Биосовместимые магниевые сплавы являются перспективными для применения в качестве материалов для изготовления биорезорбируемых имплантатов. Данная работа посвящена определению рациональных режимов равноканального углового прессования (РКУП) сплава Mg-8.6Zn-1.2Zr с целью формирования структурного состояния, обеспечивающего высокие характеристики прочности и коррозионной стойкости. Установлено, что один проход РКУП при температуре 400 °С позволяет достичь заметного прироста предела прочности (до 330 МПа), однако при этом ухудшается коррозионная стойкость. Анализ вкладов в предел текучести показал, что даже при высокой температуре 400 °С вклад от дислокационного упрочнения соизмерим с вкладом от измельчения зеренной структуры. Иммерсионные испытания свидетельствуют о том, что после первого прохода РКУП при 400 °С скорость коррозии в растворе Рингера достигает 9 мм/год. Было предложено провести дополнительно второй проход РКУП со снижением температуры до 250 °С, что в результате позволило сохранить предел прочности на уровне 325 МПа и поднять коррозионную стойкость до уровня, соответствующего исходному отожженному состоянию, с величиной скорости коррозии 6 мм/год. EBSD-исследования позволяют связать такое поведение с увеличением в структуре количества специальных границ типа Σ13a, Σ15b, Σ17a после второго прохода цикла РКУП.
Природа неустойчивостей пластического течения θи S-типа рассмотрена в рамках концепции автоволн локализованной пластичности. Показано, что в одном и том же материале (АРМКО-железо) возможно возникновение неустойчивости деформации в виде распространения автоволн переключения или возбуждения. Автоволна переключения представляет собой равномерно движущийся при постоянном напряжении фронт локализации деформации, а автоволна возбуждения - такой же фронт, но движущийся с постоянно уменьшающейся скоростью при снижающемся напряжении. Проявление той или другой автоволн определяется температурно-скоростными условиями деформирования. Существует интервал низких температур, когда независимо от скорости деформирования реализуется только автоволна переключения, а скорость деформационного фронта экспоненциально растет с ростом деформирующего напряжения. При повышенных температурах возможно формирование автоволны возбуждения, когда происходит скачкообразное движение деформационного фронта в моменты спада деформирующего напряжения. Скорость фронта в таких условиях зависит от напряжения линейно. Показано, что скорости деформационных фронтов всегда определяются скоростями локальных деформаций на их фронтах. Установлено, что автоволна переключения (неустойчивость θ-типа) контролируется термически активируемым движением дислокаций, а автоволна возбуждения (неустойчивость S-типа) - вязким (надбарьерным) движением.
В настоящей работе впервые проведено исследование влияния дополнительной деформационно-термической обработки, включающей отжиг при 150 или 230 °С и дополнительную деформацию кручением под высоким давлением при комнатной температуре на 0.25 оборота, на микроструктуру, механические свойства и электропроводность сплава Al-1.17Mg-0.33Zr (мас. %) проводникового назначения в ультрамелкозернистом состоянии, предварительно сформированном обработкой кручением под высоким давлением при комнатной температуре. Показано, что дополнительная деформационно-термическая обработка при обеих температурах отжига приводит к проявлению в материале эффекта пластификации - значительному увеличению пластичности (на порядок и более) при сохранении высокой прочности на уровне 80 % от прочности сплава в состоянии до обработки. Проведено сравнение полученного эффекта с таковым для ультрамелкозернистых сплавов Al-Mg-Zr с меньшей концентрацией магния. Показано, что в результате применения деформационно-термической обработки (отжига при 150 °С и дополнительной деформации кручением под высоким давлением на 0.25 оборота) величина достигнутой пластичности уменьшается, а прочность повышается с увеличением концентрации Mg от ~0.5 до ~1.2 мас. %. Ультрамелкозернистый сплав Al-1.17Mg-0.33Zr демонстрирует более высокую термостабильность по сравнению с ультрамелкозернистыми сплавами Al-Mg-Zr с меньшим содержанием Mg. Это позволило при реализации деформационно-термической обработки использовать более высокую температуру отжига (230 °С). Установлено, что деформационно-термическая обработка, включающая отжиг при 230 °С и деформацию кручением под высоким давлением на 0.25 оборота, обеспечивает достижение наилучшего сочетания прочности (предела текучести ~380 МПа, предела прочности ~475 МПа) и пластичности (удлинения до разрушения 9 %, равномерной деформации 4 %), которое не уступает коммерческим сплавам Al-Mg с содержанием магния ~4 % после традиционной упрочняющей обработки или обработки, включающей равноканальное угловое прессование. Физические причины достижения такой комбинации свойств анализируются в сопоставлении с микроструктурными изменениями, происходящими в процессе деформационно-термической обработки.
Актуальность и цель исследования. В настоящее время (до недавнего времени) в России существовало несколько нормативных документов (ГОСТ), нормирующих химический состав, геометрические параметра и технические требования к арматурному прокату в прутках и бунтах, а также способу производства (горячая прокатка, горячая прокатка с последующим термическим упрочнением в потоке сортовых станов с использованием тепла предпрокатного нагрева, холодная прокатка и/или волочение горячекатаных заготовок) таких изделий разных классов прочности, специальных технологических свойств (свариваемость, сопротивление усталостным нагрузкам, сейсмостойкость и т. п.). Поэтому, учитывая опыт передовых промышленных стран, например европейский стандарт EN 10138, в России разработан и внедряется с 2018 года стандарт аналогичного класса - ГОСТ 34028-2016. Согласно требованиям указанных стандартов, выбор технологии изготовления арматуры определяет изготовитель. При этом необходимо учитывать выполнение требований заказчика к параметрам и свойствам арматуры с обеспечением высокого уровня служебных, эксплуатационных характеристик металлопродукции. Целью настоящих исследований является решение актуальной задачи обеспечения противоречивых комплексов свойств с минимальными затратами. Цель работы. Формирование микроструктуры и механических свойств арматурного проката в бунтах из двух- и мультифазной стали. Результаты. Исследованы режимы контролируемой прокатки на проволочной линии промышленного мелкосортно-проволочного прокатного стана, направленные на получение арматурного проката номинальным диаметром 6 мм периодического профиля в бунтах с двух(ферритно-мартенситной (бейнитной)-) и мультифазной (ферритно-мартенситно(бейнитно)-перлитной) структурой из марганцево-кремнистой низколегированной стали марки 18Г2С, микролегированной ванадием. Установлено, что показатели высоких прочностных и пластических свойств арматурного проката диаметром 6 мм в бунтах из исследованной стали σт = 530-550 МПа, σв = 785-885 МПа, δ5 = 15,0-29,0%, полностью отвечающие требованиям стандартов для арматурного проката повышенной прочности, достигаются в случае режимов с температурами виткообразования Тво в интервале 1020-1060°С, при которых в стали обеспечивается формирование особой мультифазной (ферритно-мартенситно(бейнитно)-перлитной) структуры. Выводы. Определены режимы контролируемой прокатки на проволочной линии промышленного сортового прокатного стана, обеспечивающие получение арматурного проката диаметром 6 мм (№6) периодического профиля в бунтах с двух- и мультифазной структурой из марганцево-кремнистой низколегированной стали марки 18Г2С, микролегированной ванадием. Установлено, что показатели высоких прочностных и пластических свойств арматурного проката №6 достигаются в случае режимов с температурами Тво в интервале 1020-1060°С, при которых в стали формируется мультифазная структура.
В данной работе были изучены процессы формирования микроструктуры стали 40С2 в зависимости от различных скоростей охлаждения. Работа началась с построения политермического разреза равновесной диаграммы состояния для рассматриваемого химического состава стали с использованием программы Thermo-Calc. Это позволило определить температуры начала и конца фазовых превращений. Затем была исследована микроструктура стали при различных скоростях охлаждения: 1, 10, 20, 50 и 100 °С/с. Каждая из этих скоростей охлаждения привела к образованию в стали различных структурных элементов, таких как феррит, перлит и мартенсит. Эти структурные изменения непосредственно влияют на механические характеристики материала, такие как прочность и твердость. В итоге была построена термокинетическая диаграмма распада аустенита для стали 40С2. Эта диаграмма отражает зависимость между температурой и временем, необходимым для превращения аустенита в более стабильные фазы при различных скоростях охлаждения. Результаты исследования имеют большое значение для понимания и оптимизации технологий термообработки с учетом требований к заданным механическим свойствам конечной продукции.
Представлен анализ некоторых направлений развития мирового рынка редкоземельных металлов (РЗМ) с учетом происходящих изменений в торгово-промышленной политике Китая и тенденций потребления РЗМ. Рассматриваются основные характеристики современных рынков РЗМ, дана оценка объемов мирового производства, мировой торговли и цен. Описана динамика рынков в 2000–2017 гг. и сделан прогноз основных показателей и цен до 2020 г. Дан обзор современных мировых запасов РЗМ, производства и торговли по основным странам. Приведены цены и основные покупатели РЗМ, а также прогноз потребления. Сделана оценка перспектив отечественного рынка РЗМ с учетом выполнения в России подпрограммы «Развитие промышленности редких и редкоземельных металлов» государственной программы РФ «Развитие промышленности и повышение ее конкурентоспособности». Целью подпрограммы являлось создание в РФ конкурентоспособной редкоземельной промышленности полного технологического цикла для удовлетворения потребностей отечественного оборонно-промышленного комплекса, гражданских отраслей промышленности и выхода на зарубежные рынки. Отмечается необходимость актуализировать эту подпрограмму с учетом изменения рыночной конъюнктуры и развития производства редкоземельных металлов на территории РФ в промышленности, в том числе путем нормативного, нетарифного и технического регулирования. Основными источниками редкоземельного сырья в России для промышленной переработки на ближайший период останутся лопарит и апатит, при этом производство РЗМ из апатита будет увеличиваться. Подчеркнуто, что перспективы развития РЗМ в РФ заключаются не столько в росте производства первичной продукции, сколько в создании новых производств, потребляющих редкоземельную продукцию.
Представлен обзор современного состояния мирового и российского рынков мышьяка и его соединений, показаны перспективы отечественного рынка. Рассмотрена динамика мирового производства As и цен на него за последние годы. Оценена потребность в мышьяке и его соединениях в средне- и долгосрочной перспективе, проанализированы тенденции развития рынков. Дан обзор производителей этого металла и As-соединений. Особое внимание уделено рынку особо чистого мышьяка как исходного компонента для развивающегося рынка арсенида галлия, поэтому приведен краткий анализ современного состояния рынка GaAs и приборов на его основе. Рассмотрены современные методы глубокой очистки мышьяка, а также ситуация с выбросами мышьяка на отечественных предприятиях при обжиге и плавке сырья цветных металлов. Обсуждается проблема уничтожения запасов люизита, иприта и их смесей в России. Проанализированы предложения по использованию образовавшихся реакционных масс как нетрадиционного источника мышьяка.
Для тяжелых жидкометаллических теплоносителей, содержащих свинец и висмут, характерна наработка изотопов альфа-излучателей - 210Ро, 209Ро и 210mBi. Наиболее радиотоксичен 210Ро, который не представляет опасности в качестве внешнего излучателя, но вызывает серьезное поражение организма при попадании внутрь. В условиях нормальной эксплуатации при сохранении герметичности первого контура полоний не представляет сколько-нибудь значительной радиационной опасности. Опасность возникает в случае разгерметизации первого контура при проведении плановых ремонтов его оборудования, перегрузках ядерного топлива или при аварийных проливах радиоактивного теплоносителя в обслуживаемое помещение. Основной источник опасности - радиоактивные альфа-аэрозоли в воздухе рабочих помещений и поверхностные загрязнения в результате осаждения аэрозолей или контактного переноса альфа-активности. Для обоснования радиационной безопасности и прогнозирования последствий проектных аварий, например разгерметизации газовой системы первого контура или пролива теплоносителя, необходима проверенная по экспериментальным данным модель переноса полония по первому контуру в нормальных условиях эксплуатации и в ситуациях, приводящих к аварии. Ключевое звено такой модели - выход полония из теплоносителя в газовую фазу. В России имеется почти сорокалетний опыт работы со свинцово-висмутовым теплоносителем в реакторах атомных подводных лодок и наземных стендов-прототипов. Отработаны мероприятия и средства для обеспечения защиты персонала при проведении плановых работ и в случае пролива теплоносителя. В данной работе проанализированы процессы переноса полониевой активности по первому контуру реактора со свинцово-висмутовым теплоносителем, рассмотрена потенциальная опасность ее выхода в реакторное помещение и наработанные к настоящему времени средства и способы защиты персонала.
Рассмотрена возможность применения слабоосновных анионитов Puromet MTA1701 и Seplite LSC770 для извлечения рения из сернокислых растворов, содержащих сульфат никеля, и осуществлена оценка результатов, достигаемых при сорбционном извлечении рения из раствора, полученного при разложении шлифотходов суперсплавов раствором серной кислоты с добавлением пероксида водорода. Показано, что присутствие в 2,3 М растворах H2 SO4 никеля до концентрации 0,84 моль/л не приводит к снижению коэффициентов распределения рения при сорбции на опробованных анионитах Десорбция рения из анионитов протекает достаточно полно.
Проведено исследование сплава 0,6Mg1Si, с добавками скандия (0,05 %) и циркония (0,15 %), и изучены особенности его упрочнения как с помощью β’’-фазы (Mg5Si6), так и Al3Sc (и ее модификации). Для сплава 0,6Mg1Si0,05Sc0,15Zr многоступенчатая термическая обработка была осуществлена следующим образом: 550 °С 8 ч + 440 °С 8 ч + 500 °С 0,5 ч + 180 °С 5 ч, для сплава 0,6Mg1Si: 550 °С 8 ч + 180 °С 5 ч. Изучение мелкодисперсных упрочняющих частиц проводилось с помощью просвечивающей электронной микроскопии. Кроме того, после каждого этапа термической обработки определялись механические свойства. Было установлено, что без применения термической обработки добавки Sc и Zr способствуют увеличению предела текучести в 3 раза и предела прочности в 2 раза. После термической обработки базовый сплав показывает большие прочностные показатели, чем легированный цирконием и скандием. Более низкие значения прочности связанны прежде всего с тем, что при естественном старении формируется в сплаве с добавками скандия формируется меньшее количество β’’-фазы (Mg5Si6) чем в базовом сплаве. Это связано с тем, что в сплаве с содержанием скандия невозможно проведение полноценной закалки, так как она будет вызвать растворение образовавшихся частиц (AlSi)3(Sc, Zr). В тоже время количество частиц формирующихся в ходе термической обработки частиц (AlSi)3(Sc, Zr) достаточно мало кроме того они имею неравноостную форму и не вносят заметного вклада в упрочнение.