Перехідний алюміній. Регіональна компанія

(Аl), галій (Ga), індій (In) і талій (Тl).

Як видно з наведених даних, всі ці елементи були відкритіХІХ столітті.

Відкриття металів головної підгрупи III групи

Бор є неметал. Алюміній – перехідний метал, а галій, індій та талій – повноцінні метали. Таким чином, зі зростанням радіусів атомів елементів кожної групи періодичної системи металеві властивості простих речовинпосилюються.

У цій лекції ми докладніше розглянемо властивості алюмінію.

1. Положення алюмінію таблиці Д. І. Менделєєва. Будова атома, що виявляються ступенем окиснення.

Елемент алюмінію розташований в III групі, головній «А» підгрупі, 3 період періодичної системи, порядковий номер №13, відносна атомна маса Ar (Al ) = 27. Його сусідом ліворуч у таблиці є магній – типовий метал, а праворуч – кремній – вже неметал. Отже, алюміній повинен виявляти властивості деякого проміжного характеру та його сполуки є амфотерними.

Al +13) 2) 8) 3 p - елемент,

Алюміній виявляє в сполуках ступінь окиснення +3:

Al 0 - 3 e - → Al +3

2. Фізичні властивості

Алюміній у вільному вигляді - сріблясто-білий метал, що має високу тепло- та електропровідність.Температура плавлення650 про С. Алюміній має невисоку щільність (2,7 г/см 3 ) - приблизно втричі менше, ніж у заліза чи міді, і водночас це міцний метал.

3. Знаходження у природі

За поширеністю у природі займає 1-е серед металів та 3-е місце серед елементів, поступаючись тільки кисню та кремнію. Відсоток вмісту алюмінію в земній корі, за даними різних дослідників, становить від 7,45 до 8,14 % від маси земної кори.

У природі алюміній зустрічається лише у сполуках (Мінералах).

Деякі з них:

· Боксити - Al 2 O 3 H 2 O (з домішками SiO 2 Fe 2 O 3 CaCO 3)

· Нефеліни - KNa 3 4

· Алуніти - KAl(SO 4) 2 2Al(OH) 3

· Гліноземи (суміші каолінів з піском SiO 2 вапняком CaCO 3 магнезитом MgCO 3)

· Корунд - Al 2 O 3

· Польовий шпат (ортоклаз) - K 2 O×Al 2 O 3 ×6SiO 2

· Каолініт - Al 2 O 3 ×2SiO 2 × 2H 2 O

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

· Берил - 3ВеО Al 2 Про 3 6SiO 2

4. Хімічні властивості алюмінію та його сполук

Алюміній легко взаємодіє з киснем за звичайних умов і покритий оксидною плівкою (вона надає матового вигляду).

ДЕМОНСТРАЦІЯ ОКСИДНОЇ ПЛІВКИ

Її товщина 0,00001 мм, але завдяки ній алюміній не корозію. Для вивчення хімічних властивостей алюмінію видаляють оксидну плівку. (За допомогою наждакового паперу, або хімічно: спочатку опускаючи в розчин лугу для видалення оксидної плівки, а потім розчин солей ртуті для утворення сплаву алюмінію з ртуттю – амальгами).

I. Взаємодія з простими речовинами

Алюміній вже за кімнатної температури активно реагує з усіма галогенами, утворюючи галогеніди. При нагріванні він взаємодіє із сіркою (200 °С), азотом (800 °С), фосфором (500 °С) та вуглецем (2000 °С), з йодом у присутності каталізатора - води:

2А l + 3 S = А l 2 S 3 (сульфід алюмінію),

2А l + N 2 = 2А lN (Нітрид алюмінію),

А l + Р = А l Р (фосфід алюмінію),

4А l + 3С = А l 4 3 (карбід алюмінію).

2 Аl +3 I 2 =2 A l I 3 (йодид алюмінію) ДОСВІД

Всі ці сполуки повністю гідролізуються з утворенням гідроксиду алюмінію і, відповідно, сірководню, аміаку, фосфіну та метану:

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

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

У вигляді стружок або порошку він яскраво горить на повітрі, виділяючи велику кількість теплоти:

4А l + 3 O 2 = 2А l 2 Про 3 + 1676 кДж.

ГОРІННЯ АЛЮМІНІЮ НА ПОВІТРІ

ДОСВІД

II. Взаємодія зі складними речовинами

Взаємодія з водою :

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

без оксидної плівки

ДОСВІД

Взаємодія з оксидами металів:

Алюміній – гарний відновник, оскільки є одним із активних металів. Стоїть у ряді активності відразу після лужноземельних металів. Тому відновлює метали з їх оксидів . Така реакція – алюмотермія – використовується для отримання чистих рідкісних металів, наприклад, таких як вольфрам, ваннадій та ін.

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

Термітна суміш Fe 3 O 4 і Al (порошок) – використовується ще й у термітному зварюванні.

З r 2 Про 3 + 2А l = 2С r + А l 2 Про 3

Взаємодія з кислотами :

З розчином сірчаної кислоти: 2 Al+ 3 H 2 SO 4 =Al 2 (SO 4) 3 +3 H 2

З холодними концентрованими сірчаною та азотною не реагує (пасивує). Тому азотну кислоту перевозять у алюмінієвих цистернах. При нагріванні алюміній здатний відновлювати ці кислоти без виділення водню:

2А l + 6Н 2 S О 4(кінець) = А l 2 (S О 4) 3 + 3 S О 2 + 6Н 2 О,

А l + 6Н NO 3(кінц) = А l (NO 3 ) 3 + 3 NO 2 + 3Н 2 О.

Взаємодія з лугами .

2 Al + 2 NaOH + 6 H 2 O = 2 Na [ Al (OH ) 4 ] +3 H 2

ДОСВІД

Na[Аl(ВІН) 4 ] – тетрагідроксоалюмінат натрію

На пропозицію хіміка Горбова, в російсько-японську війну цю реакцію використовували для отримання водню для аеростатів.

З розчинами солей:

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

Якщо поверхню алюмінію потерти сіллю ртуті, відбувається реакція:

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

Виділена ртуть розчиняє алюміній, утворюючи амальгаму .

Виявлення іонів алюмінію у розчинах : ДОСВІД

5. Застосування алюмінію та його сполук

Фізичні та хімічні властивості алюмінію зумовили його широке застосування у техніці. Великим споживачем алюмінію є авіаційна промисловість: літак на 2/3 складається з алюмінію та його сплавів. Літак зі сталі виявився б надто важким і зміг би нести набагато менше пасажирів. Тому алюміній називають крилатим металом. З алюмінію виготовляють кабелі та дроти.: при однаковій електричній провідності їхня маса в 2 рази менша, ніж відповідних виробів з міді.

Враховуючи корозійну стійкість алюмінію, з нього виготовляють деталі апаратів та тару для азотної кислоти.. Порошок алюмінію є основою при виготовленні сріблястої фарби для захисту залізних виробів від корозії, а також для відображення теплових променів такою фарбою покривають нафтосховища, костюми пожежних.

Оксид алюмінію використовується для отримання алюмінію, а також як вогнетривкий матеріал.

Гідроксид алюмінію - основний компонент всім відомих ліків маалокса, альмагелю, які знижують кислотність шлункового сік.

Солі алюмінію сильногідролізуються. Дану властивість застосовують у процесі очищення води. У воду, що очищається, вводять сульфат алюмінію і невелику кількість гашеного вапна для нейтралізації утворюється кислоти. В результаті виділяється об'ємний осад гідроксиду алюмінію, який, осідаючи, забирає з собою зважені частки каламуті та бактерії.

Таким чином, сульфат алюмінію є коагулянтом.

6. Отримання алюмінію

1) Сучасний рентабельний спосіб отримання алюмінію був винайдений американцем Холлом та французом Еру в 1886 році. Він полягає в електролізі розчину оксиду алюмінію у розплавленому кріоліті. Розплавлений кріоліт Na 3 AlF 6 розчиняє Al 2 O 3 як вода розчиняє цукор. Електроліз “розчину” оксиду алюмінію в розплавленому кріоліті відбувається так, якби криоліт був тільки розчинником, а оксид алюмінію - електролітом.

2Al 2 O 3 ел.ток →4Al + 3O 2

В англійській “Енциклопедії для хлопчиків та дівчаток” стаття про алюміній починається такими словами: “23 лютого 1886 року в історії цивілізації почалося нове металеве століття - століття алюмінію. Цього дня Чарльз Холл, 22-річний хімік, з'явився до лабораторії свого першого вчителя з дюжиною маленьких кульок сріблясто-білого алюмінію в руці та з новиною, що він знайшов спосіб виготовляти цей метал дешево та у великих кількостях”. Так Холл став основоположником американської алюмінієвої промисловості та англосаксонським національним героєм, як людина, яка зробила з науки чудовий бізнес.

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

ЦЕ ЦІКАВО:

• Металевий алюміній першим виділив у 1825 датський фізик Ханс Крістіан Ерстед. Пропустивши газоподібний хлор через шар розпеченого оксиду алюмінію, змішаного з вугіллям, Ерстед виділив хлорид алюмінію без будь-яких слідів вологи. Щоб відновити металевий алюміній, Ерстед знадобилося обробити хлорид алюмінію амальгамою калію. Через 2 роки німецький хімік Фрідріх Веллер. Удосконалив метод, замінивши амальгаму калію чистим калієм.
• У 18-19 століттях алюміній був основним ювелірним металом. У 1889 року Д.И.Менделеев у Лондоні за досягнення у розвитку хімії нагородили цінним подарунком – вагами, зробленими із золота і алюмінію.
• До 1855 французький вчений Сен-Клер Девіль розробив спосіб отримання металевого алюмінію в технічних масштабах. Але спосіб був дуже дорогий. Девіль користувався особливим заступництвом Наполеона III, імператора Франції. У знак своєї відданості та подяки Девіль виготовив для сина Наполеона, новонародженого принца, витончено гравіровану брязкальце – перший «виріб ширвжитку» з алюмінію. Наполеон мав намір навіть спорядити своїх гвардійців алюмінієвими кірасами, але ціна виявилася непомірно високою. Тоді 1 кг алюмінію коштував 1000 марок, тобто. в 5 разів дорожче за срібло. Тільки після винаходу електролітичного процесу алюміній за своєю вартістю зрівнявся із звичайними металами.
• А чи знаєте ви, що алюміній, надходячи в організм людини, викликає розлад нервової системи. При його надлишку порушується обмін речовин. А захисними засобами є вітамін С, сполуки кальцію, цинку.
• При згорянні алюмінію в кисні та фтору виділяється багато тепла. Тому його використовують як присадку до ракетного палива. Ракета Сатурн спалює за час польоту 36 тонн алюмінієвого порошку. Ідея використання металів як компонент ракетного палива вперше висловив Ф. А. Цандер.

ТРЕНАЖИРИ

Тренажер №1 - Характеристика алюмінію за становищем у Періодичній системі елементів Д. І. Менделєєва

Тренажер №2 - Зрівняння реакцій алюмінію з простими та складними речовинами

Тренажер №3 - Хімічні властивості алюмінію

ЗАВДАННЯ ДЛЯ ЗАКРІПЛЕННЯ

№1. Для отримання алюмінію з хлориду алюмінію як відновник можна використовувати металевий кальцій. Складіть рівняння цієї хімічної реакції, охарактеризуйте цей процес за допомогою електронного балансу.
Подумайте! Чому цю реакцію не можна проводити у водному розчині?

№2. Закінчіть рівняння хімічних реакцій:
Al + H 2 SO 4 (розчин ) ->
Al + CuCl 2 ->
Al + HNO 3 (кінець ) - t ->
Al + NaOH + H 2 O ->

№3. Здійсніть перетворення:
Al -> AlCl 3 -> Al -> Al 2 S 3 -> Al(OH) 3 - t -> Al 2 O 3 -> Al

№4. Розв'яжіть завдання:
На сплав алюмінію та міді подіяли надлишком концентрованого розчину гідроксиду натрію при нагріванні. Виділилося 2,24 л газу (н.у.). Обчисліть відсотковий склад металу, якщо його загальна маса була 10 г?

На правах рукопису

ФАЗОВІ РІВНОВАГИ У СИСТЕМАХ АЗОТ - АЛЮМІНІЙ - ПЕРЕХІДНИЙ МЕТАЛ IV - V ГРУП.

01.04.07 – Фізика конденсованого стану

Москва 2004 р.

Роботу виконано на кафедрі загальної хімії хімічного факультету Московського Державного Університету ім. М.В. Ломоносова та в Інституті металознавства та фізики металів ім. Г.В. Курдюмова ЦНДІчермет ім. І.П. Бардіна.

Науковий керівник

доктор фізико-математичних наук, професор Зайцев О.І. Науковий консультант

кандидат хімічних наук, в. н. Калмиков К.Б. Офіційні опоненти:

доктор технічних наук, професор Крапошин B.C.

доктор фізико-математичних наук, професор Калошкін С.Д.

Провідна організація:

Інститут металургії та матеріалознавства ім. A.A. Байкова

Захист дисертації відбудеться 12 листопада 2004 р. о Д годині на засіданні спеціалізованої вченої ради Д 141.04.02 ФГУП ЦНДІчермет ім. І.П. Бардіна за адресою: 105005, м.Москва, вул. 2-а Бауманська; 9/23.

З дисертацією можна ознайомитись у технічній бібліотеці ЦНДІчермет ім. І.П. Бардіна.

Телефон для довідок: 777-93-50

Вчений секретар

спеціалізованої вченої ради Д 141.04.02, кандидат технічних наук,

старший науковий співробітник Александрова Н. М.

ЗАГАЛЬНА ХАРАКТЕРИСТИКА РОБОТИ.

АКТУАЛЬНІСТЬ ТЕМИ: Композиції на основі комплексних нітридів алюмінію та перехідних металів IV - V груп знаходять все ширше застосування у різних галузях промисловості та техніки. Вони є основою для створення зносостійких та захисних покриттів, дифузійних бар'єрів у мікроелектроніці, високотемпературних металокерамічних, композиційних матеріалів, керамік тощо. Не менш важливу роль сполуки А1 та елементів IV - V груп з азотом грають при конструюванні та виробництві широкого кола марок сталей та сплавів, особливо з підвищеним вмістом азоту. Природно, що фізичні, фізико-хімічні і механічні властивості перерахованих матеріалів безпосередньо пов'язані з видом і кількостями азотовмісних фаз, що утворюються. Точні дані про склад та умови існування комплексних сполук мають і принципове теоретичне значення для розуміння природи хімічного зв'язку та інших ключових характеристик, що визначають ступінь їхньої стійкості. Для прогнозування умов синтезу та стабільності нітридів необхідні достовірні відомості про фазові рівноваги. Побудова багатокомпонентних діаграм стану за участю азоту представляє дуже не просте завдання через низькі термодинамічні стимули утворення змішаних сполук із суміжних по діаграмі стану подвійних фаз, малих швидкостей дифузії компонентів у них, а також складності та низької точності визначення справжнього вмісту азоту. Тому наявна нині інформація уривчаста і вкрай суперечлива як у складі потрійних ншридів, і за становищем ліній рівноваги фаз. Вона, переважно, отримана методом відпалу порошкоподібних пресувань, у якому досягнення рівноважного стану сплаву важко.

МЕТА РОБОТИ: Розробка нового підходу до дослідження діаграм стану багатокомпонентних нітридних систем, заснованого на використанні комплексу сучасних експериментальних прийомів фізико-хімічного аналізу, методів термодинамічного аналізу та розрахунку, що дозволяє з високою точністю визначати умови співіснування фаз і отримувати вичерпні докази їх. Дослідження фазових рівноваг у твердофазній ділянці потрійних систем алюміній – азот – метал 1У-У груп при температурі 1273 К. НАУКОВА НОВИЗНА:

Методами термодинамічного аналізу та розрахунку показано суперечливість наявних експериментальних даних про умови рівноваги фаз у системах Т1-А1-И та рр-А1-М;

Проведено термодинамічне моделювання, аналіз та розрахунок фазових рівноваг у системах &-А1-Н та Ш-А1-К.

термодинамічні функції потрійних сполук, що утворюються у цих системах;

Побудовані твердофазні області діаграм стану систем Ti-Al-N, Zr-Al-N та Hf-Al-N при 1273 К;

Встановлено характер фазових рівноваг у системі Nb-Al-N при температурі 1273 К. НАУКОВА І ПРАКТИЧНА ЗНАЧИМІСТЬ РОБОТИ:

Отримані відомості про умови рівноваги та термодинамічні функції фаз у системах M-A1-N (тут і далі. М = Ti, Zr, Hf, Nb), є фундаментальною науковою базою для розробки покриттів, керамічних та металокерамічних, композиційних матеріалів, важливих для мікроелектроніки , енергетики, машинобудування Вони дозволяють визначати технологічні параметри отримання та обробки таких матеріалів, а також мають принципове значення для прогнозування фазового складу та властивостей широкого кола сталей та сплавів з підвищеним вмістом азоту. ДОСТАВНІСТЬ І ОБгрунтованість:

Дані отримані різними методами фізико-хімічного аналізу на зразках сплавів, синтезованих різними способами (азотування подвійних сплавів, тривалий гомогенізуючий відпал, дифузійні пари), з використанням сучасних експериментальних підходів та обладнання, таких як електронно-зондовий мікроаналіз, растрова у всіх випадках перебували у чудовій згоді як між собою, так і з результатами термодинамічного розрахунку.

2. Будова твердофазної області ізотермічного перерізу діаграми стану Ti-Al-N при температурі 1273 К.

3. Результати термодинамічного аналізу та розрахунку фазових рівноваг у системі Zr-Al-N при 1273 та 1573 До.

4. Будова твердофазних областей діаграм стану систем Zr-Al-N, Hf-Al-N, Nb-Al-N при 1273 До.

АПРОБАЦІЯ РОБОТИ ТА ПУБЛІКАЦІЇ. Основні результати роботи доповідалися на: Міжнародній конференції "VIII International conference of crystal chemistry of intermetallic compounds" (Lviv, Ukraine, 2002); Міжнародній конференції студентів та аспірантів з фундаментальних наук «Ломоносів-2003» (м. Москва, 2003 р.); Міжнародної конференції «Теорія та практика технологій виробництва виробів із композиційних матеріалів та нових металевих сплавів (Т11КММ)», (Москва, МДУ, 2001, 2003 р.). За матеріалами дисертації опубліковано 4 статті. ОБСЯГ І СТРУКТУРА ДИСЕРТАЦІЇ. Дисертація складається із вступу, літературного огляду, експериментальної частини, обговорення результатів,

висновків та списку літератури у кількості 204 найменувань. Робота викладена на 138 сторінках машинописного тексту, включаючи 70 малюнків та 26 таблиць.

У другій частині розглянуто закономірності взаємодії азоту з елементами IV-V груп, викладено відомості про фізико-хімічні властивості та методи синтезу нітридів. Показано, що подвійні діаграми стану M-Nвивчено недостатньо повно. Достовірно встановлено лише існування ншридів MN і M2N, тоді як утворення інших нітридних фаз викликає сумніви через можливу стабілізацію киснем.

Основна частина літературного огляду присвячена аналізу даних про будову діаграм стану M-A1-N. Діаграми стану M-A1-N вивчені значно меншою мірою, ніж подвійні сплави. Дані щодо умов рівноваги фаз у системах Zr-Al-N, Hf-Al-N та Nb-Al-N в даний час практично відсутні. Дані про діаграмі стану системи Ti-Al-N містять низку важливих протиріч. ЕКСПЕРИМЕНТАЛЬНА ЧАСТИНА. §1. Методика приготування зразків.

Як вихідні матеріали використовували Ti, Zr, Hf- іодидні і у вигляді порошків чистотою 99,5%, Nb - листової вакуумної плавки чистотою 99,99% і порошок чистотою 99,5%, азот ГОСТ 9293-74 ОСЧ (99,996 про. % N2) 02< 0,001 об.%, масова часткапарів води< 0,005 %). Порошки HfN, ZrN и AIN - марки «Ч», пластины AIN, полученные методом спекания с добавками У2О3.

Подвійні сплави М-А1 отримували шляхом сплавлення наважок компонентів у дуговій печі «LAYBOLD HERAUES» з вольфрамовим електродом, що не витрачається, в атмосфері очищеного аргону. Для підвищення однорідності злитків їх піддавали п'ятикратному переплаву. Синтезовані зразки загортали в ніобієву фольгу і піддавали гомогенізуючому відпалу при 1273 К (100 годин) у вакуумованих кварцових ампулах в печах електроопору з наступним загартуванням у воду. Склади сплавів, їх фазовий склад та гомогенність контролювали методом електронно-зондового мікроаналізу на приладі "CAMEBAX-microbeam" (таб. 1). §2. Методика дослідження зразків.

У роботі застосовували такі методи дослідження:

Електронно-зондовий мікроаналіз на приладі «CAMEBAX-microbeam» при прискорювальній напругі 15 і 30 кВ; попередньо проводили аналіз домішки на енергодисперсійному аналізаторі «KEVEX».

Растрова електронна мікроскопія на приладах "JEOL" та "CAMEBAX-microbeam"; зображення отримували у вторинних електронах при прискорювальній напругі 15, 20 кВ. Отримані зображення обробляли та визначали співвідношення фаз у досліджуваних зразках.

Оптична мікроскопія", методами темного поля, світлого поля, поляризованого світла, диференціально-інтерференційного розмаїття Номарською. Дослідження проводили на приладі «УЕЯ8АМЕТ-2» при використанні збільшення ><300 и х400.

Рентгенофазовий аналіз методом порошку проводили на дифрактометрах ДРОН-4 і 8ТАБ1-Р фірми «Яше» (СіК„ь СоК„ випромінювання).

Таблиця 1.

Хімічний та фазовий склад подвійних сплавів систем М-А1.

№ Склад (ЕЗМА), ат.% Фазовий склад № Склад (ЕЗМА), ат.% Фазовий склад

Система І – А1

1 25,6 74,4 т13, Т1А12 4 69,6 30,1 Т13А1

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

з 54,9 45,1 Т1А1, Т13А1 6 89,1 10,9 «СП)

Система Хг – А1

1 28,5 71,5 рА13, ЪгМг 5 60,1 39,9 ХтъРАъ Тг2М

2 33,3 66,7 Ъхк\г 6 65,8 34,2

3 47,5 52,5 2г2А13, 2ГА1 7 76,7 23,3 7Х2А\,

4 58,3 41,7 Хт4А1ъ ЪсгА\г

Система Ш – А1

1 31,7 68,3 Н£А13, ША12 4 53,8 46,2 НШ, Н£(А1з

2 36,8 63,2 НШ2, ЩА13 5 62,4 [37,6 Ш3А12, Ж5А13

3 43,2 56,8 НГ2А13, НШ 6 77,8 | 22,2 Ю2А1, а(Н0

Система № - А1

1 37,8 62,2 ІЬАЬ, ЫЪ2А1 4 71,3 28,7 МЬ2А1, №>3А1

2 51,2 48,8 1МЬА13, МЬ2А1 5 82,8 17,2 №>3А1, а(№>)

3 63,5 36,5 ЫЬ2А1

§ 3. Розробка методики дослідження фазових діаграм за участю азоту.

Для дослідження фазових рівноваг у потрійних системах М-А1-И використовували комплекс сучасних методівфізико-хімічного аналізу, який включав: азотування порошків подвійних сплавів М-А1 в атмосфері азоту, дифузійні пари та тривалий гомогенізуючий відпал сплавів.

Для азотування порошки подвійних сплавів М-А1 поміщали в тиглі з А1203 і піддавали ізотермічній витримці на установці термокомпресійного відпалу оригінальної конструкції в атмосфері азоту при тиску 5 МПа, температурі 1273 До протягом 1, 4, 9 і 16 годин. Фазовий склад зразків досліджували методом рентгенофазового аналізу після кожного відпалу.

Для визначення впливу тривалості азотування на зміну складу подвійних нітридних фаз у межах області однорідності в роботі досліджували залежність параметра решітки нітридів цирконію та гафнію від

часу відпалу в атмосфері азоту при температурі 1273 К та тиску 5 МПа. Параметри грат ZrN і HfN не змінювалися в процесі відпалу протягом 4 і 13 годин, що свідчить про те, що в досліджуваних системах тривалість високотемпературного азотування практично не впливає на склад нітриду, що утворюється.

Дифузійні пари готували за типом «сендвіч» M/A1N/M двома способами: дифузійним зварюванням та наплавленням. Дифузійне зварювання проводили у вакуумі на установці ДСВУ при температурах: 1273 До для титану, 1373 До для цирконію та ніобію та 1433 До для гафнію. Тиск зварювання становив 17-20 МПа. Наплавку Ti, Zr, Hf або Nb на пластину AIN розміром 2x4x4 мм здійснювали електродугової печі в атмосфері очищеного аргону. Отримані пари відпалювали у вакуумованих кварцових ампулах протягом 100 і 670 годин і досліджували будову перехідних зон, що утворилися, методами електронно-зондового мікроаналізу, оптичної та растрової електронної мікроскопії. Використання двох способів отримання дифузійних пар виключало можливість впливу фізико-хімічних процесів, що протікають на поверхнях розділу при з'єднанні різнорідних матеріалів в єдину композицію, будову дифузійних зон і характер одержуваних результатів.

Для здійснення досліджень третього типу синтезували зразки двох видів:

1) З порошків Zr, Hf, Nb та AIN готували суміші певного складу. Суміші спресовували при кімнатній температурі та тиску 10 МПа. Таблетки переплавляли в електродуговій печі в атмосфері аргону і піддавали тривалому гомогенізуючому відпалу при 1273 До вакуумованих кварцових ампулах протягом 200 і 670 годин для досягнення рівноважної конфігурації фаз.

2) Пластини A1N загортали у фольгу з титану або ніобію, а потім переплавляли в електродуговій печі. Потім зразки піддавали тривалому відпалу за описаною методикою. Критерієм досягнення рівноважного стану служила незмінність типу та кількості фаз зі збільшенням тривалості відпалу.

Розрахунок та аналіз фазових рівноваг у системах, що вивчаються, проводили відповідно до фундаментальних законів термодинаміки. При аналізі кожного конкретного складу розглядали всі можливі комбінації фаз, поєднання яких він може бути представлений. Комбінацію фаз, що відповідає мінімуму енергії Гіббса системи, вважали відповідною до стабільної рівноваги, а її характеристики (природу і кількість співіснуючих фаз) використовували при побудові діаграми стану. Всі інші поєднання фаз вважали метастабільними та їх характеристики не враховували. Для приведення термодинамічних функцій до тих самих стандартних станів компонентів використовували наявні відомості про їх параметри стабільності або енергії Гіббса фазових переходів. Алгоритм розрахунку був реалізований у вигляді спеціальної комп'ютерної програми, що передбачає багаторазове проведення процедури визначення фазового складу системи для множини

точок, що охоплюють весь діапазон складів у просторі концентрацій компонентів при заданому значенні температури.

Попередньо виконані експерименти та розрахунки дозволили сформулювати принципи вибору складів досліджуваних зразків, режими їх азотування та термообробки, які дозволяють різними шляхами досягти одного й того ж стану сплаву та отримати вичерпні докази його відповідності до рівноваги. РЕЗУЛЬТАТИ І ОБГОВОРЕННЯ. § 1. Фазові рівноваги у системі Т1-А1-1Ч.

Результати попередніх дослідів показали, що найбільше ефективним методомдослідження фазових рівноваг у системі Т!-А1-И є азотування порошкоподібних зразків із газової фази. У таблиці 2 представлені результати рентгенофазового аналізу зразків після відпалу в атмосфері азоту при 1273 До протягом 1 години. У перших п'яти сплавах утворюється потрійне з'єднання Т12АМ. Отримані результати свідчать про існування в системі Ть-А1-М наступних фазових полів: Т1А1з-ТЬА1К-АШ, ТСгАМ-АМ-"Ш, ТШз-Т^А^-ІгАШ та ^-ТШ-оОП).

Таблиця 2.

Фазовий склад порошкоподібних зразків системи Т1-А1-И до та після відпалу в атмосфері азоту при Т = 1273 К, р(И2) = 5 МПа.

№ сплаву Фазовий склад

до азотування після азотування

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)

Для дослідження багатої титаном області діаграми стану застосовували методи дифузійних пар та тривалого гомогенізуючого відпалу. У дифузійній зоні зразка A1N/Ti після 200 годин ізотермічної витримки Т=1273 До зафіксовано утворення двох проміжних шарів: шару нітриду титану, що містить включення потрійної фази Ti3AlN, і шару твердого розчину на основі a(Ti) з% 1 . На малюнку 1 (а) показана структура зразка AlN/прошарку титану товщиною 150 мкм/AIN. Після 200 годин відпалу на поверхні нітриду алюмінію утворюється шар нітриду титану товщиною близько 30 мкм, середина прошарку є фазою Ti3AlN з включеннями нітриду титану TiN].x. Отримані результати свідчать про існування конод AlN-TiNi.„ TiN!.x-Ti3AlN, Ti3AlN-a(Ti).

Для точного визначення положення ліній рівноваги в багатих титаном сплавах за участю комплексного нітриду Ti3AlN, що повільно утворюється, було синтезовано два зразки шляхом сплавлення наважок титану і порошку нітриду алюмінію у співвідношенні кількостей молей 3/1 і 2/1. Перший сплав вже після 200 годин відпалу придбав постійний фазовий склад

ТП^-х+"ПзАП^+аСП). За даними растрової електронної мікроскопії та рентгенофазового аналізу (рис. 1 б) у другому зразку після 200 годин відпалу були присутні 4 фази: ТО^." "ПзАГИ, а(Тл) і "ПзА1.

Причому включення Т13АМ виявлені навколо частинок нтриду титану, що говорить про недостатній час гомогенізації. Після 670 годин відпалу фазовий склад зразка придбав стабільну конфігурацію: ТОЛ-"ПзАШ+а(Т0 (рис. 2)").

ТЬАШ ТЬА1 -

Рис. 1. Мікроструктура зразків системи "Л - А1 -> 1:

а - АМГП/АМ після відпалу 200 год, 1273 К, вторинні е, хЮОО; б - А1К+2ГП після відпалу 200 год, 1273 К, вторинні е, хЮОО.

п -^зАШ А -0(14)

20.0 30.0 40.0 50.0 60.0 70.0 80.0 90.0 20 Мал. 2. Дифрактограма зразка А1И+2Т1 після відпалу 670 год, 1273 До.

Для визначення положення ліній фазових рівноваг за низьких концентрацій азоту використовували термодинамічний розрахунок. Існування рідкого розчину на основі алюмінію і а-і (3-твердих розчинів на основі титану не враховували, так як розплав лежить поза сферою твердофазних рівноваг, що цікавить, а рівноваги з твердими розчинами детально досліджені експериментально. В даний час експериментальні дані про енергії Гіббса освіти ( А/7) фаз "ПзАПЧ, Т12А1Н, Т1А12 відсутні. Існують лише оцінки. Тому, на першому етапі методом непрямої оптимізації знаходили ці невідомі характеристики. Суть методу полягала у підборі величин А/? вказаних сполук таким чином, щоб вони задовольняли експериментально встановленим умовам рівноваги фаз В результаті були знайдені наступні значення: А/7(Т13А1К) = -360,0 кДж/моль; Д/7СП2А1М) = -323,3 кДж/моль; /моль Надалі вони були використані для розрахунку фазових рівноваг у сплавах, експериментальне дослідженняяких важко чи неможливо. Побудований ізотермічний (Т=1273 К) переріз діаграми стану системи П-АНЧ представлено на рис. 3.

І - склади вихідних подвійних сплавів "П-А1. X - склади азотованих сплавів, ♦ - склади потрійних сплавів Т1+А1КГ, - - - ■ дифузійний шлях. Фоном виділено результати термодинамічних розрахунків.

Отримані результати перебувають у певному протиріччі з існуючими даними , схематично показаними на рис. 4. Як видно, автори знайшли, що АМ знаходиться в рівновазі з "ПАЬ, Т1А12> Т1А1, Т12А1Ы і ТО^.* (рис. 4 а). На рис. 4 (б) показані результати термодинамічного аналізу та розрахунку фазових рівноваг виконаного в Нітрид алюмінію знаходиться в рівновазі тільки з "ПАЬ, Т^АМ і ТШ^. Це добре узгоджується зі справжніми результатами.

Рис. 4. Ізотермічний переріз системи при 1273 К:

а - за даними; б - за даними , трізаш, рр-Т^АМ, 1-Т1А1з, 2-Т\цА\і, 3-ТШ2,4-Т1А1, б-Т^А).

Виконаний у справжньої роботитермодинамічний аналіз фазових рівноваг у системі "П-А!-^ дозволив виявити причини зазначених протиріч. Виявилося, що утворення потрійних нітридів з вихідних подвійних сплавів у багатьох випадках супроводжується незначною зміною енергії Гіббса, що становить всього кілька сотень Дж/моль. Тому авторам, які використовували метод відпалу порошкоподібних сумішей подвійних композицій необхідні були дуже тривалі інтервали часу відпалу для досягнення рівноважного стану, це, мабуть, не завжди вдавалося. виграшем в енергії Гіббса, що дозволяє швидко досягати рівноважного стану § 2. Умови рівноважної фаз у системі рр-А1-Р*.

Вивчення фазових рівноваг у системі г-АМЧ було здійснено за аналогічною схемою. Попередньо було проведено термодинамічний моделювання та розрахунок фазових рівноваг у системі з використанням наявних відомостей про термодинамічні властивості подвійних фаз (табл. 3) та даних про діаграму стану при 1273 і 1573 К (рис. 5). Розрахунок дозволяє повністю відтворити експериментальні дані про фазові рівноваги при 1573 К. З іншого боку, відомості про умови рівноваги фаз при 1273 К не можуть бути відтворені термодинамічний розрахунок.

Зокрема, рівновага А1-2г3АМ реалізується тільки при значеннях (1/5)Л/7(7г3А1М)< -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.

Таблиця 3.

Енергія Гіббса утворення подвійних з'єднань системи Ъх - А1 - N з ГПУ-гг, ГЦК-А1 та Ы2(газ).

Фаза Д/J=a+bT, Дж/моль. Фаза AfG=a+bT+cTlnT, Дж/моль.

(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

Встановлене в співіснування фаз ArN-Zr3AlN-Zr2Al3 не відтворюється за жодних значень A//(Zr3AlN). Крім того, для забезпечення рівноваги AlN-Zr3AlN необхідно зниження (l/5)A/?(Zr3AIN) з -73,0 кДж/моль при 1573 До -92,0 кДж/моль при 1273 К. Останнє малоймовірно, так як може мати місце лише при нереально низьких значеннях ентропії утворення аналізованої сполуки A£(Zr3AlN) = -380,0 Дж/моль-К.

Таким чином, дані про умови рівноваги фаз у системі Zr-Al-N знайдені в роботі для різних температур 1573 і 1273 До є внутрішньо суперечливими і вимагають детальної експериментальної перевірки.

Відпал сплавів системи Zr-Al в атмосфері азоту при тиску 5 МПа протягом 1 години призвів до утворення нітриду ZrN цирконію і алюмінію цирконію ZrAl3 незалежно від складу вихідного зразка. Виняток спостерігався тільки для сплавів № 5-№ 7 (табл. 4), дифрактограми яких містили піки, що відповідають сполукі ZrÀl2. Наведені результати свідчать про можливість існування гетерогенного поля AlN-ZrAl3-ZrN, що суперечить результатам термодинамічного розрахунку. Відповідно до термодинамічного аналізу рівновагу фаз ZrAl3 і ZrN в сплавах Zr-Al-N не повинно мати місце як за наявності, так і за відсутності комплексних нітридів. Дійсно, додаткова ізотермічна витримка зразків в атмосфері азоту протягом 4 годин призвела до зменшення інтенсивності піків відповідних сполуки ZrAl3 та появи ліній фази ZrAl2 на дифракгограмах, триваліший відпал викликав зникнення на дифракгограмах ліній сполуки ZrAl3.

Описане явище має кінетичну природу. Цирконій реагує з азотом значно інтенсивніше алюмінію, тому у зразках спочатку утворюється нітрид цирконію та максимально збіднена за цирконієм фаза ZrAl3. При збільшенні часу ізотермічної витримки відбувається взаємодія алюмінію азотом з утворенням нітриду алюмінію A1N. В результаті фаза

Хта3 перетворюється на Хта2, утворюючи рівноважну композицію рА12-АШ-7гИ. Таким чином, дослідження взаємодії порошкоподібних сплавів Zr-A з азотом підтвердило адекватність термодинамічного розрахунку і свідчить про існування двох ключових фазових полів у системі 2х-А1-№ А1И-2гА1г-7гА12 і А1Ы-2гЫ-2гА12.

Рис. 5. Діаграма стану системи 2г-А1-1М:

а - за даними, 1273 К; б - за даними, 1573 К; в - реальний розрахунок, 1273 К; г - реальний розрахунок, 1573 До.

Рентгенофазовий та електронно-зондовий аналіз зразка отриманого сплавленням порошків цирконію і нітриду алюмінію при співвідношенні кількостей молей Хг/АШ=3/1 після гомогенізації протягом 670 годин при 1273 До показали, присутність фаз: 7гМ, 7г3х1А2 стабільну конфігурацію. Дослідження будови перехідних зон дифузійних пар АГИ/гг/АШ та А1М/7,г дозволило виявити існування ще двох фазових полів 2гН-2г3А1К-а(2г) та 2гК-гг2А13-гг5А13И1.х (рис. 6).

Таблиця 4.

Фазовий склад порошкоподібних сплавів 2г-А1 до та після відпалу в атмосфері азоту при Т = 1273 К, р0 ^ 2) = 5 МПа.

№ сплаву Фазовий склад

До азотування Після азотування

1 ZrAl3, ZrAl2 1ч. ZrN, AIN, ZrAl3

4 год. ZrN, AIN, ZrAl3, ZrAl2

2 ZrAl2 1 год. ZrN, ZrAlj

4 год. 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 ZTAIAI, 3(Zr) ZrN, ZtA12, ZrAl3

Рис. 6. Будова перехідних зон дифузійних тар AIN із Zr: а - AIN/Zr/A1N 200 годин, х 1500; б - A1N/Zr, 200 годин, х 2000.

Через високі швидкості взаємодії цирконію з азотом рівноваги за участю фаз ZrAl, Zt4A13, ZrAl2 і Zr2Al експериментально визначити не вдалося. Для встановлення використовували термодинамічний розрахунок. На першому етапі методом непрямої оптимізації було знайдено енергію Гіббса утворення потрійних нітридів: (l/5)A/?(Zr3AlN) = -76,0 кДж/моль; (1/(9-х)) Д/З^^АУ^.*) = -63,0 кДж/моль. Отримані величини використані знаходження невідомих умов рівноваги фаз. Отримані результати показано на рис. 7.

Побудована діаграма стану системи Zr-Al-N при 1273 К, знаходиться в суперечності з даними для цієї температури, проте, практично збігається з результатами отриманими для 1573 К. По всій видимості тривалості використовуваного відпалу було недостатньо для досягнення рівноважного стану сплаву при більш низькій температурі 1273 К.

аА1з 2хАІ ¿ГдА^

рА1 4 ЪъА\

Рис. 7. Фазова діаграма системи 2г-А1-И, 1273 К. ■ - склади вихідних подвійних сплавів системи 2г-А1, про - склади азотованих сплавів, - склад потрійного сплаву 2г+АМ.

Дифузійні шляхи в системі Ъх - А1 - N при 1273К. ааааа - зразок (1+ТхГАЦуТт 670 годин.

Зразок АМА/АШ 200 годин

Зразок А1И/гг 200 годин.

§ 3. Будова діаграми стану системи Hf-Al-N.

Аналогічна ситуація має місце і системи Hf-AI-N. На рис. 8 представлено будову діаграми стану при 1273 К, отриманий у цій роботі спільно з даними .

Майже всі фази подвійної системи Hf-Al перебувають у рівновазі з нітридом гафнію HfN. Це пов'язано з низьким значеннямЕнергія Гіббса освіти HfN. Потрійне з'єднання Hf3AlN утворює області трифазних рівноваг тільки з фазами Hf5Al3, HfN та a(Hf). Подвійні з'єднання Hf2Al і Hf3N2 реалізуються лише дуже обмежених областях складів потрійної системи. Нітрид алюмінію знаходиться в рівновазі з HfAl3 та HfN. § 4. Фазові рівноваги у системі Nb-Al-N.

На рис. 9 представлена ​​діаграма стану системи Nb-Al-N (Т = 1273 К), побудована у цій роботі. Отримані результати практично збігаються з даними роботи для температури 1773 К, наведеними нижче. Єдина відмінність полягає в тому, що при 1273 До системи Nb-N стабільний нітрид ніобію NbN, який знаходиться в рівновазі з нітридом алюмінію і фазою на основі Nb2N. З'єднання №>4N3 є лише в обмеженій області складів потрійних сплавів. Потрійне з'єднання Nb3Al2N перебуває у рівновазі з фазами AIN, NbAl3, NbAl2 і Nt^N. Фаза на основі Nb3Al та твердий розчин на основі ніобію утворюють трифазну область з нітридом ніобію Nb2N. ВИСНОВОК.

Наприкінці узагальнено основні результати роботи. Показано, що при високих вмістах азоту для дослідження діаграм стану трьох- і більш компонентних нітридних систем найбільш перспективним є азотування подвійних подвійних сплавів. При низьких концентраціях азоту найбільш адекватні результати дають методи дифузійних пар та тривалого гомогенізуючого відпалу. Зазвичай використовувана методика відпалу порошкоподібних пресування вимагає тривалої ізотермічної витримки і при температурах нижче 1473 - 1573 К, у багатьох випадках, не дозволяє досягти рівноважного стану сплаву.

З використанням комплексу сучасних методів фізико-хімічного аналізу побудовано діаграми стану систем Ti-Al-N, Zr-Al-N, Hf-Al-N та Nb-Al-N при 1273 К. У роботі застосовували підхід, заснований на реалізації різних шляхів для досягнення того самого кінцевого стану сплаву. Дані, знайдені з використанням різних методик, добре узгоджуються як між собою, так і з результатами термодинамічного розрахунку, тому можуть бути рекомендовані для прогнозування фазових рівноваг даних системах і композиціях на їх основі.

Загальною закономірністю у будові діаграм стану вивчених систем M – Al – N є зменшення числа та стабільності комплексних нітридних фаз у міру зростання різниці між термодинамічною стійкістю подвійних фаз MN та A1N. Таким чином, прогнозування можливості отримання трикомпонентних нітридних фаз, у тому числі в сталях та сплавах, може здійснюватися шляхом зіставлення величин енергії Гіббсу освіти A1N та MN.

Рис. 8 Діаграма стану Ш-А1-М:

а - за даними 1273; б - за даними 1673; в - за даними цієї роботи ■ - склади вихідних подвійних сплавів системи Н-А1. - Склади азотованих сплавів (1 год). А - склади азотованих сплавів (4 години), - склад потрійного сплаву НХ+АМ. -*- - дифузійні шляхи в системі Ш"-А1-К при 1273 К."

Рис. 9. Діаграма стану >1Ь-А1-К:

а - за даними цієї роботи, 1273 К:

■ - склади вихідних подвійних сплавів системи МЬ-А! - Склади азотованих сплавів □ - Склад потрійного сплаву ЗКЬ + АШ.

Дифузійні шляхи у системі МЬ-А1-И при 1273К.

б - за даними, 1773 До.

2. З використанням сучасних підходів термодинамічного розрахунку та моделювання умов рівноваги фаз виконано аналіз існуючих даних про діаграми стану систем М-А1-М. Виявлено їхню суперечливість та визначено шляхи оптимальної постановки експериментального дослідження.

3. За допомогою комплексу сучасних методів фізико-хімічного аналізу вивчено закономірності взаємодії елементів у 85 зразках подвійних та потрійних сплавів систем М-А1-1Ч.

4. Побудована твердофазна діаграма стану системи Ть-АНЯ при 1273 К. Встановлено, що нітрид алюмінію знаходиться в рівновазі з фазами Т1А13, Тл2АШ і ПМ,.,. Т1) і Тй1^.*.Визначено параметри

кристалічних решіток потрійних фаз Ti2AlN (a=2,986(9)Â, c=13,622(5)Á), Ti3AIN (а=4,1127(17)Â), та величини енергії Гіббса їх утворення зі стабільних при цій температурі модифікацій елементів: -360,0 кДж/моль та -323,3 кДж/моль, відповідно.

5. Досліджено фазові рівноваги в кристалічних сплавах Zr-A!--N при 1273 К. Достовірно встановлено положення всіх областей трифазних рівноваг. Нітрид алюмінію знаходиться в рівновазі з фазами ZrAl3, ZrAl2 та ZrN. Потрійна фаза Zr3AlN утворює поля трифазних рівноваг із фазами ZrN, Zr5Al3Ni.x і твердим розчином на основі a(Zr). Параметри решітки комплексного нітриду Zr3AlN становлять a=3,366(6)Â, è=l 1,472(10)Â, c=8,966(9)Â, енергія Гіббсу утворення Ар = -460,0 кДж/моль.

6. Встановлено, що у твердих композиціях системи Hf-Al-N при 1273К практично всі подвійні фази системи Hf-Al знаходяться в рівновазі з нітридом HfN гафнію. Потрійне з'єднання Hf3AlN утворює області трифазних рівноваг з фазами Hf5Al3, HfN та твердим розчином на основі a(Hf). Подвійні фази Hf2Al, Hf3N2 реалізуються лише обмежених областях складів потрійної системи. Нітрид алюмінію знаходиться в рівновазі з HfAI3 та HfN.

7. Вперше збудовано ізотермічне Т=1273 До переріз твердофазної частини діаграми стану системи Nb-AI-N. Потрійне з'єднання Nb3Al2N знаходиться в рівновазі з фазами AIN, NbAI3, NbAl2 та Nb2N. Фаза на основі Nb3Al та твердий розчин на основі ніобію утворюють трифазне поле з Nb2N. Нітрид ніобію NbN знаходиться в рівновазі з нітридом алюмінію та NbzN.

СПИСОК ЦИТОВАНОЇ ЛІТЕРАТУРИ:

Schuster J.C., Bauer J. Ternary System Titanium-Aluminum-Nitrogen. //J.

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

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

Phase Equilibria. 1998. V.19. №2, p. 146-160.

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

Fusion Reactor Materials: The Ternary System Zr-Al-N. //J. Nucl. Матер. 1983.

V.116, p.131-135.

Schuster J.C., Bauer J.

Матеріали: П. The Ternary System Hf-Al-N. //J. Nucl. Матер. 1984. V.120, p. 133-136.

Визначення фазового складу такого роду матеріалів показало наявність тільки подвійних нітридних фаз. Проте останні, ретельні дослідження сплавів M - Al - N (тут і далі M = Ti, Zr, Hf, Nb) дозволили виявити існування комплексних нітридів: Ti3AlN, TÎ2A1N, Ti3Al2N2; Zr3AlN, ZrsAbNj.x; Hf3AlN, Hf5Al3N; Nb3Al2N. Їх властивості практично не вивчені, хоча є вагомі підстави вважати, що вони можуть бути унікальними. Про це свідчить той факт, що композиційні матеріали на основі поєднання подвійних нітридів А1 та M мають максимальний рівень фізичних характеристиксаме в областях складів потрійних фаз. Наприклад, абразивні властивості потрійних сполук Ti - Al - N вдвічі вищі, ніж у корунду і навіть, ніж у карбіду вольфраму.

Не менш важливу роль сполуки А1 та елементів IV - V груп з азотом грають при конструюванні та виробництві широкого кола марок сталей та сплавів, особливо з підвищеним вмістом азоту. Природно, що фізичні, фізико-хімічні і механічні властивості перерахованих матеріалів безпосередньо пов'язані з видом і кількостями азотовмісних фаз, що утворюються. Точні дані про склад та умови існування комплексних сполук мають і принципове теоретичне значення для розуміння природи хімічного зв'язку та інших ключових характеристик, що визначають ступінь їхньої стійкості. Для прогнозування умов синтезу та стабільності нітридів необхідні достовірні відомості про фазові рівноваги. Побудова багатокомпонентних діаграм стану за участю азоту представляє дуже не просте завдання через низькі термодинамічні стимули утворення змішаних сполук із суміжних по діаграмі стану подвійних фаз, малих швидкостей дифузії компонентів у них, а також складності та низької точності визначення справжнього вмісту азоту. Тому наявна нині інформація уривчаста і вкрай суперечлива як у складі потрійних нітридів, як і становищу ліній рівноваги фаз. Вона, переважно, отримана однією групою дослідників методом відпалу порошкоподібних пресувань, у якому досягнення рівноважного стану сплаву важко.

МЕТА РОБОТИ:

Розробка нового підходу до дослідження діаграм стану багатокомпонентних нітридних систем, що ґрунтується на використанні комплексу сучасних експериментальних прийомів фізико-хімічного аналізу, методів термодинамічного аналізу та розрахунку, що дозволяє з високою точністю визначати умови співіснування фаз та отримувати вичерпні докази їх відповідності рівновазі. Дослідження фазових рівноваг у твердофазній ділянці потрійних систем алюміній – азот – метал IV – V груп при температурі 1273 До.

НАУКОВА НОВИЗНА:

Методами термодинамічного аналізу та розрахунку показано суперечливість наявних експериментальних даних про умови рівноваги фаз у системах Т1-А1-Иігг-А1-К;

Розроблено методику дослідження фазових діаграм нітридних систем, що базується на комплексі сучасних методів фізико-хімічного аналізу та реалізації різних шляхів досягнення одного і того ж кінцевого стану сплаву, що дозволяє отримувати вичерпні докази відповідності його рівновазі;

Проведено термодинамічний моделювання, аналіз та розрахунок фазових рівноваг у системах Ъх - А1 - N і НГ - А1 - N. Вперше знайдено термодинамічні функції потрійних сполук, що утворюються в цих системах;

Побудовано твердофазні області діаграм стану систем П – А1 – N.

А1-И та НГ-А1-И при 1273 К; Встановлено характер фазових рівноваг у системі ЫЬ - А1 - N за нормальної температури 1273 До.

НАУКОВА І ПРАКТИЧНА ЗНАЧНІСТЬ РОБОТИ:

Отримані відомості про умови рівноваги та термодинамічні функції фаз у системах М - А1 - N (М = Т1, Ьх, Н£ ЫЬ), є фундаментальною науковою базою для розробки покриттів, керамічних та металокерамічних, композиційних матеріалів, важливих для мікроелектроніки, енергетики, машинобудування . Вони дозволяють визначати технологічні параметри отримання та обробки таких матеріалів, а також мають принципове значення для прогнозування фазового складу та властивостей широкого кола сталей та сплавів з підвищеним вмістом азоту.

ДОСТАВНІСТЬ І ОБгрунтованість:

Дані отримані різними методами фізико-хімічного аналізу на зразках сплавів, синтезованих різними способами (азотування подвійних сплавів, тривалий гомогенізуючий відпал, дифузійні пари), з використанням сучасних експериментальних підходів та обладнання, таких як електронно-зондовий мікроаналіз, растрова електронна у всіх випадках перебували у чудовій згоді як між собою, так і з результатами термодинамічного розрахунку.

НА ЗАХИСТ ВИНОСЯТЬСЯ НАСТУПНІ ПОЛОЖЕННЯ:

1. Методика побудови діаграм стану багатокомпонентних нітридних систем, заснована на поєднанні комплексу сучасних методів фізико-хімічного аналізу з різними шляхами досягнення одних і тих самих рівноваг, термодинамічним моделюванням та розрахунком фазових рівноваг.

2. Будова твердофазної області ізотермічного перерізу діаграми стану "Л - А1 - N при температурі 1273 К."

3. Результати термодинамічного аналізу та розрахунку фазових рівноваг у системі Тл – А1 – N при 1273 та 1573 К.

4. Будова твердофазних областей діаграм стану систем Zг – А1 – N. НГ- А1 – N. N1) – А1 – N при 1273 К.

ІІ. ЛІТЕРАТУРНИЙ ОГЛЯД

Висновок дисертації на тему "Фізика конденсованого стану"

VI. висновки.

1. Розроблено методику дослідження діаграм стану багатокомпонентних нітридних систем, засновану на поєднанні методів азотування подвійних сплавів, тривалого гомогенізуючого відпалу трикомпонентних композицій, дифузійних пар, термодинамічного розрахунку та моделювання фазових рівноваг. Вона дозволяє реалізувати різні шляхи досягнення одного і того ж кінцевого стану сплаву та отримати вичерпні докази відповідності його рівноваги. Встановлено, що щодо областей діаграм стану з високими концентраціями азоту найбільш достовірним і інформативним є метод азотування подвійних сплавів. При низьких концентраціях азоту найкращі результати дає метод дифузійних пар.

2. З використанням сучасних підходів термодинамічного розрахунку та моделювання умов рівноваги фаз виконано аналіз існуючих даних про діаграми стану систем М-А1-І. Виявлено їхню суперечливість та визначено шляхи оптимальної постановки експериментального дослідження.

3. За допомогою комплексу сучасних методів фізико-хімічного аналізу вивчено закономірності взаємодії елементів у 85 зразках подвійних та потрійних сплавів систем М-А1-N.

4. Побудована твердофазна діаграма стану системи Т1-А1-К при 1273 К. Встановлено, що нітрид алюмінію знаходиться в рівновазі з фазами ИА1з, "ПгАШ і ТО^. *. Потрійне з'єднання ТСзАИЯ утворює трифазні області з фазами ТС1А1, Т1 а(П) і Визначено параметри кристалічних решіток потрійних фаз Т12АШ (а=2,986(9)А, с=13,622(5)А), Т1зАШ (а=4,1127(17)А), та величини енергії Гіббсу їх утворення з стабільних при цій температурі модифікацій елементів: -360,0 кДж/моль та -323,3 кДж/моль, відповідно.

5. Досліджено фазові рівноваги в кристалічних сплавах при 1273 К. Достовірно встановлено положення всіх областей трифазних рівноваг. Нітрид алюмінію перебуває у рівновазі з фазами 2гА1з, ZтA\2 і ZгN. Потрійна фаза рззАНЯ утворює поля трифазних рівноваг із фазами

ZrsAbNi.x та твердим розчином на основі a(Zr). Параметри грат комплексного нітриду Z^AIN складають д=3,366(6)А, ¿»=11,472(10)Â, c=8,966(9)Â, енергія Гіббса освіти Л/3 = -380,0 кДж/моль.

6. Встановлено, що у твердих композиціях системи Hf-Al-N при 1273К практично всі подвійні фази системи Hf-Al знаходяться в рівновазі з нітридом HfN гафнію. Потрійне з'єднання Hf^AlN утворює області трифазних рівноваг з фазами HfsAh, HfN та твердим розчином на основі a(Hf). Подвійні фази Hf2Al, ^N2 реалізуються лише обмежених областях складів потрійної системи. Нітрид алюмінію знаходиться в рівновазі з НА1з і HfN.

7. Вперше збудовано ізотермічне Т=1273 До переріз твердофазної частини діаграми стану системи Nb-Al-N. Потрійне з'єднання Nl^AhN знаходиться в рівновазі з фазами AIN, NbAb, NbAb та Nb2N. Фаза на основі Nb3Al та твердий розчин на основі ніобію утворюють трифазне поле з Nb2N. Нітрид ніобію NbN знаходиться в рівновазі з нітридом алюмінію та Nb2N.

V. ВИСНОВОК.

Загальною закономірністю у будові діаграм стану вивчених систем M - Al - N є зменшення числа та стабільності комплексних нітридних фаз у міру зростання різниці між термодинамічною стійкістю подвійних фаз MN та A1N, яка характеризується енергією Гіббсу освіти Zl/7(A1N)=-180,0 кДж/моль, Zl/7(TiN)=-217,8 кДж/моль, 4G(ZrN)=-246,4 кДж/моль, ZlyG(HfN)-251,0 кДж/моль, zl/7(NbN) =-110,7 кДж/моль. Так у системах Ti - Al - N і Zr - Al - N при 1273 К існує два комплексні нітриди TijAIN, Ti2AlN і Z^AIN, ZrsAbNi-x, відповідно. Причому при високих температураху сплавах Ti - Al - N стабільною є фаза TÎ4A1N3.X, а з'єднання ZrsAbNi-* не можна вважати потрійним, оскільки воно ізоструктурне інтерметаліду ZrsAb. На діаграмах стану Hf - Al - N та Nb - Al - N присутній тільки одна комплексна сполука Hf3AlN та Nb3Al2N, відповідно.

У системах Ti - Al - N та Nb - Al - N нітрид алюмінію знаходиться в рівновазі з відповідним комплексним нітридом, нітридами титану або ніобію та алюмініями титану або ніобію з максимальною концентрацією алюмінію. У системах з цирконієм та гафнієм рівновага AIN – M3AIN зникає. Це спричинено підвищенням термодинамічної стійкості подвійних нітридних фаз ZrN та HfN. Таким чином, прогнозування можливості отримання трикомпонентних нітридних фаз, у тому числі в сталях та сплавах, може здійснюватися шляхом зіставлення величин енергії Гіббсу освіти A1N та MN.

Виконані дослідження дозволили розробити методику адекватної побудови діаграм стану багатокомпонентних азотовмісних систем та встановити такі закономірності. При високих концентраціях азоту та алюмінію найбільш інформативним є метод азотування порошків подвійних металевих сплавів за підвищеного тиску азоту. Знайдено, що оптимальним є тиск у кілька десятків атмосфер.

У сплавах на основі перехідних металів та з низьким вмістом азоту найкращі результати дають методи тривалого гомогенізуючого відпалу та дифузійних пар. Відмінною особливістю останнього є можливість отримання великого масиву даних про умови рівноваги фаз щодо одного зразка. Зазвичай використовувана методика відпалу порошкоподібних пресування вимагає тривалої ізотермічної витримки і при температурах нижче 1473 - 1573 К, у багатьох випадках, не дозволяє досягти рівноважного стану сплаву.

Експериментальне дослідження фазових рівноваг у сплавах з малим вмістом азоту у багатьох випадках утруднене або навіть неможливе через низьку точність визначення його концентрації існуючими методами. Для таких ділянок діаграм стану ефективним є застосування методів термодинамічного моделювання та розрахунку фазових рівноваг. Вони, базуючись на даних про умови рівноваги фаз, знайдених для більш доступних в експериментальному відношенні ділянок діаграми стану і наявної інформації про термодинамічні функції, дозволяють однозначно встановити відомості, що відсутні. При вирішенні поставленого завдання відповідна система рівнянь, як правило, виявляється перевизначеною, тому розрахунок не тільки дозволяє встановити положення ліній рівноваги, а й отримати докази адекватні рішення. Так, при проведенні термодинамічних розрахунків для всіх вивчених систем результат не залежав від того, які експериментально знайдені фазові поля використовували як вихідні дані.

Іншим важливим напрямом використання термодинамічного моделювання та розрахунку є прогнозування умов проведення експерименту та вибору вихідних складів зразків таким чином, щоб різними шляхами досягти одного й того самого кінцевого стану сплаву та довести його відповідність рівновазі.

У цій роботі з використанням комплексу сучасних методів фізико-хімічного аналізу побудовано чотири ізотермічні перерізи діаграм стану потрійних систем Т1 - А1 - N. Ьт - А1 - N. Ш - А1 - N і №> - А1 - N при 1273 К. Для цього послідовно застосовується підхід, заснований на реалізації різних шляхів для досягнення одного й того самого кінцевого стану сплаву. Дані, знайдені з використанням різних методик, добре узгоджуються як між собою, так і з результатами термодинамічного аналізу, тому можуть бути рекомендовані для прогнозування фазових рівноваг у цих системах та композиціях на їх основі.

Список джерел дисертації та автореферату з фізики, кандидата фізико-математичних наук, Хан Ю Сін, Москва

1. Yoshimori Shigeru, Mizushima Kazuhiko, Kobayashi Akira, Takei Shu, Uchida Yasutaka, Kawamura Mitsuo. Synthesis і AES аналізу Nb(NbN)-AlN multilayers off-axial DC magnetron sputtering. // Physica C. 1998. V.305 (3 & 4), p.281-284.

2. Kwang Ho Kim, Seong Ho Lee. Структуральні Analysees and Properties of Tii-XA1XN Films Deposited by PACVD використовуючи TiCl4/AlCl3/N2/Ar/H2 Gas Mixture. //J. Kor. Cer. Soc. 1995. V.32. No.7, p.809-816.

3. Chen Kexin, Ge Changchun, Li Jiangtao. phase формування і thermodynamic аналітика з self-propagating high-temperature synthesis Al-Zr-N system composites. ІІІ. Матер. Res. 1998. V.13 (9), p.2610-2613.

4. J.C. Schuster, J. Bauer, H. Nowotny. Applications to materials science of phase diagrams and crystal structures in ternary systems transition metal-aluminum-nitrogen. //Revue de Chimie Minerale. 1985. T.22. p.546-554.

5. Murray J.L. Al-Ti (Aluminum-Titanium). //Binary Alloy Phase Diagrams, Second Ed. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V.l, p.225-227.

6. Spencer PJ. Розробка Thermodynamic Databases and Ther Relevance for Solution of Technical Problems. HZ. Metallkd. 1996. V.87, p.535-539.

7. Huang S.C., Siemers P.A. Характеристика High-Temperature Phase Fields поблизу Stoichiometric y-TiAl. //Metallurgical Transactions, Section A: Physical Metallurgy and Materials Science. 1989. V.20, p. 1899–1906.

8. Kaltenbach К., Gama S., Pinatti D.G., Schulze K.A. Contribution to Al-Ti Phase Diagram. // Z. Metallkd. 1989. V.80, p.511-514.

9. Корнілов І.І., Пилаєва E.H., Волкова М.А., Крип'якевич П.І., Марків В.Я. Фазова будова сплавів подвійної системи Ti-Al, що містять від 0 до 30% AI. //Доповіді Академії наук СРСР. 1965. 161. № 4, с.843-846.

10. Böhm Н., Löhberg К. Über eine Überstrukturphase vom CsCl-Typ im System Titan-Molybdän-Aluminium. // Z. Metallkd. 1958. V.49, p. 173-178.

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

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

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

14. Корнілов І.І., Пилаєва E.H., Волкова M.А. Діаграма стану подвійної системи титаналюміній. //Ізв. АН СРСР. Від. Хім. н. 1956. Т.7, с.771-777.

15. Корнілов І.І., Пилаєва Є.М., Волкова М.А. Огляд дослідження діаграми стану подвійної системи Ti-Al. //Титан та її сплави. М. АН СРСР. 1963. с.74-85.

16. Murray J.L. Calculation of the Titanium-Aluminum Phase Diagram. //Metallurgical Transactions A. 1988. V.19A, p.243-247.

17. H. Okamoto. Ti Al. //J. Phase Equilibria. 1993. V.14, p.120.

18. Ogden H.R., Maykuth D.J., Finlay W.L., Jaffee R.I. Constitutions of Titanium-Aluminum Alloys. // Transactions of American Institute of Mining, Metallurgical and Petroleum Engineers. 1951. V. 191. p. 1150-1155.

19. Anderson C.D., Hofmeister W.H., Bayuzick R.J. Liquidus Temperatures в Ti-Al System. //Metallugical Transactions A. 1993. V.24, p.61-66.

20. Kattner U.R., Lin J.C., Chang Y.A. Thermodynamic Assessment and Calculation of Ti-Al System. //Metallurgical Transactions A. 1992. V.23, p.2081-2090.

21. Perepezko J.H. Phase Stability and Processing of Titanium Aluminides. //Proceedings of the International Symposium on Intermetallic Compounds, Structure and Mechanical Properties, (JIMIS-6). Sendai, Japan. 1991. p.239-243.

22. Perepezko J.H, Mishurda J.C. Phase Equilibria in Titanium Aluminum System, //Titanium "92: Sci. and Technol.: Proc. Symp. 1992. p.563-570.

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

24. Chang J.Y., Moon I.G., Choi C.S. Microstructures of Heated Gamma(y)-Based Titanium-Aluminides. //J. Korean Inst. Met. & Mater. 1995. V.33. 11, p.1552-1561.

25. Collings E.W. Magnetic Studies of Phase Equilibria in Ti-Al (30 to 57 at.%) Alloys. //Metallurgical Transaction A. 1979. V.l OA. №4, p.463-473.

26. Jung IS, Kim M.C., Lee J.H., Oh M.H., Wee D.M. Phase Equilibria of Ti-Al Alloy Directional Solidification. //J. Kor. Inst. Met. & Mater. 1999. V.37. №4, p.448-453.

27. Jung IS, Kim M.C., Lee J.H., Oh M.H., Wee D.M. High Temperature Phase Equilibria near Ti-50 at. //Intermetallics. 1999. V.7, p.1247-1253.

28. Okamoto H. Aluminum-Titanium. //J. Phase Equilibria. 2000. V. 21. № 3, р.311.

29. Zhang F., Chen S.L., Chang Y.A., Kattner U.R. На модимічним описом Ті-Ал системи. //Intermetallics. 1997. V.5, p.471-482.

30. Корнілов І.І., Нартова T.T., Чернишова С.П. Про діаграму стану Ti-Al у частині, багатій на титан. //Ізв. АН СРСР. Метали. 1976. № 6, с. 192-198.

31. Tsujimoto Т., Adachi М. Reinvestigation of the Titanium Rich Region of the Titanium - Aluminium Equilibrium Diagram. //J. Institute of Metals. 1966. V.94. №10, pp.358-363.

32. Van Loo FJ, Rieck G.D. Дифузія в Тітанію-Алюмінієм System II: Втілення в Склад між 25 і 100 % Ті. // Acta Metal. 1973. V.21, p.73-84.

33. Clark D., Jepson KS, Lewis G.I. Study of the Titanium -Aluminium System up to 40 at. % Aluminium. //J. Institute of Metals. 1962/63. V.91. №6, p. 197-203.

34. Sato Т., Haung Y.C. Equilibrium Diagram of Ti-Al System. // Transactions of the Japan Institute of Metals. 1960. V.l, p.22-27.

35. Suzuki A., Takeyama M., Matsuo T. Transmission Electron Microscopy на Phase Equilibria над ß, a and a2 Phases в Ti-Al Binary System. //Intermetallics. 2002. V.10, p.915-924.

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

37. Palm M., Zhang L.C., Stein F., Sauthoff G. Phase and Phase Equilibria в Al-rich Part of Al-Ti System над 900°C. //Intermetallics. 2002. V.10, p.523-540.

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

39. Loiseau A., Vannffel C. TiAl2 та Reentrant Phase in the Ti AI System. // Phys. status solidi. 1988. V.l07. №2, p.655-671.

40. Hori S., Tai H., Matsumoto E. Розчинність титану в алюмінії у твердому стані. //J. Japan Institute Light Metals. 1984. V.34. №7, p.377-381.

41. Abdel H.A., Allibert C.H., Durand F. Equilibrium між TiAh і Molten AI: Results from the Technique of Electromagnetic Phase Separation. // Z. Metallkd. 1984. V.75, p.455-458.

42. Minamino Y., Yamane Т., Araki H., Takeuchi N., Kang Y., Miyamoto Y., Okamoto T. Solid Solubilities Manganese і Titanium в Алюмінієві на 0.1 MPa і 2.1 Gpa. //Metallurgical Transactions A. 1991. V.22, p.783-786.

43. Liu Y.C., Yang G.C., Guo X.F., Huang J., Zhou Y.H. Coupled Growth Behavior in Rapidly Solidified Ti Al Peritectic Alloys. //J. Crystal Growth. 2001. V.222, p.645-654.

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

45. Knapton A.G. The System Uranium-Titanium. //J. Institute of Metals. 1954/55. V.83, p.497-504.

46. ​​Jamieson J.C. Crystal Structures of Titanium, Zirconium і Hafnium в High Pressures. //Science (Washington DC). 1963. V.140, p.72-73.

47. Sridharan S., Nowotny H. Studies в Ternary System Ti-Ta-Al і в Quaternary System Ti-Ta-Al-C. // Z. Metallkd. 1983. V.74, p.468-472.

48. Braun J., Ellner M. X-ray High-Temperature in-situ Investigation of Aluminide TiAh (HfGa2 type). //J. Alloys and Compounds. 2000. V.309, p.l 18-122.

49. Braun J., Ellher M., Predel B. Zur Struktur der Hochtemperaturphase Ti-Al. //J. Alloys and Compounds. 1994. V.203, p.189-193.

50. Кумар К.С. X-Ray Peak Intensifies для Binary Compound AljTi. // Powder Diffraction. 1990. V.5, p.165-167.

51. Bandyopadhyay J., Gupta K.P. Low Temperature Lattice Parameters of Al and Al Zn Alloys and Gruneisen Parameter of Al. // Cryogenics. 1978. V.l 8, p.54-55.

52. Куликов І.С. Термодинаміка карбідів та нітридів. Челябінськ: Металургія, 1988.319с.

53. Peruzzi A., Abriata J.P. Al-Zr (Aluminum-Zirconium). //Binary Alloy Phase Diagrams, Second Edition Ed. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V.l, p.241-243.

54. Murray JL, McAlister AJ, Kahan DJ. The Al-Hf (Aluminium-Hafnium) System. //J. Phase Equilibria. 1998. № 4, p.376-379.

55. Peruzzi A. Reinvestigation of Zr-rich End of Zr-Al Equilibrium Phase Diagram. //J. Nuclear Materials. 1992. V.186, p.89-99.

56. Sauders. N. Calculated Stable and Metastable Phase Equilibria in Al-Li-Zr Alloys. // Z. Metallkd. 1989. V.80, p.894-903.

57. Saunders N., Rivlin V.G. Термодинамічний характер Al-Cr, Al-Zr, і Al-Cr-Zr Alloy Systems. //Materials Science and Technology. 1986. V.2, p.521-527.

58. Kaufman L., Nesor H. Calculation of Ni-Al-W, Ni-Al-Hf і Ni-Cr-Hf Systems. //Canadian Metallurgical Quarterly. 1975. V.14, p.221-232.

59. Balducci G., Ciccioli A., Cigli G., Gozzi D., Anselmi-Tamburini U. Thermodynamic study міжметалічних фаз в Hf-Al system. //J. Alloys and Compounds. 1995. V.220, p. 117-121.

60. Matkovic P., Matkovic Т., Vickovic I. Crystalline Structure of the Intermetallic Compound FeZr3. //Металургія. 1990. V.29, p.3-6.

61. Савицький E.M., Тилкіна M.A., Циганова І.А. Фазова діаграма системи цирконій – реній. //Атомна енергія. 1959. V.7, с.724-727.

62. Ming L., Manghnani М.М., Katahara K.W. Investigation of a-x Transformation в Zr-Hf System до 42 GPa, // J. Applied Physics. 1981. V.52, p.1332-1335.

63. Meng W.J., Faber J.jr., Okamoto P.R., Rehn L.E., Kestel BJ, Hitterman R.L. Neutron Diffraction and Transmission Electron Microscopy Study of Hydrogen-Induced Phase Transformations in Zr3Al. //J. Applied Physics. 1990. V.67, p.l 312-1319.

64. Clark NJ, Wu E. Hydrogen Absorption в Zr-Al System. //J. Less-Common Metals. 1990. V. 163, p.227-243.

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

66. Nandedkar R.V., Delavignette P. На формуванні нової Superstructure в Zirconium-Aluminium System. //Physica Status Solidi A: Applied Research. 1982. V.73, p.K157-K160.

67. Kim SJ, Kematick RJ, Yi S.S., Franzen H.F. На stabilization of Zr5Al3 в Mn5Si3-Type Structure by Interstitial Oxygen. //J. Less-Common Metals. 1988. V.137, p.55-59.

68. Kematick RJ, Franzen HF. Thermodynamic Study of Zirconium-Aluminum System. //J. Solid State Chemistiy. 1984. V.54, p.226-234.

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

70. Desch P.B., Schwarz R.B., Nash P. Формування Metastable Lb Phases в Al3Zr і Al-12.5% ​​X-25% Zr (X = Li, Cr, Fe, Ni, Cu). //J. Less-Common Metals. 1991. V.168, p.69-80.

71. Ma Y., Romming C., Lebech В., Gjonnes J., Tafto J. Структура рефінансування Al3Zr використовуючи один-кришталевий X-ray Diffraction, Powder Neutron Diffraction and CBED. // Acta Crystallographica B. 1992. V.48, p. 11-16.

72. Schuster J.C., Nowotny H. Investigations of the Ternary Systems (Zr, Hf, Nb, Ta)-Al-C і Studies on Complex Carbides. // Z. Metallkd. 1980. V.71, p.341-346.

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

74. Wodniecki P., Wodniecka Ст, Kulinska A., Uhrmacher M., Lieb K.P. The Hafnium Aluminides HfAl3 і Н£гА13 Studied by Perturbed angular Corrlations with 181 Та and mCd Probes. //J. Alloys and Compounds. 2000. V.312, p. 17-24.

75. Кузнєцов Г.М., Барсуков А.Д., Абас М.І. Дослідження розчинності Mn, Cr, Ti та Zr в алюмінії у твердому стані. //Ізв. вишів. Цв. Металургія. 1983. № 1, с.96-100.

76. Rath В.В., Mohanty G.P., Mondolfo L.F. Aluminium-Rich End of the Aluminium-Hafnium Diagram. //J. Institute of Metals. 1960/61. V.89, p.248-249.

77. Kattner U.R. Al Nb. //Binary Alloy Phase Diagrams, second edition, Ed. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V. 1, p. 179-181.

78. Suyama Ryuji, Kimura Masao, Hashimoto Keizo. Phase Stability and Fundamental Properties of Nb-Al Binary System. // Struct. Intermetallics. 1 st Int. Symp. Struct. Intermetallics, Champion, Pa, Sept. 26-30, 1993, Warrendale (Pa). 1993. p.681-689.

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

80. Herold A., Forsterling G., Kleinstuck К. Вплив реальної структури на Linear Thermal Expansion Coefficient of A15-type Intermetallic Compounds from Room Temperature to 10K. //Crystal Research and Technology. 1981. V. 16, p. 1137-1144.

81. Jorda J.L., Flukiger R., Muller J. New Metallurgical Investigation of Niobium-Aluminum System. //J. Less Common Metals. 1980. V.75, p.227-239.

82. Alfeu S.R., Carlos A.N. Діяльність екстремального алюмінію на цій композиції і мікроструктури Nb-Al Alloys виготовлена ​​з алюмінієвої зменшення Nb20s. //J. Materials Synthesis and Processing. 1999. V.7. №5, p.297-301.

83. Ahn I.S., Kim S.S., Park M.W., Lee K.M. Phase Characteristics of Mechanically Alloyed AI-10wt.%Nb Alloy. //J. Materials Science Letters. 2000. V.19, p.2015-2018.

84. Menon E.S.K., Subramanian P.R., Dimiduk D.M. Phase Transformations в Nb-Al-Ti Alloys. //Metallurgical Transaction A. 1996. V.27. №6, p. 1647-1659.

85. Kaufman L. Calculation of the Multicomponent Tantalum заснований Phase Diagrams. // CALPHAD. 1991. V. 15. №3, p.261-282.

86. Wriedt H.A. The Al-N (Aluminum-Nitrogen) System. //Bulletin of Alloy Phase Diagrams. 1986. V.7. №4, p.329-333.

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

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

89. Wriedt H.A., Murray J.L. N-Ti (Nitrogen-Titanium). //Binary Alloy Phase Diagrams, Second Edition, Ed. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V.3, p.2705-2708.

90. Zeng K., Schmid-Fetzer R. Critical Assessment and Thermodynamic Modeling of Ti-N System. // Z. Metallkd. 1996. V.87. №7, p.540-554.

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

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

93. Etchessaher E., Sohn Y.U., Harmelin M., Debuigne J. The Ti N System: Kinetic, Calorimetric, Structure and Metallurgical Investigations of ô-TiNo.si Phase. //J. Less-Common Metals. 1991. V. 167, p.261 -281.

94. Гусєв А.І. Фазові діаграми упорядкованих нестехіометричних карбіду гафнію та нітриду титану. //Доповіді Академії наук. 1992. V.322. №5, с.918-923.

95. Гусєв А.І., Ремпель А.А. Фазові діаграми систем Ti С та Ti - N та атомне впорядкування нестехіометричних карбіду та нітриду титану. //Доповіді Академії наук. 1993. Т.332. №6, с.717-721.

96. Lengauer W., Ettmayer P. Investigation of Phase Equilibria в Ti N та Ti - Mo - N Systems. //Materials Science and Engineering A: Structure Materials: Properties, Microstructure and Processing. 1988. V.105/106. p.257-263.

97. Lengauer W. Titanium Nitrogen System. //Acta Metallurgica et Materialia. 1991. V.39, p.2985-2996.

98. Jonsson S. Assessment of the N System. // Z. Metallkd. 1996. V.87. №9, p.691-702.

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

100. Etchessahar E., Bars J.P., Debuigne J., Lamane A.P., Champin P. Titanium Nitrogen Phase Diagram and Diffusion Phenomena. //Titanium: Science and Technology Process 5 Int. Conf. Munich. Sept. 10-14 1984, V.3, Oberursel. 1985. p.1423-1430.

101. Wood F.W., Romans P.A., McCune R.A., Paasche O. Phases and Interdiffusion між Titanium і його Mononitride. // Rept. Infest. Bur. Mines. U.S. Dep. Inter. 1974. № 7943. ii, p.40.

102. Ем B.T., Латергаус І.С., Лорян В.Е. Побудова межі області існування твердого розчину азоту в a-Ti нейтронографічним методом. //Неорган. Матер. 1991. V.27. №3, с.517-520.

103. Кальмиков К.Б., Русіна Н.Є., Дунаєв С.Ф. Фазові рівноваги у системі Al-Fe-Ni при 1400К. // Вестн. Моск. Ун-та. Сер. 2. Хімія. 1996. Т.37. №5, с.469-473.

104. Той Л. Карбіди та нітриди перехідних матеріалів. М: Світ. 1974.294с.

105. Lengauer W. Crystal Structure of ti-Ti3N2-x: An Additional New Phase in the Ti N System. //J. Less-Common Metals. 1996. V. 125, p. 127-134.

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

107. Холмберг B. Структурні дослідження на Тітанії Nitrogen System. //Acta Chemica Scandinarica. 1962. V.16, p.1255-1261.

108. Lengauer W., Ettmayer P. Crystal Structure of New Phase in Titanium-Nitrogen System. //J. Less-Common Metals. 1986. V.120, p.153-159.

109. Jiang C., Goto Т., Hirai T. Non-stoichiometry з Titanium Nitride Plates. //J. Alloys and Compounds. 1993. V.190, p. 197-200.

110. Еліот Д.Ф., Глейзер M., Рамакрішна В. Термохімія сталеплавильних процесів. М: Металургія. 1969. 252с.

111. Левінський Ю.В. р-Т Діаграма стану системи цирконій-азот. //Фізична хімія. 1974. Т.48, с.486-488.

112. Domagala R.F., McPherson DJ, Hansen М. System Zirconium-Nitrogen. // Transaction of the American Institute of Mining, Metallurgical and Petroleum Engineering. 1956. V.206, p.98-105.

113. Massalski Т.В. N-Zr. //Binary Alloy Phase Diagrams, Second Edition, Ed. T.B. Massalski, ASM International Materials Park, Ohio. 1990. V.3, p.2716-2717.

114. Ogawa T. Structural Stability and Thermodynamic Properties of Zr-N Alloys. //J. Alloys and Compounds. 1994. V.203, p.221-227.

115. Косухін B.B., Функе В.Ф., Мінашкін В.Л., Смирнов B.C., Єфремов Ю.П. Одержання покриттів з нітриду та карбонітриду цирконію CVD методом. //Неорганічні матеріали. Известия Академій наук СРСР. 1987. V.23, с.52-56.

116. Lerch М., Fuglein Е., Wrba J. Systhesis, Crystal Structure and High Temperature Behavior of Zr3N4. Z. Anorganische und Allgemeine Chemie. 1996. 622, p.367-372.

117. Massalski Т.В. Hf-N. //Binary Alloy Phase Diagrams, Second Edition, Ed. T.B. Massalski, ASM Inter. Materials Park, Ohio. 1990*. V.2, p.2090-2092.

118. Christensen A.N. A Neutron Diffraction Investigation on Single Crystals of Titanium Oxide, Zirconium Carbide and Hafnium Nitride. //Acta Chemica Scandinavica. 1990. V.44, p.851-852.

119. Lengauer W., Rafaja D., Taubler R., Ettmayer P. Управління binary single-phase line compounds за допомогою дифузійних кодів: Subnitride Phase and C-Hf4N3.x. //Acta Metallurgica et Materialia. 1993. V.41, p.3505-3514.

120. Левінський Ю.В. р-Т Діаграма стану системи ніобій-азот. //Метали. 1974. V.1, с.52-55.

121. Huang W. Thermodynamic Properties of Nb W - З - N System. // Z. Metallkd. 1997. V.88, p.63-68.

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

123. Berger R., Lengauer W., Ettmayer P. The y-Nb4N3±x - 5-NbNi.x Phase Transition. //J. Alloys and Compounds. 1997. V.259, p.L9-L13.

124. Jogiet M., Lengauer W., Ettmayer P. III. Alloys and Compounds. 1998. V.46 (2), p.233.

125. Huang W. Thermodynamic Assessment of the Nb N System. //Metallurgical and Materials Transactions A. 1996. V.27A, p.3591-3600.

126. Balasubramanian K., Kirkaldy J.S. Experimental Investigation of Thermodynamics of Fe-Nb-N austenite і Nonstoichiometric Niobium Nitride (1373-1673K). //Canadian Metallurgical Quarterly. 1989. V.28, p.301-315.

127. Christensen A.N. Управління та кристалічна структура ß-Nb2N і y-NbN. //Acta Chemica Scandinavica, A: Physical and Inorganic Chemistry. 1976. V.30, p.219-224.

128. Christensen A.N., Hazell R.G., Lehmann M.S. An X-ray і Neutron Diffraction Investigation of Crystal Structure of y-NbN, //Acta Chemica Scandinavica, A: Physical and Inorganic Chemistry. 1981. V.35, p.l 11-115.

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

130. Yen C.M., Toth L.E., Shy Y.M., Anderson D.E., Rosner L.G. Superconducting Hc-Jc і Tc вимірювання в Nb-Ti-N, Nb-Hf-N і Nb-V-N Ternary Systems. //J. Applied Physics. 1967. V.38, p.2268-2271.

131. Terao N. New Phases of Niobium Nitride. //J. the Less-Common Metals. 1971. V.23, p.159-169.

132. Добринін A.B. Нові керамічні матеріали із нітриду алюмінію. //Неорганічні матеріали. 1992. V.28. №7, с.1349-1359.

133. Куликов В.І., Мушкаренко Ю.М., Пархоменко С.І., Прохоров Л.М. Новий клас керамічних матеріалів з урахуванням теплопровідного нітриду алюмінію. //Електронна техніка. Сер. НВЧ-Техніка. 1993. Т.2 (456), с.45-47.

134. Самсонов Г.В. нітриди. Київ: Наукова Думка. 1969. 377с.

135. Kral С., Lengauer W., Rafaja D., Ettmayer P. Критичний огляд на Elastic Properties Transition Metal Carbides, Nitrides and Carbonitrides. IIJ. Alloys and Compounds. 1998. V.265, p.215-233.

136. Самсонов Г.В., Пилипенко A.T., Назарчук Т.М. Аналіз тугоплавких сполук. М: Металургіздат. 1962. 256с.

137. Самонов Г.В., Страшинська J1.B., Шіллер Е.А. Контактна взаємодія металоподібних карбідів, нітридів та боридів із тугоплавкими металами при високих температурах. //Металургія та паливо. 1962. V.5, с.167-172.

138. Dai Ying, Nan Ce-wen. Synthesis of aluminum nitride whiskers via vapor-liquid-solid process, //material Res. Soc. Symp. Proc. 1999. V.547, p.407-411.

139. Chen K.X., Li J.T., Xia Y.L., Ge C.C. Self-propagating high-temperature synthesis (SHS) і microstructure of aluminum nitride. // Int. J. Self-Propagating High-Temp. Synthesis. 1997. V.6 (4), p.411-417.

140. Hwang C.C., Weng C.Y., Lee W.C., Chung S.L. Synthesis of A1N powder by a combustion synthesis метод. // Int. J. Self-Propagating High-Temp. Synthesis. 1997. V.6 (4), p.419-429.

141. Chung S.L., Yu W.L., Lin C.N. A self-propagating high-temperature synthesis метод для synthesis of A1N powder. //J. Material Research. 1999. V.14 (5), p. 1928-1933.

142. Ha H., Kim K.R., Lee H.C. A Study on the Synthesis of Titanium Nitride by SHS (Self-propagating High-temparature Synthesis) Метод. //J. Kor. Ceramic. Soc. 1993. V.30. №12, p. 1096–1102.

143. Chen K., Ge C., Li J. Phase формування і thermodynamic analysis з self-propagating high-temperature synthesis Al-Zr-N system composites. //J. Material Research. 1998. V.13 (9), p.2610-2613.

144. Chen K.X., Ge C.C., Li J.T. Ефект від нітрогену pressure в положенні з'єднання synthesis AIN-ZrN композицій. //Metallurgical. Матеріали. Trans. A, 1999. V.30A (3A). p.825-828.

145. Garcia I., Olias J.S., Vazquez A.J. Новий метод для матеріалів synthesis: solar energy concentrated by Fresnel lens. //J. Physics. 1999. IV. V.9. p.Pr3/435-Pr3/440.

146. Olias J.S., Garcia I., Vazquez A.J. Synthesis of TiN з solar energy condentrated by Fresnel lens. //J. Material Letters. 1999. V.38, p.379-385.

147. Boulmer-Leborgne C., Thomann A.L., Andreazza-Vignolle P., Hermann J., Craciun V., Echegut P., Crariun D. Excimer laser synthesis of A1N coating. //Appl. surface science. 1998. V. 125, p. 137-148.

148. Sicard E., Boulmer-Leborgne C., Sauvage T. Excimer laser induced surface nitriding of aluminum alloy. //Appl. Surface Science. 1998. V.127-129, p.726-730.

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

150. Thomann A.L., Sicard E., Boulmer-Leborgne C., Vivien C., Hermann J., Andreazza-Vignolle C., Andreazza P., Meneau C. Surface nitriding of titanium and aluminum by laser-induced plasma. // Surface Coating Technology. 1997. V.97. № (1-3), p.448 452.

151. Dai X., Li Q., ​​Ding M., Tian J. Термодинамічний аспект в synthesis of A1N powders з карбоthermal reduction and nitridation process. //J. Матеріал. Science. Технологія. 1999. V.15 (l), p.13-16.

152. Wang J. Wang W.L. // Diamond Relat. Матер. 1999. V.8 (7), p. 1342-1344.

153. Pathak Lokesh Chandra, Ray Ajoy Kumar, Das Samar, Sivaramakrishnan C. S., Ramachandrarao P. Carbothermal synthesis нанокристалічного алюмінієвого нітриду бавовни. //J. American Ceramic Society. 1999. V.82 (l), p.257-260.

154. Clement F., Bastians P., Grange P. Novel low-temperature synthesis titanium nitride: proposal for cyanonitridation mechanism. // Solid State Ionics. 1997. V.101-103. p.171-174.

155. Jung W.S., Ahn S.K. Synthesis aluminium nitride by reaction aluminium sulfide with ammonia. //Materials Letters. 2000. V.43, p.53-56.

156. Hezler J., Leiberich R., Mick HJ. // Nanostruct. Матеріали. 1999. V.l 0(7), p. 1161-1171.

157. Uheda K., Takahashi M., Takizawa H., Endo T., Shimada M. Synthesis алюмінієвого нітриду використовуючи urea-precursors. //Key Eng. Матеріали. 1999. V.l59-160, p.53-58.

158. Shimada S., Yoshimatsu M., Nagai H., Suzuku M., Komaki H. Підготовка і властивості ТІN і A1N films з alkoxide solution з thermal plasma CVD метод. // Thin Solid Films. 2000. V.370, p.137-145.

159. Shimada S., Yoshimatsu M. Preparation of (Tii.xAlx)N films from mixed alkoxide solutions by plasma CVD. // Thin Solid Films. 2000. V.370, p.146-150.

160. Kim W.S., Sun H.N., Kim K.Y., Kim B.H. A study on the TiN Thin Film до Sol-Gel Method. //J. Kor. Ceramic. Soc. 1992. V.29. №4, p.328-334.

161. Sonoyama Noriyuki, Yasaki Yoichi, Sakata Tadayoshi. Формування алюмінієвого нітриду використовуючи літієвий нітрид як джерело N3" в глибинному алюмінієвому хлориді. / / Chemical Letters. 1999. V.3, p.203-204.

162. Nakajima Kenichiro, Shimada Shiro. Electrochemical synthesis of TiN precursors і їх конвертація до fine particles. //J. Material Chem. 1998. V.8 (4), p.955-959.

163. Pietzke M.A., Schuster J.C. Phase Equilibria Quaternary System Ti A1 - Sn - N при 900°C. //J. Alloys and Compounds. 1997. V.247, p. 198–201.

164. Schuster JC, Bauer J. The Ternary System Titanium Aluminum - Nitrogen. //J. Solid State Chemistry. 1984. V.53, p.260-265.

165. Procopio AT, El-Raghy T., Barsoum M.W. Synthesis of Ti4AlN3 and Phase Equilibria in the Ti - A1 N System. //Metallurgical and Materials Transactions A. 2000. V.31A, p.373-378.

166. Zeng K., Schmid-Fetzer R. Thermodynamic Modelling і Applications the A1 - N Phase Diagram. //Thermodynamics of alloy formation, 1997TMS annual meeting в Orlando, florida, February 9-13. 1997. p.275-294.

167. Chen G., Sundman B. Thermodynamic Assessment of the A1 - N System. //J. Phase Equilibria. 1998. V.19. №2, pp.146-160.

168. Anderbouhr S., Gilles S., Blanquet E., Bernard C., Madar R. Thermodynamic Modeling of Ti A1 - N System і Application до Simulation of CVD Processes of the (Ti, A1)N Metatable Phase. //Chem.Vap.Deposition. 1999. V.5. №3, pp.109-113.

169. Pietzka M.A., Schuster J.C. Phase Equilibria в Quaternary System Ti A1 - C - N. // J. American Ceramic Society. 1996. V.79 (9), p.2321-2330.

170. Lee H.D., Petuskey W.T. New Ternary Nitride в Ті Al - N System. //J. American Ceramic Society. 1997. V.80. №3, 604-608.

171. Ivanovskii A.L., Medvedeva N.I. Electronic Structure of Hexagonal Ti3AlC2 і Ti3AlN2. // Mendeleev Communications Electronic Version. 1999. V.l, p.36-38.

172. Barsoum M.W., Schuster J.C. Comment on "Новий Тернарі Nitride в The Al - N System". //J. American Ceramic Society. 1998. V.81. №3, p.785-789.

173. Barsoum MW, Rawn CJ, El-Raghy T., Procopio A.T., Porter WD, Wang H., Hubbard C.R. Thermal Properties of Ti4AlN3. //J. Applied Physics. 2000. V.87, p.8407-8414.

174. Procopio AT, Barsoum MW, El-Raghy T. Characterization of Ti4AlN3. //Metallurgical and Materials Transactions A. 2000. V.31A, p.333-337.

175. Myhra S., Crossley J.A.A., Barsoum M.W. Crystal-Chemistry of the Т1зА1Сг та Ti4AlN3 Layered Carbide/Nitride Phase-Characterization by XPS. ІІІ. Physics and Chemistry of Solids. 2001. V.62, p. 811-817.

176. El-Sayed M.H., Masaaki N., Schuster J.C. Interfacial Structure and Reaction Mechanism of AIN/Ti Joints. ІІІ. Materials Science. 1997. V.32, p.2715-2721.

177. Paransky Y., Berner A., ​​Gotman I. Microstructure of Reaction Zone на Ti A1N Interface. //Materials Letters. 1999. V.40, p. 180-186.9

178. Paransky Y.M., Berner A.I., Gotman I.Y., Gutmanas E.Y. Phase Recognition в A1N-Ti System за допомогою енергетичної дисперсивної специфічності та електронної Backscatter Diffraction. //Mikrochimica Acta. 2000. V.134, p.l71-177.

179. Гусєв А.І. Фазові рівноваги в потрійних системах М-Х-Х" і М-А1-Х (М-перехідний метал, X, X" - В, С, N, Si) та кристалохімія потрійних сполук. //Успіхи Хімії. 1996. V.65 (5), с.407-451.

180. Schuster J.C., Bauer J., Debuigne J. Investigation of Phase Equilibria Related to Fusion Reactor Materials: 1. The Ternary System Zr A1 - N. III. Nuclear Materials. 1983. V.116, p.131-135.

181. Schuster J.C. The Crystal Structure of Zr3AlN. // Z. Kristallographie. 1986. V.175, p.211-215.

182. Schuster J.C., Bauer J. Investigation of Phase Equilibria Related to Fusion Reactor Materials: II. The Ternary System Hf-Al-N. ІІІ. Nuclear Materials. 1984. V.120, p.133-136.

183. Schuster J.C., Nowotny H. Phase Equilibria в Ternary Systems Nb-Al-N та Ta-Al-N. // Z. Metallkd. 1985. V.76, p.728-729.

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

185. Рід С. Електронно-зондовий мікроаналіз. М: Світ. 1979. 260с.

186. Соколовська Є.М., Гузей JI.C. Металохімія. М.: Моск. Ун-та. 1986. 264с.

187. Абрамичова H.JI. Взаємодія сплавів на основі заліза, нікелю та елементів IV V груп з азотом при підвищеному парціальному тиску. Автореферат кандидатської дисертації, МДУ, 1999. 20с.

188. Люпіс К. Хімічна термодинаміка матеріалів. М: Металургія. 1989. 503с.

189. Dinsdale А.Т. SGTE Data for Pure Elements. //Calphad. 1991. V. 15. №4, p.317-425.

190. Kaufmann L., Nesor H. Coupled Phase Diagrams and Thermochemical Data for Transition Metal Binary Systems V. // Calphad. 1978. V.2. №4, p.325-348.

191. Воронін Г.Ф. Парціальні термодинамічні функції гетерогенних сумішей та їх застосування у термодинаміці сплавів. // У кн.: Сучасні проблеми фізичної хімії. М: Моск. Ун-та. 1976. т.9. с.29-48.

192. Кауфман Л., Берштейн X. Розрахунок діаграм стану за допомогою ЕОМ: Пров. з англ. М: Світ. 1972. 326с.

193. Бєлов Г.В., Зайцев А.І. Використання методу Монте-Карло визначення фазового складу гетерогенних систем. //Тези доповідей XIV Міжнародної конференції з хімічної термодинаміки. Санкт-Петербург: НДІХ СПбГУ. Т.2002. с.317-318.

194. Хан Ю.С., Калмиков К.Б., Дунаєв С.Ф., Зайцев А.І. Фазові рівноваги у системі Ti-Al-N при 1273 К. // Доповіді Академії Наук. 2004. т.396. №6, с.788-792.

195. Хан Й.С., Калмыков К.В., Дунаєв С.Ф., Заїцев А.І. Solid-State Phase Equilibria в Titanium-Aluminum-Nitrogen System. //J. Phase Equilibria and Diffusion. 2004. V.25. №5, p.427-436.

196. Діаграми стану подвійних металевих систем. Довідник: У 3 т.: Т.З. Кн.1 / Под. заг. ред. Н.П.Лякішева. М: Машинобудування. 1999. 880с.

197. Wang Т. Jin Z. Zhao J.C. Thermodynamic Assessment of Al-Zr Binary System. //J. Phase Equilibria. 2001. V.22. №5, p.544-551.

198. Туркдоган E.T. Фізична хімія високотемпературних процесів. М: Металургія. 1985. 344с.

199. Хан Й.С., Калмыков К.В., Абрамичева Н.Л., Дунаєв С.Ф. Структура системи Al-Zr-N на 1273K і 5Мпа. //VIII International conference of crystalchemistry of intermetallic compounds. Lviv. Україна. September 25-28.2002. p.65.

200. Хан Ю.С., Калмиков К.Б., Зайцев А.І., Дунаєв С.Ф. Фазові рівноваги у системі Zr-Al-N при 1273 К. //Метали. 2004. Т.5, с.54-63.

201. Хан Ю Сін, Калмиков К.Б., Дунаєв С.Ф. Взаємодія нітриду алюмінію з елементами IV групи. //Міжнародна конференція студентів та аспірантів з фундаментальних наук "Ломоносів-2003". 15-18 квітня 2003р. секція Хімія. Т.2, с.244.

Перехідні пластини для приєднання алюмінієвих шин до мідних виводів електротехнічних пристроїв Пластини бувають алюмінієвими та мідно-алюмінієвими.

Пластини перехідні МА (мідно-алюмінієві)

Пластини призначені для приєднання алюмінієвих шин до мідних виводів електротехнічних пристроїв та мідних шин.

Пластини виконані методом нанесення міді на алюмінієву заготівлю.

Через відсутність зварного шва пластина менше гріється, на відміну від зварних пластин.

З'єднання з алюмінієвими шинами зварене, з'єднання з мідними виводами електротехнічних пристроїв та мідними шинами - розбірне (болтове).

Пластини перехідні АП

(З алюмінієвого сплаву АД31Т ТУ 36-931-82

Пластини виготовлені з алюмінієвого сплаву АД31Т1 (АД31Т).

Служать для приєднання алюмінієвих шин до мідних висновків електротехнічних пристроїв та мідних шин в атмосфері типів І та ІІ за ГОСТ 15150-69.

З'єднання з алюмінієвими шинами зварене, з'єднання з мідними виводами електротехнічних пристроїв та мідними шинами - болтове.

Мідна смугова шина марки М1 використовується для виготовлення шинопроводів, шинних зборок, струмопроводів та розподільчих пристроїв, а також для підключення будь-якого потужного стаціонарного обладнання. Мідні шини досить прості у монтажі та забезпечують високу надійність.

Мідні шини, що поставляються нами, виготовляються за ГОСТ 434-78 з міді марки не нижче M1 (хімічний склад за ГОСТ 859-78). Шина може бути м'якою (ШММ) та твердою (ШМТ)

Ми поставляємо шину шириною від 16 до 120 мм, товщиною від 3 до 30 мм та довжиною від 2 до 6 м (стандартне виконання 4м), прямокутного перерізу та з радіусом.

Гнучка ізольована шина виготовляються із кількох шарів тонкого провідника електролітичної міді та ПВХ-ізоляції з високим електричним опором.

Мідна ізольована шина застосовується для розподілу та передачі електроенергії у всіх типах низьковольтних установок для всіх типів приєднань у випадках, коли потрібна підвищена гнучкість, естетика шафи, а також при роботі у корозійних умовах.

Особливо гнучка шиназручнадля монтажу прямо на об'єктібез використання шиногибів та використання як шинних компенсаторів для з'єднання шинопроводів та висновків трансформатора (шинні компенсатори).

Легко набувають необхідної форми. Прискорюють процеси складання та демонтажу та дозволяють покращити зовнішній вигляд схем, зібраних у розподільчих шафах. Підвищують надійність системи та безпеку.

Гнучка ізольована мідна шина

Гнучка ізольована шина виготовляється з кількох шарів тонкого провідника електролітичної міді та ПВХ-ізоляції з високим електричним опором.

Пластини перехідні МА, АП. Біметалеві пластини.

Перехідні та біметалічні пластини призначені для якісного з'єднання мідних та алюмінієвих провідників.

Мідна шина М1Т, М1М

Мідна смугова шина марки М1 використовується для виготовлення шинопроводів, шинних зборок, струмопроводів та розподільчих пристроїв, а також для підключення будь-якого потужного стаціонарного обладнання.

Шинотримачі ШППА, ШППБ, ШПРШ та ін.

Призначені для кріплення струмопровідних шин на ізолятори.

Мідна шина ШМТ (тверда) та ШММ (м'яка)

Мідні профілі будь-якого перерізу.

Пластина перехідна алюмінієва АП

Пластини АП 40х4, АП 50х6, АП 60х8, АП80х8, АП100х10, АП120х10

Пластини перехідні алюмінієві АП служить для приєднання алюмінієвих шин до виводів електротехнічних пристроїв та шин. Вид кліматичного виконання пластини АП – УХЛ1 за ТУ 36-931-82. Матеріал пластин АП – алюміній АД31Т.

Приклад умовного позначення перехідної алюмінієвої пластини виконання УХЛ1:

Пластина перехідна АП 40х4 УХЛ1 ТУ 36-931-82

Пластина перехідна АП 50х6 УХЛ1 ТУ 36-931-82

Пластина перехідна АП 60х8 УХЛ1 ТУ 36-931-82

Пластина перехідна АП 80х8 УХЛ1 ТУ 36-931-82

Пластина перехідна АП 100х10 УХЛ1 ТУ 36-931-82

Пластина перехідна АП 120х10 УХЛ1 ТУ 36-931-82

Перехідні пластини

Перехідні пластини використовуються для приєднання алюмінієвих шин до мідних виводів електротехнічних пристроїв. Пластини бувають алюмінієвими та мідно-алюмінієвими.

Наша компанія виготовить перехідні пластини в найкоротші терміни, за кресленнями, представленими замовником та розмірами, необхідними саме йому. Ці деталі є незамінними, тому до них повинні пред'являтися найвищі вимоги, і одна з цих вимог - надійна якість.

Алюмінієві пластини виробляються різних видів, вони можуть бути від 160 до 330 мм довжиною, 40-120 мм шириною і 4-10 мм товщиною. Вага таких пластин може становити від 70 до 1070 грам.

Виготовляються вони з високоякісного матеріалу. Це алюміній ад31т у кліматичному виконанні УХЛ1. Завдяки майстерності фахівців нашої компанії замовник отримає перехідні пластини бездоганної якості за найнижчими цінами.

Мідно-алюмінієві пластини, які також виготовляються нашою компанією, дозволяють з'єднувати алюмінієві, мідні шини з мідними виводами електротехнічних пристроїв. Дані пластини виробляються методом холодного тиску зварювання. Ці пластини можна з'єднувати з алюмінієвими зварювальними шинами, а з мідними шинами і висновками за допомогою болтів, яке називається розбірним з'єднанням.

Наша компанія гарантує, що мідно-алюмінієві перехідні пластини будуть виготовлені із суворим дотриманням усіх технічних вимог. Дані пластини виготовляються з мідної смуги (шини), алюмінієвого профілю за стандартами ГОСТу 19357-81 та строго за кресленнями. На пластинах є плакування двосторонньою мідною смугою, яка приєднується холодним зварюванням. Мідно-алюмінієва пластина в нашій компанії виробляється без будь-яких шорсткостей, свищів, тріщин та наповзань міді на алюміній. Мідна частина пластини захищена металевим покриттям.

Перехідні пластини як алюмінієві, так і мідно-алюмінієві випробовуються фахівцями нашої компанії за такими методами:

випробування на вигин;

перевірка розмірів відповідності ГОСТу та поданим кресленням;

перевірка на масу та правильність маркування;

перевірка на відповідність типу металу та нанесеного металопокриття;

Перехідні пластини мають той же термін експлуатації, що і електротехнічний пристрій, в якому вони використовуються.

Пластина мідно-алюмінієва перехідна МА

Пластини перехідні мідно-алюмінієві ГОСТ 19357-81 служать для приєднання алюмінієвих шин до мідних виводів електротехнічних пристроїв та мідних шин. З'єднання з алюмінієвими шинами зварене, з'єднання з мідними виводами електротехнічних пристроїв і мідними шинами - або розбірне (болтове), або зварне.

Вид кліматичного виконання пластини МА - УХЛ1і Т1 за ГОСТ 19357-81. З'єднання алюмінієвої частини пластини МА з мідною виконується методом холодного тиску зварювання.

Приклад умовного позначення перехідної мідно-алюмінієвої пластини виконання УХЛ1:

Пластина перехідна МА 40х4 УХЛ1 ГОСТ 19357-81

Пластина перехідна МА 50х6 УХЛ1 ГОСТ 19357-81

Пластина перехідна МА 60х8 УХЛ1 ГОСТ 19357-81

Пластина перехідна МА 80х8 УХЛ1 ГОСТ 19357-81

Пластина перехідна МА 100х10 УХЛ1 ГОСТ 19357-81

Пластина перехідна МА 120х10 УХЛ1 ГОСТ 19357-81

Пластини виготовляються відповідно до вимог цього стандарту щодо робочих креслень, затверджених у встановленому порядку. Поверхня платин МА не має задирок, тріщин, задир, відшаровування металу та інших механічних пошкоджень. Перевірка якості зварного шва поверхні пластини МА здійснюється візуальним способом.

Технічні характеристики - пластина перехідна мідно-алюмінієві МА

пластини МА 40х4, МА 50х6, М 60х8, М 80х8, МА100х10, МА120х10

Пластини перехідні мідно-алюмінієві призначені для приєднання шин із алюмінію до мідних висновків різних електротехнічних пристроїв, а також до мідних шин.

Пластини перехідні мідно-алюмінієві мають зварні з'єднання з алюмінієвою шиною, а також розбірні (болтові) з мідними висновками. Самі пластини виготовляються за методом так званого контактного зварювання або холодного зварювання під тиском.

Нормуються пластини перехідні мідно-алюмінієві, повністю відповідаючи державному стандарту, а саме стандарту 19357-81. Відповідно до нього подібні пластини поділяються на такі типи:

з рівновеликим перерізом із звареним з'єднанням для безрозбірних шин;

плаковані та рівновеликі за ступенем своєї електричної провідності для розбірних шин.

Що стосується сполучного шва перехідної пластини, який має бути при з'єднанні мідної пластини з алюмінієвої, то він обов'язково повинен очищатися від шламу та грата. Більше того, він повинен бути виконаний без будь-яких тріщин та свищів. Пластини перехідні мідно-алюмінієві не повинні мати на своїй поверхні будь-які механічні пошкодження, наприклад, задирки, задираки, відшаровування, тріщини.

Відповідаючи державному стандарту, саме стандарту 10434-82, на мідної області пластини повинні бути запобіжні металеві покриття. Хоча, якщо пластини перехідні виготовлені відповідно до певних кліматичних умов за державним стандартом 15150-69 виконання «Т», то вони подібних покриттів не мають.

Відповідно до спеціальних технічних вимог пластини перехідні мідно-алюмінієві при вигині вісімнадцять градусів повинні вирівнюватися у вихідне положення. Що стосується зварного з'єднання перехідної пластини, воно повинно повністю відповідати держстандарту 10434-82. Термін експлуатації такого виробу, як пластини перехідні мідно-алюмінієві, у жодному разі не може бути меншим, ніж аналогічні показники для всього електротехнічного пристрою, де вони використовуються.

Перевірка таких пластин щодо відповідності з державним стандартом 19357-81 здійснюється при прийомі підприємством-виробником, здачі, а також згідно з типовими та періодичними випробуваннями. Подібні випробування здійснюються за випадковою вибіркою. Якщо результати проведених випробувань виявляться незадовільними, беруть із тієї ж партії подвоєну кількість пластин та проводять випробування знову. Якщо результат повторитись, то вся партія, як правило, визнається непридатною.

• Замовити продукцію на сайті.
• Інтернет-магазин електротехнічної продукції.
• ТОВ "ЕлТекс" Контакти: +79184692483 +79184822755 [email protected]
• Представимо Ваші інтереси у Краснодарському краї та ПФО. Постачання будь-якої електротехнічної продукції за вашими реквізитами.
• Все для проведення електромонтажних та кабельних робіт. Все для електромонтажних установ.
• Постачання електротехнічної продукції для електромонтажних, будівельних та торгових організацій та ін.
• Кабельні термоусаджувальні муфти POLT, POLJ, GUST, GUSJ, SMOE, EPKT, TRAJ та інші системи Raychem для будь-якого кабелю. Адаптери RICS та ін. Ремонтні манжети для кабелю.
• Кабельні термоусаджувальні муфти КВТп КНТп СТп для будь-якого кабелю
• Кабельні муфти "Cellpack Electrical Product"
• Кабельні муфти,адаптори, інструмент для обробки кабелю EUROMOLD а Nexans Company. Кабельна арматура, адаптери, інструмент Euromold, GPH, Tyco Electronics Raychem
• Кабельні муфти фірми 3М та ін заводів.Натяжні муфти. Муфти для підводного кабелю та саморегулівного нагрівального кабелю.
• Термозбіжні ремонтні манжети для кабелю. Ущільнювачі кабельних проходів термоусаджувальні УКПТ.
• Інструмент для кабельних та електромонтажних робіт у т.ч. зняття ізоляції з будь-якого кабелю. Ножі для проведення кабельних та електромонтажних робіт
• Інструмент для зняття ізоляції з будь-якого кабелю в т. ч. з кабелю зі зшитого поліетилену
• Набори інструментів для кабельних та електромонтажних робіт у т.ч. зняття ізоляції з будь-якого кабелю. Набори інструментів для електромонтажника, електрика, кабельника, кабельника-спайщика, релейника, зварювальника, акумуляторника та ін.
• Інструменти для електромонтажних організацій.
• Все для перемотування, розмотування, змотування, протягування кабелю, дроту, троса, каната. Обладнання, верстати, стелажі, стійки, ролики, вертлюги, домкрати, ролики та ін. Вимірники довжини кабелю.
• Обладнання для перемотування та протягування кабелю. Кабельні домкрати.
• Мастила (УВС) Суперконт, Примаконт та Екстраконт для захисту електричних контактних з'єднань від перегріву та окислення.
• Верстати для перемотування, розмотування, намотування кабелю. Кабелеукладачі. Натяжні гідравлічні машини. Товкачі кабельні.
• Електромонтажний пороховий інструмент. Пристрої дистанційного та механічного проколу кабелю. Пороховий прес.

/ Пластина мідно-алюмінієва перехідна МА

Пластини перехідні мідно-алюмінієві ГОСТ 19357-81 служать для приєднання алюмінієвих шин до мідних виводів електротехнічних пристроїв та мідних шин. З'єднання з алюмінієвими шинами зварене, з'єднання з мідними виводами електротехнічних пристроїв і мідними шинами - або розбірне (болтове), або зварне.

Вид кліматичного виконання пластини МА - УХЛ1і Т1 за ГОСТ 19357-81. З'єднання алюмінієвої частини пластини МА з мідною виконується методом холодного тиску зварювання.

Виготовимо пластини перехідні МА в будь-якій кількості та в найкоротші терміни

Приклад умовного позначення перехідної мідно-алюмінієвої пластини виконання УХЛ1:

• Пластина перехідна МА 40х4 УХЛ1 ГОСТ 19357-81
• Пластина перехідна МА 50х6 УХЛ1 ГОСТ 19357-81
• Пластина перехідна МА 60х8 УХЛ1 ГОСТ 19357-81
• Пластина перехідна МА 80х8 УХЛ1 ГОСТ 19357-81
• Пластина перехідна МА 100х10 УХЛ1 ГОСТ 19357-81
• Пластина перехідна МА 120х10 УХЛ1 ГОСТ 19357-81

Пластини виготовляються відповідно до вимог цього стандарту щодо робочих креслень, затверджених у встановленому порядку. Поверхня платин МА не має задирок, тріщин, задир, відшаровування металу та інших механічних пошкоджень. Перевірка якості зварного шва поверхні пластини МА здійснюється візуальним способом.

Технічні характеристики - пластина перехідна мідно-алюмінієві МА

пластини МА 40х4, МА 50х6, М 60х8, М 80х8, МА100х10, МА120х10

Пластини перехідні мідно-алюмінієві призначені для приєднання шин із алюмінію до мідних висновків різних електротехнічних пристроїв, а також до мідних шин.

Пластини перехідні мідно-алюмінієві мають зварні з'єднання з алюмінієвою шиною, а також розбірні (болтові) з мідними висновками. Самі пластини виготовляються за методом так званого контактного зварювання або холодного зварювання під тиском.

Нормуються пластини перехідні мідно-алюмінієві, повністю відповідаючи державному стандарту, а саме стандарту 19357-81. Відповідно до нього подібні пластини поділяються на такі типи:

• з рівновеликим перерізом із звареним з'єднанням для безрозбірних шин;
• плаковані та рівновеликі за ступенем своєї електричної провідності для розбірних шин.

Що стосується сполучного шва перехідної пластини, який має бути при з'єднанні мідної пластини з алюмінієвої, то він обов'язково повинен очищатися від шламу та грата. Більше того, він повинен бути виконаний без будь-яких тріщин та свищів. Пластини перехідні мідно-алюмінієві не повинні мати на своїй поверхні будь-які механічні пошкодження, наприклад, задирки, задираки, відшаровування, тріщини.

Відповідаючи державному стандарту, саме стандарту 10434-82, на мідної області пластини повинні бути запобіжні металеві покриття. Хоча, якщо пластини перехідні виготовлені відповідно до певних кліматичних умов за державним стандартом 15150-69 виконання «Т», то вони подібних покриттів не мають.

Відповідно до спеціальних технічних вимог пластини перехідні мідно-алюмінієві при вигині вісімнадцять градусів повинні вирівнюватися у вихідне положення. Що стосується зварного з'єднання перехідної пластини, воно повинно повністю відповідати держстандарту 10434-82. Термін експлуатації такого виробу, як пластини перехідні мідно-алюмінієві, у жодному разі не може бути меншим, ніж аналогічні показники для всього електротехнічного пристрою, де вони використовуються.

Перевірка таких пластин щодо відповідності з державним стандартом 19357-81 здійснюється при прийомі підприємством-виробником, здачі, а також згідно з типовими та періодичними випробуваннями. Подібні випробування здійснюються за випадковою вибіркою. Якщо результати проведених випробувань виявляться незадовільними, беруть із тієї ж партії подвоєну кількість пластин та проводять випробування знову. Якщо результат повторитись, то вся партія, як правило, визнається непридатною.

Загальна характеристика.

Поняття перехідний елемент зазвичай використовується для позначення будь-якого елемента з валентними d або f-електронами. Ці елементи займають у періодичній таблиці перехідне положення між електропозитивними s-елементами та електронегативними p-елементами (див. § 2, 3).

d-елементи прийнято називати головними перехідними елементами. Їхні атоми характеризуються внутрішньою забудовою d-подолочок. Справа в тому, що s-орбіталь їхньої зовнішньої оболонки зазвичай заповнена вже до того, як починається заповнення d-орбіталей у попередній електронній оболонці. Це означає, що кожен новий електрон, який додається в електронну оболонку чергового d-елемента, відповідно до принципу заповнення (див. § 2), потрапляє не на зовнішню оболонку, а на попередню внутрішню підболочку. Хімічні властивості цих елементів визначаються участю реакціях електронів обох зазначених оболонок.

d-Елементи утворюють три перехідні ряди - у 4-му, 5-му та 6-му періодах відповідно. Перший перехідний ряд включає 10 елементів від скандію до цинку. Він характеризується внутрішньою забудовою орбіталей (табл. 15.1). Орбіталь заповнюється раніше, ніж орбіталь, тому що має меншу енергію (див. правило Клечковського, § 2).

Слід, проте, відзначити існування двох аномалій. Хром і мідь мають на своїх орбіталях всього по одному електрону. Справа в тому, що напівзаповнені або заповнені підболілки мають більшу стійкість, ніж частково заповнені підболілки.

В атомі хрому на кожній з п'яти орбіталей, що утворюють подоболочку, є по одному електрону. Така підболочка є напівзаповненою. У атомі міді кожної з п'яти -орбіталей перебуває у парі електронів. Аналогічна аномалія спостерігається у срібла.