Воздействие концентрированных потоков энергии на структуру и свойства материалов тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.14, доктор физико-математических наук в форме науч. докл. Кирко, Владимир Игоревич

• Кирко, Владимир Игоревич
• доктор физико-математических наук в форме науч. докл.
• 1997

Оглавление диссертации доктор физико-математических наук в форме науч. докл. Кирко, Владимир Игоревич

Актуальность проблемы.

Основной задачей материаловедения является изучение принципов и разработка новых способов получения материалов с уникальными физико-химическими свойствами. Дальнейшее развитие машиностроения, приборостроения, медицины и т.д. в основном обусловлено с возможностью создания новых высокопрочных, износо- и термостойких материалов.

Аморфные и микрокристалличекие сплавы - новый класс материалов с уникальными физико-химическими свойствами. В виду технологических особенностей их промышленного производства (быстрой закалкой из расплава на быстровращающемся диске) они могут быть получены в виде мелкодисперсного порошка или тонкой ленты. Последнее сильно ограничивает их использование в качестве конструкционного материала.

В последние годы развиваются три основных направления для расширения возможности применения аморфных и микрокристаллических сплавов:

1. поверхностное облучение с помощью лазера (Н.Н.Рыкалин; А.А.Углов; Л .И. Миркин; Н.В.Еднерал; B.C. Краиошин).

2. нанесение покрытий с помощью плазмотронов (А.А.Лепешев; ВН.Коржик; В.В.Кудинов и др.) и обработка поверхности с помощью взрывных источников плазмы (А.Е.Войтенко; В.И.Кирко; Е.Г.Попов; Г.А.Швецов; К.И.Козорезов).

3. динамическое компактирование порошков с целью получения массивных изделий (О.В.Роман; В.Ф.Нестеренко; L.E.Murr; R.Prammer; В.И. Кирко).

Получение аморфного и микрокристаллического состояния на поверхности (при воздействии на поверхность высокоэнергетических импульсов) и в объеме (при динамическом нагружеяии порошков) характеризуется общими неравновесными теплофизическими. процессами. Под влиянием мощного теплового потока, имеющего различную природу, происходит сильно неравномерный нагрев поверхности металла или частицы. Последнее сопровождается сложными физическими процессами такими, как плавление, испарение, газонасыщение расплава из атмосферы плазмы или захлопывающейся поры и т.д.

В процессе быстрого охлаждения, который в отдельных случаях происходит при высоких давлениях, фиксируются метастабильные состояния вещества, с отличной от исходного материала структурой и свойствами, что в конечном итоге изменяет физико-химические свойства поверхности металлов, а также и массивных изделий, полученных, динамическим контактированием.

Разработка новых методов высокоэнергетических воздействий на материалы, с целью направленного изменения их структуры для получения специальных свойств, а также, изучение структуры вещества и их физико-химических свойств после высокоэнергетического воздействия, является актуальной научной проблемой.

Настоящая работа выполнялась в рамках Комплексной Программы ГКНТ СССР №479 от 29.09.79, Комплексной Программы МНТП СЭВ, а также в соответствии с Наряд-заказом Министерства общего и профессионального образования.

Цель работы: Исследование неравновесных теплофизических и газодинамических процессов, возникающих при взаимодействии высокоскоростных газовых и плазменных струй с поверхностью металлов. Изучение структуры и свойств аморфных и микрокристаллических сплавов, полученных высокоэнергетическим воздействием.

Методы исследования: В работе использовались как традиционные методы, так и комплекс принципиально новых.

Для изучения и оптимизации новых источников плазмы, а также, ударно-волновой структуры в условиях остроугольной геометрии были использованы: высокоскоростная фоторегистрация газодинамических процессов с помощью СФР-2М, измерения яркостной температуры (И.Ш.Модель), измерения распределения яркостной температуры (В.И.Кирко, И.В.Стадниченко), калориметрический метод измерения энергетических характеристик плазменных потоков (В.И.Кирко), электромагнитный метод распределения массовой скорости в газовых струях с локализацией магнитного потока (О.А.Трескин, В.И.Кирко, С.И.Фомин), распределение энергетических характеристик газовых струй по их отражению от прозрачных материалов (O.A. Трескин, В.И.Кирко, С.И.Фомин), импульсное рентгеновское фотографирование. Для изучения параметров ударных волн в порошковых средах и ударных адиабат массивных аморфных материалов были использованы методики: измерения давления манганиновыми датчиками (Н.Ф. Гогуля, И.В.Воскобойников), исследование структуры ударных волн в порошках резистивным датчиком (А.А.Кузовников, В.И.Кирко); измерение электросопротивления за фронтом ударной волны.

Для исследования структуры и свойств материалов были использованы: металлографический и рентгеноструктурный анализы, дифференциально-термический анализ, классический магнитоструктурный анализ, измерение параметров локальной магнитной анизотропии и корреляционного радиуса анизотропии (В.А. Игнатчеико, P.C. Исхаков), электронная микроскопия, микроанализ, измерение микротвердости.

Для подтверждения результатов применялись численные методы моделирования физических процессов.

Научная ношгша.

1. Построены теплофизические модели взаимодействия высокоскоростных высокоэнтальпийных газовых потоков с поверхностью металлов и сплавов. Проведены численные и экспериментальные исследования теплового воздействия на металлы и сплавы взрывного газокумулятивного заряда, взрывного плазменного компрессора А. Е. Войтевко. устройства Е. Г. Попова. Изучено тепловое влияние ударно-сжатого газа на процесс сварки металлов взрывом.

2. Впервые детально изучены параметры основных источников высокоскоростных газовых струй (взрывной плазменный компрессор, взрывной газокумулятивный заряд): предложен высокоэффективный источник струй, основанный на сжатии газокумулятивного заряда металлической облицовкой. Численно и экспериментально изучена структура ударных волн, возникающая в условиях остроугольной геометрии сталкивающихся пластин и разлета продуктов взрыва над подложкой. Построена модель возникновения газовой кумуляции.

3. Исследованы свойства микрокристаллических слоев, полученных после воздействия на поверхность железо-углеродисшх сплавов плазмой высокого давления. Установлены критерии термического воздействия на поверхность сталей. Определено влияние высокого давления на структуру и свойства поверхности.

4. Исследовано влияние ударно-волнового нагружения на структуру и свойства аморфных металлических сплавов (AMC). Применен комплекс структурно-чувствительных методов, позволивший обнаружить изменения в структуре AMC на масштабах локального окружения атома, масштабах флуктуации плотности и технологических неоднородностей. Проведены измерения ударных адиабат AMC и их кристаллических аналогов, измерения удельного электросопротивления за фронтом ударных волн.

5. Разработан безампульный метод динамического компактирования плоских и цилиндрических заготовок аморфных металлических сплавов. Изучены физические и химические свойства магнитомягких и коррозийностойких AMC. Исследованы механические свойства и анизотропия механических свойств объемных AMC'.

Практическая значимость работы: Разработан ряд принципиально новых методов исследований, которые были применены для подготовки студентов и аспирантов Новосибирского и Красноярского госуниверситетов. Метод определения энергетических характеристик взрывных источников плазмы был использован в работах Спецсектора Института физики земли РАН.

Результаты исследований структуры газодинамических течений в условиях столкновения металлических пластин был положен в основу разработки технологии получения биметаллических контактов для выключателей низковольтной аппаратуры. Результаты исследований взрывных источников газа и плазмы были использованы для разработки малогабаритных источников света энергий высвечивания до 100 кДж, мощных источников вакуумного ультрафиолетового излучения, разработки технологии упрочнения и легирования внутренних поверхностей труб.

Исследования воздействия ударно-волнового нагружения на аморфные материалы были положены в основу безампульной технологии динамического компактирования аморфных металлических сплавов.

Результаты изучения физических и химических свойств магнитомягких и коррозийностойких АМС могут быть использованы в производстве массивных изделий в химической, фармацевтической промышленности и приборостроении.

Апробация работы. Результаты исследований докладывались на Всесоюзном совещании "Новые мегоды напыления", Ворошиловград, 1976; Всесоюзной конференции "Влияние высоких давлений на вещество",Киев. 1976; на 3-й Всесоюзной конференции "Динамика излучающего газа", Москва, 1977; VI Всесоюзном совещании по сварке и резке металлов, УФА, 1979; на 8 и 9 Международной конференции Высокоэнергетическая обработка материалов", Сан Антонио, 1984 г, Любляна 1989; IV Международной конференции "Лаврентьевские чтения", Казань, 1995; Международном симпозиуме "Компьютерное моделирование газодинамических и ударно-волновых процессов в конденсированных средах", Санкт Петербург, 1995; II Международном совещании по обработке металлов взрывом, Новосибирск. 1981; Республиканском семинаре "Влияние высоких давлений на вещество", Киев, 1976; Всесоюзной конференции "Использование импульсных источников энергии в промышленности", Харьков, 1980; Всесоюзной конференции "Проблемы исследования аморфных металлических стекол", Москва, 1984; IX Международной конференции по высокоэнергетическому воздействию на материалы, Новосибирск, 1986; Международной конференции по применению эффекта Месбауэра, 1991, Нанджин КНР; Международной конференции "ЕХРШМЕТ", Эль Пасо, США, 1995; IV Всесоюзном совещании по детонации, Тбилиси, 1988; V Всесоюзном совещании по детонации, 1991, Красноярск; Всесоюзной конференции "Обработка материалов импульсивными нагрузками", Новосибирск, 1990; Международном семинаре по высокоэнергетической обработке быстрозакаленных сплавов, Новосибирск, 1988; II

Международном совещании по обработке материалов взрывом, Новосибирск, 1981; Международном совещании "Аморфные прецизионные сплавы, технология, свойства, применение", Боровичи, 1996; IV Всесоюзном совещании по детонации, Телави, 1988; III Всесоюзном совещании физикохимия аморфных металлических сплавов, Москва, 1989; V Всесоюзной конференции "Аморфные прецизионные сплавы: технология, свойства, применения", г. Ростов Великий, 1991; Всесоюзном симпозиуме по физике аморфных магнитиков, Красноярск, 1989; VIII Всесоюзной конференции "Сварка, резка и обработка материалов взрывом", Минск, 1990; III Международной конференции "Лаврентьевские чтения по математике, механике и физике", Новосибирск, 1990; III Всесоюзной конференции "Проблемы исследования структуры аморфных металлических сплавов", Москва, 1988; ШВсесоюзном семинаре по аморфному магнетизму, Самарканд, 1983; XI Международной конференции МАРИВД "Высокие давления в науке и технике", Киев, 1987; Юбилейной научной сессии технического университета г.Русе, НРБ, 1989; Международном симпозиуме по магнетизму аморфных материалов, Венгрия, 1985; Юбилейной конференции, посвященной 25-летию СКВ ГИТ, Новосибирск, 1990; IX Всесоюзном симпозиуме по горению и взрыву, Черноголовка, 1989 , а также на научно-технических семинарах НИФТИ КрГУ, ИВТАН РАН, ИГ СО РАН, ИПМ АН УССР, КрГУ, НИИ Стали, СКБ ГИТ СО РАН, ИФ СО РАН, МИСиС, ИХФ РАН.

По теме диссертации опубликовано 69 работ, из них 7 изобретений, в том числе обзорные работы /3,37,50,66/.

Личный вклад автора. В основу диссертации положены научные, методологические и прикладные работы автора, а также результаты исследований, выполненных под его руководством в Институте гидродинамики СО РАН, Красноярском госуниверситете, Научно-исследовательском физико-техническом институте Красноярского госуниверситета и Институте физики СО РАН. На основе этих результатов под руководством автора были защищены 5 кандидатских диссертаци /22,33,34,60,61/ и 1 представлена к защите /20/. Вклад автора в эти работы состоит в постановке задач исследования, научно-методическом руководстве, в обсуждении и анализе результатов исследований.

В экспериментальных работах и численном моделировании газодинамических и теплофизических процессов принимали участие сотрудники ИГ СО РАН, НИФТИ КрГУ, ИФ СО РАН, МГУ, КрГУ, за что автор им приносит благодарность.

1. ВЗРЫВНЫЕ ИСТОЧНИКИ ВЫСОКОСКОРОСТНЫХ ГАЗОВЫХ СТРУЙ, ОСНОВАННЫЕ НА ГАЗОВОЙ КУМУЛЯЦИИ В УСЛОВИЯХ ОСТРОУГОЛЬНОЙ ГЕОМЕТРИИ

Разработка и исследование различных взрывных источников высокоскоростных газовых и плазменных струй было выполнено в работах Е.Г.Попова, А.Е. Войтенко, В.М. Титова, Г.А. Швецова, Ю.Н. Киселева. Работы развивались в связи с использованием источников для ускорения твердых тел, моделирования вхождения космических аппаратов в плотные слои атмосферы, изучения уравнений состояния газов при высоких давлениях и температурах, создания мощных источников света.

С 1980 года начались исследования по использованию взрывных источников газовых струй и плазмы для термической обработки материалов (А.Е.Войтенко, В.И.Кирко, Е.Г. Попов и т.д.). Плазма, полученная с помощью взрыва, характеризуется величинами температуры до 105К° и давления - до 10 ГПа. При ее контакте с поверхностью твердого тела возникают тепловые потоки ЮМ О9 Вт/см2, что сопоставимо с воздействием лазера средней и большой мощности. Отличительной особенностью воздействия плазмы взрывных источников является возможность обработки при высоком давлении концентрированными потоками энергии поверхности большой площади, а также, возможность обработки внутренних поверхностей (В.И.Кирко,

B.В. Малышев, Г.А.Швецов).

В цикле работ автора совместно с А.Е.Войтенко, О.А.Трескиным,

C.Н.Ишуткиным, С.М. Васильевым и А .И Бывших /1-8,16-18,27/были исследованы параметры основных источников, представленных на Рис. I. В работах экспериментально и теоретически изучались: энергетические характеристики, распределение массовых скоростей, яркостной температуры ударных, волн, скорости передней ударной волны в воздухе в зависимости от основных параметров источников, таких, как отношение массы взрывчатого вещества (ВВ) к массе метаемой пластины или оболочки (для источников Ь.сД) от давления воздуха или плотности заполнения рабочим веществом, от скорости детонации ВВ (для источников Ь и ё). Эксперименты показали, что исследованные источники цилиндрических и плоских струй газа и плазмы позволяют получать струи в широких диапазонах плотностей от 0,03 до 0,54 г/см*. скоростей от 3 до 21 км/с (в воздухе), энергией от 6 до 1090 кДж, удельных энергий 1 бОкДж/г и достигать к.п.д. преобразования энергии ВВ до 6,7%.

Автором совместно с О. А.Трескиным был предложен и изучен высокоэффективный источник /6,7/, основанный на сжатии тонкостенного газокумулятивного заряда металлической оболочкой (Рис. 1 с1).

Схема взрывных источников плазмы и газовых струй, изученных в работе.

Газокумулятивный заряд

Источник плазмы, образующейся в результате столкновения металлических пластин.

Взрывной плазменный Взрывной источник газовых струй ГШ компрессор А. Е. Войтенко основанный на сжатии тонкостенного заряда ВВ металлической оболочкой.

-Электродетонатор, 2-заряд ВВ, 3-металлические пластины, 4-полусферическая камера сжатия, 5- металлическая оболочка, 6- тонкостенный заряд ВВ.

Сравнительные предельные характеристики нового источника и газокумулятивного заряда (ГКЗ) приведены в таблице 1.

Таблица

Скорость ФУВ в воздухе Скорость струи в вакууме Плотность струи Относ.эффек тивность преобр-я. энергии

Газокумуляти вный заряд (ГКЗ). 13 км/с 18 км/с 0,2. г/см

ГКЗ с метаемой облицовкой 21 км/с 35 км/с 0,54 г/см3 3,

Как видно из таблицы, ГКЗ с метаемой облицовкой по основным своим параметрам превосходит газокумулятивный заряд.

Исследованные источники газовых и плазменных струй автором были использованы для разработки мощных источников света с энергией высвечивания до 100 кДж при общем весе 2,5 кг /9/ и для изучения газодинамических процессов выхода сверхзвуковых потоков в вакуум /10/. На основе исследованных принципов были также предложены устройства мощного источника вакуумного ультрафиолетового излучения /11-12/.

2. ИССЛЕДОВАНИЕ ГАЗОДИНАМИЧЕСКОЙ СТРУКТУРЫ УДАРНЫХ ВОЛН В УСЛОВИЯХ ОСТРОУГОЛЬНОЙ ГЕОМЕТРИИ СТОЛКНОВЕНИЯ ПЛАСТИН И ПРОДУКТОВ ВЗРЫВА/13-28/.

Основой работы взрывных источников высокоскоростных газовых струй является газовая кумуляция, возникающая в условиях остроугольной геометрии сталкивающихся металлических пластин, либо столкновения разлетающихся продуктов взрыва.

В данной части работы на основе законов сохранения проведен анализ возможных структур газодинамических течений. Показано, что в случае столкновения металлических пластин в начале процесса накопления сгустка ударно-сжатого газа возникает трехволновая конфигурация, которая переходит в конечной стадии в одноволновую (Рис. 2).

Эволюция структуры газодинамического течения б условиях остроугольной геометрии сталкивающихся пластин.

Ас~о"

7/ О

Данный результат был подтвержден экспериментальными исследованиями (С.Злобин, А. Штерцер).

В случае дозвукового режима столкновения происходит устойчивое накопление сгустка ударно-сжатого газа при всех исследуемых зазорах. При сверхзвуковом режиме - устойчивое накопление возможно только при малых зазорах до значения, не превышающего Ькр , которое зависит от материала сталкивающихся пластин (Рис За).

Типичные фоторегистрограммы процесса накопления сгустка ударно- сжатого газа в условиях остроугольной геометрии сталкивающихся пластин.

Рис.3 а-устойчивое накопление, в -неустойчивый режим И=Ькр., с-отсутствие накопления Ь>Ь,

При 11£11Кр. обнаружен неустойчивый "срывной" характер течения (Рис. 36) . С увеличением зазора {Ы^. (Рис.Зс) сгусток протекает за линию контакта сталкивающихся пластин, что обусловлено развитием неустойчивости их полета /26/. В формировании структуры газодинамического течения важным фактором является поступление потока частиц из линии контакта в сгусток ударно-сжатого газа. При сверхзвуковом режиме столкновения частицы заполняют область перед линией контакта (Рис. 4а),

Фотографии типичных СФР-грамм в экспериментах по исследованию структуры течения при столкновении пластин.

Рис.4 а •■ и()>С*, г=2.3, Ь-6.8 мм, Ь=210 мм, А1 Ь - и0

Удельный тепловой поток плазменного сгустка в зависимости от скорости точки контакта сталкивающихся пластин. q, 10'° Вт/м'

Рис. 5 1- эксперимент, 2- теория.

Превышение экспериментальных значений теплового потока связано с тем, что скорость ударной волны в канале выше ударно-адиабатной из-за поступающей с линии контакта паро-капельной струи /16,17/.

Нагрев поверхности пластин за счет ударно-сжатого газа влияет на тепловой баланс за линией контакта, что изменяет структуру сварного шва при сварке металлов взрывом и обусловливает возможное появление неприваров / 13-15/.

В ходе экспериментальных и теоретических исследований газодинамического течения при детонации плоского заряда над подложкой было показано существование 2-х режимов течения; без кумуляции - при регулярном отражении потока ПВ от подложки и с образованием присоединенной косой УВ. когда угол встречи ПВ с подложкой меньше критического значения ©к , с кумуляцией - при нерегулярном отражении ПВ с образованием отошедшей косой УВ при ©>©,< . Формирование области дозвукового течения с повышенным давлением за отошедшим скачком является причиной образования кумулятивной струи IIB.

Численное моделирование течения /24,27,28/ без учета взаимодействия газового потока с поверхностью подложки предсказало реализацию обоих режимов (Рис. 6,7). а. км/с

Схемы развития кумуляции при /-'о=1 атм.

Т Ь К

Рис.6 а) г=1мкс после начала детонации, б) 1=4,5 мкс, в) 1=20 мкс. Область дозвукового течения затемнена

Схема течения при зарождении кумулятивной струи.

Установившееся течение с начальным давлением Ро = 10 атм.

Рис.7 Даны изолинии величин е, Р и р при 1=10 мкс.

В случае кумулятивного режима в системе координат фронта детонации обнаружено "обратное" течение газа вдоль поверхности заряда ВВ (Рис.6). Существование обратного течения обусловлено торможением кумулятивного потока ПВ ударно-сжатым воздухом за передним фронтом УВ. Увеличение давления во внешней атмосфере приводах к усилению обратного течения и в конечном итоге к подавлению газовой кумуляции (Рис. 7).

Экспериментальные исследования динамики и структуры газодинамического течения в плоском случае показали, что реализуются оба режима течения на различных стадиях его развития. В начале процесса разлета Г1В формируется неустойчивое кумулятивное течение, которое затем подавляется в результате противодавления со стороны ударно-сжатого воздуха и взаимодействия потока ПВ со стенками каната. На стадии установившегося течения, на контактной границе ПВ с ударно-сжатым газом обнаружен излом, который приводит к существованию внутреннего скачка в разлетающихся ПВ.

3. ВОЗДЕЙСТВИЕ ВЫСОКОСКОРОСТНЫХ ГАЗОВЫХ И ПЛАЗМЕННЫХ СТРУЙ НА ПОВЕРХНОСТЬ МЕТАЛЛОВ И СПЛАВОВ.

Численное моделирование процессов воздействия высокоэнергетических плазменных и газовых струй на поверхность металлов было проведено автором совместно с НИ. Паком и С.И. Шикуновым /15. 29-34/.

При использовании взрывных источников реализуются в основном три схемы воздействия.

1. Прямое воздействие от сгустка ударно-сжатого газа. Этот вид воздействия возникает при использовании взрывных плазменных компрессоров (типа компрессора А.Е.Войтенко), а также при высокоскоростном столкновении метачлических пластин в условиях сварки металлов взрывом

2. Последовательное воздействие сгустка ударно-сжатого газа, струи продуктов взрыва и волны разрежения. Данное воздействие реализуется при разлете продуктов взрыва плоского заряда ВВ над подложкой и при воздействии струй газокумулятивных зарядов

3. Последовательное воздействие излучения сильной ударной волны в газе, отраженной от подложки ударной волны и удерживаемой холодными продуктами взрыва. Последнее было реализовано в схеме, предложенной Е.Г.Поповым.

Режимы воздействия во всех случаях различаются друг от друга. В первом случае характерно то, что тепловой поток от плазменного сгустка достигает 106 Вт/см2 при давлениях - 0,2-1 ГПа.

На рис.8 представлены результаты численного расчета зависимости

Зависимость толщины расплавленного слоя поверхности пластины.

Рис.8 1,2 - стальная пластина, Тг= 8300° и 6500° К соответственно; 3 -алюминиевая пластина, Тг= 4300° К; 4 - свинцовая пластина 1,-2800° К толщины расплавленного слоя поверхности металлической пластины от расстояния до начата соударения, в случае столкновения ллоскопарал-лельных пластин. Увеличение доли расплава обусловлено возрастанием области ударно-сжатого газа.

Второй случай характеризуется сильно неравномерным тепловым потоком при прохождении сгустка ударно-сжатого газа (ШМО-1 Вт/см2), а затем за счет высокой плотности и скорости струи ПВ сильным конвективным потоком 108-Ю9 Вт/см2 с последующим спадом в волне разгрузки. Тепловой поток от ПВ сопровождается сильными касательными напряжениями, которые вызывают срыв поверхностного расплава. Численное моделирование процессов воздействия струи газокумулятивного заряда ВВ на поверхность проводилось для двух различных моделей:

1. в режиме непрерывного срыва расплава;

2. в режиме интенсивного испарения, при котором фазовый фронт испарения практически догоняет фронт плавления. В этом случае прослойка расплава формируется в результате действия спадающего теплового потока на последней стадии процесса.

На рис.9 показана динамика движения фазовых фронтов испарения

Динамика движения фазовых фронтов испарения 8, плавления с, и термической закалки ц при воздействии струи газокумулятивного заряда на поверхность стального канала

X, мкм

Рис.9 Т) - время воздействия плазмы, т2 - время воздействия струи.

Расстояние от начала канала -- 55 см. Скорость ПВ. детонации

7,5 км/с. длина заряда 15 см, внутренний диаметр ! ,5 см.

8 (I), плавления (t) и структурного а-»у перехода в железе при воздействии струей газокумулятивного заряда fia внутреннюю поверхность канала. За время действия плазменного сгустка вглубь стенки продвигаются два фронта: а->у перехода и плавления. При последующем воздействии продуктов детонации возникает фронт испарения, причем скорость границы испарения превышает скорость проплавления. Это означает, что образовавшийся расплав частично или полностью испаряется в продуктах взрыва.

На рис. 10 приведены результаты расчетов и специальных

Расчетные и экспериментальные значения уноса массы с поверхности плоской пластины. нкм------------------------—-> т л ^т д - А1 200 - ------,---„

100 200 х> мм экспериментов по уносу расплава с поверхности плоской пластины при натекании на нее продуктов взрыва от плоского заряда. Видно хорошее совпадение расчетных и экспериментальных значений для меди и железа. Различие экспериментальных и расчетных значений для А1 связано с тем, что касательные напряжения от ГШ сравнимы с пределом сдвиговой прочности А1, следовательно, здесь включается, механизм срыва твердого А1 без проплавления подложки.

На рис.11 представлены в сравнении расчетные глубины щ а -А1 -[ X - Си о - Ре расчет А! I X У х! расчт" Си расчет Ре

Зависимость глубины расплава и зоны закалки от длины канала.

Г],с, *103см р - Зона термического влияния | - зона расплава ( эксперимент ) "л - Зона термического влияния £ - зона расплава (расчет) проплавления и термической закалки с измеренными экспериментально по длине стальной грубы. Увеличение толщин этих зон к концу канала обусловлено увеличением размера волны разгрузки и соответственно времени воздействия. Достаточно хорошее совпадение экспериментальных и расчетных данных свидетельствовало о правильности выбранной теплофизической модели.

При режиме воздействия, который реализуется в схемах обработки предложенных Е.Г.Поповым, ПВ формируют плоскую ударную волну в газе, а затем "запирают" ударно-сжатый газ. В этой схеме интенсивный тепловой поток с фронта ударной волны (ФУВ) расплавляет и испаряет подложку, а затем поверхностный расплав охлаждается при высоком давлении (~2 ГП.а).

Здесь реализуется глубокое проплавление подложки без интенсивного испарения. При большом времени выдержки давления на поверхности образуется перегретый слой, который при быстром снятии давления формирует высокопористое покрытие, а при достаточной выдержке, когда слой при высоком давлении успевает охладиться, возникает микрокристаллическая структура. На Рис. 12а приведены кривые Зависимость толщины перегретого слоя 8* от времени воздействия т* при различных давлениях Р.

8*1 (¿см.

----- . " 0,

1 " " 0,

О 2 4 т*Ю4с

Рис.12 а)

Зависимость эффективного времени действия давления тР* от давления Р при различных временах т. т'дПСй;

----------! Т=6*10"4с

20 .; / ]4*ж1- ; ' I;

О 1 Р, ГПа

Рис. 12 Ь) зависимости толщины перегретого слоя от времени воздействия тР* воздушной плазмы. При давлении выше 1 ГПа величина 8* слабо зависит от давления и практически не зависит от теплового потока. Если время воздействия тр* достаточно большое, то перегревный слой успевает охладиться до температуры ниже температуры кипения То*. Значение времени выдержки давления чр*, необходимое для "спокойного" охлаждения перегревного слоя в зависимости от давления приведены на рис. 12(Ь). В случае, когда. хо>Тр*, достигаются максимальные глубины (100-200 мкм) расплава без внутренней пористости.

В работах /5, 35-46/ совместно с А.Е.Войтенко, Т.М.Соболенко, Г.А.Швецовым, В.В.Малышевым и др. проведен цикл экспериментальных исследований по воздействию различных источников высокоскоростных газовых струй на различные стали. (СтЗ; Ст.45; У-8 и т.д.). На рис. 13 приведены типичные микрошлифы

Микроструктура поверхности стали после воздействия на нее плазмой из взрывного источника.

Рис.13 1-зона застывшего расплава 2-зона термического влияния. а) Армко железо; У0=10см3(10хЮх100 мм) (х250) б) Стать 3; полость: \'0=36см3 Е0=90 кДж. (х250) в) Сталь 45; полость: У0=Ю см3 Ео=90 кДж, (х250) д) Сталь 45; канал диаметром 10 мм, Е0=22 кДж, (х250) е) Сталь 5ХНМ; полость: У0=24см3 Е0=22 кДж, (х250) поверхности различных статей при воздействии на нее плазменным компрессором и взрывным газокумулятивным зарядом. Типичным для всех экспериментов является наличие на поверхности зоны застывшего расплава (ЗЗР) и зоны термического влияния (ЗТВ). Зона застывшего расплава имеет высокую микротвердость до 1200КГ/ММ2 по Виккерсу и характеризуется повышенным содержанием остаточного аустенита (Н.В.Губарева). Зона термического влияния (ЗТВ) характеризуется морфологическими особенностями: в ней температура стали превышала температуру фазового а-»Т перехода и в части перлитных зерен произошло растворение цементитных пластин, а при последующем охлаждении произошла фиксация мартенсита. Последнее обуславливает существование в этой зоне как зерен с высокой микротвердостью (бывшие перлитные), так и зерен "мягкого" феррита

На рис.14 приведены изменения микротвердости ЗТВ (кривая 1) и ЗЗР (кривая 2) стали а) Изменение микротвердости зоны термического влияния (кривая 1) и зоны расплава (кривая 2) в стали 45 в зависимости от температуры отпуска (время отпуска 1час). б) Изменение микротеердости зон стали 45 в зависимости от времени отпуска при 600 °С. зет 400 бос Зое -с ^^ о 1 ? з в зависимости от температуры и времени отпуска. Кроме того, приведены кривые микротвердости зоны расплава после отжига при Т-840 С" (время выдержки 5 минут) и охлаждения в воду (кривая 3).

При изучении микроструктуры отчетливо выявилась граница между основой образцов, подвергшейся закачке (типичная структура мартенсита среднеуглеродистой стали) и зоной расплава, которая выделялась как бесструктурный белый слой, аналогично состоянию после обработки плазмой).

Закалке подвергались образцы, прошедшие отжиг при 800°С в течение 3 ч. При температуре закачки 860°С обнаружено, что слой расплава не подвергается закалке и в этом случае. Микротвердость закаливаемой области образца составила 9800±400 МПа. Микротвердость зоны расплава 5300+200 МПа, что соответствует Hv непосредственно после обработки плазмой. Этот факт косвенно свидетельствует о том, что зона расплава не претерпевает мартенситного превращения, либо оно происходит в ограниченных объемах. Подробные дифрактометрические исследования показали в этой зоне наличие линий аустенита.

Отпуск образцов, обработанных по режиму плазменное воздействие + закачка, показал увеличение термической стабильности расплава. (Кривая 2,3 на рис. 14 ). Технологическим результатом этой части работа было: разработка технологии поверхностного упрочнения и повышение термостабильности внутренней поверхности труб диаметром до 25 мм и длиной до 3 м.

В цикле работ /35,41,47-50/ было показано, что путем введения в плазму порошков различных металлов в зависимости от их взаимной растворимости с материалом подложки, существования на диаграмме состояния этих компонентов различных интерметаллидов, возможно изменение химического состава поверхности. При этом на поверхности, за счет быстрой закатки расплава, как правило реализуются метастабильные твердые растворы, различные химические соединения и т.д., так что покрытия оказываются термодинамически неравновесными.

Результаты некоторых исследований но изучению поверхности полости, обработанной плазмой взрывного плазменного компрессора А.Е. Войтенко и введением в нее различных порошков, приведены в таблице 2.

4, СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В АМОРФНЫХ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ СПЛАВАХ (AMC) ПРИ ИХ УДАРНО- ВОЛНОВОМ НАГРУЖЕНИИ.

Интерес к аморфным металлическим сплавам обусловлен уникальным сочетанием в них физико-механических и химических свойств. Используемая в настоящее время технология получения аморфных сплавов включает быструю закатку из расплава со скоростью охлаждения 103 - Ю9 К/с, необходимую для подавления кристаллизации. Металлические стекла, изготавливаемые таким образом в виде тонких лент, фолы и проволок, имеют толщину 20-50 мкм. Это существенно ограни

Таблица

Лараивтрм эксперимента Результаты исследований

Объам каме- Материал Характерный 1йвта«та0»шьиые фазы ры сжатия. ет»»«? слой Мижротвсрдостъ.

Рабочее ве- Порой»»», г Химический химического слоя

Ып щество г. О&иш состав

Энергий полости, Тип структуры шшзмы «Дж. смг

150 Ст. 45 Мелкодисперсная Раствор в.6% Си а у-Ре

1 (СвН,п05}п (1) Си (10| с»всь Раствор 7,2% Ре 8 Си

80 20 60"/$ Си, 30% Ре Си: 1«

150 М.1 Одноройиь>й Раствор 20% Ре в Си

2 (С6Н,сШ,-. (1> Ре (10) раствор 12% Си а «.-Ре

80 5 12,6% Си в «-Ре III

150 Ст. 45 Однородный Растеор 40% W в Ре

3 (СвНг^ (1,2) УУ{5) растбор

80 5 40% 60% Рв 700

40 Ст. 45 И! Однородный

4 Воздух В {2) раствор

38 5 12% N(80% Ре

40 Ст. 45 !и Химическое 5 г ГСа Н3>п (1) 80 В (2) 5 соединение 1500-2201)

Г<320 IV

40 Ст. 45 Химическое 6 {С5Н3}, {1} В (3) соед&4»ё»«е 160О-22ОО

I 80 5 Рей

40 Ст. 45 Химическое

7 (Се.На),, (1,8) в! {4} соединение 1800

140 5 РвЭ!

40 Ст. 45 Сыесь химичес

8 (Се Н^ (Т) ВЩ4) ких соединений

80 5 РеВ+РезМ

40 Ст. 45 ¡V Смесь химичес

9 (С« Кй)~ П) УУС{) ких соединений 1700

1 IV чивает возможный набор изделий из металлических стекол, что в свою очередь сужает область практического применения данного класса материала. Поэтому проблема формирования массивных однородных изделий из AMC в настоящее время является актуальной.

Развиваются два варианта технологий компактирования - это горячее прессование и динамическое компактирование.

Ввиду метастабильности AMC возникает вопрос об изменениях структуры AMC и их физических свойств в процессе технологической цепочки изготовления массивных изделий.

Данная часть работы посвящена исследованию изменений в структуре AMC в технологической цепочке изготовления массивного образца. В работе изложены результаты, полученные автором с сотрудниками Красноярского госуниверситета, ИФ СО РАН, Московского института стали и сплавов, МГУ, В'ГУ им. Кынчева и Дальневосточного госуниверситета.

Ha. рис. 15 представлена схема технологической цепочки получения

Схема технологической цепочки получения массивного аморфного сплава. массивного аморфного сплава методом динамического компактирования а также описаны процессы, влияющие на конечную струк-туру и свойства массивного образца.

Свидетельством того, что структура AMC меняется в процессе технологической цепочки изготовления массивного образца являются результаты работы /51-53/, где на всех этапах цепочки методом магнитоструктурного анализа были исследованы фундаментальные магнитные характеристики ( параметр обменного взаимодействия а, намагниченность насыщения М, характеристики локальной магнитной анизотропии). Результаты измерений приведены на рис.16 и 17. Как видно из представленных данных, величины обмена а и намагниченности насыщения Мо на всех этапах практически не меняются, т.е. классический магнитоструктурный анализ не выявил изменений топологического и композиционного ближнего порядка структуры по сравнению с исходной лентой. Анализ характеристик

Изменение параметра обменного взаимодействия а и намагниченности насыщения М от этапа технологической цепочки. gj.l4a.M, тэв. А2 м Гс

0 1 2 3 4 п Рис. 16. 1- лента, 2- отжиг, 3- размол, 4- прессовка.

Изменение величины поля локальной магнитной анизотропии На от технологического этапа.

Н„ кЗ

1 2 3 4 1! локальной анизотропии показал, что исходная лента AMC на основе Со характеризуется величиной На ~ I кЭ, (что позволяет идентифицировать локальную анизотропию как ее собственную магнито-кристалло! рафическую); отжиг ленты приводит к появлению вклада внутренних напряжений. Размол ленты значительно увеличивает внутренние напряжения. При взрывном прессовании часть внутренних напряжений снимается, что может быть связано, либо с изменениями в структуре AMC в результате воздействия высокого давления и остаточной температуры или перезакалки части объема поверхности частиц.

Закалка из расплава формирует исходную структуру AMC. которая обладает структурными неоднородностями различного масштаба /54/. На атомарном уровне в AMC существует топологический и композиционный порядок, пространственная протяженность которого обуславливает существование неоднородностей масштаба ~10А. Конечная скорость охлаждения при получении AMC из расплава приводит к возникновению неоднородностей диффузионного расслоения масштаба ~100А, которые хорошо выявляются с помощью ПЭМ (Е.И.Макогина), малоуглового рассеяния и проявляются в измерениях локадьной магнитной анизотропии (Р.С.Исхаков). Кроме того, на поверхности и в объеме AMC возникают морфологические неоднородности чисто технологического характера с масштабом 1-10 мкм [52].

На рис. 18 приведены фотографии свободной (а) и прилегающей (б) к

Фотографии свободной (а) и прилегающей к закалочному диску (б) поверхности аморфной ленты до ударно-волнового нагружения. а) б) закалочному диску поверхностей аморфной ленты, полученные методом РЭМ. Контактная поверхность характеризуется строчечной структурой неоднородностей, возникающих в результате захлопывания газа между закалочным диском и расплавом. На внешней поверхности образуется бугристая структура с выделенным вдоль оси ленты направлением.

Образование бугристой структуры и зон захлопывания газа предопределяет пространственную неравномерность скоростей охлаждения [53], которая позволяет предположить существование амплитудной модуляции флуктуации плотности на масштабах ~ 10 мкм и градиенты физических свойств по толщине ленты.

На рис. 19 приведены результаты модельных расчетов (В.И.Кирко,

Результаты модельных расчетов полей средней скорости охлаждения тонкой ленты расплава на подложке. ш /б«ю' / (К/с) / 11 LJ-S

С.И.Шикунов) полей средней скорости охлаждения тонкой ленты расплава (20 мкм) от температуры Т -Т 600° С до температуры Т =600° С. Как видно из рисунка, наличие кавитационной полости создает градиенты скоростей охлаждения, которые предопределяют градиенты физических свойств в аморфной ленте и их неоднородности по ее толщине. Последнее проявляется в различии характера деформации ленты при ударно-волновом нагружении /52, 54/. Неоднородности технологического рельефа поверхности AMC при этом типе нагружения становятся источником негомогенной деформации сплава. Последняя выражается в локализации пластического течения в узких полосах сдвига и проявляется в возникновении на поверхности экструзионных складок (Рис 20а).

Фотографии поверхности аморфной ленты после УВ нагружения. а) Ь)

Рис.20, а- 35 ГПа, 6-50 ГПа.

Объем материала, охваченного пластическим течением, увеличивается с возрастанием амплитуды импульса давления за счет возникновения новых складок. Складки на стороне, прилегающей к диску, проявляются при более высоких давлениях, чем складки на свободной поверхности. В /52/ впервые обнаружено, что в AMC при высоких давлениях происходит смена режима деформации от негомогенной к гомогенной (Рис.20Ь).

На Рис. 21 и 22 приведены результаты измерений величин

Изменение параметра обменного взаимодействия а в зависимости от давления нагружения, CosgNiioFesSinBu;. а*НГ12,смГ; о ю зо 50 р, та.

Величина поля локальной анизотропии в зависимости от давления обработки.

Н„,Х.Э i 5 Н

50 ЕПО

Рис.22 к, в - импульс треугольной формы □ - импульс прямоугольной формы. Для Hla-rle ~ 200А, для Н2а-Г2е ~ 100. постоянной обменного взаимодействия а и поля локальной анизотропии аморфной ленты после УВ нагружения до давлений 50 ГПа. Из результатов следует, что с увеличением давления ( в отличие от Рис.16) постоянная а до давлений 30 ГПа возрастает и при переходе к гомогенной деформации резко падает. Величина поля локальной анизотропии На на части объема сохраняет свою величину H(a) , а на другой части ведет аналогично а

При механическом размоле ленты происходят ее пластическая деформация, разрушение, а также интенсивные диффузионные процес-сы, приводящие к разупорядочению .AMC /56/ и уменьшению а. В этой связи возрастание постоянной а после УВ нагружения лент связано с областями, не затронутыми пластическим течением и свидетельствует о структурных изменениях в объеме AMC.

Для динамического компактирования AMC широко используется УВ нагружение, которое характеризуется сильной неравновестностью тепловых процессов, обусловленной кратковременным сжатием вещества за фронтом УВ и воздействием мошных тепловых потоков на поверхность частицы (q > 10б Вт/см2 /57/ ). При УВ нагружении порошков, как показано на рис. 15, существует несколько основных факторов, влияющих на структуру и физические свойства массивных AMC.

Захлопывание газа в норах и поверхностный нагрев частицы приводит к изменению химического состава поверхности частицы. Влияние захлопывающегося газа на изменение поверхностного состояния аморфной фольги, зажатой между двумя плоскими стальными плас-инами, было исследовано в /58/.

На рис. 23 приведены спектры Мессбауэра на глубине 500 А от

Спектры Мессбауэра на глубине 500 А от поверхности аморфной ленты. и» (V Ч"

Рис. 23. а) до УВ нагружения Ь) после УВ иагружения. поверхности аморфной ленты РеебМ^зоВг. Увеличение интенсивности жуплета (Г~-0,5 мм/с) после УВ нагружения свидетельствовало об увеличении концентрации аморфного оксида Ре О . При этом, на глубине 1500 А было зафиксировано 15% Ре О

В случае быстрого сжатия пористой среды происходит интенсивное межчастичное трение с поверхностным оплавлением, которое также изменяет поверхностную структуру частицы. Здесь происходит взаимная диффузия компонентов /59,60/ и изменение поверхностного химсостава частицы на глубину ~1 мкм. Последнее проявляется, как показано в /59/, например, в изменении магнитных свойств при низких температурах и влияет на электрические и механические свойства компактов.

Наиболее существенные структурные изменения могут происходить за счет высокого давления. Влияние высокого давления на структуру и свойства АМС было изучено в работах /54,58,61-67/.

На рис.24а показана качественная пространственная зависимость

Качественные пространственные зависимости флуктуации плотности.

100 А а) Ъ)

Рис. 24. (а) флуктуации свободного объема (Ь) для двухком-понентного AMC. флуктуации плотности для 2-х компонентного AMC, которая вызвана диффузионным расслоением при закалке из расплава. Штриховыми линиями обозначена максимально возможная флуктуация плотности, реализующаяся при критической скорости охлаждения, соответствующей минимальной скорости, при которой образуется аморфное состояние. Характерный масштаб и амплитуда флуктуации зависят от скорости закалки сплава ири его получении. В идеальном случае, когда скорость закалки бесконечна, амплитуда флуктуации определяется флуктуацией плотности в жидком состоянии. Последняя определяет соответствующую ей флуктуацию свободного объема (рис. 24Ь).

В максимумах и минимумах концентрационной флуктуации сплав наиболее упорядочен, это выражается в приближении структуры (конфигурационной энтропии) в этих областях к структуре кристаллических фаз. В точках перегиба система максимально разупорядочена, т.е. энтропия и свободный объем принимают максимальные значения. Об изменении свободного объема в AMC свидетельствовали результаты работ /58,61,62/, где методами Мессбаузровской спектроскопии, ДТА, рентгеноструктурного анализа, а также магнитоструктурными методами показано изменение в структуре на масштабах 10 А. Увеличение параметра обменного взаимодействия после ударно-волнового нагружения сплавов Co-Ni-Fe-Si-B и Fe-B свидетельствовало о среднем уменьшении расстояния между магнитоактивными атомами. Данные Мессбаузровской спектроскопии и рентгеноструктурного анализа свидетельствовали об уплотнении структуры AMC, а уменьшение теплоты кристаллизации и уменьшение удельного электросопротивления - о структурном упорядочении. Причем, как показано в /52/ часть объема AMC содержит материал, оставшийся неизменным, а часть- материал, в котором осуществляются описанные трансформации и локализуются внутренние напряжения.

Характер топологического упорядочения на Ре-В сплавах исследован в /62/, где был проведен сравнительный анализ структурных изменений после УВ нагружения в кристаллических (7, 5<х<11 %) и аморфных (11< х < 25 %) сплавах.

На рис. 25 приведена зависимость коэффициента спин-волновой

Зависимость коэффициента спин-волновой жесткости В от концентрации бора X в сплавах Беюо-уВ.

D. Мае- A' ¡

J г^/

10 -5 2С ¿ х% (ат)

Рис.25. 1- отжиг, 2 - исходная лента, 3 - нагружение 50 Ша. жесткости D = qp^MoOc ( qjig Мо =const) от содержания бора. Видно, что существуют три характерные области, соответствующие различной кластерной структуре сплавов. Ударно-волновое нагружение приводит к противоположным изменениям обменного взаимодействия для кристаллической и аморфной областей. В кристаллическом сшиве величина D уменьшается, что соответствует повышению дефектности структуры, ее разупорядочению. В аморфном состоянии в обеих областях после обработки D растет, что соответствует упорядочению топологического ближнего порядка. Об этом же свидетельствует уменьшение теплоты кристаллизации во всем интервале концентраций аморфного состояния после УВ нагружения.

Кривая 1 (Рис.25 ) соответствует образцам, полученным после отжига исходных сплавов при 420 К в течение 30 минут. Изменение D носит одинаковый характер и для аморфных и для кристаллических областей, повышение этой характеристики соответствует снижению дефектности структуры. Кристаллические Fe-B сплавы (7,5< х < П) состоят из матрицы a-Fe и включений орторомбического 0-Fep,B. В аморфном состоянии при 12<х<16% наблюдаются аморфные кластеры с топологическим ближним порядком (ТБП) типа O-FeiB и a-Fe, при 16<х<25% существуют кластеры с ТБП 0-Fe3B и т-Ре3В.

На рис. 26 приведена термомагнитная кривая М(Т) для исходного

Термомагнитная кривая М/Мо для исходного кристаллического образца Fe92.5B7.5- Излом отражает выключение вклада фазы t-Fe3B.

0.7

300 500 Т, К

Рис, 26 Ьа-Бе+О-РезВ; 2-а-Бе; 3-после ударно--волнового нагруже-ния а-Ре+т-РезВ. кристаллического образца (х=7,5). На кривой М(Т) в области Т=420К° наблюдается излом, обусловленный выключением вклада фазы О-БезВ с Тк=430 К° в интегральную намагниченность образца (фаза а -Бе имеет Тк =1043 К°. Видно, что после УВ нагружения этот излом отсутствует, что свидетельствует о прошедшем фазовом превращении О-Ре.зВ. С учетом постоянства намагниченности М можно предположить, что реализуется фазовый переход 0-Ре3В в более плотно упакованную фазу т -Ре3В с Тк=870К°. Для аморфных образцов вид термомагнитных кривых и величина намагниченности М 4650 Гс не изменились.

Однако возможность глубокой перестройки ТБП в аморфном состоянии за ФУВ и сохранения этой модификации после УВ нагружения была показана в работах /64-67/ (В.И.Кирко, А.А.Кузовников, А.З.Богунов).

На рис. 27 приведены ударные адиабаты аморфного и равновесного аморфный сплав, ч- - закристаллизованный сплав. кристаллического сплава Со-№-Ре-81-В, полученного изотермическим отжигом при Т=700С° в течение одного часа. Излом на ударной адиабате аморфного сплава в области давлений 13-17 ГПа, а также зарегистрированная 2-х волновая структура профиля давления в образце, свидетельствовали о кардинальной перестройке. ТБП в аморфном материале, вызванной высоким давлением. Скачок удельного объема составил 12-14 %, что не может быть вызвано обычным захлопыванием свободного объема (0,5 %).

На рис. 28 представлены результаты измерений удельного

Зависимость относительного удельного электросопротив ления Со-Ре-аморфного сплава за ФУ В в зависимости от давления.

О 5 10 15 Р. ГПа электросопротивления для близкого по составу аморфного сплава Со-Б'е-8|-В за фронтом ударной волны. Здесь также зарегистрирован скачок удельного сопротивления при давлениях 10 ГПа. Причем, наблюдаемое изменение наклона кривой при давлениях выше 1.0 Г Па также свидетельствовало о перестройке ТБП.

Ответ на вопрос о характере перестройки ТБП за фронтом УВ был получен в работе /63/, где магнитоструктурными методами исследовались: аморфный сплав Со-Ре-ХьВ; его метастабильный кристаллический аналог ГЦК-Со+Со3(В Б!), полученный после отжига при 540 С° в течение 0,5 часа, стабильная кристаллическая система ГЦК-Со+СогВ+Со28!, полученная после отжига при Т=750°С в течение 1 часа - до и после УВ нагружения.

На рис. 29 представлены полученные зависимости намагниченности

Зависимость намагниченности насыщения от давления ударной волны для образцов сплава 71 КНСР

680 в »------•-----.

600 Н !>-П1;|

10 "" 20 30 50 Рис. аморфный сплав метастабильный кристаллический сплав, полученный путем отжига при I 5 !04' в течении 30 минут ♦ равновесный кристаллический сплав полученный путем отжита при Т-750°С в течении 1 часа. насыщения, а на рис.30 - зависимости постоянной Блоха (В) от давления,

Зависимость постоянной Блоха В от давления ударной волны для образцов сплава 71 КНСР

В-10"5Г3'

О 10 20 зо рль

- метастабильный кристаллический сплав

• - аморфный сплав

X - равновесный кристаллический сплав непосредственно определяемые из низкотемпературного хода намагниченности для сплавов во всех трех структурных состояниях; аморфном и кристаллическом стабильном и метастабильном. Зависимость М (Р) для всех трех структурных состояний сплава хорошо описывается тремя горизонтальными прямыми. Величина Мо в основном определяется композиционным беспорядком. Следовательно, этот тип беспорядка при динамических нагрузках меняется слабо.

Зависимости коэффициента В(Р) (Рис.30) имеют существенное отличное поведение. Видно, что В(Р), описывающая стабильную кристаллическую систему, характеризуется монотонным уменьшением с ростом Р и выходом на горизонтальную прямую. Зависимость же В(Р) для аморфных и метастабильных сплавов существенно немонотонны, с ростом давления УВ величины В уменьшаются вплоть до некоторого Ркр. С превышением этого давления величины В(Р) резко увеличиваются, а при дальнейшем росте Р снова уменьшаются, однако с градиентом существенно меньшим первоначального. Т.к. коэффициент В обладает высокой структурной чувствительностью (В~а°'2), то очевидно, что за изменениями этих величин стоит трансформация атомной структуры материала, которая может быть вызвана суперпозицией переходов ГЦК кластеров AMC в ГПУ и кластеров тетрогональной фазы Co3(BSi) в орторомбнческую модификацию Co.i(BSi).

5. СТРУКТУРНЫЕ ИЗМЕНЕНИЯ В МАССИВНЫХ AMC, ПОЛУЧЕННЫХ УДАРНО-ВОЛНОВЫМ НАГРУЖЕНИЕМ.

Возможность получения массивных AMC, исследования их физических свойств, а также основные критерии сохранения аморфности были изучены в работах В.Ф. Нестеренко; Рольфа Прюмера; Карла Кляй-на; О.Н.Бреусова и Ван Вен Куи /75/.

В работах автора совместно с Р.С.Исхаковым, А.А.Кузовниковым; Миневым Руси и др. /51,53,60-61,68-74/ было показано, что, также как и в лентах, структурные изменения в массивных AMC необходимо рассматривать на различных характерных масштабах.

1. Масштаб (10А) - определяющий изменения в 1 и 2-й координационных сферах.

2. Масштаб 100 А - определяющий изменения флуктуации плотности.

3. Масштаб 1-20 мкм - характерный размер частицы и межчастичной границы. Масштаб, определяющий неравновесность тепловых процессов на микроуровне, текстуру массивного AMC, его механические и физические свойства.

4. Масштаб ~ 1-10 мм - характерный размер ампулы сохранения, определяющий неравновесность макроскопических тепловых процессов в AMC, который лежит в основе главного критерия сохранения аморфности массивного изделия.

Изменения в объеме частиц на масштабах 10А и 100А вызываются одновременным действием давления и температуры. Давление Р, которое может быть использовано для динамического компактирования массивных AMC ограничено сверху критерием:

Срткр> 1/2 P(Voo - Vq)=E где Ср; Ткр; V0 - теплоемкость, температура кристаллизации и удельный объем частиц порошка соответственно, V0G - удельный объем порошка. В виду того, что Ткр - величина, зависящая от времени выдержки при заданной температуре, то параметры ударно-волнового нагружения, не приводящие к кристаллизации образца, зависят от режима его охлаждения.

На рис.31 приведены результаты численного моделирования охлаждения прессовки в ампуле сохранения, проведенного А.А.Кузовниковым /61,70/. Из результатов расчета следует, что, если точка в координатах энерговыделение - толщина образца оказывается

Результаты численного расчета охлаждения прессовки в металлической ампуле сохранения.

Тос . С Е

L, мм

Рис.31. L- толщина образца ,V01C, - скорость охлаждения, Топ-- остаточная температура, Е- энерговыделение при компактировании. 1- Л=20 Вт/м*град, 2-Л=5Вт/ м *град. выше кривых 1,2 - образец кристаллизуется, в противном случае остается аморфным.

Энерговыделение за ФУВ в порошке определяется его ударной адиабатой. В этом случае необходимо отметить особенности ударных адиабат порошков AMC /60,61,68,70/, которые связаны с их чешуйчатой формой, допускающей изгибные деформации индивидуальных частиц и их деформации в локализованных полосах сдвига. На рис,

Ударные адиабаты аморфных порошков трех, фракций (1- с!<0.075мм; 2 - 0.075<с5<0.16 мм; 3- <£>0.16мм.) и кристаллического порошка фракции с1<0.075мм(4)исследуемого сплава.

Рис 32. приведены ударные адиабаты порошков AMC в координатах скорость ударной волны S - массовая скорость за ФУВ. Все ударные адиабаты аморфного порошка лежат ниже его кристаллического аналога. Увеличение среднего диаметра частиц понижает расположение ударной адиабаты. Последнее свидетельствует о том, что для прессования частиц большего диаметра необходимо меньшее давление. Последнее было подтверждено А.А.Кузовниковым в экспериментах по измерению плотности компактов, полученных при разных размерах частиц порошка при одном давлении прессования.

В работах /60,61,62/ было показано, что на масштабах « 100 мкм структура массивного AMC определяется текстурной укладкой частиц, которая зависит от

1. первоначальной укладки частиц в ампуле и

2. взаимодействия ФУВ с частицами, которое осуществляет поворот частиц.

Причем, частицы меньшего диаметра поворачиваются на больший угол, величина которого растет с увеличением давления прессования. При малых давлениях прессования определяющим является исходная текстура упаковки частиц, а при больших - поворот частиц порошка за ФУВ.

При динамическом компактировании порошков происходит сильный нагрев поверхности частиц, который приводит к плавлению материала поверхности и затем, к последующему высокоскоростному охлаждению, достаточному для сохранения аморфной структуры. В зоне расплава происходит взаимное проникновение атомов соприкасающихся частиц с поглощением легких элементов из захлопывающихся пор /60/. Размер зоны межчастичных границ в зависимости от давления прессования составляет 1^8 мкм.

Влияние межчастичных границ и пор на электрические и магнитные свойства прессованных AMC изучено в работах /59,61/. В /59/ межчастичные границы моделировались включением в прессуемую смесь диэлектрика. Удельное электросопротивление прессованного композита вплоть до концентраций 30% диэлектрика менялось слабо, что свидетельствовало о преимущественном протекании тока по частицам AMC и хорошей связи между частицами. В /60,61,62,63/ показано, что электрические и механические свойства AMC зависят от давления прессования, дисперсности порошка и от текстуры компакта. На рис. 33 приведена зависимость нормированного удельного электросопротивления образцов от их пористости. Видно, что независимо от характера структуры частиц порошка и параметров прессования (кроме 2-х точек) величины относительного электросопротивления укладываются на одну кривую. Влияние межчастичных границ, играющих, роль изоляционных прокладок, продемонстрирована в опыте.

Зависимость нормированного удельного электросопротивления образцов от их пористости. г/гя

-j , ] г -5 I I г | ау0 ООО 4.00 8.00 12.

Рис. 33.

Обозначения: • - дисперсность 60 мкм, + - +60-120 мкм, - - +120-180 мкм.

Другой режим прессования, дисперсность +60-120: о - аморфный, ° - кристаллический ® - аморфный с укладкой частиц в магнитном иоле. где частицы порошка были уложены в магнитном поле перпендикулярно направлению тока (точка А).

Структура массивных AMC на масштабах 10А и 100А была изучена в работах /53,61,71,75/. Методами классического магнитоструктурного анализа показано отсутствие существенных изменений композиционного и топологического характера. Последнее объясняется тем, что при производстве порошка применяется охрупчивающий отжиг, который и переводит структуру AMC в предкристаллизационное состояние с минимальным свободным объемом. Все последующие изменения структуры не связаны с воздействием давления, а только с тепловым режимом охлаждения массивного образца в ампуле, которое определяется неравновесностью тепловыделения за фронтом ударной волны, связанной с ее конфигурацией /72-74/, толщиной образца и ампулы.

ВЫВОДЫ

I. Газовая кумуляция в условиях остроугольной геометрии сталкивающихся пластин и продуктов взрыва - сложное физическое явление, возникающее в результате особой структуры ударных волн, контактных разрывов и областей до и сверхзвуковых газодинамических течений. На возникновение и устойчивое существование газовой кумуляции влияют: внешнее противодавление окружающего газа, взаимодействие газодинамических потоков с поверхностью пластин и зарядов ВВ, а также устойчивость полета метаемых пластин.

II. Устройства, реализующие газовую кумуляцию, являются высокоэффективными источниками высокоскоростных газовых и плазменных струй в широком диапазоне термодинамических и газодинамических параметров. При их контакте с поверхностью твердого тела происходят неравновесные теплофизические процессы при высоком давлении, приводящие к необратимому изменению структуры и физических свойств поверхности, к фиксации микрокристаллического и метастабильного состояния вещества.

Ш.Динамическое нагружение порошков аморфных сплавов характеризуется аналогичными неравновесными процессами, приводящими к поверхностному изменению химического состава частиц и перезакалки части объема, к изменению структуры в объеме частиц за счет высокого давления на масштабах локального окружения атома, флуктуации плотности и технологических неоднородностях. В аморфных металлических сплавах при больших давлениях на масштабе локального окружения возможны глубокие структурные изменения, подобные фазовым переходам в их неравновесных' кристаллических аналогах.