Преход от алуминий за мед. Регионална фирма Алуминиев преходен метал

II. ЛИТЕРАТУРЕН ПРЕГЛЕД.

§ 1. Двойни системи на елементи IV - V групи

С алуминий.

1.1. Диаграма на статута на TC - A1.

1.2. Структурата на двойните системи Ъh - A1 и NG-A1.

1.3. Структурата на диаграмата на състоянието на двойната система е А1.

§ 2. Структурата на двойните системи M - N (m \u003d А1, превозно средство, б).

2.1. Фигура А1 - Н.

2.2. Графика на състоянието на превозното средство - Н.

2.3. Държавните графики на двойните системи на ъ - n и ng- n.

2.4. Диаграмата на състоянието е N.

2.5. Физиохимични свойства и методи за нитриден синтез.

§ 3. Структурата на тройните диаграми на статуса M - A1 - N

M \u003d превозно средство, ъх, n £ £).

3.1. Диаграма на статук на TC - A1 - N.

3.2. Диаграми на фигура - A1 - N и NG-A1 - N.

3.3. Диаграма на състоянието N1) - A1 - N.

III. Експериментална част

§ 1. Методи за получаване на проби.

§2. Методи за изследване на проби.

2.1. Микроанализ на електронната сонда (ЕОЦКП).

2.2. Растерна електронна микроскопия (REM).

2.3. Оптична микроскопия.

2.4. Анализ на рентгеновия фаза.

§ 3 Развитие на методологията на фазовите диаграми

С участието на азот.

IV. РЕЗУЛТАТИ И ДИСКУСИЯ.

§ 1. Фазово равновесие в T1 - A1 - N.

§ 2. Условия за равновесни фази в системата на Ъ-А1 - N.

§ 3. Структура на диаграмата на състоянието на системата W - A1 - N. DD

§ 4. Фазово равновесие в системата L - A1 - N.

Препоръчителен списък на дисертациите

• Взаимодействието на сплави на основата на желязо, никел и елементи от IV-VI групи с азот с повишено частично налягане 1999, Кандидат на химически науки Адрамчев, Наталия Леонидовна

• Фазово равновесие в M-M системи "-N при повишено налягане 2001, кандидат на химически науки Вестицки, Иван Викторович

• Разпадането на твърди разтвори на циркониево-ниобий на карбид и сегрегация на ZRC фазата в тройната система ZR - NB - C 2002, Кандидат на физико-математически и математически науки, Светлана Василевна

• Моделиране на процесите на вътрешно азотиране на топлоустойчиви стомани и сплави 2001 г., доктор по технически науки Петрова, Лариса Георгиевна

• Взаимодействието на елементи в съставите на огнеупорни метали с топлоустойчиви сплави на базата на никел и желязо 1999, Кандидат на Химически науки Керимов, Елшат Юсифович

Дисертацията (част от резюмето на автора) на тема "Фазово равновесие в системите за азотни и алуминиеви преходни метални IV-V групи"

Подобни дисертационни работи в специалността "Физика на кондензираното състояние", 01.04.07 CIFRA VAC

• Фазово равновесие и насочен синтез на твърди разтвори в тройни полупроводникови системи с два летливи компонента 1998, д-р Химически науки Семенова, Галина Владимировна

• Квазикристални фази в ал-mn-si, al-cu-fe, al-cu-co: условия на съществуване, структура, свойства 2012, кандидат за химически науки Казентов, Никита Владимирович

• Изчисляване на многокомпонентни фазови диаграми и тяхното използване за развитието на сплави и подобряване на технологията на обработка 2001 г., доктор по технически науки Смагулов, Даулатан Уявилович

• Синтез на нитриди на елементи III-VI Групи и композитни материали, базирани на тях чрез азотиране на ферорелои в режим на горене 2009 г., доктор на техническите науки Chuklomin, Lyudmila Nikolaevna

• Термодинамика на фазовото равновесие в метални сплави, съдържащи въглерод 2001, кандидат на химически науки Kachurina, Olga Ivanovna

Заключение на дисертацията на тема "Физика на кондензираното състояние", Хан Ю

Референции Изследване на дисертацията кандидат на физически и математически науки Khan Yu Sin, 2004

Моля, обърнете внимание, че представените по-горе научни текстове са публикувани за запознаване и получени чрез признаване на оригиналните текстове на THESES (OCR). В тази връзка те могат да съдържат грешки, свързани с несъвършенството на алгоритмите за разпознаване. В PDF дисертацията и резюметите на автора, които доставяме такива грешки.

Алуминийът е елемент от основната подгрупа на групата III, третия период, с атомен номер 13. алуминий - Р-елемент. На външното енергийно ниво на алуминиевия атом съдържа 3 електрона, които имат електронна конфигурация 3S 2 3p 1. Алуминият показва степента на окисление +3.

Се отнася до група светли метали. Най-често срещаният метал и третото разпространение е химическият елемент в земната кора (след кислород и силиций).

Една проста субстанция е алуминиева светлина, парамагнитният метал със сребрист бял цвят, лесен томов формоване, леене, механична обработка. Алуминий има висока топлинна и електрическа проводимост, устойчивост на корозия поради бързо образуване на силни оксидни филми, предпазващи повърхността от по-нататъшно взаимодействие.

Химични свойства на алуминий

При нормални условия, алуминийът е покрит с тънък и издръжлив оксид и следователно не реагира с класически окислители: с Н20 (t °); О2, HNO 3 (без нагряване). Благодарение на това, алуминият практически не подлежи на корозия и следователно е широко търсена от съвременната индустрия. Когато оксидният филм е унищожен, алуминиевите действа като активен метален редуктор.

1. Алуминият лесно реагира с прости вещества, които не са метали:

4AL + 3O 2 \u003d 2AL 2O 3

2AL + 3CL 2 \u003d 2alcl 3,

2AL + 3 BR 2 \u003d 2ALBR 3

2AL + N2 \u003d 2aln

2AL + 3S \u003d al 2 s 3

4AL + 3C \u003d AL 4 C3

Сулфид и алуминиев карбид са напълно хидролизирани:

Al 2 S 3 + 6H2O \u003d 2AL (OH) 3 + 3H2S

AL 4 C3 + 12H2O \u003d 4AL (OH) 3 + 3CH 4

2. Алуминий реагира с вода

(След отстраняване на защитния оксид):

2AL + 6H2O \u003d 2AL (OH) 3 + 3H2

3. Алуминият влиза в реакцията с основи

2AL + 2NAOH + 6H2O \u003d 2NA + 3H2

2 (NaOHHH2O) + 2AL \u003d 2naalo 2 + 3H2

Първо, защитният оксид филм се разтваря: ал2О3 + 2НАОН + 3H20 \u003d 2NNa.

След това реакции: 2AL + 6H2O \u003d 2AL (OH) 3 + 3H2, NaOH + Al (OH) 3 \u003d Na,

или общо: 2AL + 6H2O + 2NAOH \u003d Na + 3N 2,

в резултат на това се образуват алуминий: Na - тетрахидроксалунуминиран натрий Тъй като номерът на координацията 6 се характеризира с алуминиевия атом в тези съединения, а не 4, след това действителната формула на тетрахидрокси съединения е както следва: Na

4. Алуминийът се разтваря лесно в солна и разредена сярна киселина:

2AL + 6HCL \u003d 2alcl 3 + 3H2

2AL + 3H2S04 (RSC) \u003d Al 2 (SO 4) 3 + 3H2

При нагряване се разтваря в киселинни окислителиобразуване на разтворими соли на алуминий:

8AL + 15H2S04 (конц) \u003d 4AL 2 (SO 4) 3 + 3H2S + 12H2O

Al + 6hno 3 (concaten) \u003d al (No 3) 3 + 3NO 2 + 3H2O

5. Алуминият възстановява металите от техните оксиди (алуминизия):

8AL + 3FE 3 O 4 \u003d 4AL 2 O 3 + 9FE

2AL + CR2O3 \u003d al 2 O 3 + 2cr

За съдебни права

Фазово равновесие в азотни системи - алуминиеви преходни метали IV - V групи.

04/01/07 - Кондензирана физика

Москва 2004.

Работата е извършена в Министерството на общата химия на Химическия факултет на Московския държавен университет. M.v. Ломоносов и в Института по металознание и метална физика. G.V. Kurdyumova tsnichemet ги. I.p. Барджинея.

Научен съветник

доктор по физически и математически науки, професор Zaitsev a.i. Научен консултант

кандидат на химически науки, V.N.S. Kalmykov K.b. Официални опоненти:

доктор по технически науки, професор Крапшин Б.с.

доктор на физически и математически науки, професор Калохин С. Д.

Водеща организация:

Институт по металургия и материали. A.A. Байкова

Защитата на тезата ще се проведе на 12 ноември 2004 г. на 2 часа на заседанието на Съвета за дисертация D 141.04.02 FSUE TSNNIYJEMEMET. I.p. Bardine на: 105005, Москва, ул. 2-ри баумански; 9/23.

Дисертацията може да бъде намерена в техническата библиотека на ЦНИЧЕМЕМ. I.p. Барджинея.

Телефон за референции: 777-93-50

Научен секретар

съвет на дисертация D 141.04.02, кандидат на технически науки,

старши изследовател ¿^ g ^ sä ^ a- ^ alexandrova n. m.

Общо описание на работата.

Съответствието на темата: съставите, основани на сложни алуминиеви нитриди и преходни метали IV - V групи, стават все по-широко в различни индустрии и оборудване. Те са основата за създаване на износоустойчиви и защитни покрития, дифузионни бариери в микроелектроника, високотемпературни метални керамични, композитни материали, керамика и др. Също толкова важна роля на съединения А1 и елементи IV-V групи с азот се възпроизвеждат при проектирането и производството на широка гама табуретки и сплави, особено с повишено съдържание на азот. Естествено, физическите, физикохимични и механични свойства на изброените материали са пряко свързани с вида и количествата на образуваните азотни фази. Точните данни за състава и условията на съществуването на сложни съединения също имат основна теоретична стойност за разбиране на естеството на химическата облигация и други ключови характеристики, които определят тяхната устойчивост. За да се предскажат условията на синтез и стабилност на нитричи, са необходими надеждна информация за фазовото равновесие. Изграждането на многокомпонентни държавни диаграми с азотното участие представлява много не прост проблем поради ниските термодинамични стимули за образуване на смесени съединения от категорията на двойните фази, ниските честоти на компонентите в тях, както и сложността и ниската точност на определяне на истинското съдържание на азот. Ето защо, в момента скерктираща информация и е изключително противоречив, както в състава на тройната горда, така и в положението на фазовите равнини. Той се получава главно чрез метода за отгряване на прахообразни преси, при което постигането на състоянието на равновесното сплав е трудно.

Цел: разработване на нов подход към изследването на статутните диаграми на многокомпонентни нитридни системи въз основа на използването на комплекс от съвременни експериментални техники на физикохимичния анализ, методи за термодинамичен анализ и изчисление, което дава възможност да се определят условията за съвместно съществуване на фазите и за получаване на изчерпателни доказателства за тяхното равновесие. Изследването на фазови равновесии в областта на твърдата фаза на тройната системи на алуминиева - азот - метал 1U-в групи при температура от 1273 K. Научна новост:

Методите за термодинамичен анализ и изчисление показват несъответствието на съществуващите експериментални данни за условията на равновесни фази в системите на Т1-А1-S и Gg-A1-M;

Проведено е термодинамично моделиране, анализ и изчисляване на фазови равновесии в системите & -A1-N и W-A1-K

термодинамични функции на тройните съединения, образувани в тези системи;

Твърдите региони на държавните диаграми на Ti-Al-N, ZR-N-N и HF-AL-N системата при 1273 k са конструирани;

Характерът на фазовото равновесие в системата NB-AL-N при температура 1273 K. Научно и практическо значение на работата:

Получената информация за равновесни условия и термодинамични функции на фазите в M-A1-N системите (наричани по-долу. M \u003d Ti, ZR, HF, NB) са фундаментална научна база за развитие на покрития, керамични и метални керамични, композитни Материали, важни за микроелектроника, енергетика, машиностроене. Те ви позволяват да определяте технологичните параметри за получаване и обработка на такива материали и също така са от основно значение за предсказване на фазовия състав и свойствата на широк спектър от стомани и сплави с повишено съдържание на азот. Точност и валидност:

Данни, получени чрез различни методи за физикохимичен анализ върху проби от сплави, синтезирани по различни начини (азотиране на двойни сплави, дълготрайни хомогенизират отгряване, дифузионни двойки), използване на съвременни експериментални подходи и оборудване, като електронно-сонда микроанализа, растерна електронна микроскопия, Речни фазов анализ, във всички случаи са в отлична хармония както един с друг, така и с резултатите от термодинамичното изчисление.

2. структурата на твърдата фаза на изотермалното напречно сечение на диаграмата на TI-AL-N при температура от 1273 K.

3. Резултатите от термодинамичния анализ и изчисляване на фазовото равновесие в системата ZR-AL-N при 1273 и 1573 K.

4. структурата на твърдите фазови региони на държавните диаграми на ZR-Al-N, HF-AL-N, NB-AL-N при 1273 K.

Апровизиране на работата и публикуването. Основните резултати от работата бяха отчетени на: Международната конференция "VIII Международна конференция на кристална химия на интерметални съединения" (LVIV, Украйна, 2002); Международна конференция на студенти и студенти по фундаментални науки "Ломоносов-2003", (Москва, 2003); Международна конференция "Теория и практика на технологии Производство на продукти от композитни материали и нови метални сплави (T11kmm)", (Москва, Московския държавен университет, 2001, 2003). Според материалите за дисертация публикувани 4 статии. Обемът и структурата на тезата. Тезата се състои от администрация, литературен преглед, експериментална част, обсъждане на резултатите,

заключения и списъци на литературата в размер на 204 имена. Работата е изложена на 138 страници с пишещ текст, включително 70 рисунки и 26 маси.

Във втората част се разглеждат моделите на взаимодействие с азот с елементи от IV-V групи, като се посочват информация за физикохимичните свойства и методите на нитридния синтез. Показано е, че двойните на състоянието на М-N не са напълно разбрани. Само съществуването на NSRIDS MN и M2N е значително установено, докато образуването на други нитридни фази се съмнява поради евентуално стабилизиране на кислород.

Основната част от литературния преглед е посветена на анализа на информацията за структурата на държавните диаграми на М-А1-n. Държавните диаграми M-A1-N се изследват в много по-малка степен от двойните сплави. Понастоящем данните за условията на равновесни фази в ZR-Al-N, HF-Al-N и NB-Al-N системите са практически отсъстващи. Информация за диаграмата на статута на системата TI-AL-N съдържа редица основни противоречия. Експериментална част. §Онеене. Методи за приготвяне на проби.

Ti, ZR, HF-йодид и под формата на прахове с чистота от 99.5%, NB-листов вакуум се топи с чистота 99.99% и прах с чистота от 99.5%, азотната ГОСТ 9293-74 OE (99,993-74) са използвани като изходни материали.% n2) 02< 0,001 об.%, массовая доля паров воды < 0,005 %). Порошки HfN, ZrN и AIN - марки «Ч», пластины AIN, полученные методом спекания с добавками У2О3.

M-A1 двойните сплави бяха получени чрез сливане на компонентите на компонентите в пещта на Laybold Heraues Arc пещ с не-волфрамов електрод в атмосферата на пречистен аргон. За да се увеличи хомогенността на блоковете, те бяха подложени на петкратно реплики. Синтезираните проби, увити в ниобиевото фолио и се подлагат на хомогенизиране на отгряване при 1273 К (100 часа) във вакуумна кварцова ампули в електрическите резистентност, последвани от втвърдяване във вода. Съставите на сплави, техният фазов състав и хомогенност се контролират по метода на електронно-сонда микроанализа на устройството "Combax-Microbeam" (таб 1). §2. Методи за изследване на проби.

Работата приложи следните методи за изследвания:

Електронно-сонда микроанализа на устройството "Combax-microbeam" при ускоряване на напреженията 15 и 30 kV; Предварително анализирани при примеси в анализатора на енергийния резолюция на Kevex.

Растерна електронна микроскопия на инструментите "Jeol" и "Comebax-Microbeam"; Изображението се получава в вторични електрони при ускоряване на напреженията 15, 20 квадратни метра. Получените изображения бяха третирани и определени от съотношението на фазите в изследваните проби.

Оптична микроскопия, методи на тъмно поле, леко поле, поляризирана светлина, диференциална интерференция в номалова. Проучванията бяха проведени на устройството "Wahay8amet-2" при използване на Zoom\u003e<300 и х400.

Анализът на рентгено-фаза чрез метод на прах се извършва на Dron-4 дифрактомври и 8TAB1-P на фирмата "Яша" (болен "ь сок" радиация).

Маса 1.

Химичен и фазов състав на двойни сплави на M-A1 системи.

Номер (ЕОЦКП), при.% Фазов състав № състав (ЕОЦКП), при.% Фазов състав

Система и - А1

1 25.6 74.4 T13, T1A12 4 69.6 30.1 T13A1

2 38.3 61.7 T1A12, T1A1 5 77.1 22.9 T, A1

c 54.9 45.1 T1A1, T13A1 6 89.1 10.9 "SP)

Система XG - A1

1 28.5 71.5 GGA13, YGMG 5 60.1 39.9 HTRA TG2M

2 33.3 66.7 YKHK R 6 65.8 34.2

3 47.5 52.5 2G2A13, 2GA1 7 76.7 23,3,7х2а \\ t

4 58.3 41.7 HT4A1ES SSGA G

Система W - A1

1 31.7 68.3 N £ A13, SHA2 4 53.8 46.2 nsh, n £ (A1Z

2 36.8 63.2 NSH2, SCHA13 5 62.4 [37.6 SH3A12, ж5А13

3 43.2 56.8 NG2A13, NSH 6 77.8 | 22.2 Y2A1, A (H0

Система № - A1

1 37.8 62.2 YYA, S2A1 4 71.3 28.7 μ2A1, №\u003e 3A1

2 51.2 48.8 1MD13, MJ1A1 5 82.8 17.2 No.\u003e 3A1, a (№\u003e)

3 63,5 36,5 Y2A1

§ 3. Разработване на методология за изучаване на фазови диаграми с азот.

За да се проучат фазовите равновесии в тройната системи на М-А1-S, се използва комплекс от съвременни методи за физикохимичен анализ, което включва: азотиране на прахове от двойни сплави М-А1 в азотна атмосфера, дифузионни двойки и дълго хомогенизиране отгряване на сплави.

За нитриране праховете на двойните сплави М-А1 бяха поставени в тигур от A1203 и бяха подложени на изотермична извадка върху инсталирането на термокомпресионен ангел на оригиналния дизайн в азотна атмосфера при налягане 5 МРа, температура от 1273 K за 1, 4, 9 и 16 часа. Фазовият състав на пробите се изследва чрез метода на рентгено-фаза анализ след всяко отгряване.

За да се определи ефектът на продължителността на азота върху промяната в състава на двойните нитридни фази в областта на хомогенността, се изследва зависимостта на параметъра на циркониевия нитрид и хафнийската решетка

времето за отгряване в азотната атмосфера при температура от 1273 до и налягане от 5 mPa. Решетъчните параметри ZRN и HFN не се променят по време на процеса на отгряване в продължение на 4 и 13 часа, което показва, че в системите в проучването продължителността на високотемпературния нитринга практически не засяга състава на получения нитрид.

Дифузионните двойки бяха приготвени по тип "сандвич" m / A1N / m по два начина: дифузионно заваряване и настилка. Дифузионното заваряване се извършва под вакуум при инсталирането на DSL при температури: 1273 K за титан, 1373 K за цирконий и ниобий и 1433 K за HAFNIA. Налягането на заваряването е 17-20 mPa. Алкалният Ti, ZR, HF или NB на 2x4x4 mm плака се извършва в електрическа дъгова пещ в атмосферата на пречистен аргон. Получените двойки бяха отгрявани във вакуумни кварцови ампули за 100 и 670 часа и изследваха структурата на образуваните преходни зони по методи за електронно-сонда микроанализа, оптична и растерна електронна микроскопия. Използването на два метода за производство на дифузионни двойки елиминира възможността за влияние на физикохимични процеси, наблюдавани върху повърхностите на секцията, когато се комбинират хетерогенни материали в един състав, върху структурата на дифузионните зони и естеството на получените резултати.

За прилагането на проучвания от трети тип, бяха синтезирани образци от два вида:

1) от ZR, HF, NB и AIN прахове приготвени смеси от определен състав. Смесите бяха компресирани при стайна температура и 10 МРА налягане. Таблетките се интерпретират в електрическа дъгова пещ в атмосфера на аргон и се подлагат на дълга хомогенизиране на отгряване при 1273 K във вакуумна кварцова ампули за 200 и 670 часа за постигане на равновесна фаза конфигурация.

2) плочите на А1Н, увити във фолио от титан или ниобий, и след това интерпретирани в електрическа дъгова пещ. След това пробите се подлагат на дълго отгряване съгласно описаната техника. Критерият за постигане на равновесна държава служи като неизменност на вида и броя на фазите с увеличаване на продължителността на отгряване.

Изчисляването и анализът на фазовото равновесие в изследваните системи се извършва в съответствие с основните закони на термодинамиката. При анализиране на всеки специфичен състав бяха разгледани всички възможни комбинации от фази, комбинацията от която може да бъде представена. Комбинацията от фази, съответстваща на минималната енергия на системата на ГИБс, се счита за подходяща за стабилно равновесие, и при конструирането на държавна диаграма бяха използвани неговите характеристики (естеството и количеството на съсобствените фази). Всички други комбинации от фази се считат за метастабилни и техните характеристики не са взети под внимание. За да донесе термодинамичните функции към същите стандартни състояния на компонентите, наличната информация за техните параметри за стабилност или използваната енергия на фазовите преходи на Gibbs. Алгоритъмът за изчисляване е изпълнен като специална компактна програма, която предполага множество провеждане на процедурата за определяне на фаза състава на системата за набор

точки, обхващащи цялата гама съединения в пространството на концентрациите на компонент при дадена температура.

Предварително изпълнени експерименти и изчисления позволяват да се формулират принципите за избор на състави на пробите в проучването, режимите на тяхното азотно и топлинна обработка, които позволяват различни начини за постигане на същото състояние на сплавта и да се получат всеобхватни доказателства за неговата. \\ T съответствие с равновесие. РЕЗУЛТАТИ И ДИСКУСИЯ. § 1. Фазово равновесие в системата T1-A1 UH.

Резултатите от предварителните експерименти показват, че най-ефективният метод за изследване на фазовото равновесие в T! -А1-S системата е азотването на прахообразни проби от газовата фаза. Таблица 2 показва резултатите от рентгенов фазов анализ на проби след отгряване в азотна атмосфера при 1273 k за 1 час. В първите пет сплави се формира тройна връзка T12AM. Получените резултати показват съществуването в системата на следващите фазови полета в системата: T1A1Z-THA1K-ASH, TSGAM-AM- "W, TSZ-T ^ a ^ -yigash и ^ -TSH-OOP).

Таблица 2.

Фазовия състав на прахообразните проби от T1-A1-S системата преди и след отгряване в азотната атмосфера при t \u003d 1273 k, p (s2) \u003d 5 mPa.

Състав за фаза на сплав

преди нитриране след нитриране

1 Tial3, Tial2 Ti2aln, Tial3, A1N

2 Tial2, Tial Ti2aln, Tial3, Tial2

3 Tial, t13ai ti2aln, tini.x, a1n

4 ti3al ti2aln, калай, .x

5 T1Z1 Tijain, Tini.x

6 a (ti) tini.jb ti2n, a (ti)

За изследване на богатата титанова област на държавната диаграма бяха използвани методи за дифузионни двойки и дълго хомогенизиране на отгряване. В зоната на разпространение на A1N / TI пробата след 200 часа изотермична извадка t \u003d 1273 К, образуването на два междинни слоеве е записана: слой от титанов нитрид, съдържащ включването на тройната фаза Ti3aln и слой от твърдо вещество и слой от твърдо вещество въз основа на a (ti) с концентрация на алуминий до 19 при.%. Фигура 1 показва структурата на пробата Aln / Titanium слой 150 mkm / ain. След 200 часа се отгрява на повърхността на алуминиевия нитрид, се образува слой от титанов нитрид с дебелина около 30 цт, средата на слоя е Ti3aln фаза с Tin Titanium nitride .x. Резултатите показват съществуването на Aln-Tini събитие. "TIN! .X-ti3aln, ti3aln-a (ti).

Да се \u200b\u200bопредели точно положението на равновесни линии в богати сплави с участието на бавно образувано от комплекс TI3ALN нитрид, два проби се синтезират чрез сливане на титанов и алуминиев нитриден прах в съотношението на количеството молове 3/1 и 2/1 . Първата сплав след 200 часа от закаляване е придобила постоянен фазов състав.

TP ^ -Н + "PISZ ^ + ASP). Съгласно растерната електронна микроскопия и рентгенов фазов анализ (фиг. 1 b) във втората проба след 200 часа се появяват 4 фази: че ^." "Pzgy, a (tl) и" pzar1.

Освен това, включването на T13AM се открива около частиците на титановия щанд, което показва недостатъчното време за хомогенизиране. След 670 часа отгряване, фазовият състав на придобитата проба, стабилна конфигурация: тол- "pzash + a (t0 (фиг. 2).

Taash Tha1 -

Фиг. 1. Микроструктура на системни проби "L - A1 -\u003e 1:

a - AMGP / AM след отгряване на 200 часа, 1273 K, вторичен e, hyooh; B - A1K + 2GP след отгряване на 200 часа, 1273 K, вторичен e, hyooh.

p - ^ zash a -0 (14)

20.0 30.0 40.0 50.00.0.00.0 80.0 90.0 20 Фиг. 2. Дифрактограма на пробата A1Y + 2T1 след отгряване 670 h, 1273 K.

За да се определи положението на фазовите равновесибрични линии при ниски концентрации на азот, се използва термодинамично изчисление. Наличието на течен разтвор на базата на алуминий и а- и (3-твърди разтвори, базирани на титан, не е взето под внимание, тъй като стопилката е извън района на равновесие на твърдото фаза и равновесието с твърди разтвори се изследва подробно експериментално , В момента, експериментални данни за фазите на образованието на Гибс (A / 7) фази "Papcch, T12A1N, T1A12 липсва. Има само оценки. Следователно на първия етап тези неизвестни характеристики са открити от метода на непряка оптимизация. Същността на Методът се състои в избора на стойностите на посочените съединения, така че те отговарят на експериментално установените условия на фазовото равновесие. В резултат на това бяха намерени следните стойности: A / 7 (T13A1K) \u003d -360.0 kJ / mol d / 7sp2a1m) \u003d -323.3 kJ / mol; A / 7 (T1A12) \u003d -80.8 kJ / mol. В бъдеще те бяха използвани за изчисляване на фазово равновесие в сплави, чието експериментално изследване е трудно или невъзможно. изотермична (t \u003d 1273 k) напречното сечение на държавната диаграма I съм P-CHANG системи са представени на фиг. 3.

И - съставите на първоначалните двойни сплави "P-A1. X - Състави на азонирани сплави, ♦ - състави на тройни сплави T1 + A1KG, - - - ■ Дифузионна пътека. Фонът на резултатите от термодинамичните изчисления са маркирани.

Получените резултати са в някакво противоречие със съществуващите данни схематично показани на фиг. 4. Както може да се види, авторите установиха, че AM е в равновесие с "pave, t1A12\u003e t1A1, t12a1y и това ^. * (Фиг. 4а). На фиг. 4 (b) показва резултатите от термодинамичния анализ и изчисляването на фазовото равновесие, извършено на работа. Алуминиевият нитрид е в равновесие само с "pave, t ^ am и tsh ^. Това е добре договорено с тези резултати.

Фиг. 4. Изотермална система в 1273 K:

и - според данни; B - Според данни, Trisash, GG-T ^ AM, 1-T1A1Z, 2-ta и, 3-TSH2,4-T1A1, B-T ^ а).

Термодинамичен анализ на фазови равновесии в системата "P - A! - ^ дава възможност да се идентифицират причините за отбелязаните противоречия. Оказа се, че образуването на тройни нитриди от първоначалните двойни сплави в много случаи е придружено от малка промяна в енергията на Гибс, съставляващи само няколкостотин J / mol. Затова авторите, които са използвали метод за отгряване на прахообразни смеси от двойни композиции, са необходими много дълго време за отгряване, за да постигнат равновесно състояние. Това очевидно не винаги е било възможно. За разлика от това не винаги е било възможно. Взаимодействието на праховете на титанови алуминиеви сплави с азот е придружено от значителни (стотици KJ / mol) печалби в енергията на Гибс, което ви позволява бързо да постигнете равновесно състояние. § 2. Условията са равновесни фази в системата GG-A1-P *.

Изследването на фазови равновесии в системата ¿M-AMC се извършва по подобна схема. Термодинамичното моделиране и изчисляването на фазови равновесии в системата, използвайки съществуваща информация за термодинамичните свойства на двойните фази (Таблица 3) и данните на диаграмата на състоянието при 1273 и 1573 К (фиг. 5). Изчислението ви позволява напълно да възпроизведете експерименталните данни за фазовото равновесие при 1573 K. От друга страна, информация за равновесните условия при 1273 k не може да бъде възпроизведена чрез термодинамично изчисление.

По-специално, равновесието A1№-2G3AM се реализира само при стойности (1/5) L / 7 (7G3A1M)< -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.

Таблица 3.

Гибс енергия на образуването на двойни съединения на системата на ъ А1 - N от GPU-GG, FCC-A1 и S2 (газ).

Фаза d / J \u003d A + Bt, J / mol. Фаза AFG \u003d A + BT + CTLNT, J / mol.

(1/4) ZR3AL 36163 4.421 (l / 2) zral 64950 11.014 0

(1/3) ZR2AL 48358 6.492 (L / 5) ZR2AL3 55323 27.830 4.329

(1/8) ZR5AL3 51484 5.749 (1/3) ZRAL2 51266 29.726 4.417

(1/5) ZR3AL2 55180 6.734 (L / 4) ZRAL3 47381 24.373 3.854

(1/7) ZR4AL3 58480 8.236 (L / 2) ZRN 181795 46.024 0

(1/9) ZR5AL4 55424 5.320 (1/2) ain 163532 57.760 0

Фазите на ARN-ZR3ALN-ZR2AL3, установени в съвместното съществуване, не се възпроизвеждат от всякакви стойности A // (ZR3ALN). В допълнение, за да се осигури равновесие на ALN-ZR3ALN, е необходимо да се намали (L / 5) А /? (ZR3ain) с -73.0 kJ / mol при 1573 до - 92.0 kJ / mol при 1273 K. последно малко вероятно, тъй като може да отнеме това място само с нереални ниски стойности на ентропията на образуването на анализираното съединение А £ (ZR3LN) \u003d -380.0 J / mol.

По този начин данните за условията на равновесните фази в системата ZR-AL-N, намерени в експлоатация за различни температури 1573 и 1273 К, са вътрешно противоречиви и изискват подробна експериментална проверка.

Отгряване на сплави на системата ZR-AL в азотната атмосфера при налягане от 5 МРа в продължение на 1 час, доведоха до образуването на ZRN циркониев нитрид и зловещ алуминид, независимо от състава на оригиналната проба. Изключението се наблюдава само за сплави № 5-No. 7 (Таблица 4), дифрактограмите на които съдържат пикове, съответстващи на ZRàL2 съединението. Представените резултати показват възможността за съществуването на хетерогенното поле на ALN-ZRAL3-ZRN, което противоречи на резултатите от термодинамичното изчисление. Съгласно термодинамичния анализ, равновесието на ZRL3 и ZRN фазите в ZR-AL-N сплави не трябва да се случват, както в присъствието, така и в отсъствието на сложни нитриди. Наистина, допълнителна изотермична експозиция на проби в азотната атмосфера в продължение на 4 часа доведе до намаляване на интензивността на пиковете на съответното Zral3 съединение и външния вид на ZRAL2 фазовите линии върху дифрактографите, по-дълго отгряване причинява изчезване на дифрактите на. \\ T ZRAL3 свързващи линии.

Описаният феномен има кинетична природа. Цирконий реагира с азот значително по-интензивен алуминий, следователно в пробите, се образува циркониев нитрид и се образува циркониево-изчерпана Zral3 фаза. С увеличаване на времето на изотермна експозиция, алуминиевото взаимодействие с азот с образуването на алуминиев нитрид A1N. В резултат на фазата

3 се превръща в HTU 2, образувайки равновесния състав на GG12-As-7ga. Така проучването на взаимодействието на прахообразни сплави ZR-A с азот потвърждава адекватността на термодинамичното изчисление и показва съществуването на две ключови фазови полета в системата 2x-A1-Q2-2-2G1G1G12 и A1Y-2G-2G12 .

Фиг. 5. Диаграма на състоянието на системата 2G-A1-1M:

и - според данните, 1273 k; b - според данни, 1573 k; Б е истинско изчисление, 1273 k; M - реално изчисление, 1573 K.

Рентгенова фаза и анализ на електронната сонда на пробата от пробата на циркониевите прахове и алуминиев нитрид с съотношение на количествата молове Xg / пепел \u003d 3/1 след хомогенизиране в продължение на 670 часа при 1273 k, присъствието на Фази: 7GM, 7.G5A1M1_X и 2G3A1\u003e 1 компоненти стабилна конфигурация. Изследването на структурата на преходните зони на дифузионни двойки ага / gg / пепел и A1M / 7, G, позволяваща да идентифицират съществуването на още две фазови полета 2GN-2G3A1K-A (2g) и 2GK-GG2A13-GG5A13Y1.x ( Фиг. 6).

Таблица 4.

Фаза състав на прахообразни сплави 2G-A1 преди и след отгряване в азотна атмосфера при t \u003d 1273 k, p0 ^ 2) \u003d 5 mPa.

Състав за фаза на сплав

Преди нитриране след нитриране

1 ZRAL3, ZRAL2 1ч. ZRN, AIN, ZRAL3

4 часа. ZRN, AIN, ZRAL3, ZRAL2

2 ZRAL2 1 h. ZRN, ZRALJ

4 часа. 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, zlar2, zral3

7 ztîai, 3 (zr) zrn, zta12, zral3

Фиг. 6. структурата на преходните зони на дифузионни контейнери аин с ZR: A - AIN / ZR / A1N 200 часа, x 1500; B - A1N / ZR, 200 часа, x 2000.

Благодарение на високите нива на циркониевите взаимодействия с равновесен азот с участието на фази Zral, ZT4A13, ZRAL2 и ZR2AL не са експериментално определени. Използва се термодинамично изчисление за установяване на тях. На първия етап методът на непряка оптимизация е намерен от енергията на Gibbs образуването на тройни нитриди: (1/5) А /? (ZR3ALN) \u003d -76,0 kJ / mol; (1 / (9-x)) d / s ^^ au ^. *) \u003d -63.0 kJ / mol. Получените стойности се използват за намиране на неизвестни равновесни условия на фазите. Получените резултати са показани на фиг. 7.

Изградената диаграма на състоянието на системата ZR-AL-N при 1273 k е в конфликт с данните за тази температура, но почти съвпада с резултатите, получени за 1573 K. очевидно, че продължителността на пената, използвана в отгряването, не е достатъчна постигане на равновесно състояние на сплав при по-ниска температура 1273 К.

aA1Z 2KHAI ¿GDA ^

gga1 4 ъ

Фиг. 7. Фазова диаграма на 2G-S системата, 1273 K. ■ - Състави на оригиналните двойни сплави на системата 2G-A1, O - състави на азонирани сплави, □ - състав на тройната сплав 2G + Am.

Дифузионни пътеки в системата - A1 - N при 1273к. AAAAA - проба (¿li + thacatsutt 670 часа.

Проба Ама / Пепел 200 часа

Проба A1Y / Gg 200 часа.

§ 3. Структурата на диаграмата на системата HF-AL-N.

Подобна ситуация възниква за HF-Ai-N системата. На фиг. 8 показва структурата на състоянието на диаграмата на 1273 K, получена в настоящата работа заедно с данните.

Почти всички фази на системата Double HF-AL са равновесие с HFN Hafnium nitride. Това е свързано с ниска стойност на енергията на Гибс на HFN. Тройното съединение на HF3ALN образува трифазен равновесителна област с HF5AL3, HFN и (HF) фази. Двойното съединение на HF2AL и HF3N2 се реализира само в много ограничени области на съставите на тройната система. Алуминиевият нитрид е в равновесие с HFAL3 и HFN. § 4. Фазово равновесие в системата NB-AL-N.

На фиг. 9 показва диаграма на състоянието на системата NB-AL-N (T \u003d 1273 k), вградена в настоящата работа. Получените резултати практически съвпадат с данните за работата за температурата 1773 k, показана по-долу. Единствената разлика е, че при 1273 k в NB-N системата, NBN нитрид е стабилен, който е в равновесие с алуминиева нитрид и NB2N фаза. Съединение №\u003e 4N3 присъства само в ограничена област на състави на тройни сплави. Triplic съединение NB3AL2N е в равновесие с фазите на аин, nbal3, nbal2 и nt ^ n. NB3AL-базирана фаза и низобиев твърд разтвор образуват трифазен регион с ниобиев ниобиев ниобий. Заключение.

Заключението обобщава основните резултати от работата. Показано е, че с високо азотно съдържание за изследване на диаграмите на състоянието на три- и повече компонентни нитридни системи, азонирането на прахообразни двойни сплави е най-обещаващо. При концентрации с ниска азот, най-подходящите резултати получават методи за дифузионни двойки и дълго хомогенизиране на отгряване. Обикновено използваните методи за отгряване на праховото пресоване изисква дългосрочна изотермна експозиция и при температури под 1473 - 1573 г., в много случаи, не позволява да се постигне равновесно състояние на сплав.

Използване на комплекс от съвременни методи за физикохимичен анализ, държавните диаграми на Ti-Al-N, ZR-Al-N, HF-Al-N и NB-Al-N, HF-Al-N и NB-Al-N в 1273 K са построени на 1273 K. Подход, основан на изпълнението на различни пътища, за постигане на същото крайно състояние на сплавта. Данните, които използват различни техники, са добре последователно и помежду си, така и с резултатите от термодинамичното изчисление, следователно може да се препоръча да се предвиди фазово равновесие в тези системи и състави на базата на тях.

Общият модел в структурата на държавните диаграми на изследваните системи M - Al - N е да се намали броят и стабилността на сложните нитридни фази, тъй като разликата се увеличава между термодинамичната стабилност на двойните фази MN и A1N. По този начин, прогнозиране на възможността за получаване на трикомпонентни нитридни фази, включително в стомани и сплави, може да се извърши чрез сравняване на стойностите на енергията на Гибс на образуването A1N и MN.

Фиг. 8 Държавна диаграма на CT-A1-M:

а - съгласно 1273 k; B - съгласно 1673 k; B - Според данните от тази работа ■ - съставите на първоначалните двойни сплави на N-A1 системата. - Състави от азотирани сплави (1 час). А - състави на азонирани сплави (4 часа), О - състав на тройната сплав HX + Am. - * - - дифузионни пътища в системата W "-A1-K при 1273 K.

Фиг. 9. Държавна диаграма\u003e 1 (А1-К:

а - според настоящата работа, 1273 K:

■ - съставите на оригиналните двойни сплави на M - A! - Състави от азонирани сплави □ - Състав на тройната сплав ZK + пепел.

Дифузионни пътеки в системата M-A1 в 1273K.

b - Според данни 1773 K.

2. Използване на съвременни подходи към термодинамичното изчисление и симулация на равновесните условия на фазите се извършва анализ на съществуващите данни върху държавните графики на M-A1-M системи. Тяхната несъответствие беше разкрита и бяха идентифицирани начини за оптимална формулиране на експериментални изследвания.

3. С помощта на комплекс от съвременни методи за физико-химичен анализ, бяха изследвани моделите на взаимодействие на елементи в 85 проби от двойни и тройни сплави на системи от М-А1.

4. Диаграма на твърдата фаза на състоянието на системата на системата T-Anya е конструирана при 1273 K. Установено е, че алуминиевият нитрид е в равновесие с фазите на T1A13, TL2ASH и PM,., T13A1A образува трифазни зони с T13AGM фази, T1A1, T13A1, T1) и Ty1 ^. *. Настройки

ti2aln тройни фази кристални решетки (А \u003d 2.986 (9) Â, с \u003d 13,622 (5) Á), Ti3ain (А \u003d 4,1127 (17) Â), и величината на енергията на Гибс от тяхното образуване от стабилна при това Температура на елементите Модификации: -360.0 kJ / mol и -323.3 kJ / mol, съответно.

5. Фазови равновесие при кристални сплави ZR-A! - N на 1273 K. Ситуацията на всички трифазни равновесни региони са значително установени. Алуминиевият нитрид е равновесие с ZRAL3, ZRAL2 и ZRN фази. Тройната фаза ZR3ALN образува трифазни равновесителни полета с ZRN, zr5al3ni.x фази и твърд разтвор на базата на (ZR). Решетъчните параметри на комплекса ZR3ALN нитрид са A \u003d 3.366 (6) Â, è \u003d L.1,472 (10) Â, с \u003d 8,966 (9), Gibbs енергия на образуването на AR \u003d -460.0 kJ / mol.

6. Установено е, че в твърди състави на HF-AL-AL системата при 1273к, почти всички двойни фази на HF-AL системата са равновесие с HFN Hafnium nitride. Triplic съединението от HF3ALN образува трифазни равновесни зони с HF5AL3, HFN фази и твърд разтвор на базата на (HF). Двойни фази HF2AL, HF3N2 се изпълняват само в ограничени области на тройната система. Алуминиевият нитрид е в равновесие с HFAI3 и HFN.

7. За първи път е конструиран изотермален T \u003d 1273 до напречно сечение на твърдозаместената част на NB-AI-N системната скарта. Triplic съединение NB3AL2N е в равновесие с фазите на AIN, NBAI3, NBLAL2 и NB2N. NB3AL-базирана фаза и низобий твърд разтвор образува трифазно поле с NB2N. Niobiya NBN нитрид е в равновесие с алуминиев нитрид и NBZN.

Списък на цитираната литература:

Schuster J.c., Bauer J. Ternary System Titanium-алуминиев азот. // j.

Твърдо състояние Chem. 194. V.53. P 260-265.

Чен Г., Сундман Б. Термодинамична оценка на системата TI-AL-N. // j.

Фазово равновесие. 1998. V.19. №2, стр. 146-160.

Schuster J.c., Bauer J., Debuigne J. Изследване на фазовото равновесие, свързано с

Материали за слят реактор: L.Търната система ZR-AL-N. // j. NUCL. Матер. 1983.

V.116, стр.131-135.

Schuster J.c., Bauer J. Изследване на фазовото равновесие, свързано с реактор Fusion

Материали: P. Ternary System HF-AL-N. // j. NUCL. Матер. 194. V.120, стр. 133-136.

Определянето на фазовия състав на този вид материали показва, наличието на само двойни нитридни фази. Въпреки това, последните, задълбочени проучвания на M-AL-N сплави (наричани по-нататък M \u003d Ti, ZR, HF, NB) позволяват да се идентифицира наличието на сложни нитриди: Ti3aln, Tî2A1N, Ti3al2n2; Zr3aln, zrsabnj.x; HF3ALN, HF5AL3N; Nb3al2n. Техните имоти на практика не са проучени, въпреки че има основателна причина да се смята, че те могат да бъдат уникални. Това се доказва от факта, че съставните материали, основаващи се на комбинацията от двойни нитриди А1 и М, имат максимално ниво на физически характеристики в областта на съставите на тройните фази. Например, абразивните свойства на тройните съединения Ti-Al-N са два пъти по-висока от корундата и дори с волфрамов карбид.

Също толкова важна роля на съединения А1 и елементи IV-V групи с азот се възпроизвеждат при проектирането и производството на широка гама табуретки и сплави, особено с повишено съдържание на азот. Естествено, физическите, физикохимични и механични свойства на изброените материали са пряко свързани с вида и количествата на образуваните азотни фази. Точните данни за състава и условията на съществуването на сложни съединения също имат основна теоретична стойност за разбиране на естеството на химическата облигация и други ключови характеристики, които определят тяхната устойчивост. За да се предскажат условията на синтез и стабилност на нитричи, са необходими надеждна информация за фазовото равновесие. Изграждането на многокомпонентни държавни диаграми с азотното участие представлява много не прост проблем поради ниските термодинамични стимули за образуване на смесени съединения от категорията на двойните фази, ниските честоти на компонентите в тях, както и сложността и ниската точност на определяне на истинското съдържание на азот. Ето защо, понастоящем скерктираща информация и е изключително противоречив като състава на тройните нитриди, както и позицията на фазовите равнини. Той се получава главно от една група изследователи чрез отгряване на належането на прах, при което постигането на равновесно състояние на сплавта е трудно.

Цел на работата:

Разработване на нов подход към изследването на диаграмите на статута на многокомпонентни нитридни системи, основани на използването на комплекс от съвременни експериментални техники на физикохимичен анализ, методи за термодинамичен анализ и изчисление, което дава възможност за определяне на условията за съвместно съществуване на фазите и да се получат изчерпателни доказателства за тяхното съответствие с равновесие. Изследване на фазово равновесие в областта на твърдата фаза на тройните системи на алуминий - азот - метал IV - V групи при температура от 1273 K.

Научна новост:

Методите за термодинамичен анализ и изчисление показва несъответствието на съществуващите експериментални данни за условията на равновесни фази в T1-A1-SIG-A1-K системи;

Разработена е методология за изследване на фазови диаграми на нитридни системи, която се основава на комплекс от съвременни методи за физикохимичен анализ и прилагането на различни начини за постигане на едно и също крайно състояние на сплавта, което позволява да се получат всеобхватни доказателства съответствие с равновесието му;

Топлодинамично моделиране, анализ и изчисляване на фазовото равновесие в системите на ъ А1 - N и NG - A1 - N. Термодинамични функции на тройните съединения, образувани в тези системи, бяха намерени за първи път;

Изградени са твърди фазови региони на държавните диаграми p - A1 - N.

A1-Y и NG-A1-S при 1273 K; Характерът на фазовото равновесие в системата е А1 - N при температура от 1273 K.

Научно и практическо значение на работата:

Получената информация за равновесните условия и термодинамичните функции на фазите в системи M - A1 - N (M \u003d T1, B), N £) са фундаментална научна основа за развитието на покрития, керамични и метални керамични, композитни Материали, важни за микроелектроника, енергетика, машиностроене. Те ви позволяват да определяте технологичните параметри за получаване и обработка на такива материали и също така са от основно значение за предсказване на фазовия състав и свойствата на широк спектър от стомани и сплави с повишено съдържание на азот.

Точност и валидност:

Данни, получени чрез различни методи за физикохимичен анализ върху проби от сплави, синтезирани по различни начини (азотиране на двойни сплави, дългосрочни хомогенизират отгряване, дифузионни двойки), използване на съвременни експериментални подходи и оборудване, като електронно-сонда микроанагиз, растерна електронна микроскопия, Речни фазов анализ, във всички случаи са в отлична хармония както един с друг, така и с резултатите от термодинамичното изчисление.

Следните разпоредби се правят в защита:

1. Метод за изграждане на държавните диаграми на многокомпонентни нитридни системи, базирани на комбинация от комплекс от съвременни методи за физикохимичен анализ с различни начини за постигане на едно и също равновесие, термодинамично моделиране и изчисляване на фазови равновесии.

2. структурата на твърдата фаза на изотермалното напречно сечение на държавната диаграма "L - A1 - N при температура от 1273 K.

3. Резултатите от термодинамичния анализ и изчисляване на фазовото равновесие в системата TL - A1 - N при 1273 и 1573 K.

4. структурата на твърдите фаза на държавните диаграми на системата ZG - A1 - N. NG-A1 - N. N1) - A1 - N при 1273 K.

II. ЛИТЕРАТУРЕН ПРЕГЛЕД

Заключение на дисертацията на тема "Кондензирано състояние физика"

VI. Заключения.

1. Метод за изучаване на държавните диаграми на многокомпонентни нитридни системи, базирани на комбинация от нитриждащи методи на двойни сплави, дългосрочно се развива нагряване на трикомпонентни състави, дифузионни двойки, термодинамично изчисление и моделиране на фазови равновелиния. Тя ви позволява да реализирате различни начини за постигане на същото крайно състояние на сплавта и да получите всеобхватни доказателства за съответствие с равновесието му. Установено е, че при изучаване на зони на държавните диаграми с високи азотни концентрации, методът на нитрингиране на двойни сплави е най-надеждният и информативен. При концентрации с ниска азот, най-добрите резултати придават метод за дифузионни двойки.

2. Използване на съвременни подходи към термодинамичното изчисление и моделиране на равновесните условия на фазите се извършва анализ на съществуващите данни за състоянието на M-A1 системи. Тяхната несъответствие беше разкрита и бяха идентифицирани начини за оптимална формулиране на експериментални изследвания.

3. С помощта на комплекс от съвременни методи за физикохимичен анализ, бяха изследвани моделите на взаимодействие на елементи в 85 проби от двойни и тройни сплави на M-A1-N системи.

4. Диаграма на твърдата фаза на състоянието на системата T1-A1-K е конструирана при 1273 K. Установено е, че алуминиевият нитрид е в равновесие с фазите на IA1Z, "pgash и до ^. *. Цаза образува трифазни зони с Tsgash, T1A1, T1Z1 фази, а (N) и параметрите на кристалните решетки на тройните фази t12аш (А \u003d 2.986 (9) А, С \u003d 13.622 (5) а), t1zash ( А \u003d 4,1127 (17) а) и величината на енергията на гбега на тяхното образуване от стабилна при тази температура на модификациите на елементите: -360.0 kJ / mol и -323.3 kJ / mol, съответно.

5. Фазово равновесие при кристални сплави при 1273 K. Положението на всички области на трифазно равновесие е значително установено. Алуминиевият нитрид е в равновесие с 2GA1Z, ZTA 2 и ZGN. Тройната фаза на GGSANY образува трифазни равновесни полета с фази

Zrsabni.x и солидна основа на а (ZR). Параметрите на решетката на сложния нитрид z ^ ain са d \u003d 3.366 (6) А, ¿"\u003d 11,472 (10) Â, с \u003d 8.966 (9), енергията на образуването на Gibbs L / 3 \u003d -380.0 kJ / mol.

6. Установено е, че в твърди състави на HF-AL-AL системата при 1273к, почти всички двойни фази на HF-AL системата са равновесие с HFN Hafnium nitride. Тройното съединение HF ^ ALN образува трифазни равновесни зони с HFSAH, HFN фази и твърдо твърдо вещество на базата на (HF). Двойните фази на HF2AL, N2 се изпълняват само в ограничени области на съставите на тройната система. Алуминиевият нитрид е равновесие с H £ A1Z и HFN.

7. За първи път е построена изотермална Т \u003d 1273 до напречно сечение на твърдата фаза на състоянието на състоянието на NB-AL-N системата. Triplic съединение nl ^ ahn е в равновесие с фазите на AIN, NBAB, NBAB и NB2N. NB3AL-базирана фаза и низобий твърд разтвор образува трифазно поле с NB2N. Нибичният нитрид Nibn е в равновесие с алуминиев нитрид и NB2N.

V. Заключение.

Общият модел в структурата на държавните диаграми на изследваните системи M-AL-N е да се намали броят и стабилността на сложните нитридни фази, тъй като разликата се увеличава между термодинамичната стабилност на двойните фази MN и A1N, която се характеризира с това, което се характеризира с Гибс енергията на ZL / 7 (A1N) \u003d - 180.0 kJ / mol, ZL / 7 (калай) \u003d - 217.8 kJ / mol, 4g (ZRN) \u003d - 246.4 kJ / mol, Zlyg (HFN) -251.0 kJ / mol, zl / 7 (nbn) \u003d -110.7 kJ / mol. Така в Ti-Al - N и ZR-AL - N и ZR - N на 1273 K, съответно има два сложни нитриди Tijain, Ti2aln и z ^ ain, zrsabni-x, съответно. Освен това при високи температури в TI-AL - N сплави, фазата на Tî1n3.x е стабилна, а ZRSABNI- * връзката не може да се счита за тройна, тъй като е научно в ZRSAB интерметалий. На графиките на състоянието на HF-AL-N и NB-AL - N, съответно е само едно комплексно съединение HF3ALN и NB3AL2N.

В Ti-Al и NB - AL - N, алуминиевият нитрид е в равновесие със съответния комплекс нитрид, титанов или нитроиди и титанов алуминиди или ниобий с максимална концентрация на алуминий. В системи с Цирконий и Хафния, равновесието ain - m3ain изчезва. Това се дължи на увеличаване на термодинамичната стабилност на двойните нитридни фази ZRN и HFN. По този начин, прогнозиране на възможността за получаване на трикомпонентни нитридни фази, включително в стомани и сплави, може да се извърши чрез сравняване на стойностите на енергията на Гибс на образуването A1N и MN.

Изследваните проучвания позволяват да се разработят метод за адекватно изграждане на държавните диаграми на многокомпонентни азотни системи и задайте следните модели. При високи азотни и алуминиеви концентрации, най-информативната е методът на нитрингиране на прахове на двойни метални сплави при повишено азотно налягане. Установено е, че оптималното е налягането на няколко дузини атмосфера.

При сплави на базата на преходен метал и ниско съдържание на азот, най-добрите резултати получават методи за дълги хомогенизират теглич и дифузионни двойки. Отличителната характеристика на последната е възможността за получаване на голям брой данни за равновесните условия на фазите в изследването на една проба. Обикновено използваните методи за отгряване на праховото пресоване изисква дългосрочна изотермна експозиция и при температури под 1473 - 1573 г., в много случаи, не позволява да се постигне равновесно състояние на сплав.

Експериментално изследване на фазовото равновесие при ниско съдържание на азот в много случаи е трудно или дори невъзможно поради ниската точност на определяне на нейната концентрация чрез съществуващи методи. За такива части от държавните диаграми, използването на термодинамични методи за моделиране и изчисляването на фазовото равновесие е ефективно. Те, въз основа на данните за равновесните условия, намерени за експерименталните отношения на диаграмата на състоянието и съществуващата информация за термодинамичните функции, ви позволяват недвусмислено да установите липсващата информация. При решаването на проблема, съответната система на уравнения, като правило, е представена, така че изчислението не само ви позволява да установите позицията на равновелибройни линии, но и да се получат всеобхватни доказателства за решаването на адекватността. Така, когато извършвате термодинамични изчисления за всички изследвани системи, резултатът не зависи от това какви експериментално открити фазови полета са използвани като източници.

Друга важна посока на използването на термодинамично моделиране и изчисление е да се предскажат условията за провеждане на експеримента и избора на първоначалните състави на пробите по такъв начин, че да се постигне същото крайно състояние на сплав по различни начини и да се докаже кореспонденция на равновесие.

В настоящата работа, използвайки комплекс от съвременни методи за физикохимичен анализ, четири изотермични участъка на диаграмите на състоянието на тройните системи T1 - A1 - N. BAT - A1 - N. W - A1 - N и No.\u003e А1 - N на 1273 K. За това последователно прилага подход, основан на изпълнението на различни пътища за постигане на същото крайно състояние на сплавта. Данните, които се намират, използвайки различни методи, се координират и двете помежду си с резултатите от термодинамичния анализ, следователно може да се препоръча да се предскажат фазово равновесие в тези системи и състави на базата на тях.

Списък на източниците дисертация и резюме на физиката, кандидат на физико-математически науки, хан Ю блясък, Москва

1. Йошимори Шигеру, Мизушима Казухико, Кобаяши Акира, Дойй Шу, Учида Ясака, Kawamura Mitsuo. Анализ на синтеза и AES на NB (NBN) - Многослойни многослойни услуги чрез аксиална DC магнитрон разпръскване. // Fistica C. 1998. V.305 (3 и 4), стр.281-284.

2. Kwang Ho Kim, Seong Ho Lee. Структурни анализи и свойства на TII-XA1XN филми, депозирани от PACVD, като се използва газова смес от TICL4 / ALC / N2 / AR / H2. // j. KOR. CER. Soc. 1995. V.32. No.7, стр.809-816.

3. Чен Кексин, Ге Чанчун, Ли Джачхао. Фазово образуване и термодинамичен анализ на самостоятелно разпространение на високотемпературни синтез ал-ZR-N системни композити. III. Матер. ВЕИ. 1998. V.13 (9), стр.2610-2613.

4. J.C. Шустер, J. Bauer, H. Nowotny. Приложения към материалите за фазови диаграми и кристални структури в транстенуните системи преход метален алуминиев азот. // Revue de Chimie Minerale. 1985. T.22. Стр.546-554.

5. Мъри J.L. Al-Ti (алуминиев титан). // Диаграми на двоична сплав, втора ЕД. T.B. Massalski, ASM International, Парк Материали, Охайо. 1990. V.L, стр.225-227.

6. Спенсър P.J. Разработване на термодинамични бази данни и тяхната значимост за решаване на технически проблеми. Hz. Metallkd. 1996. V.87, стр.535-539.

7. Huang S.c., Siemers p.a. Характеризиране на полетата с висока температура в близост до стехиометрични Y-Tial. // Металургични сделки, Раздел А: Физическа металургия и наука за материали. 1999. V.20, стр. 1899-1906.

8. Kaltenbach K., Gama S., Pinatti D.G., Schulze K.A. Принос към диаграмата на AL-TI. // Z. Metallkd. 1999. V.80, стр.511-514.

9. Корнилов I.I., Прауев Е.Х., Валкова ма, Крипихавич стр., Маркив В.я. Фазовата структура на сплавите на двойната система TI-AL, съдържаща от 0 до 30% AI. // Доклади за академията на науките на СССР. 1965. 161. № 4, стр.843-846.

10. Böhm N., Löhberg K. über Eine Übersstrukturphase VOM CSCL-TYP IM Система Титан-молибдан-алуминий. // Z. Metallkd. 1958. V.49, p. 173-178.

11. SAGEL K., Schulz E., Zwicker U. Unternesuchungen am система Титан-алуминий. Hz. Metallkd. 1956. V.47, стр.529-534.

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

13. Bumps E.s., Kessler H.D., Hansen M. Titanium-алуминиева система, // Транзакции на Американския институт за минно дело, металургични и петролни инженери. 1952. V.194. Стр.609-614.

14. Корнилов I.I., Праува Е.Х., Волкова м.А. Двойна система Статус на титанов алуминий. // Изв. Академия на науките на СССР. Отпътуване Chem. н. 1956. T.7, стр.771-777.

15. Kornilov i.i., Prewayeva e.n., Volkova M.A. Изследване изследване на състоянието на двойното системно състояние TI-AL. // Titan и неговите сплави. М. Академия на науките на СССР. 1963. S.74-85.

16. Мъри J.L. Изчисляване на диаграмата на титаниевата алуминиева фаза. // Металургични транзакции А. 1988. V.19a, стр.243-247.

17. H. Okamoto. Ti al. // j. Фазово равновесие. 1993. V.14, стр.120.

18. Ogden H.R., Maykuth D.J., Finlay W.L., Jaffee R.I. Конституции на титанови-алуминиеви сплави. // Транзакции на Американския институт по минно дело, металургични и петролни инженери. 1951. V. 191. стр. 1150-1155.

19. Anderson c.d., hofmeister w.h., bayuzick r.j. Температури на ликвида в системата TI-AL. // Металични транзакции A. 1993. V.24, стр.61-66.

20. Kattner U.R., Lin J.C., Chang Y.A. Термодинамична оценка и изчисляване на системата TI-AL. // Металургични транзакции A. 1992. V.23, стр.2081-2090.

21. Perepezko J.H. Фазова стабилност и преработка на титанови алуминиди. // Производство на Международния симпозиум за интерметални съединения, структура и механични свойства (JIMIS-6). Sendai, Япония. 1991. стр.239-243.

22. Perepezko J.H, Mishurda J.c. Фазово равновесие в титаниевата алуминиева система, // Titanium "92: SCI. И Технол: Proc. Symp. 7-ми свят Титаниев конфит., Сан Диего, Калифорния, 29 юни - 1992. VL Warrendale (PA). 1992. стр.563-570.

23. McCullougle C., Valencia J.j., Levi c.g., Mehrabian R. Fast Equibibria и втвърдяване в Ti-Al сплав. // ACTA METALLUGIES 1989. V.37, p. 1321-1336.

24. Chang J.Y., луна ,.g., Choi C.S. Микроструктури на отопляеми гама (Y) -Газени титанов-алуминиди. // j. Корейски str. Срещнах. & Mater. 1995. V.33. 11, стр.1552-1561.

25. Съединенията на E.W. Магнитни изследвания на фазовото равновесие в Ti-al (30 до 57 при.%) Сплави. // Металургична транзакция А. 1979. V.L OA. № 4, стр.463-473.

26. Jung I.S., Kim M.C., Lee J.H., о, о, we d.m. Фазово равновесие на Ti-Al сплав чрез укрепване на посоката. // j. KOR. Inst. Срещнах. & Mater. 1999. V.37. № 4, стр.448-453.

27. Jung I.S., Kim M.C., Lee J.H., о, о, we d.m. Високотемпературна фаза равновесия близо до Ti-50 при.% Ai състав в системата TI-AL, изследвана чрез устеняването на посоката. // интерметалика. 1999. V.7, стр.1247-1253.

28. Okamoto H. алуминиев-титан. // j. Фазово равновесие. 2000. V. 21. № 3, R.311.

29. Zhang F., Chen S.L., Chang Ya.a., Kattner U.R. Теодинамично описание на системата TI-AL. // интерметалика. 1997. V.5, стр.471-482.

30. Kornilov i.i., Nartova t.t., Chernysheva s.p. На диаграмата на TI-AL в част, богата на титан. // Изв. Академия на науките на СССР. Метали. 1976. No. 6, p. 192-198.

31. Цухимото Т., Adachi M. Реинвестиране на богатия на титанов регион на титаниевата - алуминиева равновесна диаграма. // j. Институт по метали. 1966. V.94. №10, стр.358-363.

32. van loo f.j.j.j., Rieck G.D. Дифузия в титанови-алуминиева система II: Междудушието в състава между 25 и 100 при.% Ti. // Acta Metal. 1973. V.21, стр.73-84.

33. Кларк Д., Jepson K.S., Lewis G.I. Изследване на титаниевата система до 40 ° С. % Алуминий. // j. Институт по метали. 1962/63. V.91. №6, стр. 197-203.

34. Сато Т., Haung Y.C. Равновесната диаграма на системата TI-AL. // Сделки на Японската институция за метали. 1960. V.L, стр.22-27.

35. Suzuki A., Dameyama M., Matsuo T. Предадена електронна микроскопия върху фазовото равновесие сред ß, A и A2 фази в Ti-Al двоична система. // интерметалика. 2002. V.10, стр.915-924.

36. Raman A., Schubert K. Uber Den Aufbau Eunuger Zu Tiab Verwandter Legierugsreiken. II. Untresuchungen в Einigen Ti-al-si- und t4 "6 в системен. Hz Metallkd. 1965. V.56, стр.44-52.

37. Palm M., Zhang L.C., Stein F., Sauthoff G. Фазово и фазово равновесие в богата на богата част на системата AL-TI над 900 ° C. // интерметалика. 2002. V.10, стр.523-540.

38. Schuster J.c., IPSER H. Фази и фазови отношения в частичната система Tih-Tial. Hz. Metallkd. 1990. V.81, стр.389-396.

39. Loiseau A., Vannffel C. Tial2 А фаза на reentrent в системата TI AI. // Физически. Статус Solidi. 1988. V.L07. № 2, стр.655-671.

40. Hori S., TAI H., Matsumoto E. Разтворимост на титанов в алуминий в твърдо състояние. // j. Япония Институт Леки метали. 194. V.34. № 7, стр.377-381.

41. ABDEL H.A., Allibert c.h., Durand F. равновесие между TIAH и Molten AI: Резултати от техниката на отделяне на електромагнитната фаза. // Z. Metallkd. 194. V.75, стр.455-458.

42. Minamino Y., Yamane T., Araki H., Takeuchi N., Kang Y., Miyamoto Y., Okamoto T. Solid Solubities на манган и титан в алуминий при 0.1 МРа и 2.1 GPA. // Металургични транзакции A. 1991. V.22, стр.783-786.

43. Liu Y.C., Yang G.c., Guo X.F., Huang J., Zhou Y.H. Комплектувано поведение на растежа в бързо втвърдените Ti Al пихтична сплави. // j. Кристален растеж. V.222, стр.645-654.

44. Mrowietz M., Weiss A. Разтворимост на водород в титанови сплави: I. Разтворимост на водород в системата TII-XGAX, 0

45. Knapton A.g. Системата Uranium-Titanium. // j. Институт по метали. 1954/55. V.83, стр.497-504.

46. \u200b\u200bJamieson J.c. Кристални структури на титан, цирконий и хафний при високо налягане. // Science (Washington D.C.). 1963. V.140, стр.72-73.

47. Шридхаран S., Nowotny H. Проучвания в тройната система TI-TA-AL и в кватернерната система TI-TA-AL-C. // Z. Metallkd. 193. V.74, стр.468-472.

48. Braun J., Ellner M. Рентгенова температура in-situ изследване на алуминиевия TIAH (тип HFGA2). // j. Сплави и съединения. 2000. V.309, p.l 18-122.

49. Braun J., Ellher M., Predel B. Zur Struktur der hochtemperaturphase ti-al. // j. Сплави и съединения. 1994. V.203, стр.189-193.

50. Кумар К.с. Рентгеновият връх се засилва за двоичното съединение ALJTI. // Прахова дифракция. 1990. V.5, стр.165-167.

51. Bandyopadhyay J., Gupta K.P. Ниска температура решетъчни параметри на ал и ал zn сплави и грапенсен параметър на ал. // криогеника. 1978. V.L 8, стр.54-55.

52. Kulikov I.S. Термодинамика на карбиди и нитриди. Челябинск: Металургия, 1988.319 ° С.

53. Peruzzi A., Abiata J.P. Ал-zr (алуминиев цирконий). // Диаграми на двоична сплав, второ издание Ед. T.B. Massalski, ASM International, Парк Материали, Охайо. 1990. V.L, стр.241-243.

54. Мъри J.L., Mcalister A.j., Kahan D.J. Системата AL-HF (алуминий-хафний). // j. Фазово равновесие. 1998. №4, стр.376-379.

55. Peruzzi A. Реинвестиране на богатия на ZR край на диаграмата ZR-AL равновесие. // j. Ядрени материали. 1992. V.186, стр.89-99.

56. Саудии. N. Изчислено стабилно и метастазивно фазово равновесие в ал-ла-ZR сплави. // Z. Metallkd. 1989. V.80, стр.894-903.

57. Saunders N., Rivlin v.g. Термодинамична характеристика на AL-CR, AL-ZR и AL-CR-ZR системи. // Наука и технология за материали. 1986. V.2, стр.521-527.

58. Kaufman L., Nesor H. Изчисляване на Ni-Al-W, Ni-Al-HF и Ni-CR-HF системи. // канадски металургичен тримесечен. 1975. V.14, стр.221-232.

59. Balducci G., Ciccioli A., Cigli G., Gozzi D., Anselmi-Tamburini U. Термодинамично изследване на интерметални фази в HF-AL системата. // j. Сплави и съединения. 1995. V.220, p. 117-121.

60. Matkovic P., Matkovic T., Vickovic I. Кристална структура на интерметалното съединение FEZR3. // Metallurgya. 1990. V.29, p.3-6.

61. Savitsky e.m., Pollkin M.A., Tysganova I.A. Фаза диаграма на циркониева система. // атомна енергия. 1959. V.7, стр.724-727.

62. Ming L., Manghnani M.N., Katahara K.W. Изследване на трансформацията на A-\u003e X в системата ZR-HF до 42 GPA, // J. Приложна физика. 191. V.52, стр.1332-1335.

63. Meng W.J., Faber J.JR., Okamoto P.R., Рен L., KESTEL B.J., Hitterman R.L. Изследване на неутронна дифракция и предаване на електронно микроскопия на водородната фаза трансформации в ZR3AL. // j. Приложна физика. 1990. V.67, стр.л 312-1319.

64. Clark N.j., WU E. Абсорбция на водород в системата ZR-AL. // j. По-малко общи метали. 1990. V. 163, стр.227-243.

65. Nowotny H., Schob O., Benesovsky F. die Kristallstruktur von zr2al und hf2al. // MONATSHEFTE козина Chemie. 1961. V.92, стр.1300-1303.

66. Nandedkar R.V., Delavignette P. върху образуването на нова надстройка в системата цирконий-алуминий. // Physica Status Solidi A: Приложни изследвания. 1982. V.73, p.k157-K160.

67. Kim S.j., Kematick R.j., Yi S.s., Franzen H.f. Относно стабилизирането на ZR5AL3 в структурата тип MN5SI3 чрез интерстициален кислород. // j. По-малко общи метали. 1988. V.137, стр.55-59.

68. Kematick R.j., Franzen H.f. Термодинамично изследване на цирконий-алуминиевата система. // j. Солидна държава. 194. V.54, стр.226-234.

69. Hafez M., Slebarski A. Магнитни и структурни изследвания на Zri.xgdxal2 сплави. // j. Магнитизъм и магнитни материали. 1990. V.89, p. 124-128.

70. Desch P., Schwarz R.b., Nash P. Образуване на метапасируеми фази на LB в AL3ZR и AL-12.5% \u200b\u200bX-25% ZR (X \u003d LI, CR, Fe, Ni, Cu). // j. По-малко общи метали. 1991. V.168, стр.69-80.

71. MA Y., ROMMING C., Lebech V., Gjonnes J., Tafto J. Структура Изчисляване на AL3ZR, използвайки еднокристална рентгенова дифракция, прахообразна неутронна дифракция и CBOD. // Acta Crystalographica B. 1992. V.48, p. 11-16.

72. Schuster J.c., Nowotny H. Изследвания на тройните системи (ZR, HF, NB, TA) -al-C и проучвания на сложни карбиди. // Z. Metallkd. 1980. V.71, стр.341-346.

73. MAAS J., Bastin G., Loo F.v:, Metselaar R. текстурата в слоевете от дифузия. Rairuminides хранене3 (Me \u003d Ti, V, TA, NB, ZR, HF) и VNI3. // z metallkd. V.74, стр.294-299.

74. Wodniecki P., Wodniecka V., Kulinska A., Uhrmacher M., Lieb K.P. HAFNIUM ALUMINIDEDS HFAL3 и N £ G13 изследвани чрез смутени ъглови координи с 181 TA и MCD сонди. // j. Сплави и съединения. 2000. V.312, p. 17-24.

75. Кузнецков ст.м., Барсуков А.Д., ABAS M.I. Изследване на разтворимост MN, CR, TI и ZR в алуминий в твърдо състояние. // Изв. Университети. Цвят Металургия. 1983. No. 1, стр.96-100.

76. Rath v.v., Mohanty G.p., Mondolfo l.f. Алуминиевият край на алуминий-хафнийската диаграма. // j. Институт по метали. 1960/61. V.89, стр.248-249.

77. Kattner U.R. Ал nb. // Диаграми на двоична сплав, второ издание, Ед. T.B. Massalski, ASM International, Парк Материали, Охайо. 1990. V. 1, p. 179-181.

78. Суяма Рюджи, Кимура Масао, Хашимото Кизо. Фазова стабилност и фундаментални свойства на NB-AL двоичната система. // структура. Интерметалици. 1 st int. Symp. Структура. Интерметалика, шампион, PA, септември 26-30, 1993, Warrendale (PA). 1993. стр.681-689.

79. Ричардс М.j. Принос A L "Etude du systeme niobiom-алуминий. // Mémoires Scientifices de la Revue de Metallurgie. 1964. V.61, стр.265-270.

80. Herold A., Carsterling G., Kleinstuck K. Влияние на реалната структура върху линейния термичен коефициент на разширяване на а15-тип интерметални съединения от стайна температура до 10k. // Кристални изследвания и технологии. 191. V. 16, стр. 1137-1144.

81. Jorda J.L., Flukiger R., Muller J. Ново металургично изследване на ниобиевата алуминиева система. // j. По-малко общи метали. 1980. V.75, стр.227-239.

82. alfeu s.r., Carlos A.N. Ефектът от излишния алуминий върху състава и микро структурата на NB-AL сплави, произведени чрез алуминиев редукция на NB20S. // j. Синтез и обработка на материали. 1999. V.7. №5, стр.297-301.

83. Ahn I.S., Kim S.s., парк M.W., Lee K.m. Фазови характеристики на механично легирани AI-10wt.% Nb сплав. // j. Материали научни писма. 2000. V.19, стр.2015-2018.

84. Menon e.s.k., субрамански стр., Dimiduk d.m. Фазови трансформации в nb-al-ti сплави. // Металургична транзакция А. 1996. V.27. №6, стр. 1647-1659.

85. Kaufman L. Изчисляване на многокомпонентните диаграми на базата на тантал. // calphad. 1991. V. 15. №3, стр.261-282.

86. WRIDT H.A. Ал-N (алуминиево-азот) система. // Бюлетин на сплавите фазови диаграми. 1986. V.7. №4, стр.329-333.

87. Jones R.D., Rose K. Liquidus изчисления за полупроводници III-IV. // Calphad: Компютърна връзка от фазови диаграми и термохимия. 194. V.8, стр.343-354.

88. Hillert M., Josson S. Оценка на системата AL-FE-N. // Металургична транзакция А. 1992. V.23A, стр.3141-3149.

89. WRIDT H.A., Мъри J.L. N-TI (азот-титанов). // Диаграми на двоична сплав, второ издание, Ед. Massalski, ASM International, Парк Материали, Охайо. 1990. V.3, стр.2705-2708.

90. Zeng K., Schmid-Fetzer R. Критична оценка и системата TI -N. // Z. Metallkd. 1996. V.87. №7, стр.540-554.

91. Ethessahar E., Bars J.P., Debuigne J. Системата TI - N: равновесие между условията за образуване на лойор и marcon метастабилна фаза. // j. По-малко общи метали. 1987. V.134, стр. 123-139.

92. Vahlas C., Ladouce B.D., Chevalier P.Y., Bernard C., Vandenbukke L. термодинамична оценка на системата TI N. // Thermochemica Acta. 1991. V 180, стр.23-37.

93. Ethesshera E., Sohn Y.U., Harmelin M., Debuigne J. Системата TI N: кинетични, калориметрични, структурни и металургични изследвания на фазата на ô-tino.si. // j. По-малко общи метали. 1991. V. 167, стр.261 -281.

94. Гусев a.i. Фазови диаграми на поръчани несахиометричен карбид на хафний и титанов нитрид. // доклади за академията на науките. 1992. V.322. №5, стр.918-923.

95. Гусев A.I., Rempel A.A. Фазови диаграми на системи TI C и Ti - N и атомно рационализиране на нестициометричен карбид и титанов нитрид. // доклади за академията на науките. 1993. Т.332. №6, стр. 717-721.

96. Lengauer W., Ettmayer P. Изследване на фазовото равновесие в системите TI N и TI-MO - N. // Материали Наука и инженеринг А: Структурни материали: свойства, микроструктура и обработка. 1988. V.105 / 106. Стр.257-263.

97. Lengauer W. Титаниевата азотна система: проучване на фазови реакции в субнитридната област чрез дифузионни двойки. // Acta Metallurgica et Mesteriaia. 1991. V.39, стр.2985-2996.

98. Jonsson S. Оценка на системата TI N. // Z. Metallkd. 1996. V.87. №9, стр.691-702.

99. OHTANI H., HILLERT M. Термодинамична оценка на системата TI N. // Calphad: Компютърна връзка от фазови диаграми и термохимия. 1990. V.14, стр.289-306.

100. Ethessahar E., Bars J.P., Debuigne J., Lamane A.P., Champin P. Titanium азотна фазова диаграма и дифузионни явления. // Titanium: Процес на науката и технологиите 5 INT. Conf. Мюнхен. Септември. 10-14 1984, v.3, Oberursel. 1985. стр.1423-1430.

101. Дървесина F.W., Romans P.A., McCune R.A., Paasche O. Фази и междудифузион между титан и мононитрид. // Rept. Заразяване. BUR. Мини. НАС. DEP. Интер. 1974. № 7943. II, стр.40.

102. EM B.T., Latraus I.S., Lalandan v.e. Конструиране на границата на площта на азотния твърд разтвор в A-TI с неутроничен метод. // Neorgan. Матер. 1991. V.27. №3, стр.517-520.

103. Kalmukov K.b., Русина Н.Е., Дунаев с.ф. Фазово равновесие в системата AL-FE - NI при 1400к. // Vestn. Моск. Un-ta. Ser. 2. Химия. 1996. T.37. №5, стр.469-473.

104. Това ли. карбиди и нитриди на преходни материали. М.: Мир. 1974.294 ° С.

105. Lengauer W. Кристалната структура на Ti-Ti3n2-X: допълнителна нова фаза в системата TI N. // j. По-малко общи метали. 1996. V. 125, стр. 127-134.

106. Кристенсен А.Н., Аламо А., Landesman J.P. Структура на вакантно-подредения титанов хеминитрид 6 "-ti2n чрез дифракция на прахова неутрон. // Acta Crystalographica. Раздел С: Комуникации с кристална структура. 1985. V.41, стр.1009-1011.

107. Холмберг Б. Конструктивни проучвания за системата на титаниевата азот. // Acta Chemical Scandinarica. 1962. V.16, стр.1255-1261.

108. Lengauer W., ettmayer P. Кристалната структура на нова фаза в системата на титаниевата азот. // j. По-малко общи метали. 1986. V.120, стр.153-159.

109. Jiang C., Goto T., Hirai T. Не-стехиометрия на титанови нитридни плочи, получени чрез химическо отлагане на пари. // j. Сплави и съединения. 1993. V.190, стр. 197-200.

110. Eliot D.F., Glaser M., Ramakrishna V. Термохимия на процесите на стомана. М.: Металургия. 1969. 252в.

111. Levinsky Yu.v. Р-т Диаграма на състоянието на системата Zirconium-азот. // Физическа химия. 1974. T.48, стр.486-488.

112. Домагала R.f., McPherson D.J., Hansen M. Система цирконий-азот. // Сделка на Американския институт за минно дело, металургично и петролно инженерство. 1956. V.206, стр.98-105.

113. Massalski t.b. N-zr. // Диаграми на двоична сплав, второ издание, Ед. T.B. Massalski, ASM Международен парк "Охайо". 1990. V.3, стр.2716-2717.

114. Ogawa T. Структурна стабилност и термодинамични свойства на ZR-N сплави. // j. Сплави и съединения. 1994. V.203, стр.221-227.

115. Koshin B.B., Funkey v.f., Minashkin V.L., Smirnov B.C., EFREMOV YU.P. Получаване на покрития от нитрид и CVD циркониден карбонитриден метод. // Неорганични материали. Новини за академиите на СССР. 1987. V.23, стр.52-56.

116. Lerch M., Fuglein E., WRBA J. Systestisis, кристална структура и високотемпературно поведение на ZR3N4. Z. Anorganische und allgemeine chemie. 1996. 622, стр.367-372.

117. Massalski t.b. HF-n. // Диаграми на двоична сплав, второ издание, Ед. T.B. Massalski, ASM inter. Материали парк, Охайо. 1990 *. V.2, стр.2090-2092.

118. Кристсенс А.н. Неутронно дифракционно изследване на единични кристали на титанов оксид, циркониев карбид и хафниев нитрид. // Acta Chemical Scandinavica. 1990. V.44, стр.851-852.

119. Lengauer W., Rafaja D., Taubler R., Ettmayer P. Получаване на двоични еднофазни линии Съединения чрез дифузионни двойки: субнитридната фаза и C-HF4N3.x. // Acta Metallurgica et Mesteriaia. 1993. V.41, стр.3505-3514.

120. Levinsky Yu.v. Р-т Диаграма на състоянието на ниобиевата азотна система. // Метали. 1974. V.1, стр.52-55.

121. Huang W. Термодинамични свойства на системата NB W - C - N // Z. Metallkd. 1997. V.88, стр.63-68.

122. Lengauer W., BOHN M., Wollein V., Lisak K. Фазови реакции в NB N системата под 1400 "c. // Acta Masteria. 2000. V.48, стр.2633-2638.

123. Berger R., Lengauer W., Ettmayer P. Y-NB4N3 ± x - 5-NBNI.X фазов преход. // j. Сплави и съединения. 1997. V.259, P.L9-L13.

124. Jogiet M., Lengauer W., ettmayer P. III. Сплави и съединения. 1998. V.46 (2), стр.233.

125. Huang W. Термодинамична оценка на NB N системата. // металургични и материали транзакции А. 1996. V.27A, стр.3591-3600.

126. Balasubramanian K., Kirkaldy J.s. Експериментално изследване на термодинамиката на Fe-NB-N Austenite и недухиометричен нитрид (1373-1673K). // канадски металургичен тримесечен. 199. V.28, стр.301-315.

127. Кристсенс А.н. Приготвяне и кристална структура на ß-NB2N и Y-NBN. // Acta Chemical Scandinavica, A: Физическа и неорганична химия. 1976. V.30, стр.219-224.

128. Кристенсен А.Н., Hazels, р., Lehmann M.S. Рентгенова и неутронна дифракционна дума за кристалната структура на Y-NBN, // Acta химическа скандинавица, а: физическа и неорганична химия. 191. V.35, p.l 11-115.

129. Lengauer W., Ettmayer P. Подготовка и свойства на компактния кубичен 5-NBNI-X. // MONATSHEFTE козина Chemie. 1986. V.L 17, стр.275-286.

130. yen c.m., тот, срамежлив y.m., Anderson d.e., Rosner L.g. Свръхпроводящи HC-JC и TC измервания в NB-TI-N, NB-HF-N и NB-V-N тройни системи. // j. Приложна физика. 1967. V.38, стр.2268-2271.

131. Terao N. Нови фази на ниобиев нитрид. // j. По-малко общите метали. 1971. V.23, стр.159-169.

132. Добринин А. Нови керамични материали от алуминиев нитрид. // Неорганични материали. 1992. V.28. №7, стр.1349-1359.

133. Kulikov v.i., Mushkarenko Yu.n., Parkhomenko с.И., Прохоров Л. Нов клас керамични материали, базирани на топлопроводима алуминиев нитрид. //Електронно оборудване. Ser. Микровълнова технология. 1993. T.2 (456), стр.45-47.

134. Самсонов Г.в. Нитриди. Киев: Нукова думя. 1969. 377в.

135. Kral S., Lengauer W., Rafaja D., Ettmayer P. Критичен преглед на еластичните свойства на преходните метални карбиди, нитриди и карбонитриди. IIJ. Сплави и съединения. 1998. V.265, стр.215-233.

136. Самсонов Гв, Пилипенко А.Т., Назарчук Т.н. Анализ на огнеупорни съединения. M: metallurgizdat. 1962. 256С.

137. Samonov G.v., Strashinskaya J1.b., Schiller E.A. Контактна взаимодействие на металоподобни карбиди, нитриди и бориди с огнеупорни метали при високи температури. // Металургия и гориво. 1962. V.5, стр.167-172.

138. DAI Ying, NAN CE-WEN. Синтез на алуминиеви нитридни мустаци чрез процес на парен течност, // материал RES. Soc. Symp. Proc. 1999. V.547, стр.407-411.

139. Chen K.x., Li J.T., XIA Y.L., GE C.C. Самостоятелен синтез на висока температура (SHS) и микроструктура на алуминиев нитрид. // int. J. Саморазпространен високоменно темп. Синтез. 1997. V.6 (4), стр.411-417.

140. Hwang C.c., Weng C.Y., Lee W., Chung S.L. Синтез на A1N прах чрез метод за синтез на горенето. // int. J. Саморазпространен високоменно темп. Синтез. 1997. V.6 (4), стр.419-429.

141. Chung S.L., YU W.L., Lin C.N. Самостоятелен метод за синтез на високотемпература за синтез на прах A1N. // j. Материални изследвания. 1999. V.14 (5), стр. 1928-1933.

142. HA H., Kim K.R., Lee H.c. Изследване на синтеза на титанов нитрид от SHS (синхронизиращ синтез на високо съдържание на температура). // j. KOR. Керамика. Soc. 1993. V.30. №12, p. 1096-1102.

143. Chen K., GE C., Li J. Формиране на фазите и термодинамичен анализ на самостоятелно разпространение на високотемпературни синтез ал-ZR-N системни композити. // j. Материални изследвания. 1998. V.13 (9), стр.2610-2613.

144. Chen K.X., GE C.C., Li J.T. Ефекта на налягането на азот върху in situ синтез на изгаряне ain-zrn композити. // металургични. Материали. Транс. A, 1999. V.30a (3A). Стр.825-828.

145. Garcia I., Olias J.S., Вазкес А.j. Нов метод за синтез на материали: слънчева енергия, концентрирана от фрейнел лещата. // j. Физика. 1999. IV. V.9. P.PR3 / 435-PR3 / 440.

146. Олиас J.S., Garcia I., Вазкес А.j. Синтез на калай със слънчева енергия, кондензирано от леща FRESNEL. // j. Материални букви. 1999. V.38, стр.379-385.

147. Boulmer-Leborgne C., Thomanth A.L., Andreaza-Vignolle P., Hermann J., Craciun V., Echegut P., Crawn D. Eximer лазерен синтез на A1N покритие. // Appl. Повърхностна наука. 1998. V. 125, p. 137-148.

148. SICARD E., Boulmer-Leborgne C., Sauvage T. Exciмер лазерна индуцирана повърхност нитрилизация на алуминиева сплав. // Appl. Повърхностна наука. 1998. V.127-129, стр.726-730.

149. Boulmer-Leborgne C., Thomann A.L., Hermann J. Директна синтеза на метален нитрид от лазер. // ato asi ser. 1996. SER.E. V.307, стр.629-636.

150. Thomann A.L., SICARD E., Boulmer-Leborgne C., Vivien C., Hermann J., Andreaza-Vignolle C., Andreazza P., Meneau C. Повърхностни нитризда на титан и алуминий от лазерно-индуцирана плазма. // технология за повърхностно покритие. 1997. V.97. (1-3), стр.448 452.

151. DAI X., Li Q., \u200b\u200bDing M., Tian J. Термодинамичен аспект в синтеза на A1N прахове чрез карботермерна редукция и процеса на нитриция. // j. Материал. Наука. Технология. 1999. V.15 (л), стр.13-16.

152. Wang J., Wang W.L., Ding P.D., Yang Y.x., Fang L., Esteve J., Polo M.C., Sanchez G Синтез на кубичен алуминиев нитрид чрез реакция на карботермична нитриция. // Diamond Relat. Матер. 1999. V.8 (7), стр. 1342-1344.

153. Pathak Lokesh Chandra, Ray Ajoy Kumar, Das Samar, Sivaramakrishnan C. S., Ramachandraro P. Карботермален синтез на нанокристални алуминиеви нитридни прахове. // j. Американско керамично общество. 1999. V.82 (L), стр.257-260.

154. Clement F., Bastians P., Grange P. Нов синтез на титанов нитрид: Предложение за механизъм за цианонитрийство. // твърдо състояние йоника. 1997. V.101-103. Стр.171-174.

155. Jung W.S., Ahn S.K. Синтеза на алуминиевия нитрид чрез реакция на алуминиев сулфид с амоняк. // Материалите. 2000. v.43, стр.53-56.

156. Heispler J., Leibericr R., Mick H.j., Roth P. Shack Tube Изследване на образуването на калайни молекули и частици. // NANOSTRUCT. Материали. 1999. V.L 0 (7), стр. 1161-1171.

157. Uheda K., Takhashi M., Takizawa H., Endo T., Shimada M. Синтез на алуминиев нитрид, използвайки урея-прекурсори. // Ключ. Материали. 1999. V.L59-160, стр.53-58.

158. Shimada S., Yoshimatsu M., Nagai H., Suzuku M., Komaki H. Подготовка и свойства на калай и A1N филми от алкоксидния разтвор чрез термичен плазмен CVD метод. // тънки твърди филми. 2000. V.370, стр.137-145.

159. Shimada S., Yoshimatsu M. Подготовка на (TII.XALX) N филми от смесени алкоксидни разтвори чрез плазмен CVD. // тънки твърди филми. 2000. V.370, стр.146-150.

160. Kim W.S., Sun H.n., Kim K.Y., Kim B.H. Проучване на тънкия филм на калай чрез метод Sol-Gel. // j. KOR. Керамика. Soc. 1992. V.29. №4, стр.328-334.

161. Sonoyama Noriyuki, Ясаки Йоичи, Сака Тадайоши. Образуване на алуминиев нитрид, използвайки литиев нитрид като източник на N3 "в разтопения алуминиев хлорид. // Химични букви. 1999. V.3, стр.203-204.

162. Nakajima Kenichiro, Shimada Shiro. Електрохимичен синтез на транскурсори и тяхното превръщане в фини частици. // j. Материал Chem. 1998. V.8 (4), стр.955-959.

163. Pietzke M.A., Schuster J.C. Фазово равновесие на квотична система TI A1 - SN - N при 900 ° C. // j. Сплави и съединения. 1997. V.247, p. 198-201.

164. Schuster J.c., Bauer J. Ternary System Titanium алуминий - азот. // j. Твърда държавна химия. V.53, стр.260-265.

165. Procopio A.t., El-Raghy T., Barsoum M.W. Синтез на Ti4aln3 и фазово равновесие в системата TI - A1 N. // Транзакции с металургични и материали А. 2000. V.31A, стр.373-378.

166. Zeng K., Schmid-Fetzer R. Термодинамично моделиране и приложения на диаграмата TI A1 - N фаза. // Thermodynamics of Alloy Formation, 1997TMS Годишна среща в Орландо, Флорида, февруари 9-13. 1997. стр.275-294.

167. Чен Г., Сундман Б. Термодинамична оценка на системата TI A1 - N. // j. Фазово равновесие. 1998. V.19. №2, стр.146-160.

168. Анбуур С., Gilles S., Blanquet E., Bernard C., Madar R. Термодинамично моделиране на системата TI A1 - N и приложение към симулация на процесите на СВД на (TI, A1) N метастабилна фаза. //Chem.vap.deposition. 1999. V.5. №3, стр.109-113.

169. Pietzka M.A., Schuster J.C. Фазово равновесие в кватернерната система TI A1 - C - N. // J. Американско керамично общество. 1996. V.79 (9), стр.2321-2330.

170. Lee H.d., Petuskey W.T. Нов детска нитрид в системата TI AL - N. // j. Американско керамично общество. 1997. V.80. №3, стр.604-608.

171. Ivanovskii a.l., Medvedeva n.i. Електронна структура на шестоъгълника ti3alc2 и ti3aln2. // Mendeleev Communications електронна версия. 1999. V.L, стр.36-38.

172. Barsoum M.W., Schuster J.c. Коментар за "Нов тройник нитрид в системата TI AL - N". // j. Американско керамично общество. 1998. V.81. №3, стр.785-789.

173. Barsoum M.W., Rawn c.j., El-Raghy T., Procopio A.t., Porter W., Wang H., Hubbard C.R. Термични свойства на ti4aln3. // j. Приложна физика. 2000. V.87, стр.8407-8414.

174. Procopio A.t., Barsoum M.W., EL-RAGHY T. Характеризиране на Ti4aln3. // Транзакции с металургични и материали А. 2000. V.31a, стр.333-337.

175. Myhra S., Crossley J.A.A., Barsoum M.W. Кристал-химията на T1Z1SG и Ti4aln3 наслоен карбид / нитрид фаза-характеризиране чрез XPS. III. Физика и химия на твърдите вещества. 2001. V.62, стр. 811-817.

176. Ел-казва M.H., Masaaki N., Schuster J.c. Механизъм и реакционен механизъм на AIN / TI ставите. III. Материали науки. 1997. v.32, стр.2715-2721.

177. Paransky Y., Berner A., \u200b\u200bGotman I. Microstruction на реакционна зона в интерфейса TI A1N. // Материалите. 1999. V.40, стр. 180-186.9.

178. Paransky y.m., Berner A.i., Gotman I.Y., Gutmanas E.Y. Фазово разпознаване в система A1N-TI чрез енергийна диспергираща спектроскопия и дифракция на бексона по електронна. // Mikrochimica Acta. 2000. V.134, стр.л71-177.

179. Гусев a.i. Фазово равновесие в тройните системи M-X-X "IM-A1-X (m-преходен метал, х, х" - В, С, N, Si) и кристалохимия на тройни съединения. // Успехи на химията. 1996. V.65 (5), стр.407-451.

180. Schuster J.c., Bauer J., Debuigne J. Проучване на фазовото равновесие, свързано с материалите на реактора за сливане: 1. Тренската система ZR A1 - N. III. Ядрени материали. 193. V.116, стр.131-135.

181. Schuster J.c. Кристалната структура на zr3aln. // Z. Кристалография. 1986. V.175, стр.211-215.

182. Schuster J.c., Bauer J. Изследване на фазово равновесие, свързано с материалите на реактора за сливане: II. Тройната система HF-AL-N. III. Ядрени материали. 194. V.120, стр.133-136.

183. Schuster J.c., Nowotny H. FASTE EQUIBRIA в TERNARY SYSTEMS NB-AL-N и TA-AL-N. // Z. Metallkd. 1985. V.76, стр.728-729.

184. Jeitschko W., NOETNY H., Benesovsky F. Strukturchemeche unter Shoungen Komplex -Cardeden und -никIriden. // монапс химик. 1964. V.95, p.l 56.

185. Микронализа на тръстика S. Електронна сонда. М.: Мир. 1979. 260 ° С.

186. Sokolovskaya e.m., guise ji.c. Метална химия. М.: Mosk. Un-ta. 1986. 264С.

187. Аврамчева H.ji. Взаимодействието на сплави на желязо, никел и елементи от IV V групи с азот с повишено частично налягане. Резюме на дисертацията на кандидата, Московския държавен университет, 1999. 20в.

188. Лупис К. Химична термодинамика на материалите. М.: Металургия. 1989. 503в.

189. DINSDALE A.T. SGTE данни за чисти елементи. // Calphad. 1991. V. 15. No. 4, стр.317-425.

190. Kaufmann L., Nesor H. Свързани фазови диаграми и термохимични данни за преходни метални двоични системи V. // Calphad. 1978. V.2. №4, стр.325-348.

191. Воронин Г.ф. Частични термодинамични функции на хетерогенни смеси и тяхното използване в термодинамиката на сплавите. // в книгата: съвременни проблеми на физическата химия. М.: Mosk. Un-ta. 1976. T.9. C.29-48.

192. Kaufman L., Berstein X. Изчисляване на диаграми на състоянието с помощта на компютър: на. от английски М.: Мир. 1972. 326в.

193. Белов Г.в., Zaitsev a.i. Използване на метода на Монте Карло за определяне на фазовия състав на хетерогенните системи. // Резюме на XIV Международната конференция за химическа термодинамика. Санкт Петербург: NIH SPBSU. T.2002. стр.317-318.

194. Khan Yu.s., Калмиков К. Б., Дюнеев с.f., Zaitsev a.i. Фазово равновесие в системата TI-AL-N на 1273 K. // Докладва за академията на науките. 2004. T.396. №6, стр.788-792.

195. Хан Й.с, Калмиков К.в., Дунаев с.f., Zaitsev a.i. Твърдо състояние фазово равновесие в титаниевата алуминиева азотна система. // j. Фазово равновесие и дифузия. 2004. V.25. №5, стр.427-436.

196. Диаграми с двойна метална система. Директория: в 3 т.: T.Z. KN.1 / под. Общество. Ед. N.p.lakisheva. М.: Механично инженерство. 1999. 880-те.

197. Wang T., Jin Z., Zhao J.c. Термодинамична оценка на двоичната система AL-ZR. // j. Фазово равновесие. 2001. V.22. №5, стр.544-551.

198. Turkdogan на Е.Т. Физическа химия на високотемпературни процеси. М.: Металургия. 1985. 344С.

199. Хан Й.с, Калмиков К.в., Аб Абрамисвета Н.л., Дунаев с.ф. Структура на системата AL-ZR-N на 1273K и 5MPA. // VIII Международна конференция на кристалхимия на интерметални съединения. Лвов. Украйна. 25-28 септември 2002 г. Стр.65.

200. Khan Yu.s., Калмиков К.Б., Зайцев А.И., Дюнеев с.ф. Фазово равновесие в системата ZR-AL-N при 1273 K. // метали. 2004. T.5, стр.54-63.

201. Khan Yu Sin, Kalmykov K.b., Дунаев с.ф. Взаимодействието на алуминиевия нитрид с елементи IV в групата. // Международна конференция на студенти и студенти по фундаментални науки "Ломоносов-2003". 15-18 април 2003 година Секция Химия. T.2, стр.244.

(L), галий (GA), Индия (в) и талал (T L).

Както може да се види от дадените данни, всички тези елементи са отворениXIX век.

Откриване на метали на основната подгрупа III Групи

Бор е неметален. Алуминиева - преходен метал и галий, индий и талий - пълен метал. По този начин, с увеличаването на радиусите на атомите на елементите на всяка група периодична система, металните свойства на простите вещества са подобрени.

В тази лекция ще разгледаме свойствата на алуминия.

1. Позицията на алуминий в таблица D. I. Mendeleev. Структурата на атома, прояви окислителни степени.

Алуминиевият елемент се намира вIII Група, основна подгрупа "А", 3 периодична система, последователност 17, относителна атомна масаAR (al. ) \u003d 27. Съседът му отляво в масата е магнезий - типичен метал, а отдясно - силиций - вече немал. Следователно, алуминий трябва да покаже свойствата на някои междинен характер и неговите съединения са амфотерни.

Al +13) 2) 8) 3, p - елемент,

Алуминиеви експонати в съединения Степента на окисление +3:

Al 0 - 3 E - → al +3

2. Физически свойства

Алуминий в свободна форма - сребрист бял метал с висока топлинна и електрическа проводимост.Точка на топене650 o C. Алуминий има ниска плътност (2.7 g / cm 3) - приблизително три пъти по-малко от желязо или мед, и в същото време е издръжлив метал.

3. Намиране в природата

В разпространението в природата отнема 1-ви между метали и трето място сред елементите, давайки само кислород и силиций. Процентът на съдържанието на алуминий в земната кора според различни изследователи е от 7.45 до 8.14% от масата на земната кора.

В природата алуминият се намира само в връзки (минерали).

Някои от тях:

· Boxites - Al 2 O 3H 2O (с примеси Si02, Fe 2 O 3, CACO 3)

· Nefelina - Kna 3 4

· Alunites - Kal (SO 4) 2 2AL (OH) 3

· Alumors (смеси от каолини със Si0 2 пясък, Caco 3 варовик, MgCO 3 магнезит)

· CONUNDUM - AL 2O 3

· Поле с шпад (ортоклази) - K 2O × Al 2 O 3 × 6SIO 2

· Каолинит - Al 2O 3 × 2SIO 2 × 2H2O

· Alunite. - (Na, K) 2S04 × Al 2 (SO 4) 3 × 4A 4AL (OH) 3

· Берил - 3wo al 2 O 3 6 6sio 2

4. Химични свойства на алуминий и неговите връзки

Алуминий лесно взаимодейства с кислород при нормални условия и е покрит с оксиден филм (дава матов вид).

Демонстрация на оксиден филм

Дебелината му е 0.00001 mm, но благодарение на нея, алуминият не корозивен. За изследванията, алуминиевите свойства, оксидният филм се отстранява. (С помощта на шкурка, или химически: първо отпадане в разтвор на алкално за отстраняване на оксиден филм, и след това в разтвор на живачни соли за образуването на алуминиева сплав с живак - амалгами).

I.. Взаимодействие с обикновените вещества

Алуминий при стайна температура активно реагира с всички халогени, образуващи халиди. Когато се нагрява, то взаимодейства със сяра (200 ° С), азот (800 ° С), фосфор (500 ° С) и въглерод (2000 ° С), с йод в присъствието на катализатор - вода:

2A L + 3 s \u003d a l 2 s 3 (алуминиев сулфид)

2A L + N 2 \u003d 2A ln (алуминиев нитрид)

A l + p \u003d a l P (алуминиев фосфид),

4A L + 3C \u003d A L 4 C3 (алуминиев карбид).

2 OLL +3 I 2 \u003d 2 a l I 3 (алуминиев йодид) ОПИТ

Всички тези съединения са напълно хидролизирани, за да образуват алуминиев хидроксид и съответно сероводород, амоняк, фосмин и метан:

Al 2 S 3 + 6H2O \u003d 2AL (OH) 3 + 3H2S

AL 4 C3 + 12H2O \u003d 4AL (OH) 3 + 3CH 4

Под формата на чипове или прах, тя изгаря ярко във въздуха, подчертавайки голямо количество топлина:

4A L + 3 O 2 \u003d 2A L 2O 3 + 1676 kJ.

Алуминиева изгаряне във въздуха

ОПИТ

II.. Взаимодействие със сложни вещества

Взаимодействие с вода :

2 al + 6H2O \u003d 21 al (OH) 3 +3 h2

без оксиден филм

ОПИТ

Взаимодействие с метални оксиди:

Алуминият е добър редуциращ агент, тъй като е един от активните метали. Той се намира в редица дейности веднага след алкални земни метали. Следователно възстановява металите от техните оксиди . Такава реакция е алиламия - използвана за получаване на чисти редки метали, като волфрам, вана и др.

3 Fe 3 O 4 +8 Al \u003d 4 Al 2 O 3 +9 FE +Q.

Термитната смес от Fe 3O 4 е използвана и при термично заваряване.

C R2O 3 + 2A L \u003d 2C R + A L2O3

Взаимодействие с киселини :

Със разтвор на сярна киселина: 2 al + 3H2S04 \u003d al 2 (S04) 3 +3 h2

Със студена концентрирана сяра и азот не реагира (пасива). Следователно азотната киселина се транспортира в алуминиеви резервоари. Когато загрят алуминий е в състояние да възстанови тези киселини без водородното освобождаване:

2А L + 6H2SO 4 (заключител) \u003d A L 2 (s 4) 3 + 3 s o 2 + 6N 2 o,

A L + 6N NO 3 (CONCATEN) \u003d A L (№ 3) 3 + 3 NO 2 + 3N 2 O.

Взаимодействие с алкали .

2 al + 2 NaOH + 6H2O \u003d 2 Na [ Ал (о) 4 ] +3 H 2.

ОПИТ

На.[НОл.(Той) 4] – тетрахидроксалул на натрий

При предложението на химика Горбов, в руско-японската война, тази реакция се използва за производство на водород за балони.

С соли решения:

2 al + 3 cuso 4 \u003d al 2 (SO 4) 3 + 3 cu

Ако повърхността на алуминий е да загуби живачната сол, тогава реакцията се случва:

2 Ал + 3 HGCl. 2 = 2 Alcl. 3 + 3 Hg.

Изтъкнатият живак се разтваря алуминий, формаемалгам .

Откриване на алуминиева йони в решения : ОПИТ

5. Прилагане на алуминий и неговите съединения

Физическите и химичните свойства на алуминий доведоха до широкото му използване в техниката. Голяма алуминиева авиационна индустрия: Самолетът на 2/3 се състои от алуминий и неговите сплави. Самолетът от стоманата ще бъде прекалено тежък и може да носи много по-малко пътници. Следователно алуминийът се нарича крилат метал. Алуминиев прави кабели и проводници: С една и съща електрическа проводимост, тяхната маса е 2 пъти по-малка от съответните медни продукти.

Като се има предвид устойчивостта на корозия на алуминий, от него направени подробности за устройствата и контейнера за азотна киселина. Алуминиевият прах е основата за производството на сребърна боя за защита на железните продукти от корозия, както и за отражение на топлинните лъчи, такава боя покрива рафинерията, костюмите на пожарникарите.

Алуминиевият оксид се използва за получаване на алуминий, както и огнеупорен материал.

Алуминиевият хидроксид е основният компонент на всички известни лекарства от Маалкс, алмагел, който намалява киселинността на стомашния сок.

Алуминиевите соли са силни хидролизирани. Този имот се използва в процеса на пречистване на водата. Алуминиевият сулфат се прилага на пречистената вода и малко количество хидроза за неутрализиране на получената киселина. В резултат на това се изолира обемната утайка от алуминиев хидроксид, който се утаява, взема с строги частици кал и бактерии.

Така алуминиевият сулфат е коагулант.

6. Получаване на алуминий

1) Съвременният икономически ефективен метод за производство на алуминий е изобретен от Американската зала и френската ера през 1886 година. Състои се в електролиза на алуминиев оксид разтвор в разтопен криолит. Стопеният крикет Na3 алф 6 разтваря ал 2Оз, тъй като вода се разтваря захар. Електролизата на "разтвора" на алуминиев оксид в разтопения криолит се появява сякаш кризата е само разтворител и алуминиев оксид - електролит.

2AL 2O 3 EL → 4AL + 3O 2

На английски "Енциклопедия за момчета и момичета" статия за алуминий започва в следните думи: "На 23 февруари 1886 г. започва нов метален век в историята на цивилизацията - век от алуминий. На този ден Чарлз Хол, 22-годишен химик, се появи в лабораторията на първия си учител с дузина малки топки от сребърна алуминий в ръката му и с новината, която намери начин да направи този метал евтин и големи количества. " Така че залата е направена от основателя на американската алуминиева индустрия и англосаксонския национален герой, като човек, който е направил великолепен бизнес от науката.

2) 2AL 2 O 3 +3 C \u003d 4 AL + 3 CO 2

ИНТЕРЕСНО Е:

• Метал алуминий за първи път е разпределен през 1825 г. датски физик Ханс Ханс Кристиан Ертър. Чрез прескачане на хлорен газ през слой от горещ алуминиев оксид, смесен с въглища, ESSTRED разпределен алуминиев хлорид без най-малко следи от влага. За да се възстанови метален алуминий, Ерстеда, необходима за лечение на алуминиев хлорид амалгам калий. След 2 години германският химик Фридрих Вьолер. Подобрен метод, заменяйки амалгама за амалгама на Калиа.
• През 18-19 век алуминиевата е главната бижута. През 1889 г., D.I. INTEELEEV в Лондон за достойнство в развитието на химията е награден с ценен подарък - тежести от злато и алуминий.
• До 1855 г. френският учен, постепенник Девил разработи метод за производство на метален алуминий на технически скали. Но начинът беше много скъп. Диви се наслаждаваше на специалния патронаж на Наполеоний, неподатливи. По смисъла на предаността и благодарността, дяволът е направил Дявол за сина на Наполеон, новородено принц, елегантно гравирано ярост - първият "продукт на крепостта" на алуминий. Наполеон е предназначен дори да оборудва охраната си с алуминиеви чисти, но цената се оказа прекомерно висока. По това време 1 кг алуминиеви струват 1000 степени, т.е. 5 пъти повече от сребро. Само след изобретяването на електролитния процес алуминийът е равен на конвенционалните метали в стойността му.
• Знаете ли, че алуминият, влизащ в човешкото тяло, причинява разстройство на нервната система. След излишния му метаболизмът е нарушен. И защитни средства са витамин С, калциеви съединения, цинк.
• При изгаряне на алуминий в кислород и флуор, се различава много топлина. Следователно, той се използва като добавка към ракетно гориво. Ракета "Сатурн" изгаря по време на полет 36 тона алуминиев прах. Идеята за използване на метали като компонент на ракетно гориво за първи път е изразено F. A. Zander.

Симулатори

Симулатор No. 1 - Характеристика на алуминий на позицията в периодичната система на елементите D. I. Mendeleev

Симулатор No. 2 - Алуминиева реакция уравнения с прости и сложни вещества

Симулатор No. 3 - Химични свойства на алуминий

Задачи за фиксиране

№1. За да се получи алуминий от алуминиев хлорид като редуциращ агент, може да се използва метален калций. Направете уравнението на тази химическа реакция, характеризирайки този процес с помощта на електронен баланс.
Мисля! Защо тази реакция може да се извърши във воден разтвор?

№2. Завършете уравненията на химическата реакция:
Al + H2S04 (решение ) ->
Al + CuCl 2 -\u003e
Al + HNO 3 (край ) - T -\u003e
Al + NaOH + H2O-\u003e

Номер 3. Трансформация:
Ал -\u003e alcri 3 -\u003e ал -\u003e ал2 s 3 -\u003e ал (о) 3 - t -\u003e ал 2О 3 -\u003e ал.

№4. Решете задачата:
Сплавта на алуминий и мед е участвала в излишък от концентриран разтвор на натриев хидроксид при нагряване. Издадени са 2.24 литра газ (N.O.). Изчислете процента на сплав, ако общата му маса е 10 g?

В края на 90-те години, правилата на седмото издание на седмото издание на 7-то издание, според които е забранено електрическата инсталация на вътрешни мрежи от сгради от алуминиеви кабели и проводници по-малко от 16 mm2 да бъдат забранени и да ги предписват от медния проводник. Причината за промяна на регулаторните изисквания беше някои от свойствата на алуминия.

Алуминий като електрическа проводяща

Алуминиевите кабели и проводниците отдавна са използвани като за вътрешни електрически мрежи в сградите различна дестинацияи за полагане на външни електролити. Това се дължи на следните алуминиеви свойства:

• малко специфично тегло, което е три пъти по-лесно, отколкото в мед;
• лекота на обработка;
• ниска стойност на материала;
• добра електрическа проводимост, на единица маса;
• висока устойчивост на корозия.

Въпреки това, други характеристики на алуминий: висока течливост, която не осигурява достатъчно качествено качество за дълго време; Малая сила механична експозиция на почивка; Ниска топлоустойчивост, което води до увеличаване на нестабилността по време на прегряване - служи като налагане на забрана на електрическата инсталация на алуминиеви проводници на малко напречно сечение за вътрешни захранващи мрежи.

Една от основните причини, които повлияха на промяната в претенциите на PUE, е, че по време на работа на повърхността на алуминиевите проводници се образува тънък оксиден филм, който има много по-лоша електрическа проводимост от основния метал. В резултат на това се образува по-висока резистентност към прехода в кръстовището на проводниците, което значително увеличава възможността за отопление на контактите, риска от тяхното унищожаване и запалване.

Мед, използван като материал за електрически кабели и проводници, въпреки по-високата цена, е лишен от изброени алуминиеви недостатъци и има редица предимства: по-висока проводимост; не образува оксиден филм на повърхността; По-висока гъвкавост, тя ви позволява да произвеждате жици с много малко напречно сечение до 0,3 mm2, което е невъзможно да се направи алуминий.

Съединение от алуминиеви и медни проводници

Тъй като в много сгради на старата сграда са запазени електрически мрежи от алуминиеви проводници, след това ремонтът често възниква необходимостта от свързване на окабеляване от различни материали - мед и алуминий. Съгласно същите правила на електрическото инсталиране, свързването на алуминиеви и медни проводници могат да бъдат произведени по няколко начина:

• с помощта на "орехи" тип съединения, състоящи се от три плаки, между които проводниците се затягат при използване на болтове;
• през ваговите скоби. Краищата на свързаните проводници се почистват с 10-15 mm, са вмъкнати в различни отвори на клемната отвор, след това се затягат с понижени подложки;
• с помощта на клемни блокове, представляващи бар с две дупки. Краищата на свързания проводник се вмъкват в дупките от различни краища и затягат винта
• използване на обикновена болт връзка, когато проводниците са притиснати с гайка с метална шайба, поставена между тях. Този метод се счита за временен, тъй като не е подходящ за помещения с висока влажност и не се използва за външни съединения.

Статията беше изготвена на материалите на сайта http://energy-systems.ru/