http://dspace.nbuv.gov.ua:80/handle/123456789/98352 2026-04-28T20:18:24Z http://dspace.nbuv.gov.ua:80/handle/123456789/98500 Кристаллическая структура титаната бария при воздействии давления и температуры Джабаров, С.Г. Детально исследована кристаллическая структура титаната бария BaTiO₃ со структурой типа смещения, в которой наблюдается целый ряд физических явлений, изучение которых является одной из наиболее актуальных задач современной физики конденсированных сред, — сегнетоэлектричество, пироэлектрический эффект, пьезоэлектричество, структурные фазовые переходы. Представлены результаты исследования температурной и барической зависимостей кристаллических параметров и особенностей фазовых переходов в BaTiO₃.; Детально досліджено кристалічну структуру титанату барію BaTiO₃ зі структурою типу зміщення, у якій спостерігається цілий ряд фізичних явищ, вивчення яких є одним з найактуальніших завдань сучасної фізики конденсованих середовищ, — сегнетоелектрика, піроелектричний ефект, п’єзоелектрика, структурні фазові переходи. Представлено результати дослідження температурної та баричної залежностей кристалічних параметрів й особливостей фазових переходів у BaTiO₃.; Review is aimed at detailed study of the crystal structure of barium titanate BaTiO₃ with displacement-type structure. In such a structure, there are several interesting physical phenomena, the study of which is one of the most topical problems of contemporary condensed matter physics, namely, ferroelectricity, pyroelectric effect, piezoelectricity, structural phase transitions. The results of studies of the temperature and pressure dependences of the crystal parameters and features of phase transitions in BaTiO₃ are presented. 2015-01-01T00:00:00Z http://dspace.nbuv.gov.ua:80/handle/123456789/98499 Деформационное упрочнение стали с бейнитной структурой Громов, В.Е.; Никитина, Е.Н.; Иванов, Ю.Ф.; Аксёнова, К.В.; Корнет, Е.В. Методами просвечивающей электронной дифракционной микроскопии выполнен количественный анализ эволюции дефектной и карбидной подсистем среднеуглеродистой стали с бейнитной структурой при деформации сжатием до 36%. Выполнен количественный анализ перераспределения углерода и установлены зависимости концентрации атомов углерода, расположенных в кристаллической решётке α- и γ-железа, на дефектах структуры, в цементитных частицах, лежащих в объёме пластин бейнита и на внутрифазных границах, от степени деформации. Определены зависимости продольных и поперечных размеров частиц цементита в объёме кристаллов бейнита, объёмных долей частиц цементита и остаточного аустенита, скалярной плотности дислокаций, объёма материала с микродвойниками, размеров фрагментов, количества концентраторов напряжений и ширины контуров экстинкции от степени деформации. Показано, что с ростом степени деформации скалярная плотность дислокаций, объём материала с деформационными двойниками, количество концентраторов напряжений, амплитуда кривизны–кручения кристаллической решётки, степень разориентации фрагментов увеличиваются, а средние продольные размеры фрагментов — уменьшаются. Выполнена оценка дальнодействующих полей напряжений. Обсуждены возможные причины стадийности изменения параметров карбидной фазы и дислокационной субструктуры с деформацией. Проведены оценки механизмов упрочнений границами пластин и фрагментов, скалярной плотностью дислокаций, дальнодействующими полями напряжений, частицами цементита, атомами внедрения. Показано, что наибольший вклад в величину деформационного упрочнения исследуемой стали даёт субструктурное упрочнение (упрочнение, обусловленное дальнодействующими внутренними полями напряжений и фрагментацией структуры) и твёрдорастворное упрочнение, обусловленное внедрением атомов углерода в кристаллическую решётку феррита. Высказано предположение, что причиной разупрочнения стали с бейнитной структурой при больших (более 15%) степенях деформации является активация процесса деформационного микродвойникования.; Методами просвітлювальної електронної дифракційної мікроскопії виконано кількісну аналізу еволюції дефектної та карбідної підсистем середньовуглецевої криці з бейнітною структурою при деформації стисненням до 36%. Виконано кількісну аналізу перерозподілу Карбону і встановлено залежності концентрації атомів Карбону, розташованих у кристалічній ґратниці α- і γ-заліза, на дефектах структури, у цементитних частинках, що лежать в об’ємі платівок бейніту та на внутрішньофазових межах, від ступеня деформації. Визначено залежності поздовжніх і поперечних розмірів частинок цементиту в об’ємі кристалів бейніту, об’ємних часток частинок цементиту і залишкового аустеніту, скалярної густини дислокацій, об’єму матеріялу з мікродвійниками, розмірів фраґментів, кількости концентраторів напруг і ширини контурів екстинкції від ступеня деформації. Показано, що з ростом ступеня деформації скалярна густина дислокацій, об’єм матеріялу з деформаційними двійниками, кількість концентраторів напруг, амплітуда кривини–скручування кристалічної ґратниці, ступінь дезорієнтації фраґментів збільшуються, а середні поздовжні розміри фраґментів — зменшуються. Виконано оцінку далекосяжних полів напружень. Обговорено можливі причини стадійности зміни параметрів карбідної фази і дислокаційної субструктури з деформацією. Проведено оцінювання механізму зміцнення межами платівок і фраґментів, скалярною густиною дислокацій, далекосяжними полями напружень, частинками цементиту, атомами втілення. Показано, що найбільший внесок у величину деформаційного зміцнення досліджуваної криці дає субструктурне зміцнення (зміцнення, зумовлене далекосяжними внутрішніми полями напруг і фраґментацією структури) та твердорозчинне зміцнення, зумовлене втіленням атомів Карбону в кристалічну ґратницю фериту. Висловлено припущення, що причиною знеміцнення криці з бейнітною структурою за великих (більших за 15%) ступенів деформації є активація процесу деформаційного мікродвійникування.; The analysis of constructional steel 30Cr2Ni2MoV (in mass %: C—0.3; Cr ≤ 2; Ni ≤ 2; Mo ≤ 1; V v 1, Fe—the rest) under compression up to fracture after air cooling from the austenisation temperature of 960°C is carried out. Two stages of deformation strengthening are revealed: 1st stage with the parabolic σ(ε) dependence and decreasing coefficient of deformation strengthening; 2nd stage with the weakly changing negative strengthening coefficient. Using the methods of transmission electron diffraction microscopy, a quantitative evolution analysis of the defect and carbide subsystems of this medium-carbon steel with a bainite structure under compression strain up to 36% is performed. A quantitative analysis of the carbon redistribution is also performed, and the dependences of the concentration of carbon atoms arranged in a crystal lattice of the α- and γ-irons, on the structural defects, in cementite particles lying in the bulk of bainite plates and in-phase boundaries, on the deformation degree. The dependence of the longitudinal and cross-sectional dimensions of cementite particles in bainite crystals, volume fractions of cementite particles and retained austenite, the scalar density of dislocations, the material volume with microtwins, fragment size, the number of stress concentrators, and the width of the extinction contours on the deformation degree is determined. As shown, the scalar dislocation density, the material volume with deformation twins, the number of stress concentrators, the curvature–torsion amplitude of a crystal lattice, disorientation degree of fragments are increasing with growing deformation degree, and average longitudinal fragment sizes are decreasing. The long-range stress fields are estimated. The possible causes of the staging of changes of the carbide-phase and dislocation-substructure parameters with deformation are discussed. As shown, the carbide transformations in the bainite structure are occurring in course of two competition processes: dissolution of cementite particles being formed in ferrite plates during bainite transformation and their precipitation at the dislocation-substructure elements during ‘deformation ageing’. Simultaneously, the additional transformation of retained austenite initiated by steel deformation is observed. As shown, the transition from the first stage of steel deformation to the second one is prepared by the following modifications of the structural-phase state of the material: firstly, by the completion of the process of intensive dislocation accumulations; secondly, by the initiation of the mechanism of the deformation microtwins; thirdly, by the completion of the fragmentation process of bainite plates; fourthly, by the maximum density of flexural extinction circuits; fifthly, by the substantial increase in solid-solution steel hardening. As a whole, all these processes lead to the formation of the areas in the material with a critical substructure capable of the microcrack formations with the subsequent destruction of the sample. Strengthening mechanisms with the boundaries of plates and fragments, the scalar dislocation density, long-range stress fields, cementite particles, interstitial atoms are estimated. As shown, the largest contribution to the work hardening of the investigated steel is given by the substructural hardening (hardening due to the long-range internal-stress fields and fragmentation patterns) and solid-solution hardening, due to the introduction of carbon atoms into the crystal lattice of the ferrite. As suggested, the cause of softening of steel with a bainite structure at high (over 15%) degrees of deformation is the activation of the process of deformation fine-scale twinning. 2015-01-01T00:00:00Z http://dspace.nbuv.gov.ua:80/handle/123456789/98498 Повышение усталостного ресурса силумина электронно-пучковой обработкой Громов, В.Е.; Аксёнова, К.В.; Коновалов, С.В.; Иванов, Ю.Ф. В настоящее время в различных отраслях промышленности всё большую популярность приобретают изделия из алюминиевых сплавов. Однако сравнительно низкие прочностные свойства силумина существенно сужают сферу его применения. Силумины практически не упрочняются термической обработкой из-за малого различия по растворимости кремния при высокой и низкой температуре. Поэтому важнейшим методом улучшения их механических свойств является модифицирование. Осуществлена обработка силумина эвтектического состава высокоинтенсивным импульсным электронным пучком в различных режимах. Выполнены многоцикловые усталостные испытания и выявлен режим облучения, позволивший повысить усталостную долговечность материала более чем в 3,5 раза. Методами сканирующей и просвечивающей электронной дифракционной микроскопии проведены исследования структурно-фазовых состояний и дефектной субструктуры силумина, подвергнутого усталостным многоцикловым испытаниям до разрушения. Показано, что в режиме частичного оплавления поверхности облучения процесс модификации поверхности сопровождается формированием многочисленных микропор, расположенных вдоль границы раздела пластина–матрица, и микротрещин, расположенных в пластинах кремния. В режиме устойчивого плавления (толщина расплавленного слоя изменяется в пределах до 20 мкм) формируется мультимодальная структура (зёрна размерами 30–50 мкм с расположенными на границах частицами кремния размерами до 10 мкм; субзёренная структура в виде ячеек кристаллизации размерами от 100 нм до 250 нм). Выявлено, что источниками усталостных микротрещин являются пластины кремния микронных и субмикронных размеров, не растворившиеся при электронно-пучковой обработке. Обсуждены возможные причины повышения усталостного ресурса силумина электронно-пучковой обработкой. Показано, что основными причинами увеличения усталостной долговечности силумина являются: значительное увеличение критической длины трещины, коэффициента безопасности, снижение среднего расстояния между усталостными бороздками (пробег трещины за цикл нагружения), формирование мультимодальной многофазной субмикро- и наноразмерной структуры. Изучены трибологические и прочностные свойства поверхности силумина после электронно-пучковой обработки и усталостных испытаний и выявлено снижение твёрдости, увеличение скорости изнашивания и коэффициента трения с ростом числа циклов до разрушения. Обсуждены возможные причины снижения прочностных и трибологических свойств поверхностных слоёв силумина.; В теперішній час у різних галузях промисловости все більшої популярности набувають вироби з алюмінійових стопів. Однак порівняно низькі міцнісні властивості силуміну істотно звужують сферу його застосування. Силуміни практично не зміцнюються термічним обробленням через малу відмінність за розчинністю Кремнію при високій і низькій температурах. Тому найважливішою методою поліпшення їхніх механічних властивостей є модифікування. Здійснено оброблення силуміну евтектичного складу високоінтенсивним імпульсним електронним пучком за різних режимів. Виконано багатоциклові утомні випробування та виявлено режим опромінення, що уможливив підвищити утомну довговічність матеріялу більш ніж у 3,5 рази. Методами сканувальної та просвітлювальної електронної дифракційної мікроскопії проведено дослідження структурно-фазових станів і дефектної субструктури силуміну, підданого утомним багатоцикловим випробуванням до руйнування. Показано, що в режимі часткового розтоплення поверхні опроміненням процес модифікації поверхні супроводжується формуванням численних мікропор, розташованих вздовж межі поділу платівка–матриця, і мікротріщин, розташованих у платівках силіцію. У режимі стійкого топлення (товщина розтопленого шару змінюється в межах до 20 мкм) формується мультимодальна структура (зерна розмірами у 30–50 мкм з розташованими на межах частинками силіцію розмірами до 10 мкм; субзеренна структура у вигляді осередків кристалізації розмірами від 100 нм до 250 нм). Виявлено, що джерелами утомних мікротріщин є платівки силіцію мікронних і субмікронних розмірів, що не розчинилися при електронно-пучковому обробленні. Обговорено можливі причини підвищення утомного ресурсу силуміну електронно-пучковим обробленням. Показано, що основними причинами збільшення утомної довговічности силуміну є: значне збільшення критичної довжини тріщини, коефіцієнта безпеки, зниження середньої віддалі між утомними борозенками (пробіг тріщини за цикл навантаження), формування мультимодальної багатофазної субмікро- і нанорозмірної структури. Вивчено трибологічні та міцнісні властивості поверхні силуміну після електронно-пучкового оброблення й утомних випробувань і виявлено зниження твердости, збільшення швидкости зношування та коефіцієнта тертя з ростом числа циклів до руйнування. Обговорено можливі причини погіршення міцнісних і трибологічних властивостей поверхневих шарів силуміну.; В настоящее время алюминий-сплав производств становится все более популярным в различных отраслях промышленности. Однако, относительно низкие прочностные свойства силумина значительно ограничивает сферу ее применения. Silumins не усилена путем термической обработки вследствие малого различия по растворимости кремния при высокой и низкой температурах. Поэтому модификация является наиболее важным методом улучшения их механических свойств. Обработка эвтектического силумина высокоинтенсивным электронным пучком в различных режимах осуществляется. Высок-цикл усталостных испытаний выполняются с целью определения режима облучения, обеспечивающие повышение материального усталостной долговечности более чем в 3,5 раза. Исследования структурно–фазовых состояний и дефектной субструктуры силумин подвергают многоцикловой усталости испытания до отказа осуществляются методами сканирующей и просвечивающей электронно-дифракционной микроскопии. Как показано для режима частичного плавления поверхности облучения, процесс модификации поверхности сопровождается образованием многочисленных больших микропор на границе пластины–матрицы и микротрещин, расположенных в Кремниевой пластины. Смешанной структуры (зерен 30-50 μм Размеры и кремний частицами до 10 μм, расположенные на границах) формируется в стабильную плавления режима, а также субструктура в виде кристаллизации клеток размерами от 100 нм до 250 нм). Как выяснилось, источниками микротрещин усталости являются пластины кремния микронных и субмикронных размеров, которые не растворяются в электронно-лучевой обработки. Обсуждаются возможные причины силумин жизни усталость возрастает под электронно-лучевого лечения. Как показала практика, основными причинами силумин усталости-жизнь увеличение не значительное увеличение критической длины трещины, коэффициента безопасности, а также уменьшение среднего расстояния между усталостных бороздок (трещина пути для погрузки цикл), формирование мультимодальных, многофазные, субмикро - и наноразмерной структуры. Изучал трибологических и прочностных свойств силумина поверхности после электронно-лучевой обработки и испытаний на усталость; и снижение твердости, интенсивности изнашивания и коэффициента трения увеличивается с ростом числа циклов не обнаружено. Обсуждаются возможные причины ухудшение трибологических и прочностных свойств поверхностных слоев силумина являются. 2015-01-01T00:00:00Z