс олигомеров от соотношения функциональных групп (NCO/OH) в синтезе Из приведенных зависимостей видно, что основным фактором, влияющим на молекулярно-массовые и реологические характеристики уретановых олигомеров, является соотношение функциональных групп NCO/OH на стадии синтеза форполимера. Варьирование соотношения NCO/OH позволяет направленно влиять на характеристики олигомеров.

Таблица 1 – Основные характеристики образцов уретановых олигомеров с концевыми алкоксисилановыми группами 25°, Пас NCO/OH Mw 1,65 20200 1,93 16700 2,05 15400 2,34 13200 61, lg 2, дин 2, 2, 2, 1, 1, 1, 1,6 1,7 1,8 1,9 2,0 2,1 2,2 2,3 2, NCO/OH Рис. 2. Зависимость динамической вязкости олигомеров от соотношения функциональных групп (NCO/OH) в синтезе Отмечено, что при увеличении молекулярной массы олигомеров, следовательно, и содержания уретановых групп, происходит достаточно резкое увеличение динамической вязкости, что характерно для высокополярных уретановых систем (рис. 3).

lg 2,3 дин 2, 2, 2, 1, 1, 1, 4,10 4,12 4,14 4,16 4,18 4,20 4,22 4,24 4,26 4,28 4,30 4, lg Mw Рис. 3. Взаимосвязь динамической вязкости и средневесовой молекулярной массы уретановых олигомеров с концевыми алкоксисилановыми группами Уретановые олигомеры с концевыми алкоксисилановыми группами отверждались под воздействием влаги воздуха при температуре 50 °С в течение нескольких суток. Отверждение происходит по схеме, характерной для золь-гель реакций:

Si-O-CH3 + H2O Si-OH + CH3OH Si-OH + CH3-O-Si Si-O-Si + CH3OH Физико-механические показатели отвержденных олигомеров приведены в таблице 2. Отмечено отсутствие влияния изменения молекулярных масс в данных пределах на величину прочности вулканизатов. Но при этом даже такой сравнительно небольшой диапазон изменения молекулярных масс образцов оказывает влияние на их относительное удлинение.

Таблица 2 – Физико-механические показатели отвержденных олигомеров Mw Модуль 100% удлинение, МПа Прочность при разрыве, МПа Относительное удлинение, % 13200 - 0,46 15400 - 0,31 16700 - 0,54 20200 0,3 0,35 С помощью цифровой микроскопии исследована структура отвержденных олигомеров. Отмечено, что в процессе отверждения концевые триметоксисилановые группы образуют частицы (SiO2)n, что в свою очередь характерно для золь-гель процессов. Исследования показали, что эти частицы равномерно распределены в полимерной матрице. Из этого можно сделать вывод, что при отверждении уретановые олигомеры с концевыми алкоксисилановыми группами образуют гибридные органически-неорганические композиционные материалы, в которых образующиеся наноразмерные частицы равномерно распределены в объеме материала и ковалентно связаны с полимерной матрицей.

Silyl-terminated polyurethanes on the basis of polyether, a diisocyanate and aminoalkoxysilane are received. Influence of conditions of synthesis on property of oligomers is shown. It is defined, that at vulcanization silyl-terminated polyurethanes form a composition of inorganic particles evenly distributed and covalently connected with a polymeric matrix.

УДК (539.2+548.7):669. В.Г. Шепелевич (Белорусский государственный университет) МИКРОСТРУКТУРА И МИКРОТВЕРДОСТЬ БЫСТРОЗАТВЕРДЕВШИХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ КАДМИЙ – ЦИНК Установлено образование метастабильной фаза кадмия. Быстрозатвердевшие фольги сплавов кадмия состоят из пересыщенного твердого раствора и дисперсных частиц цинка. В фольгах формируется микрокристаллическая структура и текстура (0001).

Сплавы кадмия широко используются в различных отраслях промышленности. Технологические свойства сплавов кадмия и эксплуатационные характеристики изделий из них существенно зависят от условий их получения и последующей их термической обработки 1. Одним из наиболее перспективных направлений современного материаловедения является высокоскоростная кристаллизация, протекающая при сверхвысоких скоростях охлаждения жидкой фазы 105 К/с и выше, которая относится к ресурсо- и энергосберегающим технологиям 2. Структура и свойства материалов, полученных при сверхвысоких скоростях охлаждения, малых и средних скоростях, существенно различаются. В связи с этим в работе представлены результаты исследования структуры и микротвердости кадмия и его сплавов, полученных высокоскоростной кристаллизацией.

Для приготовления сплавов использовали кадмий и цинк, имеющие чистоту 99,99 %. Концентрация цинка в сплавах системы кадмий – цинк не превышала 25 ат. %. Фольги толщиной 30…80 мкм получены затвердеванием капли расплава на внутренней поверхности быстровращающегося медного цилиндра. Скорость охлаждения расплава достигала 106 К/с 3. Рентгеноструктурные исследования выполнялись на дифрактометре ДРОН-3 с использованием медного изучения. Текстура фольг исследовалась с помощью обратных полюсных фигур. Полюсные плотности дифракционных линий рассчитывались методом Харриса 4. Параметр кристаллической решетки с определяли по положению дифракционной линии 0006. Исследование микроструктуры фольг проводилось на растровом электронном микроскопе LEO 1455 VP. Микротвердость фольг измерялась с помощью прибора ПМТ-2.

Электронно-микроскопические исследования морфологии поверхностей быстрозатвердевших фольг сплавов кадмия показали, что сторона фольги, контактирующая в процессе кристаллизации с атмосферой, имеет ячеистую структуру. Размер ячеек на поверхности фольги сплава Cd – 10 ат. % Zn изменялся в пределах 0,5 – 4 мкм, а их средний размер равен 2,1 мкм. Согласно 5, развитие ячеистой структуры свободной поверхности быстрозатвердевших фольг вызывается совместным действием термокапиллярной и капиллярно концентрационной конвекций в приповерхностном жидком слое.

Рентгенографические исследования фольг кадмия показали наличие дифракционных линий 0001, 10 11 и др., принадлежащих кадмию. Кроме указанных линий, на дифрактограмме присутствовали дополнительные слабые отражения при углах 2, равных 28,8;

35,8;

38,8;

46,5 и др., не принадлежащие равновесной фазе кадмия. Следовательно, в быстрозатвердевших фольгах кадмия образуется его метастабильная фаза. Расчеты показали, что структура метастабильной фазы кадмия является гексагональной с параметрами кристаллической решетки a=289 и с=619 пм. Следует отметить, что в фольгах цинка, полученных при тех же условиях, также наблюдалось образование метастабильной фазы 6. Средний размер частиц метастабильной фазы, оцененный по формуле Селякова 7, составляет 0,1 мкм. Образование метастабильной фазы при высокоскоростной кристаллизации связывается с наличием микрообластей в жидкой фазе металла с упаковкой атомов, отличающейся от упаковки атомов равновесной кристаллической фазы 8.


Основной фазой в быстрозатвердевших фольгах исследуемых сплавов является твердый раствор цинка в кадмии. На рисунке 1 представлена зависимость параметра кристаллической решетки c твердого раствора кадмия от концентрации цинка.

Рис. 1. Зависимость параметра кристаллической решетки с (1) твердого раствора кадмия и микротвердости H (2) фольг от концентрации Zn Максимальная растворимость цинка в кадмии наблюдается в сплаве Cd – 10 ат. % Zn;

ее значение в твердом растворе цинка достигало 4 ат. %. Концентрация цинка в твердом растворе быстрозатвердевших фольг сплавов, содержащем более 16 ат. % Zn, составляла 2 ат. %. В сплавах, содержащих более 2 ат. % цинка, образуются дисперсные выделения цинка. Средний размер частиц цинка в фольге сплава Cd – 3,8 ат. % Zn равен 0,11 мкм.

Фольги сплавов кадмий – цинк имеют микрокристаллическую структуру. Например, в фольге сплава Cd – 2 ат. % Zn средний размер зерен 7 мкм. Формирование микрокристаллической структуры связано со значительным переохлаждением жидкой фазы, вызывающее резкое увеличение скорости зародышеобразования 2. Значения полюсных плотностей рhkl дифракционных линий приведены в таблице 1. Наибольшим значением рhkl характеризуется дифракционная линия 0002, т. е. в фольгах образуется четко выраженная текстура (0001).

Объемная доля твердого раствора кадмия, ориентированного плоскостью (0001) параллельно поверхности фольги, достигает 100 %.

Таблица 1 – Полюсные плотности дифракционных линий твердого раствора цинка в фольгах сплавов системы кадмий – цинк Конц. Дифракционные линии цинка 0001 10 10 10 12 10 11 10 13 0 8,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0, 2,0 8,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0, 3,8 8,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0, 7,5 8,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0, 10 7,9 0,1 0,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0, 20 7,8 0,2 0,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0, 25 7,9 0,1 0,0 0,0 0,0 0,0 0,0 0, Микротвердость H быстрозатвердевших фольг сплавов системы кадмий – цинк монотонно растет с увеличением концентрации цинка (рисунок 1). В расчете на один процент концентрации цинка изменение микротвердости фольг сплавов в интервале концентраций цинка 0…2 ат. % равно 60 МПа, а при концентрации в области 10…24 ат. % – 4 МПа. Наблюдаемая неодинаковая скорость изменения микротвердости при легировании обусловлена действием различных механизмов упрочнения 9. При малой концентрации цинка в сплавах преимущественно действует твердорастворный механизм упрочнения, а при концентрации цинка более 10 ат. % – дисперсионный механизм.

Изохронный отжиг фольг цинка вызывает уменьшение микротвердости в интервале 70…100 оС (рис. 2).

При дальнейшем повышении температуры отжига до 240 оС H остается постоянной. Наблюдаемое изменение микротвердости фольг может быть связано с протеканием рекристализационных процессов и исчезновением частиц метастабильной фазы.

Рис. 2. Изменение микротвердости фольг Cd (1) и сплавов Сd – 2 ат. % Zn (2), Cd – 3,8 ат. % Zn (3) при изохронном отжиге Микротвердость быстрозатвердевших фольг сплавов кадмия, содержащих 2 и 3,8 ат. % Zn, в процессе изохронного отжига изменяется при нагреве выше 40 оС. Изохронный отжиг фольг в интервале температур 120…240 оС не вызывает существенного изменения их микротвердости. Так как легирование задерживает протекание рекристаллизационных процессов, то изменение H данных сплавов при отжиге можно связать с распадом пересыщенного твердого раствора, что подтверждается увеличением параметра кристаллической решетки с твердого раствора при отжиге 80 оС в течение 3 ч. Текстура твердого раствора кадмия в фольгах сплавов, содержащих 2 и 3,8 ат. % Zn, в течение 1 ч изотермического отжига при 150 оС сохраняется.

Таким образом, при высокоскоростной кристаллизации кадмия и его сплавов с цинком установлено образование метастабильной фазы, имеющей гексагональную структуру. Фольги кадмия и его сплавов имеют микрокристаллическую структуру и четко выраженную текстуру (0001). Увеличение микротвердости фольг сплавов с увеличением концентрации цинка обусловлено действием твердорастворного и дисперсионного механизмов упрочнения.

Список литературы 1. Мальцев, М.В. Металлография промышленных цветных металлов и сплавов / М.В. Мальцев. – М.: Металлургия, 1970. – 364.

2. Васильев, В.А. Высокоскоростное затвердевание расплава (теория, технология и материалы) / В.А. Васильев [и др.], под общей ред. Б.С. Митина. – М.: СП ИНТЕРМЕТ ИНЖИНИРИНГ, 1998. – 400 с.

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

4. Вассерман, Г. Текстуры металлических материалов / Г. Вассерман, И. Гревен. – М.: Металлургия, 1969. – 654 с.

5. Сивцова, П.А. Структура поверхности быстрозатвердевших фольг алюминиевых сплавов, полученных центробежной закалкой расплава / П.А. Сивцова, И.А. Сивцов, В.Г. Шепелевич // Журнал функциональных материалов. – 2007. – Т. 1, № 4. – С. 134 – 140.

6. Лозенко, В.В. Образование метастабильной фазы цинка в результате сверхбыстрой закалки из расплава и ее отжиг / В.В. Лозенко, В.Г. Шепелевич // Кристаллография. – 2009. – Т. 54, № 2. – С. 1 – 3.

7. Иверонова, В.И. Теория рассеяния рентгеновских лучей / В.И. Иверонова., Г.П. Ревкевич. – М.: Металлургия, 1978.

– 130 с.

8. Романова, А.В. Кристаллическая структура цинка, закаленного из жидкого состояния / А.В. Романова, В.В. Бухаленко // Физика металлов и металловедение. – 1973. – Т. 35, № 6. – С. 1313 –1316.

9. Гольдштейн, М.И. Металлофизика высокопрочных сплавов / М.И. Гольдштейн, В.С. Литвинов, Б.М. Бронфин. – М.:

Металлургия, 1986. – 312 с.

Formation cadmium metastable phase has been established. The foils are consisted from cadmium supersolution and zinc dispersive particles. Texture (0001) is formed in rapidly foils of cadmium and its alloys.

УДК 538.9:669. В.Г. Шепелевич, О.В. Гусакова, Л.П. Щербаченко (Белорусский государственный университет, Международный государственный экологический университет имени А.Д. Сахарова, Брестский государственный технический университет) СТРУКТУРА БЫСТРОЗАТВЕРДЕВШИХ ФОЛЬГ СПЛАВА Bi – 50 ат. % Sn В быстрозатвердевших фольгах сплава Sn – 50 ат. % Bi образуется однородная смесь твердых растворов компонентов.

Формируется текстура твердых растворов висмута и олова.

Введение в последнее десятилетие ограничений на применение экологически опасных металлов (свинца, ртути и др.) вызвало значительный рост исследований и публикаций, связанных с разработкой новых легкоплавких сплавов, не содержащих вышеуказанных элементов. При разработке бессвинцовых припоев в качестве замещающих компонентов используются олово, висмут, индий, висмут, серебро, но их стоимость значительно выше стоимости свинца, что приводит к увеличению цены на разрабатываемые новые материалы 1–3. Для снижения их стоимости целесообразно использовать ресурсо- и энергосберегающие технологии, к которым относится и высокоскоростное затвердевание 4. Однако, при скорости жидкой фазы 105 К/с и выше в быстрозатвердевших сплавах формируется структура, которую невозможно получить, используя традиционные методы получения и термической обработки металлов. В связи с этим исследование структуры и свойств быстрозатвердевших сплавов системы олово – висмут, применяемых в качестве припоев, является актуальным.

В данной работе представлены результаты исследования микроструктуры, текстуры и параметра кристаллической решетки.

Сплав Sn – 50 ат. % Bi получен сплавлением компонентов, чистота которых не хуже 99,99 %, с последующей его заливкой в графитовую изложницу. Средняя скорость охлаждения расплава при получении слитка толщиной 2 мм составила 2102 К/с. Фольги сплава получены кристаллизацией капли расплава на внутренней полированной поверхности вращающегося медного цилиндра. Толщина исследуемых фольг находилась в пределах 40…80 мкм. Скорость охлаждения расплава при получении фольг, как показал расчет 5, находилась в пределах 105…106 К/с. Микроструктура фольг и массивных образцов исследована с помощью растрового электронного микроскопа LEO 1455VP фирмы «Карл Цейс». Рентгеноспектральный микроанализ проводился с использованием энергодисперсного детектора фирмы «Rontec». Рентгеноструктурные исследования выполнялись на дифрактометре ДРОН – 3. Полюсные плотности дифракционных линий рассчитывались по методу Харриса 6. Параметр кристаллической решетки а определялся по положению дифракционной линии 600 (2 = 104о) с абсолютной погрешностью 210-4 нм. Для определения объемной доли фазы и удельной поверхности межфазной границы применялся метод секущих 7. Микротвердость быстрозатвердевших фольг измерялась на приборе ПМТ–3.

Изображения микроструктуры массивного образца, полученного при скорости охлаждения 2102 К/с, и поперечного сечения быстрозатвердевшей фольги (скорость охлаждения 5105 К/с) сплава Sn – 50 ат. % Bi представлены на рисунке 1. В массивном образце сформировалась неоднородная структура: при кристаллизации образуются первичные кристаллы висмута, окруженные эвтектикой. В эвтектике наблюдаются скелетообразные, пластинчатые и стержневые выделения фаз.

а б Рис. 1. Микроструктура массивного образца (а) и быстрозатвердевшей фольги (б) Объемная доля первичных кристаллов составляет 0,080,01, доля висмута в эвтектике достигает 0,530,03.

Распределение хорд случайных секущих, попавших на сечения выделений висмута, по размерным группам приведено на рисунке 2. Оно является бимодальным. Первый максимум распределения попадает в размерную группу 0,4 … 0,8 мкм и обусловлен выделениями висмута в эвтектике. Слабо выраженный максимум наблюдается в размерной группе от 8 до 40 мкм;


он связан с первичными кристаллитами висмута.

Распределение хорд случайных секущих, попавших на сечения выделений висмута в быстрозатвердевших фольгах (рисунок 2) является мономодальным. Максимум распределения приходится на размерную группу 0,8 … 1,2 мкм. Морфология выделений висмута на ее поверхности быстрозатвердевшей фольги и ее различных сечениях одинакова. Объемная доля висмута составляет VBi = 0,590,03, а удельная поверхность межфазной границы S = 1,290,11 мкм-1. На рисунке 3 приведены графики зависимости VBi и S в слоях фольги, расположенных на различных расстояниях от ее поверхности, контактирующей с кристаллизатором. Данные графики свидетельствуют об однородном пространственном распределении фаз на основе висмута и олова в быстрозатвердевшей фольге.

Рис. 2. Распределение хорд случайных секущих на сечениях висмутовых выделений Влияние скорости охлаждения на кристаллизацию сплавов с эвтектическом превращением рассмотрено в работах 8–10. Отмечается, что при увеличении скорости охлаждения расплава изменяется механизм кристаллизация, и при сверхвысоком охлаждении колониальная эвтектическая кристаллизация становится невозможной. В исследуемом сплаве при скорости охлаждения 5105 К/с происходит значительное переохлаждение жидкой фазы, величина которого достигает 120 оС 5. Жидкая фаза становится также и пересыщенной обоими компонентами и в ней 8 возникают энергетические и концентрационные флуктуации, что приводит к образованию висмутовых оловянных зародышей на базе ранее возникших кластеров 10. Рост зародышей обеих фаз происходит независимо, что обусловливает формирование двухфазной однородной смеси.

Рис. 3. Зависимость VBi (1) и S (2) от расстояния до поверхности фольги, контактирующей с кристаллизатором Распределение полюсных плотностей дифракционных линий твердых растворов висмута и олова в быстрозатвердевшей фольге сплава Sn – 50 ат. % Bi представлено в таблице 1. Наибольшим значением полюсной плотности характеризуются дифракционные линии 10 12 висмута и 200 олова, что указывает на формирование текстуры (10 12) и (100) в выделениях висмута и олова соответственно. Следует отметить, что аналогичные текстуры наблюдались в быстрозатвердевших фольгах висмута 11 и олова 12, что связывалось с преимущественным ростом кристаллитов в направлении теплоотвода.

Быстрозатвердевшие фольги исследуемого сплава находятся в неустойчивом состоянии. Приведены исследования профиля дифракционной линии 600 олова через 2, 6 и 24 ч после получения фольги. С увеличением времени старения сплава при комнатной температуре наблюдается уменьшение ширины дифракционной линии, расщепление ее дублета и смещение в сторону больших углов. Расчеты показали, что выдержка быстрозатвердевшей фольге при комнатной температуре в течение суток приводит к уменьшению параметра кристаллической решетки а от значения 0,5841 нм до 0,5834 нм. Т.е. в полученной фольге сплава происходит уменьшение микродеформаций и распад пересыщенного твердого раствора на основе олова, образовавшихся в процессе высокоскоростной кристаллизации.

Таблица 1 – Полюсные плотности дифракционных линий для твердого раствора олова Дифракционные линии 211 200 101 220 р 4,1 0,4 0,7 0,3 0,2 0, для твердого раствора висмута Дифракционные линии 1120 10 12 10 14 2020 2022 р 2,5 2,0 1,2 0,6 0,2 0,5 0,5 0, Таким образом, при высокоскоростной кристаллизации сплава Sn – 50 ат. % Bi (скорость охлаждения 5105 К/с) образуется однородное пространственное распределение выделений твердых растворов висмута и олова. В быстрозатвердевших фольгах формируется текстура (10 12) и (100) в выделениях висмута и олова соответственно. Нестабильность быстрозатвердевших фольг, обусловлена уменьшением микродеформаций и распадом пересыщенного твердого раствора на основе олова.

Список литературы 1. Ochoa, E. Effect of Cooling Rate on Microstructure and Mechanical Behavior of Sn –3,5 Ag Solder / E. Ochoa, I.I.

Williams, N. Chawla // JOM. – 2003. – Vol. 55, № 6. – P. 56 – 60.

2. Kim, Y.-S. Effect of composition and cooling rate on microstructure and tensile properties of Sn–Zn–Bi alloys / Y.-S. Kim et. al. // J. of alloys and compounds. – 2003. – Vol. 352. – P. 237 – 245.

3. Андрющенко, М. Бессвинцовая пайка. Альтернативные сплавы / М. Андрющенко // Электроника. Наука, техника, бизнес. – 2004. – № 5. – С. 47–49.

4. Высокоскоростное затвердевание расплава (теория, технология и материалы) / В.А. Васильев и др.;

под общ. ред.

Б.С. Митина. – М.: «СП ИНТЕРМЕТ ИНЖИНИРИНГ», 1998. – 400 с.

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

6. Вассерман, Г. Текстуры металлических материалов / Г. Вассерман, И. Гревен. – М.: Металлургия, 1969. – 654 с.

7. Чернявский, К.С. Стереология в металловедении / К.С. Чернявский. – М.: Металлургия, 1977. – 280 с.

8. Таран, Ю.М. Структура эвтектических сплавов / Ю.М. Таран, В.И. Мазур. – М.: Металлургия, 1978. – 312 с.

9. Кучеренко, Е.С. Быстрая кристаллизация эвтектических расплавов / Е.С. Кучеренко, В.П. Хлынцев // Изв. АН СССР. Металлы. – 1989. – № 3. – С. 68–73.

10. Архаров, В.И. Влияние температуры расплава на структуру быстрозакаленных сплавов эвтектического состава / В.И. Архаров и др. // Расплавы. – 1990. – № 1. – С. 119–122.

11. Шепелевич, В.Г. Текстура быстрозакаленных фольг висмута, сурьмы и их сплавов / В.Г. Шепелевич // Кристаллография. – 1991. – Т. 36, № 4. – С. 238 – 239.

The rapidly solidified Sn – 50 at % Bi foils consist from homogeneous distributed solid solutions. Texture of bismuth and tin solid solutions are formed. Aging of the alloy causes decrease microdeformation foils.

УДК 678.01:621.7:627. Е.И. Эйсымонт1, Е.В. Овчинников2, Р.Ю. Сергейчик1, Д.В. Петрошевич ( Гродненский государственный университет имени Янки Купалы, 2УМЦ «Промагромаш» ОАО «Белкард») СТРУКТУРНЫЕ ОСОБЕННОСТИ ПОКРЫТИЙ, МОДИФИЦИРОВАННЫХ СИЛИКАТАМИ ПРИРОДНОГО ПРОИСХОЖДЕНИЯ Проведен анализ структуры и физико-механических характеристик лакокрасочных материалов на базе эпоксидно полиэфирных композиций, модифицированных минеральными нанофазными модификаторами. Разработаны и оптимизированы составы и технология формирования нанокомпозиционных покрытий на основе реактивных полимер олигомерных смесевых матриц при их формировании методом электростатического осаждения.

Лакокрасочные материалы (ЛКМ) – это многокомпонентные составы (жидкие, пастообразные или порошкообразные), которые при нанесении тонким слоем на твердую подложку высыхают с образованием лакокрасочного покрытия с заданными свойствами [1]. В основном лакокрасочные материалы применяются для защиты промышленных и бытовых изделий от воздействия окружающей среды и декоративной отделки машин и механизмов.

Основная классификация лакокрасочных материалов осуществляется по химическому составу:

- на поликонденсационных смолах: алкидиоуретановые, глифталевые, кремнийорганические, меламиновые, мочевинные (карбамидные), пентафталевые, полиуретановые, полиэфирные насыщенные и ненасыщенные, фенольные, фенолоалкидные, циклогексаноновые, эпоксидные, эпоксиэфирные, этрифталевые;

- на полимеризационных смолах: каучуковые, масляно- и алкидностирольные, перхлорвиниловые, полиакрилатные, поливинилацетальные, поливинилацетатные, на основе сополимеров винилацетата и винилхлорида, фторопластовые;

- на природных смолах: битумные, канифольные, масляные, шеллачные, янтарные;

- на эфирах целлюлозы: нитратцеллюлозные, ацето-бутиральцеллюлозные, ацетилцеллюлозные, этилцеллюлозные.

Перспективным направлением в области защиты металлов от коррозии является использование технологий покраски порошковыми красками. Порошковая окраска – экологически чистая, безотходная технология получения высококачественных декоративных и декоративно-защитных полимерных покрытий. Покрытие формируют из полимерных порошков, которые наносят на окрашиваемую поверхность изделия [2]. Все порошковые ЛКМ могут быть разделены на две большие группы: термопластичные и термореактивные.

Термопластичные ЛКМ формируют покрытия без химических реакций, лишь за счет сплавления частиц при нагревании. Образующиеся из них покрытия термопластичны, обратимы. Их применяют преимущественно для получения покрытий функционального назначения – химически стойких, противокоррозионных, антифрикционных, электроизоляционных. Покрытия обычно наносят толстыми слоями – 250 мкм и более.

Типичные области их применения - защита проволоки, труб, корзин посудомоечных машин, морозильных камер, шлицевых валов и узлов трения, электроизоляция шин, переключателей и других изделий.

Термореактивные краски, в отличие от термопластичных, формируют покрытия посредством химических реакций при нагревании. Такие покрытия имеют трехмерное строение, они неплавкие и нерастворимы, т. е.

необратимы. Термореактивные краски служат для получения, как функциональных покрытий, так и защитно декоративных.

Целью данной работы является изучение структуры и физико-механических характеристик покрытий, получаемых на металлических подложках из твердой и жидкой фаз, модифицированных минеральными нанофазными модификаторами.

Для проведения испытаний были изготовлены металлические пластины толщиной 1,2 мм из стали 3, на которых формировали порошковые и лакокрасочные покрытия следующего состава: ЭПК502, ЭПК 502 + 1% кремня, ЭПК 502 + 3% кремня, ЭПК 502 + 5% кремня, ЭП1236, ЭП1236 + 1% кремня, ЭП1236 + 3% кремня, ЭП1236+5% кремня. Кремень (основная составляющая -кварц (SiО2)) является функциональной добавкой, которая должна увеличить физико-механические характеристики покрытий, формируемых из порошковых красок. Обработку исследуемых образцов осуществляли с помощью установки для нанесения покрытий электростатическим способом ТЕМПО РПЭ-11.

Методами ИК-спектроскопии, физико-механического анализа проведены исследования структуры и эксплуатационных характеристик разработанных покрытий. Составляющими эпоксидно-полиэфирной краски ЭПК 502 являются эпоксидные и полиэфирные смолы, полосы поглощения в которых находятся в следующих областях ИК-спектра: полиэфирная отвержденная смола - 708 см-1, 748 см-1, 903 см-1,1053см-1, 1070 см-1, 1127 см-1, 1159 см-1, 1244 см-1, 1283 см-1, 1370 см-1, 1445 см-1, 1580 см-1 1650 см-1, 1744 см-1, 2118 см-1, 2942 см-1, 298 см-1;

эпоксидная отвержденная смола - 787 см-1, 829 см-1, 912 см-1, 1037 см-1, 1106 см-1, 1183 см-1, 1245 см-1, 1295 см-1, 1361 см-1, 1383 см-1, 1413 см-1, 1457 см-1, 1509 см-1, 1582 см-1, 1606 см-1, 2870 см-1, 2928 см-1, 2963 см-1, 3036 см-1.

Представленный на рисунке 1 ИК-спектр ЭПК 502 показывает наличие достаточно большого комплекса полос поглощения лежащих при следующих волновых частотах: 728 см-1, 837 см-1, 870 см-1, 980 см-1, 1012 см-1, 1040 см-1, 1100 см-1, 1182 см-1, 1242 см-1, 1379 см-1, 1406 см-1, 1505 см-1, 1576 см-1, 1612 см-1, 1713 см-1, 2877 см-1, 2933 см-1, 2971 см-1, 3048 см-1.

При формировании покрытия из эмали ЭП1236 происходит образование нового химического соединения, что выражается в появлении дополнительных полос поглощения не соответствующих исходным материалам композиции (рис. 2).

Введение в состав ЭП1236 нанофазного модификатора кремня (полосы поглощения 694см-1;

777см-1;

1080см-1;

1464см-1;

) приводит к появлению полос поглощения слабой интенсивности 700см-1;

1973см-1. Скорее всего, вследствие образования водородных связей или подобного типа взаимодействий происходит смещение основных полос поглощения кремня на приблизительно 10 см-1. Исходя из полученных данных ИК спектроскопии возможно предположить изменение физико-механических характеристик композиций на базе эмали ЭП-1236, модифицированной кремнем.

Методом локального динамического индентирования изучены напряженно-деформированные состояния покрытий, полученных на базе эпоксидно-полиэфирных композиций (рис. 3-4).

0. 0. 0. Absorbance Units 0. 0. 0. 0. 1800 1600 1400 1200 1000 Wavenumber cm- 1 –исходное покрытие, 2 – модифицированное 5 мас. % кремня Рис. 1. ИК-спектр порошковой краски ЭПК 0. 0. Absorbance Units 0. 0. 0. 0. 0. 800 750 700 650 600 Wavenumber cm- 1 – исходное покрытие, 2 – модифицированное 5 мас. % кремня Рис. 2. ИК-спектр порошковой краски ЭП Контактно е 60 ус илие, H 40 10 В ремя,мкс 0 20 40 60 80 1 – покрытие, модифицированное 5% SiO2, 2 – исходное покрытие Рис. 3. График зависимости контактного усилия от времени для порошкового состава ЭПК контактное усилие,Н время, мкс 0 20 40 60 80 100 1– исходное покрытие, 2 – покрытие, модифицированное 5% SiO Рис. 4. График зависимости контактного усилия от времени для лакокрасочного состава ЭП Установлено, что введение нанофазного модификатора увеличивает твердость покрытий, при этом сохраняет высокие значения адгезии эпоксидно-полиэфирных и эпоксиперхлорвиниловых соединений к металлической поверхности.

Таким образом, проведен комплексный анализ структурных и физико-механических параметров системы «нанокомпозиционное покрытие – металл». Установлен эффект образования в структуре нанофазного эпоксидно-полиэфирного покрытия сетки лабильных физических связей, приводящих к увеличению физико механических и коррозионных характеристик.

Разработанные составы композиционных нанофазных покрытий на базе смесевых матриц и оптимизированное содержание нанофазного силикатного модификатора в объёме полимер-олигомерной матрицы, находящегося в области 5 мас.%, обеспечивают повышенную адгезионную прочность и твердость нанесенного покрытия. Модифицированные защитные покрытия на базе полимер-олигомерных соединений, формируемые из твердой и жидкой фазы, прошли опытную проверку в производстве технологического оборудования, выпускаемого открытым акционерным обществом «Гродторгмаш».

Список литературы 1. Лифшиц, М.Л. Лакокрасочные материалы / М.Л. Лифшиц, Б.И. Пшиялковский. – Москва: Химия, 1982. – 360 с.

2. Бобков, Л.С. Лакокрасочные покрытия в машиностроении / Л.С. Бобков, А.Н. Васюкова. – Москва: Машиностроение, 1974. – 268 с.

3. Крылова, И.А. Электроосаждение как метод получения лакокрасочных покрытий / И.А. Крылова, Л.Б. Котлярский, Т.Г. Стуль. – Москва: Химия, 1974. – 136 с.

4. Яковлев, А.Д. Химия и технология лакокрасочных покрытий / А.Д Яковлев. – Санкт-Петербург: Химия, 1989. – 384 с.

5. Композиционные материалы на основе совмещенных матриц для защитных покрытий / Л.В. Ахмадиева [и др.];

под науч. ред. В.А. Струка. – Гродно: ГГАУ, 2009. – 532 с.

The analysis of the structure and physical and mechanical properties of coatings based on epoxy-polyester compositions modified by nanophase mineral modifiers is carried out. There were designed and optimized compositions and technology of nanocomposite coatings based on polymer-oligomeric mixed matrix during their formation by electrostatic deposition.

Секция 2. НАНОМАТЕРИАЛЫ И НАНОТЕХНОЛОГИИ УДК 678.027. А.С. Антонов, П.С. Крупица (Гродненский государственный университет имени Янки Купалы) СОСТАВЫ И ТЕХНОЛОГИИ ТРИБОТЕХНИЧЕСКИХ ФТОРСОДЕРЖАЩИХ КОМПОЗИТОВ Исследованы составы триботехнических фторсодержащих композитов на базе алифатических полиамидов, сформированных в псевдоожиженном слое и по ротапринтной технологии. Показана эффективность применения разработанных составов в тяжелонагруженных узлах трения.

Введение. В современном машиностроении для изготовления триботехнических и герметизирующих изделий широкое применение получили фторсодержащие композиты, содержащие волокнистые и дисперсные наполнители, модификаторы и функциональные добавки различного состава, технологии получения и размеров. Наиболее эффективными композиционными материалами на основе политетрафторэтилена (ПТФЭ) признаны «Флубон», «Флувис», «Суперфлувис» благодаря высоким показателям деформационно-прочностных, триботехнических, физико-химических и теплофизических характеристик базового элемента и модифицирующего действия дисперсных фрагментов углеродных волокон [1-4]. В связи с тем, что оба компонента данных композитов – матрица и наполнитель – являются дорогостоящими материалами, в качестве перспективных направлений при создании фторсодержащих композитов можно определить следующие:

применение ПТФЭ в качестве наполнителя, создание тонкоплёночных покрытий из растворов фторсодержащих олигомеров [5]. Особый интерес представляют порошки ультрадисперсного политетрафторэтилена (УПТФЭ), представляющие собой полимер-олигомерный продукт, состоящий из частиц различных размерных фракций и формы [6]. Введение такого продукта в матрицу в небольших количествах (допинговых) приводит к синергическому эффекту повышения комплекса показателей служебных характеристик триботехнических композитов.

В тяжелонагруженных узлах трения современной техники в качестве триботехнических покрытий широко используют композиты, в которых в качестве матричного компонента используют алифатические полиамиды.

Эффективность применения таких покрытий значительно повышается при наличии в составе композита частиц УПТФЭ, которые способны при фрикционном контакте легко передеформироваться и образовывать на поверхностях трения плёнку переноса с небольшим сопротивлением сдвигу, что, в свою очередь, способствует значительному снижению коэффициента трения и износа деталей трибосопряжения [7-8].

Поэтому целью данной работы являлось исследование свойств триботехнических фторсодержащих композитов.

Методика исследований. Для формирования триботехнических фторсодержащих композитов использовали полиамиды марок ПА6 (ПТК «Химволокно» ОАО «Гродно Азот») и ПА11 (торговая марка Rilsan, Arkema, Франция), ультрадисперсный политетрафторэтилен (УПТФЭ, торговая марка «ФОРУМ», Институт химии Дальневосточного отделения Российской академии наук). Исследование структуры полимерных материалов проводили с помощью ИК-спектроскопии методом МНПВО. Топографию поверхностей композитов исследовали методом АСМ. Энергетические характеристики покрытий определяли по краевому углу смачивания.

Результаты и их обсуждение. Разработанные составы композитов (рис. 1) представляют собой многослойные покрытия, сформированные по различным технологиям. Первый слой композиционного покрытия формировали из порошков алифатических полиамидов в псевдоожиженном слое, затем механическим втиранием (ротапринтная технология) наносили слой УПТФЭ. В качестве подслоя использовали фосфатный состав.

Полиамиды обычно характеризуются полосами поглощения в интервале 650-5000 см-1, отвечающими пептидной связи. Например, полоса поглощения, характеризующаяся волновым числом 3050 см-1 связана с деформационными колебаниями связи N – Н вторичного амида, полоса 1650 см-1 характеризует деформационные колебания карбонильной группы, а полоса 1550 см-1 – деформационные колебания связи N – Н. ИК-спектры полиамидов содержат линии поглощения, интенсивность которых изменяется в зависимости от кристалличности полимера. Изменение интенсивности линий поглощения полиамида 6 и полиамида (рис. 2) существенно отличается в области 500-1700 см-1, что указывает на отличие в степени кристалличности двух типов веществ одной группы (полиамидной).

На рис. 3 представлен ИК-спектр композиционного состава покрытия, на котором наблюдаются изменения интенсивности полос в области 1100-1300 см–1, которые соответствуют валентным колебаниям CF2-групп, и полосы ~1786 см–1, соответствующей колебаниям концевых – CF = CF2-групп, характерных для молекулярных цепей CnF2n (ПТФЭ).

а б а – базовое полимерное покрытие, б – фторсодержащее композиционное покрытие;



Pages:     | 1 || 3 | 4 |   ...   | 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.