CC BY
29
МЕЖДУНАРОДНЫЙ НАУЧНЫЙ ЖУРНАЛ «СИМВОЛ НАУКИ» №12/2015 ISSN 2410-700Х ФИЗИКО-МАТЕМАТИЧЕСКИЕ НАУКИ
УДК 539.913; 539.37.
Баранов Михаил Александрович
Д-р. физ.-мат. Наук, проф. АлтГТУ Г. Барнаул, РФ E-mail: [email protected] Щербаков Владимир Михайлович
доц. АлтГТУ Г. Барнаул, РФ E-mail: [email protected]
О КОРРЕЛЯЦИИ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СПЛАВОВ СЛОЖНОГО ХИМИЧЕСКОГО СОСТАВА С СОСТОЯНИЕМ ИХ ОСНОВНОЙ ФАЗЫ
Аннотация
Исходя из наибольшей склонности твердого раствора к пластической деформации по сравнению с другими фазами сплава, его связующей функции и превалирующей доли выполнен поиск корреляционной взаимосвязи между экспериментально измеренными показателями механических свойств (ПМС) ряда промышленно выпускаемых сталей и сплавов аустенитного класса в состоянии после закалки и вычисленными параметрами состояния их у фазы. В качестве последних рассматривалась величина энергии связи в расчёте на атом и степень искажённости решётки, обусловленная несимметричным окружением каждого из атомов. Установленная взаимосвязь открывает принципиальную возможность предвидения механических свойств сплава в зависимости от состава его основной фазы.
Ключевые слова
механические свойства, корреляция, химический состав, атомно-дискретное моделирование,
прогнозирование.
Введение.
Стали и сплавы были и остаются единственным видом материала деталей машин, испытывающих длительные циклические, в том числе ударные, нагрузки в условиях резких перепадов температур. Важнейшим критерием применения той или иной марки стали или сплава для изготовления определённого типа деталей работающих в заданных условиях является совокупность его показателей механических свойств (ПМС). Несмотря на то, что на ПМС сплава влияет множество факторов - мелкодисперсные твёрдые частицы, наклёп, границы зёрен, гладкость поверхности и др. имеет смысл выделить некоторые общие закономерности формирования ПМС. По большому счёту существует всего лишь два основных «рычага» регулирования ПМС. Это варьирование химического состава сплава в целом и подбор последующего режима термомеханической обработки. Практически широкие возможности варьирования, как составов, так и режимов обработки свидетельствуют о том, что и возможности создания материалов с требуемым набором ПМС также пока не исчерпаны. В этой связи, задача предвидения ПМС сталей и сплавов остаётся актуальной [2,3,5].
По определению, любое механическое свойство (МС) - это отклик материала в виде пластической деформации на внешнюю механическую нагрузку. Это означает, что ПМС не могут быть измерены в результате испытаний, допускающих лишь упругие деформации, например, экспериментов на основе ультразвука. В то же время, они не поддаются и вычислению методами атомно-дискретного моделирования, поскольку ГОСТ 1497-84 и 9012-89 предписывает не вычислять, а измерять ПМС с соблюдением жёстких требований как к образцам так и к процессу измерения. То есть, ПМС выступают как невычисляемые параметры материала. Пожалуй, единственной возможностью прогнозирования ПМС остаётся опора на уже имеющиеся данные о свойствах известных промышленно выпускаемых сталей и сплавов.
Рабочая гипотеза.
Очевидно, что при механическом нагружении материала пластическая деформация реализуется в его «самом слабом звене» - наиболее податливой фазе, представленной плотноупакованной кристаллической решёткой узлов с большим числом систем скольжения. Чаще всего это а или у фаза - многокомпонентный неупорядоченный твёрдый раствор на основе ОЦК или ГЦК решётки. Именно она связывает в единый конгломерат, называемый материалом и другие его более твёрдые составляющие - карбиды, нитриды, бориды, интерметаллиды. Высокая податливость, связующая функция, а зачастую и превалирующая доля этой фазы позволяют рассматривать её в качестве основной. Любые искажения кристаллической решётки основной фазы (ОФ), конечно же, препятствуют скольжению в ней дислокаций и, следовательно, процессу пластической деформации не только ОФ, но и материала в целом. Для кристаллов ОФ характерен специфический фактор упрочнения. Действительно, сложный химический состава ОФ приводит к несимметричному окружению каждого из атомов и, вследствие этого, к искажениям равномерно распределённым по объёму кристалла ОФ. В отличие, например, от наклёпа, таковые не исчезают в процессе отжига или термоциклирования. Не случайно для изготовления деталей, испытывающих резкие перепады температур (клапаны ДВС, дисковые пилы, лопатки паровых и газовых турбин и др.) применяются высоколегированные стали [4].
Под микросостоянием ОФ будем понимать совокупность координат и сортов атомов, образующих её кристаллическую решётку. Однако столь детальная информация вряд ли окажется полезной при объяснении формирования МС материалов. Поэтому в качестве параметров макросостояния ОФ правомерно рассматривать усреднённые значения параметров микросостояния, например, её химический состав. Очевидно, что ПМС материала в целом во многом зависят от склонности ОФ к пластической деформации, которая, в свою очередь, определяется её микросостоянием. В этой связи естественно предположить, что между макропараметрами ОФ и ПМС материала в целом, должна существовать взаимосвязь, количественно выражающаяся хотя бы корреляционной зависимостью. Таким образом, задача заключается в воссоздании микросостояния ОФ, определении макропараметров и проверке выдвинутой гипотезы.
Моделирование микросостояния.
Для воссоздания микросостояния ОФ рассматривался модельный блок кристалла размером 15х15х15 элементарных ГЦК ячеек. С помощью генератора случайных чисел каждому узлу геометрически правильной решётки приписывался атом определённого химического элемента из состава сплава. Атомы углерода хаотически располагались в октаэдрических междоузлий (центры рёбер) так, что химический состав модельного блока соответствовал заданному составу ОФ. Взаимодействие атомов описывалось с учётом конфигураций их электронных оболочек [1].
Под внутренней энергией модельного блока понималась энергия взаимодействия атомов из его центральной области размером 11x11x11 ячеек со всеми другими атомами. На начальном этапе из условия минимизации внутренней энергии блока находилось равновесное значение параметра решётки ао. Затем внешние границы блока фиксировались, а атомам внутренней области предоставлялась возможность смещаться из стартовых положений узлов в направлениях действующих на них сил вплоть до достижения равновесия. В качестве параметров макросостояния ОФ рассматривалась величина энергии связи Есв в среднем на один атом из центральной части блока и степень искажённости кристаллической решётки. За меру искажённости решётки принималась величина среднего смещения Sm атомов подвижной части блока относительно их стартовых положений.
где N - число атомов модельного блока, включённых в процесс поиска равновесного состояния; Г;0 -радиус-вектор узла идеальной решётки; Г - радиус-вектор атома в равновесном положении. При этом
каждому атому углерода, как дефекту внедрения, изначально приписывалось смещение, равное половине параметра элементарной ячейки. Величины Есв и легко вычислить методом атомно-дискретного моделирования, но крайне трудно измерить. Поэтому их правомерно рассматривать в качестве неизмерямых параметров состояния ОФ.
Нами были рассмотрены 26 промышленно выпускаемых конструкционных и инструментальных сталей и сплавов аустенитного класса [4] в состоянии после закалки, что позволило рассматривать в качестве их ОФ у фазу, а её химический состав считать эквивалентным составу сплава в целом. Проекция одного из микросостояний у фазы в стали 3Х16Н22В6Б на плоскость типа (100) представлена на рисунке 1. При этом векторы смещений атомов относительно их стартовых положений для наглядности увеличены в 25 раз. ПМС аппроксимировались достаточно простой, но адаптивной функцией вида
Значения параметров ро, р1, р2, рз для рассматриваемого класса сталей подбирались из условия максимальной близости рассчитываемого по формуле (2) набора значений определённого МС к соответствующему экспериментальному набору. Очевидно, что в случае набора из четырёх различных материалов значения ро, р1, р2, рз можно подобрать так, чтобы прогнозируемые ПМС совпадали с экспериментальными. При рассмотрении большого числа материалов и отсутствии искомой корреляции отличным от нуля окажется лишь значение ро, которое должно совпасть со средним значением показателя данного МС. Значения коэффициентов ро, р1, р2, рз, определенные посредством приближения функций (2) к экспериментальным наборам ПМС приведены в таблице 1.
(1)
Результаты и их обсуждение.
МС (Sm
, есв ) _ Po + PlECBSm + Р2 ЕСВ + P3S,
m
(2)
Рисунок 1 - Микросостояние у фазы стали 3Х16Н22В6Б
Таблица 1
Коэффициенты функций вида (2), аппроксимирущие ПМС сталей аустенитного класса в состоянии после
закалки в соответствующих единицах изме рения
Механическое свойство Po P1 P2 P3
Предел текучести а 02 -310.257 -137.782 105.912 2131.597
Предел прочности а в 438.010 -226.514 7.863 3537.520
Относительное удлинение 5 -143.257 -353.221 43.979 1296.443
Твердость НВ 628.165 -226.674 -106.521 1379.118
Таблица 2
Параметры состояния у фазы сталей аустенитного класса и показатели их механических свойств
Марка стали Неизмеряемые параметры ОФ Механические свойства стали. Эксперимент / аппроксимация
Есв,эВ Sm, А Ö02, МПа ob, МПа 5, % НВ
1 02Х17Н11М2 4.389 0.039 250/214 520/503 35/40 -/176
2 03Х23Н28Ю4Т 4.303 0.037 216/202 490/499 30/38 185/185
3 08Х16Н9М2 4.357 0.038 220/209 540/501 38/39 200/179
4 08Х18Н10 4.327 0.031 196/196 470/483 39/40 170/180
5 08Х18Н10Т 4.344 0.038 196/208 490/501 36/39 179/180
6 08Х16Н13М2Б 4.388 0.056 230/240 555/546 40/36 162/182
7 08Х17Н13М2Т 4.382 0.044 196/218 500/508 40/40 140/175
8 09Х14Н19В2БР 4.378 0.060 215/245 509/556 35/34 200/185
9 10Х17Н13М2Т 4.382 0.044 225/221 525/516 37/38 200/178
10 10Х14Г14Н4Т 4.352 0.060 245/243 640/557 35/34 188/188
11 10Х16Н14В2БР 4.363 0.058 220/241 520/552 38/34 200/186
12 10Х17Н13М3Т 4.410 0.048 196/230 510/525 37/38 200/177
13 1Х14Н14В2М 4.414 0.052 220/236 550/535 35/37 170/178
14 Х16Н16МВ2БР 4.388 0.056 200/240 500/546 35/36 -/182
15 12Х18Н9 4.334 0.036 196/204 490/496 38/39 179/181
16 12Х18Н9Т 4.336 0.040 196/210 510/506 39/38 170/182
17 12Х18Н10Т 4.334 0.038 196/215 510/514 36/39 179/184
18 17Х18Н9 4.307 0.057 215/234 580/550 37/33 -/192
19 20Х23Н13 4.343 0.043 295/216 490/514 35/38 -/183
20 20Х20Н14С2 4.676 0.073 295/294 590/582 37/36 -/153
21 20Х23Н18 4.349 0.047 250/222 510/524 35/37 178/183
22 20Х25Н20С2 4.696 0.070 295/291 590/574 35/38 -/150
23 3Х16Н22В6Б 4.394 0.091 300/294 600/635 20/27 -/195
24 31Х19Н9ВБТ 4.317 0.075 295/262 590/596 30/29 190/198
25 36Х18Н25С2 4.638 0.103 345/335 640/658 25/26 164/168
26 45Х14Н14В2М 4.333 0.104 300/308 700/670 20/23 -/208
Неизмеряемые параметры Есв и Sm ОФ для каждой марки стали приведены в таблице 2. Здесь же в последних четырёх столбцах приведены экспериментальные и аппроксимированные значения предела текучести, предела прочности, относительного удлинения и твердости. Удовлетворительное соответствие между ожидаемыми и экспериментальными ПМС свидетельствует о правомерности выдвинутой гипотезы. Наблюдаемое же различие между «прогнозом» и «экспериментом» для некоторых сталей обусловлено влиянием факторов, отличных от состояния ОФ, как, например, присутствием мелкодисперсных выделений других фаз, средним размером зерна, сегрегацией элементов на границах зёрен и др. Полученные аппроксимационные функции (2) представлены на рисунке 2 в виде номограмм - линий постоянных значений каждого МС, выполненных в одинаковом масштабе переменных 8ш и Есв.
Рисунок 2 - Зависимость корреляционных функций, описывающих механические свойства закалённых сталей аустенитного класса от параметров состояния у фазы; а) - предел текучести 002; б) - предел прочности ов;в) - относительное удлинение 5; г) - твердость НВ
С применением полученных номограмм появляется возможность как предсказания ПМС сплава в зависимости от исходного состава сплава и режима последующей термообработки, так и подбора состава сплава и режима термообработки в зависимости от требуемого набора ПМС материала.
Обобщая результаты, полученные на примере ряда промышленно выпускаемых сталей аустенитного класса и четырёх МС можно ожидать существования подобных корреляционных зависимостей для других классов материалов и для других МС. В частности, развитый подход перспективен, например, для предвидения твердости металлических покрытий, созданных различными методами - СВС, плазменной и индукционной наплавкой, ионной бомбардировкой. Список использованной литературы
1. Баранов М.А. Взаимодействие распределённых по Гауссу облаков заряда как элементов электронных оболочек // Символ науки Часть 1. - 2015. - N 9 - C. 9-15.
2. Баранов М.А., Щербаков В.М. Роль превалирующей фазы в формировании механических свойств сплавов сложного химического состава // Международный научно-исследовательский журнал. Часть 1.- 2013. - N 7(14) - C. 5-7.
3. Баранов М.А., Щербаков В.М., Романенко В.В., Черных Е.В. Влияние химического состава сплавов аустенитного класса на их механические свойства. // Вестник Тамбовского университета. т. 15., вып. 3. 2010, с.1016-1017.
4. Марочник сталей и сплавов. Под ред. А.С. Зубченко. 2-е изд. М.: Машиностроение, 2003, 783 с.
5. Baranov, M.A. Sherbakov V.M. Simulation of Multicomponent Crystal States as Tool of Forecasting and Programming of Mechanical Properties of Alloys // Journal of Materials Science and Engineering. - 2011.- V.1.- N 3.- P. 398-407.
© М.А. Баранов, В.М. Щербаков, 2015
УДК 539.216.2:539.293.231:535.215
Дензанова Татьяна Викторовна
канд. физ.-мат. наук, доцент КГУ г.Курган, РФ Никифорова Лидия Николаевна, старший преподаватель КГУ, г.Курган, РФ E-mail: [email protected] Пешкова Ирина Александровна ведущий инженер КГУ, г.Курган, РФ E-mail: [email protected]
ИССЛЕДОВАНИЕ КИНЕТИКИ ФОТОПРОВОДИМОСТИ ПЛЕНОК СЕЛЕНА, ПОДВЕРГНУТЫХ ВОЗДЕЙСТВИЮ ПАРОВ ВИСМУТА
Аннотация
В статье изложены результаты исследования кинетики фотопроводимости пленок аморфного селена, активированного парами висмута.
