Page 134 - 07

центраційні залежності ширини оптичної щілини та показника заломлення аморфних
плівок (GeSe) 1–xBi x, (GeS) 1–xBi x (х ≤ 0,15) від вмісту Ві. З використанням першоприн-
ципних розрахунків електронної структури кластерів Ge nS m і Bi nS m пояснено особли-
вості зміни ширини енергетичної щілини плівок за модифікування вісмутом. Вста-
новлено механізм і тип електропровідності, а також енергетичне розміщення центрів
рекомбінації. Виявлено, що в концентраційному інтервалі 0,11 < x < 0,15 відбувається
інверсія типу провідності зразків (GeSe) 1–xВі x, (GeS) 1–xBi x з р- на n-тип. Запропонова-
но модель будови енергетичної щілини аморфних плівок монохалькогенідів германію
та особливості її трансформації внаслідок модифікування вісмутом та дії гама-квантів.
Т. Р. Ступницький (ФМІ НАН України, Львів). Розроблення зносотривких
електродугових покривів із порошкових дротів з підвищеною корозійною трив-
кістю. Сформульовано основні вимоги до розроблення порошкових дротів (ПД) ба-
зових систем Fe–Cr–C та Fe–Cr–B на основі феросплавів для електродугового напи-
лення зносотривких покривів з підвищеною корозійною тривкістю в нейтральних
водних середовищах. Встановлено, що на відміну від суцільних матеріалів для елек-
тродугових покривів (ЕДП) наявність 12 mass.% Cr в шихті ПД не забезпечує їх коро-
зійну тривкість. Показано шляхи досягнення низької хімічної гетерогенності покри-
вів. Для запобігання переходу Cr в оксиди рекомендовано додавати до складу шихти
ПД елементи, для яких вільна енергія оксидоутворення є меншою, ніж для утворення
оксиду хрому. Встановлено, що під час кристалізації крапель неможливо запобігти
утворенню карбідів та боридів Сr у ЕДП. Для досягнення корозійної тривкості цю
кількість Cr необхідно враховувати й компенсувати під час розрахунку складу шихти
ПД. Запропоновано формули для розрахунку вмісту Cr у ПД. Встановлено механізм
руйнування покривів за дії закріпленого та незакріпленого абразиву. Експеримен-
тально встановлено, що корозійна тривкість ЕДП із ПД, які містять понад 12 mass.%
Cr обернено пропорційна їх хімічній мікрогетерогенності. Порівняльні випробову-
вання на зносотривкість, корозійну тривкість та граничне тертя показали, що одер-
жані покриви з оптимізованих порошкових дротів 140Х14Н2ТЮ та 70Х20Р3ГС2Ю
ліпші за покриви, одержані шляхом гальванічного хромування.
В. В. Федоров (ФМІ НАН України, Львів). Розроблення фізико-хімічних під-
ходів до синтезу і обробки магнетних та воденьакумулюючих матеріалів на ос-
нові сполук РЗМ, Fe, Co, Ni та Mg з покращеними робочими характеристиками.
Уперше встановлені воденьсорбційні характеристики та розрядна ємність низки син-
тезованих ІМС та їх гідридів систем R–Mg–T (R = La, Y, Ce, Tb, Nd; T = Co, Ni, Cu) і
показано, що воденьсорбційна ємність сполуки YMgСо4 сягає 6,8 at./f.u., що суттєво
(на 70%) перевищує ємність широко апробованої сполуки YMgNi 4. Для сполуки
La 2MgNi 9 електрохімічна розрядна ємність МГ-електродів досягає 410 mА·h/g, що на
25% вище за ємність промислових електродних матеріалів на основі сполуки LaNi 5.
Встановлено, що у сплавах Sm 2Co 17–xZr x (х = 1 і 2) та Sm 2Co 17–xTi x (х = 1,7; 0,95; 0,5;
0,2 і 0,1) основою є феромагнетна фаза зі структурою Th 2Zn 17. Показано, що сплави
Sm 2Co 17–xTi x диспропорціонують у водні під тиском 3 МPа за витримки при T = 973 K
упродовж 3 h. Для сповільнення фазових перетворень у сплавах Sm 2Co 17–xTi x, під час
їх взаємодії з воднем, вміст Ті повинен бути менший 0,5 at./f.u. Встановлено, що по-
єднання водневого диспергування з ультразвуковою обробкою робить отримання
порошків сплаву Dd 2Fe 14B одностадійним, значно скорочуючи час цього процесу (до
20 min). Середній розмір частинок порошку 5,6 mm. Показано, що наводнювання фе-
ромагнетного сплаву Dy 2 Fe 17 призводить до зростання точки Кюрі на 80 K за тиску
водню 0,1 МPа, що пояснюється формуванням гідридної фази на основі диспрозію.
Н. Б. Рацька (ФМІ НАН України, Львів). Підвищення зносотривкості сплаву
системи Nb–Ti термодифузійним оксидуванням. Проаналізовано вплив темпера-
тури експозиції сплаву в повітрі на його структуру, фізико-механічні та трибологічні
властивості. Встановлено, що з підвищенням температури хіміко-термічної обробки
від 300 до 900°С товщина оксидованого шару зростає від 30 до 70 mm, а його макси-
мальна мікротвердість збільшується від 4,2 до 7 GPа внаслідок поетапного формуван-

140