Aluminium – ogólna charakterystyka pierwiastka, właściwości chemiczne. „Aluminium i jego związki Aluminium przejściowe

Samouczek wideo 1: Chemia nieorganiczna. Metale: alkalia, ziemia alkaliczna, aluminium

Samouczek wideo 2: Metale przejściowe

Wykład: Charakterystyczne właściwości chemiczne i preparatyka proste substancje- metale: alkaliczne, ziem alkalicznych, aluminium; pierwiastki przejściowe (miedź, cynk, chrom, żelazo)

Właściwości chemiczne metali

Wszystkie metale w reakcje chemiczne objawiają się jako odnowiciele. Łatwo rozstają się z elektronami walencyjnymi, ulegając utlenieniu. Pamiętajmy, że im bardziej na lewo znajduje się metal szereg elektrochemiczny napięcie, tym mocniejszy jest reduktor. Zatem najsilniejszy jest lit, najsłabszy złoto i odwrotnie, złoto jest najsilniejszym utleniaczem, a lit jest najsłabszym.

Li → Rb → K → Ba → Sr → Ca → Na → Mg → Al → Mn → Cr → Zn → Fe → Cd → Co → Ni → Sn → Pb → H → Sb → Bi → Cu → Hg → Ag → Pd → Pt → Au

Wszystkie metale wypierają inne metale z roztworu soli, tj. przywrócić je. Wszystko z wyjątkiem alkalicznych i ziem alkalicznych, ponieważ oddziałują z wodą. Metale znajdujące się do H wypierają go z roztworów rozcieńczonych kwasów i same się w nich rozpuszczają.

Przyjrzyjmy się niektórym ogólnym właściwościom chemicznym metali:

Oddziaływanie metali z tlenem tworzy zasadowe (CaO, Na 2 O, 2Li 2 O itp.) lub amfoteryczne (ZnO, Cr 2 O 3, Fe 2 O 3 itp.) tlenki.
Oddziaływanie metali z halogenami (główna podgrupa grupy VII) tworzy kwasy halogenowodorowe (HF - fluorowodór, HCl - chlorowodór itp.).
W wyniku interakcji metali z niemetalami powstają sole (chlorki, siarczki, azotki itp.).
Oddziaływanie metali z metalami tworzy związki międzymetaliczne (MgB 2, NaSn, Fe 3 Ni itp.).
Oddziaływanie aktywnych metali z wodorem tworzy wodorki (NaH, CaH2, KH itp.).
Oddziaływanie metali alkalicznych i metali ziem alkalicznych z wodą tworzy zasady (NaOH, Ca(OH) 2, Cu(OH) 2 itp.).
W wyniku oddziaływania metali (tylko do H w szeregu elektrochemicznym) z kwasami powstają sole (siarczany, azotyny, fosforany itp.). Należy pamiętać, że metale reagują z kwasami dość niechętnie, natomiast prawie zawsze reagują z zasadami i solami. Aby doszło do reakcji metalu z kwasem, metal musi być aktywny, a kwas mocny.

Właściwości chemiczne metale alkaliczne

Do grupy metali alkalicznych zaliczają się następujące pierwiastki chemiczne: lit (Li), sód (Na), potas (K), rubid (Rb), cez (Cs), frans (Fr). W miarę przesuwania się od góry do dołu przez grupę I układu okresowego, ich promienie atomowe rosną, co oznacza, że zwiększają się ich właściwości metaliczne i redukujące.

Rozważmy właściwości chemiczne metali alkalicznych:

Nie mają oznak amfoteryczności, ponieważ mają wartości ujemne potencjały elektrod.
Najsilniejszy środek redukujący ze wszystkich metali.
Związki wykazują tylko stopień utlenienia +1.
Oddając pojedynczy elektron walencyjny, atomy tych pierwiastków chemicznych przekształcają się w kationy.
Tworzą liczne związki jonowe.
Prawie wszystkie rozpuszczają się w wodzie.

Oddziaływanie metali alkalicznych z innymi pierwiastkami:

1. Z tlenem tworzą poszczególne związki, więc tlenek tworzy tylko lit (Li 2 O), sód tworzy nadtlenek (Na 2 O 2), a potas, rubid i cez tworzą ponadtlenki (KO 2, RbO 2, CsO 2).

2. Z wodą tworzy zasady i wodór. Pamiętaj, że te reakcje są wybuchowe. Tylko lit reaguje z wodą bez eksplozji:

2Li + 2H 2 O → 2LiO H + H 2.

3. Z halogenami, tworząc halogenki (NaCl - chlorek sodu, NaBr - bromek sodu, NaI - jodek sodu itp.).

4. Z wodorem po podgrzaniu, tworząc wodorki (LiH, NaH itp.)

5. Z siarką po podgrzaniu, tworząc siarczki (Na2S, K2S itp.). Są bezbarwne i dobrze rozpuszczalne w wodzie.

6. Po podgrzaniu z fosforem tworzą fosforki (Na 3 P, Li 3 P itp.) i są bardzo wrażliwe na wilgoć i powietrze.

7. W przypadku węgla po podgrzaniu węgliki tworzą tylko lit i sód (Li 2 CO 3, Na 2 CO 3), podczas gdy potas, rubid i cez nie tworzą węglików, tworzą związki binarne z grafitem (C 8 Rb, C 8 Cs, itp.) .

8. W normalnych warunkach tylko lit reaguje z azotem, tworząc azotek Li 3 N, z innymi metalami alkalicznymi reakcja jest możliwa tylko po podgrzaniu.

9. Reagują wybuchowo z kwasami, dlatego prowadzenie takich reakcji jest bardzo niebezpieczne. Reakcje te są niejednoznaczne, ponieważ metal alkaliczny aktywnie reaguje z wodą, tworząc zasadę, która następnie jest neutralizowana kwasem. Stwarza to konkurencję między zasadą i kwasem.

10. Z amoniakiem tworząc amidy - analogi wodorotlenków, ale silniejsze zasady (NaNH2 - amidek sodu, KNH2 - amidek potasu itp.).

11. Z alkoholami tworzy alkoholany.

Frans jest radioaktywnym metalem alkalicznym, jednym z najrzadszych i najmniej stabilnych pierwiastków radioaktywnych. Jego właściwości chemiczne nie zostały dostatecznie zbadane.

Otrzymywanie metali alkalicznych:

Aby otrzymać metale alkaliczne, stosują głównie elektrolizę stopionych ich halogenków, najczęściej chlorków, które tworzą naturalne minerały:

NaCl → 2Na + Cl2.

Istnieją inne sposoby otrzymywania metali alkalicznych:
Sód można również otrzymać poprzez kalcynację sody z węglem w zamkniętych tyglach:

Na2CO3 + 2C → 2Na + 3CO.

Znana jest metoda wytwarzania litu z jego tlenku w próżni w temperaturze 300°C:

2Li 2 O + Si + 2CaO → 4Li + Ca 2 SiO 4.

Potas otrzymuje się poprzez przepuszczenie par sodu przez stopiony chlorek potasu w temperaturze 800°C, uwalniając się pary potasu skraplają się:

KCl + Na → K + NaCl.

Właściwości chemiczne metali ziem alkalicznych

Do metali ziem alkalicznych zalicza się pierwiastki z głównej podgrupy grupy II: wapń (Ca), stront (Sr), bar (Ba), rad (Ra). Aktywność chemiczna tych pierwiastków wzrasta w taki sam sposób jak metali alkalicznych, tj. wzrasta w dół podgrupy.

Właściwości chemiczne metali ziem alkalicznych:

Struktura powłok walencyjnych atomów tych pierwiastków ns 2.

Oddając dwa elektrony walencyjne, atomy tych pierwiastków chemicznych przekształcają się w kationy.
Związki wykazują stopień utlenienia +2.
Ładunki jąder atomowych są o jedną jednostkę większe niż ładunki pierwiastków alkalicznych tych samych okresów, co prowadzi do zmniejszenia promienia atomów i wzrostu potencjałów jonizacyjnych.

Oddziaływanie metali ziem alkalicznych z innymi pierwiastkami:

1. W przypadku tlenu wszystkie metale ziem alkalicznych, z wyjątkiem baru, tworzą tlenki; bar tworzy nadtlenek BaO2. Spośród tych metali beryl i magnez, pokryte cienką ochronną warstwą tlenku, oddziałują z tlenem tylko w bardzo wysokich temperaturach. Główne tlenki metali ziem alkalicznych reagują z wodą, z wyjątkiem tlenku berylu BeO, który ma właściwości amfoteryczne. Reakcja tlenku wapnia i wody nazywana jest reakcją gaszenia wapna. Jeśli odczynnikiem jest CaO, powstaje wapno palone, jeśli Ca(OH) 2, gaszone. Ponadto tlenki zasadowe reagują z tlenkami kwasowymi i kwasami. Np:

3CaO + P 2 O 5 → Ca 3 (PO 4) 2 .

2. Wraz z wodą metale ziem alkalicznych i ich tlenki tworzą wodorotlenki - białe substancje krystaliczne, które w porównaniu z wodorotlenkami metali alkalicznych są słabiej rozpuszczalne w wodzie. Wodorotlenki metali ziem alkalicznych są zasadami, z wyjątkiem amfoterycznego Be (OH ) 2 i słaba zasada Mg(OH)2. Ponieważ beryl nie reaguje z wodą, Be (OH ) 2 można otrzymać innymi metodami, na przykład przez hydrolizę azotku:

Bądź 3 N 2+ 6H2O → 3 Być (OH)2+2N N 3.

3. W normalnych warunkach reaguję z halogenami ze wszystkim oprócz berylu. Ten ostatni reaguje tylko przy wysokim t. Tworzą się halogenki (MgI 2 - jodek magnezu, CaI 2 - jodek wapnia, CaBr 2 - bromek wapnia itp.).

4. Wszystkie metale ziem alkalicznych, z wyjątkiem berylu, reagują z wodorem po podgrzaniu. Powstają wodorki (BaH 2, CaH 2 itp.). Oprócz wysokiego t reakcja magnezu z wodorem wymaga również zwiększonego ciśnienia wodoru.

5. Z siarką tworzą się siarczki. Np:

Сa + S →CaS.

Siarczki służą do produkcji kwasu siarkowego i odpowiednich metali.

6. Z azotem tworzą azotki. Np:

3Być + N 2 → Bądź 3 N 2.

7. Z kwasami tworzącymi sole odpowiedniego kwasu i wodoru. Np:

Be + H 2 SO 4 (rozcieńczony) → BeSO 4 + H 2.

Reakcje te przebiegają analogicznie jak w przypadku metali alkalicznych.

Przygotowanie metali ziem alkalicznych:

Beryl otrzymuje się przez redukcję fluoru:

BeF 2 + Mg –t o → Be + MgF 2

Bar otrzymuje się przez redukcję tlenku:

3BaO + 2Al –t o → 3Ba + Al 2 O 3

Pozostałe metale otrzymuje się przez elektrolizę stopionych chlorków:

CaCl 2 → Ca + Cl 2

Właściwości chemiczne aluminium

Aluminium to aktywny, lekki metal, oznaczony w tabeli numerem 13. Najbardziej powszechny ze wszystkich metali w przyrodzie. A wśród pierwiastków chemicznych zajmuje trzecie miejsce w dystrybucji. Wysoki przewodnik termiczny i elektryczny. Jest odporny na korozję, ponieważ pokryty jest warstwą tlenku. Temperatura topnienia wynosi 660 0 C.

Rozważmy właściwości chemiczne i interakcję aluminium z innymi pierwiastkami:

1. We wszystkich związkach aluminium znajduje się na stopniu utlenienia +3.

2. Wykazuje właściwości redukujące niemal we wszystkich reakcjach.

3. Metal amfoteryczny wykazuje właściwości zarówno kwasowe, jak i zasadowe.

4. Odnawia wiele metali z tlenków. Ta metoda otrzymywania metali nazywa się aluminotermią. Przykład produkcji chromu:

2Al + Cr 2 O 3 → Al 2 O 3 + 2Cr.

5. Reaguje ze wszystkimi rozcieńczonymi kwasami, tworząc sole i uwalniając wodór. Np:

2Al + 6HCl → 2AlCl3 + 3H2;

2Al + 3H2SO4 → Al 2 (SO 4) 3 + 3H 2.

W stężonym HNO 3 i H 2 SO 4 aluminium ulega pasywacji. Dzięki temu możliwe jest przechowywanie i transport tych kwasów w pojemnikach wykonanych z aluminium.

6. Oddziałuje z zasadami, ponieważ rozpuszczają warstwę tlenkową.

7. Oddziałuje ze wszystkimi niemetalami z wyjątkiem wodoru. Aby przeprowadzić reakcję z tlenem, potrzebne jest drobno pokruszone aluminium. Reakcja jest możliwa tylko przy wysokim t:

4Al + 3O2 → 2Al 2 O 3 .

Pod względem efektu termicznego reakcja ta jest egzotermiczna. Interakcja z siarką tworzy siarczek glinu Al 2 S 3, z fosforkiem fosforu AlP, z azotkiem azotu AlN, z węglikiem węgla Al 4 C 3.

8. Oddziałuje z innymi metalami, tworząc glinki (FeAl 3 CuAl 2, CrAl 7 itp.).

Produkcja aluminium:

Aluminium metaliczne otrzymuje się poprzez elektrolizę roztworu tlenku glinu Al 2 O 3 w stopionym kriolicie Na 2 AlF 6 w temperaturze 960–970°C.

2Al2O3 → 4Al + 3O 2 .

Właściwości chemiczne pierwiastków przejściowych

Elementy przejściowe obejmują elementy drugorzędnych podgrup układu okresowego. Rozważmy właściwości chemiczne miedzi, cynku, chromu i żelaza.

Właściwości chemiczne miedzi

1. W szeregu elektrochemicznym H znajduje się po prawej stronie, więc metal ten jest mało aktywny.

2. Słaby środek redukujący.

3. W związkach wykazuje stopnie utlenienia +1 i +2.

4. Reaguje z tlenem po podgrzaniu, tworząc:

tlenek miedzi (I) 2Cu + O 2 → 2CuO(w t 400 0 C)
lub tlenek miedzi (II): 4Cu + O2 → 2Cu2O(w t 200 0 C).

Tlenki mają podstawowe właściwości. Po podgrzaniu w obojętnej atmosferze Cu 2 O jest nieproporcjonalny: Cu2O → CuO + Cu. Tlenek miedzi (II) CuO w reakcjach z zasadami tworzy miedziany, np.: CuO + 2NaOH → Na 2 CuO 2 + H 2 O.

5. Wodorotlenek miedzi Cu(OH) 2 jest amfoteryczny, dominują jego właściwości zasadowe. Łatwo rozpuszcza się w kwasach:

Cu(OH) 2 + 2HNO 3 → Cu(NO 3) 2 + 2H 2 O,

oraz w stężonych roztworach zasad z trudem:

Cu(OH)2 + 2NaOH →Na2.

6. Oddziaływanie miedzi z siarką w różnych warunkach temperaturowych tworzy również dwa siarczki. Po podgrzaniu do 300-400 0 C w próżni powstaje siarczek miedzi (I):

2Cu+S → Cu2S.

W temperaturze pokojowej, rozpuszczając siarkę w siarkowodorze, można otrzymać siarczek miedzi (II):

Cu+S → CuS.

7. Spośród halogenów oddziałuje z fluorem, chlorem i bromem, tworząc halogenki (CuF 2, CuCl 2, CuBr 2), z jodem, tworząc jodek miedzi (I) CuI; nie wchodzi w interakcję z wodorem, azotem, węglem, krzemem.

8. Nie reaguje z kwasami nieutleniającymi, ponieważ utleniają one tylko metale znajdujące się przed wodorem w szeregu elektrochemicznym. The pierwiastek chemiczny reaguje z kwasami utleniającymi: rozcieńczonym i stężonym azotowym oraz stężonym siarkowym:

3Cu + 8HNO 3 (dil) → 3Cu(NO 3) 2 + 2NO + 4H 2 O;

Cu + 4HNO3 (stęż.) → Cu(NO 3) 2 + 2NO 2 + 2H 2 O;

Cu + 2H 2 SO 4 (stęż.) → CuSO 4 + SO 2 + 2H 2 O.

9. Oddziałując z solami, miedź wypiera ze swojego składu metale znajdujące się na prawo od niej w szeregu elektrochemicznym. Np,

2FeCl 3 + Cu → CuCl 2 + 2FeCl 2 .

Widzimy tutaj, że miedź rozpuściła się, a żelazo (III) zostało zredukowane do żelaza (II). Reakcja ta ma duże znaczenie praktyczne i służy do usuwania miedzi osadzonej na tworzywach sztucznych.

Właściwości chemiczne cynku

1. Najbardziej aktywny po metalach ziem alkalicznych.

2. Ma wyraźne właściwości regenerujące i amfoteryczne.

3. W związkach wykazuje stopień utlenienia +2.

4. W powietrzu pokrywa się warstwą tlenku ZnO.

5. Interakcja z wodą jest możliwa w temperaturach czerwonego ciepła. W rezultacie powstaje tlenek cynku i wodór:

Zn + H 2 O → ZnO + H 2 .

6. Oddziałuje z halogenami, tworząc halogenki (ZnF 2 - fluorek cynku, ZnBr 2 - bromek cynku, ZnI 2 - jodek cynku, ZnCl 2 - chlorek cynku).

7. Z fosforem tworzy fosforki Zn 3 P 2 i ZnP 2.

8. Z chalkogenkiem siarki ZnS.

9. Nie reaguje bezpośrednio z wodorem, azotem, węglem, krzemem i borem.

10. Oddziałuje z kwasami nieutleniającymi, tworząc sole i wypierając wodór. Np:

H 2 SO 4 + Zn → ZnSO 4 + H 2
Zn + 2HCl → ZnCl2 + H2.

Reaguje także z kwasami - utleniaczami: ze stęż. kwas siarkowy tworzy siarczan cynku i dwutlenek siarki:

Zn + 2H 2 SO 4 → ZnSO 4 + SO 2 + 2H 2 O.

11. Aktywnie reaguje z alkaliami, ponieważ cynk jest metalem amfoterycznym. Z roztworami alkalicznymi tworzy tetrahydroksycyniany i wydziela wodór:

Zn + 2NaOH + 2H 2 O → Na 2 + H 2 .

Po reakcji na granulkach cynku pojawiają się pęcherzyki gazu. Po stopieniu z bezwodnymi zasadami tworzy cynkany i uwalnia wodór:

Zn+ 2NaOH → Na 2 ZnO 2 +H 2.

Właściwości chemiczne chromu

1. Obojętny w normalnych warunkach, aktywny po podgrzaniu.

3. Tworzy barwne związki.

4. W związkach wykazuje stopnie utlenienia +2 (tlenek zasadowy CrO czarny), +3 (tlenek amfoteryczny Cr 2 O 3 i wodorotlenek Cr(OH) 3 zielony) i +6 (kwasowy tlenek chromu (VI) CrO 3 i kwasy: chromowy H 2 CrO 4 i dwuchromowy H 2 Cr 2 O 7 itp.).

5. Reaguje z fluorem w temperaturze t 350-400 0 C, tworząc fluorek chromu (IV):

Cr+2F2 → CrF4.

6. Z tlenem, azotem, borem, krzemem, siarką, fosforem i halogenami w temperaturze t 600 0 C:

w połączeniu z tlenem tworzy tlenek chromu(VI) CrO 3 (ciemnoczerwone kryształy),
związek z azotem - azotek chromu CrN (czarne kryształy),
związek z borem - borkiem chromu CrB (żółte kryształy),
związek z krzemem - krzemkiem chromu CrSi,
związek z węglem - węglikiem chromu Cr 3 C 2.

7. W stanie gorącym reaguje z parą wodną, tworząc tlenek chromu (III) i wodór:

2Cr + 3H 2O → Cr 2O 3 + 3H 2 .

8. Nie reaguje z roztworami zasad, ale reaguje powoli z ich stopami, tworząc chromiany:

2Cr + 6KOH → 2KCrO 2 + 2K 2O + 3H 2.

9. Rozpuszcza się w rozcieńczonych, mocnych kwasach, tworząc sole. Jeśli reakcja zachodzi na powietrzu, tworzą się sole Cr 3+, na przykład:

2Cr + 6HCl + O2 → 2CrCl3 + 2H2O + H 2 .

Cr + 2HCl → CrCl2 + H2.

10. Reaguje ze stężonymi kwasami siarkowymi i azotowymi, a także z wodą królewską tylko po podgrzaniu, ponieważ w niskich temperaturach kwasy te pasywują chrom. Reakcje z kwasami po podgrzaniu wyglądają następująco:

2Сr + 6Н 2 SO 4 (stęż.) → Сr 2 (SO 4) 3 + 3SO 2 + 6Н 2 О

Cr + 6HNO 3 (stęż.) → Cr(NO 3) 3 + 3NO 2 + 3H 2 O

Tlenek chromu(II) CrO - solidny czarny lub czerwony, nierozpuszczalny w wodzie.

Właściwości chemiczne:

Ma właściwości podstawowe i regenerujące.
Po podgrzaniu do 100 0 C na powietrzu utlenia się do Cr 2 O 3 - tlenku chromu (III).
Z tego tlenku chrom można zredukować wodorem: CrO + H 2 → Cr + H 2 O lub koksem: CrO + C → Cr + CO.
Reaguje z kwas chlorowodorowy, uwalniając wodór: 2CrO + 6HCl → 2CrCl 3 + H 2 + 2H 2 O.
Nie reaguje z alkaliami, rozcieńczonymi kwasami siarkowymi i azotowymi.

Tlenek chromu (III) Cr 2 O 3- substancja ogniotrwała o kolorze ciemnozielonym, nierozpuszczalna w wodzie.

Właściwości chemiczne:

Ma właściwości amfoteryczne.
Jak zasadowy tlenek oddziałuje z kwasami: Cr 2 O 3 + 6HCl → CrCl 3 + 3H 2 O.
Jak tlenek kwasowy oddziałuje z zasadami: Cr 2 O 3 + 2KOH → 2КCrО 3 + H 2 O.
Silne utleniacze utleniają się Cr 2 O 3 do chromianowania H 2 CrO 4.
Silne środki redukujące przywracająCr z Cr2O3.

Wodorotlenek chromu(II) Cr(OH) 2 - żółta lub brązowa substancja stała, słabo rozpuszczalna w wodzie.

Właściwości chemiczne:

Słaba zasada wykazuje podstawowe właściwości.
W obecności wilgoci w powietrzu utlenia się do Cr(OH) 3 - wodorotlenku chromu (III).
Reaguje z stężone kwasy, tworząc błękitne sole chromu (II): Cr(OH) 2 + H 2 SO 4 → CrSO4 + 2H 2O.
Nie reaguje z zasadami i rozcieńczonymi kwasami.

Wodorotlenek chromu (III) Cr(OH) 3 - substancja o barwie szarozielonej, nierozpuszczalna w wodzie.

Właściwości chemiczne:

Ma właściwości amfoteryczne.
Jak zasadowy wodorotlenek reaguje z kwasami: Cr(OH) 3 + 3HCl → CrCl 3 + 3H 2 O.
Jak wodorotlenek kwasowy reaguje z zasadami: Cr(OH) 3 + 3NaOH → Na 3 [Cr(OH) 6].

Właściwości chemiczne żelaza

1. Aktywny metal, charakteryzujący się dużą reaktywnością.

2. Ma właściwości regenerujące, a także wyraźne właściwości magnetyczne.

3. W związkach wykazuje główne stopnie utlenienia +2 (przy słabych utleniaczach: S, I, HCl, roztworach soli), +3 (przy silnych utleniaczach: Br i Cl) oraz mniej charakterystyczny +6 (przy O i H 2 O). W słabych utleniaczach żelazo przyjmuje stopień utlenienia +2, w silniejszych +3. Stopień utlenienia +2 odpowiada czarnemu tlenkowi FeO i zielonemu wodorotlenkowi Fe(OH) 2, które mają zasadowe właściwości. Stopień utlenienia +3 odpowiada czerwonobrązowemu tlenkowi Fe 2 O 3 i brązowemu wodorotlenkowi Fe(OH) 3, które mają słabo wyrażone właściwości amfoteryczne. Fe (+2) jest słabym środkiem redukującym, a Fe (+3) często jest słabym środkiem utleniającym. Kiedy zmieniają się warunki redoks, stopnie utlenienia żelaza mogą się zmieniać.

4. W powietrzu w temperaturze t 200 0 C pokrywa się warstwą tlenku. W normalnych warunkach atmosferycznych łatwo ulega korozji. P Kiedy tlen przepuszcza się przez stopione żelazo, powstaje tlenek FeO. Kiedy żelazo spala się w powietrzu, powstaje tlenek Fe 2 O 3. Podczas spalania czystym tlenem powstaje tlenek - kamień żelazny:

3Fe + 2O 2 → Fe 3 O 4.

5. Reaguje z halogenami po ogrzaniu:

związek z chlorem tworzy chlorek żelaza(III) FeCl 3,
związek z bromem - bromek żelaza (III) FeBr 3,
związek z jodem - jodek żelaza (II,III) Fe 3 I 8,
związek z fluorem - fluorek żelaza (II) FeF 2, fluorek żelaza (III) FeF 3.

6. Po podgrzaniu reaguje również z siarką, azotem, fosforem, krzemem i węglem:

związek z siarką tworzy siarczek żelaza(II) FeS,
związek z azotem - azotek żelaza Fe 3 N,
połączenie z fosforem - fosforkami FeP, Fe 2 P i Fe 3 P,
związek z krzemem - krzemkiem żelaza FeSi,
związek z węglem - węglikiem żelaza Fe 3 C.

2Fe + 4H 2 SO 4 → Fe 2 (SO 4) 3 + SO 2 + 4H 2 O

9. Nie reaguje z roztworami alkalicznymi, ale wolno reaguje ze stopionymi alkaliami, które są silnymi utleniaczami:

Fe + KClO 3 + 2KOH → K 2 FeO 4 + KCl + H 2 O.

10. Redukuje metale znajdujące się w szeregu elektrochemicznym po prawej stronie:

Fe + SnCl 2 → FeCl 2 + Sn.

Pobieranie żelaza: W przemyśle żelazo otrzymuje się z rud żelaza, głównie z hematytu (Fe 2 O 3) i magnetytu (FeO Fe 2 O 3).

3Fe 2 O 3 + CO → CO 2 + 2Fe 3 O 4,
Fe3O4 + CO → CO 2 + 3FeO,
FeO + CO → CO 2 + Fe.

Tlenek żelaza (II) FeO - czarna, krystaliczna substancja (wustyt), nierozpuszczalna w wodzie.

Właściwości chemiczne:

Posiada podstawowe właściwości.
Reaguje z rozcieńczonym kwasem solnym: FeO + 2HCl → FeCl 2 + H 2 O.
Reaguje ze stężonym kwasem azotowym:FeO + 4HNO 3 → Fe(NO 3) 3 + NO 2 + 2H 2 O.
Nie reaguje z wodą i solami.
Wodorem w temperaturze t 350 0 C redukuje się do czystego metalu: FeO + H 2 → Fe + H 2 O.
W połączeniu z koksem ulega również redukcji do czystego metalu: FeO +C → Fe + CO.
Tlenek ten można otrzymać na różne sposoby, jednym z nich jest ogrzewanie Fe pod niskim ciśnieniem O: 2Fe + O 2 → 2FeO.

Tlenek żelaza(III).Fe2O3- proszek o barwie brązowej (hematyt), substancja nierozpuszczalna w wodzie. Inne nazwy: tlenek żelaza, czerwony ołów, barwnik spożywczy E172 itp.

Właściwości chemiczne:

Fe 2 O 3 + 6HCl → 2 FeCl 3 + 3H 2 O.
Nie reaguje z roztworami zasad, reaguje z ich stopami, tworząc ferryty: Fe 2 O 3 + 2 NaOH → 2 NaFeO 2 + H 2 O.
Po podgrzaniu wodorem wykazuje właściwości utleniające:Fe 2 O 3 + H 2 → 2FeO + H 2 O.
Fe 2 O 3 + 3KNO 3 + 4KOH → 2K 2 FeO 4 + 3KNO 2 + 2H 2 O.

Tlenek żelaza (II, III). Fe 3 O 4 lub FeO Fe 2 O 3 - szaro-czarne ciało stałe (magnetyt, magnetyczna ruda żelaza), substancja nierozpuszczalna w wodzie.

Właściwości chemiczne:

Rozkłada się po podgrzaniu powyżej 1500 0 C: 2Fe 3 O 4 → 6FeO + O 2.
Reaguje z rozcieńczonymi kwasami: Fe 3 O 4 + 8HCl → FeCl 2 + 2FeCl 3 + 4H 2 O.
Nie reaguje z roztworami alkalicznymi, reaguje z ich stopami: Fe 3 O 4 + 14NaOH → Na 3 FeO 3 + 2Na 5 FeO 4 + 7H 2 O.
Podczas reakcji z tlenem ulega utlenieniu: 4Fe 3 O 4 + O 2 → 6Fe 2 O 3.
Wodorem po podgrzaniu redukuje się:Fe 3O 4 + 4H 2 → 3Fe + 4H 2 O.
Zmniejsza się również w połączeniu z tlenkiem węgla: Fe 3 O 4 + 4CO → 3Fe + 4CO 2.

Wodorotlenek żelaza(II) Fe(OH) 2 - biała, rzadko zielonkawa substancja krystaliczna, nierozpuszczalne w wodzie.

Właściwości chemiczne:

Ma właściwości amfoteryczne z przewagą zasadowych.
Wchodzi w reakcje zobojętniania kwasów nieutleniających, wykazując następujące podstawowe właściwości: Fe(OH) 2 + 2HCl → FeCl 2 + 2H 2 O.
W interakcji z kwasami azotowymi lub stężonymi kwasami siarkowymi wykazuje właściwości redukujące, tworząc sole żelaza (III): 2Fe(OH) 2 + 4H 2 SO 4 → Fe 2 (SO 4) 3 + SO 2 + 6H 2 O.
Po podgrzaniu reaguje ze stężonymi roztworami zasad: Fe(OH) 2 + 2NaOH →Na2.

Wodorotlenek żelaza (I I Ja) Fe(OH) 3- brązowa substancja krystaliczna lub amorficzna, nierozpuszczalne w wodzie.

Właściwości chemiczne:

Ma słabo wyrażone właściwości amfoteryczne z przewagą zasadowych.
Łatwo wchodzi w interakcję z kwasami: Fe(OH) 3 + 3HCl → FeCl 3 + 3H 2 O.
Ze stężonymi roztworami zasad tworzy heksahydroksżelaziany (III): Fe(OH) 3 + 3NaOH → Na 3.
Tworzy żelaziany ze stopionymi alkaliami:2Fe(OH) 3 + Na 2 CO 3 → 2NaFeO 2 + CO 2 + 3H 2 O.
W środowisku zasadowym z silnymi utleniaczami wykazuje właściwości redukujące: 2Fe(OH) 3 + 3Br 2 + 10KOH → 2K 2 FeO 4 + 6NaBr + 8H 2O.

Masz pytanie na dany temat? Zapytaj o to swojego nauczyciela chemii 👉

Ogólna charakterystyka.

Termin element przejściowy jest zwykle używany w odniesieniu do dowolnego elementu z elektronami walencyjnymi d lub f. Pierwiastki te zajmują pozycję przejściową w układzie okresowym pomiędzy elektrododatnimi pierwiastkami s i elektroujemnymi pierwiastkami p (patrz § 2, 3).

elementy d są zwykle nazywane głównymi elementami przejściowymi. Ich atomy charakteryzują się wewnętrzną strukturą podpowłok d. Faktem jest, że orbital s ich zewnętrznej powłoki jest zwykle zapełniany przed rozpoczęciem wypełniania orbitali d w poprzedniej powłoce elektronowej. Oznacza to, że każdy nowy elektron dodany do powłoka elektronowa następny element d, zgodnie z zasadą wypełnienia (patrz § 2), przypada nie na powłokę zewnętrzną, ale na poprzedzającą ją podpowłokę wewnętrzną. O właściwościach chemicznych tych pierwiastków decyduje udział w reakcjach elektronów z obu powłok.

d-Elementy tworzą trzy serie przejściowe - odpowiednio w 4., 5. i 6. okresie. Pierwsza seria przejściowa obejmuje 10 pierwiastków, od skandu do cynku. Charakteryzuje się wewnętrzną konfiguracją -orbitali (tabela 15.1). Orbital zostaje zapełniony wcześniej niż orbital, ponieważ ma niższą energię (patrz reguła Klechkowskiego, § 2).

Należy jednak zaznaczyć, że występują dwie anomalie. Chrom i miedź mają tylko jeden elektron na swoich orbitali. Faktem jest, że podpowłoki w połowie wypełnione lub wypełnione są bardziej stabilne niż podpowłoki częściowo wypełnione.

Atom chromu ma jeden elektron na każdym z pięciu orbitali tworzących podpowłokę. Ta podpowłoka jest w połowie wypełniona. W atomie miedzi każdy z pięciu orbitali zawiera parę elektronów. Podobną anomalię obserwuje się w srebrze.

Jako rękopis

RÓWNOWAGA FAZOWA W UKŁADACH AZOT - ALUMINIUM - METALE PRZEJŚCIOWE GRUPY IV - V.

01.04.07 - Fizyka materii skondensowanej

Moskwa 2004

Prace na oddziale dobiegły końca chemia ogólna Wydział Chemii w Moskwie Uniwersytet stanowy ich. M.V. Łomonosowa oraz w Instytucie Metalurgii i Fizyki Metali im. G.V. Centralny Instytut Badawczy Kurdyumowa Chermet nazwany imieniem. IP Bardina.

Dyrektor naukowy

Doktor nauk fizycznych i matematycznych, profesor A.I. Zajcew Konsultant naukowy

kandydat nauki chemiczne, starszy badacz Kałmykow K.B. Oficjalni przeciwnicy:

lekarz nauki techniczne, profesor Kraposhin B.S.

Doktor nauk fizycznych i matematycznych, profesor Kaloshkin S. D.

Organizacja wiodąca:

Instytut Metalurgii i Inżynierii Materiałowej im. AA Bajkowa

Obrona rozprawy odbędzie się w dniu 12 listopada 2004 r. o godzinie południa na posiedzeniu rady rozprawy D 141.04.02 FSUE TsNIIchermet im. IP Bardina pod adresem: 105005, Moskwa, ul. 2. Baumańska; 23.09.

Rozprawę można znaleźć w bibliotece technicznej Centralnego Instytutu Badawczego Chermetu im. IP Bardina.

Zapytania tel: 777-93-50

Sekretarz naukowy

rada rozprawy D 141.04.02, kandydat nauk technicznych,

starszy badacz ¿^G^sä^A-^ Aleksandrova N. M.

OGÓLNY OPIS PRACY.

AKTUALNOŚĆ TEMATU: Kompozycje na bazie złożonych azotków glinu i metale przejściowe Grupy IV – V znajdują coraz szersze zastosowanie w różnych gałęziach przemysłu i technologii. Stanowią podstawę do tworzenia powłok odpornych na zużycie i ochronnych, barier dyfuzyjnych w mikroelektronice, wysokotemperaturowej metaloceramice, materiałach kompozytowych, ceramice itp. Równie ważną rolę odgrywają związki A1 i pierwiastki grup IV - V z azotem w projektowaniu i produkcji szerokiej gamy gatunków stali i stopów, zwłaszcza o dużej zawartości azotu. Naturalnie właściwości fizyczne, fizykochemiczne i mechaniczne wymienionych materiałów są bezpośrednio związane z rodzajem i ilością powstałych faz zawierających azot. Dokładne dane dotyczące składu i warunków istnienia związków złożonych mają także fundamentalne znaczenie teoretyczne dla zrozumienia natury wiązanie chemiczne oraz inne kluczowe cechy, które decydują o stopniu ich trwałości. Aby przewidzieć warunki syntezy i stabilność azotków, wymagana jest wiarygodna informacja o równowagach fazowych. Konstruowanie wieloskładnikowych diagramów fazowych z udziałem azotu jest bardzo trudne. proste zadanie ze względu na niskie bodźce termodynamiczne do tworzenia związków mieszanych z faz podwójnych sąsiadujących ze sobą na diagramie stanu, niskie szybkości dyfuzji zawartych w nich składników, a także złożoność i niską dokładność określenia rzeczywistej zawartości azotu. Dlatego obecnie dostępne informacje są fragmentaryczne i skrajnie sprzeczne zarówno na temat składu trójskładnikowych nshridów, jak i położenia linii równowagi fazowej. Otrzymuje się go głównie poprzez wyżarzanie wyprasek proszkowych, w którym trudno jest uzyskać stan równowagi stopu.

CEL PRACY: Opracowanie nowego podejścia do badania diagramów fazowych wieloskładnikowych układów azotków, w oparciu o wykorzystanie zespołu nowoczesnych eksperymentalnych technik analizy fizykochemicznej, metod analizy termodynamicznej i obliczeń, które umożliwia wyznaczenie za pomocą wysoką dokładność warunków współistnienia faz i uzyskania kompleksowych dowodów na ich zgodność z równowagą. Badanie równowag fazowych w obszarze fazy stałej układów trójskładnikowych aluminium - azot - metal grup 1U-U w temperaturze 1273 K. NOWOŚĆ NAUKOWA:

Za pomocą metod analizy i obliczeń termodynamicznych wykazano niespójność dostępnych danych eksperymentalnych dotyczących warunków równowagi fazowej w układach T1-A1-N i T1-A1-M;

Przeprowadzono modelowanie termodynamiczne, analizę i obliczenia równowag fazowych w układach &-A1-N i Sh-A1-K. Znaleziono po raz pierwszy

funkcje termodynamiczne związków trójskładnikowych powstających w tych układach;

Wykreślono obszary fazy stałej na diagramach fazowych układów Ti-Al-N, Zr-Al-N i Hf-Al-N w temperaturze 1273 K;

Ustalono charakter równowag fazowych w układzie Nb-Al-N w temperaturze 1273 K. ZNACZENIE NAUKOWE I PRAKTYCZNE PRACY:

Uzyskane informacje o warunkach równowagi i funkcjach termodynamicznych faz w układach M-A1-N (dalej: M = Ti, Zr, Hf, Nb) stanowią podstawową podstawę naukową dla rozwoju powłok ceramicznych i metalowo-ceramicznych, kompozytowych materiały ważne dla mikroelektroniki, energetyki, inżynierii mechanicznej. Umożliwiają określenie parametrów technologicznych wytwarzania i przetwarzania takich materiałów, a także mają zasadnicze znaczenie dla przewidywania składu fazowego i właściwości szerokiej gamy stali i stopów o dużej zawartości azotu. NIEZAWODNOŚĆ I WAŻNOŚĆ:

Dane uzyskane różnymi metodami analizy fizykochemicznej próbek stopów syntetyzowanych różnymi metodami (azotowanie stopów binarnych, długotrwałe wyżarzanie homogenizujące, pary dyfuzyjne), z wykorzystaniem nowoczesnych podejść eksperymentalnych i sprzętu, takiego jak mikroanaliza z sondą elektronową, skaningowa mikroskopia elektronowa, X -promieniowa analiza fazowa we wszystkich przypadkach była zgodna zarówno między sobą, jak i z wynikami obliczeń termodynamicznych.

2. Struktura obszaru fazy stałej przekroju izotermicznego diagramu fazowego Ti-Al-N w temperaturze 1273 K.

3. Wyniki analizy termodynamicznej i obliczenia równowag fazowych w układzie Zr-Al-N w temperaturze 1273 i 1573 K.

4. Struktura obszarów fazy stałej diagramów stanu układów Zr-Al-N, Hf-Al-N, Nb-Al-N w temperaturze 1273 K.

ZATWIERDZENIE PRACY I PUBLIKACJI. Główne wyniki prac zaprezentowano na: Międzynarodowej Konferencji „VIII Międzynarodowa konferencja chemii krystalicznej związków międzymetalicznych” (Lwów, Ukraina, 2002); Międzynarodowa Konferencja Studentów i Doktorantów Nauk Podstawowych „Łomonosow-2003” (Moskwa, 2003); Międzynarodowa konferencja „Teoria i praktyka technologii wytwarzania wyrobów z materiałów kompozytowych i nowych stopów metali (T11KMM)” (Moskwa, Moskiewski Uniwersytet Państwowy, 2001, 2003). Na podstawie materiałów rozprawy opublikowano 4 artykuły. ZAKRES I STRUKTURA ROZPRAWY. Rozprawa składa się ze wstępu, przeglądu literatury, części eksperymentalnej, dyskusji wyników,

wnioski oraz spis piśmiennictwa w liczbie 204 tytułów. Praca ujęta jest na 138 stronach maszynopisu, w tym 70 rycin i 26 tabel.

W drugiej części zbadano wzorce interakcji azotu z elementy IV-V grup, dostarcza informacji nt fizyczne i chemiczne właściwości i metody syntezy azotków. Wykazano, że podwójne diagramy stwierdza M-N nie do końca przestudiowany. Wiarygodnie stwierdzono jedynie istnienie faz azotkowych MN i M2N, natomiast powstawanie innych faz azotkowych jest wątpliwe ze względu na możliwą stabilizację tlenem.

Zasadnicza część przeglądu literatury poświęcona jest analizie informacji o strukturze diagramów fazowych M-A1-N. Diagramy fazowe M-A1-N badano w znacznie mniejszym stopniu niż stopy binarne. Obecnie praktycznie nie ma danych na temat warunków równowagi fazowej w układach Zr-Al-N, Hf-Al-N i Nb-Al-N. Informacje o schemacie fazowym układu Ti-Al-N zawierają szereg zasadniczych sprzeczności. CZĘŚĆ EKSPERYMENTALNA. §1. Procedura przygotowania próbki.

Zastosowanymi materiałami wyjściowymi były Ti, Zr, Hf-jodek oraz w postaci proszków o czystości 99,5%, Nb - arkusz do topienia próżniowego o czystości 99,99% i proszek o czystości 99,5%, azot GOST 9293-74 OSCH (99,996% obj. N2) 02< 0,001 об.%, ułamek masowy para wodna< 0,005 %). Порошки HfN, ZrN и AIN - марки «Ч», пластины AIN, полученные методом спекания с добавками У2О3.

Stopy Double M-A1 wytworzono poprzez stapianie próbek komponentów w piecu łukowym LAYBOLD HERAUES z nietopliwą elektrodą wolframową w atmosferze oczyszczonego argonu. Aby zwiększyć jednorodność wlewków, przetapiano je pięciokrotnie. Zsyntetyzowane próbki owinięto w folię niobową i poddano wyżarzaniu homogenizującemu w temperaturze 1273 K (100 godzin) w próżniowych ampułkach kwarcowych w piecach oporowych, a następnie hartowaniu w wodzie. Skład stopów, ich skład fazowy i jednorodność kontrolowano za pomocą mikroanalizy z sondą elektronową przy użyciu urządzenia CAMEBAX-microbeam (tabela 1). §2. Metodologia badania próbek.

W pracy wykorzystano następujące metody badawcze:

Mikroanaliza sondą elektronową przy użyciu urządzenia CAMEBAX-microbeam przy napięciach przyspieszających 15 i 30 kV; wstępną analizę zanieczyszczeń przeprowadzono na analizatorze dyspersji energii KEVEX.

Skaningowa mikroskopia elektronowa z wykorzystaniem urządzeń mikrowiązkowych JEOL i CAMEBAX; obraz uzyskano w elektronach wtórnych przy napięciach przyspieszających 15 i 20 kV. Uzyskane obrazy poddano obróbce i określono zależność fazową w badanych próbkach.

Mikroskopia optyczna”, wykorzystując metody pola ciemnego, pola jasnego, światła spolaryzowanego, kontrastu różnicowo-interferencyjnego wg Nomarskiego. Badania prowadzono na urządzeniu „UEYA8AMET-2” przy powiększeniu ><300 и х400.

Rentgenowską analizę fazową metodą proszkową przeprowadzono na dyfraktometrach DRON-4 i 8TAB1-R firmy Yashe (promieniowanie CuK, CoK).

Tabela 1.

Skład chemiczny i fazowy stopów binarnych układów M-A1.

Nr Skład (EPMA), % at. Skład fazowy Nr Skład (EPMA), % at. Skład fazowy

System I - A1

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)

Układ 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 7Х2A\,

4 58,3 41,7 Хт4А1ъ ЪсгА\г

System Sh - A1

1 31,7 68,3 N£A13, Ř12 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

Nr systemowy - A1

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

2 51,2 48,8 1МА13, Мь2А1 5 82,8 17,2 №>3А1, а(№>)

3 63,5 36,5 Lb2A1

§ 3. Opracowanie metodyki badania diagramów fazowych z udziałem azotu.

Do badania równowag fazowych w układach trójskładnikowych M-A1-N wykorzystaliśmy kompleks nowoczesne metody analizy fizykochemiczne, które obejmowały: azotowanie proszków stopów binarnych M-A1 w atmosferze azotu, pary dyfuzyjne oraz długotrwałe wyżarzanie homogenizujące stopów.

Do azotowania proszki stopów binarnych M-A1 umieszczono w tyglach A1203 i poddano działaniu izotermicznemu w instalacji wyżarzania termokompresyjnego orginalny wzór w atmosferze azotu pod ciśnieniem 5 MPa, w temperaturze 1273 K przez 1, 4, 9 i 16 godzin. Skład fazowy próbek badano za pomocą rentgenowskiej analizy fazowej po każdym wyżarzaniu.

Aby określić wpływ czasu trwania azotowania na zmianę składu podwójnych faz azotkowych w obszarze jednorodności, zbadano zależność parametru sieciowego azotków cyrkonu i hafnu od

czas wyżarzania w atmosferze azotu w temperaturze 1273 K i pod ciśnieniem 5 MPa. Parametry sieciowe ZrN i HfN nie zmieniły się podczas wyżarzania przez 4 i 13 godzin, co wskazuje, że w badanych układach czas trwania azotowania wysokotemperaturowego praktycznie nie ma wpływu na skład powstałego azotku.

Pary dyfuzyjne przygotowano według typu „sandwich” M/A1N/M na dwa sposoby: zgrzewanie dyfuzyjne i napawanie. Zgrzewanie dyfuzyjne prowadzono w próżni na instalacji DSVU w temperaturach 1273 K dla tytanu, 1373 K dla cyrkonu i niobu oraz 1433 K dla hafnu. Ciśnienie zgrzewania wynosiło 17-20 MPa. Napawanie Ti, Zr, Hf lub Nb na płytę AIN o wymiarach 2x4x4 mm przeprowadzono w elektrycznym piecu łukowym w atmosferze oczyszczonego argonu. Powstałe pary wygrzewano w próżniowych ampułkach kwarcowych przez 100 i 670 godzin, a strukturę powstałych stref przejściowych badano za pomocą mikroanalizy z sondą elektronową, optycznej i skaningowej mikroskopii elektronowej. Zastosowanie dwóch metod otrzymywania par dyfuzyjnych wykluczyło możliwość wpływu procesów fizykochemicznych zachodzących na granicy faz podczas łączenia różnych materiałów w jeden skład na strukturę stref dyfuzyjnych i charakter uzyskanych wyników.

Aby przeprowadzić badania trzeciego typu, zsyntetyzowano próbki dwóch typów:

1) Z proszków Zr, Hf, Nb i AIN przygotowano mieszaniny o określonym składzie. Mieszaniny sprasowano w temp temperatura pokojowa i ciśnienie 10 MPa. Tabletki stopiono w elektrycznym piecu łukowym w atmosferze argonu i poddano długotrwałemu wyżarzaniu homogenizującemu w temperaturze 1273 K w próżniowych ampułkach kwarcowych przez 200 i 670 godzin w celu uzyskania równowagi fazowej.

2) Płyty A1N owinięto folią tytanową lub niobową, a następnie stopiono w elektrycznym piecu łukowym. Następnie próbki poddano wyżarzaniu długotrwałemu zgodnie z opisaną procedurą. Kryterium osiągnięcia stanu równowagi stanowiła stałość rodzaju i liczby faz wraz ze wzrostem czasu wyżarzania.

Obliczenia i analizę równowag fazowych w badanych układach przeprowadzono zgodnie z podstawowymi prawami termodynamiki. Analizując każdy konkretny skład, wzięto pod uwagę wszystkie możliwe kombinacje faz, których kombinację można było przedstawić. Uznano, że kombinacja faz odpowiadająca minimalnej energii Gibbsa układu odpowiada równowadze stabilnej, a jej charakterystyki (rodzaj i liczba faz współistniejących) wykorzystano do skonstruowania diagramu fazowego. Wszystkie inne kombinacje faz uznano za metastabilne i nie brano pod uwagę ich charakterystyki. Aby sprowadzić funkcje termodynamiczne do tych samych stanów standardowych składników, wykorzystaliśmy dostępne informacje o ich parametrach stabilności lub energii Gibbsa przejść fazowych. Algorytm obliczeniowy zaimplementowano w postaci specjalnego programu komputerowego, który polegał na powtarzaniu procedur wyznaczania składu fazowego układu dla różnych

punkty obejmujące cały zakres składów w przestrzeni stężeń składników w danej temperaturze.

Wstępne doświadczenia i obliczenia pozwoliły na sformułowanie zasad doboru składu badanych próbek, sposobów ich azotowania i obróbki cieplnej, które pozwalają na różne sposoby uzyskiwania tego samego stanu stopu i uzyskanie kompleksowych dowodów jego zgodność z równowagą. WYNIKI I DYSKUSJA. § 1. Równowagi fazowe w układzie T1-A1-1Ch.

Wyniki wstępnych eksperymentów wykazały, że najwięcej skuteczna metoda Badanie równowag fazowych w układzie T!-Al-N polega na azotowaniu sproszkowanych próbek z fazy gazowej. W tabeli 2 przedstawiono wyniki rentgenowskiej analizy fazowej próbek po wyżarzeniu w atmosferze azotu w temperaturze 1273 K przez 1 godzinę. W pierwszych pięciu stopach powstaje trójskładnikowy związek T12AM. Uzyskane wyniki wskazują na istnienie w układzie Tb-Al-M następujących pól fazowych: TlA13-TlA1K-AS, TgAM-AM-"Sh, TShs-T^A^-IgASh i T-TSh-oOP).

Tabela 2.

Skład fazowy sproszkowanych próbek układu T1-A1-N przed i po wygrzewaniu w atmosferze azotu w temperaturze T = 1273 K, p(N2) = 5 MPa.

Nr stopu Skład fazowy

przed azotowaniem po azotowaniu

1 TiAl3, TiAl2 Ti2AlN, TiAl3, A1N

2 TiAl2, TiAl Ti2AlN, TiAl3, TiAl2

3 TiAl, T13AI Ti2AlN, TiNi.x, A1N

4 Ti3Al Ti2AlN, TiN,.x

5 Т1зА1 TijAIN, TiNi.x

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

Do badania bogatego w tytan obszaru diagramu fazowego wykorzystano metody par dyfuzyjnych i długotrwałego wyżarzania homogenizującego. W strefie dyfuzyjnej próbki A1N/Ti po 200 godzinach ekspozycji izotermicznej w temperaturze T = 1273 K zarejestrowano utworzenie dwóch warstw pośrednich: warstwy azotku tytanu zawierającej wtrącenia fazy trójskładnikowej Ti3AlN oraz warstwy roztworu stałego na bazie a(Ti) o stężeniu aluminium do 19% at. Rysunek 1(a) przedstawia strukturę próbki międzywarstwy AlN/tytan o grubości 150 mkm/AIN. Po 200 godzinach wyżarzania na powierzchni azotku glinu tworzy się warstwa azotku tytanu o grubości około 30 µm, której środkiem jest faza Ti3AlN z wtrąceniami azotku tytanu TiN].x. Uzyskane wyniki wskazują na istnienie końcówek AlN-TiNi.„ TiN!.x-Ti3AlN, Ti3AlN-a(Ti).

Aby dokładnie określić położenie linii równowagi w stopach bogatych w tytan obejmujących powoli tworzący się złożony azotek Ti3AlN, zsyntetyzowano dwie próbki poprzez stapianie próbek sproszkowanego azotku tytanu i glinu w stosunku molowym 3/1 i 2/1. Pierwszy stop uzyskał stały skład fazowy po 200 godzinach wyżarzania

TP^-x+"PsAP^+aSP). Według skaningowej mikroskopii elektronowej i rentgenowskiej analizy fazowej (rys. 1b), w drugiej próbce po 200 godzinach wyżarzania występowały 4 fazy: TO^." „PzAGY, a(Tl) i „PzA1.

Ponadto wokół cząstek azotku tytanu stwierdzono wtrącenia T13AM, co świadczy o niewystarczającym czasie homogenizacji. Po 670 godzinach wyżarzania skład fazowy próbki uzyskał stabilną konfigurację: TOL-"PzASH+a(T0 (rys. 2).

TIASZ TAA1 -

Ryż. 1. Mikrostruktura próbek układu „L - A1 - >1”:

a - AMGP/AM po wyżarzeniu 200 h, 1273 K, wtórne е, xООО; b - A1K+2GP po wyżarzeniu 200 godzin, 1273 K, wtórne е, xООО.

n -^zASH A -0(14)

20,0 30,0 40,0 50,0 60,0 70,0 80,0 90,0 20 Rys. 2. Dyfraktogram rentgenowski próbki AlN+2T1 po wygrzewaniu przez 670 h, 1273 K.

Do określenia położenia linii równowagi fazowej przy niskich stężeniach azotu wykorzystano obliczenia termodynamiczne. Nie wzięto pod uwagę istnienia ciekłych roztworów na bazie aluminium oraz a- i (3-stałych roztworów na bazie tytanu, ponieważ stop leży poza obszarem zainteresowania dla równowag w fazie stałej, a badano równowagi z roztworami stałymi szczegółowo eksperymentalnie. Obecnie dane eksperymentalne dotyczące energii powstawania Gibbsa ( Nie ma A/7) faz „PzAPCh, T12A1N, T1A12. Są to jedynie szacunki. Dlatego na pierwszym etapie te nieznane cechy zostały znalezione poprzez optymalizację pośrednią Istotą metody było dobranie wartości A/Δ tych związków tak, aby spełniały ustalone doświadczalnie warunki równowagi fazowej. W rezultacie otrzymano następujące wartości: A/7(T13A1K) = -360,0 kJ/mol; D/7SP2A1M) = -323,3 kJ/mol; A/7 (T1A12) = -80,8 kJ/mol Następnie wykorzystano je do obliczenia równowag fazowych w stopach, których badanie eksperymentalne jest trudne lub niemożliwy.. Skonstruowany przekrój izotermiczny (T = 1273 K) diagramu fazowego układu P-ANCh przedstawiono na rys. 3.

I - składy wyjściowych stopów binarnych „P-A1. X - składy stopów azotowanych, ♦ - składy stopów trójskładnikowych T1 + A1KG, - - - ■ droga dyfuzji. Wyniki obliczeń termodynamicznych są podświetlane w tle.

Uzyskane wyniki stoją w pewnej sprzeczności z istniejącymi danymi, schematycznie pokazanymi na ryc. 4. Jak widać, autorzy stwierdzili, że AM jest w równowadze z „PAb, T1A12> T1A1, T12A1N i TO^.* (Rys. 4 a). Ryc. 4 (b) przedstawia wyniki analizy termodynamicznej i obliczeń równowagi fazowe występujące w pracy Azotek glinu jest w równowadze tylko z PAb, T^AM i Tn^. Jest to zgodne z obecnymi wynikami.

Ryż. 4. Przekrój izotermiczny układu w temperaturze 1273 K:

a - według danych; b - według danych trIZASH, gg-T^AM, 1-T1A1z, 2-T\tsA\i, 3-TSh2,4-T1A1, b-T^A).

Przeprowadzona w niniejszej pracy termodynamiczna analiza równowag fazowych w układzie PA pozwoliła na zidentyfikowanie przyczyn stwierdzonych sprzeczności i okazało się, że powstawaniu azotków trójskładnikowych z wyjściowych stopów binarnych w wielu przypadkach towarzyszy nieznaczna zmiana w energii Gibbsa wynoszącej zaledwie kilkaset J/mol, dlatego autorzy stosujący metodę wyżarzania mieszanin proszkowych o kompozycjach binarnych potrzebowali bardzo długich przedziałów czasowych wyżarzania, aby osiągnąć stan równowagi, co najwyraźniej nie zawsze było możliwe. Przeciwnie, zastosowanemu w proponowanej pracy oddziaływaniu proszków stopu tytanowo-glinowego z azotem towarzyszy znaczny (kilkaset kJ/mol) przyrost energii Gibbsa, co pozwala na szybkie osiągnięcie stanu równowagi. dla faz równowagowych w układzie r-Al-P*.

Badanie równowag fazowych w układzie g-AMCH przeprowadzono według podobnego schematu. Wcześniej modelowanie termodynamiczne i obliczanie równowag fazowych w układzie odbywało się z wykorzystaniem dostępnych informacji nt właściwości termodynamiczne podwójne fazy (tabela 3) oraz dane na wykresie fazowym przy 1273 i 1573 K (ryc. 5). Obliczenia umożliwiają całkowite odtworzenie danych eksperymentalnych dotyczących równowag fazowych w temperaturze 1573 K. Z drugiej strony informacji o warunkach równowagi fazowej w temperaturze 1273 K nie można odtworzyć za pomocą obliczeń termodynamicznych.

W szczególności równowaga A1Ni-2r3AM realizowana jest tylko przy wartościach (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.

Tabela 3.

Energia Gibbsa tworzenia związków binarnych układu Bx - A1 - N z hcp-gg, fcc-A1 i N2(gaz).

Faza D /J=a+bT, J/mol. Faza 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

Ustalona współistnienie faz ArN-Zr3AlN-Zr2Al3 nie jest odtwarzana przy żadnych wartościach A//(Zr3AlN). Dodatkowo, aby zapewnić równowagę AlN-Zr3AlN, należy zredukować (l/5)A/Δ(Zr3AIN) z -73,0 kJ/mol w 1573 K do -92,0 kJ/mol w 1273 K. To drugie jest mało prawdopodobne, ponieważ może wystąpić tylko przy nierealistycznie niskich wartościach entropii tworzenia analizowanego związku A£(Zr3AlN) = -380,0 J/mol-K.

Zatem dane dotyczące warunków równowagi fazowej w układzie Zr-Al-N znalezione w pracy dla różnych temperatur 1573 i 1273 K są wewnętrznie sprzeczne i wymagają szczegółowej weryfikacji eksperymentalnej.

Wyżarzanie stopów układu Zr-Al w atmosferze azotu pod ciśnieniem 5 MPa przez 1 godzinę doprowadziło do powstania azotku cyrkonu ZrN i aluminidku cyrkonu ZrAl3, niezależnie od składu próbki wyjściowej. Wyjątek zaobserwowano jedynie dla stopów nr 5-nr 7 (tab. 4), których obrazy dyfrakcyjne zawierały piki odpowiadające związkowi ZrÀl2. Zaprezentowane wyniki wskazują na możliwość istnienia pola niejednorodnego AlN-ZrAl3-ZrN, co stoi w sprzeczności z wynikami obliczeń termodynamicznych. Według analiz termodynamicznych równowaga faz ZrAl3 i ZrN w stopach Zr-Al-N nie powinna zachodzić, zarówno w obecności, jak i przy braku kompleksowych azotków. Rzeczywiście, dodatkowa ekspozycja izotermiczna próbek w atmosferze azotu przez 4 godziny doprowadziła do zmniejszenia intensywności pików odpowiadających związkowi ZrAl3 i pojawienia się linii fazy ZrAl2 na obrazach dyfrakcyjnych; dłuższe wyżarzanie spowodowało zanik linie związku ZrAl3 na obrazach dyfrakcyjnych.

Opisane zjawisko ma charakter kinetyczny. Cyrkon reaguje z azotem znacznie intensywniej niż aluminium, dlatego w próbkach najpierw tworzy się azotek cyrkonu i faza ZrAl3, która jest maksymalnie zubożona w cyrkon. Wraz ze wzrostem czasu utrzymywania izotermy aluminium reaguje z azotem, tworząc azotek glinu A1N. W rezultacie faza

ChtA\3 przekształca się w ChtA\2, tworząc kompozycję równowagową rAl2-ASh-7rN. Zatem badanie oddziaływania sproszkowanych stopów Zr-A\ z azotem potwierdziło trafność obliczeń termodynamicznych i wskazało na istnienie dwóch kluczowych pól fazowych w 2x-Al-Na AlN-2gAl-7gA12 i AlN-2rAl-2gA12 system.

Ryż. 5. Diagram stanu układu 2g-A1-1M:

a - według danych 1273 K; b - według danych 1573 K; c - rzeczywiste obliczenia, 1273 K; g - rzeczywiste obliczenia, 1573 K.

Analiza dyfrakcji rentgenowskiej i sondy elektronowej próbki otrzymanej w wyniku stopienia proszków azotku cyrkonu i glinu o stosunku molowym Xg/AN = 3/1 po homogenizacji przez 670 godzin w temperaturze 1273 K wykazała obecność faz: 7gM, 7.g5A13M1_x i 2g3A1>1, stabilna konfiguracja komponentów. Badanie struktury stref przejściowych par dyfuzyjnych AGN/gg/AS i AlM/7,g pozwoliło ujawnić istnienie dwóch kolejnych pól fazowych 2rH-2r3A1K-a(2r) i 2rK-r2A13-r5A13N1. x (ryc. 6).

Tabela 4.

Skład fazowy sproszkowanych stopów 2g-Al przed i po wyżarzaniu w atmosferze azotu w temperaturze T = 1273 K, p0^2) = 5 MPa.

Nr stopu Skład fazowy

Przed azotowaniem Po azotowaniu

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

4 godziny ZrN, AIN, ZrAl3, ZrAl2

2 ZrAl2 1 część ZrN, ZrAlj

4 godziny 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

Ryż. 6. Konstrukcja stref przejściowych zbiorników dyfuzyjnych AIN z Zr: a - AIN/Zr/A1N 200 godzin, x 1500; b - A1N/Zr, 200 godzin, x 2000.

Ze względu na duże szybkości oddziaływania cyrkonu z azotem nie udało się doświadczalnie wyznaczyć równowag faz ZrAl, Zt4A13, ZrAl2 i Zr2Al. Do ich ustalenia wykorzystano obliczenia termodynamiczne. W pierwszym etapie wyznaczono energię Gibbsa tworzenia azotków trójskładnikowych metodą optymalizacji pośredniej: (l/5)A/?(Zr3AlN) = -76,0 kJ/mol; (1/(9-x)) D/Z^^АУ^.*) = -63,0 kJ/mol. Uzyskane wartości posłużyły do znalezienia nieznanych warunków równowagi fazowej. Uzyskane wyniki pokazano na ryc. 7.

Skonstruowany diagram stanu układu Zr-Al-N w temperaturze 1273 K jest sprzeczny z danymi dla tej temperatury, jednakże praktycznie pokrywa się z wynikami uzyskanymi dla 1573 K. Najwyraźniej zastosowany czas wyżarzania nie był wystarczający do osiągnięcia stan równowagi stopu w niższej temperaturze, temperatura 1273 K.

аА1з 2хАИ ¿ГдА^

ggA1 4 ъъА\

Ryż. 7. Diagram fazowy układu 2g-A1-N, 1273 K. □ - skład początkowych stopów binarnych układu 2g-A1, o - skład stopów azotowanych, □ - skład stopu trójskładnikowego 2g + AM.

Ścieżki dyfuzyjne w układzie Bx - A1 - N przy 1273K. aaaaa - próbka (¿лЛы+ТхгаЦуТт 670 godzin.

Próbka AM/AS 200 godzin

Próbka A1Y/gg 200 godzin.

§ 3. Struktura diagramu stanu układu Hf-Al-N.

Podobna sytuacja ma miejsce w przypadku układu Hf-AI-N. Na ryc. Rysunek 8 przedstawia strukturę diagramu fazowego w temperaturze 1273 K, otrzymaną w tej pracy wraz z danymi.

Prawie wszystkie fazy układu podwójnego Hf-Al są w równowadze z azotkiem hafnu HfN. Wynika to z niskiej energii Gibbsa tworzenia HfN. Trójskładnikowy związek Hf3AlN tworzy obszary równowagi trójfazowej tylko z fazami Hf5Al3, HfN i a(Hf). Związki binarne Hf2Al i Hf3N2 powstają jedynie w bardzo ograniczonych obszarach składu układu trójskładnikowego. Azotek glinu pozostaje w równowadze z HfAl3 i HfN. § 4. Równowagi fazowe w układzie Nb-Al-N.

Na ryc. Na rysunku 9 przedstawiono diagram stanu układu Nb-Al-N (T=1273 K), skonstruowanego w tej pracy. Uzyskane wyniki praktycznie pokrywają się z danymi pracy dla temperatury 1773 K, przedstawionymi poniżej. Jedyna różnica polega na tym, że w temperaturze 1273 K w układzie Nb-N azotek niobu NbN jest trwały, czyli pozostaje w równowadze z azotkiem glinu i fazą na bazie Nb2N. Związek N>4N3 występuje jedynie w ograniczonym zakresie składów stopów trójskładnikowych. Trójskładnikowy związek Nb3Al2N jest w równowadze z fazami AIN, NbAl3, NbAl2 i Nt^N. Faza na bazie Nb3Al i stały roztwór na bazie niobu tworzą obszar trójfazowy z azotkiem niobu Nb2N. WNIOSEK.

Podsumowując, podsumowano główne wyniki pracy. Wykazano, że przy dużych zawartościach azotu najbardziej obiecującą metodą badania diagramów fazowych trój- i wieloskładnikowych układów azotkowych jest azotowanie sproszkowanych stopów dwuskładnikowych. Przy niskich stężeniach azotu najbardziej odpowiednie wyniki uzyskuje się metodami par dyfuzyjnych i długotrwałego wyżarzania homogenizującego. Powszechnie stosowana metoda wyżarzania wyprasek proszkowych wymaga długotrwałego narażenia izotermicznego i w temperaturach poniżej 1473 - 1573 K w wielu przypadkach nie pozwala na osiągnięcie stanu równowagi stopu.

Wykorzystując kompleks nowoczesnych metod analizy fizycznej i chemicznej skonstruowano diagramy stanu układów Ti-Al-N, Zr-Al-N, Hf-Al-N i Nb-Al-N w temperaturze 1273 K. Podejście oparte na W pracy zastosowano realizację różnych ścieżek, aby uzyskać ten sam stan końcowy stopu. Dane znalezione przy użyciu różne metody, są dobrze zgodne zarówno między sobą, jak i z wynikami obliczeń termodynamicznych, dlatego mogą być zalecane do przewidywania równowag fazowych w tych układach i opartych na nich składów.

Ogólnym wzorcem w strukturze diagramów fazowych badanych układów M - Al - N jest spadek liczby i stabilności złożonych faz azotkowych w miarę wzrostu różnicy pomiędzy stabilnością termodynamiczną podwójnych faz MN i A1N. Zatem przewidywanie możliwości otrzymania trójskładnikowych faz azotkowych, m.in. w stalach i stopach, można przeprowadzić poprzez porównanie wartości energii Gibbsa tworzenia A1N i MN.

Ryż. 8 Diagram stanu Ш-А1-М:

a - według danych 1273 K; b – według danych z 1673 K; c - zgodnie z danymi tej pracy ■ - składy wyjściowych stopów binarnych układu H£-Al. - kompozycje stopów azotowanych (1 godz.). A - skład stopów azotowanych (4 godz.), o - skład stopu trójskładnikowego NX + AM. -*- - drogi dyfuzyjne w układzie Ш"-А1-К w temperaturze 1273 K.

Ryż. 9. Diagram stanu >1b-A1-K:

a - według tej pracy 1273 K:

■ - składy wyjściowych stopów binarnych systemu Mb-A!. - składy stopów azotowanych □ - skład stopu trójskładnikowego ZKL + ASH.

Ścieżki dyfuzyjne w układzie Mb-Al-N przy 1273K.

b – według danych 1773 K.

2. Używanie nowoczesne podejścia przeprowadzono obliczenia termodynamiczne i modelowanie warunków równowagi fazowej, przeprowadzono analizę istniejących danych na diagramach stanu układów M-A1-M. Ujawniono ich niespójność i określono sposoby optymalnych badań eksperymentalnych.

3. Wykorzystując kompleks nowoczesnych metod analizy fizykochemicznej zbadano wzorce oddziaływania pierwiastków w 85 próbkach stopów binarnych i trójskładnikowych układów M-A1-1Ch.

4. Skonstruowano diagram fazy stałej stanu układu Ti-ANN w temperaturze 1273 K. Ustalono, że azotek glinu znajduje się w równowadze z fazami T1A13, Tl2ASh i „PM”. Trójskładnikowy związek T13A1N tworzy trzy -obszary fazowe z fazami T12AGM, T1A1, T13A1, a(T1) i T1^.*.Wyznaczane są parametry

sieci krystaliczne fazy trójskładnikowe Ti2AlN (a=2,986(9)Â, c=13,622(5)Á), Ti3AIN (a=4,1127(17)Â), a energia Gibbsa ich powstawania w wyniku modyfikacji pierwiastków stabilnych w tej temperaturze: -360 Odpowiednio 0,0 kJ/mol i -323,3 kJ/mol.

5. Badano równowagi fazowe w krystalicznych stopach Zr-A!-N w temperaturze 1273 K. Wiarygodnie ustalono położenie wszystkich obszarów równowag trójfazowych. Azotek glinu pozostaje w równowadze z fazami ZrAl3, ZrAl2 i ZrN. Faza trójskładnikowa Zr3AlN tworzy trójfazowe pola równowagi z fazami ZrN, Zr5Al3Ni.x i roztworem stałym na bazie a(Zr). Parametry sieci kompleksowego azotku Zr3AlN wynoszą a=3,366(6)Â, è=l 1,472(10)Â, c=8,966(9)Â, energia tworzenia Gibbsa Ap = -460,0 kJ/mol.

6. Ustalono, że w stałych składach układu Hf-Al-N w temperaturze 1273 K prawie wszystkie fazy podwójne układu Hf-Al znajdują się w równowadze z azotkiem hafnu HfN. Trójskładnikowy związek Hf3AlN tworzy obszary równowagi trójfazowej z fazami Hf5Al3, HfN i roztworem stałym opartym na a(Hf). Fazy podwójne Hf2Al i Hf3N2 występują jedynie w ograniczonych obszarach składu układu trójskładnikowego. Azotek glinu pozostaje w równowadze z HfAI3 i HfN.

7. Po raz pierwszy skonstruowano izotermiczny przekrój poprzeczny T=1273 K części fazowej diagramu stanu układu Nb-AI-N. Trójskładnikowy związek Nb3Al2N pozostaje w równowadze z fazami AIN, NbAI3, NbAl2 i Nb2N. Faza na bazie Nb3Al i stały roztwór na bazie niobu tworzą pole trójfazowe z Nb2N. Azotek niobu NbN pozostaje w równowadze z azotkiem glinu i NbzN.

WYKAZ cytowanych źródeł:

Schuster J.C., Bauer J. Układ trójskładnikowy Tytan-Aluminium-Azot. //J.

Chemia ciała stałego. 1984. V.53. s. 260-265.

Chen G., Sundman B. Ocena termodynamiczna układu Ti-Al-N. //J.

Równowaga fazowa. 1998.V.19. nr 2, s. 25 146-160.

Schuster J.C., Bauer J., Debuigne J. Badanie równowag fazowych związanych z

Materiały do reaktorów termojądrowych: l.Układ trójskładnikowy Zr-Al-N. //J. Nukl. Matko. 1983.

V.116, s.131-135.

Schuster J.C., Bauer J. Badanie równowagi fazowej związanej z reaktorem termojądrowym

Materiały: P. Układ trójskładnikowy Hf-Al-N. //J. Nukl. Matko. 1984. V.120, s. 2. 133-136.

Oznaczenie składu fazowego takich materiałów wykazało obecność jedynie podwójnych faz azotkowych. Jednakże ostatnie, dokładne badania stopów M – Al – N (dalej M = Ti, Zr, Hf, Nb) wykazały istnienie azotków złożonych: Ti3AlN, TÎ2A1N, Ti3Al2N2; Zr3AlN, ZrsAbNj.x; Hf3AlN, Hf5Al3N; Nb3Al2N. Ich właściwości praktycznie nie zostały zbadane, chociaż istnieją podstawy, aby sądzić, że mogą być wyjątkowe. Świadczy o tym fakt, że materiały kompozytowe oparte na kombinacji podwójnych azotków A1 i M mają maksymalny poziom Charakterystyka fizyczna właśnie w obszarach składu faz trójskładnikowych. Na przykład właściwości ścierne trójskładnikowych związków Ti – Al – N są dwukrotnie wyższe niż korundu, a nawet węglika wolframu.

Równie ważną rolę odgrywają związki A1 i pierwiastki grup IV - V z azotem w projektowaniu i produkcji szerokiej gamy gatunków stali i stopów, zwłaszcza o dużej zawartości azotu. Naturalnie właściwości fizyczne, fizykochemiczne i mechaniczne wymienionych materiałów są bezpośrednio związane z rodzajem i ilością powstałych faz zawierających azot. Dokładne dane dotyczące składu i warunków istnienia związków złożonych mają także fundamentalne znaczenie teoretyczne dla zrozumienia natury wiązań chemicznych i innych kluczowych cech decydujących o stopniu ich stabilności. Aby przewidzieć warunki syntezy i stabilność azotków, wymagana jest wiarygodna informacja o równowagach fazowych. Konstruowanie wieloskładnikowych diagramów fazowych z udziałem azotu jest zadaniem bardzo trudnym ze względu na małe bodźce termodynamiczne do tworzenia związków mieszanych z podwójnych faz sąsiadujących na diagramie fazowym, małe szybkości dyfuzji w nich składników, a także złożoność i złożoność niska dokładność określenia rzeczywistej zawartości azotu. Dlatego obecnie dostępne informacje są fragmentaryczne i skrajnie sprzeczne, zarówno jeśli chodzi o skład azotków trójskładnikowych, jak i położenie linii równowagi fazowej. Został on uzyskany głównie przez jedną grupę badaczy poprzez wyżarzanie wyprasek proszkowych, w których osiągnięcie stanu równowagi stopu jest trudne.

CEL PRACY:

Opracowanie nowego podejścia do badania diagramów fazowych wieloskładnikowych układów azotków, opartego na wykorzystaniu zespołu nowoczesnych technik eksperymentalnych analizy fizykochemicznej, metod analizy termodynamicznej i obliczeń, co pozwala na określenie z dużą dokładnością warunków współistnienie faz i uzyskać kompleksowe dowody na ich zgodność z równowagą. Badanie równowag fazowych w obszarze fazy stałej układów trójskładnikowych aluminium - azot - metal grup IV - V w temperaturze 1273 K.

NOWOŚĆ NAUKOWA:

Zastosowano metody analizy i obliczeń termodynamicznych w celu wykazania niespójności dostępnych danych eksperymentalnych dotyczących warunków równowagi fazowej w układach T1-Al-Ligg-Al-K;

Opracowano metodologię badania diagramów fazowych układów azotkowych, która opiera się na zestawie nowoczesnych metod analizy fizycznej i chemicznej oraz zastosowaniu różnych sposobów uzyskania tego samego stanu końcowego stopu, co pozwala na otrzymanie kompleksowe dowody zgodności z równowagą;

Przeprowadzono modelowanie termodynamiczne, analizę i obliczenia równowag fazowych w układach Bx - A1 - N i NG - A1 - N. Po raz pierwszy stwierdzono funkcje termodynamiczne związków trójskładnikowych powstających w tych układach;

Konstruowane są obszary fazy stałej diagramów stanu układów P - A1 - N.

A1-S i NG-A1-S w temperaturze 1273 K; Ustalono charakter równowag fazowych w układzie Lib – Al – N w temperaturze 1273 K.

NAUKOWE I PRAKTYCZNE ZNACZENIE PRACY:

Uzyskane informacje o warunkach równowagi i funkcjach termodynamicznych faz w układach M - A1 - N (M = T1, bx, H £ bb) stanowią podstawową podstawę naukową dla rozwoju powłok ceramicznych i metalowo-ceramicznych, materiałów kompozytowych, ważne dla mikroelektroniki, energetyki i inżynierii mechanicznej. Umożliwiają określenie parametrów technologicznych wytwarzania i przetwarzania takich materiałów, a także mają zasadnicze znaczenie dla przewidywania składu fazowego i właściwości szerokiej gamy stali i stopów o dużej zawartości azotu.

NIEZAWODNOŚĆ I WAŻNOŚĆ:

DO OBRONY MAJĄ NASTĘPUJĄCE POSTANOWIENIA:

1. Technika konstruowania diagramów fazowych wieloskładnikowych układów azotków, polegająca na połączeniu zestawu nowoczesnych metod analizy fizycznej i chemicznej z różnymi sposobami osiągania tych samych równowag, modelowaniu termodynamicznym i obliczaniu równowag fazowych.

2. Struktura obszaru fazy stałej przekroju izotermicznego diagramu fazowego „L - A1 - N w temperaturze 1273 K.

3. Wyniki analizy termodynamicznej i obliczenia równowag fazowych w układzie Tl – A1 – N w temperaturach 1273 i 1573 K.

4. Struktura obszarów fazy stałej diagramów stanu układów Zg - A1 - N. NG- A1 - N. N1) - A1 - N w temperaturze 1273 K.

II. PRZEGLĄD LITERATUR

Zakończenie rozprawy na temat „Fizyka materii skondensowanej”

VI. wnioski.

1. Opracowano metodologię badania diagramów stanu wieloskładnikowych układów azotkowych, opartą na połączeniu metod azotowania stopów binarnych, długotrwałego wyżarzania homogenizującego związków trójskładnikowych, par dyfuzyjnych, obliczeń termodynamicznych i modelowania równowag fazowych . Pozwala na realizację różnych sposobów osiągnięcia tego samego stanu końcowego stopu i uzyskanie kompleksowych dowodów zgodności z jego równowagą. Ustalono, że podczas badania obszarów diagramów stanu o wysokich stężeniach azotu najbardziej niezawodną i pouczającą metodą jest metoda azotowania stopów binarnych. Przy niskich stężeniach azotu najlepsze wyniki uzyskuje się metodą pary dyfuzyjnej.

2. Wykorzystując nowoczesne podejścia do obliczeń termodynamicznych i modelowania warunków równowagi fazowej, przeprowadzono analizę istniejących danych na temat diagramów stanu układów M-A1-I. Ujawniono ich niespójność i określono sposoby optymalnych badań eksperymentalnych.

3. Wykorzystując kompleks nowoczesnych metod analizy fizykochemicznej zbadano wzorce oddziaływania pierwiastków w 85 próbkach stopów binarnych i trójskładnikowych układów M-A1-N.

4. Diagram stanu fazy stałej układu T1-A1-K skonstruowano w temperaturze 1273 K. Ustalono, że azotek glinu znajduje się w równowadze z fazami IA13, „PgASH i TO^.*. Trójskładnikowy związek TS3AIA tworzy trzy -obszary fazowe z fazami TSgASH, T1A1, T13A1, a(P) oraz Parametry sieci krystalicznych faz trójskładnikowych T12ASh (a=2,986(9)A, c=13,622(5)A), T13ASh (a= 4.1127(17)A), a energia Gibbsa ich powstawania w wyniku modyfikacji pierwiastków stabilnych w tej temperaturze wynosi odpowiednio -360,0 kJ/mol i -323,3 kJ/mol.

5. Badano równowagi fazowe w stopach krystalicznych w temperaturze 1273 K. Wiarygodnie ustalono położenie wszystkich obszarów równowag trójfazowych. Azotek glinu pozostaje w równowadze z fazami 2gAl3, ZmA\2 i ZgN. Trójfazowy ggzANYA tworzy pola równowagi trójfazowej z fazami

Roztwór stały na bazie ZrsAbNi.x i (Zr). Parametry sieciowe kompleksowego azotku Z^AIN wynoszą d=3,366(6)А, ¿»=11,472(10)В, c=8,966(9)В, energia tworzenia Gibbsa А/3 = -380,0 kJ/mol.

6. Ustalono, że w stałych składach układu Hf-Al-N w temperaturze 1273 K prawie wszystkie fazy podwójne układu Hf-Al znajdują się w równowadze z azotkiem hafnu HfN. Trójskładnikowy związek Hf^AlN tworzy obszary równowagi trójfazowej z fazami HfsAh, HfN i roztworem stałym na bazie a(Hf). Fazy podwójne Hf2Al, ^N2 występują jedynie w ograniczonych obszarach składu układu trójskładnikowego. Azotek glinu pozostaje w równowadze z HgAl3 i HfN.

7. Po raz pierwszy zbudowano izotermiczny przekrój T=1273 K części fazowej diagramu stanu układu Nb-Al-N. Trójskładnikowy związek Nl^AhN jest w równowadze z fazami AIN, NbAb, NbAb i Nb2N. Faza na bazie Nb3Al i stały roztwór na bazie niobu tworzą pole trójfazowe z Nb2N. Azotek niobu NbN pozostaje w równowadze z azotkiem glinu i Nb2N.

V. WNIOSEK.

Ogólnym wzorcem w strukturze diagramów fazowych badanych układów M – Al – N jest spadek liczby i stabilności złożonych faz azotkowych w miarę wzrostu różnicy pomiędzy stabilnością termodynamiczną podwójnych faz MN i A1N, co charakteryzuje się według energii Gibbsa tworzenia 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. Zatem w układach Ti – Al – N i Zr – Al – N w temperaturze 1273 K występują odpowiednio dwa azotki złożone TijAIN, Ti2AlN i Z^AIN, ZrsAbNi-x. Ponadto w wysokich temperaturach w stopach Ti - Al - N faza TÎ4A1N3.X jest stabilna, a związku ZrsAbNi-* nie można uznać za trójskładnikowy, gdyż jest izostrukturalny ze związkiem międzymetalicznym ZrsAb. Na diagramach fazowych Hf – Al – N i Nb – Al – N jest tylko jeden złożony związek Odpowiednio Hf3AlN i Nb3Al2N.

W układach Ti – Al – N i Nb – Al – N azotek glinu pozostaje w równowadze z odpowiednimi azotkami złożonymi, azotkami tytanu lub niobu oraz glinkami tytanu lub niobu z maksymalnym stężeniem glinu. W układach z cyrkonem i hafnem równowaga AIN - M3AIN zanika. Jest to spowodowane wzrostem stabilności termodynamicznej faz podwójnych azotków ZrN i HfN. Zatem przewidywanie możliwości otrzymania trójskładnikowych faz azotkowych, m.in. w stalach i stopach, można przeprowadzić poprzez porównanie wartości energii Gibbsa tworzenia A1N i MN.

Przeprowadzone badania pozwoliły na opracowanie metody odpowiedniego konstruowania diagramów stanu wieloskładnikowych układów zawierających azot i ustalenie następujących wzorców. Przy wysokich stężeniach azotu i aluminium najbardziej informatywną metodą jest azotowanie proszków dwuskładnikowych stopów metali pod podwyższonym ciśnieniem azotu. Stwierdzono, że optymalne ciśnienie wynosi kilkadziesiąt atmosfer.

W stopach na bazie metali przejściowych i o niskiej zawartości azotu najlepsze wyniki uzyskuje się metodami długotrwałego homogenizowania par wyżarzania i dyfuzji. Charakterystyczną cechą tego ostatniego jest możliwość uzyskania dużej ilości danych o warunkach równowagi fazowej podczas badania jednej próbki. Powszechnie stosowana metoda wyżarzania wyprasek proszkowych wymaga długotrwałego narażenia izotermicznego i w temperaturach poniżej 1473 - 1573 K w wielu przypadkach nie pozwala na osiągnięcie stanu równowagi stopu.

Eksperymentalne badanie równowag fazowych w stopach o niskiej zawartości azotu jest w wielu przypadkach trudne lub wręcz niemożliwe ze względu na małą dokładność określenia jego stężenia istniejących metod. Dla takich odcinków diagramów fazowych skuteczne jest zastosowanie metod modelowania termodynamicznego i obliczania równowag fazowych. Na podstawie danych o warunkach równowagi fazowej znalezionych dla bardziej dostępnych eksperymentalnie odcinków diagramu fazowego oraz dostępnych informacji o funkcjach termodynamicznych pozwalają jednoznacznie ustalić brakujące informacje. Przy rozwiązywaniu danego problemu odpowiadający mu układ równań z reguły okazuje się naddeterminowany, dlatego obliczenia pozwalają nie tylko ustalić położenie linii równowagi, ale także uzyskać kompleksowy dowód na adekwatność równań rozwiązanie. Tym samym, przy przeprowadzaniu obliczeń termodynamicznych dla wszystkich badanych układów, wynik nie zależał od tego, jakie doświadczalnie znalezione pola fazowe wykorzystano jako dane wyjściowe.

Kolejnym ważnym obszarem stosowania modelowania i obliczeń termodynamicznych jest przewidywanie warunków eksperymentalnych i dobór składu wyjściowego próbek w taki sposób, aby różnymi sposobami uzyskać ten sam stan końcowy stopu i wykazać jego zgodność z równowagą.

W tej pracy, wykorzystując zespół nowoczesnych metod analizy fizykochemicznej, cztery przekroje izotermiczne diagramów stanu układów trójskładnikowych T1 - A1 - N. bm - A1 - N. W - A1 - N i N> - A1 - N przy 1273 Konstruuje się K. W tym celu konsekwentnie stosuje się podejście polegające na realizacji różnych ścieżek uzyskania tego samego stanu końcowego stopu. Dane uzyskane różnymi technikami są zgodne zarówno między sobą, jak i z wynikami analiz termodynamicznych, dlatego mogą być zalecane do przewidywania równowag fazowych w tych układach i opartych na nich kompozycjach.

Lista źródeł rozprawa doktorska i abstrakt z fizyki, kandydat nauk fizycznych i matematycznych, Han Yu Xing, Moskwa

1. Yoshimori Shigeru, Mizushima Kazuhiko, Kobayashi Akira, Takei Shu, Uchida Yasutaka, Kawamura Mitsuo. Synteza i analiza AES wielowarstw Nb(NbN)-AlN metodą pozaosiowego rozpylania magnetronowego DC. //Fizyka C. 1998. V.305(3 i 4), s. 281-284.

2. Kwang Ho Kim, Seong Ho Lee. Analizy strukturalne i właściwości filmów Tii-XA1XN osadzanych metodą PACVD przy użyciu mieszaniny gazów TiCl4/AlCl3/N2/Ar/H2. //J. Kor. Cer. Towarzystwo 1995. V.32. Nr 7, s. 809-816.

3. Chen Kexin, Ge Changchun, Li Jiangtao. Tworzenie faz i analiza termodynamiczna samonamnażających się kompozytów układu Al-Zr-N w procesie syntezy wysokotemperaturowej. III. Matko. Rozdzielczość 1998. V.13(9), s.2610-2613.

4. J.C. Schustera, J. Bauera, H. Nowotnego. Zastosowania w materiałoznawstwie diagramów fazowych i struktur krystalicznych w układach trójskładnikowych metal przejściowy-glin-azot. //Revue de Chimie Minerale. 1985. T.22. s. 546-554.

5. Murray J.L. Al-Ti (aluminium-tytan). //Dinarne diagramy faz stopów, wydanie drugie. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V.l, s.225-227.

6. Spencer P.J. Rozwój termodynamicznych baz danych i ich znaczenie dla rozwiązywania problemów technicznych. HZ. Metallkd. 1996. V.87, s.535-539.

7. Huang S.C., Siemers P.A. Charakterystyka wysokotemperaturowych pól fazowych w pobliżu stechiometrycznego y-TiAl. //Transakcje metalurgiczne, sekcja A: Metalurgia fizyczna i nauka o materiałach. 1989. V.20, s. 1. 1899-1906.

8. Kaltenbach K., Gama S., Pinatti D.G., Schulze K.A. Wkład w diagram fazowy Al-Ti. //Z. Metallkd. 1989. V.80, s.511-514.

9. Kornilov I.I., Pylaeva E.N., Volkova M.A., Kripyakevich P.I., Markiv V.Ya. Struktura fazowa stopów układu podwójnego Ti-Al zawierającego od 0 do 30% AI. //Raporty Akademii Nauk ZSRR. 1965. 161. Nr 4, s. 843-846.

10. Böhm N., Löhberg K. Über eine Überstrukturphase vom CsCl-Typ im System Titan-Molybdän-Aluminum. //Z. Metallkd. 1958. V.49, s. 1. 173-178.

11. Sagel K., Schulz E., Zwicker U. Untersuchungen am System Titan-Aluminium. HZ. Metallkd. 1956. V.47, s.529-534.

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

13. Bumps E. S., Kessler H. D., Hansen M. Titanium-Aluminum System, // Transakcje Amerykańskiego Instytutu Inżynierów Górnictwa, Metallurgii i Ropy Naftowej. 1952. V.194. s. 609-614.

14. Kornilov I.I., Pylaeva E.N., Volkova M.A. Schemat stanu układu podwójnego tytan-aluminium. //Izw. Akademia Nauk ZSRR. Dział Chem. N. 1956. T.7, s. 771-777.

15. Kornilov I.I., Pylaeva E.N., Volkova M.A. Przegląd badań diagramu fazowego układu podwójnego Ti-Al. //Tytan i jego stopy. Akademia Nauk M. ZSRR. 1963. s. 74-85.

16. Murray J.L. Obliczanie diagramu faz tytan-aluminium. //Transakcje hutnicze A. 1988. V.19A, s. 243-247.

17. H. Okamoto. Ti Al. //J. Równowaga fazowa. 1993. V.14, s.120.

18. Ogden H.R., Maykuth D.J., Finlay W.L., Jaffee R.I. Skład stopów tytanu i aluminium. //Transakcje Amerykańskiego Instytutu Inżynierów Górnictwa, Hutnictwa i Ropy Naftowej. 1951. V. 191. s. 1150-1155.

19. Anderson C.D., Hofmeister W.H., Bayuzick R.J. Temperatury Liquidusa w układzie Ti-Al. //Transakcje hutnicze A. 1993. V.24, s. 61-66.

20. Kattner U.R., Lin J.C., Chang Y.A. Ocena termodynamiczna i obliczenia układu Ti-Al. //Transakcje hutnicze A. 1992. V.23, s.2081-2090.

21. Perepezko J.H. Stabilność faz i przetwarzanie glinków tytanu. //Materiały z Międzynarodowego Sympozjum na temat związków międzymetalicznych, struktury i właściwości mechanicznych (JIMIS-6). Sendai, Japonia. 1991. s. 239-243.

22. Perepezko J.H., Mishurda J.C. Równowagi fazowe w układzie tytanowo-aluminiowym, //Titanium "92: Sci. and Technol.: Proc. Symp. 7th World Titanium Conf., San Diego, Kalifornia, 29 czerwca - 2 lipca 1992. V.l. Warrendale (Pa). 1992. s. 563-570.

23. McCullough C., Valencia J.J., Levi C.G., Mehrabian R. Równowagi fazowe i krzepnięcie w stopach Ti-Al. //Acta Metallurgies 1989. V.37, s. 25 1321-1336.

24. Chang J.Y., Moon I.G., Choi C.S. Mikrostruktury podgrzewanych glinek tytanu na bazie gamma(y). //J. Koreański Inst. Spotkał. & Mat. 1995. V.33. 11, s. 1552-1561.

25. Collings E.W. Badania magnetyczne równowagi fazowej w stopach Ti-Al (30 do 57 at.%). //Transakcja hutnicza A. 1979. V.l OA. nr 4, s. 463-473.

26. Jung I.S., Kim M.C., Lee J.H., Oh M.H., Wee D.M. Równowaga fazowa stopu Ti-Al poprzez krzepnięcie kierunkowe. //J. Kor. Inst. Spotkał. & Mat. 1999. V.37. nr 4, s. 448-453.

27. Jung I.S., Kim M.C., Lee J.H., Oh M.H., Wee D.M. Równowaga fazowa w wysokiej temperaturze w pobliżu Ti-50 w % at. Skład AI w układzie Ti-Al badany przez krzepnięcie kierunkowe. //Międzymetaliczne. 1999. V.7, s. 1247-1253.

28. Okamoto H. Aluminium-Tytan. //J. Równowaga fazowa. 2000. V. 21. nr 3, s. 311.

29. Zhang F., Chen S.L., Chang Y.A., Kattner U.R. Opis termodynamiczny układu Ti-Al. //Międzymetaliczne. 1997. V.5, s. 471-482.

30. Kornilov I.I., Nartova T.T., Chernysheva S.P. O schemacie fazowym Ti-Al w części bogatej w tytan. //Izw. Akademia Nauk ZSRR. Metale. 1976. Nr 6, s. 1976. 192-198.

31. Tsujimoto T., Adachi M. Ponowne badanie obszaru bogatego w tytan na diagramie równowagi tytan-aluminium. //J. Instytut Metali. 1966. V.94. nr 10, s. 358-363.

32. Van Loo F.J.J., Rieck G.D. Dyfuzja w układzie tytan-aluminium II: dyfuzja wzajemna w zakresie składu od 25 do 100% at. Ti. //Akt Metalowy. 1973. V.21, s. 73-84.

33. Clark D., Jepson K.S., Lewis G.I. Badanie układu tytanowo-aluminiowego do 40 at. % aluminium. //J. Instytut Metali. 1962/63. V.91. nr 6, s. 25 197-203.

34. Sato T., Haung Y.C. Schemat równowagi układu Ti-Al. //Transakcje Japońskiego Instytutu Metali. 1960. V.l, s. 22-27.

35. Suzuki A., Takeyama M., Matsuo T. Transmisyjna mikroskopia elektronowa dotycząca równowagi fazowej pomiędzy fazami ß, a i a2 w układzie binarnym Ti-Al. //Międzymetaliczne. 2002. V.10, s. 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, s. 44-52.

37. Palm M., Zhang L.C., Stein F., Sauthoff G. Faza i równowaga fazowa w bogatej w Al części układu Al-Ti powyżej 900°C. //Międzymetaliczne. 2002. V.10, s. 523-540.

38. Schuster J.C., Ipser H. Fazy i zależności fazowe w układzie częściowym TiAh-TiAl. HZ. Metallkd. 1990. V.81, s.389-396.

39. Loiseau A., Vannffel C. TiAl2 – faza ponownego wejścia w systemie Ti AI. //Fiz. stan solidny. 1988.V.l07. nr 2, s. 655-671.

40. Hori S., Tai H., Matsumoto E. Rozpuszczalność tytanu w aluminium w stanie stałym. //J. Japoński Instytut Metali Lekkich. 1984. V.34. nr 7, s. 377-381.

41. Abdel H.A., Allibert C.H., Durand F. Równowaga pomiędzy TiAh i Molten AI: Results from the Technique of Electromagnetic Phase Separation. //Z. Metallkd. 1984. V.75, s. 455-458.

42. Minamino Y., Yamane T., Araki H., Takeuchi N., Kang Y., Miyamoto Y., Okamoto T. Solid Solubilities of Manganese and Titanium in Aluminium przy 0,1 MPa i 2,1 Gpa. //Transakcje hutnicze A. 1991. V.22, s.783-786.

43. Liu Y.C., Yang G.C., Guo X.F., Huang J., Zhou Y.H. Połączone zachowanie wzrostu w szybko zestalonych stopach perytektycznych Ti Al. //J. Wzrost kryształów. 2001. V.222, s.645-654.

44. Mrowietz M., Weiss A. Rozpuszczalność wodoru w stopach tytanu: I. Rozpuszczalność wodoru w układzie Tii-xGax, 0

45. Knapton A.G. Układ uran-tytan. //J. Instytut Metali. 1954/55. V.83, s.497-504.

46. Jamieson J.C. Struktury krystaliczne tytanu, cyrkonu i hafnu pod wysokim ciśnieniem. //Nauka (Waszyngton). 1963. V.140, s.72-73.

47. Sridharan S., Nowotny H. Badania w układzie trójskładnikowym Ti-Ta-Al i w układzie czwartorzędowym Ti-Ta-Al-C. //Z. Metallkd. 1983. V.74, s. 468-472.

48. Braun J., Ellner M. Rentgenowskie badanie in-situ w wysokiej temperaturze glinku TiAh (typu HfGa2). //J. Stopy i związki. 2000. V.309, s. 18-122.

49. Braun J., Ellher M., Predel B. Zur Struktur der Hochtemperaturphase Ti-Al. //J. Stopy i związki. 1994. V.203, s.189-193.

50. Kumar K.S. Szczyt promieniowania rentgenowskiego nasila się w przypadku związku binarnego AljTi. //Dyfrakcja proszku. 1990. V.5, s. 165-167.

51. Bandyopadhyay J., Gupta K.P. Niskotemperaturowe parametry siatki stopów Al i Al-Zn oraz parametr Gruneisena Al. //Kriogenika. 1978. V.l 8, s. 54-55.

52. Kulikov I.S. Termodynamika węglików i azotków. Czelabińsk: Metalurgia, 1988.319p.

53. Peruzzi A., Abriata J.P. Al-Zr (aluminium-cyrkon). //Dinarne diagramy faz stopów, wydanie drugie, wyd. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V.l, s.241-243.

54. Murray J.L., McAlister A.J., Kahan D.J. System Al-Hf (aluminium-hafn). //J. Równowaga fazowa. 1998. Nr 4, s. 376-379.

55. Peruzzi A. Ponowne badanie bogatego w Zr końca diagramu fazy równowagi Zr-Al. //J. Materiały nuklearne. 1992. V.186, s. 89-99.

56. Sauderowie. N. Obliczone równowagi fazowe stabilne i metastabilne w stopach Al-Li-Zr. //Z. Metallkd. 1989. V.80, s.894-903.

57. Saunders N., Rivlin V.G. Charakterystyka termodynamiczna systemów stopów Al-Cr, Al-Zr i Al-Cr-Zr. //Nauka o materiałach i technologia. 1986. V.2, s. 521-527.

58. Kaufman L., Nesor H. Obliczenia układów Ni-Al-W, Ni-Al-Hf i Ni-Cr-Hf. //Kanadyjski kwartalnik metalurgiczny. 1975. V.14, s. 221-232.

59. Balducci G., Ciccioli A., Cigli G., Gozzi D., Anselmi-Tamburini U. Termodynamiczne badanie faz międzymetalicznych w układzie Hf-Al. //J. Stopy i związki. 1995. V.220, s. 1. 117-121.

60. Matkovic P., Matkovic T., Vickovic I. Struktura krystaliczna związku międzymetalicznego FeZr3. //Metalurgia. 1990. V.29, s.3-6.

61. Savitsky E.M., Tylkina M.A., Tsyganova I.A. Diagram fazowy układu cyrkon - ren. //Energia atomowa. 1959. V.7, s. 724-727.

62. Ming L., Manghnani M.N., Katahara K.W. Badanie transformacji a->x w układzie Zr-Hf do 42 GPa, //J. Fizyka stosowana. 1981. V.52, s. 1332-1335.

63. Meng W.J., Faber J.jr., Okamoto P.R., Rehn L.E., Kestel B.J., Hitterman R.L. Badanie dyfrakcji neutronów i transmisyjnej mikroskopii elektronowej przemian fazowych indukowanych wodorem w Zr3Al. //J. Fizyka stosowana. 1990. V.67, s. 312-1319.

64. Clark N.J., Wu E. Absorpcja wodoru w układzie Zr-Al. //J. Mniej powszechne metale. 1990. V. 163, s. 227-243.

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

66. Nandedkar R.V., Delavignette P. O tworzeniu nowej nadbudówki w układzie cyrkon-aluminium. //Stan fizyki Solidi A: Badania stosowane. 1982. V.73, s.K157-K160.

67. Kim S.J., Kematick R.J., Yi S.S., Franzen H.F. O stabilizacji Zr5Al3 w strukturze typu Mn5Si3 przez tlen śródmiąższowy. //J. Mniej powszechne metale. 1988. V.137, s. 55-59.

68. Kematick R.J., Franzen H.F. Badanie termodynamiczne układu cyrkon-aluminium. //J. Chemia ciała stałego. 1984. V.54, s.226-234.

69. Hafez M., Slebarski A. Badania magnetyczne i strukturalne stopów Zri.xGdxAl2. //J. Magnetyzm i materiały magnetyczne. 1990. V.89, s. 2. 124-128.

70. Desch P.B., Schwarz R.B., Nash P. Tworzenie metastabilnych faz Lb w Al3Zr i Al-12,5% X-25% Zr(X=Li,Cr,Fe,Ni,Cu). //J. Mniej powszechne metale. 1991. V.168, s. 69-80.

71. Ma Y., Romming C., Lebech V., Gjonnes J., Tafto J. Udoskonalanie struktury Al3Zr przy użyciu dyfrakcji promieni rentgenowskich na pojedynczym krysztale, dyfrakcji neutronów proszkowych i CBED. //Acta Crystallographica B. 1992. V.48, s. 2 11-16.

72. Schuster J.C., Nowotny H. Badania układów trójskładnikowych (Zr, Hf, Nb, Ta)-Al-C i badania nad węglikami złożonymi. //Z. Metallkd. 1980. V.71, s. 341-346.

73. Maas J., Bastin G., Loo F.V., Metselaar R. Tekstura w warstwach rosnących dyfuzyjnie. Trigliniaki MeAl3 (Me=Ti, V, Ta, Nb, Zr, Hf) i VNi3. //Z Metallkd. 1983. V.74, s.294-299.

74. Wodniecki P., Wodniecka V., Kulinska A., Uhrmacher M., Lieb K.P. Glinki hafnu HfAl3 i Н£гА13 badane przez zaburzone korelacje kątowe za pomocą sond 181 Ta i mCd. //J. Stopy i związki. 2000. V.312, s. 2000. 17-24.

75. Kuznetsov G.M., Barsukov A.D., Abas M.I. Badanie rozpuszczalności Mn, Cr, Ti i Zr w aluminium w stanie stałym. //Izw. uniwersytety Kolor Metalurgia. 1983. Nr 1, s. 96-100.

76. Rath V.V., Mohanty G.P., Mondolfo L.F. Bogaty w aluminium koniec diagramu aluminium-hafn. //J. Instytut Metali. 1960/61. V.89, s.248-249.

77. Kattner U.R. AlNb. //Dinarne diagramy faz stopów, wydanie drugie, wyd. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V. 1, s. 1. 179-181.

78. Suyama Ryuji, Kimura Masao, Hashimoto Keizo. Stabilność faz i podstawowe właściwości układu binarnego Nb-Al. //Struktura. Międzymetaliczne. 1. Międzynarodowy Symp. Struktura. Intermetallics, Champion, Pensylwania, wrzesień. 26-30, 1993, Warrendale (Pass.). 1993. s. 681-689.

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

80. Herold A., Forsterling G., Kleinstuck K. Wpływ struktury rzeczywistej na liniowy współczynnik rozszerzalności cieplnej związków międzymetalicznych typu A15 od temperatury pokojowej do 10K. //Badania i technologia kryształów. 1981. V. 16, s. 2. 1137-1144.

81. Jorda J.L., Flukiger R., Muller J. A New Metallurgical Investigation of the Niob-Aluminium System. //J. Mniej powszechne metale. 1980. V.75, s. 227-239.

82. Alfeu S.R., Carlos A.N. Wpływ nadmiaru aluminium na skład i mikrostrukturę stopów Nb-Al wytwarzanych przez aluminotemiczną redukcję Nb20. //J. Synteza i przetwarzanie materiałów. 1999. V.7. nr 5, s. 297-301.

83. Ahn I.S., Kim S.S., Park M.W., Lee K.M. Charakterystyka fazowa stopu mechanicznego AI-10% wag.Nb. //J. Listy z zakresu nauk o materiałach. 2000. V.19, s.2015-2018.

84. Menon E.S.K., Subramanian P.R., Dimiduk D.M. Przemiany fazowe w stopach Nb-Al-Ti. //Transakcja hutnicza A. 1996. V.27. nr 6, s. 25 1647-1659.

85. Kaufman L. Obliczanie diagramów fazowych wieloskładnikowego tantalu. //KALFAD. 1991. V. 15. nr 3, s. 261-282.

86. Wriedt H.A. System Al-N (aluminium-azot). //Biuletyn diagramów faz stopów. 1986. V.7. nr 4, s. 329-333.

87. Jones R.D., Rose K. Liquidus Obliczenia dla półprzewodników III-IV. //CALPHAD: Komputerowe łączenie diagramów fazowych i termochemii. 1984. V.8, s. 343-354.

88. Hillert M., Josson S. Ocena systemu Al-Fe-N. //Transakcja metalurgiczna A. 1992. V.23A, s.3141-3149.

89. Wriedt H.A., Murray J.L. N-Ti (azot-tytan). //Dinarne diagramy faz stopów, wydanie drugie, wyd. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V.3, s. 2705-2708.

90. Zeng K., Schmid-Fetzer R. Ocena krytyczna i modelowanie termodynamiczne układu Ti-N. //Z. Metallkd. 1996.V.87. nr 7, s. 540-554.

91. Etchessahar E., Bars J.P., Debuigne J. System Ti - N: równowaga między fazą Ô, e i fazą oraz warunki tworzenia fazy metastabilnej Lobiera i Marcona. //J. Mniej powszechne metale. 1987. V.134, s. 2. 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, s. 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. Mniej powszechne metale. 1991. V. 167, s. 261-281.

94. Gusiew A.I. Diagramy fazowe uporządkowanego niestechiometrycznego węglika hafnu i azotku tytanu. //Raporty Akademii Nauk. 1992. V.322. nr 5, s. 918-923.

95. Gusiew A.I., Rempel A.A. Diagramy fazowe układów Ti C i Ti - N oraz uporządkowanie atomowe niestechiometrycznego węglika i azotku tytanu. //Raporty Akademii Nauk. 1993. T.332. nr 6, s. 717-721.

96. Lengauer W., Ettmayer P. Badanie równowag fazowych w układach Ti N i Ti - Mo - N. //Nauka o materiałach i inżynieria A: Materiały strukturalne: właściwości, mikrostruktura i przetwarzanie. 1988. V.105/106. s. 257-263.

97. Lengauer W. Układ azotu tytanu: badanie reakcji fazowych w obszarze podazotku za pomocą par dyfuzyjnych. //Acta Metallurgica et Materialia. 1991. V.39, s. 2985-2996.

98. Jonsson S. Ocena układu Ti N. //Z. Metallkd. 1996.V.87. nr 9, s. 691-702.

99. Ohtani H., Hillert M. Termodynamiczna ocena układu Ti N. //CALPHAD: Komputerowe łączenie diagramów fazowych i termochemii. 1990. V.14, s.289-306.

100. Etchessahar E., Bars J.P., Debuigne J., Lamane A.P., Champin P. Diagram fazy azotu tytanu i zjawiska dyfuzji. //Tytan: Proces nauki i technologii 5 Int. Konf. Monachium. wrzesień 10-14 1984, V.3, Oberursel. 1985. s. 1423-1430.

101. Wood F.W., Romans PA, McCune R.A., Paasche O. Fazy i dyfuzja między tytanem a jego monoazotkiem. //Reprezentant. Panować. Rzep. Kopalnie. NAS. Dep. Pochować. 1974. Nr 7943. ii, s. 40.

102. Em B.T., Lategaus I.S., Loryan V.E. Konstrukcja granicy obszaru istnienia stałego roztworu azotu w a-Ti metodą dyfrakcji neutronów. //Nieorganiczny Matko. 1991. V.27. nr 3, s. 517-520.

103. Kalmykov K.B., Rusina N.E., Dunaev S.F. Równowagi fazowe w układzie Al-Fe-Ni przy 1400K. //Westn. Moskwa Uniwersytet Ser. 2. Chemia. 1996. T.37. nr 5, s. 469-473.

104. Toth L. Węgliki i azotki materiałów przejściowych. M.: Mirku. 1974,294 s.

105. Lengauer W. Struktura krystaliczna ti-Ti3N2-x: dodatkowa nowa faza w układzie Ti N. //J. Mniej powszechne metale. 1996. V. 125, s. 1996. 127-134.

106. Christensen A.N., Alamo A., Landesman J.P. Struktura uporządkowanego wakanatu heminiatku tytanu 6"-Ti2N metodą dyfrakcji neutronów proszkowych. //Acta Crystallographica. Sekcja C: Komunikacja dotycząca struktury kryształu. 1985. V.41, str. 1009-1011.

107. Holmberg B. Badania struktury układu azotu tytanu. //Acta Chemica Scandinarica. 1962. V.16, s. 1255-1261.

108. Lengauer W., Ettmayer P. Struktura krystaliczna nowej fazy w układzie tytan-azot. //J. Mniej powszechne metale. 1986. V.120, s.153-159.

109. Jiang C., Goto T., Hirai T. Niestechiometria płytek azotku tytanu przygotowanych metodą chemicznego osadzania z fazy gazowej. //J. Stopy i związki. 1993. V.190, s. 1993. 197-200.

110. Eliot D.F., Glaser M., Ramakrishna V. Termochemia procesów stalowych. M.: Metalurgia. 1969. 252 s.

111. Levinsky Yu.V. p-T Diagram stanu układu cyrkon-azot. //Chemia fizyczna. 1974. T.48, s. 486-488.

112. Domagala R.F., McPherson D.J., Hansen M. System Zirconium-Azot. //Transakcja Amerykańskiego Instytutu Górnictwa, Metalurgii i Inżynierii Naftowej. 1956. V.206, s. 98-105.

113. Massalski T.B. N-Zr. //Dinarne diagramy faz stopów, wydanie drugie, wyd. T.B. Massalski, ASM International Materials Park, Ohio. 1990. V.3, s. 2716-2717.

114. Ogawa T. Stabilność strukturalna i właściwości termodynamiczne stopów Zr-N. //J. Stopy i związki. 1994. V.203, s.221-227.

115. Kosukhin V.B., Funke V.F., Minashkin V.L., Smirnov V.S., Efremov Yu.P. Otrzymywanie powłok z azotku i węglikoazotku cyrkonu metodą CVD. //Materiały nieorganiczne. Wiadomości o akademiach nauk ZSRR. 1987. V.23, s. 52-56.

116. Lerch M., Fuglein E., Wrba J. Systhesis, Struktura kryształów i zachowanie Zr3N4 w wysokiej temperaturze. Z. Anorganische i Allgemeine Chemie. 1996. 622, s. 367-372.

117. Massalski T.B. Hf-N. //Dinarne diagramy faz stopów, wydanie drugie, wyd. T.B. Massalskiego, ASM Inter. Park materiałów w stanie Ohio. 1990*. V.2, s. 2090-2092.

118. Christensen A.N. Badanie dyfrakcji neutronów na monokryształach tlenku tytanu, węglika cyrkonu i azotku hafnu. //Acta Chemica Scandinavica. 1990. V.44, s. 851-852.

119. Lengauer W., Rafaja D., Taubler R., Ettmayer P. Przygotowanie binarnych jednofazowych związków liniowych za pomocą par dyfuzyjnych: faza podazotkowa i C-Hf4N3.x. //Acta Metallurgica et Materialia. 1993. V.41, s.3505-3514.

120. Levinsky Yu.V. p-T Diagram stanu układu niob-azot. //Metale. 1974. V.1, s. 52-55.

121. Huang W. Właściwości termodynamiczne układu Nb W - C - N. //Z. Metallkd. 1997. V.88, s.63-68.

122. Lengauer W., Bohn M., Wollein V., Lisak K. Reakcje fazowe w układzie Nb N poniżej 1400"C. //Acta Materialia. 2000. V.48, s.2633-2638.

123. Berger R., Lengauer W., Ettmayer P. Przejście fazowe y-Nb4N3±x - 5-NbNi.x. //J. Stopy i związki. 1997. V.259, s.L9-L13.

124. Jogiet M., Lengauer W., Ettmayer P. III. Stopy i związki. 1998. V.46(2), s.233.

125. Huang W. Ocena termodynamiczna układu NbN. //Transakcje metalurgiczne i materiałowe A. 1996. V.27A, s.3591-3600.

126. Balasubramanian K., Kirkaldy J.S. Eksperymentalne badania termodynamiki austenitu Fe-Nb-N i niestechiometrycznego azotku niobu (1373-1673K). //Kanadyjski kwartalnik metalurgiczny. 1989. V.28, s. 301-315.

127. Christensen A.N. Przygotowanie i struktura krystaliczna ß-Nb2N i y-NbN. //Acta Chemica Scandinavica, A: Chemia fizyczna i nieorganiczna. 1976. V.30, s.219-224.

128. Christensen A.N., Hazell R.G., Lehmann M.S. Badanie dyfrakcji promieni rentgenowskich i neutronów struktury krystalicznej y-NbN, //Acta Chemica Scandinavica, A: Physical and Inorganic Chemistry. 1981. V.35, s. 11-115.

129. Lengauer W., Ettmayer P. Wytwarzanie i właściwości Compact Cubic 5-NbNi-x. //Monatshefte fur Chemie. 1986. V.l 17, s.275-286.

130. Yen C.M., Toth L.E., Shy Y.M., Anderson D.E., Rosner L.G. Nadprzewodzące pomiary Hc-Jc i Tc w układach trójskładnikowych Nb-Ti-N, Nb-Hf-N i Nb-V-N. //J. Fizyka stosowana. 1967. V.38, s.2268-2271.

131. Terao N. Nowe fazy azotku niobu. //J. mniej powszechnych metali. 1971. V.23, s.159-169.

132. Dobrynin A.B. Nowe materiały ceramiczne z azotku glinu. //Materiały nieorganiczne. 1992. V.28. nr 7, s. 1349-1359.

133. Kulikov V.I., Mushkarenko Yu.N., Parkhomenko S.I., Prochorow L.N. Nowa klasa materiałów ceramicznych na bazie przewodzącego ciepło azotku glinu. //Elektroniczne wyposażenie. Ser. Technologia mikrofalowa. 1993. T.2(456), s.45-47.

134. Samsonow G.V. Azotki. Kijów: Naukova Dumka. 1969. 377 s.

135. Kral S., Lengauer W., Rafaja D., Ettmayer P. Krytyczny przegląd właściwości elastycznych węglików, azotków i węglikoazotków metali przejściowych. IIJ. Stopy i związki. 1998. V.265, s.215-233.

136. Samsonov G.V., Pilipenko A.T., Nazarchuk T.N. Analiza związków ogniotrwałych. M: Metallurgizdat. 1962. 256 s.

137. Samonov G.V., Strashinskaya J1.B., Schiller E.A. Kontaktowe oddziaływanie węglików, azotków i borków metalopodobnych z metalami ogniotrwałymi w wysokich temperaturach. //Hutnictwo i paliwa. 1962. V.5, s. 167-172.

138. Dai Ying, Nan Ce-wen. Synteza wiskerów azotku glinu w procesie para-ciecz-ciało stałe, //materiał Res. Towarzystwo Symp. Proc. 1999. V.547, s.407-411.

139. Chen K.X., Li J.T., Xia Y.L., Ge C.C. Samopropagująca synteza wysokotemperaturowa (SHS) i mikrostruktura azotku glinu. //Międzynarodowe J. Samorozmnażające się wysokotemperaturowe. Synteza. 1997. V.6(4), s.411-417.

140. Hwang C.C., Weng C.Y., Lee W.C., Chung S.L. Synteza proszku A1N metodą syntezy spalania. //Międzynarodowe J. Samorozmnażające się wysokotemperaturowe. Synteza. 1997. V.6(4), s.419-429.

141. Chung S.L., Yu W.L., Lin C.N. Samonamnażająca się metoda syntezy wysokotemperaturowej do syntezy proszku A1N. //J. Badania materiałowe. 1999. V.14(5), s. 2. 1928-1933.

142. Ha H., Kim K.R., Lee H.C. Badanie syntezy azotku tytanu metodą SHS (samorozmnażająca się synteza w wysokiej temperaturze). //J. Kor. Ceramiczny. Towarzystwo 1993. V.30. nr 12, s. 12. 1096-1102.

143. Chen K., Ge C., Li J. Tworzenie fazy i analiza termodynamiczna samorozmnażających się kompozytów układu Al-Zr-N w procesie syntezy wysokotemperaturowej. //J. Badania materiałowe. 1998. V.13(9), s.2610-2613.

144. Chen K.X., Ge CC, Li J.T. Wpływ ciśnienia azotu na syntezę spalania in situ kompozytów AIN-ZrN. //Metalurgiczny. Materiały. Przeł. A, 1999. V.30A(3A). s. 825-828.

145. Garcia I., Olias J.S., Vazquez A.J. Nowa metoda syntezy materiałów: energia słoneczna skupiona przez soczewkę Fresnela. //J. Fizyka. 1999. IV. V.9. p.Pr3/435-Pr3/440.

146. Olias J.S., Garcia I., Vazquez A.J. Synteza TiN za pomocą energii słonecznej skondensowanej przez soczewkę Fresnela. //J. Litery materialne. 1999. V.38, s.379-385.

147. Boulmer-Leborgne C., Thomann A.L., Andreazza-Vignolle P., Hermann J., Craciun V., Echegut P., Crariun D. Synteza lasera ekscimerowego powłoki A1N. //Aplikacja nauka o powierzchni. 1998. V. 125, s. 2. 137-148.

148. Sicard E., Boulmer-Leborgne C., Sauvage T. Azotowanie powierzchniowe stopu aluminium indukowane laserem ekscymerowym. //Aplikacja Nauka o powierzchni. 1998. V.127-129, s.726-730.

149. Boulmer-Leborgne C., Thomann A.L., Hermann J. Bezpośrednia synteza azotku metalu za pomocą lasera. //NATO ASI Ser. 1996. Ser.E. V.307, s.629-636.

150. Thomann A.L., Sicard E., Boulmer-Leborgne C., Vivien C., Hermann J., Andreazza-Vignolle C., Andreazza P., Meneau C. Azotowanie powierzchniowe tytanu i aluminium za pomocą plazmy indukowanej laserowo. //Technologia powlekania powierzchni. 1997.V.97. nr (1-3), s. 448 452.

151. Dai X., Li Q., Ding M., Tian J. Aspekt termodynamiczny w syntezie proszków A1N metodą redukcji karbotermicznej i azotowania. //J. Materiał. Nauka. Technologia. 1999. V.15(l), s.13-16.

152. Wang J., Wang W.L., Ding P.D., Yang Y.X., Fang L., Esteve J., Polo M.C., Sanchez G. Synteza sześciennego azotku glinu metodą karbotermicznej reakcji azotowania. //Diament Relacja. Matko. 1999. V.8(7), s. 2. 1342-1344.

153. Pathak Lokesh Chandra, Ray Ajoy Kumar, Das Samar, Sivaramakrishnan C. S., Ramachandrarao P. Karbotermiczna synteza nanokrystalicznych proszków azotku glinu. //J. Amerykańskie Towarzystwo Ceramiczne. 1999. V.82(l), s.257-260.

154. Clement F., Bastians P., Grange P. Nowatorska niskotemperaturowa synteza azotku tytanu: propozycja mechanizmu cyjanoazotowania. //Jony półprzewodnikowe. 1997. V.101-103. s. 171-174.

155. Jung W.S., Ahn S.K. Synteza azotku glinu w reakcji siarczku glinu z amoniakiem. //Litery materiałów. 2000. V.43, s.53-56.

156. Hezler J., Leiberich R., Mick H.J, Roth P. Shock tube study of formation of TiN molekuły i cząstki. //Nanostruktura. Materiały. 1999. V.l 0(7), s. 1. 1161-1171.

157. Uheda K., Takahashi M., Takizawa H., Endo T., Shimada M. Synteza azotku glinu za pomocą prekursorów mocznika. //Klucz inż. Materiały. 1999. V.l59-160, s.53-58.

158. Shimada S., Yoshimatsu M., Nagai H., Suzuku M., Komaki H. Otrzymywanie i właściwości filmów TiN i A1N z roztworu alkoholanu metodą CVD z plazmą termiczną. //Cienkie folie stałe. 2000. V.370, s.137-145.

159. Shimada S., Yoshimatsu M. Wytwarzanie filmów (Tii.xAlx)N z mieszanych roztworów alkoholanów metodą CVD w plazmie. //Cienkie folie stałe. 2000. V.370, s.146-150.

160. Kim W.S., Sun H.N., Kim K.Y., Kim B.H. Badania cienkiej warstwy TiN metodą zol-żel. //J. Kor. Ceramiczny. Towarzystwo 1992. V.29. nr 4, s. 328-334.

161. Sonoyama Noriyuki, Yasaki Yoichi, Sakata Tadayoshi. Tworzenie azotku glinu przy użyciu azotku litu jako źródła N3" w stopionym chlorku glinu. //Chemical Letters. 1999. V.3, s. 203-204.

162. Nakajima Kenichiro, Shimada Shiro. Elektrochemiczna synteza prekursorów TiN i ich konwersja na drobne cząstki. //J. Materiał Chem. 1998. V.8(4), s.955-959.

163. Pietzke M.A., Schuster J.C. Równowaga fazowa układu czwartorzędowego Ti A1 - Sn - N w temperaturze 900°C. //J. Stopy i związki. 1997. V.247, s. 2. 198-201.

164. Schuster J.C., Bauer J. System trójskładnikowy Tytan Aluminium - Azot. //J. Chemia ciała stałego. 1984. V.53, s. 260-265.

165. Procopio A.T., El-Raghy T., Barsoum M.W. Synteza Ti4AlN3 i równowaga fazowa w układzie Ti - A1 N. //Transakcje metalurgiczne i materiałowe A. 2000. V.31A, s.373-378.

166. Zeng K., Schmid-Fetzer R. Modelowanie termodynamiczne i zastosowania diagramu fazowego Ti A1 – N. //Termodynamika tworzenia stopów, doroczne spotkanie TMS 1997 w Orlando na Florydzie, 9-13 lutego. 1997. s. 275-294.

167. Chen G., Sundman B. Ocena termodynamiczna układu Ti A1 - N. //J. Równowaga fazowa. 1998.V.19. nr 2, s. 146-160.

168. Anderbouhr S., Gilles S., Blanquet E., Bernard C., Madar R. Modelowanie termodynamiczne układu Ti A1 - N i zastosowanie do symulacji procesów CVD fazy metastabilnej (Ti, A1)N. //Chem.Vap.Deposition. 1999. V.5. nr 3, s. 109-113.

169. Pietzka M.A., Schuster J.C. Równowagi fazowe w układzie czwartorzędowym Ti A1 - C - N. //J. Amerykańskie Towarzystwo Ceramiczne. 1996. V.79(9), s.2321-2330.

170. Lee H.D., Petuskey W.T. Nowy azotek trójskładnikowy w układzie Ti Al - N. //J. Amerykańskie Towarzystwo Ceramiczne. 1997. V.80. nr 3, s. 604-608.

171. Ivanovskii A.L., Medvedeva N.I. Struktura elektronowa sześciokątnego Ti3AlC2 i Ti3AlN2. //Komunikacja Mendelejewa Wersja elektroniczna. 1999. V.l, s. 36-38.

172. Barsoum M.W., Schuster J.C. Komentarz na temat „Nowy azotek trójskładnikowy w układzie Ti Al - N”. //J. Amerykańskie Towarzystwo Ceramiczne. 1998.V.81. nr 3, s. 785-789.

173. Barsoum M.W., Rawn C.J., El-Raghy T., Procopio A.T., Porter W.D., Wang H., Hubbard C.R. Właściwości termiczne Ti4AlN3. //J. Fizyka stosowana. 2000. V.87, s. 8407-8414.

174. Procopio A.T., Barsoum M.W., El-Raghy T. Charakterystyka Ti4AlN3. //Transakcje metalurgiczne i materiałowe A. 2000. V.31A, s.333-337.

175. Myhra S., Crossley J.A.A., Barsoum M.W. Chemia krystaliczna warstwowego węglika/azotku Ti3AlN3 – charakterystyka fazowa metodą XPS. III. Fizyka i chemia ciał stałych. 2001. V.62, s. 2001. 811-817.

176. El-Sayed M.H., Masaaki N., Schuster J.C. Struktura międzyfazowa i mechanizm reakcji połączeń AIN/Ti. III. Inżynieria materiałowa. 1997. V.32, s.2715-2721.

177. Paransky Y., Berner A., Gotman I. Mikrostruktura strefy reakcji na interfejsie Ti A1N. //Litery materiałów. 1999. V.40, s. 2. 180-186,9

178. Paransky Y.M., Berner A.I., Gotman I.Y., Gutmanas E.Y. Rozpoznawanie faz w układzie A1N-Ti za pomocą spektroskopii dyspersyjnej energii i dyfrakcji rozproszenia wstecznego elektronów. //Mikrochimica Acta. 2000. V.134, s.l71-177.

179. Gusiew A.I. Równowagi fazowe w układach trójskładnikowych M-X-X" i M-A1-X (M-metal przejściowy, X, X" - B, C, N, Si) oraz chemia krystaliczna związków trójskładnikowych. //Sukcesy chemiczne. 1996. V.65(5), s.407-451.

180. Schuster J.C., Bauer J., Debuigne J. Badanie równowag fazowych związanych z materiałami reaktorów termojądrowych: 1. Układ trójskładnikowy Zr A1 - N. III. Materiały nuklearne. 1983. V.116, s. 131-135.

181. Schuster J.C. Struktura krystaliczna Zr3AlN. //Z. Krystalografia. 1986. V.175, s.211-215.

182. Schuster J.C., Bauer J. Badanie równowag fazowych związanych z materiałami reaktorów termojądrowych: II. Układ trójskładnikowy Hf-Al-N. III. Materiały nuklearne. 1984. V.120, s.133-136.

183. Schuster J.C., Nowotny H. Równowagi fazowe w układach trójskładnikowych Nb-Al-N i Ta-Al-N. //Z. Metallkd. 1985. V.76, s.728-729.

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

185. Reed S. Mikroanaliza sondą elektronową. M.: Mirku. 1979. 260 s.

186. Sokolovskaya E.M., Guzey JI.C. Chemia metali. M.:Mosk. Uniwersytet 1986. 264 s.

187. Abramycheva H.JI. Oddziaływanie stopów na bazie żelaza, niklu i pierwiastków grup IV–V z azotem pod podwyższonym ciśnieniem cząstkowym. Streszczenie rozprawy doktorskiej kandydata, Moskiewski Uniwersytet Państwowy, 1999. 20 s.

188. Lupis K. Chemiczna termodynamika materiałów. M.: Metalurgia. 1989. 503 s.

189. Dinsdale A.T. Dane SGTE dla czystych pierwiastków. //Kalfad. 1991. V. 15. nr 4, s. 317-425.

190. Kaufmann L., Nesor H. Diagramy sprzężonych faz i dane termochemiczne dla układów binarnych metali przejściowych V. // Calphad. 1978. V.2. nr 4, s. 325-348.

191. Woronin G.F. Częściowe funkcje termodynamiczne mieszanin heterogenicznych i ich zastosowanie w termodynamice stopów. //W książce: Współczesne problemy chemii fizycznej. M.: Moskwa. Uniwersytet 1976. tom 9. s. 29-48.

192. Kaufman L., Bershtein X. Obliczanie diagramów stanu za pomocą komputera: Tłum. z angielskiego M.: Mirku. 1972. 326 s.

193. Belov G.V., Zaitsev A.I. Zastosowanie metody Monte Carlo do wyznaczania składu fazowego układów heterogenicznych. // Streszczenia XIV Międzynarodowej Konferencji Termodynamiki Chemicznej. St. Petersburg: Instytut Badań Naukowych Uniwersytetu Państwowego w Petersburgu. T.2002. s. 317-318.

194. Khan Yu.S., Kalmykov K.B., Dunaev S.F., Zaitsev A.I. Równowagi fazowe w układzie Ti-Al-N w temperaturze 1273 K. // Raporty Akademii Nauk. 2004. t.396. nr 6, s. 788-792.

195. Han Y.S., Kalmykov K.V., Dunaev S.F., Zaitsev A.I. Równowagi fazowe w stanie stałym w układzie tytan-aluminium-azot. //J. Równowaga fazowa i dyfuzja. 2004. V.25. nr 5, s. 427-436.

196. Diagramy stanów binarnych układów metalowych. Katalog: W 3 tomach: T.Z. Księga 1 /Pod. Ogólny wyd. N.P. Lyakisheva. M.: Inżynieria mechaniczna. 1999. 880 s.

197. Wang T., Jin Z., Zhao J.C. Ocena termodynamiczna układu podwójnego Al-Zr. //J. Równowaga fazowa. 2001. V.22. nr 5, s. 544-551.

198. Turkdogan E.T. Fizykochemia procesów wysokotemperaturowych. M.: Metalurgia. 1985. 344 s.

199. Han Y.S., Kalmykov K.V., Abramycheva N.L., Dunaev S.F. Struktura układu Al-Zr-N w temperaturze 1273K i 5Mpa. //VIII Międzynarodowa konferencja krystalchemii związków międzymetalicznych. Lwów. Ukraina. 25-28 września 2002r. str. 65.

200. Khan Yu.S., Kalmykov K.B., Zaitsev A.I., Dunaev S.F. Równowagi fazowe w układzie Zr-Al-N w temperaturze 1273 K. //Metale. 2004. T.5, s. 54-63.

201. Han Yu Sin, Kałmykow K.B., Dunaev S.F. Oddziaływanie azotku glinu z pierwiastkami grupy IVB. //Międzynarodowa Konferencja Studentów i Doktorantów Nauk Podstawowych „Łomonosow-2003”. 15-18 kwietnia 2003 sekcja Chemia. T.2, s.244.

Płyty adapterowe do łączenia szyn aluminiowych z zaciskami miedzianymi urządzeń elektrycznych. Płyty są aluminiowe i miedziano-aluminiowe.

Płyty przejściowe MA (miedź-aluminium)

Płytki przeznaczone są do łączenia szyn aluminiowych z zaciskami miedzianymi urządzeń elektrycznych oraz szynami miedzianymi.

Płyty wytwarza się poprzez nałożenie miedzi na kęs aluminiowy.

Ze względu na brak spoiny płyta nagrzewa się mniej, w przeciwieństwie do płyt spawanych.

Połączenie z szynami aluminiowymi jest spawane, połączenie z zaciskami miedzianymi urządzeń elektrycznych oraz szynami miedzianymi jest rozbieralne (skręcane).

Płyty przejściowe AP

(wykonane ze stopu aluminium AD31T TU 36-931-82

Płytki wykonane są ze stopu aluminium AD31T1 (AD31T).

Służy do łączenia szyn aluminiowych z zaciskami miedzianymi urządzeń elektrycznych oraz szynami miedzianymi w atmosferze typu I i II zgodnie z GOST 15150-69.

Połączenie z szynami aluminiowymi jest spawane, połączenie z zaciskami miedzianymi urządzeń elektrycznych i szynami miedzianymi jest skręcane.

Szyny zbiorcze z taśmy miedzianej marki M1 służą do produkcji szyn zbiorczych, zespołów szyn zbiorczych, przewodów i urządzeń rozdzielczych, a także do łączenia wszelkich stacjonarnych urządzeń o dużej mocy. Szyny miedziane są dość łatwe w montażu i zapewniają wysoką niezawodność.

Dostarczone przez nas szyny miedziane produkowane są zgodnie z GOST 434-78 z miedzi o gatunku nie niższym niż M1 (skład chemiczny zgodny z GOST 859-78). Opona może być miękka (SHMM) i twarda (SHMT)

Dostarczamy opony o szerokościach od 16 do 120 mm, grubości od 3 do 30 mm i długościach od 2 do 6 m (wersja standardowa 4 m), przekroju prostokątnym i promieniu.

Elastyczne izolowane szyny zbiorcze wykonane są z kilku warstw cienkiego przewodnika z miedzi elektrolitycznej i izolacji PVC o dużej rezystancji elektrycznej.

Szyna zbiorcza izolowana miedzią stosowane do rozdziału i przesyłu energii elektrycznej we wszystkich typach instalacji niskiego napięcia, do wszystkich rodzajów połączeń w przypadkach, gdzie wymagana jest zwiększona elastyczność, estetyka szafy, a także podczas pracy w warunkach korozyjnych.

Zwłaszcza elastyczna opona wygodnydo montażu bezpośrednio na miejscubez użycia giętarek do opon i stosowania jako dylatacje opon do łączenia szyn zbiorczych i zacisków transformatorowych (kompensatory szynowe).

Z łatwością przyjmij wymagany kształt. Przyspieszają procesy montażu i demontażu oraz poprawiają wygląd obwodów montowanych w szafach rozdzielczych. Zwiększa niezawodność i bezpieczeństwo systemu.

Elastyczna izolowana szyna miedziana

Elastyczna izolowana szyna zbiorcza składa się z kilku warstw cienkiego przewodnika z miedzi elektrolitycznej i izolacji PVC o wysokiej rezystancji elektrycznej.

Płyty przejściowe MA, AP. Płyty bimetaliczne.

Płytki adapterowe i bimetaliczne przeznaczone są do wysokiej jakości łączenia przewodów miedzianych i aluminiowych.

Autobus miedziany M1T, M1M

Uchwyty na opony ShPPA, ShPPB, ShPRSh itp.

Przeznaczone do mocowania szyn przewodzących do izolatorów.

Szyna miedziana ShMT (twarda) i ShMM (miękka)

Profile miedziane o dowolnym przekroju.

Aluminiowa płyta przejściowa AP

Płyty AP 40x4, AP 50x6, AP 60x8, AP80x8, AP100x10, AP120x10

Aluminiowe adaptery AP służą do łączenia szyn aluminiowych z zaciskami urządzeń elektrycznych i szynami zbiorczymi. Typ wersji klimatycznej płyty to AP - UHL1 zgodnie z TU 36-931-82. Materiał płyt AP to aluminium AD31T.

Przykładowy symbol aluminiowej płyty przejściowej w wersji UHL1:

Płyta przejściowa AP 40x4 UHL1 TU 36-931-82

Płyta przejściowa AP 50x6 UHL1 TU 36-931-82

Płyta przejściowa AP 60x8 UHL1 TU 36-931-82

Płyta przejściowa AP 80x8 UHL1 TU 36-931-82

Płyta przejściowa AP 100x10 UHL1 TU 36-931-82

Płyta przejściowa AP 120x10 UHL1 TU 36-931-82

Płyty adapterowe

Płyty adapterowe służą do łączenia szyn aluminiowych z zaciskami miedzianymi urządzeń elektrycznych. Płyty są aluminiowe i miedziano-aluminiowe.

Nasza firma wyprodukuje płyty adaptacyjne w możliwie najkrótszym czasie, według rysunków dostarczonych przez klienta i wymaganych przez niego wymiarów. Części te są niezastąpione, dlatego należy stawiać im najwyższe wymagania, a jednym z tych wymagań jest niezawodna jakość.

Płyty aluminiowe produkowane są w różnych typach, mogą mieć długość od 160 do 330mm, szerokość 40-120mm i grubość 4-10mm. Waga takich talerzy może wynosić od 70 do 1070 gramów.

Wykonane są z najwyższej jakości materiału. Jest to aluminium ad31t w modyfikacji klimatycznej UHL1. Dzięki umiejętnościom specjalistów naszej firmy Klient otrzyma płyty adapterowe nienagannej jakości w najniższych cenach.

Produkowane przez naszą firmę płyty miedziano-aluminiowe umożliwiają łączenie szyn aluminiowych i miedzianych z zaciskami miedzianymi urządzeń elektrycznych. Płyty te produkowane są metodą zgrzewania na zimno. Płyty te można łączyć z szynami aluminiowymi metodą spawania, a z szynami i zaciskami miedzianymi za pomocą śrub, co nazywa się połączeniem rozbieralnym.

Nasza firma gwarantuje, że płyty adapterowe miedziano-aluminiowe zostaną wyprodukowane z zachowaniem wszelkich wymagań technicznych. Płyty te wykonane są z taśmy miedzianej (szyny zbiorczej), profilu aluminiowego zgodnie z normami GOST 19357-81 i ściśle według rysunków. Płyty pokryte są dwustronną taśmą miedzianą, którą łączy się metodą zgrzewania na zimno. Nasza firma produkuje blachy miedziano-aluminiowe bez żadnych nierówności, przetok, pęknięć czy pełzania miedzi na aluminium. Miedziana część płytki zabezpieczona jest metalową powłoką.

Płyty adapterowe, zarówno aluminiowe, jak i miedziano-aluminiowe, badane są przez specjalistów naszej firmy następującymi metodami:

Test zginania;

sprawdzanie wymiarów pod kątem zgodności z GOST i przesłanymi rysunkami;

sprawdzenie wagi i poprawności oznaczeń;

sprawdzenie zgodności rodzaju metalu i zastosowanej powłoki metalicznej;

Płyty adapterowe mają taką samą żywotność jak urządzenie elektryczne, w którym są używane.

Płyta przejściowa miedziano-aluminiowa MA

Płyty przejściowe miedziano-aluminiowe GOST 19357-81 służą do łączenia aluminiowych szyn zbiorczych z miedzianymi zaciskami urządzeń elektrycznych i miedzianymi szynami zbiorczymi. Połączenie z szynami aluminiowymi jest spawane, połączenie z zaciskami miedzianymi urządzeń elektrycznych i szynami miedzianymi jest rozbieralne (śrubowe) lub spawane.

Rodzaj wersji klimatycznej płyty MA - UHL1i T1 zgodnie z GOST 19357-81. Połączenie aluminiowej części płyty MA z częścią miedzianą odbywa się za pomocą zgrzewania na zimno.

Przykładowy symbol płyty przejściowej miedziano-aluminiowej w wersji UHL1:

Płyta przejściowa MA 40x4 UHL1 GOST 19357-81

Płyta przejściowa MA 50x6 UHL1 GOST 19357-81

Płyta przejściowa MA 60x8 UHL1 GOST 19357-81

Płyta przejściowa MA 80x8 UHL1 GOST 19357-81

Płyta przejściowa MA 100x10 UHL1 GOST 19357-81

Płyta przejściowa MA 120x10 UHL1 GOST 19357-81

Płyty produkowane są zgodnie z wymaganiami niniejszej normy, na podstawie rysunków roboczych zatwierdzonych w wymagany sposób. Powierzchnia platyn MA nie posiada zadziorów, pęknięć, zarysowań, łuszczenia się metalu i innych uszkodzeń mechanicznych. Sprawdzenie jakości szwu spawalniczego i powierzchni płyty MA odbywa się wizualnie.

Dane techniczne - płyta przejściowa miedź-aluminium MA

płyty MA 40x4, MA 50x6, M 60x8, M 80x8, MA100x10, MA120x10

Płyty przejściowe miedziano-aluminiowe przeznaczone są do łączenia szyn aluminiowych z zaciskami miedzianymi różnych urządzeń elektrycznych, a także z szynami miedzianymi.

Płyty przejściowe miedziano-aluminiowe posiadają połączenia spawane z szyną aluminiową oraz połączenia rozłączne (śrubowe) z zaciskami miedzianymi. Same płyty wykonywane są metodą tzw. zgrzewania oporowego lub zgrzewania na zimno.

Płyty przejściowe miedziano-aluminiowe są standaryzowane w pełnej zgodności z normą państwową, a mianowicie normą 19357-81. Zgodnie z nim takie płyty dzielą się na następujące typy:

o równym przekroju z połączeniem spawanym do opon zdejmowanych;

platerowane i o równym stopniu przewodności elektrycznej w przypadku demontowalnych szyn zbiorczych.

Jeśli chodzi o szew łączący płyty adaptera, który występuje podczas łączenia płyty miedzianej z płytą aluminiową, należy go oczyścić z szlamu i zadziorów. Ponadto musi być wykonany bez pęknięć i przetok. Płyty przejściowe miedź-aluminium nie powinny posiadać na swojej powierzchni żadnych uszkodzeń mechanicznych, np. zadziorów, przetarć, złuszczań, pęknięć.

Zgodnie z normą państwową, a mianowicie normą 10434-82, na miedzianej powierzchni płyty muszą znajdować się ochronne powłoki metalowe. Chociaż jeśli płyty przejściowe są produkowane zgodnie z określonymi warunkami klimatycznymi zgodnie z normą państwową 15150-69 wersja „T”, to nie mają takich powłok.

Zgodnie ze specjalnymi wymaganiami technicznymi, płyty przejściowe miedziano-aluminiowe po zgięciu pod kątem osiemnastu stopni muszą zostać wyrównane do pierwotnego położenia. Jeśli chodzi o połączenie spawane płyty adaptera, musi ono być w pełni zgodne z normą stanową 10434-82. Żywotność takiego produktu, jak płyty przejściowe miedziano-aluminiowe, w żadnym wypadku nie może być krótsza niż podobne wskaźniki dla całego urządzenia elektrycznego, w którym są stosowane.

Płyty takie sprawdzane są na zgodność z normą państwową 19357-81 po odbiorze przez producenta, dostawie, a także po badaniach standardowych i okresowych. Badania takie przeprowadza się na losowej próbie. Jeżeli wyniki badań są niezadowalające, należy pobrać dwukrotnie większą liczbę płytek z tej samej partii i przeprowadzić badania ponownie. Jeśli wynik się powtórzy, wówczas całą partię z reguły uważa się za nienadającą się.

Zamów produkty na stronie internetowej.
Sklep internetowy z artykułami elektrycznymi.
ElTex LLC Kontakt: +79184692483 +79184822755 [e-mail chroniony]
Będziemy reprezentować Twoje interesy w regionie Krasnodarskim i Południowym Okręgu Federalnym. Dostawa dowolnych produktów elektrycznych według Państwa danych.
Wszystko do prac elektrycznych i kablowych. Wszystko dla organizacji zajmujących się instalacjami elektrycznymi.
Dostawa artykułów elektrycznych dla instalacji elektrycznych, organizacji budowlanych, handlowych itp.
Koszulki termokurczliwe do kabli POLT, POLJ, GUST, GUSJ, SMOE, EPKT, TRAJ i inne systemy Raychem do każdego kabla. Adaptery RICS itp. Tulejki naprawcze do kabli.
Koszulki termokurczliwe KVTp KNTp STP na dowolny kabel
Mufy kablowe „Cellpack Electrical Product”
Złączki kablowe, adaptery, narzędzia do cięcia kabli firmy EUROMOLD i Nexans. Złączki kablowe, adaptery, narzędzia Euromold, GPH, Tyco Electronics Raychem
Złącza kablowe firm 3M i innych.Złącza napinane. Złączki do kabla podmorskiego i samoregulującego kabla grzejnego.
Koszulki termokurczliwe do napraw kabli. Uszczelki przepustów kablowych termokurczliwe UKPT.
Narzędzia do prac związanych z instalacjami kablowymi i elektrycznymi, m.in. ściąganie izolacji z dowolnego kabla. Noże do prac kablowych i elektroinstalacyjnych
Narzędzie do zdejmowania izolacji z dowolnego kabla, w tym kabla XLPE
Zestawy narzędzi do prac kablowych i elektroinstalacyjnych, w tym do ściągania izolacji z dowolnego kabla. Zestawy narzędzi dla elektryka, elektryka, montera kabli, lutownika kablowego, montera przekaźników, spawacza, montera akumulatorów itp.
Narzędzie dla organizacji zajmujących się instalacjami elektrycznymi.
Wszystko do przewijania, rozwijania, zwijania, ciągnięcia kabli, drutów, lin. Sprzęt, maszyny, stojaki, stojaki, rolki, krętliki, podnośniki, rolki itp. Mierniki długości kabli.
Urządzenia do przewijania i ciągnięcia kabli. Gniazda kablowe.
Smary (UVS) Superkont, Primakont i Ekstrakont do ochrony połączeń styków elektrycznych przed przegrzaniem i utlenianiem.
Maszyny do przewijania, rozwijania i zwijania kabli. Warstwy kabli. Hydrauliczne maszyny napinające. Popychacze kablowe.
Narzędzia proszkowe do instalacji elektrycznych Urządzenia do zdalnego i mechanicznego nakłuwania kabli Prasa proszkowa.

II. PRZEGLĄD LITERATUR.

§ 1. UKŁADY DUALNE ELEMENTÓW GRUPY IV - V

Z ALUMINIUM.

1.1. Diagram stanu pojazdu - A1.

1.2. Struktura układów podwójnych Bx - A1 i NG - A1.

1.3. Struktura diagramu stanu układu binarnego Lb - A1.

§ 2. STRUKTURA UKŁADÓW BINARNYCH M - N (M = A1, TC, Bx, Shch B).

2.1. Diagram stanu A1 - N.

2.2. Schemat stanu pojazdu - N.

2.3. Diagramy stanu układów podwójnych Bx - N i NG - N.

2.4. Diagram fazowy Lb - N.

2.5. Właściwości fizykochemiczne i metody syntezy azotków.

§ 3. STRUKTURA WYKRESÓW TRÓJSTANOWYCH M - A1 - N

M = TC, bx, H £ bb).

3.1. Diagram stanu pojazdu - A1 - N.

3.2. Diagramy stanów Bx - A1 - N i NG-A1 - N.

3.3. Diagram stanu N1) - A1 - N.

III. CZĘŚĆ EKSPERYMENTALNA

§ 1. METODY PRZYGOTOWANIA PRÓBEK.

§2. METODY BADANIA PRÓBEK.

2.1. Mikroanaliza z sondą elektronową (EPMA).

2.2. Skaningowa mikroskopia elektronowa (SEM).

2.3. Mikroskopia optyczna.

2.4. Rentgenowska analiza fazowa.

§ 3 OPRACOWANIE METODY BADANIA WYKRESÓW FAZOWYCH

Z ZAWARCIEM AZOTU.

IV. WYNIKI I DYSKUSJA.

§ 1. RÓWNOWAGI FAZOWE W UKŁADIE T1 - A1 - N.

§ 2. WARUNKI RÓWNOWAGI FAZOWEJ W UKŁADIE Bx - A1 - N.

§ 3. STRUKTURA SCHEMATU STANU SYSTEMU W - A1 - N. dd

§ 4. RÓWNOWAGI FAZOWE W UKŁADIE A - A1 - N.

Polecana lista prac dyplomowych

Oddziaływanie stopów na bazie żelaza, niklu i pierwiastków z grup IV-VI z azotem pod podwyższonym ciśnieniem cząstkowym 1999, kandydat nauk chemicznych Abramycheva, Natalya Leonidovna
Równowagi fazowe w układach M-M"-N przy podwyższonym ciśnieniu 2001, kandydat nauk chemicznych Vyunitsky, Ivan Viktorovich
Rozkład stałych roztworów węglika cyrkonu i niobu oraz segregacja fazy ZrC w układzie trójskładnikowym Zr - Nb - C 2002, kandydat nauk fizycznych i matematycznych Rempel, Svetlana Vasilievna
Modelowanie procesów azotowania wewnętrznego stali i stopów żaroodpornych 2001, doktor nauk technicznych Petrova, Larisa Georgievna
Oddziaływanie pierwiastków w kompozycjach metali ogniotrwałych ze stopami żaroodpornymi na bazie niklu i żelaza 1999, kandydat nauk chemicznych Kerimov, Elshat Yusifovich

Wprowadzenie do rozprawy doktorskiej (część streszczenia) na temat „Równowagi fazowe w układach azot-glin-metal przejściowy grup IV-V”

Materiały ceramiczne na bazie podwójnych azotków glinu i pierwiastków grupy IV znajdują szerokie zastosowanie w różnych dziedzinach przemysłu i technologii. W mikroelektronice powszechnie przyjmuje się stosowanie podłoży wykonanych z azotku glinu, który posiada unikalne połączenie wysokich właściwości: odporności cieplnej, rezystancji elektrycznej i przewodności cieplnej. Ze względu na swoją odporność na stopione metale azotek tytanu jest obiecujący dla metalurgii. Azotek cyrkonu jest ważnym składnikiem azotkowego paliwa jądrowego w reaktorach szybkiego powielania.

Obecnie duże zainteresowanie budzi rozwój różnych materiałów kompozytowych na bazie azotku glinu w połączeniu z azotkami metali przejściowych z grup IV - V. Szczególnie ważną rolę w rozwoju mikroelektroniki przypisuje się materiałom wielowarstwowym składającym się z warstw A1N i NbN. Stopy Ti - Al - N i Zr - Al - N są nie mniej obiecujące do tworzenia powłok odpornych na zużycie i ochronnych, barier dyfuzyjnych w mikroelektronice, ceramice wysokotemperaturowej, metaloceramice i materiałach kompozytowych. Oznaczenie składu fazowego takich materiałów wykazało obecność jedynie podwójnych faz azotkowych. Jednakże ostatnie, dokładne badania stopów M – Al – N (dalej M = Ti, Zr, Hf, Nb) wykazały istnienie azotków złożonych: Ti3AlN, TÎ2A1N, Ti3Al2N2; Zr3AlN, ZrsAbNj.x; Hf3AlN, Hf5Al3N; Nb3Al2N. Ich właściwości praktycznie nie zostały zbadane, chociaż istnieją podstawy, aby sądzić, że mogą być wyjątkowe. Świadczy o tym fakt, że materiały kompozytowe oparte na kombinacji podwójnych azotków A1 i M posiadają maksymalny poziom właściwości fizycznych właśnie w obszarach składów trójfazowych. Na przykład właściwości ścierne trójskładnikowych związków Ti – Al – N są dwukrotnie wyższe niż korundu, a nawet węglika wolframu.

CEL PRACY:

NOWOŚĆ NAUKOWA:

Zastosowano metody analizy i obliczeń termodynamicznych w celu wykazania niespójności dostępnych danych eksperymentalnych dotyczących warunków równowagi fazowej w układach T1-Al-Ligg-Al-K;

Konstruowane są obszary fazy stałej diagramów stanu układów P - A1 - N.

A1-S i NG-A1-S w temperaturze 1273 K; Ustalono charakter równowag fazowych w układzie Lib – Al – N w temperaturze 1273 K.

NAUKOWE I PRAKTYCZNE ZNACZENIE PRACY:

NIEZAWODNOŚĆ I WAŻNOŚĆ:

DO OBRONY MAJĄ NASTĘPUJĄCE POSTANOWIENIA:

2. Struktura obszaru fazy stałej przekroju izotermicznego diagramu fazowego „L - A1 - N w temperaturze 1273 K.

3. Wyniki analizy termodynamicznej i obliczenia równowag fazowych w układzie Tl – A1 – N w temperaturach 1273 i 1573 K.

4. Struktura obszarów fazy stałej diagramów stanu układów Zg - A1 - N. NG- A1 - N. N1) - A1 - N w temperaturze 1273 K.

II. PRZEGLĄD LITERATUR

Podobne rozprawy w specjalności „Fizyka materii skondensowanej”, 01.04.07 kod VAK

Równowagi fazowe i ukierunkowana synteza roztworów stałych w trójskładnikowych układach półprzewodnikowych z dwoma składnikami lotnymi 1998, doktor nauk chemicznych Semenova, Galina Władimirowna
Fazy kwazikrystaliczne w układach Al-Mn-Si, Al-Cu-Fe, Al-Cu-Co: warunki istnienia, struktura, właściwości 2012, kandydat nauk chemicznych Kazennov, Nikita Władimirowicz
Obliczanie diagramów fazowych wieloskładnikowych i ich wykorzystanie do opracowywania stopów i doskonalenia technologii ich przetwarzania 2001, doktor nauk technicznych Smagulov, Dauletkhan Uyalovich
Synteza azotków pierwiastków z grup III-VI i materiałów kompozytowych na ich bazie poprzez azotowanie żelazostopów w trybie spalania 2009, doktor nauk technicznych Chukhlomina, Ludmiła Nikołajewna
Termodynamika równowag fazowych w stopach metali zawierających węgiel 2001, kandydat nauk chemicznych Kachurina, Olga Iwanowna

Zakończenie rozprawy na temat „Fizyka materii skondensowanej”, Han Yu Xing

VI. wnioski.

3. Wykorzystując kompleks nowoczesnych metod analizy fizykochemicznej zbadano wzorce oddziaływania pierwiastków w 85 próbkach stopów binarnych i trójskładnikowych układów M-A1-N.

Roztwór stały na bazie ZrsAbNi.x i (Zr). Parametry sieciowe kompleksowego azotku Z^AIN wynoszą d=3,366(6)А, ¿»=11,472(10)В, c=8,966(9)В, energia tworzenia Gibbsa А/3 = -380,0 kJ/mol.

6. Ustalono, że w stałych składach układu Hf-Al-N w temperaturze 1273 K prawie wszystkie fazy podwójne układu Hf-Al znajdują się w równowadze z azotkiem hafnu HfN. Trójskładnikowy związek Hf^AlN tworzy obszary równowagi trójfazowej z fazami HfsAh, HfN i roztworem stałym na bazie a(Hf). Fazy podwójne Hf2Al, ^N2 występują jedynie w ograniczonych obszarach składu układu trójskładnikowego. Azotek glinu pozostaje w równowadze z HgAl3 i HfN.

V. WNIOSEK.

Ogólnym wzorcem w strukturze diagramów fazowych badanych układów M – Al – N jest spadek liczby i stabilności złożonych faz azotkowych w miarę wzrostu różnicy pomiędzy stabilnością termodynamiczną podwójnych faz MN i A1N, co charakteryzuje się według energii Gibbsa tworzenia 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. Zatem w układach Ti – Al – N i Zr – Al – N w temperaturze 1273 K występują odpowiednio dwa azotki złożone TijAIN, Ti2AlN i Z^AIN, ZrsAbNi-x. Ponadto w wysokich temperaturach w stopach Ti - Al - N faza TÎ4A1N3.X jest stabilna, a związku ZrsAbNi-* nie można uznać za trójskładnikowy, gdyż jest izostrukturalny ze związkiem międzymetalicznym ZrsAb. Na diagramach fazowych Hf – Al – N i Nb – Al – N występuje tylko jeden związek kompleksowy, odpowiednio, Hf3AlN i Nb3Al2N.

Eksperymentalne badanie równowag fazowych w stopach o niskiej zawartości azotu jest w wielu przypadkach trudne lub wręcz niemożliwe ze względu na małą dokładność oznaczania jego stężenia istniejącymi metodami. Dla takich odcinków diagramów fazowych skuteczne jest zastosowanie metod modelowania termodynamicznego i obliczania równowag fazowych. Na podstawie danych o warunkach równowagi fazowej znalezionych dla bardziej dostępnych eksperymentalnie odcinków diagramu fazowego oraz dostępnych informacji o funkcjach termodynamicznych pozwalają jednoznacznie ustalić brakujące informacje. Przy rozwiązywaniu danego problemu odpowiadający mu układ równań z reguły okazuje się naddeterminowany, dlatego obliczenia pozwalają nie tylko ustalić położenie linii równowagi, ale także uzyskać kompleksowy dowód na adekwatność równań rozwiązanie. Tym samym, przy przeprowadzaniu obliczeń termodynamicznych dla wszystkich badanych układów, wynik nie zależał od tego, jakie doświadczalnie znalezione pola fazowe wykorzystano jako dane wyjściowe.

Lista referencji do badań do rozprawy doktorskiej Kandydat nauk fizycznych i matematycznych Han Yu Xing, 2004