РОССИЙСКАЯ МОЛОДЁЖНАЯ АКАДЕМИЯ НАУК
Посвящается 175 - летию со дня рождения великого русского учёного Д.И.Менделеева
ЕСТЕСТВЕННЫЕ НАУКИ Часть 3 МЕХАНИКА И МАШИНОСТРОЕНИЕ ТРУДЫ 10-й Международной конференции 16-18 ноября 2009 г.
Самара 2009
1
Министерство образования и науки РФ Министерство образования и науки Самарской области Российская молодёжная академия наук Самарский государственный областной университет (Наяновой) Поволжское отделение Российской инженерной академии Национальная система развития научной, творческой и инновационной деятельности молодёжи России Самарское региональное отделение РХО им. Д.И.Менделеева Департамент образования администрации г. Самары Администрация городского округа Самара – комитет по делам молодёжи Ассоциация вузов Самарской области Муниципальное общеобразовательное учреждение Лицей философии планетарного гуманизма городского округа Самара Самарский государственный медицинский университет Самарская государственная академия культуры и искусств ГОУ СПО Самарский медико-социальный колледж Ижевский государственный технический университет Курский государственный медицинский университет Национальная академия государственного управления при Президенте Украины, г. Киев Новгородский государственный университет имени Ярослава Мудрого Пермский государственный технический университет Петрозаводский государственный университет Среднерусский университет (гуманитарный институт) Сибирский государственный техническмй университет, г. Красноярск Тольяттинский государственный университет сервиса Челябинская государственная медицинская академия Южно-Уральский государственный университет БУ СПО «Мегионский профессиональный колледж»
АКТУАЛЬНЫЕ ПРОБЛЕМЫ СОВРЕМЕННОЙ НАУКИ ЕСТЕСТВЕННЫЕ НАУКИ Часть 3 МЕХАНИКА И МАШИНОСТРОЕНИЕ ТРУДЫ
10-й Международной конференции 16-18 ноября 2009 г. Самара 2009
2
УДК 51, УДК 517, УДК 521 АКТУАЛЬНЫЕ ПРОБЛЕМЫ СОВРЕМЕННОЙ НАУКИ: Труды 10-й Международной конференции молодых учёных и студентов. Естественные науки. Часть 3. Механика и машиностроение. Самара: Изд-во СГОУ(Н), 2009. 18 с. 10-й Международная конференция молодых учёных и студентов «Актуальные проблемы современной науки» проводится с целью консолидации сил молодого поколения для решения наиболее значимых проблем математических, естественных, социальных, гуманитарных, технических наук. В заголовках работ приводится е-mail, по которому заинтересованные организации и лица могут устанавливать оперативную связь с авторами. Представлены материалы исследований по механике и машиностроению.
РЕДАКЦИОННАЯ КОЛЛЕГИЯ: д.-р. физ.-мат. наук проф. В.П. Радченко (отв. редактор), д-р. хим. наук проф. А.С. Трунин, д.-р. физ.-мат. наук проф. А.Ф. Заусаев, канд. физ.-мат. наук доцент Е.Н. Огородников канд. физ.-мат. наук доцент М.Н. Саушкин (отв. секретарь)
ISBN 978-5-7964-1027-1
© Авторы, 2007 © Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования Cамарский государственный технический университет, © Самарский государственый областной университет (Наяновой), 2009
3
ПОСВЯЩАЕТСЯ 175- летию со дня рождения ВЕЛИКОГО УЧЕНОГО Д.И.МЕНДЕЛЕЕВА (1834 - 1907 гг.)
Несмотря на то, что «ЮНЕСКО» объявил 1984 год годом Д.И. Менделеева, а в журнале «Recherche» за этот год Д.И Менделеев был назван самым великим учёным всех времен (академик РАН В.Ф. Журавлёв), портрет его можно увидеть гораздо реже, чем «гения всех времен и одного народа» Альберта Эйнштейна
4
СОДЕРЖАНИЕ Секции МЕХАНИКА И МАШИНОСТРОЕНИЕ Стр. Андреева Е.М., Гусев М.С., Соловьева Н.Д. ЭЛЕКТРООСАЖДЕНИЕ КЭП НА ОСНОВЕ ЦИНКА ИЗ ХЛОРИСТЫХ ЭЛЕКТРОЛИТОВ. Энгельсский технологический институт (филиал). Саратовского технического университета, г.Энгельс. E – mail: tep@techn.sstu.ru
4
Гоголева О.В.., Петрова П.Н., Охлопкова А.А. ИССЛЕДОВАНИЕ МЕХАНИЗМОВ ФОРМИРОВАНИЯ И ИЗНАШИВАНИЯ ПОЛИМЕРНЫХ КОМПОЗИТОВ НА ОСНОВЕ СМЕСЕЙ ФТОРОПЛАСТОВ. Институт проблем нефти и газа СО РАН, г. Якутск е-mail: oli-gogoleva@yandex.ru
8
Клейнер Л. М., Спивак Л. В., Шацов А. А. Ларинин Д.М. МНОГОСТАДИЙНЫЙ ПРОЦЕСС АУСТЕНИЗАЦИИ МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ МАРТЕНСИТНЫХ СТАЛЕЙ. (ПГТУ, ПГУ), e-mail: lspivak@psu.ru
12
5
Секция МЕХАНИКА И МАШИНОСТРОЕНИЕ УДК 621.357 ЭЛЕКТРООСАЖДЕНИЕ КЭП НА ОСНОВЕ ЦИНКА ИЗ ХЛОРИСТЫХ ЭЛЕКТРОЛИТОВ
Андреева Е.М., Гусев М.С., Соловьева Н.Д. Энгельсский технологический институт (филиал) Саратовского технического университета, г.Энгельс E – mail: tep@techn.sstu.ru Одним из перспективных направлений гальванотехники является создание композиционных электрохимических покрытий (КЭП), которые представляют собой композицию на основе металла, в объеме которого могут находиться дисперсные частицы различного размера и видов. Данный подход позволяет целенаправленно модифицировать физико – механические и антикоррозионные свойства металлических покрытий и придавать им новые качества. В частности, защитная способность электролитических цинковых покрытий может быть повышена путем легирования никелем , электроосаждения КЭП. Возможность получения равномерных с хорошей адсорбцией покрытий во многом зависит от способности ионов электролита взаимодействовать с частицами дисперсной фазы и осуществляется в широком диапазоне рН. Целью работы явилось изучение свойств покрытий, кинетических закономерностей электроосаждения композиционных электрохимических покрытий (КЭП) на основе цинка из растворов ZnCl2 c добавками коллоидного электролита (Сколл) и определения свойств полученных покрытий. Электроосаждение КЭП Zn + Cколл, Zn + Ni + Cколл на стальную основу (сталь 10кп) проводилось в гальваностатическом режиме термостатированной стеклянной ячейке при 250С., с помощью потенциостата П-5848. Толщина покрытий составляла 15 мкм. В качестве анода использовался спектральный графитовый стержень. Рабочая (видимая) поверхность электродов для электрохимических исследований составляла 1 см2. Использовались водные электролиты хлористых солей Zn и Ni, содержащие ZnCl2 от 0,36 до 0,44 М., NiCl2 от 0,38 до 0,44 М. Добавка Сколл варьировалась от 1 до 50 мл/л.Скорость коррозионного разрушения оценивалась гравиметрически. При определении коэффициента трения покрытия в качестве контртела использовали стальной образец массой 1г. Гальваностатические исследования электоросаждения КЭП Zn + Cколл на стальную основу из суспензии, содержащей хлорид цинка и борную кислоту показали, что характер зависимости Е, t в присутствии коллоидного графита не меняется по сравнению с процессами электроосаждения Zn (рис. 1).
6
-Е,В 2
//
1,6
2
1,2
1
0,8 0,4
0
0,5
1
1,5
t,с
2
Рис.1 Е,t кривые электроосаждения Zn на сталь 10 кп, при i=17·10-3 А/см2, t=250С из электролита состава:1 – 0,44 М ZnCl2 + 0,32 M H3BO3 ; 2 0,44 M ZnCl2 + 0,32 M H3BO3 + Сколл 10 мл/л Однако потенциал максимума становится более положительным, сглаживается его скачкообразное изменение во времени. Используя представление о том, что коллоидный графит в хлористом электролите способен взаимодействовать с ионами Clˉ и приобретать дополнительный отрицательный заряд, можно предположить укрупнение размеров его частиц за счет дополнительной адсорбции присутствующих в электролите катионов. При электроосаждении композиционного покрытия в стадии разряда будут участвовать ионы цинка и частиц коллоидного графита с адсорбированными катионами электролита. Включение Сколл в гальванический осадок экранирует часть поверхности, уменьшает скорость выделения водорода. В результате уменьшается количество гидроксидных соединений цинка, способных включаться в покрытие, при этом и величина стационарного потенциала смещается в область более отрицательных значений. Перенапряжение кристаллизации электроосаждения КЭП Zn + Cколл лежит в пределах 0,4-0,42 В, что меньше данной характеристики для электроосаждения Zn покрытия без добавки Сколл (0,5 В). Следовательно, облегчается процесс формирования кристаллизационного осадка. 1,6 Поляризационная емкость (Спол) процесса электроосаждения КЭП Zn + Cколл, при катодной плотности тока 17·10-3 А/см2 составляет 0,0051 Ф/см2. Эта 1,4 величина меньше Спол для электроосаждения цинка их электролита состава ZnCl2 0,44 M + H3BO3 0,32 M (Спол – 0,0056 Ф/см2), что подтверждает участие 1,2 частиц коллоидного графита в электрохимическом процессе. 1 -Е,В 0,8 0,6 0,4
7
1 2
t,c 0
0.5
1
1,5
2
2,5
3
3,5
4
Рис.2 Е,t кривые электроосаждения сплава Zn-Ni и КЭП Zn + Ni + Cколл на сталь 10 кп, при i=17·10-3 А/см2, t=250С из электролита состава:1 – 0,44 М ZnCl2 + 0,38 M NiCl2 + H3BO3 ; 2 - 0,44 M ZnCl2 + 0,38 M NiCl2 + H3BO3 + Сколл 10 мл/л При введении соли никеля (0,38 М) в электролит ZnCl2 0,44 M + H3BO3 0,32 M + Сколл 10 мл/л (рис.2) наблюдается сглаживание скачкообразного изменения потенциала во времени, и смещение стационарного потенциала в область более положительных значений, вероятно связано с участием в электрохимическом процессе соединений никеля и коллоидного графита с адсорбированными ионами никеля. При электроосаждении КЭП на основе сплава Zn – Ni также как и при осаждении КЭП Zn + Ni + Cколл наблюдается уменьшение Спол (до 0,0020 Ф/см2). Подкисление электролита до рН=3 не влияет на характер Е, t кривых и на качество образующихся КЭП Zn + Ni + Cколл. Покрытия Zn + Cколл, полученные на стали 10 кп из хлористого электролита, серого цвета, прочно сцеплены с основой. Причем с увеличением плотности тока до 30·10-3 , 35·10-3 А/см2 шероховатость покрытия снижается. Увеличение содержания Сколл в электролите при 250С способствеет смещению f как цинкового так и Zn – Ni покрытий. Повышение температуры электролита до 500С приводит к росту коэффициента трения покрытий Zn Cколл, что может быть следствием адгезионных и адсорбционных сил взаимодействия частиц коллоидного графита с поверхностью электрода. При электроосаждении КЭП на основе сплава Zn–Ni увеличивается количество адсорбированных катионов на поверхности частиц коллоидного графита, в результате возрастает электростатическое взаимодействие, происходит накопление в покрытии графита и смещение коэффициента трения. Результаты по из-
8
мерению коэффициента трения f получаемых покрытий представлены в таблице 1 и 2. Таблица 1 Коэффициент трения f покрытия Zn+Cколл Состав
Cколл
Температура
электролита
мл/л
электролита
f Плотность тока, i*10-3А/см2
1
250С 500С
30 3,0171 0,8159
35 3,2741 0,4738
2
250С 500С
0,3103 0,8159
1,8833 0,0177
3
250С 500С
0,8159 1,6198
0,4417 1,1172
ZnCl2 0,37М
+
Cколл Х мл/л
Таблица 2 Коэффициент трения f покрытия Zn+Ni+Cколл Состав электро-
Cколл
Температура
лита
мл/л
электролита
f Плотность тока, i*10-3А/см2
ZnCl2 0,37М + NiCl2 0,44М
+
1
Cколл Х мл/л 2
3
t=250С
30 3,017
35 3,6145
t =500С t=250С
0,152 2,769
1,675
t =500С
1,066
0,696
t=250С t =500C
2,387 -
0,228 0,2561
УДК 678.073:661.481
9
ИССЛЕДОВАНИЕ МЕХАНИЗМОВ ФОРМИРОВАНИЯ И ИЗНАШИВАНИЯ ПОЛИМЕРНЫХ КОМПОЗИТОВ НА ОСНОВЕ СМЕСЕЙ ФТОРОПЛАСТОВ1
Гоголева О.В. м.н.с., Петрова П.Н. в.н.с., Охлопкова А.А. проф. Институт проблем нефти и газа СО РАН, г. Якутск е-mail: oli-gogoleva@yandex.ru Создание новых конструкций узлов трения, постоянно растущие требования к эксплуатационным характеристикам машин и механизмов обусловливают необходимость разработки новых материалов триботехнического назначения. Триботехнические композиционные материалы на основе полимеров занимают важное место среди материалов, применяемых для изготовления фрикционных деталей. Это объясняется тем, что многие актуальные запросы триботехники удается удовлетворить путем применения специальных полимерных материалов, способных длительно эксплуатироваться без смазки, в условиях криогенных и повышенных температур, в высоко агрессивных химических средах, при высоких нагрузках, скоростях и т.д. [1]. Традиционные пути повышения износостойкости и прочностных характеристик материалов на полимерной основе, такие как, наполнение твердыми смазками органической и неорганической природы, введение наномодификаторов для формирования структуры полимеров остаются эффективными для решения многих задач полимерного материаловедения. Цель работы - исследование закономерностей формирования и изнашивания, полимерных нанокомпозитов на основе смесей фторопластов, модифицированных нанонаполнителем (НН), и разработка на их основе машиностроительных триботехнических материалов, характеризуемые повышенными износостойкостью, прочностью, эластичностью. Установлено, что введение полимера Ф-4МБ в ПТФЭ приводит к увеличению предела прочности при растяжении на 10-15 %, относительного удлинения при разрыве в 1,5-2 раза, при этом наблюдается увеличение скорости массового изнашивания ПКМ до 270 раз, что связано, по-видимому, с пластифицирующим действием Ф-4МБ на ПКМ [2]. Интенсивность изнашивания ПКМ со шпинелями магния мало меняется при повышении нагрузки от 0,45 до 1 МПа, что связано с увеличением твердых, износостойких включений на поверхности трения при росте степени деформации. С целью изучения влияния сополимера (Ф-4МБ) на усиление адгезионного взаимодействия в системе ПТФЭ-НН исследованы термодинамические параметры ПКМ методом дифференциальной калориметрии (ДСК). 1
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ (грант №09-03-98502-р_восток_а, №09-03-98504-р_восток_а ).
10
Результаты термодинамических исследований ПКМ представлены в табл.2. Таблица 2 Зависимость термодинамических характеристик ПКМ от концентрации Ф-4МБ и НК Композит
С Ф-4МБ, мас.%
С НШ, мас.%
Тпл, К
Δ Hпл, Дж/г
Ткр, К
Δ Hкр, Дж/г
ПТФЭ ПТФЭ+Ф-4МБ ПТФЭ+Ф-4МБ ПТФЭ+Ф-4МБ ПТФЭ+Ф-4МБ ПТФЭ+НК ПТФЭ+Ф-4МБ+ НН ПТФЭ+Ф-4МБ+ НН ПТФЭ+Ф-4МБ+ НН ПТФЭ+Ф-4МБ+ НН
2 3 5 10 3 3 5 5
2 1 2 1 2
604 598 597 598 598 599 598 597 598 598
17,03 23,53 25,03 23,81 23,50 19,58 28,37 28,78 25,60 21,40
588 593 593 593 593 595 595 595 595 595
22,65 28,05 31,12 33,63 27,25 23,70 26,02 28,78 28,48 24,68
СФ-4МБ - концентрация Ф-4МБ; СНН - концентрация шпинели магния; Тпл, Ткр температура плавления и кристаллизации; ΔHпл, ΔHкр - энтальпии плавления и кристаллизации
Видно, что введение Ф-4МБ только в ПТФЭ, а также в ПКМ состава (ПТФЭ+НН) сопровождается некоторым снижением температуры плавления и незначительным повышением температуры кристаллизации по сравнению с ненаполненным полимером. Изменение температур плавления и кристаллизации ПКМ состава ПТФЭ+ Ф-4МБ свидетельствует о формирования однофазной системы с отличными от исходных компонентов характеристиками [3]. Установлено, что введение Ф-4МБ в систему ПТФЭ-НН приводит к повышению значения энтальпии плавления, следовательно, эта система имеет меньшую подвижность макромолекул при нагревании в силу образования большого количества межмолекулярных связей между полимерной цепочкой и поверхностью частиц нанонаполнителя. Повышение значений температуры и энтальпии кристаллизации свидетельствует о повышении скорости кристаллизации ПТФЭ в присутствии нанонаполнителей. Присутствие второго полимера, близкого по химическому составу к ПТФЭ, ускоряет процессы кристаллизации полимера, видимо вследствие диффузии в межфазном слое. Для установления влияния наполнителей различной природы на процессы структурообразования в ПТФЭ и, соответственно, на характер изменения свойств, методом электронной микроскопии проведены структурные исследования. Введение полимерного наполнителя привело к
11 а
формированию структурных элементов, имеющих нечеткие границы, в виде крупных вытянутых сферолитов (рис.1, б), наблюдается их определенная ориентация, что объясняет увеличение значений относительного удлинения при разрыве. Дополнительное введение в полимерную смесь структурноактивных наночастиц шпинели магния с развитой удельной поверхностью обеспечивает существенное изменение кристаллизации, приведя к образованию различных надмолекулярных структурных элементов в ПТФЭ, имеющих четко выраженные границы (рис.1, в, г). На микрофотографиях видно, что частицы НН являются центрами кристаллизации, от которых идет рост сферолитных образований. Наблюдается образование двухфазной гетерогенной системы с развитой поверхностью раздела и переходным слоем (рис.1, г), в котором повышается подвижность элементов надмолекулярной структуры. Благодаря этому увеличивается скорость релаксационных процессов, способствующая уменьшению локальных напряжений в композите, приводящая к увеличению деформационно-прочностных характеристик ПКМ.
б
а
в
г
Рис. 1. Надмолекулярная структура ПКМ: а) ПТФЭ; б) ПТФЭ +3%Ф-4МБ; в) ПТФЭ +3%Ф-4МБ+ 2% НН; г) ПТФЭ +3%Ф-4МБ+2 % НН (активация 2 мин). Увеличение х300. С целью изучения механизма трения и изнашивания ПКМ, обусловленного участием наночастиц, проведены структурные исследования поверхностей трения. На рис 2. представлены микрофотографии поверхностей трения композитов на основе смесей фторопластов, модифицированных НН.
а
б
в
г
Рис.2. Микрофотографии поверхностей ПКМ: а) до трения б) после трения. Растровая картина распределения шпинели магния на поверхности ПКМ (в рентгеновских лучах по магнию): в) до трения; г) после трения. Топография поверхности трения ПКМ характеризуется как однородная с мелким бороздчатым рельефом, образованным из агломерированных частиц
12
нанонаполнителя. Бороздки, формируемые при ориентированном движении структурных элементов поверхностного слоя ПКМ, характеризуются незначительной глубиной. Образование подобной структуры композита в процессе трения свидетельствует о стабильной работе трибосопряжения [4]. Увеличение износостойкости ПКМ, содержащих НН (до 270 раз), можно объяснить тем, что частицы наполнителя, концентрируясь на поверхности трения в виде островков формируют кластерные структуры с фрагментами полимера, играющие роль защитного экрана, локализующего в своем объеме деформации сдвига и предохраняющие поверхностный слой ПКМ от разрушения. Заключение. На основании проведенных исследований установлены факторы, определяющие механизм формирования и изнашивания полимерных нанокомпозитов на основе фторполимеров: 1) полимер Ф-4МБ за счет собственной внутримолекулярной подвижности оказывает пластифицирующее влияние на полимерную систему ПТФЭ+НН, приводящих к повышению деформационно-прочностных характеристик ПКМ; 2) полимер Ф-4МБ в многокомпонентной полимерной системе, усиливая межфазные взаимодействия между компонентами композита, тем самым инициирует процессы кристаллизации ПТФЭ в присутствии структурно-активных наночастиц наполнителя. Это сопровождается повышением прочностных и триботехнических характеристик ПКМ; 3) частицы НН участвуют в формировании износостойкого поверхностного слоя ПКМ с повышенной сопротивляемостью контактным деформациям. Разработанные материалы характеризуются стабильными значениями коэффициента трения и интенсивности изнашивания, повышенными деформационно-прочностными показателями, обеспечивающими жесткость сопряжений и высокую несущую способность. БИБЛИОГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК 1.
Охлопкова А.А., Адрианова О.А., Попов С.Н. Модификация полимеров ультрадисперсными соединениями.- Якутск: ЯФ Изд-ва СО РАН.- 2003
2.
Краснов А.П., Рашкован И.А., Афоничева О.В. и др. Трибохимические процессы и триботехнические свойства углеродопластиков со стекловолокном и стеклошарами на основе смеси полиамида и полиэтилена // Трение и износ. 2003. -Т. 24.-С. 654-660.
3.
Кулезнев В.Н. Смеси полимеров. М.: Химия, 1980.- 304 с.
УДК: 536.425 МНОГОСТАДИЙНЫЙ ПРОЦЕСС АУСТЕНИЗАЦИИ МАЛОУГЛЕРОДИСТЫХ МАРТЕНСИТНЫХ СТАЛЕЙ
13
Клейнер Л. М., Спивак Л. В., Шацов А. А., Ларинин Д.М. (ПГТУ, ПГУ), e-mail: lspivak@psu.ru
Появление в последние годы методов дифференциального термического анализа на принципиально новой экспериментальной платформе и применение компьютерных технологий обработки экспериментальных данных создали предпосылки для более тщательного изучения поведения при нагреве и охлаждении некоторых малоуглеродистых мартенситных сталей (НМС). Высокая устойчивость переохлажденного аустенита этих сталей и низкое содержание углерода предопределяют образование при охлаждении мартенсита с хорошими механическими и технологическими характеристиками (см. [1, 2]. Перспективным считается и закалка сталей данного класса из межкритического интервала температур (МКТИ). Однако характерные черты фазовых превращений при прохождении интервала температур АС1 – АС3 мало известны и выяснение их закономерностей представляют особый интерес, поскольку они обуславливают формирование структуры и свойства сплавов. Действительно, в работах [3, 4] было показано, что процесс аустенизации при нагреве МНС имеет, судя по данным дифференциальной сканирующей дилатометрии (DSC), мультиплетный характер. Стояла задача выяснить, насколько обнаруженные закономерности являются общими для этого класса сталей. Данные по дифференциальной сканирующей калориметрии (DSC) были получены с помощью прибора STA "Jupiter" 449 фирмы Netzsch. Образцы сталей представляли собой шайбы диаметром ∼4 мм и высотой ∼3 мм. Нагрев и охлаждение производили в атмосфере аргона. Предметом исследования в работе были выбраны экспериментальные НМС 17Х2Г2Н (0.17% С, 2.10% Mn, 2.2% Cr, 1.10% Ni), 17Х2Г2Н2,5 (0.17% С, 1.95% Mn. 2.10% Cr. 2,45% Ni) 17Х2Г2НМ0,3 (0.17% С. 2.20% Mn. 2.10% Cr, 1.45% Ni, 0.32% Mo) На кривых DSC, в отличие от данных дилатометрического анализа, наблюдали более сложный характер изменения DSC сигнала при нагреве со скоростями 5 ÷40 °/мин. В зависимости от термокинетической предыстории сплавов (под этим понимается предшествующее процессу измерения DSC число термоциклов, скорости нагрева и охлаждения, температуры аустенизации, схемы термической обработки и т.п.) получаются несколько различные друг от друга DSC кривые при нагреве и охлаждении. Показано, что при нагреве со скоростями меньшими 40°/мин в районе 300 ÷ 400 °С наблюдается некоторая особенность на кривых ДСК, которую предположительно можно связать с распадом небольшого количества остаточного аустенита. Наименьшую температуру точки АС1 имеет сталь, легированная 2,5% никеля, АС1 = 705±6 °С. Для стали 17Х2Г2Н АС1 = 726±3 °С. Для стали
14
17Х2Г2НМ0,3 АС1 = 710±4 °С. Увеличение скорости нагрева с 5 до 40 К/мин практически не влияет на положение точки АС1, что соответствует общепринятым представлениям [5]. Как видно из представленных данных, увеличение в стали содержания никеля (17Х2Г2Н2,5) снижает эту температуру по сравнению с сталью 17Х2Г2Н. Меньшее влияние на эту температурную точку оказывает легирование молибденом (сталь 17Х2Г2НМ0,3). Независимость этих характерных точек от скорости нагрева позволяет считать, что данный пик поглощения обусловлен бездиффузионным (сдвиговым) механизмом α→γ перехода выше критической точки АС1 в аустенит. После реализации этого этапа фазового перехода при дальнейшем нагреве в интервале МКТИ, судя по тепловым эффектам, осуществляется следующие стадии фазовой трансформации. Дальнейший ход ДСК кривой нагрева зависит от термокинетической предыстории сплава. Таким образом, установлено, что при нагреве НМС в МКТИ фазовая трансформация осуществляется несколькими дифференцированными по температуре механизмами. Один из этапов такого перехода, по предположению, связан с обратным превращением сохранившегося до этой температуры мартенсита в аустенит. Если термокинетическая предыстория способствует протеканию в значительном объеме сплава процессов распада мартенсита, то другая стадия перехода осуществляется преимущественно по диффузионному механизму. Анализ второй производной DSC сигнала по температуре позволяет определить в межкритическом интервале температур (АС1 – АС3) число локализованных эндотермических процессов, а использование программного продукта "Fytik" - парциальный вклад каждого из этих процессов в общий баланс поглощения тепла при аустенизации. Часть из них носит устойчивый характер и наблюдается для всех марок сталей, а часть представляет собой сателлиты, появляющиеся ниже, внутри и выше области температур наблюдения устойчивых эндотермических процессов. Для рассмотренных составов МНС устойчивые максимумы эндотермических процессов локализованы следующим образом. Для сталей 17Х2Г2Н и 17Х2Г2Н2,5 это Р1 = 730-740 °С, Р2 = 747-750 °С, Р3 = 764-767°С, Р4 = 783-786 °С. Для стали 17Х2Г2НМ0,3 Р2 = 747-750 °С, Р3 = 764-767 °С, Р4 = 783-786 °С. Еще одной установленной закономерностью является уменьшение теплового эффекта процесса аустенизации с увеличением скорости нагрева. Эти данные можно рассматривать как свидетельство того, что с увеличением скорости нагрева увеличивается объемы сплава, аустенизация которого происходит с меньшими энергетическими затратами. Объяснение многостадийного процесса аустенизации следует искать в особенностях превращения аустенита этого класса сталей при охлаждении с достаточно медленными скоростями (от 5 до 40 К/мин). Поскольку это стали мартенситного класса, то при охлаждении после аустенизации основной объем аустенита претерпевает мартенситное превращение. Анализ DSC кри-
15
вых показал, что ниже точки Ar1 при 600 ÷ 700 °С наблюдается некоторая особенность, которую можно трактовать как следствие выделения тепла из-за распада небольшого объема аустенита по перлитному механизму. С увеличением скорости охлаждения перлитное превращение постепенно подавляется. Затем при температурах меньше 500 °С происходит выделения тепла, обусловленное переходом аустенита в мартенсит. Чем больше скорость охлаждения, тем при более низких температурах фиксируется начало этого этапа распада аустенита, поскольку при охлаждении аустенита его частичный распад по перлитному механизму приводит к повышению температуры начала мартенситного превращения [5]. Судя по ходу производной сигнала ДСК в этом интервале температур, также имеет место наложение двух частично перекрывающих друг друга процессов распада с малыми температурными интервалами между ними. Данные DSC анализа позволяют считать, что в этом интервале температур происходит образование мартенсита различной морфологии, реечного или пакетного. Сравнение тепловых эффектов при нагреве и охлаждении показывает, что при нагреве в МКТИ поглощение тепла много меньше, чем выделяется при охлаждении ниже критической точки Аr1. Данное обстоятельство свидетельствует о том, что заметная часть тепловой энергии, запасенной материалом после предварительного охлаждения (закалки), выделяется при последующем нагреве задолго до достижения температуры фазового перехода и образования аустенита. Но даже если учесть общее количество тепла, которое выделяется при нагреве выше 400 °С, то и в этом случае выделяющаяся при охлаждении тепловая энергия будет заметно больше, чем это фиксируется при нагреве. С другой стороны, столь значительное выделение тепла при охлаждении в районе температур 500 ÷ 200 °С указывает на отсутствие в этом случае классического сдвигового характера мартенситного перехода. По-видимому, это является следствием того, что в этом температурном интервале при реализованных в работе скоростях охлаждения ниже 500 °С происходит наложение процессов образования мартенсита и самоотпуска. С целью выяснить роль исходной структуры в формировании эндотермического спектра на DSC кривых при аустенизации на базовой стали 07Х3ГНМ (0,07% С. 0.93% Mn, 3.25% Cr, 1.06% Ni) были осуществлены следующие термовременные циклы. Отпуск стали при 660 °С в течение 8 часов для более полного распада мартенсита и устранения остаточного аустенита. В результате исчезли особенности DSC кривой в районе 300 ÷ 400 °С. и произошло упрощение спектра сигнала DSC при аустенизации. Другой эксперимент был связан с нагревом до 950 °С, изотермической выдержкой при 650 °С 6 часов и последующем нагревом до 950°С. В этом случае в МКТИ четко разделены три экзотермических пика. Исследованы и другие комбинации изменения структурного состояния стали перед ее нагревом в МКТИ.
16
Тем самым показана связь между исходным состоянием стали и характером эндотермических процессов при ее нагреве в МКТИ Таким образом, при охлажденных после аустенизации данных сталей, в исходной перед нагревом структуре имеется несколько дифференцированных структурных составляющих. В общем случае это могут быть в небольшом количестве перлит, мартенсит двух морфологических типов, остаточный аустенит внутри мартенситных пакетов, свободный феррит. В зависимости от скорости охлаждения и состава сталей соотношение между этими структурными составляющими будет разным. Следовательно, будут разными и вклады этих составляющих в процессы аустенизации при нагреве. Более того, в зависимости от полноты протекания релаксационных процессов в сталях при нагреве, степени распада термодинамически неравновесных структур при переходе их в более равновесное состояние так же будет зависеть спектр эндотермических процессов при нагреве сталей этого класса в МКТИ. По-видимому, каждому из структурных состояний присущ свой, персонифицированный механизм аустенизации, что и находит свое отражение в мультиплетном характере DSC сигнала при нагреве сталей в интервале температур АС1 –АС3. Таким образом, методами дифференциальной сканирующей калориметрии показано, что переход в аустенитное состояние при нагреве НМС в межкритическом интервале температур возможен по нескольким механизмам, разделенным при умеренных скоростях нагрева температурными интервалами. БИБЛИОАГРАФИЧЕСКИЙ СПИСОК 1. Клейнер Л.М., Шацов А.А. Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситного класса /Перм. гос. техн.ун-т, Пермь, 2004. 142 с. 2. Клейнер Л.М., Шацов А.А. Конструкционные высокопрочные низкоуглеродистые стали мартенситного класса /Перм. гос. техн.ун-т, Пермь, 2008. 302. с. 3. Клейнер Л.М., Спивак Л.В., Шацов А.А., Закирова М.Г., Ларин Д.М. Фазовые превращения в сплаве 07Х3ГНМ //Вестник Пермского государственного университета. Сер.Физика. 2009. в.1. С.100-103. 4. Клейнер Л.М., Ларин Д.М., Спивак Л.В., Шацов А.А. Фазовые и структурные превращения в низкоуглеродистых мартенситных сталях //ФММ. 2009. Т.108. №2. С.1-8. 5. Блантер М.М. Теория термической обработки М.: Металлургия. 1984.328с.
ИМЕННОЙ УКАЗАТЕЛЬ
ФИО
СТР. 17
Андреева Е.М., Гоголева О.В. Гусев М.С. Клейнер Л. М. Ларинин Д.М. Охлопкова А.А Петрова П.Н., Соловьева Н.Д. Спивак Л. В., Шацов А. А.
4 8 4 12 12 8 8 12 12 12
18
ЭЛЕКТРОННАЯ ВЕРСИЯ СБОРНИКА РЕГИСТРИРУЕТСЯ В ИНФОРМРЕГИСТРЕ РФ
Актуальные проблемы современной науки Труды 10-й Международного конференции форума молодых ученых Естественные науки. Ч. 3: МЕХАНИКА И МАШИНОСТРОЕНИЕ.
Печатается в авторской редакции Научный редактор РАДЧЕНКО Владимир Павлович
Компьютерная верстка АФАНАСЬЕВА Ольга Сергеевна . Государственное образовательное учреждение высшего профессионального образования «Самарский государственный технический университет» 443100, г. Самара, ул. Молодогвардейская, 244, Главный корпус Отпечатано в типографии Самарского государственного технического университета 443100, г. Самара, ул. Молодогвардейская, 244, корпус №8
19