№ 4 (2023)

Обсуждены процессы, протекающие при автоклавном окислительном выщелачивании концентратов упорных сульфидных золотосодержащих руд, в результате которых на всех внутренних поверхностях автоклавов образуются трудноудаляемые отложения (настыли), снижающие производительность оборудования. Показано, что фазовый состав настылей меняется по секциям автоклавов и что основной компонент настылей - калиевый ярозит KFe3(SO4)2(OH)6. Проанализирован механизм образования настылей и обсуждены возможные способы предотвращения их появления.

Представлены результаты исследования воздействий импульсных потоков ионов гелия (ИГ) и гелиевой плазмы (ГП) на сплав Инконель 718, приготовленный по аддитивной технологии методом селективного лазерного сплавления с последующей термической обработкой. Определены основные структурные изменения в облученном поверхностном слое (ПС) для двух режимов облучения: мягкого (с плотностью мощности излучения q = 2·10⁸ Вт/см² при длительности импульса t = 50 нс) и жесткого (при q = 1,5·10⁹ Вт/см², t = 25 нс). Число импульсных воздействий в каждом режиме N = 10 и 20. Установлено, что в исходном состоянии и после облучения структура исследуемого сплава представляет собой однофазный твердый раствор на основе никеля с ГЦК решеткой. Воздействие на сплав импульсных потоков ИГ и ГП приводит к изменению его исходной текстуры в направлении <220> на текстуру <111>. Указанное изменение текстуры способствовало протеканию наблюдаемого в облученном ПС процесса пластической деформации, при которой в металлах с ГЦК решеткой под действием приложенных термических напряжений скольжение идет преимущественно по плоскостям {111}. Отмечено влияние режима облучения исследуемого сплава на параметр его кристаллической решетки. В мягком режиме воздействия потоков ИГ и ГП величина параметра решетки а снижается по сравнению с исходным значением, что может быть связано с действием остаточных макронапряжений, а также с испарением из ПС атомов примесных элементов, расположенных в междоузлиях решетки. В жестком режиме облучения параметр а возрастает, что обусловлено доминирующим влиянием механизма имплантации в сплав ионов гелия, способствующего росту величины а . Показано, что наблюдаемые структурные изменения в ПС сплава приводят к уменьшению микротвердости и разупрочнению переплавленного слоя. Методом численного моделирования оценена роль термических и ударно-волновых воздействий в процессах пластической деформации и структурных изменений в ПС при реализованных условиях облучения.

Рентгеноструктурными методами исследовали влияние степени деформации при испытании растяжением на фазовый состав, текстуру и напряженное состояние a- и g-фаз сплава ВНС9-Ш. Показано, что в процессе испытания до разрушения количество a-фазы увеличивается на поверхности от 75 до 91% и от 45-50 до ~70% в подповерхностных слоях. Для оценки склонности двухфазных сталей к трип-эффекту предложен параметр метастабильности аустенита в виде относительной доли распавшегося аустенита на отдельных этапах деформации растяжением. Установлено, что в исходной ленте стали толщиной 0,3 мм в результате положительного объемного эффекта превращения g ® a в аустените формируются сжимающие напряжения, достигающие на поверхности величины -1000 МПа, в отличие от растягивающих напряжений в мартенсите. Их наличие связывают с нагревами металла, охлаждение которого приводит к растягивающим напряжениям в мартенсите из-за его значительно более низкой по сравнению с аустенитом величины ТКЛР (температурный коэффициент линейного расширения).

Исследованы триботехнические характеристики высокоазотистой аустенитной стали ВНС-53 в условиях сухого трения скольжения в контакте со сталью ШХ15-ШД. Отмечено, что в тонком приповерхностном слое наклеп происходит без реализации мартенситного превращения, в результате чего твердость увеличивается более чем на 90%. Установлено, что данная сталь обладает меньшим коэффициентом трения и имеет больший прирост твердости в зоне контакта поверхностей по сравнению со сталью 08Х18Н10Т.

Рассмотрен процесс охлаждения металла отдачей теплоты лучеиспусканием и конвекцией. Применяемые на современных сортовых станах холодильники рассчитывают по величине теплообмена. Предложена формула для расчета длительности охлаждения металла от 850 до 50 °C, дающая результат в 1,78 раза меньший, чем формула, не учитывающая влияния конвективного теплообмена. Для заготовок больших толщин температура поверхности отличается от средней, поэтому использование в расчетах температуры, усредненной по объему холодильника приводит к погрешностям. Уточнение расчета поверхностей излучения повысило точность расчетов процесса охлаждения.