Главная
Коллекция "Revolution"
Физика и энергетика
Структурно-фазові зміни в кристалічних та аморфних сплавах на основі перехідних металів при термоциклічних обробках
Структурно-фазові зміни в кристалічних та аморфних сплавах на основі перехідних металів при термоциклічних обробках
Закономірності формування структури в кристалічних і аморфних сплавах на основі перехідних металів під впливом термоциклічної дії за участю фазових переходів І та ІІ роду. Загальні тенденції фазоутворення при різних швидкостях термічного впливу.
| Рубрика | Физика и энергетика |
| Вид | автореферат |
| Язык | украинский |
| Дата добавления | 23.11.2013 |
| Размер файла | 180,6 K |
Отправить свою хорошую работу в базу знаний просто. Используйте форму, расположенную ниже
Студенты, аспиранты, молодые ученые, использующие базу знаний в своей учебе и работе, будут вам очень благодарны.
Размещено на http://www.allbest.ru/
ДНІПРОПЕТРОВСЬКИЙ ДЕРЖАВНИЙ УНІВЕРСИТЕТ
Автореферат
дисертації на здобуття наукового ступеня
доктора фізико-математичних наук
СТРУКТУРНО-ФАЗОВІ ЗМІНИ В КРИСТАЛІЧНИХ ТА АМОРФНИХ СПЛАВАХ НА ОСНОВІ ПЕРЕХІДНИХ МЕТАЛІВ ПРИ ТЕРМОЦИКЛІЧНИХ ОБРОБКАХ
01.04.07 - фізика твердого тіла
Гіржон Василь Васильович
Дніпропетровськ - 1999
Дисертацією є рукопис.
Робота виконана у Запорізькому державному університеті Міністерства освіти України.
Науковий консультант
доктор фізико-математичних наук, професор Брехаря Григорій Павлович, Запорізький державний університет, перший проректор
Офіційні опоненти:
Доктор фізико-математичних наук Маслов Валерій Вікторович - завідувач відділу кристалізації Інституту металофізики НАН України
Доктор фізико-математичних наук, професор Овруцький Анатолій Матвійович - професор кафедри металофізики Дніпропетровського державного університету
Доктор технічних наук, професор Левітін Валім Володимирович - професор кафедри фізики Запорізького державного технічного університету
Провідна установа: Донецький державний університет, кафедра фізики твердого тіла і фізичного металознавства, Міністерство освіти України, м. Донецьк
Захист відбудеться "15” жовтня 1999 р. о 13_ годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д08.051.02 Дніпропетровського державного університету (320052, м. Дніпропетровськ, пр. Науковий, 13, корп.11, ауд.300).
З дисертацією можна ознайомитись у Науковій бібліотеці Дніпропетровського державного університету (320052, м. Дніпропетровськ, пр. Науковий, 13).
Автореферат розісланий "06” вересня 1999 р.
Вчений секретар Спеціалізованої вченої ради Спиридонова І.М.
Загальна характеристика роботи
Актуальність теми
Сплави на основі перехідних металів Fe, Ni та Co (як кристалічні, так і аморфні) відносяться до найбільш поширених матеріалів, які використовуються в сучасній промисловості. Одним з ефективних методів термічного впливу на структурний стан цих сплавів є термоциклічна обробка (ТЦО). Процеси структуроутворення в кристалічних сплавах цього класу під час ТЦО, коли фазові переходи І роду можуть відбуватись як за дифузійним, так і за зсувним (мартенситним) механізмом, значною мірою визначаються кінетичними факторами теплової дії, зокрема швидкостями нагріву та охолодження. Відкрите в 30 - х роках явище фазового наклепу в недалекому минулому було відоме тільки як фізичний факт, який практично не мав прикладних аспектів використання. Проте в останні 25 - 30 років завдяки роботам вчених, в основному, уральської та київської школи металофізиків виявилось, що розробка теоретичних основ формування структури під час термоциклічної обробки за участю прямих і зворотних - переходів є важливою не тільки з точки зору теорії фізики твердого тіла, але й з точки зору практичного використання металевих матеріалів з новими властивостями. Але зовсім незначна кількість дослідників займалась вивченням впливу багаторазових термоциклічних дій на процеси структуроутворення в класичних Fe-Ni - сплавах, вважаючи його недоцільним, оскільки зміна основних фізико-механічних властивостей таких сплавів, зумовлена фазовим наклепом, завершувалась, на думку переважної більшості авторів, після декількох термоциклів. Проте, як виявляється, формування структури і властивостей сплавів, при зростанні кількості термоциклів можуть відбуватись за іншими механізмами, зміна яких визначається хімічним складом сплавів та швидкостями його нагріву і охолодження, що в свою чергу призводить до зміни комплексу їх фізико-механічних властивостей.
Застосування дефокусованого імпульсного лазерного випромінювання в процесі ТЦО, як джерела дозованого нагріву (від декількох десятків градусів до температур плавлення), дало можливість значно розширити діапазон швидкостей теплової дії на метали і сплави. До цього часу вплив такого виду термообробки на формування структурного стану залишався маловивченим.
Найбільшого поширення на цей час ТЦО набула при обробці металевих сплавів за участю фазових переходів І роду, оскільки найзначніші зміни в структурі відбуваються саме при такому жорсткому термоциклуванні. Тому дослідження впливу багаторазової термоциклічної обробки навколо точки фазового переходу ІІ роду на процеси формування властивостей в сплавах практично не проводились, хоча зміна знаку магнітострикції, наприклад, в сплавах системи Fe-Nd-B, при таких фазових переходах за своїми зовнішніми ознаками практично ідентична зміні питомого об'єму фаз при перетвореннях мартенситного типу і повинна викликати помітні структурні зміни, а значить і зміну службових характеристик сплавів.
Практично неосвітленим у науковій літературі є питання про вплив ТЦО (особливо при використанні лазерного випромінювання) на процеси структуроутворення в аморфних металевих сплавах (АМС), отриманих гартуванням з рідкого стану. Використання цих сплавів у виробництві вимагає комплексного дослідження температурного інтервалу стабільності АМС, а також структурних змін, які відбуваються при нагріванні їх з різною швидкістю за межами області стабільності. Тому, з точки зору практичного використання (оскільки в процесі експлуатації готові вироби можуть зазнавати різної кількості теплозмін) актуальність вивчення структурного стану АМС в процесі ТЦО є очевидною. З точки зору розвитку фундаментальних понять про процеси структуроутворення в АМС вивчення такого виду обробки, особливо з врахуванням кінетичних факторів теплової дії, може дати більш повне уявлення про механізми кристалізації та їх зміни від швидкостей нагріву при ТЦО в інтервалі температур навколо точки склоутворення Тg.
На відміну від усіх відомих методів термоциклічної дії періодичний низькоенергетичний лазерний нагрів дає змогу впливати на структуру локальних областей тонких аморфних стрічок, змінюючи їх властивості. До цього часу подібні дослідження практично не виконувались.
Вказана сукупність питань, пов'язаних з процесами формування структури і властивостей у сплавах на основі перехідних металів під впливом термоциклічної теплової дії при використанні в процесі неї надшвидких лазерних нагрівів та охолоджень призвела до розгляду проблеми фізичного трактування цих процесів.
Зв'язок роботи з науковими програмами, планами, темами
Дисертаційна робота виконувалась в межах держбюджетних НДР Міністерства освіти України в рамках пріоритетного напрямку розвитку науки і техніки № 6 "Нові речовини та матеріали" (теми № 33/92 "Розробка фізичних основ отримання матеріалів із заданими властивостями”, № 1/94 "Дослідження умов формування та термічної стійкості метастабільних структур в сплавах евтектичного типу на основі ПМ-РЗМ, ПМ-РЗМ-В, ПМ-неметал і розробка на їх основі високоенергетичних постійних магнітів”, № 76/95 "Експериментальні і теоретичні дослідження та моделювання процесів кристалізації в аморфних сплавах на основі перехідних металів в залежності від швидкості теплового впливу”, № 2/96 "Вивчення особливостей дифузійних процесів вуглецю та бору в кристалічних та аморфних сплавах на основі перехідних металів в процесі нетрадиційних видів теплової дії та їх вплив на структурно-фазовий склад сплавів”.
Мета і задачі дослідження
Робота присвячена встановленню закономірностей формування структури в кристалічних і аморфних сплавах на основі перехідних металів під впливом термоциклічної дії за участю фазових переходів І та ІІ роду, виявленню загальних тенденцій фазоутворення в процесі ТЦО при різних швидкостях термічного впливу.
У відповідності із зазначеною метою були поставлені та розв'язані наступні задачі: встановлення закономірностей формування структури сплавів на Fe-Ni - основі при багаторазовому термоциклуванні за участю прямих і зворотних - переходів з врахуванням кінетичних факторів теплового впливу; вивчення впливу фазового наклепу на релаксаційні процеси в мартенситних фазах; встановлення механізмів формування висококоерцитивного стану в надсильних постійних магнітах при ТЦО навколо точки фазового переходу ІІ роду; встановлення фізичних закономірностей формування та розпаду метастабільних фаз в процесі кристалізації АМС на основі заліза та кобальту в залежності від швидкості та виду теплового впливу на них; дослідження особливостей формування структури кристалічних сплавів під час термоциклічної імпульсної лазерної обробки їх поверхонь.
За підсумками виконання дисертаційної роботи отримані нові науково обгрунтовані результати в галузі фізики твердого тіла, які в сукупності розв'язують важливу наукову проблему - встановлення фізичних закономірностей формування структури в сплавах на Fe, Ni, Co - основі під час ТЦО за участю фазових переходів І та ІІ роду з врахуванням кінетичних факторів теплової дії.
кристалічний аморфний сплав термічний
Наукова новизна одержаних результатів
Доведено, що повне розчинення вуглецю в реверсованому аустеніті середньовуглецевих Fe-Ni-C сплавів має місце при термоциклуванні за участю - переходів тільки при таких швидкостях нагріву, які забезпечують зсувний механізм зворотного - перетворення. Зниження швидкості нагріву призводить до неповного розчинення вуглецю в - фазі за рахунок закріплення його в дефектах кристалічної будови в процесі розпаду метастабільного - твердого розчину (мартенситу).
Встановлено, що термоциклічна лазерна обробка в режимі оплавлення поверхні бінарного Fe-Nі - сплаву внаслідок утворення дрібнодисперсної комірчастої структури та підвищення густини дефектів кристалічної будови призводить до такого приросту межі плинності аустеніту в поверхневих шарах, який практично відповідає приростові межі плинності реверсованого фазонаклепаного аустеніту при об'ємній ТЦО за участю - перетворень.
Встановлено, що формування та розчинення дрібнодисперсних включень парамагнітної фази Fe4NdB4 в зерні основної фази Fe14Nd2B при ТЦО магнітів системи Fe-Nd-B навколо точки Кюрі викликається аномальною дифузією, причиною існування якої є залежне від кількості термоциклів знакозмінне поле пружних напруг, яке виникає внаслідок високого стрикційного ефекту при переході феромагнетика в парамагнетик.
Вперше встановлено, що лазерне термоциклування в докристалізаційних режимах підвищує термічну стабільність аморфних металевих сплавів системи Fe-B, яка полягає в зміщенні температурного інтервалу кристалізації в бік більш високих температур. При цьому ступінь впливу лазерної обробки визначається типом кристалізації: максимально ефективною лазерна обробка виявляється для доевтектичних сплавів, в яких при рівноважних умовах кристалізація відбувається за первинним механізмом.
Вперше показано, що дозований лазерний нагрів загартованих з рідкого стану АМС на основі перехідних металів дозволяє досягати односторонньої їх кристалізації і призводить до утворення двошарової "сендвічової" структури типу "аморфне - кристалічне”. Зміна густини потужності лазерного променя і ступінь його дефокусування дають змогу плавного регулювання товщиною кристалічного шару і частково його фазовим складом.
Експериментально показано, що імпульсний лазерний нагрів при ТЦО складно-легованих аморфних сплавів на Fe-Co - основі внаслідок обмеженості часу його дії, на протязі якої не встигають в достатній мірі розвинутись дифузійні процеси, призводить до зміни схеми кристалізації і фіксації багатофазового метастабільного стану в закристалізованих поверхневих шарах аморфних стрічок.
Практичне значення одержаних результатів
Отримані результати досліджень відносно зміни характеристик мартенситних перетворень при багаторазовому термоциклуванні дають нову фізичну інформацію про умови утворення і розпаду - і - твердих розчинів в сплавах на Fe-Ni - основі і можуть бути використаними для розробки нових аустенітних немагнітних сплавів з підвищеними службовими характеристиками.
Підвищення магнітожорстких характеристик постійних магнітів при ТЦО навколо точки Кюрі робить цей вид термічного впливу більш прагматичним при використанні порівняно з іншими видами термообробки, оскільки максимальна температура циклу є майже в півтора рази нижчою, ніж при ізотермічних відпалах. Цей експериментальний факт є суттєвим як з точки зору розробки ресурсозберігаючої технології, так і з метою запобігання розвиткові процесів корозії, оскільки до складу готових виробів легуючим елементом входить хімічно активний РЗМ неодим.
Результати досліджень особливостей кристалізації аморфних металевих сплавів при ТЦО з використанням надшвидких лазерних нагрівів можуть бути застосовані для подальшої розробки теорії нерівноважної кристалізації, на основі якої можна прогнозувати хід процесів структуроутворення, і, як наслідок, властивостей загартованих із рідкого стану металевих сплавів.
Дані про влив лазерної обробки на структуру кристалічних сплавів, зокрема на структуру високолегованих чавунів, можуть використовуватись в машинобудуванні як більш ефективний і технологічно простіший метод підвищення механічних властивостей поверхонь розподільних валів, головок циліндрів тощо.
Основні положення, що виносяться на захист
Термоциклування залізнонікелевих сплавів з високим вмістом вуглецю в інтервалі температур і швидкостей, які забезпечують проходження прямих і зворотних - перетворень, в залежності від їх хімічного складу призводить до стабілізуючої або активізуючої дії на наступне мартенситне перетворення. Стабілізуюча дія термоциклування пов'язана зі структурними змінами в аустеніті, а активізуюча - з термічною нестабільністю - твердого розчину в інтервалі зворотного - перетворення, яка викликана збідненням його вуглецем.
Багаторазова термоциклічна обробка за участю - перетворень аустенітних сплавів на Fe-Ni - основі внаслідок зростаючого рівня фазового наклепу викликає поступову зміну дислокаційного механізму релаксації внутрішніх напруг на механізм деформаційного двійникування. При цьому у бінарних безвуглецевих високонікелевих сплавах процес двійникування реверсованого аустеніту розвивається інтенсивніше, ніж у легованих вуглецем, внаслідок більшої повноти прямого - переходу.
Термоциклування навколо точки фазового переходу ІІ роду сплавів системи Fe-Nd-B внаслідок існування аномально високого стрикційного ефекту при переході феромагнетика в парамагнетик призводить до зміни домінуючої ролі механізму формування коерцитивної сили шляхом затримки утворення зародків перемагнічування на механізм гальмування доменних стінок на неоднорідностях структури, накопичення та релаксація яких регулюються кількістю фазових переходів ІІ роду, внаслідок чого підвищуються їх магнітожорсткі характеристики.
Надвисокі швидкості нагріву та охолодження, які досягаються під час імпульсної лазерної обробки поверхні аморфних металевих доевтектичних сплавів системи Fe-B, отриманих гартуванням з рідкого стану, внаслідок швидкого досягнення лінії евтектики на нерівноважній діаграмі стану в умовах, коли швидкість дифузії не встигає зрости в достатній мірі, викликають зміну типу кристалізації в зоні лазерного впливу з первинного (в рівноважних умовах) на евтектичний.
Особистий внесок здобувача
Дисертація є узагальненням результатів досліджень, які були виконані автором, під його керівництвом або при його визначальній участі. Здобувачем сформульовані основні задачі досліджень і висновки, відібрано методики досліджень, розроблена модель релаксації напруг, що вносяться фазовим наклепом при багаторазовому циклуванні кристалічних сплавів на основі системи Fe-Ni, запропонована методика досліджень та пояснена фізична картина формування висококоерцитивного стану в постійних магнітах на основі системи Fe-Nd-B при ТЦО "навколо" точки фазового переходу ІІ роду, вперше запропоноване використання дефокусованого лазерного нагріву як джерела теплового впливу з надвисокими швидкостями нагріву та охолодження при ТЦО АМС, пояснені зміни реакцій кристалізації в АМС при надшвидких лазерних нагрівах, отримана двошарова структура типу "аморфне-кристалічне" в тонких (~ 30 мкм) АМС, виконаний теоретичний розрахунок температурних полів в зоні лазерного впливу з врахуванням реального розподілу густини потужності випромінювання не тільки в просторі, але й у часі. Автор приймав участь у розробці технологій і виготовленні модельних зразків для досліджень, проведенні експериментів, розрахунків, обговоренні результатів (конкретний внесок автора вказаний у відповідних розділах дисертації). В основних працях за темою дисертації, які підготовлено у співавторстві і перелік яких наведено в кінці автореферату, особистий внесок автора полягає в наступному. Він особисто визначив завдання в роботах [1, 8, 11, 12, 15, 16, 19-23, 25-29, та приймав безпосередню участь у постановці задач у роботах [1, 9-13, 15, 17, 18, 24]. Автор особисто готував об'єкти для досліджень у роботах [2 - 7, 9, 11, 13, 15 - 22, 24 - 26, 29], безпосередньо виконував вимірювання та розрахунки у роботах [1-7, 9 - 17,19 - 29]. Автор приймав участь в обробці експерименталь-них та розрахункових даних й інтерпретації усіх результатів, а також у підготовці їх до друку.
Достовірність результатів та обгрунтованість наукових положень дисертаційної роботи забезпечуються виконанням різноманітних і взаємодоповнюючих сучасних методів (рентгеноструктурного, електронно-мікроскопічного, металографічного, магнітометричного, ділатометричного, вимірювання електроопору), які дали змогу виконати дослідження на різних за локальністю структурних рівнях, обгрунтованістю припущень, які використовувались при побудові моделей, високою відповідністю між результатами, які були отримані різними методами. Ці експериментальні дані несуперечливі, а теоретичні трактування пояснюють результати і не суперечать відомим загальноприйнятим уявленням.
Апробація результатів дисертації
Основні результати дисертаційної роботи були опрелюднені на 26 наукових форумах, серед яких головними є: V Всесоюзна конференцiя по фiзицi мiцностi i пластичностi (Cалтов, 1990); міжнародна конференція "XIII. Celostatne dni tepelneho spracovania" (Slovakia, Bratislava, 1990); V Всесоюзна нарада "Структура и свойства немагнитных сталей” (Свердловськ, 1991); міжнародна конференція "Second European Powder Diffraction Conference” (EPDIC 2) (The Netherlands, Enshede, 1992); міжнародна конференція "XV Conference on Applied Crystallography" (Poland, Cieszyn, 1992); міжнародна конференція "XVI Conference on Applied Crystallography" (Poland, Cieszyn, 1994); міжнародна конференція "X-Ray powder diffraction analysis of real structure of matter” (Slovakia, Liptovsky Mikulas, 1995); міжнародна конференція "Rapidly Quenched and Metastable Materials" (RQ9) (Slovakia, Bratislava, 1996); European Microbeam Analysys Society (EMAS `96) (2nd Regional Worcshop)"Electron Probe Microanalysis of Materials Todey - Practical Aspects" (Hungary, Balatonfured, 1996); Seventeenth European Crystallographic Meeting (ECM-17) (Portugal, Lisboa, 1997); 2nd Yugoslav Conference on Advanced Materials (YUCOMAT `97) (Yugoslavia, Herceg Novi, 1997); міжнародна конференція "Конструкційні та функціональні матеріали (КФМ'97) ” (Україна, Львів, 1997); міжнародна конференція "Achievements in Mechanical & Materials Engineering" (Poland, Gliwice-Zakopane, 1998).
Публікації
Основні результати дисертації опубліковані в монографії, 28 статтях у наукових журналах (із них 23 - у фахових), а також у 5 збірниках, 21 тезах конференцій, 6 матеріалах конференцій, 1 препринті.
Структура дисертації
Дисертаційна робота складається із вступу, 8 розділів, загальних висновків, одного додатку та списку використаних джерел із 262 найменувань (на 26 сторінках). Повний обсяг дисертації складає 333 сторінки, у тому числі 77 рисунків, які займають 76 сторінок, 11 таблиць на 9 сторінках, додаток займає 32 сторінки.
Основний зміст роботи
У вступі обгрунтована актуальність обраної теми, сформульовані мета та задачі роботи, вказана її новизна та практична значимість, конкретні положення, які виносяться на захист, а також наведені дані про апробацію результатів та публікації за темою досліджень.
Розділ І. Літературний огляд
У першому розділі розглянуто сучасний стан проблеми, зроблена класифікація та систематизація видів і типів термоциклічних обробок, проаналізовані основні закономірності структуроутворення в залежності від інтенсивності, видів та режимів ТЦО.
Детально розглянуте явище фазового наклепу та структурні зміни, що викликаються ним, в -твердому розчині вуглецю в сплавах на Fe-Ni-основі. Вказано, що основні зміни комплексу фізико-механічних властивостей аустеніту в результаті - переходів визначаються структурою - фази, яка формується в результаті послідовного циклу прямих та зворотних перетворень мартенситного типу. Зазначено, що питання про структурні особливості -твердого розчину та механізми його зміцнення, що викликаються фазовим наклепом, навіть після одного термоциклу є ще досить дискутивним і остаточно не вирішеним. Структура ж сплавів, яка формується при багаторазових фазових - переходах, вплив швидкостей теплової дії на процеси структуроутворення під час термоциклування, особливо швидкостей нагріву в інтервалі зворотного - перетворення, досліджені ще не повністю.
Окремо розглянуте питання про вплив швидкості нагріву на механізми - перетворення при ТЦО. Підкреслено, що зниження швидкості нагріву під час - перетворення до певної критичної величини змінює структурну картину формування аустеніту: відтворена при швидкому нагріві - фаза з єдиною орієнтацією може змінюватись дисперсними кристалами аустеніту довільних орієнтацій.
Значна увага приділяється висвітленню питання про використання лазерного випромінювання як джерела з надвисокими швидкостями нагріву та охолодження. Підкреслено, що його використання дозволяє значно підвищити швидкості термічного впливу на метали та сплави до 104-106 К/с (при використанні найбільш розповсюджених імпульсних та неперервних технологічних лазерів), а в деяких випадках - до 109 - 1010 К/с (ексимерні лазери). Проаналізовані особливості формування структурного стану сплавів під впливом лазерної обробки.
Детально висвітлено питання про структурні зміни в загартованих із рідкого стану аморфних металевих сплавах під впливом різних теплових чинників. Розглянуті дослідження, в яких різними методами вивчались релаксаційні процеси в аморфних стрічках, розподіл хімічних елементів за їх поперечним перерізом та його вплив на наступні процеси кристалізації, процеси зародження і росту кристалів, формування та розпаду метастабільних кристалічних фаз та ін. Описані механізми кристалізації АМС, їх класифікація та залежність від видів теплової дії. Проаналізоване питання про вплив різних видів термообробки на властивості АМС.
З проведеного аналізу літературних даних випливає, що на сьогодні питання про закономірності формування структури в кристалічних і аморфних сплавах на основі перехідних металів під впливом багаторазових термоциклічних обробок за участю фазових переходів І та ІІ роду з врахуванням кінетичних факторів теплового впливу однозначного трактування ще не має і потребує подальшого вивчення.
Розділ 2. Матеріали і методи досліджень
У роботі досліджувались кристалічні (модельні і промислові) та аморфні сплави на основі перехідних металів, в основному заліза, нікелю та кобальту. Кількість легуючих елементів у сплавах визначалось за допомогою хімічного та рентгеноспектрального методів.
При дослідженні впливу багаторазової термоциклічної обробки за участю - перетворень на структуру кристалічних Fe-Ni сплавів легування іншими елементами здійснювалось таким чином, щоб після гартування в холодну воду з - області зразки знаходились в аустенітному стані. Сплави виплавлялись в печі СВЧ в захисному середовищі аргону в алундових тиглях. Монокристалічні зразки вирізались із крупнозернистих зливків, отриманих повільним охолодженням розплаву до 1373 К і наступним гартуванням у холодну воду.
Зразки висококоерцитивних магнітів системи Fe-Nd-B отримувались методом порошкової металургії. Враховуючи хімічну активність рідкісно-земельного елементу неодиму, сплавлення компактів виконувалось у вакуумі в алундових тиглях.
Аморфні металеві сплави отримувались гартуванням із рідкого стану і мали вигляд неперервної пружної стрічки товщиною ~ 25 - 40 мкм та шириною від 6 до 20 мм. Гартування з рідкого стану здійснювалось методом спінінгування на мідний чи стальний диски. Після плавлення в індукційній печі в атмосфері очищеного гелію, розплав видувався на диск, що швидко обертався, за допомогою гелієвого струменю.
Основними методами досліджень були рентгеноструктурний, електронномікроскопічний, магнітометричний, металографічний, ділато-метричний та метод вимірювання електроопору, які давали змогу виконання досліджень на різних за локальністю структурних рівнях.
Використання монокристалів при рентгеноструктурних дослідженнях дозволило уникнути накладання складових дифракційних дублетів тетрагональних та орторомбічних граток мартенситу, а значна інтенсивність відображень від монокристалів порівняно з полікристалами дала можливість фіксувати незначні кількісні зміни в структурі, яка досліджувалась. Експерименти виконувались на установках типу УРС-60 у випромінюванні кобальтового та залізного анодів з використанням камери РКВ86-М1.
Дифрактометричні дослідження структурних змін в АМС проводились на дифракторметрах ДРОН-3 та ДРОН-3М в Мо-К та Со-К випромінюваннях.
Електронномікроскопічні, металографічні та магнітометричні дослідження виконувались за стандартними методиками.
Для отримання достовірних даних при побудовах графіків, гістограм тощо, виконувалась статистична математична обробка експериментальних результатів.
Розділ ІІІ. Особливості мартенситних перетворень в сплавах системи Fe - Ni - C при багаторазовому термоциклуванні
У цьому розділі наведені результати досліджень впливу фазового наклепу при багаторазовому термоциклуванні за участю - перетворень на структурні зміни в реверсованому аустеніті, на кінетику мартенситних перетворень в залежності від хімічного складу сплавів на Fe-Ni основі, швидкостей нагріву та охолодження, наявності додаткових легуючих елементів.
Згідно магнітометричних даних, фіксуючих кількість феромагнітної (мартенситної) фази при різних температурах, всі досліджені сплави за їх хімічним складом були поділені на декілька груп. Високонікелеві сплави (> 23 мас. % Ni) першої групи характеризувались стабілізацією прямого - перетворення при ТЦО під час їх охолодження в рідкому азоті після нагріву до точки кінця зворотного - переходу. У високовуглецевих сплавах другої групи, вміст нікелю в яких не перевищував 12 мас. %, фіксувалась активізація - переходу зі зростанням числа термоциклів. Сплави ж третьої групи з високим вмістом вуглецю та нікелю, не зазнавали прямого мартенситного перетворення після охолодження вихідних зразків у рідкому азоті, хоча при подальшій ТЦО відзначалося досить активне проходження - перетворення.
У всіх досліджених сплавах стабілізація - твердого розчину під час ТЦО викликалась структурними факторами - зростанням густини дислокацій, подрібненням зерна реверсованого аустеніту, його всебічним стисненням та пластичною деформацією. Деякий вклад до зниження повноти прямого - перетворення вносило також збагачення аустеніту нікелем, на що вказувала незначна намагніченість сплавів після - переходу за відсутності на рентгенограмах відображень від гратки - фази. При цьому вклад зміни хімічного складу в стабілізацію аустеніту сплавів першої групи був незначним, оскільки параметр гратки аустеніту а в інтервалі - перетворення був практично незмінним. Термічна нестабільність аустеніту таких сплавів мала місце при більш високих температурах і була пов'язана з виділенням вуглецю із - твердого розчину, що підтверджувалось рентгеноспектральними та мікроструктурними дослідженнями. Температура кінця зворотного переходу Ак, до якої нагрівались зразки при термоциклуванні, була нижчою від температури, при якій були зафіксовані перші зміни параметра гратки аустеніту, тобто лежала поза інтервалом нестабільності його хімічного складу. Внаслідок цього повнота наступного прямого - перетворення не залежала від цієї нестабільності.
У випадку перекриття температурного інтервалу зворотного - перетворення при ТЦО з температурним інтервалом нестабільності аустеніту (сплави другої групи), який також визначався за зменшенням параметра гратки а, - твердий розчин значно збіднювався вуглецем (~ 0,5 мас. %), що призводило до підвищення мартенситної точки (при реалізації наступного прямого - перетворення) в область температур, вищих від кімнатної. Активізація прямого - перетворення при ТЦО в зазначених сплавах вказувала на те, що серед двох альтернативних факторів, які впливали на повноту цього перетворення - збіднення вуглецем аустеніту та структурні зміни (зростання густини дислокацій, подрібнення зерна реверсованого аустеніту тощо) - домінуючу роль відігравав перший.
Підвищення у складі сплавів вуглецю та нікелю (третя група) призвело до того, що температура Мн була вже настільки низькою, що охолодження в рідкому азоті не призводило до реалізації - переходу. Проте після нагрівання сплавів у область нестабільності - твердого розчину та збіднення вуглецем аустеніту при цьому призводило при подальшій ТЦО до активізації з ростом числа термоциклів інтенсивності прямого - перетворення. Необхідно зазначити, що збіднення аустеніту цієї групи сплавів вуглецем активізувалось лише термічними напругами, викликаними циклічними охолодженнями та нагрівами, тобто пряме мартенситне перетворення могло почати реалізовуватись лише після декількох термоциклів без участі фазових переходів.
Легування Fe-Ni-C cплавів вольфрамом або молібденом призводило до досить складної залежності повноти (інтенсивності) мартенситних перетворень при ТЦО. На перших етапах термоциклування домінуючу роль відігравав структурний фактор, який призводив до деякої стабілізації аустеніту. Проте при зростанні кількості термоциклів зростала й термічна нестабільність аустеніту, пов'язана з утворенням карбідної фази і графіту, та змінювались межі температурного інтервалу нестабільності - твердого розчину. Це призвело до того, що домінуючу роль почав відігравати фактор нестабільності хімічного складу. І як наслідок - фіксувалась деяка активізація прямого - перетворення при подальшій ТЦО. Так, при нагріві сплаву 50Н21М3 зі швидкістю 60 К/с в інтервалі зворотного перетворення після першого - переходу відбулась досить значна стабілізація аустеніту. Проте подальше термоциклування викликало активізацію прямого - перетворення (рис.1).
В роботі були виконані дослідження по впливу швидкості нагріву в інтервалі зворотного - переходу на процеси структуроутворення в сплавах на Fe-Ni - основі. ТЦО монокристалів середньовуглецевих сплавів (типу 50Н25) при швидкості нагріву 60 К/с призводило до прогресуючого розмиття всіх рефлексів аустеніту і, внаслідок цього, до поступового заповнення дебаєвських кілець на рентгенограмах. Після 150 - 200 циклів - переходів фіксували дифракційну картину реверсованого аустеніту у вигляді суцільних дебаєвських кілець з рівною за азимутом інтенсивністю, що свідчило про повну перекристалізацію аустеніту під дією фазового наклепу. Тобто використана швидкість нагріву виявилась вищою від критичної, яка забезпечувала реалізацію зворотного - перетворення за зсувним механізмом.
Рис.1. Термомагнітні криві сплаву 50Н21М3: 1 - вихідний стан; 2 - після трьох; 3 - після десяти; 4 - після тридцяти - переходів. Швидкість нагріву в інтервалі зворотного переходу - 60 К/с
Зменшення швидкості нагріву (до 30 К/с) призводило до інтенсифікації процесу перекристалізації, не змінюючи характеру. Але подальше зниження vн до 20 К/с викликало зміну характеру процесу: на рентгенограмах крім відображень від гратки монокристалів реверсованого аустеніту спостерігались також суцільні лінії відображень від полікристалічної складової (ПС) аустеніту, які мали той же бреггівський кут, і які не фіксувались при більш високих швидкостях vн. Подальше зниження швидкості нагріву призводило до помітного зростання інтенсивності ПС - фази. Разом з тим підсилювалась і стабілізуюча дія зворотних - переходів на аустеніт.
Виникнення ПС могло бути викликане двома причинами: по-перше, розмноженням орієнтацій реверсованого аустеніту, дозволених орієнтаційними співвідношеннями між гратками - та - фаз, і, по-друге, хаотичним зародженням нових зерен аустеніту. Формування полюсів на полюсній фігурі в заборонених місцях свідчило в дослідженому випадку про відсутність орієнтаційного зв'язку між - та - фазами після - переходів. Це вказувало на можливість реалізації механізму хаотичного (дифузійного) зародження кристалів аустеніту. Справедливість такого уявлення доводить виникнення ПС вже після першого - переходу.
Підвищення дефектності структури фазонаклепаного аустеніту при ТЦО призводить до виникнення додаткових центрів зародження зерен під час нагріву до температури Ак і вище. Використання монокристалічних зразків при рентгенографічних дослідженнях дало можливість розв'язати задачу про вплив інтенсивності ТЦО на температуру початку рекристалізаційних процесів. Було показано, що характер залежності температури початку рекристалізації від кількості термоциклів однозначно пояснюється чисто структурними змінами: різким підвищенням густини дефектів кристалічної будови під дією фазового наклепу, зростанням рівня внутрішніх напруг, а також формуванням дрібнодисперсних карбідів та виникненням полікристалічної складової (при легуванні Fe-Ni - сплавів вуглецем).
Розділ ІV. Кристалічна структура фазо наклепаного Fe-Ni - мартенситу
Для вивчення особливостей кристалічної структури мартенситу під впливом ТЦО за участю - перетворень обирались середньо - (~0,5 % С), високовуглецеві сплави (~ 1,4 1,5 % С), а також сплави, леговані карбідоутворюючими елементами (150Н8В2, наприклад).
В нікелевих середньовуглецевих сплавах після відігрівання загартованих у рідкому азоті зразків разом з двофазним можливе одночасне проходження і однофазного розпаду мартенситу, яке не дає можливості точно виміряти параметр с гратки і, знаючи його, оцінити вміст вуглецю в мартенситі. Щоб уникнути процесів розпаду, рентгенівська зйомка свіжоутвореного мартенситу виконувалась у низькотемпературній камері при температурі 88 К без відігрівання зразків до більш високих температур. Виявилося, що при швидкості нагріву 60 К/с в інтервалі зворотного - перетворення значення параметра с гратки мартенситу, утвореного в реверсованому аустеніті, практично не відрізнялись від вихідного, що вказувало на повне розчинення вуглецю в - твердому розчині в процесі термоциклування. Зі зростанням числа - переходів інтенсивність дифракційних плям зменшувалась, їх розмиття посилювалось, а точність вимірювання бреггівського кута спадала. Вплив фазового наклепу в таких сплавах зводився до підвищення швидкості розпаду мартенситу, що утворювався в реверсованому аустеніті. Механізм розпаду при цьому не змінювався.
Зниження швидкості нагріву зразків до 0,08 К/с призвело до зменшення параметра с гратки фазонаклепаного мартенситу зі зростанням числа термоциклів. Причому, після четвертого - переходу пляма була вже настільки розмитою і слабкоінтенсивною, що надійно виміряти її бреггівський кут було неможливо. Зменшення ступеня тетрагональності та об'єму елементарної комірки мартенситу вказувало на занижений вміст вуглецю в - твердому розчині після - переходу.
Для середньовуглецевих сплавів і параметр с гратки, і ступінь тетрагональності с/а виявились аномально високими. Використовуючи відому залежність відношення с/а від вмісту вуглецю та нікелю в сплаві, було знайдено, що у свіжоутвореному з реверсованого аустеніту мартенситі після першого термоциклу було розчинено 0,35 мас. % С, тобто на 0,15 мас. % менше, ніж у вихідному. Аналізуючи причини неповного розчинення вуглецю в - фазі в процесі зворотного - переходу, необхідно враховувати можливість розпаду мартенситу при нагріві і необерненого закріплення атомів вуглецю, які вийшли з твердого розчину. Оскільки коефіцієнт дифузії вуглецю в - фазі більш високий, ніж у - фазі, а його розчинність у ній значно менша, то при - переході деякі області - фази збагачуються вуглецем. Ще деяка кількість вуглецю мігрує в дефекти кристалічної будови і закріплюється на них. Вуглець, який не бере участі у повторному розчиненні в - фазі, може накопичуватись поблизу границь зерен у вигляді атмосфер Коттрелла і закріплюватись у них внаслідок зменшення свого коефіцієнта дифузії в таких областях.
Мартенситне перетворення у високовуглецевих Fe-Ni сплавах розвивалось із достатньою для отримання ефекту фазового наклепу повнотою при охолодженні аустеніту в рідкому азоті. На рентгенограмах коливання загартованих монокристалів фіксувались дифракційні плями, кут відображення яких та напівширина вказували на відсутність ознак розпаду мартенситу. В подальшому спостерігали зміни дифракційної картини мартенситу після витримки свіжозагартованого зразка при 373 К (з метою інтенсифікації процесів розпаду) на протязі різного часу - від декількох сотень до декількох тисяч секунд. При цьому виявилось, що розпад мартенситу носив трифазний характер: поряд з плямами вихідного мартенситу були зафіксовані два збіднених вуглецем - твердих розчини (1 - та - мартенсити). Крім того, було виявлено, що на першому етапі відпуску (на відміну від нелегованих високовуглецевих Fe-C сплавів) разом із трифазним розпадом, спостерігався однофазний розпад, в результаті якого зменшувався параметр с гратки вихідного мартенситу, що пояснюється більш високою термодинамічною активністю атомів вуглецю у Fe-Ni-C сплавах.
Розпад фазонаклепаного мартенситу вивчався за зміною положення тих же дифракційних плям, за якими його вивчали після першого - перетворення у вихідному аустеніті. Зміни дифракційної картини при розпаді фазонаклепаного мартенситу якісно відрізнялись від тих, що були для мартенситу, утвореного у вихідному аустеніті. По-перше, плям від гратки проміжного твердого розчину (1 - мартенситу) не фіксувалось, що означало зміну механізму розпаду з трифазного на двофазний (фіксувався тільки один збіднений вуглецем - твердий розчин - - фаза). По - друге, окремі етапи розпаду фазонаклепаного мартенситу відбувались більш інтенсивно, а перша стадія завершилась приблизно в два рази швидше.
Таким чином, різному вмісту вуглецю в метастабільному - твердому розчині відповідав різний характер механізму розпаду - трифазний або двофазний. Крім того, ще однією особливістю впливу фазового наклепу на розпад мартенситу виявилось те, що фазонаклепаний мартенсит збіднювався в областях - фази значно сильніше - до 0,03 0,05 мас. % С (порівняно з 0,18 0,21 мас. % для мартенситу, утвореного у вихідному аустеніті).
Легування Fe-Ni-C сплавів карбідоутворюючими елементами (наприклад вольфрамом, сплав 150Н8В2) показало, що суттєвих змін в процесі розпаду мартенситу, утвореного в реверсованому аустеніті, не відбулося: на першій стадії розпаду (тобто після нагрівів до таких температур, коли на рентгенограмах фіксувались лише відображення від гратки - фази) він мав трифазний характер, хоча разом з тим виявлялись, але менш чітко, ознаки однофазного розпаду.
Оскільки процеси структуроутворення під час ТЦО в значній мірі визначаються швидкістю нагріву в інтервалі зворотного - перетворення, то використання імпульсного лазера, як джерела нагріву, дозволило підняти її на декілька порядків. Розпад мартенситу під дією імпульсного лазерного випромінювання вивчався на монокристалічних зразках середньовуглецевих сплавів. Було показано, що низькоенергетичний лазерний нагрів дає змогу досить точно та плавно виконувати нагрів поверхневих шарів, регулюючи такі процеси, як перша стадія розпаду мартенситу. Підвищення густини потужності випромінювання призводило до реалізації зворотного - переходу. При цьому максимальний кут дезорієнтації фрагментів аустеніту був меншим, ніж при нагріві зразків у соляній купелі. Це означає, що збільшення швидкості нагріву до 104 - 105 К/с призводить до подальшого зменшення дезорієнтації ділянок реверсованого аустеніту, тобто до більш точного відтворення орієнтації вихідного монокристалу. Крім того, після імпульсного лазерного нагріву на рентгенограмах не фіксувались лінії хаотично орієнтованих дрібнодисперсних зерен реверсованого аустеніту. Цей експериментальний факт свідчив про те, що зворотний - перехід в опромінених ділянках відбувався чисто за зсувним механізмом, і ще раз вказував на домінуючий вплив швидкості нагріву на характер зворотного перетворення.
Розділ V. Мікроструктура фазонаклепаних сплавів
У цьому розділі викладені результати безпосереднього дослідження (за допомогою світлової та електронної мікроскопії) закономірностей формування структури сплавів систем Fe-Ni та Fe-Ni-C при багаторазовому термо-циклуванні з різними швидкостями нагріву в інтервалі зворотного - перетворення.
Згідно даних металографічного аналізу у вихідному стані аустеніт як безвуглецевих, так і середньовуглецевих сплавів являв собою крупні рівновісні зерна з чіткими границями. Утворення характерної крупнопластинчастої структури реверсованого аустеніту після одного термоциклу при швидкості нагріву 60 К/с свідчило про мартенситний характер зворотного - перетворення.
Зі зростанням кількості термоциклів структура реверсованого аустеніту середньовуглецевого сплаву помітно подрібнювалась. На окремих ділянках границь спостерігалось утворення дрібних зерен, які були витягнені вздовж границь. Розмір знов утворених зерен був приблизно на два порядки нижчим від розміру вихідних зерен. Суцільність границь порушувалась і в ряді випадків границя являла собою сітку дрібних зерен. Багаторазове термоциклування (200 циклів) призвело до утворення специфічної волокнистої структури без розділення границь зерен. Волокна утворювались вздовж напрямку течії сплаву, яка мала місце при значній зміні форми термоциклованих зразків.
Мартенсит середньовуглецевого сплаву 50Н25, утворений у вихідному аустеніті, спостерігався у вигляді крупних лінзоподібних пластин з чітко вираженим мідрібом. Після першого - переходу в структурі зразка крупних лінзоподібних пластин, характерних для структури вибухового мартенситу, виявлено вже не було. Збільшення числа термоциклів до 50 викликало подальше подрібнення кристалів мартенситу зі зниженням роздільності окремих субструктурних елементів. Мікроструктура багаторазово термоциклованого зразка (200 термоциклів) вже майже не мала зовнішніх ознак мартенситу і була практично ідентичною зі структурою аустеніту після такої ж кількості термоциклів.
На відміну від середньовуглецевих сплавів, у бінарному сплаві Н31 були виявлені деякі особливості. Наприклад, після шести термоциклів були зафіксовані перші ознаки формування полігональної структури реверсованого аустеніту, а після 50 - переходів спостерігалась чітко виражена полігональна структура. Багаторазова ТЦО (400 циклів) призвела до утворення в зразках тріщин, які не були виявлені під час термоциклування середньо-вуглецевих сплавів, і поступового (зі зростанням інтенсивності ТЦО) руйнування зразків.
Виявлені металографічно та рентгенографічно структурні особливості фазонаклепаних сплавів були пояснені за допомогою електронно-мікроскопічного методу, який показав, що значне зростання густини дислокацій в процесі термоциклування відбувалось не тільки за рахунок часткового успадкування субструктури мартенситу, але й внаслідок формування нових дефектів, які виникають в процесі зворотного - перетворення. Причому, в сплавах обох типів основне зростання кількості структурних дефектів відбувалось на перших етапах термоциклування.
Головною особливістю процесу структуроутворення у реверсованому аустеніті при багаторазовій ТЦО був розвиток деформаційного двійникування, перші ознаки якого спочатку були зафіксовані у безвуглецевих сплавах. Багаторазове термоциклування (100 циклів) призводило до того, що двійникова структура фазонаклепаного аустеніту переважала в сплавах обох типів.
На початкових етапах термоциклування фазовий наклеп здійснювався, в основному, в результаті дислокаційного механізму зміцнення. Виникнення двійників у обох типах сплавів пов'язане зі зростанням внутрішніх напруг, які більшою мірою накопичувались у безвуглецевих сплавах внаслідок більш значної об'ємної частки зразку, яка брала участь у - перетвореннях. В умовах блокування вуглецем дефектів кристалічної будови фазонаклепаного аустеніту (у вуглецевих сплавах) зростав рівень його стабілізації відносно наступного мартенситного перетворення (об'ємна частка - фази зменшувалась), внаслідок чого ймовірність формування двійників деформації знижувалась. Але при збільшенні кількості термоциклів рівень напруг і ступінь їх далекодії підвищувались. У цих умовах ефективним механізмом релаксації внутрішніх напруг стало деформаційне двійникування, яке було енергетично більш вигідним порівняно з одиничними актами дислокаційного ковзання.
При повільних (0,02 К/с) нагрівах у структурі зразків середньо-вуглецевих сплавів, нагрітих у двофазному ( ) - стані до температур, нижчих від Ан, спостерігалась значна кількість цементитних часток. Подальший нагрів не викликав суттєвих змін у фазовому складі і не призводив до зміни стану структурних складових, що контролювалось за допомогою рентгенівської та електронної дифракції. Нагрів до 723 К призводив до зниження густини дислокацій і зменшення кількості цементиту (порівняно з його кількістю в структурі сплаву після нагріву до 573 - 673 К). При цьому цементит зосереджувався в областях мідрібів та границь кристалів мартенситу. В найбільш крупних кристалах мартенситу ділянки цементиту зберігались при нагріві безпосередньо до 748 К. На це вказували також результати досліджень мартенситу в рефлексах цементиту. При нагріві до температури початку зворотного - переходу (783 К) на рентгенограмах від нерухомих зразків спостерігались лише дещо розмиті азимутально відображення від монокристалів відпущеного мартенситу і залишкового аустеніту. Але після нагріву загартованих зразків до 793 - 823 К рентгенографічно фіксувались лінії від ПС аустеніту. Електронномікроскопічні дані вказували на значне зростання кількості нових дрібних аустенітних зерен. Результати досліджень у темному полі свідчили про те, що перші зародки таких рекристалізованих зерен у реверсованому аустеніті з'являлись в областях з підвищеною густиною дислокацій і розташовувались безпосередньо біля часток цементиту.
...Подобные документы
Атомно-кристалічна будова металів. Поліморфні, алотропні перетворення у металах. Основні зони будови зливка. Характерні властивості чорних металів за класифікацією О.П. Гуляєва. Типи кристалічних ґраток, характерні для металів. Приклади аморфних тіл.
курс лекций [3,5 M], добавлен 03.11.2010Зміни властивостей на передкристилізаційних етапах. Причини високої корозійної стійкості аморфних сплавів. Феромагнетизм і феримагнетизм аморфних металів. Деформація і руйнування при кімнатній температурі. Технологічні особливості опору аморфних сплавів.
курсовая работа [1,3 M], добавлен 20.12.2013Фазові перетворення, кристалічна структура металів. Загальний огляд фазових перетворень. Стійкість вихідного стану. Фазово-структурні особливості в тонких плівках цирконію. Динаміка переходів цирконію, розрахунок критичної товщини фазового переходу.
курсовая работа [3,7 M], добавлен 02.02.2010Фазові перетворення та кристалічна структура металів. Загальний огляд фазових перетворень, стійкість вихідного стану. Фазово-структурні особливості в тонких плівках цирконію, особливості динаміки переходів. Розрахунок критичної товщини фазового переходу.
курсовая работа [3,9 M], добавлен 14.02.2010Методи створення селективних сенсорів. Ефект залежності провідності плівки напівпровідникових оксидів металів від зміни навколишньої атмосфери. Види адсорбції. Природа адсорбційних сил. Установка для вимірювання вольт-амперних характеристик сенсора.
контрольная работа [1,1 M], добавлен 27.05.2013Вивчення процесу утворення і структури аморфних металевих сплавів. Особливості протікання процесу аморфізації, механізмів кристалізації та методів отримання аморфних і наноструктурних матеріалів. Аморфні феромагнетики. Ноу-хау у галузі металевих стекол.
курсовая работа [2,3 M], добавлен 09.05.2010Види магнітооптичних ефектів Керра. Особливості структурно-фазового стану одношарових плівок. Розмірні залежності магнітоопіру від товщини немагнітного прошарку. Дослідження кристалічної структури методом електронної мікроскопії та дифузійних процесів.
контрольная работа [1,5 M], добавлен 19.04.2016Поняття про фазовий перехід в термодинаміці. Дифузійні процеси в бінарних сплавах. Вільна енергія Гіббса для твердого розчину. Моделювання у середовищі програмування Delphi за допомогою алгоритму Кеннета-Джексона. Фазова діаграма регулярного розчину.
курсовая работа [2,2 M], добавлен 03.05.2011Поведінка системи ГД перехідних режимів. Експериментальне дослідження процесів при пуску, реверсі та гальмуванні електричних генераторів. Алгоритм побудування розрахункових графіків ПП при різних станах роботи машини. Методика проведення розрахунку ПП.
лабораторная работа [88,2 K], добавлен 28.08.2015Кристалічна структура металів та їх типові структури. Загальний огляд фазових перетворень. Роль структурних дефектів при поліморфних перетвореннях. Відомості про тантал та фазовий склад його тонких плівок. Термодинамічна теорія фазового розмірного ефекту.
курсовая работа [8,1 M], добавлен 13.03.2012Суть процесу формування верхнього шару металу в умовах пружної і пластичної деформації. Дослідження структурних змін і зарядового рельєфу поверхні при втомі металевих матеріалів. Закономірності формування енергетичного рельєфу металевої поверхні.
курсовая работа [61,1 K], добавлен 30.06.2010Суть методів аналізу перехідних процесів шляхом розв‘язку задач по визначенню реакції лінійного електричного кола при навантаженні. Поведінка кола при дії на вході періодичного прямокутного сигналу, його амплітудно-частотна і фазочастотна характеристика.
курсовая работа [461,9 K], добавлен 30.03.2011Поняття симетричної системи напружень, перехідного процесу. Розрахунок трифазних ланцюгів, режимів роботи при з’єднанні навантаження в трьохпровідну зірку та в трикутник; перехідних процесів в електричних колах класичним та операторним методами.
курсовая работа [483,3 K], добавлен 11.04.2010Електрофізичні властивості напівпровідників та загальні відомості і основні типи напівпровідникових розмикачів струму. Промислові генератори імпульсів на основі ДДРВ й SOS-діодів, дрейфовий діод з різким відновленням, силові діоди на базі P-N переходів.
дипломная работа [254,4 K], добавлен 24.06.2008Природа твердих тіл, їх основні властивості і закономірності та роль у практичній діяльності людини. Класифікація твердих тіл на кристали і аморфні тіла. Залежність фізичних властивостей від напряму у середині кристалу. Властивості аморфних тіл.
реферат [31,0 K], добавлен 21.10.2009Завдання сучасної оптоелектроніки з досліджень процесів обробки, передачі, зберігання, відтворення інформації й конструюванням відповідних функціональних систем. Оптична цифрова пам'ять. Лазерно-оптичне зчитування інформації та запис інформації.
реферат [392,5 K], добавлен 26.03.2009- Моделювання перехідних процесів у системі електропривода ТП-Д за допомогою програмного пакету MatLab
Система електропривода ТП-Д. Введення структури моделі системи ТП-Д у програму MatLab. Перехідний процес розгону системи ТП-Д з нерухомого стану до сталого при подачі на систему східчастого впливу. Наростання вихідного сигналу. Напруга на вході системи.
лабораторная работа [713,1 K], добавлен 19.09.2013 Напівпровідники як речовини, питомий опір яких має проміжне значення між опором металів і діелектриків. Електричне коло з послідовно увімкнутих джерела струму і гальванометра. Основна відмінність металів від напівпровідників. Домішкова електропровідність.
презентация [775,8 K], добавлен 23.01.2015Корозія - руйнування виробів, виготовлених з металів і сплавів, під дією зовнішнього середовища. Класифікація корозії та їх характеристика. Найпоширеніші види корозійного руйнування. Особливості міжкристалічного руйнування металів та їх сплавів.
контрольная работа [2,3 M], добавлен 17.11.2010Дослідження стану електронів за допомогою фотоелектронної й оптичної спектроскопії. Аналіз електронної й атомної будови кристалічних і склоподібних напівпровідників методами рентгенівської абсорбційної спектроскопії. Сутність вторинної електронної емісії.
реферат [226,5 K], добавлен 17.04.2013
