Статьи

Биосовместимые магниевые сплавы являются перспективными для применения в качестве материалов для изготовления биорезорбируемых имплантатов. Данная работа посвящена определению рациональных режимов равноканального углового прессования (РКУП) сплава Mg-8.6Zn-1.2Zr с целью формирования структурного состояния, обеспечивающего высокие характеристики прочности и коррозионной стойкости. Установлено, что один проход РКУП при температуре 400 °С позволяет достичь заметного прироста предела прочности (до 330 МПа), однако при этом ухудшается коррозионная стойкость. Анализ вкладов в предел текучести показал, что даже при высокой температуре 400 °С вклад от дислокационного упрочнения соизмерим с вкладом от измельчения зеренной структуры. Иммерсионные испытания свидетельствуют о том, что после первого прохода РКУП при 400 °С скорость коррозии в растворе Рингера достигает 9 мм/год. Было предложено провести дополнительно второй проход РКУП со снижением температуры до 250 °С, что в результате позволило сохранить предел прочности на уровне 325 МПа и поднять коррозионную стойкость до уровня, соответствующего исходному отожженному состоянию, с величиной скорости коррозии 6 мм/год. EBSD-исследования позволяют связать такое поведение с увеличением в структуре количества специальных границ типа Σ13a, Σ15b, Σ17a после второго прохода цикла РКУП.

Природа неустойчивостей пластического течения θи S-типа рассмотрена в рамках концепции автоволн локализованной пластичности. Показано, что в одном и том же материале (АРМКО-железо) возможно возникновение неустойчивости деформации в виде распространения автоволн переключения или возбуждения. Автоволна переключения представляет собой равномерно движущийся при постоянном напряжении фронт локализации деформации, а автоволна возбуждения - такой же фронт, но движущийся с постоянно уменьшающейся скоростью при снижающемся напряжении. Проявление той или другой автоволн определяется температурно-скоростными условиями деформирования. Существует интервал низких температур, когда независимо от скорости деформирования реализуется только автоволна переключения, а скорость деформационного фронта экспоненциально растет с ростом деформирующего напряжения. При повышенных температурах возможно формирование автоволны возбуждения, когда происходит скачкообразное движение деформационного фронта в моменты спада деформирующего напряжения. Скорость фронта в таких условиях зависит от напряжения линейно. Показано, что скорости деформационных фронтов всегда определяются скоростями локальных деформаций на их фронтах. Установлено, что автоволна переключения (неустойчивость θ-типа) контролируется термически активируемым движением дислокаций, а автоволна возбуждения (неустойчивость S-типа) - вязким (надбарьерным) движением.

В настоящей работе впервые проведено исследование влияния дополнительной деформационно-термической обработки, включающей отжиг при 150 или 230 °С и дополнительную деформацию кручением под высоким давлением при комнатной температуре на 0.25 оборота, на микроструктуру, механические свойства и электропроводность сплава Al-1.17Mg-0.33Zr (мас. %) проводникового назначения в ультрамелкозернистом состоянии, предварительно сформированном обработкой кручением под высоким давлением при комнатной температуре. Показано, что дополнительная деформационно-термическая обработка при обеих температурах отжига приводит к проявлению в материале эффекта пластификации - значительному увеличению пластичности (на порядок и более) при сохранении высокой прочности на уровне 80 % от прочности сплава в состоянии до обработки. Проведено сравнение полученного эффекта с таковым для ультрамелкозернистых сплавов Al-Mg-Zr с меньшей концентрацией магния. Показано, что в результате применения деформационно-термической обработки (отжига при 150 °С и дополнительной деформации кручением под высоким давлением на 0.25 оборота) величина достигнутой пластичности уменьшается, а прочность повышается с увеличением концентрации Mg от ~0.5 до ~1.2 мас. %. Ультрамелкозернистый сплав Al-1.17Mg-0.33Zr демонстрирует более высокую термостабильность по сравнению с ультрамелкозернистыми сплавами Al-Mg-Zr с меньшим содержанием Mg. Это позволило при реализации деформационно-термической обработки использовать более высокую температуру отжига (230 °С). Установлено, что деформационно-термическая обработка, включающая отжиг при 230 °С и деформацию кручением под высоким давлением на 0.25 оборота, обеспечивает достижение наилучшего сочетания прочности (предела текучести ~380 МПа, предела прочности ~475 МПа) и пластичности (удлинения до разрушения 9 %, равномерной деформации 4 %), которое не уступает коммерческим сплавам Al-Mg с содержанием магния ~4 % после традиционной упрочняющей обработки или обработки, включающей равноканальное угловое прессование. Физические причины достижения такой комбинации свойств анализируются в сопоставлении с микроструктурными изменениями, происходящими в процессе деформационно-термической обработки.

Актуальность и цель исследования. В настоящее время (до недавнего времени) в России существовало несколько нормативных документов (ГОСТ), нормирующих химический состав, геометрические параметра и технические требования к арматурному прокату в прутках и бунтах, а также способу производства (горячая прокатка, горячая прокатка с последующим термическим упрочнением в потоке сортовых станов с использованием тепла предпрокатного нагрева, холодная прокатка и/или волочение горячекатаных заготовок) таких изделий разных классов прочности, специальных технологических свойств (свариваемость, сопротивление усталостным нагрузкам, сейсмостойкость и т. п.). Поэтому, учитывая опыт передовых промышленных стран, например европейский стандарт EN 10138, в России разработан и внедряется с 2018 года стандарт аналогичного класса - ГОСТ 34028-2016. Согласно требованиям указанных стандартов, выбор технологии изготовления арматуры определяет изготовитель. При этом необходимо учитывать выполнение требований заказчика к параметрам и свойствам арматуры с обеспечением высокого уровня служебных, эксплуатационных характеристик металлопродукции. Целью настоящих исследований является решение актуальной задачи обеспечения противоречивых комплексов свойств с минимальными затратами. Цель работы. Формирование микроструктуры и механических свойств арматурного проката в бунтах из двух- и мультифазной стали. Результаты. Исследованы режимы контролируемой прокатки на проволочной линии промышленного мелкосортно-проволочного прокатного стана, направленные на получение арматурного проката номинальным диаметром 6 мм периодического профиля в бунтах с двух(ферритно-мартенситной (бейнитной)-) и мультифазной (ферритно-мартенситно(бейнитно)-перлитной) структурой из марганцево-кремнистой низколегированной стали марки 18Г2С, микролегированной ванадием. Установлено, что показатели высоких прочностных и пластических свойств арматурного проката диаметром 6 мм в бунтах из исследованной стали σт = 530-550 МПа, σв = 785-885 МПа, δ5 = 15,0-29,0%, полностью отвечающие требованиям стандартов для арматурного проката повышенной прочности, достигаются в случае режимов с температурами виткообразования Тво в интервале 1020-1060°С, при которых в стали обеспечивается формирование особой мультифазной (ферритно-мартенситно(бейнитно)-перлитной) структуры. Выводы. Определены режимы контролируемой прокатки на проволочной линии промышленного сортового прокатного стана, обеспечивающие получение арматурного проката диаметром 6 мм (№6) периодического профиля в бунтах с двух- и мультифазной структурой из марганцево-кремнистой низколегированной стали марки 18Г2С, микролегированной ванадием. Установлено, что показатели высоких прочностных и пластических свойств арматурного проката №6 достигаются в случае режимов с температурами Тво в интервале 1020-1060°С, при которых в стали формируется мультифазная структура.

В данной работе были изучены процессы формирования микроструктуры стали 40С2 в зависимости от различных скоростей охлаждения. Работа началась с построения политермического разреза равновесной диаграммы состояния для рассматриваемого химического состава стали с использованием программы Thermo-Calc. Это позволило определить температуры начала и конца фазовых превращений. Затем была исследована микроструктура стали при различных скоростях охлаждения: 1, 10, 20, 50 и 100 °С/с. Каждая из этих скоростей охлаждения привела к образованию в стали различных структурных элементов, таких как феррит, перлит и мартенсит. Эти структурные изменения непосредственно влияют на механические характеристики материала, такие как прочность и твердость. В итоге была построена термокинетическая диаграмма распада аустенита для стали 40С2. Эта диаграмма отражает зависимость между температурой и временем, необходимым для превращения аустенита в более стабильные фазы при различных скоростях охлаждения. Результаты исследования имеют большое значение для понимания и оптимизации технологий термообработки с учетом требований к заданным механическим свойствам конечной продукции.

Представлен анализ некоторых направлений развития мирового рынка редкоземельных металлов (РЗМ) с учетом происходящих изменений в торгово-промышленной политике Китая и тенденций потребления РЗМ. Рассматриваются основные характеристики современных рынков РЗМ, дана оценка объемов мирового производства, мировой торговли и цен. Описана динамика рынков в 2000–2017 гг. и сделан прогноз основных показателей и цен до 2020 г. Дан обзор современных мировых запасов РЗМ, производства и торговли по основным странам. Приведены цены и основные покупатели РЗМ, а также прогноз потребления. Сделана оценка перспектив отечественного рынка РЗМ с учетом выполнения в России подпрограммы «Развитие промышленности редких и редкоземельных металлов» государственной программы РФ «Развитие промышленности и повышение ее конкурентоспособности». Целью подпрограммы являлось создание в РФ конкурентоспособной редкоземельной промышленности полного технологического цикла для удовлетворения потребностей отечественного оборонно-промышленного комплекса, гражданских отраслей промышленности и выхода на зарубежные рынки. Отмечается необходимость актуализировать эту подпрограмму с учетом изменения рыночной конъюнктуры и развития производства редкоземельных металлов на территории РФ в промышленности, в том числе путем нормативного, нетарифного и технического регулирования. Основными источниками редкоземельного сырья в России для промышленной переработки на ближайший период останутся лопарит и апатит, при этом производство РЗМ из апатита будет увеличиваться. Подчеркнуто, что перспективы развития РЗМ в РФ заключаются не столько в росте производства первичной продукции, сколько в создании новых производств, потребляющих редкоземельную продукцию.

Представлен обзор современного состояния мирового и российского рынков мышьяка и его соединений, показаны перспективы отечественного рынка. Рассмотрена динамика мирового производства As и цен на него за последние годы. Оценена потребность в мышьяке и его соединениях в средне- и долгосрочной перспективе, проанализированы тенденции развития рынков. Дан обзор производителей этого металла и As-соединений. Особое внимание уделено рынку особо чистого мышьяка как исходного компонента для развивающегося рынка арсенида галлия, поэтому приведен краткий анализ современного состояния рынка GaAs и приборов на его основе. Рассмотрены современные методы глубокой очистки мышьяка, а также ситуация с выбросами мышьяка на отечественных предприятиях при обжиге и плавке сырья цветных металлов. Обсуждается проблема уничтожения запасов люизита, иприта и их смесей в России. Проанализированы предложения по использованию образовавшихся реакционных масс как нетрадиционного источника мышьяка.

Для тяжелых жидкометаллических теплоносителей, содержащих свинец и висмут, характерна наработка изотопов альфа-излучателей - 210Ро, 209Ро и 210mBi. Наиболее радиотоксичен 210Ро, который не представляет опасности в качестве внешнего излучателя, но вызывает серьезное поражение организма при попадании внутрь. В условиях нормальной эксплуатации при сохранении герметичности первого контура полоний не представляет сколько-нибудь значительной радиационной опасности. Опасность возникает в случае разгерметизации первого контура при проведении плановых ремонтов его оборудования, перегрузках ядерного топлива или при аварийных проливах радиоактивного теплоносителя в обслуживаемое помещение. Основной источник опасности - радиоактивные альфа-аэрозоли в воздухе рабочих помещений и поверхностные загрязнения в результате осаждения аэрозолей или контактного переноса альфа-активности. Для обоснования радиационной безопасности и прогнозирования последствий проектных аварий, например разгерметизации газовой системы первого контура или пролива теплоносителя, необходима проверенная по экспериментальным данным модель переноса полония по первому контуру в нормальных условиях эксплуатации и в ситуациях, приводящих к аварии. Ключевое звено такой модели - выход полония из теплоносителя в газовую фазу. В России имеется почти сорокалетний опыт работы со свинцово-висмутовым теплоносителем в реакторах атомных подводных лодок и наземных стендов-прототипов. Отработаны мероприятия и средства для обеспечения защиты персонала при проведении плановых работ и в случае пролива теплоносителя. В данной работе проанализированы процессы переноса полониевой активности по первому контуру реактора со свинцово-висмутовым теплоносителем, рассмотрена потенциальная опасность ее выхода в реакторное помещение и наработанные к настоящему времени средства и способы защиты персонала.

Рассмотрена возможность применения слабоосновных анионитов Puromet MTA1701 и Seplite LSC770 для извлечения рения из сернокислых растворов, содержащих сульфат никеля, и осуществлена оценка результатов, достигаемых при сорбционном извлечении рения из раствора, полученного при разложении шлифотходов суперсплавов раствором серной кислоты с добавлением пероксида водорода. Показано, что присутствие в 2,3 М растворах H2 SO4 никеля до концентрации 0,84 моль/л не приводит к снижению коэффициентов распределения рения при сорбции на опробованных анионитах Десорбция рения из анионитов протекает достаточно полно.

Проведено исследование сплава 0,6Mg1Si, с добавками скандия (0,05 %) и циркония (0,15 %), и изучены особенности его упрочнения как с помощью β’’-фазы (Mg5Si6), так и Al3Sc (и ее модификации). Для сплава 0,6Mg1Si0,05Sc0,15Zr многоступенчатая термическая обработка была осуществлена следующим образом: 550 °С 8 ч + 440 °С 8 ч + 500 °С 0,5 ч + 180 °С 5 ч, для сплава 0,6Mg1Si: 550 °С 8 ч + 180 °С 5 ч. Изучение мелкодисперсных упрочняющих частиц проводилось с помощью просвечивающей электронной микроскопии. Кроме того, после каждого этапа термической обработки определялись механические свойства. Было установлено, что без применения термической обработки добавки Sc и Zr способствуют увеличению предела текучести в 3 раза и предела прочности в 2 раза. После термической обработки базовый сплав показывает большие прочностные показатели, чем легированный цирконием и скандием. Более низкие значения прочности связанны прежде всего с тем, что при естественном старении формируется в сплаве с добавками скандия формируется меньшее количество β’’-фазы (Mg5Si6) чем в базовом сплаве. Это связано с тем, что в сплаве с содержанием скандия невозможно проведение полноценной закалки, так как она будет вызвать растворение образовавшихся частиц (AlSi)3(Sc, Zr). В тоже время количество частиц формирующихся в ходе термической обработки частиц (AlSi)3(Sc, Zr) достаточно мало кроме того они имею неравноостную форму и не вносят заметного вклада в упрочнение.

Использование сверхпластической деформации (СПД) позволяет технологически успешно решать проблемы формообразования при изготовлении изделий сложного профиля, в частности, полых конструкций. Успешность изготовления деталей определяется не только высокой точностью воспроизведения геометрической формы, но и достижением заданных механических свойств материала в готовом изделии. Свойства титановых сплавов определяются не только структурой, но и химическим составом. Особенностью СПД является ускоренный рост зерен за счет существенной активизации диффузионных процессов по границам зерен, выравнивание зерен по размеру, сохранение их равноосности, повышение однородности распределения легирующих элементов внутри зерен и фаз, размытие кристаллографической структуры. Между тем, не только структура, но и химическая композиция сплава непрерывно эволюционируют в процессе его технологической обработки. Для ответственных авиационных деталей вопрос локальной или общей загрязненности титанового сплава легкими элементами, такими как азот, углерод, кислород, водород, может оказаться критичным с точки зрения достижения необходимого качества. В этой связи пути гарантированного обеспечения высокого качества деталей, полученных с использованием сверхпластичности (СП) связаны в первую очередь предотвращением загрязненности титанового сплава указанными вредными примесями. Такими путями являются - снижение температуры СПД за счет использования ультрамелкозернистых (УМЗ) исходных заготовок, а также существенное сокращение длительности нахождения титанового сплава при повышенных температурах на всех технологических этапах с обязательным применением защитной атмосферы или вакуума.

Методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии выполнен анализ структуры, фазового состава, дислокационной субструктуры в головке длинномерных дифференцированно закаленных рельсов специального назначения из стали Э90ХАФ после пропущенного тоннажа 187 млн. тонн брутто. Исследования проведены вдоль центральной оси и радиуса скругления выкружки на поверхности и на расстоянии 10 мм от нее. Установлено, что структура стали представлена зернами пластического перлита и феррито-карбидной смеси с частицами карбида пластической и глобулярной морфологии. Выявлена фрагментация пластин цементита (размеры фрагментов 10-12 нм) и феррита (размеры фрагментов 250-500 нм). Отмечено формирование изгибных контуров экстинкции, свидетельствующих об упруго-напряженном состоянии головки рельсов в результате длительной эксплуатации. Выявлены источники кривизны-кручения кристаллической решетки- внутрифазные (границы раздела зерен перлита) и межфазные (границы раздела пластин феррита и цементита перлитных колоний) границы. Формирующаяся структура на поверхности катания отличается от структуры поверхности выкружки. В последней не выявляется субзеренной структуры. Проведено сравнение деформационного преобразования поверхностных слоев с ранее опубликованными результатами для рельсов общего назначения из доэвтектоидной стали. Рассмотрены механизмы разрушения пластин цементита и повторного выделения частиц наноразмерной карбидной фазы округлой формы (третичный цементит). Проведено сравнение скалярной плотности дислокационной субструктуры поверхности катания по центральной оси и радиусу скругления выкружки.