bluuebunny/crossref_metadata_2025_split huggingface dataset:
ВЛИЯНИЕ ТЕМПЕРАТУРЫ ЧУГУНА НА СКОРОСТЬ ПЛАВЛЕНИЯ ЛИГАТУРЫ ФСМг7
Authors: Бачинский В.Д., Моисеева Н.П. Бачинский Ю.Д., Бубликов В.Б. Михайлович 
Published: November 2024

Бачинский Ю.Д., Бубликов В.Б., *Бачинский В.Д., Моисеева Н.П.(ФТИМС НАН Украины, *НТУУ «КПИ»,г. Киев)Применение традиционных FeSiMg лигатур для внутриформенного модифицирования не всегда рационально по причине недостаточно быстрого их растворения, особенно в начальном периоде заливки, что недопустимо при производстве тонкостенных отливок. Поэтому, очевидна актуальность изучения механизмов межфазного взаимодействия и кинетических режимов плавления FeSiMg лигатур в жидком чугуне для разработки на основе полученных закономерностей новых быстроплавящихся сплавов, повышающих эффективность модифицирующей обработки в предкристаллизационном периоде.Экспериментально исследовали скорость плавления ферросилиций-магниевой лигатуры ФСМг7, химический и фазовый состав которой представлен в таблице. В исходной микроструктуре лигатуры наблюдались лебоит (~50 %), кремний (24,7 %), силицид магнияMg2Si (23,2 %) и небольшое количество комплексной Si-РЗМ-Ca-фазы. Таблица – Химический и фазовый состав исследуемой лигатуры ФСМг7Лигатура Массовая доля элемента, % Количество фазы, % Mg Ca РЗМ Si Fe FeSi2 Si Mg2Si Si-РЗМ-CaФСМг7 7,5 0,45 0,75 55,3 36,0 49,68 24,69 23,21 2,42Подготовленные и взвешенные образцы размером ~15×15×15 ммвыдерживали от 2,2 до 5,0 свжидком чугуне с температурой 1350 или 1400 °С. Извлеченный образец после выдержки охлаждался на воздухе. Массовую скорость плавления (г/с) определяли по потере массы образца за единицу времени его пребывания в жидком чугуне.Проведенные исследования позволили установить, что при погружении образцов в расплав чугуна стемпературой 1400°С, наиболее часто применяемой в технологиях модифицирования, в течение 2,2 с достигается высокая массовая скорость плавления ферросилиций-магниевой лигатуры (примерно 4,3 г/с).С увеличениемдлительности выдержки образца наблюдается снижение скорости плавления лигатуры до 2,3 г/с. Это можно объяснить тем, что вначале происходитплавление наиболее легкоплавкой фазы Mg2Si (tпл = 1078 °С) и, количественно преобладающей в структуре, фазы FeSi2 с относительно невысокой температурой плавления (tпл = 1220 °С). Со временем количество этих фаз уменьшается вследствие перехода магния и кремния из лигатуры в чугун, а железа – из чугуна в лигатуру и образования высокожелезистого соединения FeSi с температурой плавления 1410 °С. Вследствие этого значительно возрастает температура ликвидус и резко снижается скорость плавления лигатуры.При температуре расплава 1350°Сскорость плавления лигатуры остается равномерной во всем исследуемом диапазоне выдержки образцов и находится в интервале 2,5…2,7 г/с в результате меньшей интенсивности испарения магния из магнийсодержащей фазы.Повышение температуры жидкого чугуна с 1350 до 1400 °С эффективно способствует увеличению скорости плавления лигатуры ФСМг7 в результате интенсификации тепло- и массообменных процессов в системе «жидкий чугун – ферросилиций-магниевая лигатура».
ЗНОСОСТІЙКІ ЛИТІ КОМПОЗИТНІ МАТЕРІАЛИ, ОТРИМАНІ НА ОСНОВІ СІРИХ ЧАВУНІВ
Authors: Гусачук Д.А. , Парфентьєва І.О. , Зайчук Н.П. 
Published: November 2024

В сучасному матеріалознавстві чавунів є актуальним напрямок створення на їх основі литих композитних матеріалів (ЛКМ). Причому перспективними являються дослідження з формування гетерогенних структур сплавів ендогенного походження [1].Для створення динамічних структур та реалізації процесів дисипації як в твердих, так і в рідких розчинах, в роботі використовували легування чавунів міддю в кількостях 6...10 % за масою, а також застосування методів термочасової обробки розплавів. Як відомо така кількість міді сприяє мікророзшаруванню в рідких розчинах Fe-C сплавів [2].Впорядкування процесів розшарування металевої системи реалізували термочасовою обробкою, чим, в першу чергу досягали кристалізації графітної фази. З цією метою розплави модифікували магнієвими лігатурами та захолоджували порціями електротехнічної міді. В експериментах передбачали, що збіднені на вуглець об'єми розплаву чавуну навколо графітних кристалітів будуть виступати акцепторами атомів міді з утворенням рідкої мідистої фази у вигляді оболонки.В дослідженнях встановлено, що мікрокристаліти графіту виступають об'єктами, що перешкоджають макроразшаруванню розплавів чавуну по міді та явищу седиментації рідкої міді. Структурний стан виливок з Сu-чавунів характеризується яскраво вираженою гетерогенністю металевої системи, що пов’язано з появою високомідистої e-фази як відомої морфології, так і нової її форми, що фіксується навколо первинних кристалітів графіту у вигляді потовщеної оболонки чи, загалом, сферичного утворення (рис.1). По-суті в структурі Cu-чавунів з’являються нові сферичні включення Г+e, які суттєво відрізняються за хімічним складом та структурно-механічним станом від металевої матриці і графіту.Рис.1. Оболонка e-фази навколо кристалітів графіту Cu-чавуну. ´500.Такий структурний стан Cu-чавунів обумовлює якісну зміну як експлуатаційних, так і технологічних властивостей ЛКМ. В експериментах встановлене значне підвищення зносостійкості Cu-чавунів в умовах тертя ковзання, в порівнянні з добре відомими антифрикційними чавунами та деякими ЛКМ екзогенного походження. Крім того, розроблені ЛКМ характеризуються підвищеною пластичністю та здатністю до деформаційного зміцнення. Це дозволяє застосовувати методи обробки тиском для отримання трибовиробів.Таким чином, присутність сфероїдів Г+e в Cu-чавунах відкриває багато можливостей щодо керування їх властивостями у виливках. Зокрема, останніми дослідженнями показана здатність до поглинання e-фазою елементів, що сприяють підвищенню її триботехнічних параметрів: Sn, Pb, Zn, P. Отже, якісно та кількісно змінюючи флуктуаційну ситуацію в рідких та твердих розчинах чавунів можна розширити області їх застосування та отримати ЛКМ з широкою гамою властивостей.
АВТОМАТИЗАЦІЯ ПРОЦЕСУ ОБРОБКИ ДАНИХ ШВИДКІСНОЇ РЕНТГЕНІВСЬКОЇ ЗЙОМКИ
Authors: Кошель С.О. 
Published: November 2024

В роботі автоматизація процесу обробки даних проводиться з використанням позиційно-чутливого детектору, який був створений в Інституті ядерних досліджень НАН України та встановлений в приладі швидкісного рентгенівського аналізу реального часу, розробленому в ІПМ НАН України (рис.1.) Рис. 1. Схема позиційно-чутливого детекторуПрацюючи з позиційно-чутливим детектором ми отримуємо матрицю інтенсивностей 256 на 256 для кожного кадру зйомки. За допомогою програми Multifit ми виконуємо наступні кроки:⦁ отримання інтегральних інтенсивностей по осі абсцис.⦁ Обробка отриманого розподілу методамиroot .⦁ Апроксимація функцією Гауса.⦁ Виведення в окремий файл характеристик піку. ⦁ Графічне представлення розподілу та функції апроксимації в графічному вигляді (jpeg).Розглянемо обробку конкретного експерименту(рис. 2.) Висота по осі ординат Положення на осі абсцис FWHM9357.565317 168.509268 7.994927Рис. 2. Обробка експериментальних данихМожна спостерігати деяке відхилення піків від ідеального Гауса. Це можна пояснити тим, що позиційно-чутливий детектор зчитує деяку ділянку кільця дифракції(рис.3.). Саме тому проекція на вісь абсцис буде дещо спотворена. Рис. 3. Рентгенограми лінії (110) a- фазиМінімізувати цей спотворення можливо, якщо оперувати не повним масивом 256 на 256, а деякою частиною n на m елементів. Особливу увагу, звісно, треба приділити саме вибірці найбільш лінійної ділянки по осі ординат.
Вплив насичення елементами втілення поверхневого шару на опір втомі сплаву Zr1Nb
Authors: Лук’яненко О.Г. , Труш В.С. 
Published: November 2024

Цирконієві сплави широко застосовуються як конструкційний матеріал у атомній енергетиці для виготовлення оболонок паливних елементів ‑ твелів. Одним із перспективних методів підвищення функціональних властивостей цирконієвих сплавів, зокрема опору втомному руйнуванню, є інженерія поверхні, а саме твердорозчинне зміцнення поверхневого шару за дифузійного насичення у кисневмісному газовому середовищі. У роботі наведено експериментальні результати впливу термообробки за режимами Р1 – (T = 580°С, t = 3 год, P = 1,33·10-3 Па) та Р2 – (T = 580°С, t = 0,5 год, P =1,33·10‑1Па + T = 580°С, t = 2,5 год, P = 1,33·10-2 Па) на фазово-структурний стан поверхневого шару та на втомну довговічність сплаву Zr1Nb. За результатами дюрометричних досліджень поверхневого шару зразків сплаву Zr1Nb, оброблених за режимами Р1 та Р2, твердість поверхні змінюється від 270±43 до 520±100 кг/мм2 відповідно за зміцненої зони 35…40 мкм (рис. 1). Рис. 1 – Розподіл мікротвердості по перерізу зразків сплаву Zr1Nb після обробок за режимами 1 – Р1, 2 – Р2 та 3 – твердість матриці.Результати рентгенівського фазового аналізу вказують на те, що на поверхні сплаву Zr1Nb після обробки за вищезгаданими режимами відсутні фазові плівки, а змінюється лише орієнтація кристалів, що відображається на перерозподілі інтенсивності рефлексів від площин.Структура поверхневого шару досліджуваного сплаву не зазнає видимих змін після обробок за режимами Р1 та Р2 (рис. 2).
Влияние титана на величину зерна алюминия
Authors: Михайленков К.В. , Котляр С.Н. , Демчук И.А. 
Published: November 2024

О возможности уменьшения размеров литого зерна Al за счет добавок Ti известно, по меньшей мере, с 30 – х годов прошлого века, а о зародышеобразующем действии первичного интерметаллида Al3Ti сообщалось уже в 1944 году. Однако первые систематические исследования зависимости среднего размера(lср) зерна алюминия от содержания Ti появились лишь в конце 40–х годов.Исследование было разделено на две части. Первая включала эксперименты в которых исходным материалом являлся алюминий высокой чистоты (А99,99), во второй – алюминий технической чистоты (А99,7). Для каждой из этих частей раздельно были проведены опыты, в которых титан вводился в составе лигатуры AlTi6 и непосредственным восстановлением из соли K2TiF6.Последовательное увеличение содержание Ti приводит вначале к утоньшению столбчатых кристаллов, а затем к переходу к структуре, состоящей только из равноосных зерен. Для алюминия А99,99 переход от столбчатой к равноосной структуре происходит при 0,08 % Ti в металле с учетом его введения из лигатуры AlTi6. В дальнейшем происходит последовательное уменьшение размеров равноосных кристаллов, а максимальный эффект измельчения зерна наблюдается при 0,18 – 0,19 % Ti (lср – 135 – 150 мкм).Несколько иная картина наблюдается в случае ввода титана из соли. Макроструктура образцов А99,99 после обработки K2TiF6. Эффект измельчения зерна наступает несколько позже, чем при введении Ti из лигатуры, а максимальный эффект достигается после добавки 1,24 % соли, что соответствует 0,24 %Ti в металле. Средние значения величины литого зерна А99,99 после введения лигатуры AlTi6 и после обработки K2TiF6 показаны на рисунке. Введение Ti в составе лигатуры AlTi6 Введение Ti с солью K2TiF6Таким образом, полученные в работе результаты коррелируют с имеющимися литературе данными о зерноизмельчающем действии Ti. Однако, можно выделить три вопроса которые до настоящего времени являются дискуссионными:1. Почему уменьшение размеров зерна Al при добавке Ti наблюдается при доперитектических содержаниях второго элемента, т.е. в отсутствии потенциальных зародышеобразователей - частиц Al3Ti?2. Почему показатели среднего размера зерна изменяются в зависимости от способа введения титана в алюминий?3. Почему для получения мелкозернистой структуры Al технической чистоты необходимо меньшее количество Ti, чем для высокочистого материала?
МЕТОДИКА НЕРУЙНІВНОГО БАГАТОКРАТНОГО ЛАЗЕРНОГО ОПРОМІНЕННЯ ТОНКИХ МЕТАЛЕВИХ ПЛІВОК НА СКЛЯНІЙ ПІДКЛАДЦІ
Authors: Павлюк Д.В. , Павлюк Я.О. 
Published: November 2024

Однією з переваг поверхневої лазерної обробки матеріалів є можливість одержання локальних областей з заданими властивостями, в тому числі електричними. В якості об’єкта дослідження була обрана тонка плівка Cr, яка застосовується в приладобудуванні та мікроелектроніці. Нанесення плівки хрому на скляну підкладку здійснювали з використанням методу електронно-променевого напилення. Товщина шару хрому складала 400 нм. Обробка здійснювалась багаторазовим імпульсним лазерним опромінюванням плівки Cr на скляній підкладці. Для формування топології плівкових елементів був застосований метод масок (Рис.1). Рисунок 1. Плівкові елементи Cr на склі, нанесені методом вакуумного напилення Реєстрація параметрів імпульсів, згенерованих оптичним квантовим генератором ГОС-301 на неодимовому склі, яка дозволяє контролювати густину потужності в опромінюваній області, відбувалась в реальному часі за допомогою цифрового запам’ятовуючого осцилографа VDS 1022 та твердотільного вимірювача ИКТ-1Н.З рис.2 видно, що тонка структура імпульсу складається з багатьох коротких пічків тривалістю 10-9 - 10-7 с. Тривалість самого імпульсу , амплітуда . Рисунок 2. Візуалізація імпульсу вільної генерації програмним забезпеченням OWON Інтегральний рівень енергії випромінювання виміряний калориметричним методом і складає . Для оптичної схеми експериментальної установки було проведено розрахунок енергії, що потрапляє на зразок, з урахуванням втрат на розсіяння та відбиття в оптичних елементах. Дослідження зміни електроопору від кількості разів опромінювання показали, що опір збільшився від ρ0= 509 Ом в початковому стані (після напилення плівки) до значення ρ = 700 Ом, після досягнення якого залишається майже незмінним. Такі результати відповідають густині потужності лазерного пучка . Оскільки імпульсна обробка відбувалась на повітрі (в окисному середовищі), то імовірно відбулися процеси окислення і рекристалізації. Збільшення опору в нашому випадку свідчить про переважання окисних процесів.
ВЛИЯНИЕ МОДИФИЦИРОВАНИЯ ДИСПЕРСНЫМ ПОРОШКОМ TiAl НА МОРФОЛОГИЮ ВКЛЮЧЕНИЙ В АЛЮМИНИЕВЫХ ОТЛИВКАХ
Authors: Троцан А.И. , Каверинский В.В. , Бродецкий И.Л. 
Published: November 2024

Проведено исследование влияния модифицирования дисперсным порошком TiAl (0,4 г/кг, размер частиц 1,0…5,0 мкм) на структуру и состав включений и зернограничных выделений в техническом алюминие. Усреднённые результаты локального микрорентгеноспектрального анализа приведены в табл. 1, характерные микроструктуры на рис.1.Таблица 1 – Результаты микрорентгеноспектрального анализа отливок *Без добавокМесто измерения Химический состав, масс. % Al Si Mn Fe CuГраница зерна с включениями 97,95 0,08 0,75 0,90 0,32Тело зерна 99,52 - 0,36 0,09 0,03Включения в теле зерна 84,50 - 0,73 15,13 -МодифицированныйМесто измерения Химический состав, масс. % Al Si Mn Fe CuГраница зерна с включениями 99,00 0,06 0,70 0,20 0,04Тело зерна 99,48 0,05 0,25 0,16 0,06Включения в теле зерна 72,58 0,06 0,71 24,50 2,15*- чувствительность микрорентгеноспектрального анализа по исследуемым элементам ~ 0,1%; растровый электронный микроскоп - микроанализатор РЭМ 106ИВ модифицированных отливках содержание железа в зерногрпничных включениях существенно (в 4,5 раз) ниже, чем в сравнительных. Следовательно, изменение условий кристаллизации при модифицировании снижает ликвацию железа в междендритное пространство и повышает, соответственно, его содержание в теле зерна и равноосных внутризёренных включениях, что снижает вероятность образования в границах зерен плёночных охрупчивающих выделений типа Al3Fe. а) б) Рис.1- Характерная микроструктура отливок до (а) и после модифицирования (б)Модифицирование порошком TiAl позволило существенно снизить содержание меди в границах зерен и добиться практически равномерного (в пределах точности метода) её распределения по отливке. При этом, в модифицированных отливках медь регистрировалась в составе равноосных включений в теле зерна, что не наблюдалось в немодифицированном металле. Это указывает на изменение морфологии и распределения медьсодержащих интерметалидов – перевод их из зернограничных во внутризёренные. Подобный эффект может вызывать не только снижение охрупчивания, но и определенное дополнительное упрочнение. Содержание кремния в границах зёрен модифицированных и немодифицированных отливок различается мало. Однако в модифицированных некоторые примеси кремния имеются в составе твёрдого раствора и включений. Распределение марганца между вышеназванными структурными составляющими практически не изменилось.Таким образом, модифицирование технического вторичного алюминия дисперсным порошком алюминида титана приводит не только к измельчению микроструктуры и образованию равноосных кристаллитов, но и к снижению загрязнённости границ зёрен плёночными интерметаллидными выделениями на основе железа и меди, что препятствует охрупчиванию металла.
руйнування сплаву ВТ1-0 з модифікованим елементами втілення поверхневим шаром
Authors: Труш В.С. , Лук’яненко О.Г. 
Published: November 2024

У наших роботах показано, що твердорозчинне модифікування поверхневого шару киснем впливає на втомну довговічність титанового сплаву ВТ1-0 за циклічних навантажень. Також виявлено, що існує «оптимальний» рівень зміцнення K ≈ 70%, при якому досягнуто найбільший приріст довговічності відносно вихідного K =0%, (не зміцненого) стану та при зміцненні на інші рівні K =20%, та K =100% ((K = ((Hпов – Hcерц)/Hсерц)·100%, де: Hпов – твердість поверхні титану; Hсерц – твердість серцевини титану). У даній роботі показано кореляцію між фрактографічними та механічними дослідженнями славу ВТ1-0 з різним рівнем зміцнення K.Згідно з результатами фрактографічних досліджень, для поверхні зламу сплаву ВТ1-0 у вихідному стані (K =0%) після випроб на циклічний розтяг характерна невелика кількість скольних фасеток малих розмірів, а також незначна кількість деформаційних гребенів (на рисунку не показано). При K =20% зафіксовано незначну кількість деформаційних гребенів (рис. 1 а), а при K =70% – максимальне подрібнення мікрорельєфу руйнування, з явним наростанням долі мікров’язкої складової зламу у вигляді деформаційних гребенів (рис. 1 б). На зразках з рівнем зміцнення K =100% виявлено вторинні тріщини та збільшення скольних поверхонь руйнування (рис. 1 в).Аналогічні результати були отримані й на зразках сплаву ВТ1-0 з різним рівнем зміцнення після руйнування обертовим згином. Зокрема у вихідному стані K = 0% зафіксовано руйнування, типове для в’язких конструкційних матеріалів (на рисунку не показано). У випадку для K = 20% виявлено, що зародження мікротріщини та їх початковий ріст здійснюється переважно шляхом розшарування по площинах ковзання і на мікрофрактограмі фіксуються досить протяжні (~ 50 мкм) фасетки циклічного квазісколу, які розмежовані деформаційними гребенями ямкового характеру (рис. 1. г).Підвищення рівня зміцнення поверхні до K = 70% – оптимального для опору втомі ‑ обумовлює ще більшу фрагментацію мікрорельєфу зламу на початковій стадії руйнування (рис. 1 д). Розмір окремих фрагментів становить 5…20 мкм. Істотно зростає кількість деформаційних гребенів, тобто превалює в’язкий мікромеханізм руйнування. Розмір окремих фасеток межзеренного відколу біля вогнища зародження тріщини складає 5…15 мкм. Однак при K = 100% відбувається помітна зміна мікромеханізму руйнування на його початковій стадії, але якісно в протилежну сторону: злам стає крихким (рис. 1 е). Подібно до вихідного стану розмір окремих фасеток циклічного квазісколу зростає, деформаційні гребені виявляються лише епізодично. Зростає частина міжзеренного відколу, а біля вогнища зародження руйнування зафіксовано окремі фасетки міжзеренного відколу розміром до 50…60 мкм, які сумірні з товщиною зміцненого шару металу.
УПРАВЛЕНИЕ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЕМ И СВОЙСТВАМИ ОТЛИВОК ИЗ МАГНИЕВОГО СПЛАВА МЛ5 ДЛЯАВТОМОБИЛЬНЫХ ДВИГАТЕЛЕЙ
Authors: Шаломеев В.А. , Цивирко Э.И. , Слынько Г.И. , Глотка А.А. , Морозов Д.А. 
Published: November 2024

Использование магниевых сплавов в производстве автомобильных двигателей открывает широкие возможности для уменьшения их массы, обеспечивая при этом повышение коэффициента полезного действия,уменьшение расхода топлива и дальности пробега автомобиля. При этом, детали из магниевых сплавов обладают достаточными пластическими характеристиками, обеспечивающими им высокую сопротивляемость смятию и ударную вязкость в сочетании с повышенной усталостной прочностью, а так же хорошую способность поглощать шум и вибрацию. Постоянное развитие и совершенствование автомобильных двигателей выдвигает повышенные требования к деталям из магниевых сплавов, что обуславливает необходимость улучшения их механических свойств и жаропрочности.Известно, что химические элементы и их содержание могут изменять структуру и свойства магниевых сплавов. На основе атомно-электронного строения элементов обоснован выбор и определены элементы (Si, Sc, Ti, Zn, Ge, Y, Zr, Ag, Sn, Nd, Hf, и Pb), способные улучшать структуру, механические свойства и жаропрочность отливок из сплава МЛ5. Установлено, что предел прочности исследуемых сплавов растет с увеличением содержания элемента до 1,0 %, а пластичность повышается только при содержании элементов в диапазоне 0,05…0,1 %. Сильнее упрочняют сплав Zr, Hf, Sc, Nd, а улучшают его пластичность Y, Ti, Nd, Sc. В результате проведенных исследований определена роль интерметаллидных фаз, образующихся при легировании магниевых сплавов.Установлено, что размер микрозерна сплава определяется объемным процентом образующихсяинтерметаллидов. Исследована зависимость морфологии и топологии этих фаз от химического состава магниевых сплавов и их влияние на структуру и свойства металла. Показано, что легирование магниевых сплавов измельчает интерметаллидную фазу. При этом, большее влияние на улучшение механических свойств магниевых сплавов оказывали сферические интерметаллиды меньших размерных групп, а жаропрочность магниевых сплавов увеличивалась с повышением температуры плавления легирующих элементов и определялась в первую очередь количеством термостойкой интерметаллидной фазы. Проведенными исследованиями установлено, что с помощью микролегирования изученными элементами можно управлять структурообразованием магниевых сплавов и заметно улучшать качественные показатели отливок.