Останнім часом в техніці широкого поширення набувають композиційні матеріали.

Композиційними матеріалами називаються матеріали, що володіють наступною сукупністю ознак [1]:

- склад, форма, характер розподілу компонентів запроектований наперед;

- матеріал не зустрічається в природі, а є створенням людини;

- властивість матеріалу визначається кожним з його компонентів, які у зв'язку з цим повинні бути присутніми в матеріалі в чималих кількостях;

- компоненти матеріалу утворюють його своїм об'ємним поєднанням;

- матеріал повинен володіти властивостями, якими не володіють його компоненти, узяті окремо.

По механізмах зміцнення композиційні матеріали ділять на дві групи.

У основу зміцнення матеріалів першої групи покладений принцип армування металевої матриці високоміцними елементами. Рівень міцності і жароміцності матеріалів цієї групи залежить від властивостей самих армуючих елементів, роль матриці зводиться головним чином до перерозподілу напруги між армуючими елементами.

У композиційних матеріалах другої групи, до яких відносяться і дисперсійно-зміцнені композиційні матеріали, головну роль в зміцненні належить структурним чинникам. Матриця в цих матеріалах є основним елементом, що несе навантаження, а роль зміцнюючої фази зводиться в основному до полегшення формування дислокаційної субструктури в процесі отримання матеріалів, головним чином, при деформації і термічній обробці в умовах експлуатації [2].

Використання в дисперсійно-зміцнених композиційних матеріалах стабільних тугоплавких з'єднань в якості зміцнюючої фази дозволяє зберегти тривалу працездатність матеріалів (0,9-0,95) Т_пл, а активний вплив на морфологію, дисперсність і характер розподілу зміцнюючої фази дозволяє отримати в дисперсійно-зміцнених матеріалах поєднання властивостей, недосяжне в звичайних сплавах.

Проте при виготовленні матеріалів другої групи потрібно пам'ятати, що в двофазній структурі може відбуватися розчинення часток другої фази. Тому при виборі матеріалів другої фази для забезпечення стабілізації системи потрібно враховувати наступні вимоги:

- слабка розчинність другої фази в матриці;

- малі швидкості дифузії елементів другої фази в матриці;

- слабка взаємодія другої фази з матрицею, щоб уникнути утворення нових з'єднань.

Ступінь зміцнення композицій залежить від багатьох чинників: матеріалу і характеру розподілу зміцнюючих часток, їх форми і відстані між ними, від типу зв'язку з матрицею тощо.

Також, присутність в об'ємі матриці часток другої фази призводить до зниження її початкових властивостей - електро- і теплопровідності, пластичності. Тому для отримання оптимального поєднання властивостей необхідно реалізувати достатнє зміцнення при невеликій концентрації часток, що зазвичай не перевищує 10-15% об.

Зменшуючи відстань між частками або зменшуючи розміри часток, можна досягти високого ступеня зміцнення. На рис.1.1 приведена залежність ступеню зміцнення, що є відношенням міцності двофазних матеріалів до міцності матриці, від діаметру D зміцнюючих часток [3].

З графіка видно, що із зменшенням розміру часток, ефективність зміцнення зростає, досягаючи максимального значення близько 30 для старіючих сплавів.

конденсат композит відпал електроопір

При цьому розмір часток складає декілька нанометрів, а відстань між ними - десятки нанометрів при концентрації f1 об. %

Размещено на http://www.allbest.ru

_{з -} межа міцності композиційного матеріалу;

_{m -} межа міцності матриці;

I - старіючі або дисперсійно-твердіючі сплави;

II - дисперсійно-зміцнені композиційні матеріали;

III - кермети.

Рисунок 1.1 - Вплив розміру часток D на ступінь зміцнення композицій

Високі властивості міцності старіючих сплавів обумовлені особливостями їх структури, що формується в результаті розпаду пересиченого твердого розчину і випадіння часток другої фази (так званий пік дисперсійного твердіння).

При старінні спостерігається зростання міцності, потім максимум властивостей міцності, подальша витримка призводить до зниження цих властивостей.

Пік дисперсійного твердіння пов'язаний з тим, що при деформації частки другої фази на початковому етапі долаються рухомими дислокаціями шляхом їх перерізання, але в процесі витримки, після повного розпаду пересиченого твердого розчину частки досягають певного розміру і відстань між ними також приймає певну величину. Далі починають домінувати процеси коагуляції і дислокації рухаються по механізму огинання.

У разі, коли частки другої фази мають розміри близькі D_кр, тобто критичний діаметр, механізми перерізання змінюються механізмами огинання, наступає пік дисперсійного твердіння. На рис.1.2 наведена залежність, що показує механізми руху дислокацій і міцність матеріалу.

Вивчення процесів старіння, що впливають на механічні властивості, часто проводять шляхом вимірювання мікротвердості, оскільки підвищення твердості відбувається по аналогічному механізму.

При температурі, що досягає 0,5Т_пл, різко знижується стійкість структури і механічних властивостей дисперсійно-твердіючих сплавів.

Методом вакуумної конденсації можна отримувати на атомарному і молекулярному рівнях однорідні суміші будь-яких елементів і речовин.

Структурою таких композиційних матеріалів є металева матриця з рівномірно розподіленими в ній високодисперсними частками другої фази [4-6]. Осадження цих сумішей на підложці приводить до формування різних структур, у тому числі і дисперсійно-зміцнених композиційних матеріалів. Головною перевагою методу є те, що можна отримувати матеріали, які поєднують в собі позитивні якості старіючих сплавів і дисперсійно-зміцнених композицій.

Рисунок 1.2 - Вплив розміру часток D на міцність композитів

Характерною особливістю конденсованих плівкових композицій є висока дисперсність їх елементів, сильна нерівноважність їх структури, яка обумовлює їх високі властивості міцності.

Високі властивості міцності дисперсно-зміцнених матеріалів обумовлені наявністю в об'ємі матриці некогерентних високодисперсних часток другої фази, які в значно більшому ступені, ніж субграниці та границі зерен чинять опір руху дислокацій під час деформування.

Частки другої фази впливають також і на структуру матриці, знижують розмір зерна та переборюють у значному ступені процеси рекристалізації.

В даний час показана перспективність конденсованих дисперсійно-зміцнених композиційних матеріалів системи метал-метал.

Ці об'єкти при помірних температурах істотно перевершують дисперсійно-твердіючі сплави по стабільності структури і характеристикам міцності при високих температурах.

1.2 Властивості та використання мідних дисперсно-зміцнених матеріалів

Під час опису властивостей дисперсно-зміцнених матеріалів головна увага приділяється найбільш важливим експлуатаційним характеристикам, таким як межа міцності, показники пластичності, опір повзучості, тривала міцність, жаростійкість. При оцінюванні досягнутого рівня властивостей у різноманітних системах виникають труднощі співпоставлення, оскільки навіть стосовно до тих самих сплавів у різних роботах використані суттєво різні схеми отримання порошків та напівфабрикатів. Разом з тим по мірі удосконалення техніки отримання напівфабрикатів та оптимізації параметрів деформування та термічної обробки властивості майже всіх дисперснозміцнених сплавів будуть підвищуватися. Найбільш перспективними матеріалами в цьому відношенні є конденсовані дисперснозміцнені системи метал-метал з компонентами, що взаємно не розчиняються, які за можливістю зберігати задані властивості після впливу високих температур можуть перевершувати композиції метал-окисел. Новим технологічним прийомом синтезування композиційних матеріалів є метод вакуумної конденсації, який володіє рядом переваг перед порошковою металургією та внутрішнім окисленням. Здатність будь-яких речовин утворювати однорідну суміш у паровому стані та специфічні умови над швидкої заготовки, що реалізуються при конденсації цього пару на холодній підложці у вакуумі дозволяють отримувати матеріали, які неможливо отримати іншими методами. Характерною відмінністю конденсованих плівкових композитів є виключно висока неровноважність їх структури, яка зумовлює їх високі властивості міцності.

Найбільш цінними технічними властивостями міді, що визначають основні галузі її застосування, є високі електропровідність та теплопровідність. При звичайних методах легування вимоги підвищення жароміцності і збереження високої електропровідності вступають у супереч. Наслідком цього є те, що леговані сплави з електропровідністю не нижче 0,8 від електропровідності чистої міді характеризуються максимальним значенням відношення міцності сплаву до міцності матричного металу при температурах 0,5-0,6 Т_пл. При більш високих температурах це відношення падає занадто різко, що вже біля 700°С (?0,7 Т_пл) леговані сплави не мають переваг міцності відносно чистої міді.

Для дисперснозміцненої міді коефіцієнт зміцнення з підвищенням температури невпинно зростає, що забезпечує високу жароміцність при температурах 0,9-0,95 Т_пл.

Переваги дисперсно-зміцнених матеріалів перед звичайними виявляються вже при температурах вище 0,5Т_пл (400°С) и з підвищенням температури виявляються більш виразно.

Завдяки занадто малій розчинності кисню (менш 0,001 % (за масою) при 800°С) та низькій термодинамічній стабільності власних окислів мідь ефективно зміцнюється тугоплавкими окислами, що не взаємодіють з нею аж до температури плавлення. Найбільш високі значення жароміцності отримані при введені окислів алюмінію, берилію та торію. Для введення зміцнюючих окислів використовують методи внутрішнього окислення, хімічного осадження та відновлення у розчинах, які дають майже однакові результати. З підвищенням об'ємного вмісту зміцнюючої фази (при збереженні середнього розміру часток) міцність дисперснозміцненої міді підвищується, але для збереження високої електропровідності та хорошої пластичної у промислових жароміцних сплавах об'ємний вміст окислів не перевищує 1,5-2%. При такому вмісті зміцнюючої фази міцність при кімнатній температурі складає 380-450 МПа (в залежності від способу приготування порошків та режимів обробки напівфабрикатів) підчас подовжування 15-20%. Високий запас пластичності дозволяє методами холодного деформування отримувати прутки, листи, фольгу та проволоку малих перетинів.

Дослідження температурної залежності електропровідності міді, яка була зміцнена двоокисом торію і отримана з порошків, що виготовлені хімічним відновленням у розчинах, показало, що при кімнатній температурі вона складає біля 85% від електропровідності чистої міді, але з підвищенням температури ця різниця зменшується та при 800°С значення електропровідності майже співпадають. У промислових марках, що зміцнені окислами берилію чи алюмінію та отримані з використанням методу хімічного осадження, електропровідність змінюється в межах 0,8-0,9 від електропровідності безкисневої провідникової міді.

Висока жароміцність дисперснозміцненої міді може бути вигідно використана при виготовлені обмоток роторів двигунів, що працюють при підвищених температурах, трубчатих теплообмінників, деталей електровакуумних приладів, контактів.

Широке використання дисперснозміцнена мідь знайшла у зварювальній техніці при виготовлені електродів для стикового та роликового зварювання. Робоча частина мідних електродів зварювальних машин у процесі експлуатації може нагріватися до 600-800°С, внаслідок чого відбувається швидкий спад твердості і міцності, який призводить до погіршення стабільності та якості зварювання.

Результати досліджень механічних властивостей дисперсно-зміцнених композицій та аналіз механізмів їх зміцнення свідчить про те, що рівень їхніх характеристик міцності визначається складом та структурними параметрами матриці та фаз, що зміцнюють [7].

1.3 Змінення властивостей під час виділення

Твердість. Твердість матеріалів - комбінована характеристика багатьох складних процесів, яка головним чином пов'язана з опором матеріалу ковзанню або пластичній деформації. Сучасна теорія пояснює пластичну течію в металах переміщенням певних типів неоднорідностей структури, найчастіше краєвих дислокацій, коли дислокація рухається через кристал, відбувається ковзання на одну міжатомну відстань. Оскільки рух дислокації залежить від однорідності і безперервності кристалічної ґратки, то всі чинники, що порушують періодичність ґратки і таким чином заважають руху дислокації, підвищуватимуть твердість і міцність кристала. Перешкодою до руху дислокації можуть бути скупчення чужорідних атомів, границі зерен, частки включень.

У старіючому сплаві здібність до зміцнення за рахунок когерентних часток виділень набагато вище, ніж за рахунок некогерентних часток того ж розміру і розподілених таким же чином. У матриці, що оточує когерентну частку, деформація поширюється на значний об'єм і запобігає ковзанню (рис.1.3) [8].

Чим більше невідповідність в розташуванні атомів між ґратками виділення і матриці, тим більше когерентні деформації, отже тим більше вплив часток виділень на властивості сплаву. Некогерентні частки роблять вплив лише на відносно малий об'єм матричної фази, оскільки вірогідність зустрічі з нею дислокації, рухомої в плоскості ковзання, дуже мала.

а б

Рисунок 1.3 - Протидія ковзанню при створенні когерентних і не когерентних часток виділень однакової дисперсності

а - когерентні виділення та оточуючі їх суттєві об'єми матричної фази з викривленою структурою;

б - некогерентні виділення

Також при русі дислокації через частку виділення в ній виникає зрушення у напрямі цього руху. При цьому на поверхні часток утворюється сходинка, збільшується площа цієї поверхні і зростає загальний рівень енергії.

Подвійні піки твердості на кривих бінарних сплавів пояснюються наявністю декількох стадій старіння, а також відмінністю в швидкостях локалізованого і загального виділення. Перший пік твердості може бути пов'язаний з швидшим локалізованим виділенням на границях зерен і лініях ковзання і подальшим місцевим перестарюванням, другий з повільнішим загальним виділенням усередині зерен, за яким відбувається загальне перестарювання.

На ранніх стадіях старіння до зміцнення за рахунок загального виділення ковзання через границю зерна ускладнюється через наявність пограничного шару, зміцненого локалізованими виділеннями (перший пік).

По мірі того як твердість зерен зростає за рахунок загального виділення, твердість границь знижується за рахунок локалізованого перестарювання. На той час, як зерна досягають максимальної твердості, локалізоване перстарювання на границях зерен досягає такого рівня, що при прикладенні навантаження руйнування по деяких границях зерен відбувається раніше, ніж виникає ковзання усередині самих зерен. Через наведені вище чинники крива зміни твердості має два піки.

Зменшення пластичності сплавів, зістарених при низьких температурах, зазвичай менше, ніж в тих же сплавах, але зістарених при вищих температурах. Знижена пластичність, яка веде до міжзеренного руйнування, пов'язана з локалізованими виділеннями на границях зерен. Якщо процес виділення супроводжується рекристалізацією, то окрихчування при високотемпературному старінні робить менш помітний вплив.

Залежність пластичності від температури старіння визначаться зміною швидкості утворення зародків зі зміною температури. При низьких температурах, коли процес утворення зародків протікає інтенсивніше, зміцнення за рахунок загального виділення може йти з відносно більшою швидкістю, ніж швидкість локалізованого виділення. При високих температурах велика частина фази, що виділяється, утворюється шляхом зростання невеликого числа часток, що виникають в результаті гетерогенного утворення зародків, а також на границях зерен, з подальшою ізоляцією зерен.

Зазвичай перші виділення завжди розташовані по границях зерен [9]. Це пов'язано з меншою енергією деформації при зростанні часток в районі дефектів структури, зерен, що існують на границях. Потім виділення утворюються на лініях ковзання, що виникають під дією гартівної напруги.

Подальший розвиток процесу виділення може відбуватися по 3-м різним напрямам:

А) безперервне загальне виділення, при якому фаза, що виділяється, розподіляється однорідно, причому концентрація розчиненого елементу в матриці безперервно, але нерівномірно зменшується.

Б) безперервне локалізоване виділення, при якому фаза, що виділяється, розподіляється нерівномірно, переважно на границях зерен і плоскостях ковзання.

В) Преривисте локалізоване виділення, при якому частки фази, що виділилася, розподіляються дуже нерівномірно і поширюються від границі углиб зерен.

Процес виділення в цьому випадку супроводжується рекристалізацією матриці. Залежно від складу сплаву і температури процесу преривисте виділення може починатися перед загальним виділенням і після нього, але в обох випадках продукти реакції є стабільними, а не перехідними фазами. Преривисте виділення починається на одних кордонах зерен значно раніше, ніж на інших, що пов'язане з відносним орієнтуванням сусідніх граней.

Для дослідження процесу виділення та інших реакцій у твердому стані використовують значення електричного опору. Ця характеристика залежить здебільшого від ступені свободи електронів провідності металічних кристалах [10]. Кристалічна ґратка металу з досконалою періодичністю не чинить опір руху електричного току. Будь-яке порушення періодичності перешкоджає вільному руху електронів, і деяка частка енергії переміщення електронів витрачається на зростання коливань атомів, тобто перетворюється на тепло. Отже викривлення ґратки будь-якого типу, пов'язані з дислокаціями, впровадженими атомами чи іонами, вакансіями або частками виділення, підвищують електричний опір. Границі зерен також мають високе значення електричного опору.

2. Вибір напрямку дослідження

Практичне застосування псевдосплавів на основі міді засноване на їх високих властивостях міцності і електрофізичних характеристиках. Одним з перспективних напрямів підвищення експлуатаційних характеристик цих матеріалів є їх синтез вакуумно-плазмовими технологіями. Отримувані у такий спосіб псевдосплави бінарних систем Cu-Mo та Cu-Ta у вигляді фольг і покриттів володіють підвищеними фізико-механічними властивостями. Але в даний час відсутні експериментальні результати порівняльних досліджень цих об'єктів. В зв'язку з цим перед майбутньою роботою ставляться наступні завдання:

- Провести вивчення фізико-механічних властивостей псевдосплавів Cu-Mo та Cu-Ta отриманих методом вакуумної конденсації;

- Дослідити вплив концентрації легуючих елементів на процеси дисперсійного твердіння вивчаємих систем;

- вивчити вплив технологічних умов відпалу на властивості цих матеріалів.

3. Теоретичні та експериментальні дослідження

3.1 Методика отримання вакуумних конденсатів Cu-Mo та Cu-Ta

Зразки композитів Cu-Mo, Cu-Ta отримували в установці вакуумного напилення УВМ-2М-I. За допомогою вакуумної системи, представленої на рисунку 3.1, в камері створюється тиск 1,33·10^-4 Па. Зразки у вигляді фольги товщиною 10-50 мкм отримували конденсацією двокомпонентної пари на неорієнтовану підложку. Схема експерименту приведена на рисунку 3.2

Випаровування міді і легуючих елементів (Мо, Ta) проводили з двох джерел електронними пушками потужністю 3 кВт кожна. Пушки мають фокусування електронних пучків і системи магнітного відхилення. Конденсація здійснювалася на ситалову підложку, яка була закріплена утримувачем. З його допомогою підтримується певна температура кристалі-зації. Вимірювання температури проводили за допомогою хромель-алюмеле-вої термопари. Відстань від підложки до випарника приблизно 120 мм. Швидкість конденсації досягала 5-10 мкм/хв. Чистота випаровуваних речовин складала 99,999 %. Після отримання, конденсати відділялися від підложки і служили об'єктами дослідження.

3.2 Методика вимірювання питомого електроопору

Для досліджуваних тонкоплівкових зразків можна застосовувати метод вимірювання періоду гратки, але простіше і ефективніше контролювати процес розпаду пересиченого твердого розчину шляхом вимірювання питомого електроопору.

1 - вакуумна камера;

2,8 - напускні вентилі;

3 - високовакуумний вентиль;

4 - дифузійний насос;

5,6 - вентилі;

7,10 - перетворювач манометричний ПМТ-2;

9 - форвакуумний насос;

11 - перетворювач манометричний ПМІ-2.

Рисунок 3.1 - Схема системи відкачки вакуумної установки

1 - термопара;

2 - вакуумна камера;

3 - заслонка;

4 - тримач;

5 - човник з міддю;

6, 10 - катодні вузли електронних пушок;

7 - утримувач підложки;

8 - ситалова підкложка;

9 - легуючий елемент.

Рисунок 3.2 - Схема отримання плівкових композицій Cu-Ta, Cu-Mo

Питомий електроопір визначається по формулі:

(3.1)

де U₁ - напруга еталону;

U₂ - напруга зразка;

F - площа поперечного перетину зразка;

L - відстань між вимірювальними зондами.

Площу поперечного перетину зразка розраховували по формулі:

(3.2)

де b - ширина зразка;

h - товщина зразка.

Товщину зразків вимірювали за допомогою мікрометра годинного типу, ширину - за допомогою вимірювального мікроскопа МІМ-8.

Електроопір вимірювався по схемі, наведеній на рисунку 3.3.

Через зразок і еталон протікає однаковий струм, оскільки вони включені послідовно. Щоб виключити нагрів зразка, величину струму обмежували реостатом.

Компаратор Р3009 служить для вимірювання падінь напруги на зразку і еталоні. Для виключення впливу термо-ЕДС. вимірювання проводили при прямому і зворотному напрямі струму. Щоб підвищити точність результатів, вимірювання проводили з обох боків зразків.

1 - компаратор напруги Р3003;

2 - джерело постійного струму Б5-44.

Рисунок 3.3-Електрична схема виміру питомого електроопору

3.3 Методика отримання електронно-мікроскопічних знімків

Для електронно-мікроскопічних знімків отримували зразки шляхом виколювання діаметром до 3 мм, після чого їх стоншували методом струменевої електролітичної поліровки.

За допомогою електронного мікроскопа ПЕМ-100 були отримані знімки структур досліджуваних зразків на фотопластині, фотоплівці і в цифровому вигляді. Ці знімки служили початковим матеріалом для отримання даних про розмір зерна, морфології і рівномірності розподілу часток другої фази.

При визначенні параметрів структури по цих знімках виникає ряд ускладнень, які пов'язані з тим, що електронно-мікроскопічний знімок є плоским зображенням об'єму, на знімку може відбуватися накладення зображення часток один на одного, а визначити щільність накладення буває неможливо. Оскільки в даній роботі відсотковий зміст легуючого елементу невеликий, то даний ефект можна не враховувати. При обробці електронно-мікроскопічних знімків псевдосплавів приймали, що частки зображені в повний профіль.

3.4 Методика вимірювання мікротвердості

Мікротвердість вимірювалася за допомогою приладу ПМТ-3 при навантаженнях від 10 до 20 г, час витримки - 8 секунд. Перед початком вимірювання прилад повинен бути налагоджений. Юстирування проводиться на свіжому сколі монокристала солі NaCl. Прилад справний і готовий до подальшого використання, якщо набуте значення мікротвердості солі дорівнює 19-21 кг/мм².

При вимірюванні мікротвердості тонких плівок існують вимоги, виконання яких обов'язково для коректного проведення випробувань:

(3.4)

де h - глибина відбитку;

s - товщина плівки.

(3.5)

де d - діагональ отриманого відбитку.

Об'єднавши формули 3.4 і 3.5 отримаємо основну умову коректного вимірювання мікротвердості:

(3.6)

Визначення мікротвердості полягає у вимірюванні діагоналі відбитку, отриманого унаслідок втискання в поверхню зразка з певним навантаженням алмазного індентора, і перерахунку отриманого результату в значення мікротвердості по спеціальних таблицях.

Перехрестя окуляра рухаються по бісектрисі кута між діагоналями, що дає можливість зміряти обидві діагоналі відбитку, не міняючи положення окуляр-мікрометру, напрям руху перехресть складає з діагоналями кут 45є. Даний спосіб дозволяє, рухаючи перехрестя діагоналей в одному напрямі, навести лінії на всі кути відбитку і зробити чотири відліки для визначення довжин обох діагоналей. Таким чином можна значно понизити погрішність на обертання лімбів.

Зробивши чотири виміри, знаходимо умовні величини і :

(3.7)

(3.8)

(3.9)

Тоді середня довжина діагоналі дорівнює:

(3.10)

де g - перевідний коефіцієнт, дорівнює 0,22.

Значення мікротвердості визначається по спеціальних таблицях, залежно від середньої довжини діагоналей і навантаження, при якому проводилося випробування.

3.5 Методика випробування плівок і фольг на розтягування

Плівкові зразки псевдосплавів піддають випробуванню на розтягування. Випробування проводять на машині TIRAtest 2300 з автоматичною реєстрацією діаграми розтягування самописним потенціометром КСП-4 [11]. Перед випробуванням зразки готують шляхом наклеювання конденсаторної фольги на плівку по краях з двох боків. Після попередньої підготовки, зразок поміщається у випробувальну машину між двома захопленнями, один з яких рухомий. Випробування проводиться в режимі активного розтягування.

Послідовність визначення межі пропорційності _пц наступна:

- перед випробуванням на розтягування на вихідних зразках визначаємо площу поперечного перетину;

- діаграма розтягування отримана при швидкостях руху стрічки х_л=30 мм/хв, швидкості руху захоплення х_захв=0,4 мм/хв.

- _пц визначається як відношення тиску Р_пц до площі поперечного перетину зразка. Р_пц визначається по діаграмах розтягувань з урахуванням поправки на швидкість руху захоплень і самописної стрічки.

Послідовність визначення _упр - умовної межі пружності; _0,2-умовної межі текучості; _в - межі міцності аналогічні до визначення _пц. Площа поперечного перетину є сталою величиною, змінюється лише значення тиску в даній точці.

4. Узагальнення і оцінка результатів досліджень

4.1 Структура і фізико-механічні властивості зразків Cu-Ta, Cu-Mo у вихідному конденсованому стані

Відомо [12], що при конденсації двох або багатокомпонентного пару, наприклад, типу метал-окисел чи метал-метал з мало чи зовсім нерозчинними у рівноважних умовах компонентами формуються пересичені розчини, гетерофазні конденсати з різним розміром структурних елементів. Механічні та електрофізичні властивості дисперсно-зміцнених композитів залежать від вмісту зміцнюючої фази та дисперсності структурних складників. Тому особлива увага приділяється тим композитам, у яких досягнута дисперсність нанорівня. У даній роботі зроблена спроба вивчити вплив відпалу на фізико-механічні властивості конденсатів бінарних систем: Cu-Mo та Cu-Ta, в яких другий компонент не розчиняється в матриці у рівноважних умовах.

Структура дисперсно-зміцнених композитів у вихідному стані (рис.4.1 - рис.4.2) представляє собою двофазну систему, при низькому вмісті другого компоненту. Матриця в цих системах, згідно даних по періоду ґратки, є пересиченим твердим розчином легуючих елементів в міді, друга фаза, наявність якої підтверджують дані електронографічного аналізу (рис.4.1 - рис.4.2) - це частки Ta та Mo.

Як видно виділення Ta та Mo не мають яскраво виражених границь, до них скоріш за все можна застосувати термін гетерогенна зона, що зустрічається в літературі [13]. Контраст на знімках цих систем не є деформаційним, і скоріш за все, обумовлений різною здатністю атомів до розсіювання. Виходячи з типу контрасту та значної різниці атомних діаметрів компонентів можна припустити некогерентний зв'язок частка-матриця.

а
б
а - світле поле	б - дифракція
Рисунок 4.1 - Електронно-мікроскопічне зображення (а) та дифракція (б) композиту Cu-Mo в вихідному стані

а
б
а - світле поле	б - дифракція
Рисунок 4.2 - Електронно-мікроскопічне зображення (а) та дифракція (б) композиту Cu-Ta в вихідному стані

Застосування міді, сплавів та композиційних матеріалів на її основі обумовлено їх високою пластичністю, тепло - і електропровідністю. Разом з цим ці матеріали, як правило, мають недостатній рівень міцності.

Рисунок 4.3 - Властивості промислових сплавів на основі міді.

На рис.4.3 наведені дані, які узагальнюють вказані фізико-механічні властивості матеріалів на основі міді. Видно, що збільшення властивостей міцності цих об'єктів призводить до зниження провідних властивостей і навпаки.

На рис.4.4 наведена залежність фізико-механічних властивостей фольги Cu-Mo від часу відпалу при температурі 650 ^о С. З графіка видно, що у вихідному стані значення мікротвердості, межі міцності, електропровідності значно нижче ніж на послідуючих стадіях відпалу. Відзначимо, що з підвищенням міцності значно зростає електропровідність матеріалу, це свідчить про доцільність використання відпалу для подібних систем.

Рисунок 4.4 - Вплив часу відпалу на властивості конденсатів Cu-Mo (0,5-0,8%вес.) при температурі 650 ^о С.

4.2 Вплив температури відпалу на фізико-механічні властивості фольг Cu-Mo та Cu-Ta

На рис.4.5 наведена залежність впливу температури відпалу на мікротвердість конденсатів Cu-Ta, Cu-Mo, Cu-W. Час відпалу дорівнює 30 хвилинам, це оптимальній час з економічної точки зору. З графіка видно, мікротвердість конденсатів істотно підвищується при досягненні певної температури.

Рисунок 4.5 - Вплив температури відпалу (30 хв.) на мікротвердість конденсатів1 - Cu-0,7ат% Mo;

2 - Cu-0,5ат% Ta;

3 - Cu-0,5ат% W.

Цей пік дисперсійного твердіння має різну величину, положення, характер для різних систем. Наприклад пік системи Cu-Mo більше за інтенсивністю і має більш крутий нахил ніж в системі Cu-W. Це мабуть пов'язано з більшою концентрацією молібдену та вищій температурі відпалу, чим більше температура, тим швидше ідуть процеси розпаду пересиченого твердого розчину, завдяки яким і спостерігається підвищення мікротвердості. Хід залежності для Cu-W та Cu-Ta напевно обумовлений різним структурним станом об'єктів в похідному стані, відомо [14], що ці системи отримані при однакових технічних умовах з однаковим вмістом легуючого елемента мають різний структурний стан.

Також видно що у всіх систем до 800 єС твердість не нижче, ніж при 400 єС. Це свідчить про високі властивості конденсатів Cu-Ta, Cu-Mo в порівнянні з відомими високоміцними термостабільними сплавами на основі міді металургійного походження.

Для аналізу процесів еволюції структури досліджуваних конденсатів проводили експерименти в режимі ізотермічного відпалу 600 - 700 єС, тому що саме при цих температурах процеси дисперсійного твердіння протікають з помітною інтенсивністю.

4.3 Вплив ізотермічного відпалу на фізико-механічні властивості конденсатів Cu-Mo та Cu-Ta

На рис.4.6 наведені часові залежності мікротвердості для бінарних систем Cu-Ta, Cu-Mo при різних концентраціях легуючого елемента. Для системи Cu-Mo спостерігається два піки дисперсійного твердіння. Перший припадає на момент розпаду пересиченого твердого розчину, про що свідчить зменшення періоду ґратки рис.4.7.

Зменшення мікротвердості обумовлено зниженням вкладу твердо-розчинного зміцнення та процесами повернення. Відзначимо, що зразок з меншою концентрацією більш чуттєвий до цих процесів. Це пов'язано з невеликою кількістю часток що виділилися, отже вони чинять незначний опір процесам повернення. З цих же причин на кривій 3 рис.4.6 відсутній пік дисперсійного твердіння.

Размещено на http://www.allbest.ru

Рисунок 4.6 - Вплив часу ізотермічного відпалу на мікротвердість конденсатів1 - Cu-1,9ат% Mo (температура відпалу 620 єС);

2 - Cu-0,7ат% Mo (температура відпалу 620 єС);

3 - Cu-0,3ат% Mo (температура відпалу 620 єС);

4 - Cu-1,1ат% Mo (температура відпалу 600 єС).

Виникнення другого піку дисперсійного твердіння є не типовим явищем для композиційних матеріалів на основі міді, його походження може бути обумовлене декількома причинами:

По-перше, ростом часток другої фази до критичного розміру вже після розпаду пересиченого твердого розчину.

По-друге, такий хід залежності відносної твердості може бути обумовлений накладенням декількох процесів, що відбуваються на границях зерен, приграничних областях та в об'ємі зерен матриці.

По-третє, збільшення твердості границь зерен внаслідок додаткової адсорбції на них атомів Mo в результаті чого змінюється структура та стан границь зерен (рис.4.8)

Размещено на http://www.allbest.ru

Рисунок 4.7 - Вплив часу ізотермічного відпалу на період ґратки конденсатів1 - Cu-1ат% Mo (температура відпалу 620 єС);

2 - Cu-0,7ат% Mo (температура відпалу 700 єС);

3 - Cu-0,5ат% Mo (температура відпалу 650 єС).

При підвищенні температури ізотермічного відпалу розпад твердого розчину значно прискорюється (рис.4.9), що обумовлюється підвищенням коефіцієнта дифузії міді. Таким чином одностадійність дисперсійного твердіння при температурі відпалу 650 єС можна пояснити сумарним вкладом всіх вище зазначених чинників. В порівнянні з процесами, що спостерігаються при температурі 620 єС (рис.4.6)

а б

Рисунок 4.8 - Електронно-мікроскопічне зображення композиту Cu-Mo (а) у вихідному стані (б) після відпалу 620 єС (30хв.)

Проаналізувавши вплив концентрації легуючого елемента (Mo) на висоту і положення піків дисперсійного твердіння (рис.4.6). Видно, що експериментальні данні свідчать про значне підвищення значення твердості при збільшенні концентрації легуючого компонента. Відносне зменшення мікротвердості теж відрізняється для різних концентрацій. Так для зразків Cu-1,9ат% Mo та Cu-0,7ат% Mo падіння твердості відбулося на 19% та 46% відповідно.

Размещено на http://www.allbest.ru

Рисунок 4.9 - Вплив часу ізотермічного відпалу на мікротвердість конденсатів Cu-0,7%ат Mo 1 - Твідп.600 єС;

2 - Твідп.620 єС;

3 - Твідп.650 єС;

4 - Твідп.700 єС.

На рис.4.10 показана залежність питомого електроопору від часу відпалу для системи Cu-Mo та чистої міді. Наведені результати свідчать про те, що відпал призводить до значного зменшення питомого електроопору двокомпонентних конденсатів. Таке значне зменшення величини пов'язано з розпадом пересиченого твердого розчину. Положення залежності величини питомого електроопору для конденсатів Cu-Mo підтверджують отримані раніше результати по вимірюванню періоду кристалічної ґратки мідної матриці в цій бінарній системі.

Размещено на http://www.allbest.ru

Рисунок 4.10 - Залежність питомого електроопору конденсатів Cu-Mo від часу відпалу 1 - Cu-0,5ат%Mo Твідп.700 єС;

2 - Cu-0,5ат%Mo Твідп.650 єС;

3 - Cu Твідп.700 єС.

Необхідно зауважити, що мінімум питомого електроопору досягається дещо пізніше розпаду твердого розчину (рис.4.7), це пов'язано з тим що на величину впливають внутрішні напруження, які з'являються в результаті процесу виділення другої фази [15]. Також зазначимо, що при температурі відпалу 700 єС на 30 хвилині виникає підвищення питомого електроопору, це мабуть пов'язано з формуванням часток другої фази, відстань між якими кратна довжині вільного пробігу електрону (рис.4.11). Це явище зустрічається в старіючих сплавах [16].

Рисунок 4.11 - Електронно-мікроскопічне зображення композиту Cu-Mo після відпалу 700 єС

5. Економічне обґрунтування й оцінка дипломної роботи

5.1 Обґрунтування дослідження

Складено кошторис витрат на проведення бакалаврської роботи. Термін виконання даного дослідження 4 місяці повноцінної роботи дослідника і керівника дослідження.

Плановий кошторис витрат включає такі статті: основна заробітна плата; додаткова заробітна плата; відрахування у фонд соціального врахування; витрати на матеріали; витрати на електрику; амортизаційні відрахування; витрати на господарський інвентар; витрати на воду.

5.2 Розрахунки статей

5.2.1 Розрахунок заробітної плати

Заробітна плата - це частина національного доходу, що виділяється для особистого споживання працюючих відповідно до якості і кількості їхньої праці [17]. У даній роботі приймають участь: один керівник ДР та один виконавець. За керування бакалаврської роботи керівник отримує 285 грн., а місячний оклад виконавця - 530 грн.

Основний фонд заробітної плати при проведенні бакалаврської роботи наведено у табл.5.1.

Таблиця 5.1 - Витрати по заробітній платі

Найменування	Порядок розрахунку	Позначення
Основний фонд заробітної плати, грн.	Зосн = РМЧ, Р - кількість людей даної посади; М - за керівництво (місячний оклад); Ч - число місяців роботи 285 + (15304) = 2405 грн.
Відрахування у фонд соціального страхування, грн.	Осоц. стр = 0,375 Зосн 0,375 2405 = 901,88 грн.	Осоц. стр
Сумарна заробітна плата, грн.	Зсум = Зосн + Осоц. стр 2405 + 901,88 = 3306,88грн.	Зсум

5.2.2 Розрахунок витрат на матеріали

Витрати на матеріали приведені в табл.5.2.

Таблиця 5.2 - Витрати на матеріали

Найменування матеріалу	Одиниця виміру	Кількість	Ціна за одиницю, грн	Сума, грн.
Папір	кіпа	1	40,00	40,00
Канцелярські товари	шт.	5	1,50	7,50
Цифрова обробка та друк фотографій	шт.	100	1,00	100,00
Електроліт	л.	0,5	200,00	100,00
Фольга Cu-W, Cu-Ta, Cu-Mo	грамм	50	10,00	500,00
Ватман	шт.	4	3,00	12,00
Разом:				759,50

5.2.3 Розрахунок витрат на електроенергію

Таблиця 5.3 - Використане устаткування

Найменування	Потужність	Час	Витрати
устаткування	кВт	роботи, г	електро -
			енергії
Твердомір типу ПМТ - 3	0,1	10	1
Електронний мікроскоп	5	40	200
Установка для стоншення зразків	1	10	10
Комп'ютер	1	90	90
Вакуумна лабораторна піч	8	6	48
Цифрова камера	0,00575	10	0,0575
Разом:			349,0575

Таблиця 5.4 - Статті витрат на електроенергію

Найменування	Порядок розрахунку	Позначення
Витрати на електроенергію, споживану устаткуванням, грн.	Зе. уст = М ТР К Ц, М - сумарна потужність устаткування (табл.3); ТР - годинник роботи; К - коефіцієнт використання, (0,9); Ц - ціна 1 кВт, Ц = 0,71 грн. 349,05750,90,71 = 223,05грн.	Зе. уст
Витрати на електроенергію для висвітлення, грн.	, - освітлювана площа, (25 м2); Q - питома витрата електроенергії (15 Вт/ м2); К - коефіцієнт, що враховує одночасне горіння ламп (0,8); Т - час горіння, (160 г); Сосв - вартість 1 кВт/ч (0,71) 25151600,80,71/1000= 34,08 грн.	Звис
Загальні витрати на електроенергію, грн.	Зобщ = Зе. уст + Звис 223,05 + 34,08 = 257,13 грн.	Зобщ

5.2.4 Розрахунок амортизаційних відрахувань

Амортизацією називають процес відшкодування зносу основних фондів [18]. Амортизаційні відрахування - грошове вираження амортизації для одиниці устаткування в даній роботі за один місяць визначаються по формулі:

де О_ц - оптова ціна за одиницю устаткування;

На - норма амортизації;

L - час роботи.

У табл.5.5 приведена вартість використаного устаткування.

Таблиця 5.5 - Вартість устаткування

Найменування устаткування	Одиниці виміру	Кількість	Вартість одиниці, грн	Норма амортизації	Час роботи, міс.	Сума амортизації
Приміщення	м2	25	500	10 %	0,5	52,08
Електронний мікроскоп ПЕМ100	шт.	1	20000	24 %	0,5	200
ПМТ - 3	шт.	1	10000	24%	0,5	100
Установка для стоншення зразків	шт.	1	5000	15 %	0,5	31,25
Комп'ютер	шт.	1	5000	24 %	0,5	50
Вакуумна лабораторна піч		1	5000	24%	0,5	54,5
Цифрова камера	шт.	1	5000	24%	0,5	15
Разом:						502,83

5.2.5 Витрати на господарський інвентар

Кошторис витрат на господарський інвентар приведений у табл.5.6.

Таблиця 5.6 - Витрати на господарський інвентар

Найменування інвентарю	Кількість одиниць	Вартість одиниці, грн.	Норма амортизації, %	Амортизаційні відрахування, грн.
Стіл	1	300	40	40
Стілець	1	100	40	13,3
Шафа	1	600	40	80
Разом:				133,3

Амортизаційні відрахування на господарський інвентар визначаються по формулі:

3_{гос. інв} = Ц_ед На М / 12,

де Ц_ед - ціна інвентарю;

На - норма амортизації;

М - місяці роботи.

5.2.6 Витрати на опалення

Витрати на опалення за рік визначаються по формулі:

З_оп = SC_оп,

де S - площа лабораторії, м²;

C_оп - вартість 1 м² опалювальної площі (15 грн.).

З_оп = 25154/12 = 125грн.

5.2.7 Витрати на воду

Витрати води на потреби працюючих за місяць визначаються за формулою:

З_{в. пр} = n П_пр t Св,

де n - кількість працюючих;

П_пр - норма витрати води на 1 працюючого за місяць (1,25 м³);

t - місяці роботи;

Св - вартість води, 1,65грн. за 1 м³.

З_{в. пр} = 21,6541,25 = 16,5 грн.

Кошторис витрат розрахованих у дипломній роботі приведені у табл.5.7.

Таблиця 5.7 - Кошторис витрат на проведення дипломної роботи

Витрати	Сума, грн.
Основна заробітна плата	2405,00
Відрахування соціальні	901,88
Витрати на матеріали	759,50
Витрати на електрику	257,13
Амортизаційні відрахування	502,83
Витрати на господарський інвентар	133,3
Витрати на опалення	125,00
Витрати на воду	16,50
Накладні витрати (20 % от фонду заробітної плати)	466,00
Разом (Ср):	5567,04

5.3 Навчально-дослідницька ефективність

Показник навчально-дослідницької діяльності К₁ визначається, як сума приватних показників К_1j, що характеризують різні ознаки навчально-дослідницької ефективності вузівських НДР і приведених до однієї розмірності за допомогою коефіцієнтів ознак Y_1j за формулою:

К_{1 (2)} = К_1j Y_1j,

Де К_1j - приватний показник Y-тої ознаки навчально-дослідницької ефективності НДР;

Y_1j - ваговий коефіцієнт j-тої ознаки навчально-дослідницької ефективності НДР (j = 1,2,. m).

Розрахунок інтегрального показника

Таблиця 5.8

Найменування	Позначення	Порядок розрахунку	Значення	Значимість	Добуток
1	2	3	4	5	6
Показники навчальної ефективності
Участь студентів в ДР	К1.1	К1.1 = Qr / Q2,де Qr - кількість студентів, які беруть участь у виконанні цієї ДР	0,5	0,06	0,03
Участь студентів у наукових конференціях	К1.2	К1.2 ==10,1/1=0,1 де Qk - кількість студентів, що прийняли участь у к-тому виді конференції; к - бал к-того виду конференції: кафедральна - к = 0,1;	0,1	0,27	0,027
		- факультетська - к = 0,2; інститутська - к = 0,4; республіканська к = 0,6; лауреати конкурсу: 1 премія - к = 1,0; 2 премія - к = 0,9; 3 премія - к = 1,0
Використання результатів ДР у курсових та дипломних роботах	К1.3	К1.3 = (Qk + 0,4 + Qy) / Qr, К1.3= (1+0,4+0) /2=0,7 де Qk - кількість курсових проектів, що виконувалися з використанням даної ДР; Qy - кількість дипломних проектів, що виконувалися з використанням даної ДР	0,7	0,67	0,469
Всього:					0,526
Наукова ефективність
Важливість ДР	К2.1	К2.1 = 1к, де 1к - показник рівня важливості ДР: світова - 1к = 1,0; вітчизняна - 1к = 0,7; галузева - 1к = 0,4; внутрішньо інститутська 1к = 0,2	0,4	0,22	0,088
Новизна ДР	К2.2	К2.2 = 2к, де 2к - показник новизни ДР

Страница:

•  1 
•  2 

дипломная работа "Вплив відпалу на фізико-механічні властивості конденсатів Cu-Ta та Cu-Mo" скачать

Подобные документы

• Зварювання міді

  Вплив домішок на властивості міді, її фізичні та механічні властивості. Вибір способу зварювання. Ручне дугове зварювання графітовим електродом. Зварювання під флюсом. Механічні властивості дроту. Розроблення зварювальних кромок. Термічна обробка.
  
  контрольная работа [228,7 K], добавлен 16.06.2016
  

• Метод вакуумної конденсації

  Субмікрокристалічні та нанокристалічні матеріали на основі Fe і Cu. Методи підвищення міцності, отримання субмікро і нанокристлічних матеріалів. Вплив технологічних параметрів вакуумного осадження на формування структур конденсатів. Вимір мікротвердості.
  
  дипломная работа [2,3 M], добавлен 20.06.2011
  

• Характеристика та галузь використання шлакопортландцементу

  Технічні вимоги до виробництва цементу. Основні його характеристики та вимоги до матеріалів. Сульфатостійкий шлакопортландцемент СС ШПЦ 400-Д-60. Його фізико-механічні властивості та хіміко-мінералогічний склад. Шлакопортландцемент ШПЦ Ш/А-400.
  
  реферат [16,3 K], добавлен 16.04.2009
  

• Дослідження впливу водню на мікроструктуру сплавів на основі заліза

  Підготовка та опис основних методик експерименту. Вплив водню на електронну структуру та пружні властивості заліза. Дослідження впливу легуючих елементів на міграцію атомів водню і впливу е-фази на механічні властивості наводнених аустенітних сталей.
  
  реферат [44,2 K], добавлен 10.07.2010
  

• Основы гірничого виробництва

  Короткі історичні відомості про розвиток гірничої справи. Класифікація гірських порід та їх основні фізико-механічні властивості. Класифікація корисних копалин та основні їх родовища в Україні. Вивчення основних способів видобутку корисних копалин.
  
  курс лекций [27,1 K], добавлен 31.10.2008
  

• Розробка модифікованих композиційних покриттів на поліорганосилоксановій основі для захисту магістральних трубопроводів

  Вплив мінеральних наповнювачів та олігомерно-полімерних модифікаторів на структурування композиційних матеріалів на основі поліметилфенілсилоксанового лаку. Фізико-механічні, протикорозійні, діелектричні закономірності формування термостійких матеріалів.
  
  автореферат [29,3 K], добавлен 11.04.2009
  

• Термічна обробка сталей

  Вплив нормалізації при температурі 850°С і охолодження на повітрі на механічні властивості сталі. Принцип дії та конструкція млина самоподрібнення "Аерофол". Виплавка дослідного металу, термообробка. Металографічні випробування литої сталі та прокату.
  
  отчет по практике [1,6 M], добавлен 06.07.2015
  

• Оптимізація технологічних процесів росту монокристалів германію Ge із заданими властивостями

  Літературний огляд властивостей та технології отримання монокристалів германія. Властивості монокристалів, їх кристалографічна структура, фізико-хімічні, електрофізичні та оптичні властивості. Технологічні умови вирощування германію, його застосування.
  
  курсовая работа [2,0 M], добавлен 03.05.2015
  

• Технологія хімічного виробництва вінілацетату

  Фізико-хімічна характеристика процесу, існуючі методи одержання вінілацетату та їх стисла характеристика. Основні фізико-хімічні властивості сировини, допоміжних матеріалів, готової продукції; технологічна схема; відходи виробництва та їх використання.
  
  реферат [293,9 K], добавлен 25.10.2010
  

• Вплив водню на структуру та властивості на основі кремнію

  Визначення мети, предмету та методів дослідження. Опис методики обладнання та проведення експериментів. Сплав ZrCrNi як основний об’єкт дослідження. Можливості застосування та вплив водневої обробки на розрядні характеристики і структуру сплаву ZrCrNi.
  
  контрольная работа [48,7 K], добавлен 10.07.2010
  

Другие документы, подобные "Вплив відпалу на фізико-механічні властивості конденсатів Cu-Ta та Cu-Mo"

• главная
• рубрики
• по алфавиту
• вернуться в начало страницы
• вернуться к началу текста
• вернуться к подобным работам