Μετάβαση από αλουμίνιο σε χαλκό. Περιφερειακή εταιρεία Μεταβατικό μέταλλο αλουμινίου

Γενικά χαρακτηριστικά.

Ο όρος μεταβατικό στοιχείο χρησιμοποιείται συνήθως για να αναφέρεται σε οποιοδήποτε στοιχείο με ηλεκτρόνια σθένους d ή f. Αυτά τα στοιχεία καταλαμβάνουν μια μεταβατική θέση στον περιοδικό πίνακα μεταξύ των ηλεκτροθετικών στοιχείων s και των ηλεκτραρνητικών στοιχείων p (βλ. § 2, 3).

Τα στοιχεία d συνήθως ονομάζονται κύρια μεταβατικά στοιχεία. Τα άτομά τους χαρακτηρίζονται από την εσωτερική δομή των d-υποκελυφών. Το γεγονός είναι ότι το s-τροχιακό του εξωτερικού τους κελύφους συνήθως γεμίζεται πριν αρχίσει η πλήρωση των d-τροχιακών στο προηγούμενο ηλεκτρονιακό κέλυφος. Αυτό σημαίνει ότι κάθε νέο ηλεκτρόνιο που προστίθεται σε νέφος ηλεκτρονίωντο επόμενο στοιχείο d, σύμφωνα με την αρχή της πλήρωσης (βλ. § 2), δεν πέφτει στο εξωτερικό κέλυφος, αλλά στο εσωτερικό υποκέλυφος που προηγείται του. Χημικές ιδιότητεςαπό αυτά τα στοιχεία καθορίζονται από τη συμμετοχή ηλεκτρονίων και από τα δύο αυτά κελύφη σε αντιδράσεις.

Τα d-Elements σχηματίζουν τρεις μεταβατικές σειρές - στην 4η, 5η και 6η περίοδο, αντίστοιχα. Η πρώτη μεταβατική σειρά περιλαμβάνει 10 στοιχεία, από σκάνδιο έως ψευδάργυρο. Χαρακτηρίζεται από την εσωτερική διαμόρφωση των -τροχιακών (Πίνακας 15.1). Το τροχιακό γεμίζει νωρίτερα από το τροχιακό επειδή έχει χαμηλότερη ενέργεια (βλ. κανόνα Klechkovsky, § 2).

Θα πρέπει να σημειωθεί, ωστόσο, ότι υπάρχουν δύο ανωμαλίες. Το χρώμιο και ο χαλκός έχουν μόνο ένα ηλεκτρόνιο στα τροχιακά τους. Το γεγονός είναι ότι τα μισογεμισμένα ή γεμάτα υποκέλυφα είναι πιο σταθερά από τα μερικώς γεμάτα υποκέλυφα.

Το άτομο του χρωμίου έχει ένα ηλεκτρόνιο σε καθένα από τα πέντε τροχιακά που σχηματίζουν το υποκέλυφος. Αυτό το υποκέλυφος είναι μισογεμάτο. Σε ένα άτομο χαλκού, κάθε ένα από τα πέντε τροχιακά περιέχει ένα ζεύγος ηλεκτρονίων. Παρόμοια ανωμαλία παρατηρείται και στο ασήμι.

Ως χειρόγραφο

ΙΣΟΡΡΟΠΙΑ ΦΑΣΗΣ ΣΕ ΟΜΑΔΕΣ ΑΖΩΤΟΥ - ΑΛΟΥΜΙΝΙΟΥ - ΜΕΤΑΒΑΤΙΚΩΝ ΜΕΤΑΛΛΩΝ IV - V.

01.04.07 - Φυσική συμπυκνωμένης ύλης

Μόσχα 2004

Οι εργασίες ολοκληρώθηκαν στο τμήμα γενική χημείαΣχολή Χημείας, Μόσχα Κρατικό Πανεπιστήμιοτους. M.V. Lomonosov και στο Ινστιτούτο Μεταλλουργίας και Φυσικής Μετάλλων που πήρε το όνομά του. G.V. Το όνομά του από το Κεντρικό Ινστιτούτο Ερευνών Kurdyumov του Chermet. I.P. Μπαρντίνα.

Επιστημονικός Διευθυντής

Διδάκτωρ Φυσικομαθηματικών Επιστημών, Καθηγητής A.I. Zaitsev Επιστημονικός σύμβουλος

υποψήφιος χημικές επιστήμες, ανώτερος ερευνητής Kalmykov K.B. Επίσημοι αντίπαλοι:

γιατρός τεχνικές επιστήμες, Καθηγητής Kraposhin B.S.

Διδάκτωρ Φυσικών και Μαθηματικών Επιστημών, Καθηγητής Kaloshkin S. D.

Υπεύθυνος οργανισμός:

Ινστιτούτο Μεταλλουργίας και Επιστήμης Υλικών με το όνομά του. Α.Α. Μπάϊκοβα

Η υπεράσπιση της διατριβής θα πραγματοποιηθεί στις 12 Νοεμβρίου 2004 και ώρα Ώρα σε συνεδρίαση του συμβουλίου διατριβής D 141.04.02 FSUE TsNIIchermet im. I.P. Bardin στη διεύθυνση: 105005, Moscow, st. 2η Baumanskaya; 23/9.

Η διατριβή βρίσκεται στην τεχνική βιβλιοθήκη του Κεντρικού Ινστιτούτου Ερευνών του Chermet. I.P. Μπαρντίνα.

Τηλέφωνο για ερωτήσεις: 777-93-50

Επιστημονικός Γραμματέας

συμβούλιο διατριβής Δ 141.04.02, υποψήφιος τεχνικών επιστημών,

ανώτερη ερευνήτρια ¿^G^sä^A-^ Aleksandrova N. M.

ΓΕΝΙΚΗ ΠΕΡΙΓΡΑΦΗ ΕΡΓΑΣΙΑΣ.

ΣΧΕΤΙΚΟΤΗΤΑ ΤΟΥ ΘΕΜΑΤΟΣ: Συνθέσεις με βάση σύνθετα νιτρίδια αλουμινίου και μέταλλα μεταπτώσεως των ομάδων IV - V χρησιμοποιούνται όλο και περισσότερο σε διάφορους κλάδους της βιομηχανίας και της τεχνολογίας. Αποτελούν τη βάση για τη δημιουργία ανθεκτικών στη φθορά και προστατευτικών επιστρώσεων, φραγμών διάχυσης στη μικροηλεκτρονική, μεταλλικά κεραμικά υψηλής θερμοκρασίας, σύνθετα υλικά, κεραμικά κ.λπ. Εξίσου σημαντικό ρόλο παίζουν οι ενώσεις του Α1 και τα στοιχεία των ομάδων IV - V με άζωτο στη σχεδίαση και παραγωγή μιας ευρείας σειράς ποιοτήτων χάλυβα και κραμάτων, ιδιαίτερα με υψηλή περιεκτικότητα σε άζωτο. Φυσικά, οι φυσικές, φυσικοχημικές και μηχανικές ιδιότητες των αναγραφόμενων υλικών σχετίζονται άμεσα με τον τύπο και τις ποσότητες των αζωτούχων φάσεων που σχηματίζονται. Τα ακριβή δεδομένα για τη σύνθεση και τις συνθήκες ύπαρξης πολύπλοκων ενώσεων είναι επίσης θεμελιώδης θεωρητικής σημασίας για την κατανόηση της φύσης χημικός δεσμόςκαι άλλα βασικά χαρακτηριστικά που καθορίζουν το βαθμό βιωσιμότητάς τους. Για την πρόβλεψη των συνθηκών σύνθεσης και της σταθερότητας των νιτριδίων, απαιτούνται αξιόπιστες πληροφορίες σχετικά με τις ισορροπίες φάσεων. Η κατασκευή διαγραμμάτων φάσης πολλαπλών συστατικών με τη συμμετοχή αζώτου είναι μια πολύ δύσκολη εργασία λόγω των χαμηλών θερμοδυναμικών κινήτρων για τον σχηματισμό μικτών ενώσεων από διπλές φάσεις που γειτνιάζουν με το διάγραμμα φάσεων, των χαμηλών ρυθμών διάχυσης των συστατικών σε αυτές, καθώς και της πολυπλοκότητας και της πολυπλοκότητας και χαμηλή ακρίβεια προσδιορισμού της πραγματικής περιεκτικότητας σε άζωτο. Ως εκ τούτου, οι επί του παρόντος διαθέσιμες πληροφορίες είναι αποσπασματικές και εξαιρετικά αντιφατικές τόσο για τη σύνθεση των τριμερών nshrids όσο και για τη θέση των γραμμών ισορροπίας φάσης. Λαμβάνεται κυρίως με ανόπτηση συμπαγών σκόνης, στα οποία είναι δύσκολο να επιτευχθεί μια κατάσταση ισορροπίας του κράματος.

ΣΚΟΠΟΣ ΤΗΣ ΕΡΓΑΣΙΑΣ: Ανάπτυξη μιας νέας προσέγγισης στη μελέτη διαγραμμάτων φάσης συστημάτων πολλαπλών συστατικών νιτριδίων, με βάση τη χρήση ενός συμπλέγματος σύγχρονων πειραματικών τεχνικών φυσικοχημικής ανάλυσης, μεθόδων θερμοδυναμικής ανάλυσης και υπολογισμού, που καθιστά δυνατό τον προσδιορισμό με υψηλή ακρίβεια των συνθηκών συνύπαρξης φάσεων και λήψη ολοκληρωμένων αποδεικτικών στοιχείων για τη συμμόρφωσή τους με την ισορροπία. Μελέτη ισορροπιών φάσης στην περιοχή στερεάς φάσης τριμερών συστημάτων αλουμίνιο - άζωτο - μέταλλο ομάδων 1U-U σε θερμοκρασία 1273 K. ΕΠΙΣΤΗΜΟΝΙΚΗ ΚΑΙΝΟΤΟΜΙΑ:

Μέθοδοι θερμοδυναμικής ανάλυσης και υπολογισμών έχουν χρησιμοποιηθεί για να δείξουν την ασυνέπεια των διαθέσιμων πειραματικών δεδομένων σχετικά με τις συνθήκες ισορροπίας φάσης στα συστήματα T1-A1-N και T1-A1-M.

Πραγματοποιήθηκε θερμοδυναμική μοντελοποίηση, ανάλυση και υπολογισμός των ισορροπιών φάσης στα συστήματα &-A1-N και Sh-A1-K. Βρέθηκε για πρώτη φορά

Θερμοδυναμικές συναρτήσεις τριμερών ενώσεων που σχηματίζονται σε αυτά τα συστήματα.

Οι περιοχές στερεάς φάσης των διαγραμμάτων φάσης των συστημάτων Ti-Al-N, Zr-Al-N και Hf-Al-N στους 1273 K σχεδιάστηκαν.

Έχει διαπιστωθεί η φύση των ισορροπιών φάσης στο σύστημα Nb-Al-N σε θερμοκρασία 1273 K. ΕΠΙΣΤΗΜΟΝΙΚΗ ΚΑΙ ΠΡΑΚΤΙΚΗ ΣΗΜΑΣΙΑ ΤΗΣ ΕΡΓΑΣΙΑΣ:

Οι πληροφορίες που λαμβάνονται σχετικά με τις συνθήκες ισορροπίας και τις θερμοδυναμικές λειτουργίες των φάσεων στα συστήματα M-A1-N (στο εξής. M = Ti, Zr, Hf, Nb) αποτελούν θεμελιώδη επιστημονική βάση για την ανάπτυξη επιστρώσεων, κεραμικών και μεταλλοκεραμικών, σύνθετων υλικά σημαντικά για τη μικροηλεκτρονική, την ενέργεια, τη μηχανολογία. Επιτρέπουν τον προσδιορισμό τεχνολογικών παραμέτρων για την παραγωγή και την επεξεργασία τέτοιων υλικών και είναι επίσης θεμελιώδους σημασίας για την πρόβλεψη της σύνθεσης φάσης και των ιδιοτήτων μιας ευρείας σειράς χάλυβων και κραμάτων με υψηλή περιεκτικότητα σε άζωτο. ΑΞΙΟΠΙΣΤΙΑ ΚΑΙ ΕΓΚΥΡΟΤΗΤΑ:

Δεδομένα που ελήφθησαν με διάφορες μεθόδους φυσικοχημικής ανάλυσης σε δείγματα κραμάτων που συντέθηκαν με διάφορες μεθόδους (νιτρίωση δυαδικών κραμάτων, μακροχρόνια ανόπτηση ομογενοποίησης, ζεύγη διάχυσης), χρησιμοποιώντας σύγχρονες πειραματικές προσεγγίσεις και εξοπλισμό, όπως μικροανάλυση ηλεκτρονικών ανιχνευτών, μικροσκοπία σάρωσης ηλεκτρονίων, Χ. -Η ανάλυση φάσης ακτίνων, σε όλες τις περιπτώσεις ήταν σε εξαιρετική συμφωνία τόσο μεταξύ τους όσο και με τα αποτελέσματα των θερμοδυναμικών υπολογισμών.

2. Δομή της περιοχής στερεάς φάσης της ισοθερμικής τομής του διαγράμματος φάσης Ti-Al-N σε θερμοκρασία 1273 K.

3. Αποτελέσματα θερμοδυναμικής ανάλυσης και υπολογισμού των ισορροπιών φάσης στο σύστημα Zr-Al-N στους 1273 και 1573 Κ.

4. Δομή περιοχών στερεάς φάσης διαγραμμάτων κατάστασης συστημάτων Zr-Al-N, Hf-Al-N, Nb-Al-N στους 1273 K.

ΕΓΚΡΙΣΗ ΕΡΓΑΣΙΑΣ ΚΑΙ ΔΗΜΟΣΙΕΥΣΗΣ. Τα κύρια αποτελέσματα της εργασίας παρουσιάστηκαν στο: Διεθνές Συνέδριο «VIII International Conference of Crystal Chemistry of Intermetallic compounds» (Lviv, Ουκρανία, 2002); Διεθνές Συνέδριο Προπτυχιακών και Μεταπτυχιακών Φοιτητών Βασικών Επιστημών «Lomonosov-2003», (Μόσχα, 2003); Διεθνές συνέδριο «Θεωρία και πρακτική των τεχνολογιών για την παραγωγή προϊόντων από σύνθετα υλικά και νέα κράματα μετάλλων (T11KMM)», (Μόσχα, Κρατικό Πανεπιστήμιο της Μόσχας, 2001, 2003). Με βάση το υλικό της διπλωματικής εργασίας δημοσιεύθηκαν 4 άρθρα. ΑΝΤΙΚΕΙΜΕΝΟ ΚΑΙ ΔΟΜΗ ΤΗΣ ΔΙΤ. Η διατριβή αποτελείται από μια εισαγωγή, μια βιβλιογραφική ανασκόπηση, ένα πειραματικό μέρος, μια συζήτηση των αποτελεσμάτων,

συμπεράσματα και κατάλογος παραπομπών σε αριθμό 204 τίτλων. Η εργασία παρουσιάζεται σε 138 σελίδες δακτυλόγραφου κειμένου, συμπεριλαμβανομένων 70 σχημάτων και 26 πινάκων.

Το δεύτερο μέρος εξετάζει τα πρότυπα αλληλεπίδρασης του αζώτου με στοιχεία IV-Vομάδες, παρέχει πληροφορίες για ΦΥΣΙΚΕΣ ΚΑΙ ΧΗΜΙΚΕΣ ΙΔΙΟΤΗΤΕΣκαι μέθοδοι σύνθεσης νιτριδίων. Φαίνεται ότι διπλά διαγράμματα αναφέρει Μ-Νδεν έχει μελετηθεί πλήρως. Μόνο η ύπαρξη φάσεων νιτριδίου MN και M2N έχει τεκμηριωθεί αξιόπιστα, ενώ ο σχηματισμός άλλων φάσεων νιτριδίου είναι αμφίβολος λόγω πιθανής σταθεροποίησης από οξυγόνο.

Το κύριο μέρος της ανασκόπησης της βιβλιογραφίας είναι αφιερωμένο στην ανάλυση πληροφοριών σχετικά με τη δομή των διαγραμμάτων φάσης M-A1-N. Τα διαγράμματα φάσης M-A1-N έχουν μελετηθεί σε πολύ μικρότερο βαθμό από τα δυαδικά κράματα. Τα δεδομένα σχετικά με τις συνθήκες ισορροπίας φάσης στα συστήματα Zr-Al-N, Hf-Al-N και Nb-Al-N είναι επί του παρόντος πρακτικά απούσα. Οι πληροφορίες σχετικά με το διάγραμμα φάσεων του συστήματος Ti-Al-N περιέχουν μια σειρά από θεμελιώδεις αντιφάσεις. ΠΕΙΡΑΜΑΤΙΚΟ ΜΕΡΟΣ. §1. Διαδικασία προετοιμασίας δείγματος.

Οι πρώτες ύλες που χρησιμοποιήθηκαν ήταν Ti, Zr, Hf-ιωδίδιο και σε μορφή σκόνης με καθαρότητα 99,5%, Nb - φύλλο τήξης κενού με καθαρότητα 99,99% και σκόνη με καθαρότητα 99,5%, άζωτο GOST 9293-74 OSCH (99,996 vol. % N2) 02< 0,001 об.%, κλάσμα μάζαςυδρατμούς< 0,005 %). Порошки HfN, ZrN и AIN - марки «Ч», пластины AIN, полученные методом спекания с добавками У2О3.

Τα διπλά κράματα M-A1 παρήχθησαν με σύντηξη δειγμάτων συστατικών σε κλίβανο τόξου LAYBOLD HERAUES με μη αναλώσιμο ηλεκτρόδιο βολφραμίου σε ατμόσφαιρα καθαρού αργού. Για να αυξηθεί η ομοιογένεια των πλινθωμάτων, επανατήχθηκαν πέντε φορές. Τα δείγματα που συντέθηκαν τυλίχτηκαν σε φύλλο νιοβίου και υποβλήθηκαν σε ομογενοποιητική ανόπτηση στους 1273 Κ (100 ώρες) σε εκκενωμένες φύσιγγες χαλαζία σε κλιβάνους ηλεκτρικής αντίστασης, ακολουθούμενη από σβήσιμο σε νερό. Οι συνθέσεις των κραμάτων, η σύσταση φάσης και η ομοιογένειά τους ελέγχθηκαν με μικροανάλυση με ηλεκτρονιακό ανιχνευτή χρησιμοποιώντας μια συσκευή μικροδέσμης CAMEBAX (Πίνακας 1). §2. Μεθοδολογία μελέτης δειγμάτων.

Στην εργασία χρησιμοποιήθηκαν οι ακόλουθες μέθοδοι έρευνας:

Μικροανάλυση ανιχνευτή ηλεκτρονίων με χρήση της συσκευής μικροδέσμης CAMEBAX σε τάσεις επιτάχυνσης 15 και 30 kV. διεξήχθη προκαταρκτική ανάλυση για ακαθαρσίες σε αναλυτή διασποράς ενέργειας KEVEX.

Ηλεκτρονική μικροσκοπία σάρωσης με χρήση συσκευών μικροδέσμης JEOL και CAMEBAX. Η εικόνα λήφθηκε σε δευτερεύοντα ηλεκτρόνια σε τάσεις επιτάχυνσης 15 και 20 kV. Οι εικόνες που προέκυψαν υποβλήθηκαν σε επεξεργασία και προσδιορίστηκε η σχέση φάσης στα υπό μελέτη δείγματα.

Οπτική μικροσκοπία", χρησιμοποιώντας τις μεθόδους σκοτεινού πεδίου, φωτεινού πεδίου, πολωμένου φωτός, αντίθεσης διαφορικής παρεμβολής σύμφωνα με τον Nomarski. Πραγματοποιήθηκαν μελέτες στη συσκευή "UEYA8AMET-2" με χρήση μεγέθυνσης ><300 и х400.

Ανάλυση φάσης ακτίνων Χ χρησιμοποιώντας τη μέθοδο σκόνης διεξήχθη σε περιθλασίμετρα DRON-4 και 8TAB1-R από την Yashe (ακτινοβολία CuK, CoK).

Τραπέζι 1.

Χημική και φασική σύνθεση δυαδικών κραμάτων συστημάτων Μ-Α1.

Αρ. Σύνθεση (ΕΠΜΑ), σε % Σύνθεση φάσης Αρ. Σύνθεση (ΕΠΜΑ), σε % Σύνθεση φάσης

Σύστημα Ι - Α1

1 25,6 74,4 t13, T1A12 4 69,6 30,1 T13A1

2 38,3 61,7 Т1А12, Т1А1 5 77,1 22,9 Ть,А1

h 54,9 45,1 T1A1, T13A1 6 89,1 10,9 "SP)

Σύστημα Xg - A1

1 28,5 71,5 gA13, bgMg 5 60,1 39,9 Kht'RAb Tg2M

2 33,3 66,7 bxk\g 6 65,8 34,2

3 47,5 52,5 2g2A13, 2GA1 7 76,7 23,3 7Х2А\,

4 58,3 41,7 Хт4А1ъ ЪсгА\г

Σύστημα Sh - A1

1 31,7 68,3 N£A13, ША12 4 53,8 46,2 NSh, N£(A13

2 36,8 63,2 NSh2, ShchA13 5 62,4 [ 37,6 Sh3A12, Zh5A13

3 43,2 56,8 NG2A13, NSh 6 77,8 | 22,2 Yu2A1, a(H0

Αριθμός συστήματος - Α1

1 37,8 62,2 LbAb, Nb2A1 4 71,3 28,7 Mb2A1, N>3A1

2 51,2 48,8 1MA13, Мь2А1 5 82,8 17,2 №>3A1, α(№>)

3 63,5 36,5 Lb2A1

§ 3. Ανάπτυξη μεθοδολογίας για τη μελέτη διαγραμμάτων φάσεων που περιλαμβάνουν άζωτο.

Για να μελετήσουμε τις ισορροπίες φάσεων σε τριμερή συστήματα M-A1-N χρησιμοποιήσαμε το σύμπλοκο σύγχρονες μεθόδουςφυσική και χημική ανάλυση, η οποία περιελάμβανε: εναζώτωση σκονών δυαδικών κραμάτων Μ-Α1 σε ατμόσφαιρα αζώτου, ζεύγη διάχυσης και μακροχρόνια ανόπτηση ομογενοποίησης των κραμάτων.

Για τη νιτρίωση, σκόνες δυαδικών κραμάτων M-A1 τοποθετήθηκαν σε χωνευτήρια A1203 και υποβλήθηκαν σε ισοθερμική έκθεση σε μια εγκατάσταση ανόπτησης με θερμοσυμπίεση πρωτότυπο σχέδιοσε ατμόσφαιρα αζώτου σε πίεση 5 MPa, θερμοκρασία 1273 K για 1, 4, 9 και 16 ώρες. Η σύσταση φάσης των δειγμάτων μελετήθηκε με ανάλυση φάσης ακτίνων Χ μετά από κάθε ανόπτηση.

Για να προσδιορίσουμε την επίδραση της διάρκειας της νιτρίδωσης στη μεταβολή της σύνθεσης των φάσεων διπλού νιτριδίου εντός της περιοχής ομοιογένειας, μελετήσαμε την εξάρτηση της παραμέτρου πλέγματος των νιτριδίων ζιρκονίου και αφνίου από

χρόνος ανόπτησης σε ατμόσφαιρα αζώτου σε θερμοκρασία 1273 K και πίεση 5 MPa. Οι παράμετροι του πλέγματος των ZrN και HfN δεν άλλαξαν κατά τη διάρκεια της ανόπτησης για 4 και 13 ώρες, γεγονός που δείχνει ότι στα υπό μελέτη συστήματα, η διάρκεια της νιτρίδωσης σε υψηλή θερμοκρασία δεν έχει ουσιαστικά καμία επίδραση στη σύνθεση του προκύπτοντος νιτριδίου.

Τα ζεύγη διάχυσης παρασκευάστηκαν σύμφωνα με τον τύπο «σάντουιτς» M/A1N/M με δύο τρόπους: συγκόλληση διάχυσης και επιφανειακή. Η συγκόλληση με διάχυση πραγματοποιήθηκε σε κενό σε μια εγκατάσταση DSVU σε θερμοκρασίες 1273 K για το τιτάνιο, 1373 K για το ζιρκόνιο και το νιόβιο και 1433 K για το άφνιο. Η πίεση συγκόλλησης ήταν 17-20 MPa. Η επικάλυψη Ti, Zr, Hf ή Nb σε πλάκα AIN 2x4x4 mm πραγματοποιήθηκε σε κλίβανο ηλεκτρικού τόξου σε ατμόσφαιρα καθαρού αργού. Τα προκύπτοντα ζεύγη ανόπτησαν σε εκκενούμενες αμπούλες χαλαζία για 100 και 670 ώρες και η δομή των ζωνών μετάβασης που προέκυψαν μελετήθηκε χρησιμοποιώντας μικροανάλυση ηλεκτρονικών ανιχνευτών, οπτική και ηλεκτρονική μικροσκοπία σάρωσης. Η χρήση δύο μεθόδων για τη λήψη ζευγών διάχυσης απέκλεισε την πιθανότητα επίδρασης φυσικοχημικών διεργασιών που συμβαίνουν στις διεπιφάνειες όταν συνδυάζονται ανόμοια υλικά σε μια ενιαία σύνθεση στη δομή των ζωνών διάχυσης και στη φύση των αποτελεσμάτων που λαμβάνονται.

Για τη διεξαγωγή μελετών του τρίτου τύπου, συντέθηκαν δείγματα δύο τύπων:

1) Μίγματα ορισμένης σύνθεσης παρασκευάστηκαν από σκόνες Zr, Hf, Nb και ΑΙΝ. Τα μίγματα συμπιέστηκαν σε θερμοκρασία δωματίου και πίεση 10 MPa. Τα δισκία τήχθηκαν σε κλίβανο ηλεκτρικού τόξου σε ατμόσφαιρα αργού και υποβλήθηκαν σε μακροχρόνια ανόπτηση ομογενοποίησης στους 1273 Κ σε εκκενούμενες φύσιγγες χαλαζία για 200 και 670 ώρες για να επιτευχθεί μια διαμόρφωση φάσης ισορροπίας.

2) Οι πλάκες Α1Ν τυλίχτηκαν σε φύλλο τιτανίου ή νιοβίου και στη συνέχεια έλιωσαν σε κλίβανο ηλεκτρικού τόξου. Στη συνέχεια τα δείγματα υποβλήθηκαν σε μακροχρόνια ανόπτηση σύμφωνα με την περιγραφόμενη διαδικασία. Το κριτήριο για την επίτευξη κατάστασης ισορροπίας ήταν η σταθερότητα του τύπου και του αριθμού των φάσεων με αυξανόμενη διάρκεια ανόπτησης.

Ο υπολογισμός και η ανάλυση των ισορροπιών φάσης στα υπό μελέτη συστήματα πραγματοποιήθηκε σύμφωνα με τους θεμελιώδεις νόμους της θερμοδυναμικής. Κατά την ανάλυση κάθε συγκεκριμένης σύνθεσης, ελήφθησαν υπόψη όλοι οι πιθανοί συνδυασμοί φάσεων, ένας συνδυασμός των οποίων θα μπορούσε να αναπαρασταθεί. Ο συνδυασμός φάσεων που αντιστοιχεί στην ελάχιστη ενέργεια Gibbs του συστήματος θεωρήθηκε ότι αντιστοιχεί σε σταθερή ισορροπία και τα χαρακτηριστικά του (η φύση και ο αριθμός των συνυπάρχουσων φάσεων) χρησιμοποιήθηκαν για την κατασκευή του διαγράμματος φάσεων. Όλοι οι άλλοι συνδυασμοί φάσεων θεωρήθηκαν μετασταθεροί και τα χαρακτηριστικά τους δεν ελήφθησαν υπόψη. Για να μειώσουμε τις θερμοδυναμικές λειτουργίες στις ίδιες τυπικές καταστάσεις των εξαρτημάτων, χρησιμοποιήσαμε τις διαθέσιμες πληροφορίες σχετικά με τις παραμέτρους σταθερότητάς τους ή την ενέργεια Gibbs των μεταπτώσεων φάσης. Ο αλγόριθμος υπολογισμού εφαρμόστηκε με τη μορφή ενός ειδικού προγράμματος υπολογιστή, το οποίο περιλάμβανε επαναλαμβανόμενες διαδικασίες για τον προσδιορισμό της σύνθεσης φάσης του συστήματος για μια ποικιλία

σημεία που καλύπτουν όλο το φάσμα των συνθέσεων στο χώρο των συγκεντρώσεων συστατικών σε μια δεδομένη θερμοκρασία.

Τα προκαταρκτικά πειράματα και οι υπολογισμοί κατέστησαν δυνατή τη διαμόρφωση των αρχών για την επιλογή των συνθέσεων των υπό μελέτη δειγμάτων, των τρόπων νιτρώσεώς τους και θερμικής επεξεργασίας, που καθιστούν δυνατή την επίτευξη της ίδιας κατάστασης του κράματος με διαφορετικούς τρόπους και την απόκτηση ολοκληρωμένων αποδεικτικών στοιχείων τη συμμόρφωσή του με την ισορροπία. ΑΠΟΤΕΛΕΣΜΑΤΑ ΚΑΙ ΣΥΖΗΤΗΣΗ. § 1. Ισορροπίες φάσεων στο σύστημα T1-A1-1Ch.

Τα αποτελέσματα των προκαταρκτικών πειραμάτων έδειξαν ότι τα περισσότερα αποτελεσματική μέθοδοςΗ μελέτη των ισορροπιών φάσης στο σύστημα T!-Al-N είναι η νιτρίωση δειγμάτων σε σκόνη από την αέρια φάση. Ο Πίνακας 2 παρουσιάζει τα αποτελέσματα της ανάλυσης φάσης ακτίνων Χ δειγμάτων μετά από ανόπτηση σε ατμόσφαιρα αζώτου στους 1273 Κ για 1 ώρα. Στα πέντε πρώτα κράματα σχηματίζεται η τριμερής ένωση T12AM. Τα αποτελέσματα που ελήφθησαν υποδεικνύουν την ύπαρξη των ακόλουθων πεδίων φάσης στο σύστημα Tb-Al-M: TlA13-TlA1K-AS, TgAM-AM-"Sh, TShs-T^A^-IgASh και T-TSh-oOP).

Πίνακας 2.

Σύνθεση φάσης δειγμάτων σε σκόνη του συστήματος T1-A1-N πριν και μετά την ανόπτηση σε ατμόσφαιρα αζώτου σε T = 1273 K, p(N2) = 5 MPa.

Σύνθεση αρ. κράματος

πριν από τη νιτροποίηση μετά τη νιτρίωση

1 TiAl3, TiAl2 Ti2AlN, TiAl3, A1N

2 TiAl2, TiAl Ti2AlN, TiAl3, TiAl2

3 TiAl, T13AI Ti2AlN, TiNi.x, A1N

4 Ti3Al Ti2AlN, TiN,.χ

5 Т1зА1 TijAIN, TiNi.χ

6 a(Ti) TiNi.jb Ti2N, a(Ti)

Για τη μελέτη της πλούσιας σε τιτάνιο περιοχής του διαγράμματος φάσεων χρησιμοποιήθηκαν οι μέθοδοι των ζευγών διάχυσης και της μακροχρόνιας ανόπτησης ομογενοποίησης. Στη ζώνη διάχυσης του δείγματος A1N/Ti μετά από 200 ώρες ισοθερμικής έκθεσης σε T = 1273 K, καταγράφηκε ο σχηματισμός δύο ενδιάμεσων στρωμάτων: ένα στρώμα νιτριδίου τιτανίου που περιέχει εγκλείσματα της τριμερούς φάσης Ti3AlN και ένα στρώμα στερεού διαλύματος με βάση το a(Ti) με συγκέντρωση αλουμινίου έως και 19 στο.% . Το σχήμα 1 (α) δείχνει τη δομή ενός δείγματος ενδιάμεσης στιβάδας AlN/τιτανίου με πάχος 150 mkm/AIN. Μετά από 200 ώρες ανόπτησης, σχηματίζεται ένα στρώμα νιτριδίου τιτανίου με πάχος περίπου 30 μm στην επιφάνεια του νιτριδίου του αργιλίου· το μέσο του ενδιάμεσου στρώματος είναι μια φάση Ti3AlN με εγκλείσματα νιτριδίου τιτανίου TiN].χ. Τα αποτελέσματα που ελήφθησαν υποδεικνύουν την ύπαρξη τερματικών AlN-TiNi.„ TiN!.x-Ti3AlN, Ti3AlN-a(Ti).

Για ακριβής ορισμόςΓια να μελετηθεί η θέση των γραμμών ισορροπίας σε κράματα πλούσια σε τιτάνιο με τη συμμετοχή του αργού σχηματισμού συμπλόκου νιτριδίου Ti3AlN, συντέθηκαν δύο δείγματα με σύντηξη δειγμάτων σκόνης τιτανίου και νιτριδίου αργιλίου σε μοριακή αναλογία 3/1 και 2/1. Το πρώτο κράμα απέκτησε σύνθεση σταθερής φάσης μετά από 200 ώρες ανόπτησης

TP^-x+"PsAP^+aSP). Σύμφωνα με ηλεκτρονική μικροσκοπία σάρωσης και ανάλυση φάσης ακτίνων Χ (Εικ. 1 β), στο δεύτερο δείγμα μετά από 200 ώρες ανόπτησης υπήρχαν 4 φάσεις: TO^." "PzAGY, a(Tl) και "PzA1.

Επιπλέον, εγκλείσματα T13AM βρέθηκαν γύρω από σωματίδια νιτριδίου τιτανίου, γεγονός που υποδηλώνει ανεπαρκή χρόνο ομογενοποίησης. Μετά από 670 ώρες ανόπτησης, η σύνθεση φάσης του δείγματος απέκτησε μια σταθερή διαμόρφωση: TOL-"PzASH+a(T0 (Εικ. 2).

TIASH TAA1 -

Ρύζι. 1. Μικροδομή δειγμάτων του συστήματος «L - A1 - >1»:

a - AMGP/AM μετά από ανόπτηση για 200 h, 1273 K, δευτερεύουσα e, xООО; b - A1K+2GP μετά από ανόπτηση για 200 ώρες, 1273 K, δευτερεύον ε, xООО.

n -^zASH A -0(14)

20,0 30,0 40,0 50,0 60,0 70,0 80,0 90,0 20 Εικ. 2. Μοτίβο περίθλασης ακτίνων Χ του δείγματος AlN+2T1 μετά από ανόπτηση για 670 ώρες, 1273 K.

Για τον προσδιορισμό της θέσης των γραμμών ισορροπίας φάσης σε χαμηλές συγκεντρώσεις αζώτου, χρησιμοποιήθηκαν θερμοδυναμικοί υπολογισμοί. Δεν ελήφθη υπόψη η ύπαρξη υγρού διαλύματος με βάση το αλουμίνιο και το α- και (3-στερεά διαλύματα με βάση το τιτάνιο, καθώς το τήγμα βρίσκεται εκτός της περιοχής ενδιαφέροντος για ισορροπίες στερεάς φάσης και έχουν μελετηθεί ισορροπίες με στερεά διαλύματα αναλυτικά πειραματικά. Επί του παρόντος, πειραματικά δεδομένα σχετικά με την ενέργεια σχηματισμού Gibbs (Δεν υπάρχουν A/7) φάσεις "PzAPCh, T12A1N, T1A12. Υπάρχουν μόνο εκτιμήσεις. Επομένως, στο πρώτο στάδιο, αυτά τα άγνωστα χαρακτηριστικά βρέθηκαν με έμμεση βελτιστοποίηση Η ουσία της μεθόδου ήταν να επιλεχθούν οι τιμές Α/α αυτών των ενώσεων έτσι ώστε να ικανοποιούν τις πειραματικά καθορισμένες συνθήκες φάσης ισορροπίας. Ως αποτέλεσμα, βρέθηκαν οι ακόλουθες τιμές: A/7(T13A1K) = -360,0 kJ/mol, D/7SP2A1M) = -323,3 kJ/mol, A/7 (T1A12) = -80,8 kJ/mol Στη συνέχεια, χρησιμοποιήθηκαν για τον υπολογισμό των ισορροπιών φάσεων σε κράματα, η πειραματική μελέτη των οποίων είναι δύσκολη ή Το κατασκευασμένο ισοθερμικό (T = 1273 K) τμήμα του διαγράμματος φάσης του συστήματος P-ANCh παρουσιάζεται στο Σχ. 3.

I - συνθέσεις των αρχικών δυαδικών κραμάτων "P-A1. X - συνθέσεις νιτρωδών κραμάτων, ♦ - συνθέσεις τριμερών κραμάτων T1 + A1KG, - - - ■ διαδρομή διάχυσης. Τα αποτελέσματα των θερμοδυναμικών υπολογισμών επισημαίνονται στο παρασκήνιο.

Τα αποτελέσματα που προέκυψαν έρχονται σε κάποια αντίφαση με τα υπάρχοντα δεδομένα, που εμφανίζονται σχηματικά στο Σχ. 4. Όπως φαίνεται, οι συγγραφείς βρήκαν ότι η ΑΜ βρίσκεται σε ισορροπία με τα "PAb, T1A12> T1A1, T12A1N και TO^.* (Εικ. 4 α). Το Σχήμα 4 (β) δείχνει τα αποτελέσματα της θερμοδυναμικής ανάλυσης και του υπολογισμού του Ισορροπίες φάσης που εκτελούνται στην εργασία Το νιτρίδιο του αργιλίου βρίσκεται σε ισορροπία μόνο με PAb, T^AM και Tn^. Αυτό είναι σε καλή συμφωνία με τα σημερινά αποτελέσματα.

Ρύζι. 4. Ισοθερμική διατομή του συστήματος στα 1273 K:

α - σύμφωνα με δεδομένα. b - σύμφωνα με δεδομένα, trIZASH, gg-T^AM, 1-T1A1z, 2-T\tsA\i, 3-TSh2,4-T1A1, b-T^A).

Η θερμοδυναμική ανάλυση των ισορροπιών φάσης στο σύστημα PA που διεξήχθη σε αυτήν την εργασία κατέστησε δυνατό να εντοπιστούν οι λόγοι για τις σημειωμένες αντιφάσεις. Αποδείχθηκε ότι ο σχηματισμός τριμερών νιτριδίων από τα αρχικά δυαδικά κράματα συνοδεύεται σε πολλές περιπτώσεις από μια ασήμαντη αλλαγή στην ενέργεια Gibbs, που ανέρχεται μόνο σε μερικές εκατοντάδες J/mol. Επομένως, οι συγγραφείς που χρησιμοποίησαν τη μέθοδο ανόπτησης μιγμάτων σκόνης δυαδικών συνθέσεων χρειάστηκαν πολύ μεγάλα χρονικά διαστήματα ανόπτησης για να επιτύχουν μια κατάσταση ισορροπίας. Αυτό, προφανώς, δεν ήταν πάντα δυνατό. Αντίθετα, η αλληλεπίδραση σκονών τιτανίου-κράματος αλουμινίου με το άζωτο που χρησιμοποιείται στην προτεινόμενη εργασία συνοδεύεται από σημαντικό κέρδος (εκατοντάδες kJ/mol) σε ενέργεια Gibbs, που σας επιτρέπει να φτάσετε γρήγορα σε μια κατάσταση ισορροπίας § 2. Προϋποθέσεις για φάσεις ισορροπίας στο σύστημα r-Al-P*.

Η μελέτη των ισορροπιών φάσης στο σύστημα g-AMCH πραγματοποιήθηκε σύμφωνα με ένα παρόμοιο σχήμα. Προηγουμένως, η θερμοδυναμική μοντελοποίηση και ο υπολογισμός των ισορροπιών φάσης στο σύστημα πραγματοποιούνταν χρησιμοποιώντας διαθέσιμες πληροφορίες σχετικά με θερμοδυναμικές ιδιότητεςδιπλές φάσεις (Πίνακας 3) και δεδομένα για το διάγραμμα φάσεων στους 1273 και 1573 K (Εικ. 5). Ο υπολογισμός καθιστά δυνατή την πλήρη αναπαραγωγή πειραματικών δεδομένων για τις ισορροπίες φάσης στους 1573 K. Από την άλλη πλευρά, οι πληροφορίες σχετικά με τις συνθήκες ισορροπίας φάσης στους 1273 K δεν μπορούν να αναπαραχθούν με θερμοδυναμικό υπολογισμό.

Συγκεκριμένα, η ισορροπία A1Ni-2r3AM πραγματοποιείται μόνο στις τιμές (1/5)L/7(7r3A1M)< -92,0 кДж/моль. Однако, при этом устойчивой оказывается комбинация фаз АМ~гг3А1^-7гА12. Увеличение энергии Гиббса образования 7г3АГМ приводит к появлению трехфазного равновесия г^-АМ-ггА12.

Πίνακας 3.

Ενέργεια Gibbs σχηματισμού δυαδικών ενώσεων του συστήματος Bx - A1 - N από hcp-gg, fcc-A1 και N2(αέριο).

Φάση D /J=a+bT, J/mol. Φάση AfG=a+bT+cTlnT, J/mol.

(l/4)Zr3Al 36163 4.421 (l/2)ZrAl 64950 11.014 0

(l/3)Zr2Al 48358 6.492 (l/5)Zr2Al3 55323 27.830 4.329

(l/8)Zr5Al3 51484 5.749 (l/3)ZrAl2 51266 29.726 4.417

(l/5)Zr3Al2 55180 6.734 (l/4)ZrAl3 47381 24.373 3.854

(l/7)Zr4Al3 58480 8.236 (l/2)ZrN 181795 46.024 0

(l/9)Zr5Al4 55424 5.320 (1/2) AIN 163532 57.760 0

Η καθιερωμένη συνύπαρξη των φάσεων ArN-Zr3AlN-Zr2Al3 δεν αναπαράγεται σε καμία τιμή A//(Zr3AlN). Επιπλέον, για να εξασφαλιστεί η ισορροπία AlN-Zr3AlN, είναι απαραίτητο να μειωθεί το (l/5)A/?(Zr3AIN) από -73,0 kJ/mol στους 1573 K σε -92,0 kJ/mol στους 1273 K. Το τελευταίο είναι απίθανο, αφού μπορεί να συμβεί μόνο σε μη ρεαλιστικά χαμηλές τιμές της εντροπίας σχηματισμού της αναλυόμενης ένωσης A£(Zr3AlN) = -380,0 J/mol-K.

Έτσι, τα δεδομένα για τις συνθήκες ισορροπίας φάσης στο σύστημα Zr-Al-N που βρέθηκαν στην εργασία για διαφορετικές θερμοκρασίες 1573 και 1273 K είναι εσωτερικά αντιφατικά και απαιτούν λεπτομερή πειραματική επαλήθευση.

Η ανόπτηση κραμάτων του συστήματος Zr-Al σε ατμόσφαιρα αζώτου σε πίεση 5 MPa για 1 ώρα οδήγησε στον σχηματισμό του νιτριδίου του ζιρκονίου ZrN και του αργιλιδίου του ζιρκονίου ZrAl3, ανεξάρτητα από τη σύνθεση του αρχικού δείγματος. Μια εξαίρεση παρατηρήθηκε μόνο για τα κράματα Νο. 5-Νο. 7 (Πίνακας 4), τα σχήματα περίθλασης των οποίων περιείχαν κορυφές που αντιστοιχούν στην ένωση ZrÀl2. Τα αποτελέσματα που παρουσιάζονται υποδεικνύουν την πιθανότητα ύπαρξης ετερογενούς πεδίου AlN-ZrAl3-ZrN, το οποίο έρχεται σε αντίθεση με τα αποτελέσματα των θερμοδυναμικών υπολογισμών. Σύμφωνα με τη θερμοδυναμική ανάλυση, η ισορροπία των φάσεων ZrAl3 και ZrN στα κράματα Zr-Al-N δεν θα πρέπει να υπάρχει, τόσο παρουσία όσο και απουσία σύνθετων νιτριδίων. Πράγματι, πρόσθετη ισοθερμική έκθεση των δειγμάτων σε ατμόσφαιρα αζώτου για 4 ώρες οδήγησε σε μείωση της έντασης των κορυφών που αντιστοιχούν στην ένωση ZrAl3 και στην εμφάνιση γραμμών της φάσης ZrAl2 στα σχήματα περίθλασης· η μεγαλύτερη ανόπτηση προκάλεσε την εξαφάνιση του τις γραμμές της ένωσης ZrAl3 στα σχήματα περίθλασης.

Το περιγραφόμενο φαινόμενο είναι κινητικής φύσης. Το ζιρκόνιο αντιδρά με το άζωτο πολύ πιο έντονα από το αλουμίνιο, έτσι το νιτρίδιο του ζιρκονίου και η φάση ZrAl3, η οποία εξαντλείται στο μέγιστο σε ζιρκόνιο, σχηματίζονται πρώτα στα δείγματα. Καθώς ο χρόνος ισόθερμης διατήρησης αυξάνεται, το αλουμίνιο αντιδρά με το άζωτο για να σχηματίσει το νιτρίδιο του αργιλίου A1N. Ως αποτέλεσμα, η φάση

Το ChtA\3 μετατρέπεται σε ChtA\2, σχηματίζοντας τη σύνθεση ισορροπίας rAl2-ASh-7rN. Έτσι, η μελέτη της αλληλεπίδρασης των κονιοποιημένων κραμάτων Zr-A\ με το άζωτο επιβεβαίωσε την επάρκεια του θερμοδυναμικού υπολογισμού και υποδεικνύει την ύπαρξη δύο βασικών πεδίων φάσης στα 2x-Al-Na AlN-2gAl-7gA12 και AlN-2rAl-2gA12 Σύστημα.

Ρύζι. 5. Διάγραμμα κατάστασης του συστήματος 2g-A1-1M:

α - σύμφωνα με στοιχεία, 1273 K; β - σύμφωνα με στοιχεία, 1573 K; γ - πραγματικός υπολογισμός, 1273 K; ζ - πραγματικός υπολογισμός, 1573 Κ.

Η ανάλυση περίθλασης ακτίνων Χ και ανιχνευτής ηλεκτρονίων ενός δείγματος που λήφθηκε με σύντηξη σκονών νιτριδίου ζιρκονίου και αργιλίου με αναλογία moles Xg/AN = 3/1 μετά από ομογενοποίηση για 670 ώρες στους 1273 Κ έδειξε την παρουσία φάσεων: 7 gM, 7.g5A13M1_x και 2g3A1>1, σταθερή διαμόρφωση στοιχείων. Η μελέτη της δομής των ζωνών μετάβασης των ζευγών διάχυσης AGN/gg/AS και AlM/7,g κατέστησε δυνατή την αποκάλυψη της ύπαρξης δύο ακόμη πεδίων φάσης 2rH-2r3A1K-a(2r) και 2rK-r2A13-r5A13N1. x (Εικ. 6).

Πίνακας 4.

Σύνθεση φάσης κονιοποιημένων κραμάτων 2g-Al πριν και μετά την ανόπτηση σε ατμόσφαιρα αζώτου σε T = 1273 K, p0^2) = 5 MPa.

Σύνθεση αρ. κράματος

Πριν από τη νιτρίωση Μετά τη νιτροποίηση

1 ZrAl3, ZrAl2 1h. ZrN, AIN, ZrAl3

4 ώρες ZrN, AIN, ZrAl3, ZrAl2

2 ZrAl2 1 μέρος ZrN, ZrAlj

4 ώρες ZrN, ZrAl3, ZrAb

3 Zr2Al3, ZrAl ZrN, AIN, ZrAl3

4 Z14AI3, Zr3Al2 ZrN, AIN, ZrAl3

5 ZrjAlz, ZrzAl ZrN, ZrAI2, ZrAI3

6 ZrsAlî, Zr2Al ZrN, ZrAl2, ZrAl3

7 ZTÎAI, 3(Zr) ZrN, ZtA12, ZrAl3

Ρύζι. 6. Δομή μεταβατικών ζωνών δοχείων διάχυσης AIN με Zr: a - AIN/Zr/A1N 200 ώρες, x 1500; b - A1N/Zr, 200 ώρες, x 2000.

Λόγω των υψηλών ρυθμών αλληλεπίδρασης του ζιρκονίου με το άζωτο, οι ισορροπίες που περιλαμβάνουν τις φάσεις ZrAl, Zt4A13, ZrAl2 και Zr2Al δεν μπόρεσαν να προσδιοριστούν πειραματικά. Για τον καθορισμό τους χρησιμοποιήθηκαν θερμοδυναμικοί υπολογισμοί. Στο πρώτο στάδιο, η ενέργεια Gibbs σχηματισμού τριμερών νιτριδίων βρέθηκε με μέθοδο έμμεσης βελτιστοποίησης: (l/5)A/?(Zr3AlN) = -76,0 kJ/mol; (1/(9-x)) D/Z^^АУ^.*) = -63,0 kJ/mol. Οι λαμβανόμενες τιμές χρησιμοποιήθηκαν για την εύρεση άγνωστων συνθηκών ισορροπίας φάσης. Τα αποτελέσματα που προέκυψαν φαίνονται στο Σχ. 7.

Το κατασκευασμένο διάγραμμα κατάστασης του συστήματος Zr-Al-N στους 1273 K έρχεται σε σύγκρουση με τα δεδομένα για αυτή τη θερμοκρασία, ωστόσο, πρακτικά συμπίπτει με τα αποτελέσματα που προέκυψαν για 1573 K. Προφανώς, η διάρκεια της ανόπτησης που χρησιμοποιήθηκε δεν ήταν αρκετή για να επιτευχθεί η κατάσταση ισορροπίας του κράματος σε χαμηλότερη θερμοκρασία.θερμοκρασία 1273 K.

аА1з 2хАИ ¿ГдА^

ggА1 4 ъъА\

Ρύζι. 7. Διάγραμμα φάσεων του συστήματος 2g-A1-N, 1273 K. ■ - συνθέσεις των αρχικών δυαδικών κραμάτων του συστήματος 2g-A1, o - συνθέσεις νιτρωδών κραμάτων, □ - σύνθεση του τριμερούς κράματος 2g + AM.

Διαδρομές διάχυσης στο σύστημα Bx - A1 - N στους 1273K. aaaaa - δείγμα (¿лЛы+ТхгаЦуТт 670 ώρες.

Δείγμα AM/AS 200 ώρες

Δείγμα A1Y/gg 200 ώρες.

§ 3. Δομή του διαγράμματος κατάστασης του συστήματος Hf-Al-N.

Μια παρόμοια κατάσταση συμβαίνει για το σύστημα Hf-AI-N. Στο Σχ. Το Σχήμα 8 δείχνει τη δομή του διαγράμματος φάσης στους 1273 K, που ελήφθη σε αυτή την εργασία μαζί με τα δεδομένα.

Σχεδόν όλες οι φάσεις του δυαδικού συστήματος Hf-Al βρίσκονται σε ισορροπία με το νιτρίδιο του αφνίου HfN. Αυτό οφείλεται στη χαμηλή ενέργεια Gibbs του σχηματισμού HfN. Η τριμερής ένωση Hf3AlN σχηματίζει περιοχές τριφασικής ισορροπίας μόνο με τις φάσεις Hf5Al3, HfN και a(Hf). Οι δυαδικές ενώσεις Hf2Al και Hf3N2 πραγματοποιούνται μόνο σε πολύ περιορισμένες περιοχές σύνθεσης του τριμερούς συστήματος. Το νιτρίδιο του αργιλίου βρίσκεται σε ισορροπία με HfAl3 και HfN. § 4. Ισορροπίες φάσεων στο σύστημα Nb-Al-N.

Στο Σχ. Το σχήμα 9 δείχνει το διάγραμμα κατάστασης του συστήματος Nb-Al-N (T=1273 K), που κατασκευάστηκε σε αυτή την εργασία. Τα αποτελέσματα που προέκυψαν συμπίπτουν πρακτικά με τα δεδομένα εργασίας για θερμοκρασία 1773 K, που φαίνονται παρακάτω. Η μόνη διαφορά είναι ότι στους 1273 K στο σύστημα Nb-N, το νιτρίδιο του νιοβίου NbN είναι σταθερό, το οποίο βρίσκεται σε ισορροπία με το νιτρίδιο του αργιλίου και τη φάση που βασίζεται στο Nb2N. Η ένωση Ν>4Ν3 υπάρχει μόνο σε περιορισμένο εύρος συνθέσεων τριμερών κραμάτων. Η τριμερής ένωση Nb3Al2N βρίσκεται σε ισορροπία με τις φάσεις AIN, NbAl3, NbAl2 και Nt^N. Η φάση με βάση το Nb3Al και το στερεό διάλυμα με βάση το νιόβιο σχηματίζουν μια περιοχή τριών φάσεων με το νιτρίδιο του νιοβίου Nb2N. ΣΥΜΠΕΡΑΣΜΑ.

Συμπερασματικά, συνοψίζονται τα κύρια αποτελέσματα της εργασίας. Έχει αποδειχθεί ότι σε υψηλή περιεκτικότητα σε άζωτο, η πιο πολλά υποσχόμενη μέθοδος για τη μελέτη των διαγραμμάτων φάσης συστημάτων νιτριδίων τριών και περισσότερων συστατικών είναι η νιτρίωση των δυαδικών κραμάτων σε σκόνη. Σε χαμηλές συγκεντρώσεις αζώτου, τα πιο επαρκή αποτελέσματα επιτυγχάνονται με τις μεθόδους των ζευγών διάχυσης και της μακροχρόνιας ανόπτησης ομογενοποίησης. Η συνήθως χρησιμοποιούμενη μέθοδος ανόπτησης συμπαγών σκόνης απαιτεί μακροχρόνια ισοθερμική έκθεση και σε θερμοκρασίες κάτω από 1473 - 1573 K, σε πολλές περιπτώσεις, δεν επιτρέπει την επίτευξη κατάστασης ισορροπίας του κράματος.

Χρησιμοποιώντας ένα σύμπλεγμα σύγχρονων μεθόδων φυσικής και χημικής ανάλυσης, κατασκευάστηκαν διαγράμματα κατάστασης των συστημάτων Ti-Al-N, Zr-Al-N, Hf-Al-N και Nb-Al-N στους 1273 K. Μια προσέγγιση που βασίζεται σε Η υλοποίηση διαφορετικών διαδρομών χρησιμοποιήθηκε στην εργασία για να επιτευχθεί η ίδια τελική κατάσταση του κράματος. Δεδομένα που βρέθηκαν χρησιμοποιώντας διαφορετικές τεχνικές, είναι σε καλή συμφωνία τόσο μεταξύ τους όσο και με τα αποτελέσματα των θερμοδυναμικών υπολογισμών και επομένως μπορούν να προταθούν για την πρόβλεψη των ισορροπιών φάσεων σε αυτά τα συστήματα και τις συνθέσεις που βασίζονται σε αυτά.

Ένα γενικό μοτίβο στη δομή των διαγραμμάτων φάσης των μελετηθέντων συστημάτων M - Al - N είναι η μείωση του αριθμού και της σταθερότητας των σύνθετων φάσεων νιτριδίου καθώς αυξάνεται η διαφορά μεταξύ της θερμοδυναμικής σταθερότητας των διπλών φάσεων MN και A1N. Έτσι, η πρόβλεψη της δυνατότητας λήψης φάσεων νιτριδίου τριών συστατικών, συμπεριλαμβανομένων των χάλυβων και των κραμάτων, μπορεί να πραγματοποιηθεί συγκρίνοντας τις τιμές της ενέργειας Gibbs σχηματισμού A1N και MN.

Ρύζι. 8 Διάγραμμα κατάστασης Ш-А1-М:

α - σύμφωνα με τα δεδομένα 1273 K. β - σύμφωνα με τα δεδομένα του 1673 K. γ - σύμφωνα με τα δεδομένα αυτής της εργασίας ■ - συνθέσεις των αρχικών δυαδικών κραμάτων του συστήματος H£-Al. - συνθέσεις νιτρωδών κραμάτων (1 ώρα). A - συνθέσεις νιτρωδών κραμάτων (4 ώρες), o - σύνθεση του τριμερούς κράματος NX + AM. -*- - διαδρομές διάχυσης στο σύστημα Ш"-А1-К στους 1273 Κ.

Ρύζι. 9. Διάγραμμα κατάστασης >1b-A1-K:

α - σύμφωνα με αυτό το έργο, 1273 K:

■ - συνθέσεις των αρχικών δυαδικών κραμάτων του συστήματος Mb-A!. - συνθέσεις νιτρωδών κραμάτων □ - σύνθεση του τριμερούς κράματος ZKL + ASH.

Διαδρομές διάχυσης στο σύστημα Mb-Al-N στα 1273K.

β - σύμφωνα με στοιχεία, 1773 Κ.

2. Χρησιμοποιώντας σύγχρονες προσεγγίσειςΠραγματοποιήθηκε θερμοδυναμικός υπολογισμός και μοντελοποίηση συνθηκών ισορροπίας φάσης, ανάλυση υφιστάμενων δεδομένων σε διαγράμματα κατάστασης συστημάτων M-A1-M. Έχει αποκαλυφθεί η ασυνέπειά τους και έχουν προσδιοριστεί τρόποι βέλτιστης πειραματικής έρευνας.

3. Χρησιμοποιώντας ένα σύμπλεγμα σύγχρονων μεθόδων φυσικοχημικής ανάλυσης, μελετήθηκαν τα πρότυπα αλληλεπίδρασης στοιχείων σε 85 δείγματα δυαδικών και τριμερών κραμάτων των συστημάτων M-A1-1Ch.

4. Κατασκευάστηκε ένα διάγραμμα στερεάς φάσης της κατάστασης του συστήματος Ti-ANN στους 1273 K. Έχει διαπιστωθεί ότι το νιτρίδιο του αργιλίου βρίσκεται σε ισορροπία με τις φάσεις T1A13, Tl2ASh και "PM". Η τριμερής ένωση T13A1N σχηματίζει τρεις -περιοχές φάσης με τις φάσεις T12AGM, T1A1, T13A1, a(T1) και T1^.* Προσδιορίζονται οι παράμετροι

κρυσταλλικά πλέγματατριμερείς φάσεις Ti2AlN (a=2.986(9)Â, c=13.622(5)Á), Ti3AIN (a=4.1127(17)Â) και η ενέργεια Gibbs του σχηματισμού τους από τροποποιήσεις στοιχείων σταθερών σε αυτή τη θερμοκρασία: -360 0,0 kJ/mol και -323,3 kJ/mol, αντίστοιχα.

5. Μελετήθηκαν οι ισορροπίες φάσεων σε κρυσταλλικά κράματα Zr-A!--N στους 1273 Κ. Η θέση όλων των περιοχών τριφασικών ισορροπιών καθιερώθηκε αξιόπιστα. Το νιτρίδιο του αργιλίου βρίσκεται σε ισορροπία με τις φάσεις ZrAl3, ZrAl2 και ZrN. Η τριμερής φάση Zr3AlN σχηματίζει πεδία ισορροπίας τριών φάσεων με τις φάσεις ZrN, Zr5Al3Ni.x και το στερεό διάλυμα με βάση το a(Zr). Οι παράμετροι του πλέγματος του μιγαδικού νιτριδίου Zr3AlN είναι a=3,366(6)Â, è=l 1,472(10)Â, c=8,966(9)Â, ενέργεια σχηματισμού Gibbs Ap = -460,0 kJ/mol.

6. Έχει διαπιστωθεί ότι σε στερεές συνθέσεις του συστήματος Hf-Al-N στους 1273 K, σχεδόν όλες οι διπλές φάσεις του συστήματος Hf-Al βρίσκονται σε ισορροπία με το νιτρίδιο του αφνίου HfN. Η τριμερής ένωση Hf3AlN σχηματίζει περιοχές τριφασικής ισορροπίας με τις φάσεις Hf5Al3, HfN και το στερεό διάλυμα με βάση το a(Hf). Οι διπλές φάσεις Hf2Al και Hf3N2 εμφανίζονται μόνο σε περιορισμένες περιοχές σύνθεσης του τριμερούς συστήματος. Το νιτρίδιο του αργιλίου βρίσκεται σε ισορροπία με HfAI3 και HfN.

7. Για πρώτη φορά κατασκευάστηκε ισόθερμη διατομή Τ=1273 Κ του τμήματος στερεάς φάσης του διαγράμματος κατάστασης του συστήματος Nb-AI-N. Η τριμερής ένωση Nb3Al2N βρίσκεται σε ισορροπία με τις φάσεις AIN, NbAI3, NbAl2 και Nb2N. Η φάση με βάση το Nb3Al και το στερεό διάλυμα με βάση το νιόβιο σχηματίζουν ένα πεδίο τριών φάσεων με Nb2N. Το νιτρίδιο του νιοβίου NbN βρίσκεται σε ισορροπία με το νιτρίδιο του αργιλίου και το NbzN.

ΚΑΤΑΛΟΓΟΣ ΑΝΑΦΟΡΕΣ ΠΟΥ ΑΝΑΦΕΡΟΝΤΑΙ:

Schuster J.C., Bauer J. The Trinary System Titanium-Aluminium-Nitrogen. //J.

Solid State Chem. 1984. V.53. σελ 260-265.

Chen G., Sundman B. Thermodynamic Assessment of the Ti-Al-N System. //J.

Ισορροπίες φάσης. 1998.V.19. Νο. 2, σελ. 146-160.

Schuster J.C., Bauer J., Debuigne J. Investigation of Phase Equilibria Related to

Υλικά αντιδραστήρα σύντηξης: l.Το τριαδικό σύστημα Zr-Al-N. //J. Nucl. Μητήρ. 1983.

V.116, σ.131-135.

Schuster J.C., Bauer J. Διερεύνηση της ισορροπίας φάσης που σχετίζεται με τον αντιδραστήρα σύντηξης

Υλικά: Π. Το Τριαδικό Σύστημα Hf-Al-N. //J. Nucl. Μητήρ. 1984. V.120, πίν. 133-136.

Ο προσδιορισμός της σύνθεσης φάσης τέτοιων υλικών έδειξε την παρουσία μόνο φάσεων διπλού νιτριδίου. Ωστόσο, πρόσφατες, ενδελεχείς μελέτες των κραμάτων M - Al - N (εφεξής M = Ti, Zr, Hf, Nb) έχουν αποκαλύψει την ύπαρξη πολύπλοκων νιτριδίων: Ti3AlN, TÎ2A1N, Ti3Al2N2. Zr3AlN, ZrsAbNj.x; Hf3AlN, Hf5Al3N; Nb3Al2N. Οι ιδιότητές τους έχουν πρακτικά μη μελετηθεί, αν και υπάρχει καλός λόγος να πιστεύουμε ότι μπορεί να είναι μοναδικές. Αυτό αποδεικνύεται από το γεγονός ότι τα σύνθετα υλικά που βασίζονται σε συνδυασμό διπλών νιτριδίων Α1 και Μ έχουν το μέγιστο επίπεδο φυσικών χαρακτηριστικών ακριβώς στις περιοχές των συνθέσεων τριπλής φάσης. Για παράδειγμα, οι λειαντικές ιδιότητες των τριμερών ενώσεων Ti-Al-N είναι δύο φορές υψηλότερες από αυτές του κορουνδίου και ακόμη και από αυτές του καρβιδίου του βολφραμίου.

Εξίσου σημαντικό ρόλο παίζουν οι ενώσεις του Α1 και τα στοιχεία των ομάδων IV - V με άζωτο στη σχεδίαση και παραγωγή μιας ευρείας σειράς ποιοτήτων χάλυβα και κραμάτων, ιδιαίτερα με υψηλή περιεκτικότητα σε άζωτο. Φυσικά, οι φυσικές, φυσικοχημικές και μηχανικές ιδιότητες των αναγραφόμενων υλικών σχετίζονται άμεσα με τον τύπο και τις ποσότητες των αζωτούχων φάσεων που σχηματίζονται. Τα ακριβή δεδομένα για τη σύνθεση και τις συνθήκες ύπαρξης πολύπλοκων ενώσεων είναι επίσης θεμελιώδης θεωρητικής σημασίας για την κατανόηση της φύσης του χημικού δεσμού και άλλων βασικών χαρακτηριστικών που καθορίζουν το βαθμό σταθερότητάς τους. Για την πρόβλεψη των συνθηκών σύνθεσης και της σταθερότητας των νιτριδίων, απαιτούνται αξιόπιστες πληροφορίες σχετικά με τις ισορροπίες φάσεων. Η κατασκευή διαγραμμάτων φάσης πολλαπλών συστατικών με τη συμμετοχή αζώτου είναι μια πολύ δύσκολη εργασία λόγω των χαμηλών θερμοδυναμικών κινήτρων για τον σχηματισμό μικτών ενώσεων από διπλές φάσεις που γειτνιάζουν με το διάγραμμα φάσεων, των χαμηλών ρυθμών διάχυσης των συστατικών σε αυτές, καθώς και της πολυπλοκότητας και της πολυπλοκότητας και χαμηλή ακρίβεια προσδιορισμού της πραγματικής περιεκτικότητας σε άζωτο. Ως εκ τούτου, οι διαθέσιμες πληροφορίες είναι αποσπασματικές και εξαιρετικά αντιφατικές τόσο όσον αφορά τη σύνθεση των τριμερών νιτριδίων όσο και τη θέση των γραμμών ισορροπίας φάσης. Λήφθηκε κυρίως από μια ομάδα ερευνητών με ανόπτηση συμπαγών σκόνης, στα οποία είναι δύσκολη η επίτευξη κατάστασης ισορροπίας του κράματος.

ΣΤΟΧΟΣ ΤΗΣ ΕΡΓΑΣΙΑΣ:

Ανάπτυξη μιας νέας προσέγγισης στη μελέτη διαγραμμάτων φάσης συστημάτων πολλαπλών συστατικών νιτριδίων, με βάση τη χρήση ενός συγκροτήματος σύγχρονων πειραματικών τεχνικών φυσικοχημικής ανάλυσης, μεθόδων θερμοδυναμικής ανάλυσης και υπολογισμού, που καθιστά δυνατό τον προσδιορισμό με υψηλή ακρίβεια των συνθηκών τη συνύπαρξη φάσεων και τη λήψη ολοκληρωμένων αποδεικτικών στοιχείων για τη συμμόρφωσή τους με την ισορροπία. Μελέτη ισορροπιών φάσης στην περιοχή στερεάς φάσης τριμερών συστημάτων αλουμίνιο - άζωτο - μέταλλο ομάδων IV - V σε θερμοκρασία 1273 Κ.

ΕΠΙΣΤΗΜΟΝΙΚΗ ΚΑΙΝΟΤΟΜΙΑ:

Μέθοδοι θερμοδυναμικής ανάλυσης και υπολογισμών έχουν χρησιμοποιηθεί για να δείξουν την ασυνέπεια των διαθέσιμων πειραματικών δεδομένων σχετικά με τις συνθήκες ισορροπίας φάσης στα συστήματα T1-Al-Ligg-Al-K.

Έχει αναπτυχθεί μια μεθοδολογία για τη μελέτη των διαγραμμάτων φάσης των συστημάτων νιτριδίων, η οποία βασίζεται σε ένα σύνολο σύγχρονων μεθόδων φυσικής και χημικής ανάλυσης και στην εφαρμογή διαφορετικών τρόπων για την επίτευξη της ίδιας τελικής κατάστασης του κράματος, που καθιστά δυνατή την απόκτηση ολοκληρωμένη απόδειξη συμμόρφωσης με την ισορροπία του·

Πραγματοποιήθηκαν θερμοδυναμική μοντελοποίηση, ανάλυση και υπολογισμός των ισορροπιών φάσης στα συστήματα Bx - A1 - N και NG - A1 - N. Βρέθηκαν για πρώτη φορά οι θερμοδυναμικές λειτουργίες τριμερών ενώσεων που σχηματίζονται σε αυτά τα συστήματα.

Κατασκευάζονται οι περιοχές στερεάς φάσης των διαγραμμάτων κατάστασης των συστημάτων P - A1 - N.

A1-S και NG-A1-S στους 1273 K. Η φύση των ισορροπιών φάσης στο σύστημα Lib - Al - N σε θερμοκρασία 1273 K έχει καθιερωθεί.

ΕΠΙΣΤΗΜΟΝΙΚΗ ΚΑΙ ΠΡΑΚΤΙΚΗ ΣΗΜΑΣΙΑ ΤΟΥ ΕΡΓΟΥ:

Οι πληροφορίες που λαμβάνονται σχετικά με τις συνθήκες ισορροπίας και τις θερμοδυναμικές λειτουργίες των φάσεων στα συστήματα M - A1 - N (M = T1, bx, H £ bb) αποτελούν θεμελιώδη επιστημονική βάση για την ανάπτυξη επιστρώσεων, κεραμικών και μεταλλοκεραμικών, σύνθετων υλικών, σημαντικό για τη μικροηλεκτρονική, την ενέργεια και τη μηχανολογία. Επιτρέπουν τον προσδιορισμό τεχνολογικών παραμέτρων για την παραγωγή και την επεξεργασία τέτοιων υλικών και είναι επίσης θεμελιώδους σημασίας για την πρόβλεψη της σύνθεσης φάσης και των ιδιοτήτων μιας ευρείας σειράς χάλυβων και κραμάτων με υψηλή περιεκτικότητα σε άζωτο.

ΑΞΙΟΠΙΣΤΙΑ ΚΑΙ ΕΓΚΥΡΟΤΗΤΑ:

Δεδομένα που ελήφθησαν με διαφορετικές μεθόδους φυσικοχημικής ανάλυσης σε δείγματα κραμάτων που συντέθηκαν με διάφορες μεθόδους (νιτρίωση δυαδικών κραμάτων, μακροχρόνια ανόπτηση ομογενοποίησης, ζεύγη διάχυσης), χρησιμοποιώντας σύγχρονες πειραματικές προσεγγίσεις και εξοπλισμό, όπως μικροανάλυση ηλεκτρονικών ανιχνευτών, μικροσκοπία ηλεκτρονίων σάρωσης, Χ. -Η ανάλυση φάσης ακτίνων, σε όλες τις περιπτώσεις ήταν σε εξαιρετική συμφωνία τόσο μεταξύ τους όσο και με τα αποτελέσματα των θερμοδυναμικών υπολογισμών.

ΟΙ ΠΑΡΑΚΑΤΩ ΔΙΑΤΑΞΕΙΣ ΓΙΝΟΝΤΑΙ ΓΙΑ ΤΗΝ ΑΜΥΝΑ:

1. Τεχνική για την κατασκευή διαγραμμάτων φάσης συστημάτων πολλαπλών συστατικών νιτριδίων, βασισμένη σε συνδυασμό ενός συνόλου σύγχρονων μεθόδων φυσικής και χημικής ανάλυσης με διάφορους τρόπους επίτευξης των ίδιων ισορροπιών, θερμοδυναμική μοντελοποίηση και υπολογισμό των ισορροπιών φάσης.

2. Δομή της περιοχής στερεάς φάσης της ισοθερμικής τομής του διαγράμματος φάσεων «L - A1 - N σε θερμοκρασία 1273 K.

3. Αποτελέσματα θερμοδυναμικής ανάλυσης και υπολογισμού των ισορροπιών φάσης στο σύστημα Tl - A1 - N στους 1273 και 1573 Κ.

4. Δομή των περιοχών στερεάς φάσης των διαγραμμάτων κατάστασης των συστημάτων Zg - A1 - N. NG- A1 - N. N1) - A1 - N στο 1273 K.

II. ΑΝΑΣΚΟΠΗΣΗ ΤΗΣ ΒΙΒΛΙΟΓΡΑΦΙΑΣ

Συμπέρασμα της διατριβής με θέμα "Φυσική της συμπυκνωμένης ύλης"

VI. συμπεράσματα.

1. Αναπτύχθηκε μια μεθοδολογία για τη μελέτη των διαγραμμάτων κατάστασης συστημάτων πολλαπλών συστατικών νιτριδίων, βασισμένη σε συνδυασμό μεθόδων εναζώτου δυαδικών κραμάτων, μακροχρόνιας ομογενοποιητικής ανόπτησης συνθέσεων τριών συστατικών, ζευγών διάχυσης, θερμοδυναμικούς υπολογισμούς και μοντελοποίησης ισορροπιών φάσης . Σας επιτρέπει να εφαρμόσετε διαφορετικούς τρόπους για να επιτύχετε την ίδια τελική κατάσταση του κράματος και να αποκτήσετε ολοκληρωμένες αποδείξεις συμμόρφωσης με την ισορροπία του. Έχει διαπιστωθεί ότι κατά τη μελέτη περιοχών διαγραμμάτων κατάστασης με υψηλές συγκεντρώσεις αζώτου, η πιο αξιόπιστη και κατατοπιστική μέθοδος είναι η μέθοδος αζώτου των δυαδικών κραμάτων. Σε χαμηλές συγκεντρώσεις αζώτου, τα καλύτερα αποτελέσματα επιτυγχάνονται με τη μέθοδο του ζεύγους διάχυσης.

2. Χρησιμοποιώντας σύγχρονες προσεγγίσεις θερμοδυναμικού υπολογισμού και μοντελοποίησης συνθηκών ισορροπίας φάσης, πραγματοποιήθηκε ανάλυση υφιστάμενων δεδομένων στα διαγράμματα κατάστασης των συστημάτων Μ-Α1-Ι. Έχει αποκαλυφθεί η ασυνέπειά τους και έχουν προσδιοριστεί τρόποι βέλτιστης πειραματικής έρευνας.

3. Χρησιμοποιώντας ένα σύμπλεγμα σύγχρονων μεθόδων φυσικοχημικής ανάλυσης, μελετήθηκαν τα πρότυπα αλληλεπίδρασης στοιχείων σε 85 δείγματα δυαδικών και τριμερών κραμάτων των συστημάτων Μ-Α1-Ν.

4. Ένα διάγραμμα κατάστασης στερεάς φάσης του συστήματος T1-A1-K κατασκευάστηκε στους 1273 K. Διαπιστώθηκε ότι το νιτρίδιο του αργιλίου βρίσκεται σε ισορροπία με τις φάσεις IA13, "PgASH και TO^.*. Η τριμερής ένωση TS3AIA σχηματίζει τρεις -περιοχές φάσης με τις φάσεις TSgASH, T1A1, T13A1, a(P) και Οι παράμετροι των κρυσταλλικών πλεγμάτων των τριμερών φάσεων T12ASh (a=2.986(9)A, c=13.622(5)A), T13ASh (a= 4,1127(17)A), και την ενέργεια Gibbs του σχηματισμού τους από τροποποιήσεις στοιχείων σταθερών σε αυτή τη θερμοκρασία: -360,0 kJ/mol και -323,3 kJ/mol, αντίστοιχα.

5. Μελετήθηκαν οι ισορροπίες φάσεων σε κρυσταλλικά κράματα στους 1273 Κ. Η θέση όλων των περιοχών τριφασικών ισορροπιών αποδείχθηκε αξιόπιστα. Το νιτρίδιο του αργιλίου βρίσκεται σε ισορροπία με τις φάσεις 2gAl3, ZmA\2 και ZgN. Η τριπλή φάση rzANYA σχηματίζει πεδία τριφασικών ισορροπιών με φάσεις

ZrsAbNi.x και στερεό διάλυμα με βάση (Zr). Οι παράμετροι του πλέγματος του μιγαδικού νιτριδίου Z^AIN είναι d=3,366(6)А, ¿»=11,472(10)В, c=8,966(9)В, ενέργεια σχηματισμού Gibbs Α/3 = -380,0 kJ/mol.

6. Έχει διαπιστωθεί ότι σε στερεές συνθέσεις του συστήματος Hf-Al-N στους 1273 K, σχεδόν όλες οι διπλές φάσεις του συστήματος Hf-Al βρίσκονται σε ισορροπία με το νιτρίδιο του αφνίου HfN. Η τριμερής ένωση Hf^AlN σχηματίζει περιοχές τριφασικής ισορροπίας με τις φάσεις HfsAh, HfN και ένα στερεό διάλυμα με βάση το a(Hf). Οι διπλές φάσεις Hf2Al, ^N2 εμφανίζονται μόνο σε περιορισμένες περιοχές σύνθεσης του τριμερούς συστήματος. Το νιτρίδιο του αργιλίου βρίσκεται σε ισορροπία με HgAl3 και HfN.

7. Για πρώτη φορά κατασκευάστηκε ισοθερμική τομή Τ=1273 Κ του τμήματος στερεάς φάσης του διαγράμματος κατάστασης του συστήματος Nb-Al-N. Η τριμερής ένωση Nl^AhN βρίσκεται σε ισορροπία με τις φάσεις AIN, NbAb, NbAb και Nb2N. Η φάση με βάση το Nb3Al και το στερεό διάλυμα με βάση το νιόβιο σχηματίζουν ένα πεδίο τριών φάσεων με Nb2N. Το νιτρίδιο του νιοβίου NbN βρίσκεται σε ισορροπία με το νιτρίδιο του αργιλίου και το Nb2N.

V. ΣΥΜΠΕΡΑΣΜΑ.

Ένα γενικό μοτίβο στη δομή των διαγραμμάτων φάσης των μελετημένων συστημάτων M - Al - N είναι η μείωση του αριθμού και της σταθερότητας των σύνθετων φάσεων νιτριδίου καθώς αυξάνεται η διαφορά μεταξύ της θερμοδυναμικής σταθερότητας των διπλών φάσεων MN και A1N, η οποία χαρακτηρίζεται από την ενέργεια σχηματισμού Gibbs Zl/7(A1N) = -180,0 kJ/mol, Zl/7(TiN)=-217,8 kJ/mol, 4G(ZrN)=-246,4 kJ/mol, ZlyG(HfN)-251,0 kJ /mol, zl/7(NbN) =-110,7 kJ/mol. Έτσι, στα συστήματα Ti - Al - N και Zr - Al - N στους 1273 K υπάρχουν δύο σύνθετα νιτρίδια TijAIN, Ti2AlN και Z^AIN, ZrsAbNi-x, αντίστοιχα. Επιπλέον, σε υψηλές θερμοκρασίες σε κράματα Ti - Al - N, η φάση TÎ4A1N3.X είναι σταθερή και η ένωση ZrsAbNi-* δεν μπορεί να θεωρηθεί τριμερής, αφού είναι ισοδομική με τη διαμεταλλική ένωση ZrsAb. Στα διαγράμματα φάσεων των Hf - Al - N και Nb - Al - N, υπάρχει μόνο μία σύνθετη ένωση Hf3AlN και Nb3Al2N, αντίστοιχα.

Στα συστήματα Ti - Al - N και Nb - Al - N, το νιτρίδιο του αργιλίου βρίσκεται σε ισορροπία με το αντίστοιχο σύμπλοκο νιτρίδιο, τιτανίου ή νιτρίδια νιοβίου και αλουμινίδια τιτανίου ή νιοβίου με τη μέγιστη συγκέντρωση αλουμινίου. Σε συστήματα με ζιρκόνιο και άφνιο, η ισορροπία AIN - M3AIN εξαφανίζεται. Αυτό προκαλείται από την αύξηση της θερμοδυναμικής σταθερότητας των φάσεων διπλού νιτριδίου ZrN και HfN. Έτσι, η πρόβλεψη της δυνατότητας λήψης φάσεων νιτριδίου τριών συστατικών, συμπεριλαμβανομένων των χάλυβων και των κραμάτων, μπορεί να πραγματοποιηθεί συγκρίνοντας τις τιμές της ενέργειας Gibbs σχηματισμού A1N και MN.

Η έρευνα που πραγματοποιήθηκε κατέστησε δυνατή την ανάπτυξη μιας μεθόδου για την κατάλληλη κατασκευή διαγραμμάτων κατάστασης συστημάτων πολλαπλών συστατικών που περιέχουν άζωτο και τον καθορισμό των παρακάτω προτύπων. Σε υψηλές συγκεντρώσεις αζώτου και αλουμινίου, η πιο κατατοπιστική μέθοδος είναι η νιτρίωση των σκονών από δυαδικά κράματα μετάλλων σε αυξημένη πίεση αζώτου. Διαπιστώθηκε ότι η βέλτιστη πίεση είναι αρκετές δεκάδες ατμόσφαιρες.

Σε κράματα που βασίζονται σε μέταλλα μεταπτώσεως και με χαμηλή περιεκτικότητα σε άζωτο, τα καλύτερα αποτελέσματα επιτυγχάνονται με μεθόδους μακροχρόνιας ομογενοποίησης ζευγών ανόπτησης και διάχυσης. Διακριτικό χαρακτηριστικόΤο τελευταίο είναι η δυνατότητα απόκτησης μεγάλου όγκου δεδομένων σχετικά με τις συνθήκες ισορροπίας φάσης κατά τη μελέτη ενός δείγματος. Η συνήθως χρησιμοποιούμενη μέθοδος ανόπτησης συμπαγών σκόνης απαιτεί μακροχρόνια ισοθερμική έκθεση και σε θερμοκρασίες κάτω από 1473 - 1573 K, σε πολλές περιπτώσεις, δεν επιτρέπει την επίτευξη κατάστασης ισορροπίας του κράματος.

Η πειραματική μελέτη των ισορροπιών φάσης σε κράματα με χαμηλή περιεκτικότητα σε άζωτο είναι σε πολλές περιπτώσεις δύσκολη ή και αδύνατη λόγω της χαμηλής ακρίβειας προσδιορισμού της συγκέντρωσής του υπάρχουσες μεθόδους. Για τέτοια τμήματα διαγραμμάτων φάσης, είναι αποτελεσματική η χρήση μεθόδων θερμοδυναμικής μοντελοποίησης και υπολογισμού των ισορροπιών φάσης. Αυτά, βασισμένα σε δεδομένα για τις συνθήκες ισορροπίας φάσης που βρέθηκαν για πιο πειραματικά προσβάσιμα τμήματα του διαγράμματος φάσης και στις διαθέσιμες πληροφορίες για τις θερμοδυναμικές λειτουργίες, καθιστούν δυνατό τον ξεκάθαρο προσδιορισμό των πληροφοριών που λείπουν. Κατά την επίλυση ενός δεδομένου προβλήματος, το αντίστοιχο σύστημα εξισώσεων, κατά κανόνα, αποδεικνύεται υπερκαθορισμένο, επομένως ο υπολογισμός όχι μόνο καθιστά δυνατό τον καθορισμό της θέσης των γραμμών ισορροπίας, αλλά και την απόκτηση ολοκληρωμένων αποδεικτικών στοιχείων για την επάρκεια του λύση. Έτσι, κατά τη διεξαγωγή θερμοδυναμικών υπολογισμών για όλα τα συστήματα που μελετήθηκαν, το αποτέλεσμα δεν εξαρτιόταν από το ποια πειραματικά ευρεθέντα πεδία φάσης χρησιμοποιήθηκαν ως αρχικά δεδομένα.

Ένας άλλος σημαντικός τομέας χρήσης θερμοδυναμικής μοντελοποίησης και υπολογισμού είναι η πρόβλεψη των πειραματικών συνθηκών και η επιλογή των αρχικών συνθέσεων των δειγμάτων με τέτοιο τρόπο ώστε να επιτυγχάνεται η ίδια τελική κατάσταση του κράματος με διαφορετικούς τρόπους και να αποδεικνύεται η συμμόρφωσή του με την ισορροπία.

Στην εργασία αυτή, χρησιμοποιώντας ένα σύμπλεγμα σύγχρονων μεθόδων φυσικοχημικής ανάλυσης, τέσσερις ισοθερμικές τομές των διαγραμμάτων κατάστασης τριμερών συστημάτων T1 - A1 - N. bm - A1 - N. W - A1 - N και N> - A1 - N στο 1273 Κατασκευάζονται Κ. Για αυτό εφαρμόζεται με συνέπεια μια προσέγγιση που βασίζεται στην υλοποίηση διαφορετικών διαδρομών για την επίτευξη της ίδιας τελικής κατάστασης του κράματος. Τα δεδομένα που βρέθηκαν χρησιμοποιώντας διάφορες τεχνικές συμφωνούν τόσο μεταξύ τους όσο και με τα αποτελέσματα της θερμοδυναμικής ανάλυσης και επομένως μπορούν να προταθούν για την πρόβλεψη των ισορροπιών φάσης σε αυτά τα συστήματα και τις συνθέσεις που βασίζονται σε αυτά.

Κατάλογος πηγών διατριβή και περίληψη στη φυσική, υποψήφιος φυσικών και μαθηματικών επιστημών, Han Yu Xing, Μόσχα

1. Yoshimori Shigeru, Mizushima Kazuhiko, Kobayashi Akira, Takei Shu, Uchida Yasutaka, Kawamura Mitsuo. Σύνθεση και ανάλυση AES πολυστιβάδων Nb(NbN)-AlN με εξω-αξονική διασκορπισμό μαγνητρονίων DC. //Physica C. 1998. V.305(3&4), σ.281-284.

2. Kwang Ho Kim, Seong Ho Lee. Δομικές Αναλύσεις και Ιδιότητες Μεμβρανών Tii-XA1XN που κατατέθηκαν από PACVD χρησιμοποιώντας ένα μίγμα αερίων TiCl4/AlCl3/N2/Ar/H2. //J. Κορ. Cer. Soc. 1995. V.32. Νο.7, σ.809-816.

3. Chen Kexin, Ge Changchun, Li Jiangtao. Σχηματισμός φάσης και θερμοδυναμική ανάλυση αυτοδιαδιδόμενων σύνθετων συστημάτων σύνθεσης Al-Zr-N σε υψηλή θερμοκρασία. III. Μητήρ. Res. 1998. V.13(9), σ.2610-2613.

4. J.C. Schuster, J. Bauer, H. Nowotny. Εφαρμογές στην επιστήμη των υλικών των διαγραμμάτων φάσεων και των κρυσταλλικών δομών στα τριμερή συστήματα μετάπτωσης μέταλλο-αλουμίνιο-άζωτο. //Revue de Chimie Minerale. 1985. Τ.22. σ.546-554.

5. Murray J.L. Al-Ti (Αλουμίνιο-Τιτάνιο). //Δυαδικά Διαγράμματα Φάσεων Κράματος, Δεύτερη Έκδοση. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Οχάιο. 1990. V.l, σ.225-227.

6. Spencer P.J. Ανάπτυξη Θερμοδυναμικών Βάσεων Δεδομένων και Συνάφεια τους για την Επίλυση Τεχνικών Προβλημάτων. HZ. Metallkd. 1996. V.87, σ.535-539.

7. Huang S.C., Siemers P.A. Χαρακτηρισμός Πεδίων Φάσης Υψηλής Θερμοκρασίας κοντά στο Στοιχειομετρικό y-TiAl. //Μεταλλουργικές Συναλλαγές, Ενότητα Α: Φυσική Μεταλλουργία και Επιστήμη Υλικών. 1989. V.20, p. 1899-1906.

8. Kaltenbach K., Gama S., Pinatti D.G., Schulze K.A. Συμβολή στο διάγραμμα φάσης Al-Ti. //Ζ. Metallkd. 1989. V.80, σ.511-514.

9. Kornilov I.I., Pylaeva E.N., Volkova M.A., Kripyakevich P.I., Markiv V.Ya. Δομή φάσης κραμάτων του δυαδικού συστήματος Ti-Al που περιέχει από 0 έως 30% AI. //Αναφορές της Ακαδημίας Επιστημών της ΕΣΣΔ. 1965. 161. Αρ. 4, σσ. 843-846.

10. Böhm N., Löhberg Κ. Über eine Überstrukturphase vom CsCl-Typ im System Titan-Molybdän-Aluminium. //Ζ. Metallkd. 1958. V.49, πίν. 173-178.

11. Sagel Κ., Schulz Ε., Zwicker U. Untersuchungen am System Titan-Aluminum. HZ. Metallkd. 1956. V.47, σ.529-534.

12. McPherson DJ., Hansen M. Der Aufbau Binarer Legierungssysteme des Titans. HZ. Metallkd. 1954. V.45, σ.76-81.

13. Bumps E. S., Kessler H. D., Hansen M. Titanium-Aluminium System, // Transactions of the American Institute of Mining, Metallurgical and Petroleum Engineers. 1952. V.194. σ.609-614.

14. Kornilov I.I., Pylaeva E.N., Volkova M.A. Διάγραμμα της κατάστασης ενός δυαδικού συστήματος τιτανίου-αλουμινίου. //Izv. Ακαδημία Επιστημών της ΕΣΣΔ. Τμ. Chem. n. 1956. Τ.7, σσ.771-777.

15. Kornilov I.I., Pylaeva E.N., Volkova M.A. Ανασκόπηση μελετών για το διάγραμμα φάσεων του δυαδικού συστήματος Ti-Al. //Τιτάνιο και τα κράματά του. Μ. Ακαδημία Επιστημών της ΕΣΣΔ. 1963. σσ.74-85.

16. Murray J.L. Υπολογισμός του Διαγράμματος Φάσεων Τιτανίου-Αλουμινίου. //Metallurgical Transactions A. 1988. V.19A, σ.243-247.

17. H. Okamoto. Τι Αλ. //J. Ισορροπίες φάσης. 1993. V.14, σελ.120.

18. Ogden H.R., Maykuth D.J., Finlay W.L., Jaffee R.I. Συντάγματα κραμάτων τιτανίου-αλουμινίου. //Συναλλαγές του Αμερικανικού Ινστιτούτου Μηχανικών Μεταλλείων, Μεταλλουργών και Πετρελαίου. 1951. V. 191. Σελ. 1150-1155.

19. Anderson C.D., Hofmeister W.H., Bayuzick R.J. Θερμοκρασίες υγρού στο σύστημα Ti-Al. //Metallugical Transactions A. 1993. V.24, σ.61-66.

20. Kattner U.R., Lin J.C., Chang Y.A. Θερμοδυναμική Εκτίμηση και Υπολογισμός Συστήματος Ti-Al. //Metallurgical Transactions A. 1992. V.23, σ.2081-2090.

21. Perepezko J.H. Σταθερότητα Φάσεων και Επεξεργασία Αλουμινιδίων Τιτανίου. //Πρακτικά του Διεθνούς Συμποσίου για τις Διαμεταλλικές Ενώσεις, Δομή και Μηχανικές Ιδιότητες, (JIMIS-6). Σεντάι, Ιαπωνία. 1991. σ.239-243.

22. Perepezko J.H., Mishurda J.C. Phase Equilibria in the Titanium Aluminium System, //Titanium "92: Sci. and Technol.: Proc. Symp. 7th World Titanium Conf., San Diego, Calif., 29 Ιουνίου - 2 Ιουλίου. 1992. V.l. Warrendale (Pa). 1992. σ.563-570.

23. McCullough C., Valencia J.J., Levi C.G., Mehrabian R. Phase Equilibria and Solidification in Ti-Al Alloys. //Acta Metallurgies 1989. V.37, p. 1321-1336.

24. Chang J.Y., Moon I.G., Choi C.S. Μικροδομές Θερμαινόμενων Αλουμινιδίων Τιτανίου με Βάση Γάμμα(y). //J. Κορεάτικο Ινστ. Συνάντησε. & Mater. 1995. V.33. 11, σ.1552-1561.

25. Collings E.W. Μαγνητικές Μελέτες Ισορροπίας Φάσεων σε Κράματα Ti-Al (30 έως 57 at.%). //Metallurgical Transaction A. 1979. V.l OA. Νο. 4, σ.463-473.

26. Jung I.S., Kim M.C., Lee J.H., Oh M.H., Wee D.M. Ισορροπίες φάσης κράματος Ti-Al με κατευθυντική στερεοποίηση. //J. Κορ. Inst. Συνάντησε. & Mater. 1999. V.37. Νο. 4, σ.448-453.

27. Jung I.S., Kim M.C., Lee J.H., Oh M.H., Wee D.M. Ισορροπίες Φάσης Υψηλής Θερμοκρασίας κοντά στο Ti-50 σε % AI Σύνθεση σε σύστημα Ti-Al Μελέτη με κατευθυντική στερεοποίηση. //Διαμεταλλικά. 1999. V.7, σ.1247-1253.

28. Okamoto H. Aluminium-Titanium. //J. Ισορροπίες φάσης. 2000. V. 21. Αρ. 3, σελ. 311.

29. Zhang F., Chen S.L., Chang Y.A., Kattner U.R. Θεμοδυναμική περιγραφή του συστήματος Ti-Al. //Διαμεταλλικά. 1997. V.5, σ.471-482.

30. Kornilov I.I., Nartova T.T., Chernysheva S.P. Σχετικά με το διάγραμμα φάσης του Ti-Al στο πλούσιο σε τιτάνιο τμήμα. //Izv. Ακαδημία Επιστημών της ΕΣΣΔ. μέταλλα. 1976. Αρ. 6, σελ. 192-198.

31. Tsujimoto T., Adachi M. Reinvestigation of the Titanium Rich Region of the Titanium - Aluminium Equilibrium Diagram. //J. Ινστιτούτο Μετάλλων. 1966. V.94. Νο. 10, σ.358-363.

32. Van Loo F.J.J., Rieck G.D. Διάχυση στο Σύστημα Τιτανίου-Αλουμινίου II: Διάχυση στο εύρος σύνθεσης μεταξύ 25 και 100 σε % Ti. //Acta Metal. 1973. V.21, σ.73-84.

33. Clark D., Jepson K.S., Lewis G.I. Μελέτη Συστήματος Τιτανίου - Αλουμινίου έως 40 at. % Αλουμίνιο. //J. Ινστιτούτο Μετάλλων. 1962/63. V.91. Νο. 6, σελ. 197-203.

34. Sato T., Haung Y.C. Το Διάγραμμα Ισορροπίας του Συστήματος Ti-Al. //Συναλλαγές του Ιαπωνικού Ινστιτούτου Μετάλλων. 1960. V.l, σ.22-27.

35. Suzuki A., Takeyama M., Matsuo T. Transmission Electron Microscopy on the Phase Equilibria between ß, a και a2 Phases in Ti-Al Binary System. //Διαμεταλλικά. 2002. V.10, σ.915-924.

36. Raman A., Schubert K. Uber den Aufbau Eunuger zu TiAb Verwandter Legierungsreihen. II. Untersuchungen in einigen Ti-Al-Si- und T4" 6 In-Systemen. HZ Metallkd. 1965. V.56, σ.44-52.

37. Palm M., Zhang L.C., Stein F., Sauthoff G. Φάση και Ισορροπία Φάσης στο Πλούσιο σε Αλ Μέρος του Συστήματος Al-Ti πάνω από 900°C. //Διαμεταλλικά. 2002. V.10, σ.523-540.

38. Schuster J.C., Ipser H. Phases and Phase Relations in the Partial System TiAh-TiAl. HZ. Metallkd. 1990. V.81, σ.389-396.

39. Loiseau A., Vannffel C. TiAl2 a Reentrant Phase in the Ti AI System. //Φυσ. status solidi. 1988.V.l07. Νο. 2, σ.655-671.

40. Hori S., Tai H., Matsumoto E. Διαλυτότητα τιτανίου σε αλουμίνιο στη στερεά κατάσταση. //J. Ιαπωνικό Ινστιτούτο ελαφρών μετάλλων. 1984. V.34. Νο 7, σ.377-381.

41. Abdel H.A., Allibert C.H., Durand F. Equilibrium between TiAh and Molten AI: Results from the Technique of Electromagnetic Phase Separation. //Ζ. Metallkd. 1984. V.75, σ.455-458.

42. Minamino Y., Yamane Τ., Araki Η., Takeuchi N., Kang Y., Miyamoto Y., Okamoto Τ. Solid Solubilities of Manganese and Titanium in Aluminium at 0,1 MPa and 2,1 Gpa. //Metallurgical Transactions A. 1991. V.22, σ.783-786.

43. Liu Y.C., Yang G.C., Guo X.F., Huang J., Zhou Y.H. Συμπεριφορά συζευγμένης ανάπτυξης σε ταχέως στερεοποιημένα κράματα Ti Al Peritectic. //J. Κρυσταλλική Ανάπτυξη. 2001. V.222, σ.645-654.

44. Mrowietz M., Weiss A. Solubility of Hydrogen in Titanium Alloys: I. The Solubility of Hydrogen in the System Tii-xGax, 0

45. Knapton A.G. Το Σύστημα Ουράνιο-Τιτάνιο. //J. Ινστιτούτο Μετάλλων. 1954/55. V.83, σ.497-504.

46. ​​Jamieson J.C. Κρυσταλλικές Κατασκευές Τιτανίου, Ζιρκονίου και Αφνίου σε Υψηλές Πιέσεις. //Science (Washington D.C.). 1963. V.140, σ.72-73.

47. Sridharan S., Nowotny H. Studies in the Trinary System Ti-Ta-Al and the Quaternary System Ti-Ta-Al-C. //Ζ. Metallkd. 1983. V.74, σ.468-472.

48. Braun J., Ellner M. In-situ Διερεύνηση υψηλής θερμοκρασίας ακτίνων Χ του αλουμινιδίου TiAh (τύπου HfGa2). //J. Κράματα και ενώσεις. 2000. V.309, p.l 18-122.

49. Braun J., Ellher Μ., Predel Β. Zur Struktur der Hochtemperaturphase Ti-Al. //J. Κράματα και ενώσεις. 1994. V.203, σ.189-193.

50. Kumar K.S. Η κορυφή ακτίνων Χ εντείνεται για τη δυαδική ένωση AljTi. //Περίθλαση σκόνης. 1990. V.5, σ.165-167.

51. Bandyopadhyay J., Gupta Κ.Ρ. Παράμετροι πλέγματος χαμηλής θερμοκρασίας των κραμάτων Al και Al Zn και παράμετρος Gruneisen του Al. //Κρυογονική. 1978. V.l 8, σ.54-55.

52. Kulikov I.S. Θερμοδυναμική καρβιδίων και νιτριδίων. Τσελιάμπινσκ: Μεταλλουργία, 1988.319σ.

53. Peruzzi Α., Abriata J.P. Al-Zr (Αλουμίνιο-Ζιρκόνιο). //Δυαδικά Διαγράμματα Φάσεων Κράματος, Έκδοση Δεύτερη Έκδοση. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Οχάιο. 1990. V.l, σ.241-243.

54. Murray J.L., McAlister A.J., Kahan D.J. Το σύστημα Al-Hf (Αλουμίνιο-Αφνίου). //J. Ισορροπίες φάσης. 1998. Νο. 4, σ.376-379.

55. Peruzzi A. Reinvestigation of the Zr-rich End of the Zr-Al Equilibrium Phase Diagram. //J. Πυρηνικά Υλικά. 1992. V.186, σ.89-99.

56. Sauders. Ν. Υπολογιζόμενες σταθερές και μετασταθερές ισορροπίες φάσης σε κράματα Al-Li-Zr. //Ζ. Metallkd. 1989. V.80, σ.894-903.

57. Saunders N., Rivlin V.G. Θερμοδυναμικός Χαρακτηρισμός Συστημάτων Κραμάτων Al-Cr, Al-Zr και Al-Cr-Zr. //Επιστήμη και Τεχνολογία Υλικών. 1986. V.2, σ.521-527.

58. Kaufman L., Nesor H. Υπολογισμός των συστημάτων Ni-Al-W, Ni-Al-Hf και Ni-Cr-Hf. //Canadian Metallurgical Quarterly. 1975. V.14, σ.221-232.

59. Balducci G., Ciccioli A., Cigli G., Gozzi D., Anselmi-Tamburini U. Θερμοδυναμική μελέτη διαμεταλλικών φάσεων στο σύστημα Hf-Al. //J. Κράματα και ενώσεις. 1995. V.220, σελ. 117-121.

60. Matkovic P., Matkovic T., Vickovic I. Crystalline Structure of the Intermetallic Compound FeZr3. //Μεταλλουργία. 1990. V.29, σ.3-6.

61. Savitsky E.M., Tylkina M.A., Tsyganova I.A. Διάγραμμα φάσεων του συστήματος ζιρκονίου - ρηνίου. //Ατομική ενέργεια. 1959. V.7, σσ. 724-727.

62. Ming L., Manghnani M.N., Katahara K.W. Διερεύνηση μετασχηματισμού a->x στο σύστημα Zr-Hf σε 42 GPa, //J. Εφαρμοσμένη Φυσική. 1981. V.52, σ.1332-1335.

63. Meng W.J., Faber J.jr., Okamoto P.R., Rehn L.E., Kestel B.J., Hitterman R.L. Μελέτη Ηλεκτρονικής Μικροσκοπίας Περίθλασης Νετρονίων και Μετάδοσης Μετασχηματισμών Φάσεων που προκαλούνται από Υδρογόνο σε Zr3Al. //J. Εφαρμοσμένη Φυσική. 1990. V.67, p.l 312-1319.

64. Clark N.J., Wu Ε. Hydrogen Absorption in the Zr-Al System. //J. Λιγότερο κοινά μέταλλα. 1990. V. 163, σ.227-243.

65. Nowotny Η., Schob O., Benesovsky F. Die Kristallstruktur von Zr2Al und Hf2Al. //Monatshefte fur Chemie. 1961. V.92, σ.1300-1303.

66. Nandedkar R.V., Delavignette P. On the Formation of a New Superstructure in the Zirconium-Aluminium System. //Physica Status Solidi A: Εφαρμοσμένη Έρευνα. 1982. V.73, σ.Κ157-Κ160.

67. Kim S.J., Kematick R.J., Yi S.S., Franzen H.F. Σχετικά με τη σταθεροποίηση του Zr5Al3 στη δομή τύπου Mn5Si3 από το διάμεσο οξυγόνο. //J. Λιγότερο κοινά μέταλλα. 1988. V.137, σ.55-59.

68. Kematick R.J., Franzen H.F. Θερμοδυναμική Μελέτη Συστήματος Ζιρκονίου-Αλουμινίου. //J. Χημεία Στερεάς Κατάστασης. 1984. V.54, σ.226-234.

69. Hafez M., Slebarski A. Magnetic and Structural Investigations of Zri.xGdxAl2 Alloys. //J. Μαγνητισμός και Μαγνητικά Υλικά. 1990. V.89, p. 124-128.

70. Desch P.B., Schwarz R.B., Nash P. Formation of Metastable Lb Phases in Al3Zr and Al-12,5% X-25% Zr(X=Li,Cr,Fe,Ni,Cu). //J. Λιγότερο κοινά μέταλλα. 1991. V.168, σ.69-80.

71. Ma Y., Romming C., Lebech V., Gjonnes J., Tafto J. Structure Refinement of Al3Zr using Single-Crystal Ray Diffraction, Powder Neutron Diffraction and CBED. //Acta Crystallographica B. 1992. V.48, p. 11-16.

72. Schuster J.C., Nowotny H. Investigations of the Trinary Systems (Zr, Hf, Nb, Ta)-Al-C and Studies on Complex Carbides. //Ζ. Metallkd. 1980. V.71, σ.341-346.

73. Maas J., Bastin G., Loo F.V., Metselaar R. The Texture in Diffusion-Grown Layers of . Τριαλουμινίδια MeAl3 (Me=Ti, V, Ta, Nb, Zr, Hf) και VNi3. //Z Metallkd. 1983. V.74, σ.294-299.

74. Wodniecki Ρ., Wodniecka V., Kulinska Α., Uhrmacher Μ., Lieb Κ.Ρ. Τα αλουμινίδια του αφνίου HfAl3 και Н£гА13 Μελετήθηκαν από Διαταραχές γωνιακές συσχετίσεις με ανιχνευτές 181 Ta και mCd. //J. Κράματα και ενώσεις. 2000. V.312, p. 17-24.

75. Kuznetsov G.M., Barsukov A.D., Abas M.I. Μελέτη διαλυτότητας Mn, Cr, Ti και Zr στο αλουμίνιο σε στερεή κατάσταση. //Izv. πανεπιστήμια Χρώμα Μεταλλουργία. 1983. Νο. 1, σ. 96-100.

76. Rath V.V., Mohanty G.P., Mondolfo L.F. The Aluminium-Rich End of the Aluminium-Hafnium Diagram. //J. Ινστιτούτο Μετάλλων. 1960/61. V.89, σ.248-249.

77. Kattner U.R. AlNb. //Δυαδικά Διαγράμματα Φάσεων Κράματος, δεύτερη έκδοση, Έκδ. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Οχάιο. 1990. V. 1, p. 179-181.

78. Suyama Ryuji, Kimura Masao, Hashimoto Keizo. Σταθερότητα φάσης και θεμελιώδεις ιδιότητες του δυαδικού συστήματος Nb-Al. //Δομή. Διαμεταλλικά. 1ο Int. Συμπτ. Struct. Intermetallics, Champion, Pa., Σεπτ. 26-30, 1993, Warrendale (Pa). 1993. σ.681-689.

79. Richards M.J. Contribution a l "etude du Systeme Niobiom-Aluminium. //Mémoires Scientifiques de la Revue de Metallurgie. 1964. V.61, σ.265-270.

80. Herold A., Forsterling G., Kleinstuck K. Επίδραση της πραγματικής δομής στον γραμμικό συντελεστή θερμικής διαστολής των διαμεταλλικών ενώσεων τύπου Α15 από τη θερμοκρασία δωματίου έως τους 10 Κ. //Crystal Research and Technology. 1981. V. 16, p. 1137-1144.

81. Jorda J.L., Flukiger R., Muller J. A New Metallurgical Investigation of the Niobium-Aluminium System. //J. Λιγότερο κοινά μέταλλα. 1980. V.75, σ.227-239.

82. Alfeu S.R., Carlos A.N. Η επίδραση της περίσσειας αλουμινίου στη σύνθεση και τη μικροδομή των κραμάτων Nb-Al που παράγονται από την αλουμινοθεμική αναγωγή των Nb20s. //J. Σύνθεση και Επεξεργασία Υλικών. 1999. V.7. Νο 5, σ.297-301.

83. Ahn I.S., Kim S.S., Park M.W., Lee K.M. Χαρακτηριστικά Φάσης Μηχανικά Κραματοποιημένου Κράματος AI-10wt.%Nb. //J. Επιστολές Επιστήμης Υλικών. 2000. V.19, σ.2015-2018.

84. Menon E.S.K., Subramanian P.R., Dimiduk D.M. Μετασχηματισμοί Φάσεων σε Κράματα Nb-Al-Ti. //Metallurgical Transaction A. 1996. V.27. Νο. 6, σελ. 1647-1659.

85. Kaufman L. Υπολογισμός των Διαγραμμάτων Φάσεων με βάση το Πολυσυστατικό Ταντάλιο. //CALPHAD. 1991. V. 15. Αρ. 3, σ.261-282.

86. Wriedt H.A. Το σύστημα Al-N (Αλουμίνιο-Αζώτο). //Δελτίο διαγραμμάτων φάσης κράματος. 1986.V.7. Νο. 4, σ.329-333.

87. Jones R.D., Rose K. Liquidus Calculations for III-IV Semiconductors. //CALPHAD: Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry. 1984. V.8, σ.343-354.

88. Hillert M., Josson S. An Assessment of the Al-Fe-N System. //Metallurgical Transaction A. 1992. V.23A, σ.3141-3149.

89. Wriedt Η.Α., Murray J.L. N-Ti (Άζωτο-Τιτάνιο). //Δυαδικά Διαγράμματα Φάσεων Κράματος, Δεύτερη Έκδοση, Έκδ. Massalski, ASM International, Materials Park, Οχάιο. 1990. V.3, σ.2705-2708.

90. Zeng K., Schmid-Fetzer R. Critical Assessment and Thermodynamic Modeling of the Ti-N System. //Ζ. Metallkd. 1996.V.87. Νο 7, σ.540-554.

91. Etchessahar E., Bars J.P., Debuigne J. The Ti - N System: Equilibrium Between the Ô, e and a Phase and the Conditions of Formation of the Lobier and Marcon Metastable Phase. //J. Λιγότερο κοινά μέταλλα. 1987. V.134, πίν. 123-139.

92. Vahlas C., Ladouce B.D., Chevalier P.Y., Bernard C., Vandenbukke L. A Thermodynamic Evaluation of the Ti N System. //Thermochemica Acta. 1991. V 180, σ.23-37.

93. Etchessaher E., Sohn Y.U., Harmelin M., Debuigne J. The Ti N System: Kinetic, Calorimetric, Structure and Metallurgical Investigations of the ô-TiNo.si Phase. //J. Λιγότερο κοινά μέταλλα. 1991. V. 167, σ.261 -281.

94. Gusev A.I. Διαγράμματα φάσεων ταξινομημένου μη στοιχειομετρικού καρβιδίου του αφνίου και νιτριδίου του τιτανίου. //Αναφορές της Ακαδημίας Επιστημών. 1992. V.322. Νο. 5, σελ. 918-923.

95. Gusev A.I., Rempel A.A. Διαγράμματα φάσεων συστημάτων Ti C και Ti - N και ατομική διάταξη μη στοιχειομετρικού καρβιδίου και νιτριδίου του τιτανίου. //Αναφορές της Ακαδημίας Επιστημών. 1993. Τ.332. Νο. 6, σελ. 717-721.

96. Lengauer W., Ettmayer P. Διερεύνηση της Ισορροπίας Φάσεων στα Συστήματα Ti N και Ti - Mo - N. //Επιστήμη και Μηχανική Υλικών Α: Υλικά Δομής: Ιδιότητες, Μικροδομή και Επεξεργασία. 1988. V.105/106. σ.257-263.

97. Lengauer W. The Titanium Nitrogen System: A Study of Phase Reactions in the Subnitride Region by Means of Diffusion Couples. //Acta Metallurgica et Materialia. 1991. V.39, σ.2985-2996.

98. Jonsson S. Assessment of the Ti N System. //Ζ. Metallkd. 1996.V.87. Νο. 9, σ.691-702.

99. Ohtani H., Hillert M. A Thermodynamic Assessment of the Ti N System. //CALPHAD: Computer Coupling of Phase Diagrams and Thermochemistry. 1990. V.14, σ.289-306.

100. Etchessahar Ε., Bars J.P., Debuigne J., Lamane Α.Ρ., Champin Ρ. Titanium Nitrogen Phase Diagram and Diffusion Phenomena. //Titanium: Science and Technology Process 5 Int. Συνδ. Μόναχο. Σεπτ. 10-14 1984, V.3, Oberursel. 1985. σ.1423-1430.

101. Wood F.W., Romans P.A., McCune R.A., Paasche O. Phases and Interdiffusion between Titanium and its Mononitride. //Μαλλομέταξο ύφασμα. Μαστίζω. Αγριάδα. Ορυχεία. ΜΑΣ. Τμ. Μεταξύ. 1974. Αρ. 7943. ii, σ.40.

102. Em B.T., Latergaus I.S., Loryan V.E. Κατασκευή του ορίου της περιοχής ύπαρξης στερεού διαλύματος αζώτου σε a-Ti με τη μέθοδο της περίθλασης νετρονίων. //Ανόργανος Μητήρ. 1991. V.27. Νο. 3, σελ. 517-520.

103. Kalmykov K.B., Rusina N.E., Dunaev S.F. Ισορροπίες φάσης στο σύστημα Al-Fe-Ni στους 1400K. //Γιλέκο. Μόσχα Παν. Ser. 2. Χημεία. 1996. Τ.37. Νο. 5, σελ. 469-473.

104. Toth L. Καρβίδια και νιτρίδια μεταβατικών υλικών. Μ.: Μιρ. 1974.294σ.

105. Lengauer W. The Crystal Structure of ti-Ti3N2-x: An Additional New Phase in the Ti N System. //J. Λιγότερο κοινά μέταλλα. 1996. V. 125, πίν. 127-134.

106. Christensen A.N., Alamo A., Landesman J.P. Structure of Vacancy Ordered Titanium Heminitride 6"-Ti2N by Powder Neutron Diffraction. //Acta Crystallographica. Section C: Crystal Structure Communications. 1985. V.41, p.1009-1011.

107. Holmberg B. Structure Studies on the Titanium Nitrogen System. //Acta Chemica Scandinarica. 1962. V.16, σ.1255-1261.

108. Lengauer W., Ettmayer P. The Crystal Structure of a New Phase in the Titanium-Nitrogen System. //J. Λιγότερο κοινά μέταλλα. 1986. V.120, σ.153-159.

109. Jiang C., Goto Τ., Hirai Τ. Non-stoichiometry of Titanium Nitride Plates Παρασκευασμένα με Chemical Vapor Deposition. //J. Κράματα και ενώσεις. 1993. V.190, πίν. 197-200.

110. Eliot D.F., Glaser M., Ramakrishna V. Thermochemistry of steelmaking processes. Μ.: Μεταλλουργία. 1969. 252 σελ.

111. Levinsky Yu.V. p-T Διάγραμμα κατάστασης του συστήματος ζιρκονίου-αζώτου. //Φυσική χημεία. 1974. Τ.48, σσ.486-488.

112. Domagala R.F., McPherson D.J., Hansen Μ. System Zirconium-Nitrogen. //Συναλλαγή του Αμερικανικού Ινστιτούτου Μεταλλευτικής, Μεταλλουργικής και Μηχανικής Πετρελαίου. 1956. V.206, σ.98-105.

113. Massalski T.B. N-Zr. //Δυαδικά Διαγράμματα Φάσεων Κράματος, Δεύτερη Έκδοση, Έκδ. T.B. Massalski, ASM International Materials Park, Οχάιο. 1990. V.3, σ.2716-2717.

114. Ogawa T. Structural Stability and Thermodynamic Properties of Zr-N Alloys. //J. Κράματα και ενώσεις. 1994. V.203, σ.221-227.

115. Kosukhin V.B., Funke V.F., Minashkin V.L., Smirnov V.S., Efremov Yu.P. Παρασκευή επικαλύψεων από νιτρίδιο ζιρκονίου και καρβονιτρίδιο με τη μέθοδο CVD. //Ανόργανα υλικά. Νέα των Ακαδημιών Επιστημών της ΕΣΣΔ. 1987. V.23, σσ.52-56.

116. Lerch Μ., Fuglein Ε., Wrba J. Systhesis, Crystal Structure and High Temperature Behavior of Zr3N4. Ζ. Anorganische und Allgemeine Chemie. 1996. 622, σ.367-372.

117. Massalski T.B. Hf-N. //Δυαδικά Διαγράμματα Φάσεων Κράματος, Δεύτερη Έκδοση, Έκδ. T.B. Massalski, ASM Inter. Materials Park, Οχάιο. 1990*. V.2, σ.2090-2092.

118. Christensen A.N. Μια διερεύνηση περίθλασης νετρονίων σε απλούς κρυστάλλους οξειδίου του τιτανίου, καρβιδίου ζιρκονίου και νιτριδίου του αφνίου. //Acta Chemica Scandinavica. 1990. V.44, σ.851-852.

119. Lengauer W., Rafaja D., Taubler R., Ettmayer P. Preparation of Binary Single-Phase Line Compounds via Diffusion Couples: The Subnitride Phase and C-Hf4N3.x. //Acta Metallurgica et Materialia. 1993. V.41, σ.3505-3514.

120. Levinsky Yu.V. Διάγραμμα κατάστασης p-T του συστήματος νιοβίου-αζώτου. //Μέταλλα. 1974. V.1, σσ. 52-55.

121. Huang W. Θερμοδυναμικές ιδιότητες του συστήματος Nb W - C - N. //Ζ. Metallkd. 1997. V.88, σ.63-68.

122. Lengauer W., Bohn M., Wollein V., Lisak K. Phase Reactions in the Nb N System Below 1400"C. //Acta Materialia. 2000. V.48, p.2633-2638.

123. Berger R., Lengauer W., Ettmayer P. The y-Nb4N3±x - 5-NbNi.x Phase Transition. //J. Κράματα και ενώσεις. 1997. V.259, σ.L9-L13.

124. Jogiet M., Lengauer W., Ettmayer P. III. Κράματα και ενώσεις. 1998. V.46(2), σ.233.

125. Huang W. Θερμοδυναμική αξιολόγηση του συστήματος NbN. //Metallurgical and Materials Transactions A. 1996. V.27A, σ.3591-3600.

126. Balasubramanian Κ., Kirkaldy J.S. Πειραματική Διερεύνηση της Θερμοδυναμικής του ωστενίτη Fe-Nb-N και του μη στοιχειομετρικού νιτριδίου του νιοβίου (1373-1673K). //Canadian Metallurgical Quarterly. 1989. V.28, σ.301-315.

127. Christensen A.N. Παρασκευή και κρυσταλλική δομή ß-Nb2N και y-NbN. //Acta Chemica Scandinavica, Α: Φυσική και Ανόργανη Χημεία. 1976. V.30, σ.219-224.

128. Christensen A.N., Hazell R.G., Lehmann M.S. Μια διερεύνηση περίθλασης ακτίνων Χ και νετρονίων της κρυσταλλικής δομής του y-NbN, //Acta Chemica Scandinavica, Α: Φυσική και Ανόργανη Χημεία. 1981. V.35, p.l 11-115.

129. Lengauer W., Ettmayer P. Preparation and Properties of Compact Cubic 5-NbNi-x. //Monatshefte fur Chemie. 1986. V.l 17, σ.275-286.

130. Yen C.M., Toth L.E., Shy Y.M., Anderson D.E., Rosner L.G. Υπεραγώγιμες μετρήσεις Hc-Jc και Tc στα τριμερή συστήματα Nb-Ti-N, Nb-Hf-N και Nb-V-N. //J. Εφαρμοσμένη Φυσική. 1967. V.38, σ.2268-2271.

131. Terao N. Νέες Φάσεις Νιτριδίου Νιοβίου. //J. τα λιγότερο κοινά μέταλλα. 1971. V.23, σ.159-169.

132. Dobrynin A.B. Νέα κεραμικά υλικά νιτριδίου αλουμινίου. //Ανόργανα υλικά. 1992. V.28. Νο. 7, σελ. 1349-1359.

133. Kulikov V.I., Mushkarenko Yu.N., Parkhomenko S.I., Prokhorov L.N. Μια νέα κατηγορία κεραμικών υλικών με βάση το θερμικά αγώγιμο νιτρίδιο αλουμινίου. //Ηλεκτρονικός εξοπλισμός. Ser. Τεχνολογία μικροκυμάτων. 1993. Τ.2(456), σσ.45-47.

134. Samsonov G.V. Νιτρίδια. Κίεβο: Naukova Dumka. 1969. 377 σελ.

135. Kral S., Lengauer W., Rafaja D., Ettmayer P. Critical Review on the Elastic Properties of Transition Metal Carbides, Nitrides and Carbonitrides. IIJ. Κράματα και ενώσεις. 1998. V.265, σ.215-233.

136. Samsonov G.V., Pilipenko A.T., Nazarchuk T.N. Ανάλυση πυρίμαχων ενώσεων. Μ: Metallurgizdat. 1962. 256 σελ.

137. Samonov G.V., Strashinskaya J1.B., Schiller E.A. Αλληλεπίδραση επαφής μεταλλοειδών καρβιδίων, νιτριδίων και βοριδίων με πυρίμαχα μέταλλα σε υψηλές θερμοκρασίες. //Μεταλλουργία και καύσιμα. 1962. V.5, σσ. 167-172.

138. Dai Ying, Nan Ce-wen. Σύνθεση μουστάκια νιτριδίου αλουμινίου μέσω διεργασίας ατμού-υγρού-στερεού, //υλικό Res. Soc. Συμπτ. Proc. 1999. V.547, σ.407-411.

139. Chen K.X., Li J.T., Xia Y.L., Ge C.C. Αυτο-πολλαπλασιαζόμενη σύνθεση υψηλής θερμοκρασίας (SHS) και μικροδομή νιτριδίου αλουμινίου. //Εντ. J. Αυτο-Πολλαπλασιαζόμενα Υψηλής Θερμοκρασίας. Σύνθεση. 1997. V.6(4), σ.411-417.

140. Hwang C.C., Weng C.Y., Lee W.C., Chung S.L. Σύνθεση σκόνης Α1Ν με μέθοδο σύνθεσης καύσης. //Εντ. J. Αυτο-Πολλαπλασιαζόμενα Υψηλής Θερμοκρασίας. Σύνθεση. 1997. V.6(4), σ.419-429.

141. Chung S.L., Yu W.L., Lin C.N. Μια αυτο-πολλαπλασιαζόμενη μέθοδος σύνθεσης σε υψηλή θερμοκρασία για τη σύνθεση σκόνης A1N. //J. Έρευνα Υλικού. 1999. V.14(5), σελ. 1928-1933.

142. Ha H., Kim K.R., Lee H.C. Μελέτη για τη σύνθεση του νιτριδίου του τιτανίου με τη μέθοδο SHS (Self-propagating High-temperature Synthesis). //J. Κορ. Κεραμικός. Soc. 1993. V.30. Νο. 12, σελ. 1096-1102.

143. Chen K., Ge C., Li J. Fase formation and thermodynamic analysis of self-propagating high-temperature synthesis Al-Zr-N composites system. //J. Έρευνα Υλικού. 1998. V.13(9), σ.2610-2613.

144. Chen Κ.Χ., Ge C.C., Li J.T. Η επίδραση της πίεσης αζώτου στη σύνθεση καύσης in situ των σύνθετων υλικών AIN-ZrN. //Μεταλλουργική. Υλικά. Μεταφρ. Α, 1999. V.30A(3A). σ.825-828.

145. Garcia I., Olias J.S., Vazquez A.J. Μια νέα μέθοδος σύνθεσης υλικών: ηλιακή ενέργεια συγκεντρωμένη από φακό Fresnel. //J. Η φυσικη. 1999. IV. V.9. σελ.Pr3/435-Pr3/440.

146. Olias J.S., Garcia I., Vazquez A.J. Σύνθεση TiN με ηλιακή ενέργεια συμπυκνωμένη από φακό Fresnel. //J. Υλικά Γράμματα. 1999. V.38, σ.379-385.

147. Boulmer-Leborgne C., Thomann A.L., Andreazza-Vignolle Ρ., Hermann J., Craciun V., Echegut Ρ., Crariun D. Excimer laser synthesis of A1N coating. //Εφαρμ. επιφανειακή επιστήμη. 1998. V. 125, πίν. 137-148.

148. Sicard Ε., Boulmer-Leborgne C., Sauvage Τ. Excimer laser επαγόμενη επιφανειακή νιτρίωση κράματος αλουμινίου. //Εφαρμ. Επιστήμη της Επιφάνειας. 1998. V.127-129, σ.726-730.

149. Boulmer-Leborgne C., Thomann A.L., Hermann J. Direct synthesis of metal nitride by laser. //NATO ASI Ser. 1996. Σερ.Ε. V.307, σ.629-636.

150. Thomann A.L., Sicard Ε., Boulmer-Leborgne C., Vivien C., Hermann J., Andreazza-Vignolle C., Andreazza P., Meneau C. Επιφανειακή νιτρίωση τιτανίου και αλουμινίου με πλάσμα επαγόμενο από λέιζερ. //Τεχνολογία Επιφανειών Επικάλυψης. 1997.V.97. Αρ.(1-3), σ.448 452.

151. Dai X., Li Q., ​​· Ding M., Tian J. Thermodynamic aspect in the synthesis of A1N powders by carbothermal effect and nitridation process. //J. Υλικό. Επιστήμη. Τεχνολογία. 1999. V.15(l), σ.13-16.

152. Wang J., Wang W.L., Ding P.D., Yang Y.X., Fang L., Esteve J., Polo M.C., Sanchez G. Σύνθεση κυβικού νιτριδίου αλουμινίου με αντίδραση καρβοθερμικής νιτρίδωσης. //Diamond Relat. Μητήρ. 1999. V.8(7), σελ. 1342-1344.

153. Pathak Lokesh Chandra, Ray Ajoy Kumar, Das Samar, Sivaramakrishnan C. S., Ramachandrarao P. Carbothermal synthesis of nanocrystalline nitride aluminium powders. //J. American Ceramic Society. 1999. V.82(l), σ.257-260.

154. Clement F., Bastians P., Grange P. Novel low-temperature synthesis of titanium nitride: πρόταση για μηχανισμό κυανονιτρίωσης. //Ιωνικά στερεάς κατάστασης. 1997. V.101-103. σ.171-174.

155. Jung W.S., Ahn S.K. Σύνθεση νιτριδίου του αργιλίου με αντίδραση θειούχου αργιλίου με αμμωνία. //Επιστολές Υλικών. 2000. V.43, σ.53-56.

156. Hezler J., Leiberich R., Mick H.J., Roth P. Shock tube study of the formation of TiN molecules and particles. //Nanostruct. Υλικά. 1999. V.l 0(7), σελ. 1161-1171.

157. Uheda Κ., Takahashi Μ., Takizawa Η., Endo Τ., Shimada Μ. Synthesis of aluminium nitride using urea-precursors. // Key Eng. Υλικά. 1999. V.l59-160, σ.53-58.

158. Shimada S., Yoshimatsu M., Nagai H., Suzuku M., Komaki H. Παρασκευή και ιδιότητες φιλμ TiN και A1N από διάλυμα αλκοξειδίου με τη μέθοδο CVD θερμικού πλάσματος. //Λεπτές συμπαγείς μεμβράνες. 2000. V.370, σ.137-145.

159. Shimada S., Yoshimatsu Μ. Παρασκευή φιλμ (Tii.xAlx)N από μικτά διαλύματα αλκοξειδίου με CVD πλάσματος. //Λεπτές συμπαγείς μεμβράνες. 2000. V.370, σ.146-150.

160. Kim W.S., Sun H.N., Kim K.Y., Kim B.H. Μια μελέτη για τη λεπτή μεμβράνη TiN από τη μέθοδο Sol-Gel. //J. Κορ. Κεραμικός. Soc. 1992. V.29. Νο. 4, σ.328-334.

161. Sonoyama Noriyuki, Yasaki Yoichi, Sakata Tadayoshi. Σχηματισμός νιτριδίου αργιλίου χρησιμοποιώντας νιτρίδιο λιθίου ως πηγή Ν3" στο τηγμένο χλωριούχο αλουμίνιο. //Chemical Letters. 1999. V.3, p.203-204.

162. Nakajima Kenichiro, Shimada Shiro. Ηλεκτροχημική σύνθεση προδρόμων TiN και μετατροπή τους σε λεπτά σωματίδια. //J. Υλικό Χημ. 1998. V.8(4), σ.955-959.

163. Pietzke M.A., Schuster J.C. Ισορροπίες Φάσεων του Τεταρτογενούς Συστήματος Ti A1 - Sn - N στους 900°C. //J. Κράματα και ενώσεις. 1997. V.247, σελ. 198-201.

164. Schuster J.C., Bauer J. The Trinary System Titanium Aluminium - Nitrogen. //J. Χημεία Στερεάς Κατάστασης. 1984. V.53, σ.260-265.

165. Procopio A.T., El-Raghy T., Barsoum M.W. Σύνθεση Ti4AlN3 και Ισορροπίας Φάσεων στο Σύστημα Ti - A1 N. //Metallurgical and Materials Transactions A. 2000. V.31A, σελ.373-378.

166. Zeng K., Schmid-Fetzer R. Thermodynamic Modeling and Applications of the Ti A1 - N Phase Diagram. //Thermodynamics of alloy formation, ετήσια συνάντηση TMS 1997 στο Ορλάντο της Φλόριντα, 9-13 Φεβρουαρίου. 1997. σ.275-294.

167. Chen G., Sundman B. Thermodynamic Assessment of the Ti A1 - N System. //J. Ισορροπίες φάσης. 1998.V.19. Νο 2, σ.146-160.

168. Anderbouhr S., Gilles S., Blanquet E., Bernard C., Madar R. Thermodynamic Modeling of the Ti A1 - N System and Application to the Simulation of CVD Processes of the (Ti, A1)N Metastable Phase. //Chem.Vap.Deposition. 1999. V.5. Νο 3, σ.109-113.

169. Pietzka M.A., Schuster J.C. Ισορροπίες Φάσεων στο Τεταρτογενές Σύστημα Ti A1 - C - N. //J. American Ceramic Society. 1996. V.79(9), σ.2321-2330.

170. Lee H.D., Petuskey W.T. Νέο τριαδικό νιτρίδιο στο σύστημα Ti Al - N. //J. American Ceramic Society. 1997. V.80. Νο 3, σ.604-608.

171. Ivanovskii A.L., Medvedeva N.I. Ηλεκτρονική Δομή Εξαγωνικών Ti3AlC2 και Ti3AlN2. //Mendeleev Communications Electronic Version. 1999. V.l, σ.36-38.

172. Barsoum M.W., Schuster J.C. Σχολιάστε το "Νέο τριαδικό νιτρίδιο στο σύστημα Ti Al - N". //J. American Ceramic Society. 1998.V.81. Νο. 3, σ.785-789.

173. Barsoum M.W., Rawn C.J., El-Raghy T., Procopio A.T., Porter W.D., Wang Η., Hubbard C.R. Θερμικές ιδιότητες του Ti4AlN3. //J. Εφαρμοσμένη Φυσική. 2000. V.87, σ.8407-8414.

174. Procopio A.T., Barsoum M.W., El-Raghy T. Characterization of Ti4AlN3. //Metallurgical and Materials Transactions A. 2000. V.31A, σ.333-337.

175. Myhra S., Crossley J.A.A., Barsoum M.W. Crystal-Chemistry of the Ti3AlN3 Layered Carbide/Nitride Phase-Characterization by XPS. III. Φυσική και Χημεία Στερεών. 2001. V.62, p. 811-817.

176. El-Sayed M.H., Masaaki Ν., Schuster J.C. Διεπιφανειακή Δομή και Μηχανισμός Αντίδρασης Αρθρώσεων AIN/Ti. III. Επιστήμη υλικών. 1997. V.32, σ.2715-2721.

177. Paransky Y., Berner A., ​​Gotman I. Microstructure of Reaction Zone at the Ti A1N Interface. //Επιστολές Υλικών. 1999. V.40, p. 180-186,9

178. Paransky Y.M., Berner A.I., Gotman I.Y., Gutmanas E.Y. Αναγνώριση φάσης στο σύστημα A1N-Ti με φασματοσκοπία διασποράς ενέργειας και περίθλαση οπισθοσκέδασης ηλεκτρονίων. //Mikrochimica Acta. 2000. V.134, p.l71-177.

179. Gusev A.I. Ισορροπίες φάσεων σε τριμερή συστήματα Μ-Χ-Χ" και Μ-Α1-Χ (Μ-μεταλλικό μετάπτωσης, Χ, Χ" - Β, Γ, Ν, Si) και κρυσταλλοχημεία τριμερών ενώσεων. //Επιτυχίες στη χημεία. 1996. V.65(5), σσ.407-451.

180. Schuster J.C., Bauer J., Debuigne J. Διερεύνηση Ισορροπίας Φάσης Σχετικά με Υλικά Αντιδραστήρα Σύντηξης: 1. Το Τριαδικό Σύστημα Zr A1 - Ν. III. Πυρηνικά Υλικά. 1983. V.116, σ.131-135.

181. Schuster J.C. Η Κρυσταλλική Δομή του Zr3AlN. //Ζ. Κρισταλογραφία. 1986. V.175, σ.211-215.

182. Schuster J.C., Bauer J. Διερεύνηση Ισορροπίας Φάσης Σχετικά με Υλικά Αντιδραστήρα Σύντηξης: II. Το τριμερές σύστημα Hf-Al-N. III. Πυρηνικά Υλικά. 1984. V.120, σ.133-136.

183. Schuster J.C., Nowotny Η. Phase Equilibria in the Trinary Systems Nb-Al-N and Ta-Al-N. //Ζ. Metallkd. 1985. V.76, σ.728-729.

184. Jeitschko W., Nowotny Η., Benesovsky F. Strukturchemische Unter Suchungen an Komplex -Carbiden und -Nitriden. //Monatsh Chem. 1964. V.95, p.l 56.

185. Μικροανάλυση ανιχνευτή Reed S. Electron. Μ.: Μιρ. 1979. 260 σελ.

186. Sokolovskaya E.M., Guzey JI.C. Χημεία μετάλλων. Μ.: Μόσχος. Παν. 1986. 264 σελ.

187. Abramycheva H.JI. Αλληλεπίδραση κραμάτων με βάση σίδηρο, νικέλιο και στοιχεία των ομάδων IV–V με άζωτο σε αυξημένη μερική πίεση. Περίληψη της διατριβής του υποψηφίου, Κρατικό Πανεπιστήμιο της Μόσχας, 1999. 20 σελ.

188. Lupis K. Χημική θερμοδυναμική υλικών. Μ.: Μεταλλουργία. 1989. 503 σελ.

189. Dinsdale A.T. Δεδομένα SGTE για καθαρά στοιχεία. //Καλφαδ. 1991. V. 15. Αρ. 4, σ.317-425.

190. Kaufmann L., Nesor H. Coupled Phase Diagrams and Thermochemical Data for Transition Metal Binary Systems V. // Calphad. 1978. V.2. Νο 4, σ.325-348.

191. Voronin G.F. Μερικές θερμοδυναμικές συναρτήσεις ετερογενών μιγμάτων και εφαρμογή τους στη θερμοδυναμική των κραμάτων. //Στο βιβλίο: Σύγχρονα προβλήματα φυσικής χημείας. Μ.: Μόσχα. Παν. 1976. τ.9. σελ.29-48.

192. Kaufman L., Bershtein X. Υπολογισμός διαγραμμάτων καταστάσεων με χρήση υπολογιστή: Μετάφρ. από τα Αγγλικά Μ.: Μιρ. 1972. 326 Σελ.

193. Belov G.V., Zaitsev A.I. Χρησιμοποιώντας τη μέθοδο Monte Carlo για τον προσδιορισμό της σύστασης φάσεων ετερογενών συστημάτων. // Περιλήψεις του XIV Διεθνούς Συνεδρίου για τη Χημική Θερμοδυναμική. Αγία Πετρούπολη: Ινστιτούτο Επιστημονικών Ερευνών του Κρατικού Πανεπιστημίου της Αγίας Πετρούπολης. Τ.2002. σελ.317-318.

194. Khan Yu.S., Kalmykov K.B., Dunaev S.F., Zaitsev A.I. Ισορροπίες φάσης στο σύστημα Ti-Al-N στους 1273 Κ. // Εκθέσεις της Ακαδημίας Επιστημών. 2004. τ.396. Νο. 6, σελ. 788-792.

195. Han Y.S., Kalmykov K.V., Dunaev S.F., Zaitsev A.I. Ισορροπίες φάσης στερεάς κατάστασης στο σύστημα τιτανίου-αλουμινίου-αζώτου. //J. Ισορροπία Φάσεων και Διάχυση. 2004. V.25. Νο. 5, σ.427-436.

196. Διαγράμματα καταστάσεων δυαδικών μεταλλικών συστημάτων. Κατάλογος: Σε 3 τόμους: Τ.Ζ. Βιβλίο 1 /Κάτω. Γενικός Εκδ. N.P. Lyakiseva. Μ.: Μηχανολόγος μηχανικός. 1999. 880 σελ.

197. Wang Τ., Jin Z., Zhao J.C. Θερμοδυναμική Εκτίμηση του Δυαδικού Συστήματος Al-Zr. //J. Ισορροπίες φάσης. 2001. V.22. Νο. 5, σ.544-551.

198. Turkdogan E.T. Φυσικοχημεία διεργασιών υψηλής θερμοκρασίας. Μ.: Μεταλλουργία. 1985. 344 σελ.

199. Han Y.S., Kalmykov K.V., Abramycheva N.L., Dunaev S.F. Δομή του συστήματος Al-Zr-N στα 1273K και 5Mpa. //VIII Διεθνές συνέδριο κρυσταλλοχημείας διαμεταλλικών ενώσεων. Λβιβ. Ουκρανία. 25-28 Σεπτεμβρίου 2002. σελ.65.

200. Khan Yu.S., Kalmykov K.B., Zaitsev A.I., Dunaev S.F. Ισορροπίες φάσεων στο σύστημα Zr-Al-N στους 1273 K. //Μέταλλα. 2004. Τ.5, σσ.54-63.

201. Han Yu Sin, Kalmykov K.B., Dunaev S.F. Αλληλεπίδραση νιτριδίου αλουμινίου με στοιχεία της ομάδας IVB. //Διεθνές Συνέδριο Προπτυχιακών και Μεταπτυχιακών Φοιτητών για τις Βασικές Επιστήμες "Lomonosov-2003". 15-18 Απριλίου 2003 ενότητα Χημεία. Τ.2, σ.244.

II. ΑΝΑΣΚΟΠΗΣΗ ΤΗΣ ΒΙΒΛΙΟΓΡΑΦΙΑΣ.

§ 1. ΔΙΠΛΑ ΣΥΣΤΗΜΑΤΑ ΣΤΟΙΧΕΙΩΝ ΟΜΑΔΩΝ IV - V

ΜΕ ΑΛΟΥΜΙΝΙΟ.

1.1. Διάγραμμα κατάστασης οχήματος - A1.

1.2. Η δομή των δυαδικών συστημάτων Bx - A1 και NG - A1.

1.3. Δομή του διαγράμματος καταστάσεων του δυαδικού συστήματος Lb - A1.

§ 2. ΔΟΜΗ ΔΥΑΔΙΚΩΝ ΣΥΣΤΗΜΑΤΩΝ M - N (M = A1, TC, Bx, Shch B).

2.1. Διάγραμμα κατάστασης Α1 - Ν.

2.2. Διάγραμμα κατάστασης οχήματος - Ν.

2.3. Διαγράμματα καταστάσεων δυαδικών συστημάτων Bx - N και NG - N.

2.4. Διάγραμμα φάσης Lb - N.

2.5. Φυσικοχημικές ιδιότητες και μέθοδοι σύνθεσης νιτριδίων.

§ 3. ΔΟΜΗ ΔΙΑΓΡΑΜΜΑΤΩΝ ΤΡΙΠΛΗΣ ΚΑΤΑΣΤΑΣΗΣ Μ - Α1 - Ν

M = TC, bx, H £ ββ).

3.1. Διάγραμμα κατάστασης οχήματος - A1 - N.

3.2. Διαγράμματα καταστάσεων Bx - A1 - N και NG- A1 - N.

3.3. Διάγραμμα κατάστασης N1) - A1 - N.

III. ΠΕΙΡΑΜΑΤΙΚΟ ΜΕΡΟΣ

§ 1. ΜΕΘΟΔΟΙ ΠΡΟΕΤΟΙΜΑΣΙΑΣ ΔΕΙΓΜΑΤΟΣ.

§2. ΜΕΘΟΔΟΙ ΜΕΛΕΤΗΣ ΔΕΙΓΜΑΤΩΝ.

2.1. Μικροανάλυση ηλεκτρονικών ανιχνευτών (EPMA).

2.2. Ηλεκτρονική μικροσκοπία σάρωσης (SEM).

2.3. Οπτικό μικροσκόπιο.

2.4. Ανάλυση φάσης ακτίνων Χ.

§ 3 ΑΝΑΠΤΥΞΗ ΜΕΘΟΔΟΥ ΜΕΛΕΤΗΣ ΦΑΣΙΚΩΝ ΔΙΑΓΡΑΜΜΑΤΩΝ

ΜΕ ΕΜΠΛΕΟΜΕΝΟ ΑΖΩΤΟ.

IV. ΑΠΟΤΕΛΕΣΜΑΤΑ ΚΑΙ ΣΥΖΗΤΗΣΗ.

§ 1. ΙΣΟΡΡΟΠΙΑ ΦΑΣΗΣ ΣΤΟ ΣΥΣΤΗΜΑ Τ1 - Α1 - Ν.

§ 2. ΣΥΝΘΗΚΕΣ ΙΣΟΡΡΟΠΙΑΣ ΦΑΣΗΣ ΣΤΟ ΣΥΣΤΗΜΑ Bx - A1 - N.

§ 3. ΔΟΜΗ ΤΟΥ ΔΙΑΓΡΑΜΜΑΤΟΣ ΚΑΤΑΣΤΑΣΗΣ ΤΟΥ ΣΥΣΤΗΜΑΤΟΣ W - A1 - N. dd

§ 4. ΙΣΟΡΡΟΠΙΑ ΦΑΣΗΣ ΣΤΟ ΣΥΣΤΗΜΑ Α - Α1 - Ν.

Προτεινόμενη λίστα διατριβών

• Αλληλεπίδραση κραμάτων με βάση σίδηρο, νικέλιο και στοιχεία των ομάδων IV-VI με άζωτο σε αυξημένη μερική πίεση 1999, Υποψήφια Χημικών Επιστημών Abramycheva, Natalya Leonidovna

• Ισορροπίες φάσεων σε συστήματα Μ-Μ"-Ν σε αυξημένη πίεση 2001, Υποψήφιος Χημικών Επιστημών Vyunitsky, Ivan Viktorovich

• Αποσύνθεση στερεών διαλυμάτων καρβιδίου ζιρκονίου-νιοβίου και διαχωρισμός της φάσης ZrC στο τριμερές σύστημα Zr - Nb - C 2002, υποψήφια φυσικών και μαθηματικών επιστημών Rempel, Svetlana Vasilievna

• Μοντελοποίηση διεργασιών εσωτερικής νιτρίωσης ανθεκτικών στη θερμότητα χάλυβων και κραμάτων 2001, Διδάκτωρ Τεχνικών Επιστημών Πέτροβα, Larisa Georgievna

• Αλληλεπίδραση στοιχείων σε συνθέσεις πυρίμαχων μετάλλων με ανθεκτικά στη θερμότητα κράματα με βάση το νικέλιο και τον σίδηρο 1999, Υποψήφιος Χημικών Επιστημών Kerimov, Elshat Yusifovich

Εισαγωγή της διατριβής (μέρος της περίληψης) με θέμα «Ισορροπίες φάσεων σε συστήματα άζωτο-αλουμίνιο-μεταλλικό μέταλλο ομάδων IV-V»

Παρόμοιες διατριβές στην ειδικότητα «Φυσική Συμπυκνωμένης Ύλης», 01/04/07 κωδ. ΒΑΚ.

• Ισορροπίες φάσεων και κατευθυνόμενη σύνθεση στερεών διαλυμάτων σε τριμερή συστήματα ημιαγωγών με δύο πτητικά συστατικά 1998, Διδάκτωρ Χημικών Επιστημών Semenova, Galina Vladimirovna

• Οιονεκρυσταλλικές φάσεις σε συστήματα Al-Mn-Si, Al-Cu-Fe, Al-Cu-Co: συνθήκες ύπαρξης, δομή, ιδιότητες 2012, Υποψήφιος Χημικών Επιστημών Kazennov, Nikita Vladimirovich

• Υπολογισμός διαγραμμάτων φάσης πολλαπλών συστατικών και χρήση τους για την ανάπτυξη κραμάτων και βελτίωση της τεχνολογίας επεξεργασίας τους 2001, Διδάκτωρ Τεχνικών Επιστημών Smagulov, Dauletkhan Uyalovich

• Σύνθεση νιτριδίων στοιχείων των ομάδων III-VI και σύνθετων υλικών που βασίζονται σε αυτά με νιτρίωση σιδηροκραμάτων σε λειτουργία καύσης 2009, Διδάκτωρ Τεχνικών Επιστημών Chukhlomina, Lyudmila Nikolaevna

• Θερμοδυναμική των ισορροπιών φάσης σε κράματα μετάλλων που περιέχουν άνθρακα 2001, Υποψήφια Χημικών Επιστημών Kachurina, Olga Ivanovna

Συμπέρασμα της διατριβής με θέμα «Φυσική της συμπυκνωμένης ύλης», Han Yu Xing

Κατάλογος αναφορών για έρευνα διατριβής Υποψήφιος Φυσικών και Μαθηματικών Επιστημών Han Yu Xing, 2004

Λάβετε υπόψη ότι τα επιστημονικά κείμενα που παρουσιάζονται παραπάνω δημοσιεύονται μόνο για ενημερωτικούς σκοπούς και ελήφθησαν μέσω της αναγνώρισης κειμένου της αρχικής διατριβής (OCR). Επομένως, ενδέχεται να περιέχουν σφάλματα που σχετίζονται με ατελείς αλγόριθμους αναγνώρισης. Δεν υπάρχουν τέτοια λάθη στα αρχεία PDF των διατριβών και των περιλήψεων που παραδίδουμε.

Στα τέλη της δεκαετίας του '90, εισήχθη στη Ρωσία η 7η έκδοση των Κανόνων Ηλεκτρικής Εγκατάστασης (PUE), σύμφωνα με την οποία η ηλεκτρική εγκατάσταση εσωτερικών δικτύων κτιρίων από καλώδια και σύρματα αλουμινίου με διατομή μικρότερη από 16 mm2 είναι απαγορεύεται και ορίζεται ότι είναι κατασκευασμένα από σύρμα χαλκού. Ο λόγος για την αλλαγή των κανονιστικών απαιτήσεων οφειλόταν σε ορισμένες ιδιότητες του αλουμινίου.

Το αλουμίνιο ως ηλεκτρικός αγωγός

Τα καλώδια και τα καλώδια αλουμινίου χρησιμοποιούνται ευρέως από καιρό τόσο για την καλωδίωση εσωτερικών δικτύων ισχύος σε κτίρια για διάφορους σκοπούς, όσο και για την τοποθέτηση εξωτερικών γραμμών ηλεκτρικής ενέργειας. Αυτό οφείλεται στις ακόλουθες ιδιότητες του αλουμινίου:

• χαμηλό ειδικό βάρος, το οποίο είναι τρεις φορές ελαφρύτερο από αυτό του χαλκού.
• ευκολία επεξεργασίας?
• χαμηλό κόστος υλικού.
• καλή ηλεκτρική αγωγιμότητα ανά μονάδα μάζας.
• υψηλή αντοχή στη διάβρωση.

Ωστόσο, άλλα χαρακτηριστικά του αλουμινίου: υψηλή ρευστότητα, η οποία δεν παρέχει επαρκή ποιότητα επαφών για μεγάλο χρονικό διάστημα. χαμηλή αντοχή υπό μηχανική καταπόνηση σε θραύση. χαμηλή αντίσταση στη θερμότητα, που οδηγεί σε αυξημένη ευθραυστότητα κατά την υπερθέρμανση - οδήγησε στην εισαγωγή απαγόρευσης της ηλεκτρικής εγκατάστασης συρμάτων αλουμινίου μικρής διατομής για εσωτερικά δίκτυα τροφοδοσίας.

Ένας από τους κύριους λόγους που επηρέασαν την αλλαγή στις απαιτήσεις PUE είναι ότι κατά τη λειτουργία σχηματίζεται ένα λεπτό φιλμ οξειδίου στην επιφάνεια των συρμάτων αλουμινίου, το οποίο έχει πολύ χειρότερη ηλεκτρική αγωγιμότητα από το βασικό μέταλλο. Ως αποτέλεσμα, σχηματίζεται υψηλότερη αντίσταση μετάβασης στη διασταύρωση των συρμάτων, η οποία αυξάνει σημαντικά τη δυνατότητα θέρμανσης των επαφών και τον κίνδυνο καταστροφής και πυρκαγιάς τους.

Ο χαλκός, που χρησιμοποιείται ως υλικό για ηλεκτρικά καλώδια και καλώδια, παρά το υψηλότερο κόστος του, δεν έχει τα αναφερόμενα μειονεκτήματα του αλουμινίου και έχει μια σειρά από πλεονεκτήματα: υψηλότερη αγωγιμότητα. δεν σχηματίζει φιλμ οξειδίου στην επιφάνεια. μεγαλύτερη ευελιξία, αυτό επιτρέπει την παραγωγή συρμάτων με πολύ μικρή διατομή έως 0,3 mm2, τα οποία δεν μπορούν να κατασκευαστούν από αλουμίνιο.

Σύνδεση συρμάτων αλουμινίου και χαλκού

Δεδομένου ότι πολλά παλιά κτίρια εξακολουθούν να διαθέτουν ηλεκτρικά δίκτυα κατασκευασμένα από σύρματα αλουμινίου, κατά την ανακαίνιση υπάρχει συχνά ανάγκη σύνδεσης καλωδίων από διαφορετικά υλικά - χαλκό και αλουμίνιο. Σύμφωνα με τους ίδιους Κανόνες Ηλεκτρικής Εγκατάστασης, η σύνδεση συρμάτων αλουμινίου και χαλκού μπορεί να γίνει με διάφορους τρόπους:

• χρησιμοποιώντας συνδέσεις τύπου παξιμαδιού, που αποτελούνται από τρεις πλάκες, μεταξύ των οποίων τα καλώδια συσφίγγονται με μπουλόνια.
• χρησιμοποιώντας σφιγκτήρες τύπου WAGO. Τα άκρα των συνδεδεμένων καλωδίων απογυμνώνονται σε 10-15 mm, εισάγονται σε διαφορετικές οπές στο μπλοκ ακροδεκτών και στη συνέχεια συσφίγγονται με μπλοκ χαμηλώματος.
• χρησιμοποιώντας μπλοκ ακροδεκτών, τα οποία είναι μια λωρίδα με δύο τρύπες. Τα άκρα των συρμάτων που πρόκειται να συνδεθούν εισάγονται στις οπές από διαφορετικά άκρα και συσφίγγονται με μια βίδα
• χρησιμοποιώντας μια απλή σύνδεση με μπουλόνι, όταν τα καλώδια σφίγγονται με ένα παξιμάδι με μια μεταλλική ροδέλα τοποθετημένη ανάμεσά τους. Αυτή η μέθοδος θεωρείται προσωρινή, καθώς δεν είναι κατάλληλη για δωμάτια με υψηλή υγρασία και δεν χρησιμοποιείται για εξωτερικές συνδέσεις.

Το άρθρο ετοιμάστηκε με βάση υλικά από τον ιστότοπο http://energy-systems.ru/

Στόχοι μαθήματος:εξετάστε την κατανομή του αλουμινίου στη φύση, τις φυσικές και χημικές του ιδιότητες, καθώς και τις ιδιότητες των ενώσεων που σχηματίζει.

Πρόοδος

2. Μελέτη νέου υλικού. Αλουμίνιο

Η κύρια υποομάδα της ομάδας III του περιοδικού πίνακα αποτελείται από το βόριο (B), το αλουμίνιο (Al), το γάλλιο (Ga), το ίνδιο (In) και το θάλλιο (Tl).

Όπως φαίνεται από τα παραπάνω στοιχεία, όλα αυτά τα στοιχεία ανακαλύφθηκαν τον 19ο αιώνα.

Ανακάλυψη μετάλλων της κύριας υποομάδας III ομάδες

Το βόριο είναι ένα αμέταλλο. Το αλουμίνιο είναι μέταλλο μετάπτωσης, ενώ το γάλλιο, το ίνδιο και το θάλλιο είναι μέταλλα πλήρους εμβέλειας. Έτσι, με την αύξηση των ακτίνων των ατόμων των στοιχείων κάθε ομάδας του περιοδικού πίνακα, αυξάνονται οι μεταλλικές ιδιότητες των απλών ουσιών.

Σε αυτή τη διάλεξη θα ρίξουμε μια πιο προσεκτική ματιά στις ιδιότητες του αλουμινίου.

Κατεβάστε:

Προεπισκόπηση:

ΕΚΠΑΙΔΕΥΤΙΚΟ ΙΔΡΥΜΑ ΠΡΟΫΠΟΛΟΓΙΣΜΟΥ ΔΗΜΟΤΙΚΟΥ

ΣΧΟΛΗ ΓΕΝΙΚΗΣ ΠΑΙΔΕΙΑΣ Νο 81

Αλουμίνιο. Η θέση του αλουμινίου στον περιοδικό πίνακα και η δομή του ατόμου του. Όντας στη φύση. Φυσικές και χημικές ιδιότητες του αλουμινίου.

καθηγητής χημείας

Γυμνάσιο ΜΒΟΥ Νο 81

2013

Θέμα μαθήματος: Αλουμίνιο. Η θέση του αλουμινίου στον περιοδικό πίνακα και η δομή του ατόμου του. Όντας στη φύση. Φυσικές και χημικές ιδιότητες του αλουμινίου.

Στόχοι μαθήματος: εξετάστε την κατανομή του αλουμινίου στη φύση, τις φυσικές και χημικές του ιδιότητες, καθώς και τις ιδιότητες των ενώσεων που σχηματίζει.

Πρόοδος

1. Οργανωτική στιγμή του μαθήματος.

2. Μελέτη νέου υλικού.Αλουμίνιο

Η κύρια υποομάδα της ομάδας III του περιοδικού πίνακα αποτελείται από το βόριο (Β),αλουμίνιο (Al), γάλλιο (Ga), ίνδιο (In) και θάλλιο (Tl).

Όπως φαίνεται από τα παραπάνω στοιχεία, όλα αυτά τα στοιχεία ανακαλύφθηκαν τον 19ο αιώνα.

Ανακάλυψη μετάλλων της κύριας υποομάδας της ομάδας III

Το βόριο είναι ένα αμέταλλο. Το αλουμίνιο είναι μέταλλο μετάπτωσης, ενώ το γάλλιο, το ίνδιο και το θάλλιο είναι μέταλλα πλήρους εμβέλειας. Έτσι, με την αύξηση των ακτίνων των ατόμων των στοιχείων κάθε ομάδας του περιοδικού πίνακα, αυξάνονται οι μεταλλικές ιδιότητες των απλών ουσιών.

Σε αυτή τη διάλεξη θα ρίξουμε μια πιο προσεκτική ματιά στις ιδιότητες του αλουμινίου.

1. Η θέση του αλουμινίου στον πίνακα του D. I. Mendeleev. Ατομική δομή, εμφάνισε καταστάσεις οξείδωσης.

Το στοιχείο αλουμίνιο βρίσκεται στην ομάδα III, η κύρια υποομάδα «Α», περίοδος 3 του περιοδικού συστήματος, αριθμός σειράς Νο. 13, σχετική ατομική μάζα Ar(Al) = 27. Ο γείτονάς του στα αριστερά στον πίνακα είναι το μαγνήσιο - ένα τυπικό μέταλλο, και στα δεξιά είναι το πυρίτιο - ένα μη μέταλλο. Κατά συνέπεια, το αλουμίνιο πρέπει να παρουσιάζει ιδιότητες κάποιας ενδιάμεσης φύσης και οι ενώσεις του είναι αμφοτερικές.

Al +13) 2 ) 8 ) 3 , p – στοιχείο,

Το αλουμίνιο εμφανίζει κατάσταση οξείδωσης +3 σε ενώσεις:

Al 0 – 3 e - → Al +3

2. Φυσικές ιδιότητες

Το αλουμίνιο στην ελεύθερη του μορφή είναι ένα ασημί-λευκό μέταλλο με υψηλή θερμική και ηλεκτρική αγωγιμότητα. Σημείο τήξεως 650Ο Γ. Το αλουμίνιο έχει χαμηλή πυκνότητα (2,7 g/cm 3 ) - περίπου τρεις φορές λιγότερο από αυτό του σιδήρου ή του χαλκού, και ταυτόχρονα είναι ένα ανθεκτικό μέταλλο.

3. Το να είσαι στη φύση

Ως προς τον επιπολασμό στη φύση, κατατάσσεται1η μεταξύ των μετάλλων και 3η μεταξύ των στοιχείων, δεύτερο μόνο μετά το οξυγόνο και το πυρίτιο. Το ποσοστό περιεκτικότητας σε αλουμίνιο στον φλοιό της γης, σύμφωνα με διάφορους ερευνητές, κυμαίνεται από 7,45 έως 8,14% της μάζας του φλοιού της γης.

Στη φύση, το αλουμίνιο εμφανίζεται μόνο σε ενώσεις(μεταλλικά στοιχεία).

Μερικοί από αυτούς:

Βωξίτης - Al 2 O 3 H 2 O (με προσμίξεις SiO 2, Fe 2 O 3, CaCO 3)

Νεφελίνες - KNa 3 4

Αλουνίτες - KAl(SO 4 ) 2 2Al(OH) 3

Αλουμίνα (μείγματα καολίνων με άμμο SiO 2, ασβεστόλιθος CaCO 3, μαγνησίτης MgCO 3)

Κορούνδιο - Al 2 O 3

Άστριος (ορθόκλος) - Κ 2 O×Al 2 O 3 ×6SiO 2

Καολινίτης - Al 2 O 3 × 2SiO 2 × 2H 2 O

Αλουνίτης - (Na,K) 2 SO 4 ×Al 2 (SO 4) 3 × 4Al(OH) 3

Βηρύλιο - 3BeO Al 2 O 3 6SiO 2

4. Χημικές ιδιότητες του αλουμινίου και των ενώσεων του

Το αλουμίνιο αντιδρά εύκολα με το οξυγόνο υπό κανονικές συνθήκες και είναι επικαλυμμένο με μια μεμβράνη οξειδίου (που του δίνει μια ματ εμφάνιση).

Το πάχος του είναι 0,00001 mm, αλλά χάρη σε αυτό, το αλουμίνιο δεν διαβρώνεται. Για να μελετηθούν οι χημικές ιδιότητες του αλουμινίου, αφαιρείται το φιλμ οξειδίου. (Χρησιμοποιώντας γυαλόχαρτο ή χημικά: πρώτα βυθίστε το σε αλκαλικό διάλυμα για να αφαιρέσετε το φιλμ οξειδίου και μετά σε διάλυμα αλάτων υδραργύρου για να σχηματίσετε ένα κράμα αλουμινίου με υδράργυρο - αμάλγαμα).

I. Αλληλεπίδραση με απλές ουσίες

Ήδη σε θερμοκρασία δωματίου, το αλουμίνιο αντιδρά ενεργά με όλα τα αλογόνα, σχηματίζοντας αλογονίδια. Όταν θερμαίνεται, αντιδρά με θείο (200 °C), άζωτο (800 °C), φώσφορο (500 °C) και άνθρακα (2000 °C), με ιώδιο παρουσία καταλύτη - νερό:

2Al + 3S = Al 2 S 3 (θειούχο αλουμίνιο),

2Al + N 2 = 2AlN (νιτρίδιο αλουμινίου),

Al + P = AlP (φωσφίδιο αργιλίου),

4Al + 3C = Al 4 C 3 (καρβίδιο αλουμινίου).

2 Al + 3 I 2 = 2 AlI 3 (ιωδιούχο αλουμίνιο)

Όλες αυτές οι ενώσεις υδρολύονται πλήρως για να σχηματίσουν υδροξείδιο του αργιλίου και, κατά συνέπεια, υδρόθειο, αμμωνία, φωσφίνη και μεθάνιο:

Al 2 S 3 + 6H 2 O = 2Al(OH) 3 + 3H 2 S

Al 4 C 3 + 12H 2 O = 4Al(OH) 3 + 3CH 4

Με τη μορφή ρινισμάτων ή σκόνης, καίγεται έντονα στον αέρα, απελευθερώνοντας μεγάλη ποσότητα θερμότητας:

4Al + 3O 2 = 2Al 2 O 3 + 1676 kJ.

II. Αλληλεπίδραση με σύνθετες ουσίες

Αλληλεπίδραση με το νερό:

2 Al + 6 H 2 O = 2 Al (OH) 3 + 3 H 2

χωρίς φιλμ οξειδίου

Αλληλεπίδραση με οξείδια μετάλλων:

Το αλουμίνιο είναι ένας καλός αναγωγικός παράγοντας, καθώς είναι ένα από τα ενεργά μέταλλα. Κατατάσσεται στη σειρά δραστηριοτήτων αμέσως μετά τα μέταλλα των αλκαλικών γαιών. Να γιατίαποκαθιστά τα μέταλλα από τα οξείδια τους. Αυτή η αντίδραση, η αλουμινοθερμία, χρησιμοποιείται για την παραγωγή καθαρών σπάνιων μετάλλων, όπως βολφράμιο, βανάδιο κ.λπ.

3 Fe 3 O 4 + 8 Al = 4 Al 2 O 3 + 9 Fe +Q

Μίγμα θερμίτη Fe 3 Ο 4 και Al (σκόνη) – χρησιμοποιείται επίσης στη συγκόλληση με θερμίτη.

Сr 2 О 3 + 2Аl = 2Сr + Al 2 О 3

Αλληλεπίδραση με οξέα:

Με διάλυμα θειικού οξέος: 2 Al + 3 H 2 SO 4 = Al 2 (SO 4 ) 3 + 3 H 2

Δεν αντιδρά με ψυχρό συμπυκνωμένο θείο και άζωτο (παθητικοποιείται). Επομένως, το νιτρικό οξύ μεταφέρεται σε δεξαμενές αλουμινίου. Όταν θερμαίνεται, το αλουμίνιο είναι σε θέση να μειώσει αυτά τα οξέα χωρίς να απελευθερώσει υδρογόνο:

2Al + 6H 2 SO 4 (συμπ.) = Al 2 (SO 4 ) 3 + 3SO 2 + 6H 2 O,

Al + 6HNO 3(conc) = Al(NO 3) 3 + 3NO 2 + 3H 2 O.

Αλληλεπίδραση με αλκάλια.

2 Al + 2 NaOH + 6 H 2 O = 2 NaAl(OH) 4 + 3 H 2

Na[Al(OH) 4] – τετραϋδροξυαλουμινικό νάτριο

Μετά από πρόταση του χημικού Gorbov, κατά τη διάρκεια του Ρωσο-Ιαπωνικού πολέμου αυτή η αντίδραση χρησιμοποιήθηκε για την παραγωγή υδρογόνου για μπαλόνια.

Με διαλύματα αλατιού:

2Al + 3CuSO 4 = Al 2 (SO 4 ) 3 + 3Cu

Εάν η επιφάνεια του αλουμινίου τρίβεται με αλάτι υδραργύρου, εμφανίζεται η ακόλουθη αντίδραση:

2Al + 3HgCl 2 = 2AlCl 3 + 3Hg

Ο υδράργυρος που απελευθερώνεται διαλύει το αλουμίνιο, σχηματίζοντας ένα αμάλγαμα.

5. Εφαρμογή του αλουμινίου και των ενώσεων του

Οι φυσικές και χημικές ιδιότητες του αλουμινίου έχουν οδηγήσει στην ευρεία χρήση του στην τεχνολογία.Η αεροπορική βιομηχανία είναι σημαντικός καταναλωτής αλουμινίου: Τα 2/3 του αεροσκάφους αποτελούνται από αλουμίνιο και τα κράματά του. Ένα ατσάλινο αεροπλάνο θα ήταν πολύ βαρύ και θα μπορούσε να μεταφέρει πολύ λιγότερους επιβάτες.Γι' αυτό το αλουμίνιο ονομάζεται φτερωτό μέταλλο.Τα καλώδια και τα καλώδια είναι κατασκευασμένα από αλουμίνιο: με την ίδια ηλεκτρική αγωγιμότητα, η μάζα τους είναι 2 φορές μικρότερη από τα αντίστοιχα προϊόντα χαλκού.

Λαμβάνοντας υπόψη την αντίσταση στη διάβρωση του αλουμινίου, είναικατασκευή εξαρτημάτων μηχανών και δοχείων για νιτρικό οξύ. Η σκόνη αλουμινίου είναι η βάση για την κατασκευή ασημί βαφής για την προστασία των προϊόντων σιδήρου από τη διάβρωση και για την αντανάκλαση των ακτίνων θερμότητας, τέτοια βαφή χρησιμοποιείται για την κάλυψη δεξαμενών αποθήκευσης λαδιού και στολών πυροσβεστών.

Το οξείδιο του αλουμινίου χρησιμοποιείται για την παραγωγή αλουμινίου και επίσης ως πυρίμαχο υλικό.

Το υδροξείδιο του αργιλίου είναι το κύριο συστατικό των γνωστών φαρμάκων Maalox και Almagel, που μειώνουν την οξύτητα του γαστρικού υγρού.

Τα άλατα αλουμινίου υδρολύονται σε μεγάλο βαθμό. Αυτή η ιδιότητα χρησιμοποιείται στη διαδικασία καθαρισμού του νερού. Θειικό αλουμίνιο και μικρή ποσότητα σβησμένου ασβέστη προστίθενται στο νερό που πρόκειται να καθαριστεί για να εξουδετερωθεί το προκύπτον οξύ. Ως αποτέλεσμα, απελευθερώνεται ένα ογκώδες ίζημα υδροξειδίου του αργιλίου, το οποίο καθιζάνοντας μεταφέρει μαζί του αιωρούμενα σωματίδια θολότητας και βακτήρια.

Έτσι, το θειικό αλουμίνιο είναι πηκτικό.

6. Παραγωγή αλουμινίου

1) Μια σύγχρονη, οικονομικά αποδοτική μέθοδος για την παραγωγή αλουμινίου εφευρέθηκε από το American Hall και τον Γάλλο Héroult το 1886. Περιλαμβάνει ηλεκτρόλυση ενός διαλύματος οξειδίου του αργιλίου σε λιωμένο κρυόλιθο. Τετηγμένος κρυόλιθος Na 3 AlF 6 διαλύει Al 2 O 3, Πώς το νερό διαλύει τη ζάχαρη. Η ηλεκτρόλυση ενός «διαλύματος» οξειδίου του αργιλίου σε τετηγμένο κρυόλιθο συμβαίνει σαν ο κρυόλιθος να ήταν μόνο ο διαλύτης και το οξείδιο του αργιλίου ο ηλεκτρολύτης.

2Al 2 O 3 ηλεκτρικό ρεύμα → 4Al + 3O 2

Στην αγγλική «Εγκυκλοπαίδεια για αγόρια και κορίτσια», ένα άρθρο για το αλουμίνιο ξεκινά με τις ακόλουθες λέξεις: «Στις 23 Φεβρουαρίου 1886, μια νέα εποχή μετάλλου ξεκίνησε στην ιστορία του πολιτισμού - η εποχή του αλουμινίου. Την ημέρα αυτή, ο Charles Hall, ένας 22χρονος χημικός, μπήκε στο εργαστήριο του πρώτου του δασκάλου με μια ντουζίνα μικρές μπάλες από ασημόλευκο αλουμίνιο στο χέρι και με την είδηση ​​ότι είχε βρει έναν τρόπο να φτιάξει το μέταλλο φθηνά και σε μεγάλες ποσότητες». Έτσι ο Χολ έγινε ο ιδρυτής της αμερικανικής βιομηχανίας αλουμινίου και εθνικός ήρωας της Αγγλοσαξονίας, ως άνθρωπος που μετέτρεψε την επιστήμη σε μεγάλη επιχείρηση.

2) 2Al 2 O 3 + 3 C = 4 Al + 3 CO 2

ΑΥΤΟ ΕΙΝΑΙ ΕΝΔΙΑΦΕΡΟΝ:

• Το μέταλλο αλουμινίου απομονώθηκε για πρώτη φορά το 1825 από τον Δανό φυσικό Hans Christian Oersted. Περνώντας αέριο χλώριο μέσα από ένα στρώμα θερμού οξειδίου του αλουμινίου αναμεμειγμένο με άνθρακα, ο Oersted απομόνωσε το χλωριούχο αλουμίνιο χωρίς το παραμικρό ίχνος υγρασίας. Για την αποκατάσταση του μεταλλικού αλουμινίου, ο Oersted χρειάστηκε να επεξεργαστεί το χλωριούχο αλουμίνιο με αμάλγαμα καλίου. 2 χρόνια αργότερα, ο Γερμανός χημικός Friedrich Woeller. Βελτίωσε τη μέθοδο αντικαθιστώντας το αμάλγαμα καλίου με καθαρό κάλιο.
• Τον 18ο και 19ο αιώνα, το αλουμίνιο ήταν το κύριο μέταλλο για τα κοσμήματα. Το 1889, ο D.I. Mendeleev στο Λονδίνο βραβεύτηκε με ένα πολύτιμο δώρο για τις υπηρεσίες του στην ανάπτυξη της χημείας - ζυγαριές από χρυσό και αλουμίνιο.
• Μέχρι το 1855, ο Γάλλος επιστήμονας Saint-Clair Deville είχε αναπτύξει μια μέθοδο για την παραγωγή μετάλλου αλουμινίου σε τεχνική κλίμακα. Αλλά η μέθοδος ήταν πολύ ακριβή. Ο Ντέβιλ απολάμβανε την ειδική αιγίδα του Ναπολέοντα Γ', αυτοκράτορα της Γαλλίας. Ως ένδειξη αφοσίωσης και ευγνωμοσύνης, ο Ντέβιλ έφτιαξε για τον γιο του Ναπολέοντα, τον νεογέννητο πρίγκιπα, μια κομψά χαραγμένη κουδουνίστρα - το πρώτο «καταναλωτικό προϊόν» από αλουμίνιο. Ο Ναπολέων σκόπευε ακόμη και να εξοπλίσει τους φρουρούς του με αλουμινένια κουλούρα, αλλά η τιμή αποδείχθηκε απαγορευτική. Τότε το 1 κιλό αλουμίνιο κόστιζε 1000 μάρκα, δηλ. 5 φορές πιο ακριβό από το ασήμι. Μόνο μετά την εφεύρεση της ηλεκτρολυτικής διαδικασίας το αλουμίνιο έγινε ίσο σε αξία με τα συνηθισμένα μέταλλα.
• Γνωρίζατε ότι το αλουμίνιο, όταν εισέρχεται στον ανθρώπινο οργανισμό, προκαλεί διαταραχή του νευρικού συστήματος; Όταν είναι σε περίσσεια, ο μεταβολισμός διαταράσσεται. Και προστατευτικοί παράγοντες είναι οι ενώσεις βιταμίνης C, ασβεστίου και ψευδαργύρου.
• Όταν το αλουμίνιο καίγεται σε οξυγόνο και φθόριο, απελευθερώνεται πολλή θερμότητα. Ως εκ τούτου, χρησιμοποιείται ως πρόσθετο στα καύσιμα πυραύλων. Ο πύραυλος Saturn καίει 36 τόνους σκόνης αλουμινίου κατά τη διάρκεια της πτήσης του. Η ιδέα της χρήσης μετάλλων ως συστατικού του καυσίμου πυραύλων προτάθηκε για πρώτη φορά από τον F. A. Zander.

3. Εμπέδωση της μελετημένης ύλης

Νο 1. Για να ληφθεί αλουμίνιο από χλωριούχο αλουμίνιο, το μέταλλο ασβεστίου μπορεί να χρησιμοποιηθεί ως αναγωγικός παράγοντας. Γράψτε μια εξίσωση για αυτή τη χημική αντίδραση και χαρακτηρίστε τη διαδικασία αυτή χρησιμοποιώντας έναν ηλεκτρονικό ζυγό.
Νομίζω! Γιατί αυτή η αντίδραση δεν μπορεί να πραγματοποιηθεί σε υδατικό διάλυμα;

Νο 2. Συμπληρώστε τις εξισώσεις των χημικών αντιδράσεων:
Al+H 2 SO 4 (λύση) ->
Al + CuCl 2 ->
Al + HNO 3 (συμπ.) - t ->
Al + NaOH + H 2 O ->

Νο 3. Λύσε το πρόβλημα:
Ένα κράμα αλουμινίου-χαλκού εκτέθηκε σε περίσσεια πυκνού διαλύματος υδροξειδίου του νατρίου κατά τη θέρμανση. Εκλύθηκαν 2,24 λίτρα γκαζιού (n.o.). Να υπολογίσετε την ποσοστιαία σύνθεση του κράματος αν η συνολική του μάζα ήταν 10 g;

4. Εργασία για το σπίτιΔιαφάνεια 2

AL Στοιχείο III (Α) της ομάδας πίνακα D.I. Στοιχείο Mendeleev με αύξοντα αριθμό 13, το στοιχείο της 3ης περιόδου Το τρίτο πιο κοινό όνομα στον φλοιό της γης προέρχεται από το λατινικό. «Αλουμίνις» – στυπτηρία

Ο Δανός φυσικός Hans Oersted (1777-1851) Το αλουμίνιο ελήφθη για πρώτη φορά από αυτόν το 1825 με τη δράση του αμαλγάματος καλίου σε χλωριούχο αλουμίνιο που ακολουθείται από απόσταξη υδραργύρου.

Σύγχρονη παραγωγή αλουμινίου Η σύγχρονη μέθοδος παραγωγής αναπτύχθηκε ανεξάρτητα η μία από την άλλη: από τον Αμερικανό Charles Hall και τον Γάλλο Paul Héroult το 1886. Συνίσταται στη διάλυση οξειδίου του αλουμινίου σε λιωμένο κρυόλιθο, ακολουθούμενη από ηλεκτρόλυση με χρήση αναλώσιμου κωκ ή ηλεκτροδίων γραφίτη.

Ως φοιτητής στο Oberlin College, έμαθε ότι θα μπορούσε να γίνει πλούσιος και να κερδίσει την ευγνωμοσύνη της ανθρωπότητας αν μπορούσε να εφεύρει έναν τρόπο παραγωγής αλουμινίου σε βιομηχανική κλίμακα. Σαν δαιμονισμένος, ο Κάρολος πειραματίστηκε με την παραγωγή αλουμινίου με ηλεκτρόλυση τήγματος κρυόλιθου-αλουμίνας. Στις 23 Φεβρουαρίου 1886, ένα χρόνο μετά την αποφοίτησή του από το κολέγιο, ο Charles παρήγαγε το πρώτο αλουμίνιο χρησιμοποιώντας ηλεκτρόλυση. Charles Hall (1863 – 1914) Αμερικανός χημικός μηχανικός

Paul Héroux (1863-1914) - Γάλλος χημικός μηχανικός Το 1889, άνοιξε ένα χυτήριο αλουμινίου στο Front (Γαλλία), ως διευθυντής του, σχεδίασε έναν φούρνο ηλεκτρικού τόξου για την τήξη χάλυβα, που πήρε το όνομά του. ανέπτυξε επίσης μια ηλεκτρολυτική μέθοδο για την παραγωγή κραμάτων αλουμινίου

8 Αλουμίνιο 1. Από την ιστορία της ανακάλυψης Αρχική Επόμενη Κατά την περίοδο ανακάλυψης του αλουμινίου, το μέταλλο ήταν πιο ακριβό από τον χρυσό. Οι Βρετανοί ήθελαν να τιμήσουν τον μεγάλο Ρώσο χημικό D.I. Mendeleev με ένα πλούσιο δώρο· του έδωσαν χημική ζυγαριά, στην οποία το ένα κύπελλο ήταν από χρυσό και το άλλο από αλουμίνιο. Ένα κύπελλο αλουμινίου έχει γίνει πιο ακριβό από ένα χρυσό. Το προκύπτον "ασήμι από πηλό" ενδιέφερε όχι μόνο επιστήμονες, αλλά και βιομήχανους, ακόμη και τον Αυτοκράτορα της Γαλλίας. Περαιτέρω

9 Αλουμίνιο 7. Περιεχόμενα στον κύριο φλοιό της γης Επόμενο

Βρίσκεται στη φύση Το πιο σημαντικό ορυκτό του αλουμινίου σήμερα είναι ο βωξίτης Το κύριο χημικό συστατικό του βωξίτη είναι η αλουμίνα (Al 2 O 3) (28 - 80%).

11 Αλουμίνιο 4. Φυσικές ιδιότητες Χρώμα – ασημί-λευκό t pl. = 660 °C. t kip. ≈ 2450 °C. Ηλεκτρικά αγώγιμο, θερμικά αγώγιμο Ελαφρύ, πυκνότητα ρ = 2,6989 g/cm 3 Μαλακό, πλαστικό. σπίτι Επόμενο

12 Αλουμίνιο 7. Εμφάνιση στη φύση Βωξίτης – Al 2 O 3 Αλουμίνα – Al 2 O 3 κύριος Επόμενο

13 Aluminium main Συμπληρώστε τις λέξεις που λείπουν Το αλουμίνιο είναι στοιχείο της ομάδας III, της κύριας υποομάδας. Το φορτίο του πυρήνα ενός ατόμου αλουμινίου είναι +13. Υπάρχουν 13 πρωτόνια στον πυρήνα ενός ατόμου αλουμινίου. Υπάρχουν 14 νετρόνια στον πυρήνα ενός ατόμου αλουμινίου. Υπάρχουν 13 ηλεκτρόνια σε ένα άτομο αλουμινίου. Το άτομο αλουμινίου έχει 3 επίπεδα ενέργειας. Το κέλυφος ηλεκτρονίων έχει τη δομή 2e, 8e, 3e. Στο εξωτερικό επίπεδο υπάρχουν 3 ηλεκτρόνια σε ένα άτομο. Η κατάσταση οξείδωσης ενός ατόμου στις ενώσεις είναι +3. Η απλή ουσία αλουμίνιο είναι μέταλλο. Το οξείδιο του αργιλίου και το υδροξείδιο είναι αμφοτερικής φύσης. Περαιτέρω

14 Αλουμίνιο 3 . Δομή μιας απλής ουσίας Metal Bond - μέταλλο Κρυσταλλικό πλέγμα - μέταλλο, κυβικό πρόσωπο με επίκεντρο κύριο Επόμενο

15 Αλουμίνιο 2. Ηλεκτρονική δομή 27 A l +13 0 2e 8e 3e P + = 13 n 0 = 14 e - = 13 1 s 2 2 s 2 2p 6 3s 2 3p 1 Σύντομη ηλεκτρονική σημειογραφία 1 s 2 2 2 s 6 3s 2 3p 1 Συμπλήρωση παραγγελίας αρχική σελίδα Επόμενο

16 Αλουμίνιο 6. Χημικές ιδιότητες 4A l + 3O 2 = 2Al 2 O 3 t 2Al + 3S = Al 2 S 3 C αμέταλλα (με οξυγόνο, με θείο) 2 A l + 3Cl 2 = 2AlCl 3 4Al = 3C 4 C 3 C αμέταλλα (με αλογόνα, με άνθρακα) (Αφαιρέστε το φιλμ οξειδίου) 2 Al + 6 H 2 O = 2Al(OH) 2 + H 2 C νερό 2 Al + 6 HCl = 2AlCl 3 + H 2 2Al + 3H 2 SO 4 = Al 2 (SO 4) 3 + H 2 C οξέα και 2 Al + 6NaOH + 6H 2 O = 2Na 3 [ Al (OH ) 6 ] + 3H 2 2Al + 2NaOH + 2H 2 O = 2NaAlO 2 + 3H 2 C αλκάλια και 8Al + 3Fe 3 O 4 = 4Al 2 O 3 + 9Fe 2Al + WO 3 = Al 2 O 3 + W C o x i d a m m e t a l l o v σπίτι Επόμενο

17 Αλουμίνιο 8. Παρασκευή 1825 H. Oersted: AlCl 3 + 3K = 3KCl + Al: Ηλεκτρόλυση (t pl. = 2050 ° C): 2Al 2 O 3 = 4 Al + 3O 2 Ηλεκτρόλυση (σε λιωμένο κρυόλιθο Na 3 AlF t πληθ. ≈ 1000 ° C): 2Al 2 O 3 = 4 Al + 3O 2 κύρια Επόμενη