overgangsaluminium. Adapterplater MA og AP for tilkobling av aluminiumsskinner til kobberklemmer på elektriske enheter

Videoleksjon 1: Uorganisk kjemi. Metaller: alkali, jordalkali, aluminium

Videoleksjon 2: overgangsmetaller

Foredrag: Karakteristiske kjemiske egenskaper og produksjon av enkle stoffer - metaller: alkali, jordalkali, aluminium; overgangselementer (kobber, sink, krom, jern)

Kjemiske egenskaper til metaller

Alle metaller i kjemiske reaksjoner manifesterer seg som reduksjonsmidler. De skilles lett med valenselektroner, og blir oksidert samtidig. Husk at jo lenger til venstre et metall befinner seg i den elektrokjemiske spenningsserien, jo sterkere reduksjonsmiddel er det. Derfor er den sterkeste litium, den svakeste er gull og omvendt, gull er det sterkeste oksidasjonsmidlet, og litium er det svakeste.

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

Alle metaller fortrenger andre metaller fra saltløsningen, dvs. gjenopprette dem. Alle unntatt jordalkali og jordalkali når de samhandler med vann. Metaller som ligger før H fortrenger det fra løsninger av fortynnede syrer, og de løser seg selv i dem.

Vurder noen generelle kjemiske egenskaper til metaller:

• Samspillet mellom metaller og oksygen danner basiske (CaO, Na 2 O, 2Li 2 O, etc.) eller amfotere (ZnO, Cr 2 O 3, Fe 2 O 3, etc.) oksider.
• Samspillet mellom metaller og halogener (hovedundergruppen til gruppe VII) danner hydrohalogensyrer (HF - hydrogenfluorid, HCl - hydrogenklorid, etc.).
• Samspillet mellom metaller og ikke-metaller danner salter (klorider, sulfider, nitrider, etc.).
• Samspillet mellom metaller og metaller danner intermetalliske forbindelser (MgB 2 , NaSn, Fe 3 Ni, etc.).
• Samspillet mellom aktive metaller og hydrogen danner hydrider (NaH, CaH 2, KH, etc.).
• Samspillet mellom alkali- og jordalkalimetaller med vann danner alkalier (NaOH, Ca (OH) 2, Cu (OH) 2, etc.).
• Samspillet mellom metaller (bare de som står i den elektrokjemiske serien opp til H) med syrer danner salter (sulfater, nitritter, fosfater, etc.). Man bør huske på at metaller reagerer med syrer ganske motvillig, mens de nesten alltid interagerer med baser og salter. For at reaksjonen mellom metallet og syren skal finne sted, må metallet være aktivt og syren sterk.

Kjemiske egenskaper til alkalimetaller

Gruppen av alkalimetaller inkluderer følgende kjemiske elementer: litium (Li), natrium (Na), kalium (K), rubidium (Rb), cesium (Cs), francium (Fr). Når de beveger seg fra topp til bunn i gruppe I i det periodiske system, øker deres atomradius, noe som betyr at deres metalliske og reduserende egenskaper øker.

Vurder de kjemiske egenskapene til alkalimetaller:

• De har ikke tegn på amfoterisitet, da de har negative verdier av elektrodepotensialer.
• De sterkeste reduksjonsmidlene blant alle metaller.
• I forbindelser viser de bare +1-oksidasjonstilstanden.
• Ved å gi et enkelt valenselektron, omdannes atomene til disse kjemiske elementene til kationer.
• De danner mange ioniske forbindelser.
• Nesten alle er løselige i vann.

Interaksjon av alkalimetaller med andre elementer:

1. Med oksygen danner det individuelle forbindelser, så oksidet danner kun litium (Li 2 O), natrium danner peroksid (Na 2 O 2), og kalium, rubidium og cesium danner superoksider (KO 2, RbO 2, CsO 2).

2. Med vann, danner alkalier og hydrogen. Husk at disse reaksjonene er eksplosive. Uten en eksplosjon reagerer bare litium med vann:

2Li + 2H2O → 2LiO H + H2.

3. Med halogener danner det halogenider (NaCl - natriumklorid, NaBr - natriumbromid, NaI - natriumjodid, etc.).

4. Med hydrogen når det oppvarmes, danner det hydrider (LiH, NaH, etc.)

5. Med svovel ved oppvarming, danner sulfider (Na 2 S, K 2 S, etc.). De er fargeløse og svært løselige i vann.

6. Med fosfor når de varmes opp og danner fosfider (Na 3 P, Li 3 P, etc.), er de svært følsomme for fuktighet og luft.

7. Med karbon danner karbider ved oppvarming kun litium og natrium (Li 2 CO 3, Na 2 CO 3), mens kalium, rubidium og cesium ikke danner karbider, danner de binære forbindelser med grafitt (C 8 Rb, C 8 Cs, osv.).

8. Under normale forhold reagerer bare litium med nitrogen og danner Li 3 N nitrid, med andre alkalimetaller, reaksjonen er bare mulig når den varmes opp.

9. De reagerer eksplosivt med syrer, så det er svært farlig å utføre slike reaksjoner. Disse reaksjonene er tvetydige, fordi alkalimetallet reagerer aktivt med vann og danner et alkali, som deretter nøytraliseres av en syre. Dette skaper konkurranse mellom alkali og syre.

10. Med ammoniakk danner det amider - analoger av hydroksyder, men sterkere baser (NaNH 2 - natriumamid, KNH 2 - kaliumamid, etc.).

11. Med alkoholer, danner alkoholater.

Francium er et radioaktivt alkalimetall, et av de sjeldneste og minst stabile av alle radioaktive grunnstoffer. Dens kjemiske egenskaper er ikke godt forstått.

Få alkalimetaller:

For å oppnå alkalimetaller bruker de hovedsakelig elektrolyse av smelter av deres halogenider, oftest klorider, som danner naturlige mineraler:

• NaCl → 2Na + Cl2.

Det er andre måter å oppnå alkalimetaller på:
Natrium kan også oppnås ved å kalsinere brus med kull i lukkede digler:

• Na 2 CO 3 + 2C → 2Na + 3CO.

En kjent metode for å produsere litium fra dets oksid i et vakuum ved 300 °C:

• 2Li20 + Si + 2CaO → 4Li + Ca2SiO4.

Kalium oppnås ved å føre natriumdamp gjennom en kaliumkloridsmelte ved 800 ° C, og avgir kaliumdampkondenserer:

• KCl + Na → K + NaCl.

Kjemiske egenskaper til jordalkalimetaller

Alkaliske jordmetaller inkluderer elementer fra hovedundergruppen av gruppe II: kalsium (Ca), strontium (Sr), barium (Ba), radium (Ra). Den kjemiske aktiviteten til disse grunnstoffene vokser på samme måte som for alkalimetaller, dvs. øker nedover undergruppen.

Kjemiske egenskaper til jordalkalimetaller:

Strukturen til valensskallene til atomene til disse elementene ns 2 .

• Ved å gi to valenselektroner omdannes atomene til disse kjemiske elementene til kationer.
• Forbindelsene viser en oksidasjonstilstand på +2.
• Ladningene til atomkjerner er én større enn ladningene til alkaliske elementer i samme perioder, noe som fører til en reduksjon i atomradius og en økning i ioniseringspotensialer.

Interaksjon av jordalkalimetaller med andre elementer:

1. Med oksygen danner alle jordalkalimetaller, bortsett fra barium, oksider, barium danner peroksid BaO 2. Av disse metallene interagerer beryllium og magnesium, belagt med en tynn beskyttende oksidfilm, med oksygen bare ved svært høy t. Basiske oksider av jordalkalimetaller reagerer med vann, med unntak av berylliumoksid BeO, som har amfotere egenskaper. Reaksjonen mellom kalsiumoksid og vann kalles kalkleskingsreaksjonen. Hvis reagenset er CaO, dannes brent kalk, hvis Ca(OH) 2, leskes. Også basiske oksider reagerer med sure oksider og syrer. For eksempel:

• 3CaO + P 2 O 5 → Ca 3 (PO 4) 2 .

2. Med vann danner jordalkalimetaller og deres oksider hydroksider - hvite krystallinske stoffer, som sammenlignet med alkalimetallhydroksider er mindre løselige i vann. Hydroksider av jordalkalimetaller er alkalier, bortsett fra den amfotere Be(OH). ) 2 og svak base Mg(OH)2. Siden beryllium ikke reagerer med vann, Be (ÅH ) 2 kan oppnås på andre måter, for eksempel ved hydrolyse av nitrid:

• Vær 3 N 2+ 6H20 → 3 Være (OH)2+ 2N N 3.

3. Under normale forhold reagerer alt med halogener, bortsett fra beryllium. Sistnevnte reagerer bare ved høy t. Halogenider dannes (MgI 2 - magnesiumjodid, CaI 2 - kalsiumjodid, CaBr 2 - kalsiumbromid, etc.).

4. Alle jordalkalimetaller, unntatt beryllium, reagerer med hydrogen ved oppvarming. Hydrider dannes (BaH 2 , CaH 2 , etc.). For omsetning av magnesium med hydrogen kreves det i tillegg til høy t et økt hydrogentrykk.

5. Svovel danner sulfider. For eksempel:

• Ca + S → CaS.

Sulfider brukes til å oppnå svovelsyre og de tilsvarende metallene.

6. De danner nitrider med nitrogen. For eksempel:

• 3Være + N 2 → Vær 3 N 2.

7. Med syrer, danner salter av tilsvarende syre og hydrogen. For eksempel:

• Be + H 2 SO 4 (razb.) → BeSO 4 + H 2.

Disse reaksjonene foregår på samme måte som ved alkalimetaller.

Innhenting av jordalkalimetaller:

Beryllium oppnås ved reduksjon av fluorid:

• BeF 2 + Mg –t o → Be + MgF 2

Barium oppnås ved oksidreduksjon:

• 3BaO + 2Al –t o → 3Ba + Al 2 O 3

De gjenværende metallene oppnås ved elektrolyse av kloridsmelter:

• CaCl 2 → Ca + Cl 2

Kjemiske egenskaper av aluminium

Aluminium er et aktivt lettmetall, nummer 13 i tabellen. I naturen, den vanligste av alle metaller. Og av de kjemiske elementene inntar den den tredje posisjonen når det gjelder distribusjon. Høy varme og elektrisk leder. Motstandsdyktig mot korrosjon, da den er dekket med en oksidfilm. Smeltepunktet er 660 0 С.

Vurder de kjemiske egenskapene og interaksjonen til aluminium med andre elementer:

1. I alle forbindelser er aluminium i +3 oksidasjonstilstand.

2. Det viser reduserende egenskaper i nesten alle reaksjoner.

3. Amfoterisk metall viser både sure og basiske egenskaper.

4. Gjenoppretter mange metaller fra oksider. Denne metoden for å oppnå metaller kalles aluminotermi. Eksempel på å få krom:

2Al + Cr203 → Al203 + 2Cr.

5. Reagerer med alle fortynnede syrer for å danne salter og frigjøre hydrogen. For eksempel:

2Al + 6HCl → 2AlCl3 + 3H2;

2Al + 3H2S04 → Al2(SO4)3 + 3H2.

I konsentrert HNO 3 og H 2 SO 4 passiveres aluminium. Takket være dette er det mulig å lagre og transportere disse syrene i beholdere laget av aluminium.

6. Samvirker med alkalier, ettersom de løser opp oksidfilmen.

7. Reagerer med alle ikke-metaller unntatt hydrogen. For å utføre reaksjonen med oksygen er det nødvendig med finfordelt aluminium. Reaksjonen er bare mulig ved høy t:

• 4Al + 3O 2 → 2Al2O 3 .

I henhold til dens termiske effekt er denne reaksjonen eksoterm. Interaksjon med svovel danner aluminiumsulfid Al 2 S 3 , med fosforfosfid AlP, med nitrogennitrid AlN, med karbonkarbid Al 4 C 3 .

8. Det samhandler med andre metaller og danner aluminider (FeAl 3 CuAl 2, CrAl 7, etc.).

Mottak av aluminium:

Metallisk aluminium oppnås ved elektrolyse av en løsning av alumina Al 2 O 3 i smeltet kryolitt Na 2 AlF 6 ved 960–970°C.

• 2Al2O3 → 4Al + 302.
  

Kjemiske egenskaper til overgangselementer

Overgangselementer inkluderer elementer fra sekundære undergrupper av det periodiske systemet. Vurder de kjemiske egenskapene til kobber, sink, krom og jern.

Kjemiske egenskaper til kobber

1. I den elektrokjemiske serien er det plassert til høyre for H, så dette metallet er inaktivt.

2. Svak redusering.

3. I forbindelser viser den oksidasjonstilstander +1 og +2.

4. Reagerer med oksygen når det varmes opp for å danne:

• kobberoksid (I) 2Cu + O 2 → 2CuO(ved t 400 0 C)
• eller kobber(II)oksid: 4Cu + O2 → 2Cu2O(ved t 200°C).

Oksider har grunnleggende egenskaper. Når det varmes opp i en inert atmosfære, blir Cu 2 O uforholdsmessig: Cu2O → CuO + Cu. Kobber(II)oksid CuO danner kuprater i reaksjoner med alkalier, for eksempel: CuO + 2NaOH → Na 2 CuO 2 + H 2 O.

5. Kobberhydroksid Cu (OH) 2 er amfotert, hovedegenskapene råder i det. Det løses lett opp i syrer:

• Cu (OH)2 + 2HNO3 → Cu(NO3)2 + 2H20,

og i konsentrerte løsninger av alkalier med vanskeligheter:

• Сu(OH)2 + 2NaOH → Na 2.

6. Samspillet mellom kobber og svovel under forskjellige temperaturforhold danner også to sulfider. Ved oppvarming til 300-400 0 C i vakuum dannes kobber(I)sulfid:

• 2Cu+S → Cu2S.

Ved romtemperatur, ved å løse svovel i hydrogensulfid, kan kobber(II)sulfid oppnås:

• Cu+S → CuS.

7. Av halogenene interagerer det med fluor, klor og brom, og danner halogenider (CuF 2, CuCl 2, CuBr 2), jod, og danner kobber (I) jodid CuI; interagerer ikke med hydrogen, nitrogen, karbon, silisium.

8. Det reagerer ikke med syrer - ikke-oksiderende midler, fordi de oksiderer bare metaller lokalisert til hydrogen i den elektrokjemiske serien. Dette kjemiske elementet reagerer med oksiderende syrer: fortynnet og konsentrert salpetersyre og konsentrert svovelsyre:

3Cu + 8HNO3 (diff) → 3Cu(NO3)2 + 2NO + 4H20;

Cu + 4HNO 3 (konsentrert) → Cu(N03)2 + 2N02 + 2H20;

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

9. I samspill med salter fortrenger kobber fra deres sammensetning metallene som ligger til høyre for det i den elektrokjemiske serien. f.eks.

2FeCl3 + Cu → CuCl2 + 2FeCl 2 .

Her ser vi at kobber gikk i løsning, og jern (III) ble redusert til jern (II). Denne reaksjonen er av stor praktisk betydning og brukes til å fjerne kobber avsatt på plast.

Kjemiske egenskaper til sink

1. Den mest aktive etter jordalkalimetallene.

2. Den har uttalte reduserende egenskaper og amfotere egenskaper.

3. I forbindelser viser den en oksidasjonstilstand på +2.

4. I luft er den dekket med en oksidfilm av ZnO.

5. Interaksjon med vann er mulig ved en temperatur med rød varme. Som et resultat dannes sinkoksid og hydrogen:

• Zn + H 2 O → ZnO + H 2.

6. Interagerer med halogener og danner halogenider (ZnF 2 - sinkfluorid, ZnBr 2 - sinkbromid, ZnI 2 - sinkjodid, ZnCl 2 - sinkklorid).

7. Med fosfor danner det fosfidene Zn 3 P 2 og ZnP 2.

8. Med svovelkalkogenid ZnS.

9. Reagerer ikke direkte med hydrogen, nitrogen, karbon, silisium og bor.

10. Det samhandler med ikke-oksiderende syrer, danner salter og fortrenger hydrogen. For eksempel:

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

Det reagerer også med syrer - oksidasjonsmidler: med kons. svovelsyre danner sinksulfat og svoveldioksid:

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

11. Det reagerer aktivt med alkalier, siden sink er et amfotert metall. Med alkaliske løsninger danner det tetrahydroksozinkater og frigjør hydrogen:

• Zn + 2NaOH + 2H2O → Na2 + H 2 .

Gassbobler vises på sinkgranulene etter reaksjonen. Med vannfrie alkalier, når de er smeltet, danner det sinkater og frigjør hydrogen:

• Zn+ 2NaOH → Na2ZnO2 + H2.

Kjemiske egenskaper til krom

1. Under normale forhold er den inert, men aktiv når den varmes opp.

2.

3. Danner fargede forbindelser.

4. I forbindelser viser den oksidasjonstilstander +2 (basisk oksid CrO svart), +3 (amfotert oksid Cr 2 O 3 og hydroksid Cr (OH) 3 grønn) og +6 (suroksid krom (VI) CrO 3 og syrer: kromsyre H 2 CrO 4 og to-krom H 2 Cr 2 O 7, etc.).

5. Det interagerer med fluor ved t 350-400 0 C, og danner krom (IV) fluorid:

• Cr+2F2 → CrF4.

6. Med oksygen, nitrogen, bor, silisium, svovel, fosfor og halogener ved t 600 0 C:

• forbindelse med oksygen danner kromoksid (VI) CrO 3 (mørkerøde krystaller),
• nitrogenforbindelse - kromnitrid CrN (svarte krystaller),
• forbindelse med bor - kromborid CrB (gule krystaller),
• forbindelse med silisium - krom silicid CrSi,
• forbindelse med karbon-kromkarbid Cr 3 C 2 .

7. Det reagerer med vanndamp, er i en varm tilstand, og danner krom (III) oksid og hydrogen:

• 2Cr + 3H20 → Cr203 + 3H 2 .

8. Det reagerer ikke med alkaliske løsninger, men reagerer sakte med smeltene deres og danner kromater:

• 2Cr + 6KOH → 2KCr02 + 2K20 + 3H2.

9. Det oppløses i fortynnede sterke syrer for å danne salter. Hvis reaksjonen foregår i luft, dannes Cr 3+ salter, for eksempel:

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

• Cr + 2HCl -> CrCl2 + H2.

10. Med konsentrert svovelsyre og salpetersyre, så vel som med aqua regia, reagerer den bare når den varmes opp, fordi. ved lave temperaturer passiviserer disse syrene krom. Reaksjoner med syrer ved oppvarming ser slik ut:

2Cr + 6H 2 SO 4 (konsentrert) → Cr 2 (SO 4) 3 + 3SO 2 + 6H 2 O

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

Krom(II)oksid CrO- helt svart eller rødt, uløselig i vann.

Kjemiske egenskaper:

• Den har grunnleggende og gjenopprettende egenskaper.
• Når det varmes opp til 100 0 C i luft, oksideres det til Cr 2 O 3 - krom (III) oksid.
• Det er mulig å gjenopprette krom med hydrogen fra dette oksidet: CrO + H 2 → Cr + H 2 O eller koks: CrO + C → Cr + CO.
• Reagerer med saltsyre, mens den frigjør hydrogen: 2CrO + 6HCl → 2CrCl3 + H2 + 2H2O.
• Reagerer ikke med alkalier, fortynnede svovelsyrer og salpetersyrer.

Kromoksid (III) Cr 2 O 3- et ildfast stoff, mørkegrønn i fargen, uløselig i vann.

Kjemiske egenskaper:

• Den har amfotere egenskaper.
• Hvordan basisk oksid interagerer med syrer: Cr203 + 6HCl → CrCl3 + 3H2O.
• Hvordan surt oksid interagerer med alkalier: Cr 2 O 3 + 2 KOH → 2KCrO 3 + H 2 O.
• Sterke oksidasjonsmidler oksiderer Cr 2 O 3 for å kromat H 2 CrO 4 .
• Sterke reduksjonsmidler gjenoppretterCr ut Cr2O3.

Krom(II)hydroksid Cr(OH) 2 - fast gul eller brun farge, lite løselig i vann.

Kjemiske egenskaper:

• Svak base, viser grunnleggende egenskaper.
• I nærvær av fuktighet i luft, oksiderer det til Cr(OH) 3 - krom (III) hydroksyd.
• Reagerer med konsentrerte syrer og danner blå krom (II) salter: Cr(OH) 2 + H 2 SO 4 → CrS04 + 2H20.
• Reagerer ikke med alkalier og fortynnede syrer.

Krom(III)hydroksid Cr(OH) 3 - et grågrønt stoff, uløselig i vann.

Kjemiske egenskaper:

• Den har amfotere egenskaper.
• Hvordan basisk hydroksid interagerer med syrer: Cr(OH)3 + 3HCl → CrCl3 + 3H2O.
• Hvordan syrehydroksid interagerer med alkalier: Cr(OH)3 + 3NaOH → Na3 [Cr(OH)6].

Kjemiske egenskaper til jern

1. Aktivt metall med høy reaktivitet.

2. Den har gjenopprettende egenskaper, så vel som uttalte magnetiske egenskaper.

3. I forbindelser viser den de viktigste oksidasjonstilstandene +2 (med svake oksidasjonsmidler: S, I, HCl, saltløsninger), +3 (med sterke oksidasjonsmidler: Br og Cl) og mindre karakteristiske +6 (med O og H 2 O). I svake oksidasjonsmidler tar jern oksidasjonstilstanden +2, i sterkere +3. +2 oksidasjonstilstander tilsvarer svart oksid FeO og grønt hydroksid Fe (OH) 2, som har grunnleggende egenskaper. +3 oksidasjonstilstander tilsvarer rødbrunt oksid Fe 2 O 3 og brun hydroksid Fe (OH) 3, som har svakt uttalte amfotere egenskaper. Fe (+2) er et svakt reduksjonsmiddel, og Fe (+3) er ofte et svakt oksidasjonsmiddel. Når redoksforholdene endres, kan oksidasjonstilstandene til jern endres med hverandre.

4. I luft ved t 200 0 C er den dekket med en oksidfilm. Under normale atmosfæriske forhold blir den lett korrodert. P Når oksygen føres gjennom en jernsmelte, dannes FeO-oksid. Når jern brennes i luft, dannes oksid Fe 2 O 3. Når det brennes i rent oksygen, dannes et oksid - jernskala:

• 3Fe + 2O 2 → Fe 3 O 4.

5. Reagerer med halogener ved oppvarming:

• forbindelse med klor danner jern(III)klorid FeCl 3,
• forbindelse med brom - jern(III)bromid FeBr 3,
• forbindelse med jod - jern (II,III) jodid Fe 3 I 8,
• forbindelse med fluor - jern(II)fluorid FeF 2, jern(III)fluorid FeF 3.

6. Det reagerer også med svovel, nitrogen, fosfor, silisium og karbon når det varmes opp:

• forbindelse med svovel danner jern(II)sulfid FeS,
• forbindelse med nitrogen - jernnitrid Fe 3 N,
• forbindelse med fosfor - fosfider FeP, Fe 2 P og Fe 3 P,
• forbindelse med silisium - jernsilicid FeSi,
• forbindelse med karbon - jernkarbid Fe 3 C.

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

9. Det reagerer ikke med alkaliske løsninger, men reagerer sakte med alkalismelter, som er sterke oksidasjonsmidler:

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

10. Gjenoppretter metaller som ligger i den elektrokjemiske raden til høyre:

• Fe + SnCl2 → FeCl2 + Sn.

Få jern: I industrien hentes jern fra jernmalm, hovedsakelig fra hematitt (Fe 2 O 3) og magnetitt (FeO·Fe 2 O 3).

• 3Fe2O3 + CO → CO 2 + 2Fe 3 O 4,
• Fe 3 O 4 + CO → CO 2 + 3FeO,
• FeO + CO → CO 2 + Fe.

Jern(II)oksid FeO - et svart krystallinsk stoff (wustite) som ikke løses opp i vann.

Kjemiske egenskaper:

• Har grunnleggende egenskaper.
• Reagerer med fortynnet saltsyre: FeO + 2HCl → FeCl2 + H2O.
• Reagerer med konsentrert salpetersyre:FeO + 4HNO 3 → Fe(NO 3) 3 + NO 2 + 2H 2 O.
• Reagerer ikke med vann og salter.
• Med hydrogen ved t 350 0 C reduseres det til rent metall: FeO + H 2 → Fe + H 2 O.
• Det reduseres også til rent metall når det kombineres med koks: FeO + C → Fe + CO.
• Dette oksidet kan oppnås på forskjellige måter, en av dem er oppvarming av Fe ved lavt trykk O: 2Fe + O 2 → 2FeO.

Jern(III)oksidFe2O3- brunt pulver (hematitt), et stoff som er uløselig i vann. Andre navn: jernoksid, jern minium, konditorfarge E172, etc.

Kjemiske egenskaper:

• Fe 2 O 3 + 6 HCl → 2 FeCl 3 + 3 H 2 O.
• Det reagerer ikke med alkaliske løsninger, det reagerer med deres smelter og danner ferritter: Fe 2 O 3 + 2 NaOH → 2 NaFeO 2 + H 2 O.
• Når det varmes opp med hydrogen, viser det oksiderende egenskaper:Fe 2 O 3 + H 2 → 2FeO + H 2 O.
• Fe 2 O 3 + 3KNO 3 + 4KOH → 2K 2 FeO 4 + 3KNO 2 + 2H 2 O.

Jernoksid (II, III) Fe 3 O 4 eller FeO Fe 2 O 3 - et gråsvart fast stoff (magnetitt, magnetisk jernmalm), et stoff som er uløselig i vann.

Kjemiske egenskaper:

• Spaltes ved oppvarming over 1500 0 С: 2Fe 3 O 4 → 6FeO + O 2.
• Reagerer med fortynnede syrer: Fe 3 O 4 + 8 HCl → FeCl 2 + 2 FeCl 3 + 4H 2 O.
• Reagerer ikke med alkaliske løsninger, reagerer med deres smelter: Fe 3 O 4 + 14NaOH → Na 3 FeO 3 + 2Na 5 FeO 4 + 7H 2 O.
• Når det reagerer med oksygen, oksiderer det: 4Fe 3 O 4 + O 2 → 6Fe 2 O 3.
• Med hydrogen, når det oppvarmes, gjenopprettes det:Fe304 + 4H2 → 3Fe + 4H20.
• Den reduseres også når den kombineres med karbonmonoksid: Fe 3 O 4 + 4CO → 3Fe + 4CO 2.

Jern(II)hydroksid Fe(OH) 2 - hvit, sjelden grønnaktig krystallinsk substans, uløselig i vann.

Kjemiske egenskaper:

• Den har amfotere egenskaper med en overvekt av grunnleggende.
• Det går inn i nøytraliseringsreaksjonen til den ikke-oksiderende syren, og viser hovedegenskapene: Fe(OH)2 + 2HCl → FeCl2 + 2H2O.
• Når den interagerer med salpetersyre eller konsentrerte svovelsyrer, viser den reduserende egenskaper, og danner jern (III) salter: 2Fe(OH) 2 + 4H 2 SO 4 → Fe 2 (SO 4) 3 + SO 2 + 6H 2 O.
• Ved oppvarming reagerer den med konsentrerte alkaliløsninger: Fe (OH) 2 + 2NaOH → Na 2.

Jernhydroksid (I Jeg I) Fe (OH) 3- brunt krystallinsk eller amorft stoff, uløselig i vann.

Kjemiske egenskaper:

• Den har milde amfotere egenskaper med en overvekt av grunnleggende.
• Interagerer enkelt med syrer: Fe(OH)3 + 3HCl → FeCl3 + 3H2O.
• Med konsentrerte alkaliløsninger danner det heksahydroxoferrater (III): Fe (OH)3 + 3NaOH → Na3.
• Den danner ferrater med alkalismelter:2Fe(OH)3 + Na 2 CO 3 → 2NaFeO 2 + CO 2 + 3H 2 O.
• I et alkalisk miljø med sterke oksidasjonsmidler, viser det reduserende egenskaper: 2Fe(OH)3 + 3Br2 + 10KOH → 2K2FeO4 + 6NaBr + 8H2O.

Har du et spørsmål om emnet? Spør kjemilæreren din 👉

(Al), gallium (Ga), indium (In) og tallium (Tl).

Som det fremgår av de gitte dataene, ble alle disse elementene åpnet inn XIX århundre.

Oppdagelse av metaller i hovedundergruppen III grupper

I	Al	Ga	I	Tl
1806	1825	1875	1863	1861
G. Lussac,	G.H. Oersted	L. de Boisbaudran	F. Reich,	W. Crooks
L. Tenard	(Danmark)	(Frankrike)	I. Richter	(England)
(Frankrike)			(Tyskland)

Bor er et ikke-metall. Aluminium er et overgangsmetall, mens gallium, indium og thallium er fullmetaller. Således, med en økning i atomradiusene til elementene i hver gruppe i det periodiske systemet, øker de metalliske egenskapene til enkle stoffer.

I dette foredraget skal vi se nærmere på egenskapene til aluminium.

1. Plasseringen av aluminium i tabellen til D. I. Mendeleev. Strukturen til atomet, oksidasjonstilstandene vist.

Aluminiumselementet er plassert i III gruppe, hoved "A" undergruppe, 3. periode i det periodiske systemet, serienummer nr. 13, relativ atommasse Ar (Al ) = 27. Dens nabo til venstre i tabellen er magnesium, et typisk metall, og til høyre, silisium, som ikke lenger er et metall. Derfor må aluminium ha egenskaper av en eller annen middels art, og dets forbindelser er amfotere.

Al +13) 2) 8) 3 , p er et element,

Grunntilstand 1s 2 2s 2 2p 6 3s 2 3p 1
spent tilstand 1s 2 2s 2 2p 6 3s 1 3p 2

Aluminium viser en oksidasjonstilstand på +3 i forbindelser:

Al 0 - 3 e - → Al +3

2. Fysiske egenskaper

Fri form aluminium er et sølvhvitt metall med høy termisk og elektrisk ledningsevne.Smeltetemperaturen er 650 ° C. Aluminium har lav tetthet (2,7 g / cm 3) - omtrent tre ganger mindre enn jern eller kobber, og samtidig er det et slitesterkt metall.

3. Å være i naturen

Når det gjelder utbredelse i naturen, opptar den 1. blant metaller og 3. blant grunnstoffer nest etter oksygen og silisium. Prosentandelen av aluminiuminnhold i jordskorpen varierer ifølge forskjellige forskere fra 7,45 til 8,14 % av massen til jordskorpen.

I naturen forekommer aluminium bare i forbindelser (mineraler).

Noen av dem:

· Bauksitter - Al 2 O 3 H 2 O (med urenheter SiO 2, Fe 2 O 3, CaCO 3)

· Nefeliner - KNa 3 4

· Alunitter - KAl(SO 4) 2 2Al(OH) 3

· Alumina (blandinger av kaoliner med sand SiO 2, kalkstein CaCO 3, magnesit MgCO 3)

· Korund - Al 2 O 3

· Feltspat (ortoklase) - K 2 O × Al 2 O 3 × 6SiO 2

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

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

· Beryl - 3BeO Al 2 O 3 6SiO 2

Bauksitt
Al2O3	Korund
	Rubin
	Safir

4. Kjemiske egenskaper av aluminium og dets forbindelser

Aluminium interagerer lett med oksygen under normale forhold og er dekket med en oksidfilm (det gir et matt utseende).

DEMONSTRASJON AV OKSIDFILM

Tykkelsen er 0,00001 mm, men takket være den korroderer ikke aluminium. For å studere de kjemiske egenskapene til aluminium fjernes oksidfilmen. (Ved bruk av sandpapir, eller kjemisk: først ved å senke ned i en alkaliløsning for å fjerne oksidfilmen, og deretter i en løsning av kvikksølvsalter for å danne en aluminium-kvikksølvlegering - et amalgam).

Jeg. Interaksjon med enkle stoffer

Aluminium reagerer allerede ved romtemperatur aktivt med alle halogener og danner halogenider. Ved oppvarming interagerer den med svovel (200 °C), nitrogen (800 °C), fosfor (500 °C) og karbon (2000 °C), med jod i nærvær av en katalysator - vann:

2A l + 3 S \u003d A l 2 S 3 (aluminiumsulfid),

2A l + N 2 \u003d 2A lN (aluminiumnitrid),

A l + P = A l P (aluminiumfosfid),

4A l + 3C \u003d A l 4 C 3 (aluminiumkarbid).

2 Al +3 I 2 \u003d 2 A l I 3 (aluminiumjodid) ERFARING

Alle disse forbindelsene blir fullstendig hydrolysert med dannelse av aluminiumhydroksid og følgelig hydrogensulfid, ammoniakk, fosfin og metan:

Al 2 S 3 + 6H 2 O \u003d 2Al (OH) 3 + 3H 2 S

Al 4 C 3 + 12H 2 O \u003d 4Al (OH) 3 + 3CH 4

I form av spon eller pulver brenner det sterkt i luften, og frigjør en stor mengde varme:

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

FORBRENNING AV ALUMINIUM I LUFT

ERFARING

II. Interaksjon med komplekse stoffer

Interaksjon med vann :

2 Al + 6 H 2 O \u003d 2 Al (OH) 3 +3 H 2

uten oksidfilm

ERFARING

Interaksjon med metalloksider:

Aluminium er et godt reduksjonsmiddel, da det er et av de aktive metallene. Den er i aktivitetsserien rett etter jordalkalimetallene. Derfor gjenoppretter metaller fra oksidene deres . En slik reaksjon - aluminotermi - brukes til å oppnå rene sjeldne metaller, som wolfram, vanadium, etc.

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

Termittblanding av Fe 3 O 4 og Al (pulver) brukes også i termittsveising.

C r 2 O 3 + 2A l \u003d 2C r + A l 2 O 3

Interaksjon med syrer :

Med en løsning av svovelsyre: 2 Al + 3 H 2 SO 4 \u003d Al 2 (SO 4) 3 + 3 H 2

Det reagerer ikke med kaldt konsentrert svovelholdig og nitrogenholdig (passivert). Derfor transporteres salpetersyre i aluminiumstanker. Ved oppvarming er aluminium i stand til å redusere disse syrene uten å frigjøre hydrogen:

2A l + 6H 2 S O 4 (kons.) \u003d Al 2 (S O 4) 3 + 3 S O 2 + 6H 2 O,

A l + 6H NO 3 (kons.) \u003d A l (NO 3) 3 + 3 NO 2 + 3H 2 O.

Interaksjon med alkalier .

2 Al + 2 NaOH + 6 H 2 O \u003d 2 Na [ Al(OH)4 ] +3H2

ERFARING

Na[ENl(OH) 4] – natriumtetrahydroksoaluminat

Etter forslag fra kjemikeren Gorbov, under den russisk-japanske krigen, ble denne reaksjonen brukt til å produsere hydrogen til ballonger.

Med saltløsninger:

2 Al + 3 CuSO 4 \u003d Al 2 (SO 4) 3 + 3 Cu

Hvis overflaten av aluminium gnis med kvikksølvsalt, oppstår følgende reaksjon:

2 Al + 3 HgCl 2 = 2 AlCl 3 + 3 hg

Frigitt kvikksølv løser opp aluminium og danner et amalgam .

Påvisning av aluminiumioner i løsninger : ERFARING

5. Påføring av aluminium og dets forbindelser

De fysiske og kjemiske egenskapene til aluminium har ført til utbredt bruk i teknologi. Luftfartsindustrien er en stor forbruker av aluminium.: 2/3 fly er laget av aluminium og dets legeringer. Et fly laget av stål ville være for tungt og kunne frakte langt færre passasjerer. Derfor kalles aluminium det bevingede metallet. Kabler og ledninger er laget av aluminium: med samme elektriske ledningsevne er deres masse 2 ganger mindre enn de tilsvarende kobberproduktene.

Med tanke på korrosjonsbestandigheten til aluminium, er det produsere deler av apparater og beholdere for salpetersyre. Aluminiumspulver er grunnlaget for fremstilling av sølvmaling for å beskytte jernprodukter mot korrosjon, samt for å reflektere termiske stråler, slik maling brukes til å dekke oljelagre og brannmannsdrakter.

Aluminiumoksid brukes til å produsere aluminium og også som et ildfast materiale.

Aluminiumhydroksid er hovedkomponenten i de velkjente medisinene Maalox, Almagel, som senker surheten i magesaften.

Aluminiumssalter er sterkt hydrolysert. Denne egenskapen brukes i prosessen med vannrensing. Aluminiumsulfat og en liten mengde lesket kalk tilsettes vannet som skal renses for å nøytralisere den resulterende syren. Som et resultat frigjøres et volumetrisk bunnfall av aluminiumhydroksid, som ved bunnfelling tar med seg suspenderte partikler av turbiditet og bakterier.

Dermed er aluminiumsulfat et koaguleringsmiddel.

6. Anskaffelse av aluminium

1) Den moderne kostnadseffektive metoden for å produsere aluminium ble oppfunnet av American Hall og franskmannen Héroux i 1886. Den består i elektrolyse av en løsning av aluminiumoksid i smeltet kryolitt. Smeltet kryolitt Na 3 AlF 6 løser Al 2 O 3 som vann løser opp sukker. Elektrolysen av en "løsning" av aluminiumoksyd i smeltet kryolitt foregår som om kryolitt bare var et løsningsmiddel, og aluminiumoksyd var en elektrolytt.

2Al 2 O 3 elektrisk strøm → 4Al + 3O 2

I English Encyclopedia for Boys and Girls begynner en artikkel om aluminium med følgende ord: «Den 23. februar 1886 begynte en ny metallalder i sivilisasjonens historie - aluminiumstiden. På denne dagen dukket Charles Hall, en 22 år gammel kjemiker, opp i sitt første lærerlaboratorium med et dusin små kuler av sølvhvitt aluminium i hånden, og med nyheten om at han hadde funnet en måte å produsere dette metallet på. billig og i store mengder. Så Hall ble grunnleggeren av den amerikanske aluminiumsindustrien og en angelsaksisk nasjonalhelt, som en mann som gjorde en stor forretning ut av vitenskapen.

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

DETTE ER INTERESSANT:

• Metallisk aluminium ble først isolert i 1825 av den danske fysikeren Hans Christian Oersted. Ved å føre gassformig klor gjennom et lag med varm aluminiumoksyd blandet med kull, isolerte Oersted aluminiumklorid uten det minste spor av fuktighet. For å gjenopprette metallisk aluminium, trengte Oersted å behandle aluminiumklorid med kaliumamalgam. Etter 2 år, den tyske kjemikeren Friedrich Wöller. Han forbedret metoden ved å erstatte kaliumamalgam med rent kalium.
• På 1700- og 1800-tallet var aluminium det viktigste smykkemetallet. I 1889, i London, ble D.I. Mendeleev tildelt en verdifull gave for sine tjenester til utviklingen av kjemi - vekter laget av gull og aluminium.
• I 1855 hadde den franske forskeren Saint-Clair Deville utviklet en prosess for å produsere aluminiummetall i industriell skala. Men metoden var veldig dyr. Deville nøt den spesielle beskyttelsen til Napoleon III, keiseren av Frankrike. Som et tegn på hans hengivenhet og takknemlighet laget Deville til Napoleons sønn, den nyfødte prinsen, en elegant inngravert rangle – det første «forbrukerproduktet» laget av aluminium. Napoleon hadde til og med til hensikt å utstyre gardistene sine med kurasser av aluminium, men prisen var uoverkommelig. Den gang kostet 1 kg aluminium 1000 mark, d.v.s. 5 ganger dyrere enn sølv. Det var ikke før oppfinnelsen av den elektrolytiske prosessen at aluminium ble like verdifullt som konvensjonelle metaller.
• Visste du at aluminium, som kommer inn i menneskekroppen, forårsaker forstyrrelser i nervesystemet.Når det er i overkant, forstyrres stoffskiftet. Og beskyttelsesmidler er vitamin C, kalsium, sinkforbindelser.
• Når aluminium brenner i oksygen og fluor, frigjøres mye varme. Derfor brukes det som et tilsetningsstoff til rakettdrivstoff. Saturn-raketten brenner 36 tonn aluminiumspulver under sin flytur. Ideen om å bruke metaller som en komponent i rakettdrivstoff ble først foreslått av F.A. Zander.

SIMULATORER

Simulator nr. 1 - Karakteristikk av aluminium etter posisjon i det periodiske systemet av elementer av D. I. Mendeleev

Simulator nr. 2 - Ligninger for reaksjoner av aluminium med enkle og komplekse stoffer

Simulator nr. 3 - Kjemiske egenskaper av aluminium

OPPGAVER FOR FORSTERKNING

nr. 1. For å oppnå aluminium fra aluminiumklorid kan kalsiummetall brukes som reduksjonsmiddel. Lag en ligning for denne kjemiske reaksjonen, karakteriser denne prosessen ved hjelp av elektronisk balanse.
Synes at! Hvorfor kan ikke denne reaksjonen utføres i en vandig løsning?

nr. 2. Fullfør ligningene for kjemiske reaksjoner:
Al + H2SO4 (løsning ) ->
Al + CuCl2->
Al + HNO 3 ( kons )-t ->
Al + NaOH + H20 ->

nr. 3. Utfør transformasjoner:
Al -> AlCl 3 -> Al -> Al 2 S 3 -> Al(OH) 3 - t -> Al 2 O 3 -> Al

nr. 4. Løs problemet:
En aluminium-kobberlegering ble utsatt for et overskudd av konsentrert natriumhydroksidløsning mens den ble oppvarmet. 2,24 liter gass (n.o.s.) ble sluppet ut. Beregn den prosentvise sammensetningen av legeringen hvis dens totale masse var 10 g?

II. LITTERATURANMELDELSE.

§ 1. DOBBELTE SYSTEMER AV ELEMENTER IV - V GRUPPE

MED ALUMINIUM.

1.1. Kjøretøyets tilstandsdiagram - A1.

1.2. Strukturen til binære systemer bx - A1 og NG - A1.

1.3. Strukturen til tilstandsdiagrammet til det binære systemet LI - A1.

§ 2. STRUKTUR AV DOBBELTE SYSTEMER M - N (M = A1, TC, bx, nb).

2.1. Statusdiagram A1 - N.

2.2. TC-tilstandsdiagram - N.

2.3. Tilstandsdiagrammer for binære systemer bx - N og NG - N.

2.4. Statusdiagram Nb - N.

2.5. Fysisk-kjemiske egenskaper og metoder for syntese av nitrider.

§ 3. STRUKTUR AV TRIPLE STATE DIAGRAM M - A1 - N

M = TC, bx, H e bx).

3.1. Kjøretøyets tilstandsdiagram - A1 - N.

3.2. Oppgi diagrammer bx - A1 - N og NG - A1 - N.

3.3. Statusdiagram N1) - A1 - N.

III. EKSPERIMENTELL DEL

§ 1. PRØVEFORBEREDELSESTEKNIKK.

§2. EKSEMPEL STUDIEMETODEN.

2.1. Elektronsondemikroanalyse (EPMA).

2.2. Skanneelektronmikroskopi (SEM).

2.3. Optisk mikroskopi.

2.4. Røntgenfaseanalyse.

§ 3 UTVIKLING AV METODE FOR STUDIE FASEDIAGRAM

MED DELTAGELSE AV NITROGEN.

IV. RESULTATER OG DISKUSJON.

§ 1. FASELYKTER I SYSTEMET T1 - A1 - N.

§ 2. BETINGELSER FOR FASELIKEVIKT I SYSTEMET bx - A1 - N.

§ 3. STRUKTUR AV SYSTEMETS STATSDIAGRAM W - A1 - N. dd

§ 4. FASELIKEVN I SYSTEMET L - A1 - N.

Anbefalt liste over avhandlinger

• Interaksjon av legeringer basert på jern, nikkel og elementer fra IV-VI grupper med nitrogen ved økt partialtrykk 1999, kandidat for kjemiske vitenskaper Abramycheva, Natalya Leonidovna

• Faselikevekter i M-M "-N-systemer ved forhøyet trykk 2001, kandidat for kjemiske vitenskaper Vyunitsky, Ivan Viktorovich

• Dekomponering av karbidzirkonium-niob faste løsninger og segregering av ZrC-fasen i det ternære systemet Zr - Nb - C 2002, kandidat for fysiske og matematiske vitenskaper Rempel, Svetlana Vasilievna

• Simulering av prosesser for intern nitrering av varmebestandige stål og legeringer 2001, doktor i tekniske vitenskaper Petrova, Larisa Georgievna

• Interaksjon av elementer i sammensetninger av ildfaste metaller med varmebestandige legeringer basert på nikkel og jern 1999, kandidat for kjemiske vitenskaper Kerimov, Elshat Yusifovich

Introduksjon til oppgaven (del av abstraktet) om emnet "Faselikevekter i nitrogen-aluminium-gruppe IV-V overgangsmetallsystemer"

Keramiske materialer basert på doble aluminiumnitrider og gruppe IV-elementer er mye brukt innen ulike industri- og teknologiområder. I mikroelektronikk er det generelt akseptert å bruke aluminiumnitridsubstrater, som har en unik kombinasjon av høy ytelse: termisk stabilitet, elektrisk motstand og termisk ledningsevne. På grunn av sin motstand mot metallsmelter, er titannitrid lovende for metallurgi. Zirkoniumnitrid er en viktig komponent i nitrid kjernebrensel i hurtigoppdrettsreaktorer.

For tiden er det stor interesse for utvikling av ulike komposittmaterialer basert på aluminiumnitrid i kombinasjon med gruppe IV–V overgangsmetallnitrider. Spesielt er en viktig rolle i utviklingen av mikroelektronikk tildelt et flerlagsmateriale bestående av A1N- og NbN-lag. Ti-Al-N og Zr-Al-N legeringer er ikke mindre lovende for å lage slitesterke og beskyttende belegg, diffusjonsbarrierer i mikroelektronikk, høytemperaturkeramikk, cermet og komposittmaterialer. Bestemmelse av fasesammensetningen til slike materialer viste tilstedeværelsen av bare doble nitridfaser. Ikke desto mindre gjorde nyere, grundige studier av M - Al - N-legeringer (heretter M = Ti, Zr, Hf, Nb) det mulig å avsløre eksistensen av komplekse nitrider: Ti3AlN, TÎ2A1N, Ti3Al2N2; Zr3AlN, ZrsAbNj.x; Hf3AlN, Hf5Al3N; Nb3Al2N. Egenskapene deres er praktisk talt ikke studert, selv om det er gode grunner til å tro at de kan være unike. Dette bevises av det faktum at komposittmaterialer basert på en kombinasjon av A1 og M dobbeltnitrider har det maksimale nivået av fysiske egenskaper nettopp i områdene med trippelfasesammensetninger. For eksempel er slipeegenskapene til ternære forbindelser Ti - Al - N dobbelt så høye som de til korund og jevne enn de til wolframkarbid.

En like viktig rolle spilles av forbindelsene av A1 og elementer fra gruppene IV - V med nitrogen i design og produksjon av et bredt spekter av stålkvaliteter og legeringer, spesielt med høyt nitrogeninnhold. Naturligvis er de fysiske, fysisk-kjemiske og mekaniske egenskapene til disse materialene direkte relatert til typen og mengden av nitrogenholdige faser som dannes. Nøyaktige data om sammensetningen og betingelsene for eksistensen av komplekse forbindelser er også av grunnleggende teoretisk betydning for å forstå naturen til den kjemiske bindingen og andre nøkkelegenskaper som bestemmer graden av deres stabilitet. For å forutsi forholdene for syntese og stabiliteten til nitrider, kreves pålitelige data om faselikevekter. Konstruksjon av mmed deltakelse av nitrogen er en svært vanskelig oppgave på grunn av lave termodynamiske insentiver for dannelse av blandede forbindelser fra binære faser ved siden av tilstandsdiagrammet, lave diffusjonshastigheter av komponenter i dem, så vel som kompleksiteten og lav nøyaktighet for å bestemme det sanne nitrogeninnholdet. Derfor er den tilgjengelige informasjonen fragmentarisk og ekstremt motstridende både når det gjelder sammensetningen av ternære nitrider og plasseringen av faselikevektslinjer. Det ble hovedsakelig oppnådd av en gruppe forskere ved metoden for utglødning av pulverpresser, der det er vanskelig å oppnå en likevektstilstand for legeringen.

MÅL MED ARBEIDET:

Utvikling av en ny tilnærming til studiet av tilstandsdiagrammer av multikomponentnitridsystemer, basert på bruk av et kompleks av moderne eksperimentelle metoder for fysisk-kjemisk analyse, metoder for termodynamisk analyse og beregning, som gjør det mulig å bestemme med høy nøyaktighet forholdene for sameksistensen av faser og få uttømmende bevis på deres samsvar med likevekt. Undersøkelse av faselikevekter i fastfaseregionen av ternære systemer aluminium - nitrogen - gruppe IV - V metall ved en temperatur på 1273 K.

VITENSKAPLIG NYHET:

Metodene for termodynamisk analyse og beregning viser inkonsistensen av de tilgjengelige eksperimentelle dataene om betingelsene for faselikevekt i systemene Ti-A1-Nurr-A1-K;

Det er utviklet en teknikk for å studere fasediagrammene til nitridsystemer, som er basert på et kompleks av moderne metoder for fysisk-kjemisk analyse og implementering av forskjellige måter å oppnå samme slutttilstand av legeringen, noe som gjør det mulig å få uttømmende bevis av dens samsvar med likevekt;

Det er utført termodynamisk modellering, analyse og beregning av faselikevekter i systemene bx - A1 - N og NG - A1 - N. De termodynamiske funksjonene til ternære forbindelser dannet i disse systemene er funnet for første gang;

Fastfaseområdene til tilstandsdiagrammene for systemene P - A1 - N er konstruert.

A1-Y og NG-A1-Y ved 1273 K; Naturen til faselikevekter i Nb - Al - N-systemet ved en temperatur på 1273 K ble etablert.

VITENSKAPLIG OG PRAKTISK BETYDNING AV VERKET:

Den innhentede informasjonen om likevektsforholdene og termodynamiske funksjoner til fasene i systemene M - A1 - N (M = T1, bx, H £ Nb), er det grunnleggende vitenskapelige grunnlaget for utvikling av belegg, keramikk og metallkeramikk, komposittmaterialer viktige for mikroelektronikk, energi, maskinteknikk . De gjør det mulig å bestemme de teknologiske parameterne for produksjon og prosessering av slike materialer, og er også av grunnleggende betydning for å forutsi fasesammensetningen og egenskapene til et bredt spekter av stål og legeringer med høyt nitrogeninnhold.

PÅLITELIGHET OG GYLDIGHET:

Data innhentet ved forskjellige metoder for fysisk-kjemisk analyse på legeringsprøver syntetisert ved forskjellige metoder (nitrering av binære legeringer, langsiktig homogeniserende annealing, diffusjonspar), ved bruk av moderne eksperimentelle tilnærminger og utstyr, som elektronprobemikroanalyse, skanningelektronmikroskopi, X- strålefaseanalyse var i alle tilfeller i utmerket overensstemmelse både med hverandre og med resultatene av termodynamiske beregninger.

FØLGENDE BESTEMMELSER ER TIL FORSVAR:

1. En teknikk for å konstruere fasediagrammer for flerkomponentnitridsystemer basert på en kombinasjon av et kompleks av moderne metoder for fysisk-kjemisk analyse med ulike måter å oppnå samme likevekt, termodynamisk modellering og beregning av faselikevekter.

Fig. 2. Strukturen til fastfaseområdet til den isotermiske delen av tilstandsdiagrammet "L - A1 - N ved en temperatur på 1273 K.

3. Resultater av termodynamisk analyse og beregning av faselikevekter i Tl - Al - N-systemet ved 1273 og 1573 K.

4. Strukturen til fastfaseområdene til tilstandsdiagrammene til systemene Zg - A1 - N. NG - A1 - N. N1) - A1 - N ved 1273 K.

II. LITTERATURANMELDELSE

Lignende teser i spesialiteten "Physics of Condensed Matter", 01.04.07 VAK-kode

• Faselikevekter og rettet syntese av faste løsninger i ternære halvledersystemer med to flyktige komponenter 1998, doktor i kjemiske vitenskaper Semenova, Galina Vladimirovna

• Kvasikrystallinske faser i Al-Mn-Si, Al-Cu-Fe, Al-Cu-Co-systemer: eksistensbetingelser, struktur, egenskaper 2012, kandidat for kjemiske vitenskaper Kazennov, Nikita Vladimirovich

• Beregning av flerkomponentfasediagrammer og deres bruk for utvikling av legeringer og forbedring av deres prosesseringsteknologi 2001, doktor i tekniske vitenskaper Smagulov, Dauletkhan Uyalovich

• Syntese av nitrider av elementer fra III-VI-grupper og komposittmaterialer basert på dem ved nitrering av ferrolegeringer i forbrenningsmodus 2009, doktor i tekniske vitenskaper Chukhlomina, Lyudmila Nikolaevna

• Termodynamikk av faselikevekter i metallegeringer som inneholder karbon 2001, kandidat for kjemiske vitenskaper Kachurina, Olga Ivanovna

Avhandlingens konklusjon om emnet "Physics of Condensed Matter", Han Yu Xing

VI. konklusjoner.

1. Det er utviklet en teknikk for å studere fasediagrammer av flerkomponentnitridsystemer basert på en kombinasjon av metoder for nitrering av binære legeringer, langsiktig homogeniseringsgløding av ternære sammensetninger, diffusjonspar, termodynamisk beregning og modellering av faselikevekter. Det gjør det mulig å realisere forskjellige måter å oppnå den samme endelige tilstanden til legeringen på og å oppnå uttømmende bevis på dens samsvar med likevekt. Det har blitt fastslått at den mest pålitelige og informative metoden for nitrering av binære legeringer er den mest pålitelige og informative når man studerer regionene med statlige diagrammer med høye nitrogenkonsentrasjoner. Ved lave nitrogenkonsentrasjoner gir diffusjonsparmetoden de beste resultatene.

2. Ved å bruke moderne tilnærminger til termodynamisk beregning og modellering av faselikevektsforhold, ble det utført en analyse av eksisterende data på tilstandsdiagrammene til M-A1-I-systemer. Deres inkonsekvens blir avslørt og måtene for optimal formulering av eksperimentell forskning blir bestemt.

3. Ved å bruke et kompleks av moderne metoder for fysisk-kjemisk analyse, ble regelmessighetene til interaksjonen av elementer i 85 prøver av binære og ternære legeringer av M-A1-N-systemene studert.

4. Det ble konstruert et solid-state diagram av tilstanden til T1-A1-K systemet ved 1273 K. Det ble funnet at aluminiumnitrid er i likevekt med fasene IA13, NgAsh og T13A1.* a(II) og Krystallgitterparametrene til de ternære fasene T12ASh (a=2.986(9)A, c=13.622(5)A), T13Ash (a=4.1127(17)A), og Gibbs-energiene for deres dannelse fra modifikasjoner av stabile elementer ved denne temperaturen: henholdsvis -360,0 kJ/mol og -323,3 kJ/mol.

5. Det er studert faselikevekter i krystallinske legeringer ved 1273 K. Posisjonene til alle regioner med trefaselikevekter er pålitelig etablert. Aluminiumnitrid er i likevekt med ZrA13-, ZmA\2- og ZrN-fasene. Trippelfasen r3ANH danner felt med trefaselikevekter med faser

ZrsAbNi.x og en (Zr) basert fast løsning. Gitterparametrene til det komplekse nitridet Z^AIN er q=3,366(6)A, ¿"=11,472(10)Â, c=8,966(9)Â, Gibbs-formasjonsenergien er A/3 = -380,0 kJ/ mol.

6. Det er fastslått at i faste sammensetninger av Hf-Al-N-systemet ved 1273K, er nesten alle binære faser av Hf-Al-systemet i likevekt med hafniumnitrid HfN. Den ternære forbindelsen Hf^AlN danner regioner med trefaselikevekter med HfsAh- og HfN-fasene og den a(Hf-baserte) faste løsningen. Binære faser Hf2Al, ^N2 realiseres bare i begrensede områder av sammensetninger av det ternære systemet. Aluminiumnitrid er i likevekt med Hg Al3 og HfN.

7. For første gang ble en isotermisk T=1273 K-seksjon av fastfasedelen av tilstandsdiagrammet til Nb-Al-N-systemet konstruert. Den ternære forbindelsen Nl^AhN er i likevekt med AIN-, NbAb-, NbAb- og Nb2N-fasene. Den Nb3Al-baserte fasen og den niobbaserte faste løsningen danner et trefasefelt med Nb2N. Niobnitrid NbN er i likevekt med aluminiumnitrid og Nb2N.

V. KONKLUSJON

En generell regularitet i strukturen til fasediagrammer for de studerte M - Al - N-systemene er en reduksjon i antall og stabilitet av komplekse nitridfaser ettersom forskjellen mellom den termodynamiske stabiliteten til MN- og A1N-binærfasene øker, som er preget av Gibbs-energien til dannelsen Zl/7(A1N) = -180,0 kJ/mol, Zl/7(TiN)=-217,8 kJ/mol, 4G(ZrN)=-246,4 kJ/mol, ZlyG(HfN)-251,0 kJ/ mol, zl/7(NbN) \u003d -110,7 kJ / mol. Så i systemene Ti - Al - N og Zr - Al - N ved 1273 K er det to komplekse nitrider TijAIN, Ti2AlN og Z^AIN, ZrsAbNi-x, henholdsvis. Videre, ved høye temperaturer i Ti - Al - N-legeringer, er TÎ4A1N3.X-fasen stabil, og ZrsAbNi-*-forbindelsen kan ikke betraktes som ternær, siden den er isostrukturell for den intermetalliske ZrsAb-forbindelsen. På tilstandsdiagrammene for Hf - Al - N og Nb - Al - N er det kun én kompleks forbindelse henholdsvis Hf3AlN og Nb3Al2N.

I Ti-Al-N- og Nb-Al-N-systemene er aluminiumnitrid i likevekt med de tilsvarende komplekse nitridene, titan- eller niobiumnitridene, og titan- eller niobiumaluminider med en maksimal aluminiumkonsentrasjon. I systemer med zirkonium og hafnium forsvinner AIN - M3AIN likevekten. Dette er forårsaket av en økning i den termodynamiske stabiliteten til de doble nitridfasene ZrN og HfN. Dermed kan forutsigelsen av muligheten for å oppnå tre-komponent nitridfaser, inkludert i stål og legeringer, utføres ved å sammenligne verdiene til Gibbs energi for dannelse av A1N og MN.

De utførte studiene tillot oss å utvikle en metode for adekvat konstruering av fasediagrammer for multikomponent nitrogenholdige systemer og for å etablere følgende regulariteter. Ved høye konsentrasjoner av nitrogen og aluminium er den mest informative metoden nitrering av pulver av binære metallegeringer ved forhøyet nitrogentrykk. Det ble funnet at det optimale trykket er flere titalls atmosfærer.

I legeringer basert på overgangsmetaller og med lavt nitrogeninnhold oppnås de beste resultatene ved metoder for lange homogeniserende gløde- og diffusjonspar. Et karakteristisk trekk ved sistnevnte er muligheten for å få et stort utvalg av data om betingelsene for faselikevekt i studiet av en prøve. Den ofte brukte teknikken for utgløding av pulveriserte pressmaterialer krever lang isotermisk eksponering, og ved temperaturer under 1473–1573 K tillater det i mange tilfeller ikke å nå legeringens likevektstilstand.

En eksperimentell studie av faselikevekter i legeringer med lavt nitrogeninnhold er i mange tilfeller vanskelig eller til og med umulig på grunn av den lave nøyaktigheten av å bestemme konsentrasjonen med eksisterende metoder. For slike deler av tilstandsdiagrammer er det effektivt å bruke metodene for termodynamisk modellering og beregning av faselikevekter. De, basert på dataene om faselikevektsforholdene funnet for mer eksperimentelt tilgjengelige deler av tilstandsdiagrammet og tilgjengelig informasjon om termodynamiske funksjoner, gjør det mulig å entydig etablere den manglende informasjonen. Når du løser problemet som stilles, viser det seg som regel at det tilsvarende likningssystemet er overbestemt, så beregningen lar en ikke bare etablere posisjonen til likevektslinjene, men også å få uttømmende bevis på løsningens tilstrekkelighet. . Så når man utførte termodynamiske beregninger for alle systemene som ble studert, var resultatet ikke avhengig av hvilke eksperimentelt funnet fasefelt som ble brukt som innledende data.

En annen viktig retning i bruken av termodynamisk modellering og beregning er prediksjonen av betingelsene for eksperimentet og valget av de innledende sammensetningene av prøvene på en slik måte at man oppnår den samme slutttilstanden til legeringen på forskjellige måter og beviser dens overholdelse av likevekt.

I dette arbeidet, ved bruk av et sett med moderne metoder for fysisk-kjemisk analyse, fire isotermiske deler av tilstandsdiagrammene til de ternære systemene T1 - A1 - N. bm - A1 - N. W - A1 - N og N> - A1 - N ved 1273 K er konstruert konsekvent anvendt tilnærming basert på implementering av forskjellige måter å oppnå samme endelige tilstand av legeringen. Dataene funnet ved bruk av ulike metoder er i god overensstemmelse både med hverandre og med resultatene av termodynamisk analyse, derfor kan de anbefales for å forutsi faselikevekter i disse systemene og sammensetningene basert på dem.

Liste over referanser for avhandlingsforskning Kandidat for fysiske og matematiske vitenskaper Han Yu Xing, 2004

1. Yoshimori Shigeru, Mizushima Kazuhiko, Kobayashi Akira, Takei Shu, Uchida Yasutaka, Kawamura Mitsuo. Syntese og AES-analyse av Nb(NbN)-AlN-flerlag ved off-aksial DC magnetronsputtering. //Physica C. 1998. V.305(3&4), s.281-284.

2. Kwang Ho Kim, Seong Ho Lee. Strukturelle analyser og egenskaper til Tii-XA1XN-filmer avsatt av PACVD ved bruk av en TiCl4/AlCl3/N2/Ar/H2-gassblanding. //J. Kor. Cer. soc. 1995. V.32. nr. 7, s. 809-816.

3. Chen Kexin, Ge Changchun, Li Jiangtao. Fasedannelse og termodynamisk analyse av selvforplantende høytemperatursyntese av Al-Zr-N-systemkompositter. III. mater. Res. 1998. V.13(9), s.2610-2613.

4.J.C. Schuster, J. Bauer, H. Nowotny. Anvendelser til materialvitenskap av fasediagrammer og krystallstrukturer i de ternære systemene overgang metall-aluminium-nitrogen. //Revue av Chimie Minerale. 1985. Vol.22. s. 546-554.

5. Murray J.L. Al-Ti (aluminium-titan). //Binære legeringsfasediagrammer, andre utgave. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V.l, s.225-227.

6 Spencer P.J. Utvikling av termodynamiske databaser og deres relevans for løsning av tekniske problemer. hz. Metallkd. 1996. V.87, s.535-539.

7. Huang S.C., Siemers P.A. Karakterisering av høytemperaturfasefeltene nær støkiometrisk y-TiAl. //Metallurgiske transaksjoner, seksjon A: Fysisk metallurgi og materialvitenskap. 1989. V.20, s. 1899-1906.

8. Kaltenbach K., Gama S., Pinatti D.G., Schulze K.A. Bidrag til Al-Ti-fasediagrammet. //Z. Metallkd. 1989. V.80, s.511-514.

9. Kornilov I.I., Pylaeva E.N., Volkova M.A., Kripyakevich P.I., Markiv V.Ya. Fasestruktur av legeringer av Ti-Al binærsystem som inneholder fra 0 til 30% AI. // Rapporter fra vitenskapsakademiet i USSR. 1965. 161. nr. 4, s. 843-846.

10. Böhm H., Löhberg K. Über eine Überstrukturphase vom CsCl-Type im System Titan-Molybdän-Aluminium. //Z. Metallkd. 1958. V.49, s. 173-178.

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

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

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

14. Kornilov I.I., Pylaeva E.H., Volkova M.A. Diagram over tilstanden til titan-aluminium binærsystemet. //Izv. USSRs vitenskapsakademi. Avd. Chem. n. 1956. Vol. 7, s. 771-777.

15. Kornilov I.I., Pylaeva E.N., Volkova M.A. Gjennomgang av studier av fasediagrammet til Ti-Al binærsystemet. //Titan og dets legeringer. M. Vitenskapsakademiet i USSR. 1963. s. 74-85.

16. Murray J.L. Beregning av titan-aluminium-fasediagrammet. //Metallurgical Transactions A. 1988. V.19A, s.243-247.

17. H. Okamoto. TiAl. //J. Faselikevekt. 1993. V.14, s.120.

18. Ogden H.R., Maykuth D.J., Finlay W.L., Jaffee R.I. Konstitusjoner av titan-aluminiumlegeringer. //Transaksjoner fra American Institute of Mining, Metallurgical and Petroleum Engineers. 1951. V. 191. s. 1150-1155.

19. Anderson C.D., Hofmeister W.H., Bayuzick R.J. Liquidus-temperaturer i Ti-Al-systemet. //Metallugical Transactions A. 1993. V.24, s.61-66.

20. Kattner U.R., Lin J.C., Chang Y.A. Termodynamisk vurdering og beregning av Ti-Al-systemet. //Metallurgical Transactions A. 1992. V.23, s.2081-2090.

21. Perepezko J.H. Fasestabilitet og prosessering av titanaluminider. //Proceedings of the International Symposium on Intermetallic Compounds, Structure and Mechanical Properties, (JIMIS-6). Sendai, Japan. 1991. s.239-243.

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

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

24 Chang J.Y., Moon I.G., Choi C.S. Mikrostrukturer av oppvarmede gamma(y)-baserte titan-aluminider. //J. Koreansk Inst. Met. & mater. 1995. V.33. 11, s. 1552-1561.

25 Collings E.W. Magnetiske studier av faselikevekter i Ti-Al (30 til 57 at.%) legeringer. //Metallurgisk transaksjon A. 1979. V.l OA. nr. 4, s.463-473.

26. Jung I.S., Kim M.C., Lee J.H., Oh M.H., Wee D.M. Faselikevekter av Ti-Al-legering ved retningsbestemt størkning. //J. Kor. Inst. Met. & mater. 1999. V.37. nr. 4, s.448-453.

27. Jung I.S., Kim M.C., Lee J.H., Oh M.H., Wee D.M. Høytemperaturfaselikevekter nær Ti-50 ved.% AI-sammensetning i Ti-Al-system studert ved retningsbestemt størkning. //intermetallics. 1999. V.7, s.1247-1253.

28. Okamoto H. Aluminium-titan. //J. Faselikevekt. 2000. V. 21. Nr. 3, s. 311.

29 Zhang F., Chen S.L., Chang Y.A., Kattner U.R. En temodynamisk beskrivelse av Ti-Al-systemet. //intermetallics. 1997. V.5, s.471-482.

30. Kornilov I.I., Nartova T.T., Chernysheva S.P. På fasediagrammet til Ti-Al i delen rik på titan. //Izv. USSRs vitenskapsakademi. Metaller. 1976. nr. 6, s. 192-198.

31. Tsujimoto T., Adachi M. Reundersøkelse av Titanium Rich Region of the Titanium - Aluminium Equilibrium Diagram. //J. Institutt for metaller. 1966. V.94. nr. 10, s. 358-363.

32. Van Loo F.J.J., Rieck G.D. Diffusjon i Titanium-Aluminium System II: Interdiffusjon i sammensetningsområdet mellom 25 og 100 at.% Ti. //Acta Metal. 1973. V.21, s.73-84.

33. Clark D., Jepson K.S., Lewis G.I. En studie av Titanium-Aluminium System opp til 40 kl. % aluminium. //J. Institutt for metaller. 1962/63. V.91. nr. 6, s. 197-203.

34. Sato T., Haung Y.C. Likevektsdiagrammet til Ti-Al-systemet. //Transaksjoner fra Japan Institute of Metals. 1960. V.l, s.22-27.

35. Suzuki A., Takeyama M., Matsuo T. Transmisjonselektronmikroskopi på faselikevektene blant ß-, a- og a2-faser i Ti-Al binært system. //intermetallics. 2002. V.10, s.915-924.

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

37. Palm M., Zhang L.C., Stein F., Sauthoff G. Fase og faselikevekter i den Al-rike delen av Al-Ti-systemet over 900°C. //intermetallics. 2002. V.10, s.523-540.

38. Schuster J.C., Ipser H. Faser og faserelasjoner i delsystemet TiAh-TiAl. hz. Metallkd. 1990. V.81, s.389-396.

39. Loiseau A., Vannffel C. TiAl2 en reentrant fase i Ti AI-systemet. //Fys. status solidi. 1988. V.l07. nr. 2, s.655-671.

40. Hori S., Tai H., Matsumoto E. Løselighet av titan i aluminium i fast tilstand. //J. Japan Institute Light Metals. 1984. V.34. nr. 7, s. 377-381.

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

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

43. Liu Y.C., Yang G.C., Guo X.F., Huang J., Zhou Y.H. Koblet vekstatferd i de raskt størknede Ti Al Peritectic Legeringene. //J. Krystallvekst. 2001. V.222, s.645-654.

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

45. Knapton A.G. Systemet Uran-Titan. //J. Institutt for metaller. 1954/55. V.83, s.497-504.

46 Jamieson J.C. Krystallstrukturer av titan, zirkonium og hafnium ved høye trykk. //Vitenskap (Washington D.C.). 1963. V.140, s.72-73.

47. Sridharan S., Nowotny H. Studier i det ternære systemet Ti-Ta-Al og i det kvartære systemet Ti-Ta-Al-C. //Z. Metallkd. 1983. V.74, s.468-472.

48. Braun J., Ellner M. Røntgen høytemperatur in-situ undersøkelse av aluminid TiAh (HfGa2-type). //J. Legeringer og forbindelser. 2000. V.309, s. 18-122.

49. Braun J., Ellher M., Predel B. Zur Struktur der Hochtemperaturphase Ti-Al. //J. Legeringer og forbindelser. 1994. V.203, s.189-193.

50. Kumar K.S. X-Ray Peak Intensifiserer for den binære forbindelsen AljTi. //Powder Diffraction. 1990. V.5, s.165-167.

51. Bandyopadhyay J., Gupta K.P. Lavtemperatur gitterparametre for Al og Al Zn legeringer og Gruneisen Parameter for Al. //Kryogenikk. 1978. V.l 8, s.54-55.

52. Kulikov I.S. Termodynamikk av karbider og nitrider. Chelyabinsk: Metallurgi, 1988.319s.

53. Peruzzi A., Abriata J.P. Al-Zr (aluminium-zirkonium). //Binære legeringsfasediagrammer, andre utgave Ed. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V.l, s.241-243.

54. Murray J.L., McAlister A.J., Kahan D.J. Al-Hf (Aluminium-Hafnium)-systemet. //J. Faselikevekt. 1998. nr. 4, s. 376-379.

55. Peruzzi A. Reundersøkelse av den Zr-rike enden av Zr-Al-likevektsfasediagrammet. //J. Kjernefysiske materialer. 1992. V.186, s.89-99.

56 Sauders. N. Beregnet stabil og metastabil faselikevekt i Al-Li-Zr-legeringer. //Z. Metallkd. 1989. V.80, s.894-903.

57. Saunders N., Rivlin V.G. Termodynamisk karakterisering av Al-Cr, Al-Zr og Al-Cr-Zr legeringssystemer. //Materialvitenskap og teknologi. 1986. V.2, s. 521-527.

58. Kaufman L., Nesor H. Beregning av Ni-Al-W, Ni-Al-Hf og Ni-Cr-Hf-systemene. //Canadian Metallurgical Quarterly. 1975. V.14, s.221-232.

59. Balducci G., Ciccioli A., Cigli G., Gozzi D., Anselmi-Tamburini U. Termodynamisk studie av intermetalliske faser i Hf-Al-systemet. //J. Legeringer og forbindelser. 1995. V.220, s. 117-121.

60. Matkovic P., Matkovic T., Vickovic I. Krystallinsk struktur av den intermetalliske forbindelsen FeZr3. //Metallurgiya. 1990. V.29, s.3-6.

61. Savitsky E.M., Tylkina M.A., Tsyganova I.A. Fasediagram av zirkonium - rhenium systemet. //Atomenergi. 1959. V.7, s. 724-727.

62. Ming L., Manghnani M.N., Katahara K.W. Undersøkelse av a->x Transformasjon i Zr-Hf-systemet til 42 GPa, //J. Anvendt fysikk. 1981. V.52, s.1332-1335.

63. Meng W.J., Faber J.jr., Okamoto P.R., Rehn L.E., Kestel B.J., Hitterman R.L. Nøytrondiffraksjon og transmisjonselektronmikroskopi Studie av hydrogeninduserte fasetransformasjoner i Zr3Al. //J. Anvendt fysikk. 1990. V.67, s.l 312-1319.

64. Clark N.J., Wu E. Hydrogen Absorption in the Zr-Al System. //J. Mindre vanlige metaller. 1990. V. 163, s. 227-243.

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

66. Nandedkar R.V., Delavignette P. Om dannelsen av en ny overbygning i zirkonium-aluminium-systemet. //Physica Status Solidi A: Anvendt forskning. 1982. V.73, p.K157-K160.

67. Kim S.J., Kematick R.J., Yi S.S., Franzen H.F. Om stabilisering av Zr5Al3 i Mn5Si3-typestrukturen med interstitiell oksygen. //J. Mindre vanlige metaller. 1988. V.137, s.55-59.

68. Kematick R.J., Franzen H.F. Termodynamisk studie av zirkonium-aluminium-systemet. //J. Faststoffkjemi. 1984. V.54, s.226-234.

69. Hafez M., Slebarski A. Magnetiske og strukturelle undersøkelser av Zri.xGdxAl2-legeringer. //J. Magnetisme og magnetiske materialer. 1990. V.89, s. 124-128.

70. Desch P.B., Schwarz R.B., Nash P. Dannelse av metastabile Lb-faser i Al3Zr og Al-12,5% X-25% Zr(X=Li,Cr,Fe,Ni,Cu). //J. Mindre vanlige metaller. 1991. V.168, s.69-80.

71. Ma Y., Romming C., Lebech B., Gjonnes J., Tafto J. Strukturforfining av Al3Zr ved bruk av Single-Crystal X-ray Diffraction, Powder Neutron Diffraction og CBED. // Acta Crystallographica B. 1992. V.48, s. 11-16.

72. Schuster J.C., Nowotny H. Undersøkelser av ternære systemer (Zr, Hf, Nb, Ta)-Al-C og studier av komplekse karbider. //Z. Metallkd. 1980. V.71, s.341-346.

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

74. Wodniecki P., Wodniecka B., Kulinska A., Uhrmacher M., Lieb K.P. Hafniumaluminidene HfAl3 og HgA13 studert av forstyrrede vinkelkorrasjoner med 181 Ta- og mCd-prober. //J. Legeringer og forbindelser. 2000. V.312, s. 17-24.

75. Kuznetsov G.M., Barsukov A.D., Abas M.I. Studie av løseligheten av Mn, Cr, Ti og Zr i aluminium i fast tilstand. //Izv. universiteter. Farge. Metallurgi. 1983. nr. 1, s. 96-100.

76. Rath V.V., Mohanty G.P., Mondolfo L.F. Den aluminiumrike enden av aluminium-hafnium-diagrammet. //J. Institutt for metaller. 1960/61. V.89, s.248-249.

77. Kattner U.R. AlNb. //Binære legeringsfasediagrammer, andre utgave, red. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V. 1, s. 179-181.

78. Suyama Ryuji, Kimura Masao, Hashimoto Keizo. Fasestabilitet og grunnleggende egenskaper til Nb-Al binært system. // Struktur. Intermetallikk. 1. Int. Symp. Struktur. Intermetallics, Champion, Pa, sept. 26-30, 1993, Warrendale (Pa). 1993. s.681-689.

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

80. Herold A., Forsterling G., Kleinstuck K. Påvirkning av den virkelige strukturen på den lineære termiske ekspansjonskoeffisienten til A15-type intermetalliske forbindelser fra romtemperatur til 10K. //Crystal Research and Technology. 1981. V. 16, s. 1137-1144.

81. Jorda J.L., Fluker R., Muller J. En ny metallurgisk undersøkelse av niob-aluminiumsystemet. //J. Mindre vanlige metaller. 1980. V.75, s.227-239.

82. Alfeu S.R., Carlos A.N. Effekten av overflødig aluminium på sammensetningen og mikrostrukturen til Nb-Al-legeringer produsert ved aluminotemisk reduksjon av Nb20s. //J. Materialsyntese og prosessering. 1999.V.7. nr. 5, s. 297-301.

83. Ahn I.S., Kim S.S., Park M.W., Lee K.M. Fasekarakteristikk av mekanisk legert AI-10wt.%Nb legering. //J. Materials Science Letters. 2000. V.19, s.2015-2018.

84. Menon E.S.K., Subramanian P.R., Dimiduk D.M. Fasetransformasjoner i Nb-Al-Ti-legeringer. //Metallurgisk transaksjon A. 1996. V.27. nr. 6, s. 1647-1659.

85. Kaufman L. Beregning av multikomponenttantalbaserte fasediagrammer. //KALFAD. 1991. V. 15. nr. 3, s. 261-282.

86. Wriedt H.A. Al-N-systemet (aluminium-nitrogen). //Bulletin of legeringsfasediagrammer. 1986.V.7. nr. 4, s. 329-333.

87. Jones R.D., Rose K. Liquidus Calculations for III-IV Semiconductors. //CALPHAD: Datamaskinkobling av fasediagrammer og termokjemi. 1984. V.8, s.343-354.

88. Hillert M., Josson S. En vurdering av Al-Fe-N-systemet. //Metallurgical Transaction A. 1992. V.23A, s.3141-3149.

89. Wriedt H.A., Murray J.L. N-Ti (nitrogen-titan). //Binære legeringsfasediagrammer, andre utgave, red. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V.3, s.2705-2708.

90. Zeng K., Schmid-Fetzer R. Kritisk vurdering og termodynamisk modellering av Ti-N-systemet. //Z. Metallkd. 1996. V.87. nr. 7, s. 540-554.

91. Etchessahar E., Bars J.P., Debuigne J. Ti-N-systemet: Likevekt mellom Ô, e og en fase og dannelsesbetingelsene til Lobier og Marcon metastabil fase. //J. Mindre vanlige metaller. 1987. V.134, s. 123-139.

92. Vahlas C., Ladouce B.D., Chevalier P.Y., Bernard C., Vandenbukke L. En termodynamisk evaluering av Ti N-systemet. //Thermochemica Acta. 1991. V 180, s.23-37.

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

94. Gusev A.I. Fasediagrammer av bestilt ikke-støkiometrisk hafniumkarbid og titannitrid. // Rapporter fra Vitenskapsakademiet. 1992. V.322. nr. 5, s. 918-923.

95. Gusev A.I., Rempel A.A. Fasediagrammer av Ti C og Ti - N systemer og atomær rekkefølge av ikke-støkiometrisk titankarbid og nitrid. // Rapporter fra Vitenskapsakademiet. 1993. T.332. nr. 6, s. 717-721.

96. Lengauer W., Ettmayer P. Undersøkelse av faselikevekter i TiN- og Ti-Mo-N-systemene. //Materialvitenskap og ingeniørfag A: Strukturmaterialer: Egenskaper, mikrostruktur og prosessering. 1988. V.105/106. s. 257-263.

97. Lengauer W. Titanium Nitrogen System: En studie av fasereaksjoner i subnitridregionen ved hjelp av diffusjonspar. //Acta Metallurgica et Materialia. 1991. V.39, s.2985-2996.

98. Jonsson S. Vurdering av TiN-systemet. //Z. Metallkd. 1996. V.87. nr. 9, s.691-702.

99. Ohtani H., Hillert M. En termodynamisk vurdering av Ti N-systemet. //CALPHAD: Datamaskinkobling av fasediagrammer og termokjemi. 1990. V.14, s.289-306.

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

101. Wood F.W., Romans P.A., McCune R.A., Paasche O. Phases and Interdiffusion between Titanium and its Mononitride. // Rep. angripe. Bur. gruver. OSS. Avd. Inter. 1974. nr. 7943. ii, s.40.

102. Em B.T., Latergaus I.S., Loryan V.E. Konstruksjon av grensen til området for eksistens av en fast løsning av nitrogen i a-Ti ved nøytrondiffraksjonsmetoden. //Inorgan. Mater. 1991.V.27. nr. 3, s. 517-520.

103. Kalmykov K.B., Rusina N.E., Dunaev S.F. Faselikevekter i Al-Fe-Ni-systemet ved 1400K. //Vestn. Moskva Universitet. Ser. 2. Kjemi. 1996. V.37. nr. 5, s. 469-473.

104. Tot L. Karbider og nitrider av overgangsmaterialer. M.: Mir. 1974.294s.

105. Lengauer W. Krystallstrukturen til ti-Ti3N2-x: En ekstra ny fase i Ti N-systemet. //J. Mindre vanlige metaller. 1996. V. 125, s. 127-134.

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

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

108. Lengauer W., Ettmayer P. Krystallstrukturen til en ny fase i titan-nitrogensystemet. //J. Mindre vanlige metaller. 1986. V.120, s.153-159.

109. Jiang C., Goto T., Hirai T. Ikke-støkiometri av titannitridplater utarbeidet ved kjemisk dampavsetning. //J. Legeringer og forbindelser. 1993. V.190, s. 197-200.

110. Eliot D.F., Glazer M., Ramakrishna V. Thermochemistry of steelmaking processes. Moskva: Metallurgi. 1969. 252 s.

111. Levinsky Yu.V. p-T Diagram over tilstanden til zirkonium-nitrogensystemet. //Fysisk kjemi. 1974. T.48, s.486-488.

112. Domagala R.F., McPherson D.J., Hansen M. System Zirkonium-Nitrogen. //Transaksjon fra American Institute of Mining, Metallurgical and Petroleum Engineering. 1956. V.206, s.98-105.

113. Massalski T.B. N-Zr. //Binære legeringsfasediagrammer, andre utgave, red. T.B. Massalski, ASM International Materials Park, Ohio. 1990. V.3, s.2716-2717.

114. Ogawa T. Strukturell stabilitet og termodynamiske egenskaper til Zr-N-legeringer. //J. Legeringer og forbindelser. 1994. V.203, s.221-227.

115. Kosukhin B.V., Funke V.F., Minashkin V.L., Smirnov B.C., Efremov Yu.P. Fremstilling av belegg fra zirkoniumnitrid og karbonitrid ved CVD-metoden. //Uorganiske materialer. Proceedings fra Academy of Sciences of the USSR. 1987. V.23, s.52-56.

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

117. Massalski T.B. Hf-N. //Binære legeringsfasediagrammer, andre utgave, red. T.B. Massalski, ASM Inter. Materials Park, Ohio. 1990*. V.2, s.2090-2092.

118. Christensen A.N. En nøytrondiffraksjonsundersøkelse på enkeltkrystaller av titanoksid, zirkoniumkarbid og hafniumnitrid. //Acta Chemica Scandinavica. 1990. V.44, s.851-852.

119. Lengauer W., Rafaja D., Taubler R., Ettmayer P. Fremstilling av binære enkeltfaselinjeforbindelser via diffusjonspar: Subnitridfasen og C-Hf4N3.x. //Acta Metallurgica et Materialia. 1993. V.41, s.3505-3514.

120. Levinsky Yu.V. p-T Diagram over tilstanden til niob-nitrogensystemet. //Metaller. 1974. V.1, s. 52-55.

121. Huang W. Termodynamiske egenskaper til Nb W-C-N-systemet. //Z. Metallkd. 1997. V.88, s.63-68.

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

123. Berger R., Lengauer W., Ettmayer P. The y-Nb4N3±x - 5-NbNi.x Phase Transition. //J. Legeringer og forbindelser. 1997. V.259, s.L9-L13.

124 Jogiet M., Lengauer W., Ettmayer P. III. Legeringer og forbindelser. 1998. V.46(2), s.233.

125. Huang W. Termodynamisk vurdering av Nb N-systemet. //Metallurgical and Materials Transactions A. 1996. V.27A, s.3591-3600.

126. Balasubramanian K., Kirkaldy J.S. Eksperimentell undersøkelse av termodynamikken til Fe-Nb-N austenitt og ikke-støkiometrisk niobiumnitrid (1373-1673K). //Canadian Metallurgical Quarterly. 1989. V.28, s.301-315.

127. Christensen A.N. Fremstilling og krystallstruktur av ß-Nb2N og y-NbN. //Acta Chemica Scandinavica, A: Fysisk og uorganisk kjemi. 1976. V.30, s.219-224.

128. Christensen A.N., Hazell R.G., Lehmann M.S. En røntgen- og nøytrondiffraksjonsundersøkelse av krystallstrukturen til y-NbN, //Acta Chemica Scandinavica, A: Fysisk og uorganisk kjemi. 1981. V.35, s.l 11-115.

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

130. Yen C.M., Toth L.E., Shy Y.M., Anderson D.E., Rosner L.G. Superledende Hc-Jc og Tc målinger i Nb-Ti-N, Nb-Hf-N og Nb-V-N ternære systemer. //J. Anvendt fysikk. 1967. V.38, s.2268-2271.

131. Terao N. Nye faser av niobiumnitrid. //J. de mindre vanlige metallene. 1971. V.23, s.159-169.

132. Dobrynin A.B. Nye keramiske materialer fra aluminiumnitrid. //Uorganiske materialer. 1992.V.28. nr. 7, s. 1349-1359.

133. Kulikov V.I., Mushkarenko Yu.N., Parkhomenko S.I., Prokhorov L.N. En ny klasse keramiske materialer basert på varmeledende aluminiumnitrid. //Elektronisk utstyr. Ser. Mikrobølgeteknologi. 1993. Vol. 2 (456), s. 45-47.

134. Samsonov G.V. Nitrider. Kiev: Naukova Dumka. 1969. 377 s.

135. Kral C., Lengauer W., Rafaja D., Ettmayer P. Kritisk gjennomgang av de elastiske egenskapene til overgangsmetallkarbider, nitrider og karbonitrider. IIJ. Legeringer og forbindelser. 1998. V.265, s.215-233.

136. Samsonov G.V., Pilipenko A.T., Nazarchuk T.N. Analyse av ildfaste forbindelser. M: Metallurgizdat. 1962. 256s.

137. Samonov G.V., Strashinskaya J1.B., Schiller E.A. Kontaktinteraksjon av metalllignende karbider, nitrider og borider med ildfaste metaller ved høye temperaturer. //Metallurgi og drivstoff. 1962. V.5, s. 167-172.

138. Dai Ying, Nan Ce-wen. Syntese av aluminiumnitrid whiskers via en damp-væske-fast prosess, //materiale Res. soc. Symp. Proc. 1999. V.547, s.407-411.

139. Chen K.X., Li J.T., Xia Y.L., Ge C.C. Selvforplantende høytemperatursyntese (SHS) og mikrostruktur av aluminiumnitrid. //Int. J. Selvforplantende høytemp. Syntese. 1997. V.6(4), s.411-417.

140. Hwang C.C., Weng C.Y., Lee W.C., Chung S.L. Syntese av A1N-pulver ved en forbrenningssyntesemetode. //Int. J. Selvforplantende høytemp. Syntese. 1997. V.6(4), s.419-429.

141. Chung S.L., Yu W.L., Lin C.N. En selvforplantende høytemperatursyntesemetode for syntese av A1N-pulver. //J. materialforskning. 1999. V.14(5), s. 1928-1933.

142. Ha H., Kim K.R., Lee H.C. En studie om syntesen av titannitrid ved hjelp av SHS-metoden (Self-propagating High-temparature Synthesis). //J. Kor. keramikk. soc. 1993. V.30. nr. 12, s. 1096-1102.

143. Chen K., Ge C., Li J. Fasedannelse og termodynamisk analyse av selvforplantende høytemperatursyntese av Al-Zr-N-systemkompositter. //J. materialforskning. 1998. V.13(9), s.2610-2613.

144. Chen K.X., Ge C.C., Li J.T. Effekten av nitrogentrykk på in situ forbrenningssyntese av AIN-ZrN-kompositter. //Metallurgisk. materialer. Trans. A, 1999. V.30A(3A). s. 825-828.

145. Garcia I., Olias J.S., Vazquez A.J. En ny metode for materialsyntese: solenergi konsentrert av Fresnel-linse. //J. Fysikk. 1999.IV. V.9. p.Pr3/435-Pr3/440.

146. Olias J.S., Garcia I., Vazquez A.J. Syntese av TiN med solenergi konsentrert av en Fresnel-linse. //J. materielle bokstaver. 1999. V.38, s.379-385.

147. Boulmer-Leborgne C., Thomann A.L., Andreazza-Vignolle P., Hermann J., Craciun V., Echegut P., Crariun D. Excimer lasersyntese av A1N-belegg. //Appl. overflatevitenskap. 1998. V. 125, s. 137-148.

148 Sicard E., Boulmer-Leborgne C., Sauvage T. Excimer laserindusert overflatenitrering av aluminiumslegering. //Appl. overflatevitenskap. 1998. V.127-129, s.726-730.

149. Boulmer-Leborgne C., Thomann A.L., Hermann J. Direkte syntese av metallnitrid med laser. //NATO ASI Ser. 1996 Ser.E. V.307, s.629-636.

150. Thomann A.L., Sicard E., Boulmer-Leborgne C., Vivien C., Hermann J., Andreazza-Vignolle C., Andreazza P., Meneau C. Overflatenitrering av titan og aluminium ved laserindusert plasma. //Overflatebeleggingsteknologi. 1997. V.97. nr. (1-3), s. 448 452.

151. Dai X., Li Q., ​​​​Ding M., Tian J. Termodynamisk aspekt ved syntese av A1N-pulver ved karbotermisk reduksjon og nitrideringsprosess. //J. materiale. Vitenskap. teknologi. 1999. V.15(l), s.13-16.

152. Wang J., Wang W.L., Ding P.D., Yang Y.X., Fang L., Esteve J., Polo M.C., Sanchez G Syntese av kubisk aluminiumnitrid ved karbotermisk nitrideringsreaksjon. //Diamond Relat. mater. 1999. V.8(7), s. 1342-1344.

153. Pathak Lokesh Chandra, Ray Ajoy Kumar, Das Samar, Sivaramakrishnan C. S., Ramachandrarao P. Karbotermisk syntese av nanokrystallinske aluminiumnitridpulvere. //J. American Ceramic Society. 1999. V.82(l), s.257-260.

154. Clement F., Bastians P., Grange P. Ny lavtemperatursyntese av titannitrid: forslag til cyanonitrideringsmekanisme. //Solid State Ionics. 1997. V.101-103. s. 171-174.

155 Jung W.S., Ahn S.K. Syntese av aluminiumnitrid ved omsetning av aluminiumsulfid med ammoniakk. //Material Bokstaver. 2000. V.43, s.53-56.

156. Hezler J., Leiberich R., Mick H.J., Roth P. Sjokkrørstudie av dannelsen av TiN-molekyler og partikler. //Nanostruct. materialer. 1999. V.l 0(7), s. 1161-1171.

157. Uheda K., Takahashi M., Takizawa H., Endo T., Shimada M. Syntese av aluminiumnitrid ved bruk av urea-forløpere. //KeyEng. materialer. 1999. V.l59-160, s.53-58.

158. Shimada S., Yoshimatsu M., Nagai H., Suzuku M., Komaki H. Fremstilling og egenskaper av TiN- og A1N-filmer fra alkoksydløsning ved termisk plasma CVD-metode. //Tynne solide filmer. 2000. V.370, s.137-145.

159. Shimada S., Yoshimatsu M. Fremstilling av (Tii.xAlx)N-filmer fra blandede alkoksydløsninger ved plasma CVD. //Tynne solide filmer. 2000. V.370, s.146-150.

160. Kim W.S., Sun H.N., Kim K.Y., Kim B.H. En studie på TiN Thin Film ved Sol-Gel Method. //J. Kor. keramikk. soc. 1992.V.29. nr. 4, s. 328-334.

161. Sonoyama Noriyuki, Yasaki Yoichi, Sakata Tadayoshi. Dannelse av aluminiumnitrid ved bruk av litiumnitrid som en kilde til N3" i det smeltede aluminiumkloridet. //Chemical Letters. 1999. V.3, s.203-204.

162. Nakajima Kenichiro, Shimada Shiro. Elektrokjemisk syntese av TiN-forløpere og deres omdannelse til fine partikler. //J. materiale kje. 1998. V.8(4), s.955-959.

163. Pietzke M.A., Schuster J.C. Faselikevekter til det kvartære systemet Ti Al - Sn - N ved 900°C. //J. Legeringer og forbindelser. 1997. V.247, s. 198-201.

164. Schuster J.C., Bauer J. The Ternary System Titanium Aluminium - Nitrogen. //J. Faststoffkjemi. 1984. V.53, s.260-265.

165. Procopio A.T., El-Raghy T., Barsoum M.W. Syntese av Ti4AlN3 og faselikevekter i Ti - A1 N-systemet. //Metallurgical and Materials Transactions A. 2000. V.31A, s.373-378.

166. Zeng K., Schmid-Fetzer R. Termodynamisk modellering og anvendelser av Ti A1 - N fasediagrammet. //Thermodynamics of alloy formation, 1997TMS årsmøte i Orlando, Florida, 9.-13. februar. 1997. s.275-294.

167. Chen G., Sundman B. Termodynamisk vurdering av Ti A1 - N-systemet. //J. Faselikevekt. 1998.V.19. nr. 2, s. 146-160.

168. Anderbouhr S., Gilles S., Blanquet E., Bernard C., Madar R. Termodynamisk modellering av Ti A1 - N-systemet og anvendelse på simulering av CVD-prosesser i den (Ti, A1) N-metastabile fasen. //Chem.Vap.Deposition. 1999. V.5. nr. 3, s. 109-113.

169. Pietzka M.A., Schuster J.C. Faselikevekter i det kvartære systemet Ti A1 - C - N. //J. American Ceramic Society. 1996. V.79(9), s.2321-2330.

170. Lee H.D., Petuskey W.T. Ny ternærnitrid i Ti Al - N-systemet. //J. American Ceramic Society. 1997. V.80. nr. 3, s.604-608.

171. Ivanovskii A.L., Medvedeva N.I. Elektronisk struktur av sekskantet Ti3AlC2 og Ti3AlN2. //Mendeleev Communications elektronisk versjon. 1999. V.l, s.36-38.

172 Barsoum M.W., Schuster J.C. Kommentar til "Nytt ternært nitrid i Ti Al - N-systemet". //J. American Ceramic Society. 1998. V.81. nr. 3, s. 785-789.

173. Barsoum M.W., Rawn C.J., El-Raghy T., Procopio A.T., Porter W.D., Wang H., Hubbard C.R. Termiske egenskaper til Ti4AlN3. //J. Anvendt fysikk. 2000. V.87, s.8407-8414.

174. Procopio A.T., Barsoum M.W., El-Raghy T. Karakterisering av Ti4AlN3. //Metallurgical and Materials Transactions A. 2000. V.31A, s.333-337.

175. Myhra S., Crossley J.A.A., Barsoum M.W. Krystallkjemi av Ti3A1Cr og Ti4AlN3 lagdelt karbid/nitrid fasekarakterisering av XPS. III. Fysikk og kjemi av faste stoffer. 2001. V.62, s. 811-817.

176 El-Sayed M.H., Masaaki N., Schuster J.C. Grensesnittstruktur og reaksjonsmekanisme for AIN/Ti-ledd. III. materialvitenskap. 1997. V.32, s.2715-2721.

177. Paransky Y., Berner A., ​​Gotman I. Mikrostruktur av reaksjonssone ved Ti A1N-grensesnittet. //Material Bokstaver. 1999. V.40, s. 180-186,9

178. Paransky Y.M., Berner A.I., Gotman I.Y., Gutmanas E.Y. Fasegjenkjenning i A1N-Ti-systemet ved energidispersiv spektroskopi ogsjon. //Microchimica Acta. 2000. V.134, s.l71-177.

179. Gusev A.I. Faselikevekter i ternære systemer M-X-X "og M-A1-X (M-overgangsmetall, X, X" - B, C, N, Si) og krystallkjemi av ternære forbindelser. // Kjemiens suksesser. 1996. V.65(5), s. 407-451.

180. Schuster J.C., Bauer J., Debuigne J. Undersøkelse av faselikevekter relatert til fusjonsreaktormaterialer: 1. Det ternære systemet Zr A1 - N. III. Kjernefysiske materialer. 1983. V.116, s.131-135.

181 Schuster J.C. Krystallstrukturen til Zr3AlN. //Z. krystallografi. 1986. V.175, s.211-215.

182. Schuster J.C., Bauer J. Undersøkelse av faselikevekter relatert til fusjonsreaktormaterialer: II. Det ternære systemet Hf-Al-N. III. Kjernefysiske materialer. 1984. V.120, s.133-136.

183. Schuster J.C., Nowotny H. Phase Equilibria in the ternary systems Nb-Al-N and Ta-Al-N. //Z. Metallkd. 1985. V.76, s.728-729.

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

185. Reid S. Elektronsondemikroanalyse. M.: Mir. 1979. 260-tallet.

186. Sokolovskaya E.M., Guzey JI.C. Metallokjemi. M.: Mosk. Universitet. 1986. 264 s.

187. Abramycheva H.JI. Interaksjon av legeringer basert på jern, nikkel og elementer fra gruppe IV V med nitrogen ved forhøyet partialtrykk. Sammendrag av Ph.D.-avhandling, Moscow State University, 1999. 20s.

188. Lupis K. Kjemisk termodynamikk av materialer. Moskva: Metallurgi. 1989. 503s.

189. Dinsdale A.T. SGTE-data for rene elementer. //Calphad. 1991. V. 15. nr. 4, s.317-425.

190. Kaufmann L., Nesor H. Koblede fasediagrammer og termokjemiske data for binære overgangsmetallsystemer V. //Calphad. 1978.V.2. nr. 4, s. 325-348.

191. Voronin G.F. Delvis termodynamiske funksjoner av heterogene blandinger og deres anvendelse i termodynamikken til legeringer. //I boken: Moderne problemer med fysisk kjemi. M.: Mosk. Universitet. 1976. v.9. s.29-48.

192. Kaufman L., Bershtein X. Beregning av tilstandsdiagrammer ved bruk av datamaskin: Pr. fra engelsk. M.: Mir. 1972. 326s.

193. Belov G.V., Zaitsev A.I. Ved å bruke Monte Carlo-metoden for å bestemme fasesammensetningen til heterogene systemer. //Sammendrag fra den XIV internasjonale konferansen om kjemisk termodynamikk. St. Petersburg: NIIKh St. Petersburg State University. T.2002. s. 317-318.

194. Khan Yu.S., Kalmykov K.B., Dunaev S.F., Zaitsev A.I. Faselikevekter i Ti-Al-N-systemet ved 1273 K. // Rapporter fra Vitenskapsakademiet. 2004. v.396. nr. 6, s. 788-792.

195. Han Y.S., Kalmykov K.V., Dunaev S.F., Zaitsev A.I. Faststofffaselikevekter i titan-aluminium-nitrogensystemet. //J. Faselikevekt og diffusjon. 2004. V.25. nr. 5, s.427-436.

196. Diagrammer over tilstanden til binære metalliske systemer. Oppslagsbok: I 3 bind: T.Z. Bok 1 / Under. Til T. Ed. N.P. Lyakisheva. M.: Mashinostroenie. 1999. 880-tallet.

197. Wang T., Jin Z., Zhao J.C. Termodynamisk vurdering av det binære systemet Al-Zr. //J. Faselikevekt. 2001. V.22. nr. 5, s. 544-551.

198. Turkdogan E.T. Fysisk kjemi av høytemperaturprosesser. Moskva: Metallurgi. 1985. 344 s.

199. Han Y.S., Kalmykov K.V., Abramycheva N.L., Dunaev S.F. Struktur av Al-Zr-N-systemet ved 1273K og 5Mpa. //VIII Internasjonal konferanse for krystallkjemi av intermetalliske forbindelser. Lviv. Ukraina. 25.-28. september 2002. s.65.

200. Khan Yu.S., Kalmykov K.B., Zaitsev A.I., Dunaev S.F. Faselikevekter i Zr-Al-N-systemet ved 1273 K. // Metaller. 2004. V.5, s.54-63.

201. Khan Yu Sin, Kalmykov K.B., Dunaev S.F. Interaksjon av aluminiumnitrid med elementer fra IV B-gruppe. //Internasjonal konferanse for studenter og hovedfagsstudenter om grunnleggende vitenskaper "Lomonosov-2003". 15.-18. april 2003 seksjon Kjemi. T.2, s.244.

Vær oppmerksom på at de vitenskapelige tekstene presentert ovenfor er lagt ut for gjennomgang og oppnådd gjennom original avhandlings tekstgjenkjenning (OCR). I denne forbindelse kan de inneholde feil relatert til ufullkommenhet i gjenkjenningsalgoritmer. Det er ingen slike feil i PDF-filene til avhandlinger og sammendrag som vi leverer.

Som et manuskript

FASELIKEVIKT I SYSTEMER NITROGEN - ALUMINIUM - OVERGANGSMETALL IV - V GRUPPE.

04/01/07 - Fysikk av kondensert materie

Moskva 2004

Arbeidet ble utført ved Institutt for generell kjemi, Fakultet for kjemi, Lomonosov Moscow State University. M.V. Lomonosov og ved Institutt for metallvitenskap og metallfysikk. G.V. Kurdyumov TsNIIcher møtte dem. I.P. Bardin.

Vitenskapelig leder

Doktor i fysiske og matematiske vitenskaper, professor Zaitsev A.I. Vitenskapelig konsulent

Kandidat for kjemivitenskap, ledende forsker Kalmykov K.B. Offisielle motstandere:

doktor i tekniske vitenskaper, professor Kraposhin B.C.

Doktor i fysiske og matematiske vitenskaper, professor Kaloshkin S.D.

Ledende organisasjon:

Institutt for metallurgi og materialvitenskap. A.A. Baikova

Forsvaret av avhandlingen finner sted 12. november 2004 kl. D på et møte i avhandlingsrådet D 141.04.02 FSUE TsNIIchermet im. I.P. Bardin på adressen: 105005, Moskva, st. 2. Baumanskaya; 23/9.

Avhandlingen finnes i det tekniske biblioteket til TsNIIchermet oppkalt etter V.I. I.P. Bardin.

Telefon for henvendelser: 777-93-50

Vitenskapelig sekretær

avhandlingsråd D 141.04.02, kandidat til tekniske vitenskaper,

seniorforsker ¿^G^sä^A-^ Aleksandrova N.M.

GENERELL BESKRIVELSE AV ARBEID.

TEMAETS RELEVANS: Sammensetninger basert på komplekse nitrider av aluminium og overgangsmetaller fra IV-V-grupper brukes i økende grad i ulike industrier og ingeniørfag. De er grunnlaget for å lage slitesterke og beskyttende belegg, diffusjonsbarrierer i mikroelektronikk, høytemperatur keramikk-metall, komposittmaterialer, keramikk, etc. En like viktig rolle spilles av forbindelsene av A1 og elementer fra gruppene IV - V med nitrogen i design og produksjon av et bredt spekter av stålkvaliteter og legeringer, spesielt med høyt nitrogeninnhold. Naturligvis er de fysiske, fysisk-kjemiske og mekaniske egenskapene til disse materialene direkte relatert til typen og mengden av nitrogenholdige faser som dannes. Nøyaktige data om sammensetningen og betingelsene for eksistensen av komplekse forbindelser er også av grunnleggende teoretisk betydning for å forstå naturen til den kjemiske bindingen og andre nøkkelegenskaper som bestemmer graden av deres stabilitet. For å forutsi forholdene for syntese og stabiliteten til nitrider, kreves pålitelige data om faselikevekter. Konstruksjon av mmed deltakelse av nitrogen er en svært vanskelig oppgave på grunn av lave termodynamiske insentiver for dannelse av blandede forbindelser fra binære faser ved siden av tilstandsdiagrammet, lave diffusjonshastigheter av komponenter i dem, så vel som kompleksiteten og lav nøyaktighet for å bestemme det sanne nitrogeninnholdet. Derfor er den tilgjengelige informasjonen fragmentarisk og ekstremt motstridende både når det gjelder sammensetningen av trippelnitridene og når det gjelder plasseringen av faselikevektslinjene. Det oppnås hovedsakelig ved utglødning av pulverpresser, der det er vanskelig å oppnå en likevektstilstand for legeringen.

FORMÅL MED ARBEIDET: Utvikling av en ny tilnærming til studiet av tilstandsdiagrammer av multikomponentnitridsystemer, basert på bruk av et kompleks av moderne eksperimentelle metoder for fysisk-kjemisk analyse, metoder for termodynamisk analyse og beregning, som lar en bestemme med høy nøyaktighet av betingelsene for sameksistens av faser og få uttømmende bevis på at de er i samsvar med likevekt. Studie av faselikevekter i fastfaseregionen til ternære systemer aluminium - nitrogen - metall 1U-U grupper ved en temperatur på 1273 K. VITENSKAPLIG NYHET:

Metodene for termodynamisk analyse og beregning viser inkonsistensen av de tilgjengelige eksperimentelle dataene på betingelsene for faselikevekt i T1-A1-N og r-A1-M systemene;

Termodynamisk modellering, analyse og beregning av faselikevekter i &-A1-H og Sh-A1-K systemene ble utført.For første gang funnet

termodynamiske funksjoner av ternære forbindelser dannet i disse systemene;

Fastfaseområdene til tilstandsdiagrammene for systemene Ti-Al-N, Zr-Al-N og Hf-Al-N ved 1273 K ble konstruert;

Det er fastslått karakteren av faselikevekter i Nb-Al-N-systemet ved en temperatur på 1273 K. VITENSKAPLIG OG PRAKTISK BETYDNING AV ARBEIDET:

Den innhentede informasjonen om likevektsforholdene og termodynamiske funksjoner til fasene i M-A1-N-systemene (heretter M = Ti, Zr, Hf, Nb) er et grunnleggende vitenskapelig grunnlag for utvikling av belegg, keramikk og cermet, kompositt materialer som er viktige for mikroelektronikk, energi, maskinteknikk. De gjør det mulig å bestemme de teknologiske parameterne for produksjon og prosessering av slike materialer, og er også av grunnleggende betydning for å forutsi fasesammensetningen og egenskapene til et bredt spekter av stål og legeringer med høyt nitrogeninnhold. PÅLITELIGHET OG GYLDIGHET:

Data innhentet ved forskjellige metoder for fysisk-kjemisk analyse på legeringsprøver syntetisert ved forskjellige metoder (nitrering av binære legeringer, langsiktig homogeniserende annealing, diffusjonspar), ved bruk av moderne eksperimentelle tilnærminger og utstyr, som elektronprobemikroanalyse, skanningelektronmikroskopi, X- strålefaseanalyse var i alle tilfeller i utmerket overensstemmelse både med hverandre og med resultatene av termodynamiske beregninger.

Fig. 2. Strukturen til fastfaseområdet til den isotermiske delen av Ti-Al-N fasediagrammet ved en temperatur på 1273 K.

3. Resultater av termodynamisk analyse og beregning av faselikevekter i Zr-Al-N-systemet ved 1273 og 1573 K.

4. Strukturen til fastfaseområdene til fasediagrammene til systemene Zr-Al-N, Hf-Al-N, Nb-Al-N ved 1273 K.

GODKJENNING AV VERKET OG PUBLIKASJONER. Hovedresultatene av arbeidet ble rapportert på: Internasjonal konferanse "VIII International conference of crystal chemistry of intermetallic compounds" (Lviv, Ukraina, 2002); International Conference of Students and Postgraduates in Fundamental Sciences "Lomonosov-2003", (Moskva, 2003); Internasjonal konferanse "Teori og praksis for teknologier for produksjon av produkter fra komposittmaterialer og nye metallegeringer (T11KMM)", (Moskva, Moscow State University, 2001, 2003). Basert på materialet i avhandlingen ble det publisert 4 artikler. AVHANDLINGENS VOLUM OG STRUKTUR. Avhandlingen består av en introduksjon, en litteraturgjennomgang, en eksperimentell del, en diskusjon av resultatene,

konklusjoner og en referanseliste i mengden av 204 titler. Verket er presentert på 138 maskinskrevne sider, inkludert 70 figurer og 26 tabeller.

Den andre delen diskuterer regelmessighetene i interaksjonen av nitrogen med elementer fra gruppene IV-V, gir informasjon om de fysisk-kjemiske egenskapene og metodene for syntese av nitrider. Det er vist at doble M-N tilstandsdiagrammer ikke er fullstendig studert. Bare eksistensen av MN- og M2N-nitrider er pålitelig fastslått, mens dannelsen av andre nitridfaser er tvilsom på grunn av mulig stabilisering med oksygen.

Hoveddelen av litteraturgjennomgangen er viet analyse av informasjon om strukturen til M-A1-N tilstandsdiagrammer. Tilstandsdiagrammer M-A1-N har blitt studert i mye mindre grad enn binære legeringer. Data om forholdene for faselikevekt i systemene Zr-Al-N, Hf-Al-N og Nb-Al-N er for tiden praktisk talt fraværende. Informasjon om tilstandsdiagrammet til Ti-Al-N-systemet inneholder en rekke grunnleggende motsetninger. EKSPERIMENTELL DEL. §1. Prøveforberedelsesmetode.

Ti, Zr, Hf-jodid og i form av pulvere med en renhet på 99,5%, Nb - arkvakuumsmeltende med en renhet på 99,99% og pulver med en renhet på 99,5%, nitrogen GOST 9293-74 OSCH (99.996 vol. % 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.

Binære legeringer M-A1 ble oppnådd ved å legere veide deler av komponenter i en lysbueovn "LAYBOLD HERAUES" med en ikke-forbrukbar wolframelektrode i en renset argonatmosfære. For å forbedre homogeniteten til blokkene ble de omsmeltet fem ganger. De syntetiserte prøvene ble pakket inn i niobfolie og utsatt for homogeniserende utglødning ved 1273 K (100 timer) i evakuerte kvartsampuller i elektriske motstandsovner, etterfulgt av bråkjøling i vann. Legeringssammensetningene, deres fasesammensetning og homogenitet ble kontrollert ved elektronsondemikroanalyse på en CAMEBAX-mikrostråleanordning (tabell 1). §2. Metodikk for studiet av prøver.

Følgende forskningsmetoder ble brukt i arbeidet:

Elektronsondemikroanalyse på enheten "CAMEBAX-microbeam" ved akselererende spenninger på 15 og 30 kV; Foreløpig analyse for urenheter ble utført på en KEVEX energidispersiv analysator.

Skanneelektronmikroskopi på JEOL og CAMEBAX-mikrostråleenheter; bildet ble oppnådd i sekundære elektroner ved akselererende spenninger på 15 og 20 kV. De oppnådde bildene ble behandlet og faseforholdet i de studerte prøvene ble bestemt.

Optisk mikroskopi", metoder for mørkt felt, lyst felt, polarisert lys, Nomarski differensiell interferenskontrast.<300 и х400.

Røntgenfaseanalyse ved pulvermetoden ble utført på DRON-4 og 8TAB1-R diffraktometre produsert av Yashe (CuKnbCoKn-stråling).

Tabell 1.

Kjemisk og fasesammensetning av binære legeringer av M-A1-systemer.

nr. Sammensetning (EZMA), at.% Fasesammensetning Nr. Sammensetning (EZMA), at.% Fasesammensetning

System I - A1

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 Ti, A1

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

System Hg - A1

1 28,5 71,5 rA13, bgMg 5 60,1 39,9 XmPAb Tr2M

2 33,3 66,7 bxc/g 6 65,8 34,2

3 47,5 52,5 2r2A13, 2GA1 7 76,7 23,3 7X2A\,

4 58,3 41,7 Xm4A1b bcrA\r

Sh - A1 system

1 31,7 68,3 H£A13, SHA12 4 53,8 46,2 NSh, H£(A1z

2 36,8 63,2 НШ2, ША13 ​​​​5 62,4 [37,6 Ш3А12, Zh5А13

3 43,2 56,8 NG2A13, NSh 6 77,8 | 22,2 102A1, a(H0

System nr. - A1

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

2 51,2 48,8 1MbA13, Mb2A1 5 82,8 17,2 N>3A1, a(N>)

3 63,5 36,5 Nb2A1

§ 3. Utvikling av metode for å studere fasediagrammer med deltakelse av nitrogen.

For å studere faselikevekter i M-A1-N ternære systemer, ble et kompleks av moderne metoder for fysisk-kjemisk analyse brukt, som inkluderte: nitrering av pulvere av M-A1 binære legeringer i en nitrogenatmosfære, diffusjonsdamp og langsiktig homogeniserende gløding av legeringer.

For nitrering ble M-A1 binærlegeringspulver plassert i A1203-digler og utsatt for isotermisk holding i en termokompresjonsglødeenhet av originalt design i en nitrogenatmosfære ved et trykk på 5 MPa og en temperatur på 1273 K for 1, 4, 9 og 16 timer. Fasesammensetningen til prøvene ble studert ved røntgenfaseanalyse etter hver utglødning.

For å bestemme effekten av nitreringsvarighet på endringen i sammensetningen av binære nitridfaser innenfor homogenitetsregionen, studerte vi avhengigheten av gitterparameteren til zirkonium og hafniumnitrider på

glødetid i en nitrogenatmosfære ved en temperatur på 1273 K og et trykk på 5 MPa. Gitterparametrene til ZrN og HfN endret seg ikke under gløding i 4 og 13 timer, noe som indikerer at i systemene som studeres, har varigheten av høytemperaturnitrering praktisk talt ingen effekt på sammensetningen av det resulterende nitrid.

Diffusjonspar ble fremstilt i henhold til M/A1N/M "sandwich"-typen på to måter: diffusjonssveising og overflatebehandling. Diffusjonssveising ble utført i vakuum på en DSVU-installasjon ved temperaturer: 1273 K for titan, 1373 K for zirkonium og niob, og 1433 K for hafnium. Sveisetrykket var 17-20 MPa. Overflatebehandling av Ti, Zr, Hf eller Nb på en 2x4x4 mm AIN-plate ble utført i en elektrisk lysbueovn i en renset argonatmosfære. De resulterende dampene ble herdet i evakuerte kvartsampuller i 100 og 670 timer, og strukturen til de resulterende overgangssonene ble studert ved elektronprobemikroanalyse, optisk og skanningselektronmikroskopi. Bruken av to metoder for å oppnå diffusjonspar utelukket muligheten for påvirkning av fysisk-kjemiske prosesser som oppstår på grenseflatene når forskjellige materialer kombineres til en enkelt sammensetning, på strukturen til diffusjonssonene og arten av de oppnådde resultatene.

For å utføre studier av den tredje typen ble prøver av to typer syntetisert:

1) Blandinger av en viss sammensetning ble fremstilt fra Zr-, Hf-, Nb- og AIN-pulvere. Blandingene ble presset ved romtemperatur og et trykk på 10 MPa. Pelletene ble omsmeltet i en elektrisk lysbueovn i en argonatmosfære og utsatt for langsiktig homogeniserende gløding ved 1273 K i evakuerte kvartsampuller i 200 og 670 timer for å oppnå en likevektsfasekonfigurasjon.

2) A1N-plater ble pakket inn i titan- eller niobfolie og deretter omsmeltet i en lysbueovn. Deretter ble prøvene utsatt for langtidsgløding i henhold til den beskrevne prosedyren. Kriteriet for å oppnå en likevektstilstand var invariansen av typen og antall faser med en økning i varigheten av glødingen.

Beregningen og analysen av faselikevekter i systemene som studeres ble utført i samsvar med termodynamikkens grunnleggende lover. Ved analyse av hver spesifikk sammensetning ble alle mulige kombinasjoner av faser vurdert, hvis kombinasjon den kan representeres. Kombinasjonen av faser som tilsvarer minimum Gibbs-energien til systemet ble ansett for å tilsvare stabil likevekt, og dens egenskaper (natur og antall sameksisterende faser) ble brukt til å konstruere tilstandsdiagrammet. Alle andre fasekombinasjoner ble ansett som metastabile og deres egenskaper ble ikke tatt i betraktning. For å redusere de termodynamiske funksjonene til de samme standardtilstandene til komponentene, ble tilgjengelig informasjon om deres stabilitetsparametere eller Gibbs-energien til faseoverganger brukt. Beregningsalgoritmen ble implementert i form av et spesielt dataprogram, som involverer den gjentatte prosedyren for å bestemme fasesammensetningen til systemet for settet

punkter som dekker hele spekteret av sammensetninger i rommet av komponentkonsentrasjoner ved en gitt temperatur.

Foreløpige eksperimenter og beregninger gjorde det mulig å formulere prinsippene for valg av sammensetningen av de studerte prøvene, modusene for deres nitrering og varmebehandling, som gjør det mulig å nå en og samme tilstand av legeringen på forskjellige måter og for å oppnå uttømmende bevis av dens samsvar med likevekt. RESULTATER OG DISKUSJON. § 1. Faselikevekter i T1-A1-1Ch-systemet.

Resultatene av foreløpige eksperimenter har vist at den mest effektive metoden for å studere faselikevekter i Ti-A1-N-systemet er nitrering av pulverprøver fra gassfasen. Tabell 2 viser resultatene av røntgenfaseanalyse av prøver etter utglødning i nitrogenatmosfære ved 1273 K i 1 time. I de første fem legeringene dannes den ternære forbindelsen T12AM. De oppnådde resultatene vitner om eksistensen av følgende fasefelt i Tb-A1-M-systemet: T1A1s-ThA1K-ASh, TSrAM-AM-Sh, TS3-T^A^-UrASh og ^-Tm-OOP).

Tabell 2.

Fasesammensetning av pulverprøver av T1-A1-N-systemet før og etter gløding i nitrogenatmosfære ved T = 1273 K, p(N2) = 5 MPa.

Legering nr. Fasesammensetning

før nitrering etter nitrering

1 TiAl3, TiAl2 Ti2AlN, TiAl3, A1N

2 TiAl2, TiAl Ti2AlN, TiAl3, TiAl2

3 TiAl, T13AI Ti2AlN, TiNi.x, A1N

4 Ti3Al Ti2AlN, TiN,.x

5 Т1зА1 TijAIN, TiNi.x

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

For å studere regionen av fasediagrammet rik på titan, ble metodene for diffusjonspar og langsiktig homogeniserende gløding brukt. I diffusjonssonen til A1N/Ti-prøven, etter 200 timers isotermisk eksponering T=1273 K, ble dannelsen av to mellomlag registrert: et lag av titannitrid som inneholder inneslutninger av den ternære fase Ti3AlN, og et lag av et fast stoff. løsning basert på a(Ti) med en aluminiumkonsentrasjon på opptil 19 at.% . Figur 1(a) viser strukturen til et AlN-prøve/titan-mellomlag med en tykkelse på 150 µm/AIN. Etter 200 timers gløding dannes et titannitridlag med en tykkelse på ca. 30 μm på overflaten av aluminiumnitrid, midten av mellomsjiktet er en Ti3AlN-fase med inneslutninger av titannitrid TiN].x. De oppnådde resultatene indikerer eksistensen av konoder AlN-TiNi. TiN!.x-Ti3AlN, Ti3AlN-a(Ti).

For nøyaktig å bestemme posisjonen til likevektslinjene i titanrike legeringer med deltagelse av det sakte dannede Ti3AlN-kompleksnitridet, ble to prøver syntetisert ved å smelte sammen veide porsjoner av titan og aluminiumnitridpulver i et molforhold på 3/1 og 2/ 1. Den første legeringen etter 200 timers gløding fikk en konstant fasesammensetning

TP^-x+"PsAP^+aSP). I henhold til dataene fra skanningselektronmikroskopi og røntgenfaseanalyse (fig. 1b), var 4 faser tilstede i den andre prøven etter 200 timers annealing: TO^." "PzAGY, a(Tl) og "PzA1.

Dessuten ble T13AM-inneslutninger funnet rundt titannitridpartikler, noe som indikerer utilstrekkelig homogeniseringstid. Etter 670 timers annealing fikk fasesammensetningen til prøven en stabil konfigurasjon: TOL-PzASh+a(T0 (fig. 2).

THASH THA1 -

Ris. 1. Mikrostruktur av prøver av "L - A1 - >1"-systemet:

a - AMHP/AM etter annealing i 200 timer, 1273 K, sekundær e, x1000; b - A1K + 2GP etter gløding i 200 timer, 1273 K, sekundær e, x1000.

n -^zash A -0(14)

20,0 30,0 40,0 50,0 60,0 70,0 80,0 90,0 20 Fig. 2. Røntgendiffraksjonsmønster av A1N+2T1-prøven etter annealing i 670 timer, 1273 K.

Termodynamiske beregninger ble brukt for å bestemme plasseringen av faselikevektslinjer ved lave nitrogenkonsentrasjoner. Eksistensen av en flytende løsning basert på aluminium og α- og 3-faste løsninger basert på titan ble ikke tatt i betraktning, siden smelten ligger utenfor området av interesse for fastfaselikevekter, og likevekter med faste løsninger har blitt eksperimentelt studert i detalj. Foreløpig er eksperimentelle data om Gibbs dannelsesenergi ( A / 7) fasene "PzAPCH, T12A1H, T1A12 fraværende. Det er bare estimater. Derfor ble disse ukjente egenskapene funnet ved indirekte optimalisering i det første stadiet. essensen av metoden var å velge verdiene av A/? for disse forbindelsene på en slik måte at de tilfredsstiller de eksperimentelt etablerte betingelser faselikevekt Som et resultat ble følgende verdier funnet: A/7(T13A1K) = -360,0 kJ/mol; D/7SP2A1M) = -323,3 kJ/mol; A/7 (T1A12) = -80,8 kJ / mol Senere ble de brukt til å beregne faselikevekter i legeringer, den eksperimentelle studien av disse er vanskelig eller umulig. i av P-ANCH-systemet er vist i fig. 3.

I - sammensetninger av de innledende binære legeringene "P-A1. X - sammensetninger av nitrerte legeringer, ♦ - sammensetninger av ternære legeringer T1 + A1KG, - - - ■ diffusjonsbane. Bakgrunnen fremhever resultatene av termodynamiske beregninger.

Resultatene som er oppnådd er i en viss motsetning til eksisterende data, vist skjematisk i fig. 4. Som man kan se fant forfatterne at AM er i likevekt med "PAL, T1A12> T1A1, T12A1Y og TO^.* (Fig. 4 a). Figur 4 (b) viser resultatene av termodynamisk analyse og beregning av faselikevekter utført i arbeid. Aluminiumnitrid er kun i likevekt med "NAL, T ^ AM og TN ^. Dette stemmer godt overens med nåværende resultater.

Ris. 4. Isotermisk del av systemet ved 1273 K:

a - i henhold til dataene; b - i henhold til dataene, trIsASh, r-T^AM, 1-T1A1s, 2-T\cA\u, 3-T1A1, 6-T1A1).

Den termodynamiske analysen av faselikevekter i P-A!-^-systemet utført i dette arbeidet gjorde det mulig å avsløre årsakene til de bemerkede motsetningene.Det viste seg at dannelsen av ternære nitrider fra de initiale binære legeringene i mange tilfeller er ledsaget av en ubetydelig endring i Gibbs-energien, som bare beløper seg til noen få hundre J/mol. Derfor trengte forfatterne som brukte metoden for utgløding av pulverblandinger av binære sammensetninger svært lange glødetidsintervaller for å oppnå en likevektstilstand. Dette var tilsynelatende ikke alltid vellykket. Tvert imot, samspillet mellom pulver av titan-aluminium-legeringer og nitrogen som brukes i det foreslåtte arbeidet er ledsaget av en betydelig (hundrevis av kJ/mol) gevinst i Gibbs-energien, noe som gjør det mulig å raskt nå en likevekt tilstand.§ 2. Betingelser for likevektsfaser i systemet r-A1-P*.

Studiet av faselikevekter i r-AMH-systemet ble utført i henhold til et lignende opplegg. Foreløpig ble termodynamisk modellering og beregning av faselikevekter i systemet utført ved bruk av tilgjengelig informasjon om de termodynamiske egenskapene til binære faser (tabell 3) og data på tilstandsdiagrammet ved 1273 og 1573 K (fig. 5). Beregningen gjør det mulig å fullstendig reprodusere de eksperimentelle dataene om faselikevekter ved 1573 K. På den annen side kan informasjon om betingelsene for faselikevekt ved 1273 K ikke reproduseres ved termodynamiske beregninger.

Spesielt oppnås likevekten A1N-2r3AM bare for verdiene (1/5)A/7(7r3A1M)< -92,0 кДж/моль. Однако, при этом устойчивой оказывается комбинация фаз АМ~гг3А1^-7гА12. Увеличение энергии Гиббса образования 7г3АГМ приводит к появлению трехфазного равновесия г^-АМ-ггА12.

Tabell 3

Gibbs energi for dannelse av binære forbindelser av bx - A1 - N-systemet fra hcp-g, fcc-A1 og N2(gass).

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

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

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

(l/8)Zr5Al3 51484 5,749 (l/3)ZrAl2 51266 29,726 4,417

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

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

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

ArN-Zr3AlN-Zr2Al3-fasene etablert i sameksistensen blir ikke reprodusert ved noen verdier av A//(Zr3AlN). I tillegg, for å sikre likevekten til AlN-Zr3AlN, er det nødvendig å redusere (l/5)A/?(Zr3AIN) fra -73,0 kJ/mol ved 1573 K til -92,0 kJ/mol ved 1273 K. Sistnevnte er usannsynlig, siden kan bare finne sted ved urealistisk lave verdier av entropien for dannelsen av den analyserte forbindelsen A£(Zr3AlN) = -380,0 J/mol-K.

Dermed er dataene om faselikevektsforholdene i Zr-Al-N-systemet funnet i arbeidet for forskjellige temperaturer på 1573 og 1273 K internt motstridende og krever detaljert eksperimentell verifisering.

Utglødning av legeringer av Zr-Al-systemet i en nitrogenatmosfære ved et trykk på 5 MPa i 1 time førte til dannelse av zirkoniumnitrid ZrN og zirkoniumaluminid ZrAl3, uavhengig av sammensetningen av den opprinnelige prøven. Et unntak ble kun observert for legeringer nr. 5–7 (tabell 4), hvis diffraksjonsmønstre inneholdt topper tilsvarende ZrÀl2-forbindelsen. De presenterte resultatene indikerer muligheten for eksistensen av et heterogent felt AlN-ZrAl3-ZrN, som motsier resultatene av termodynamisk beregning. I følge termodynamisk analyse bør ikke likevekten mellom ZrAl3- og ZrN-fasene i Zr-Al-N-legeringer finne sted, både i nærvær og i fravær av komplekse nitrider. Faktisk førte en ytterligere isotermisk oppbevaring av prøvene i en nitrogenatmosfære i 4 timer til en reduksjon i intensiteten til toppene som tilsvarer ZrAl3-forbindelsen og tilsynekomsten av linjer i ZrAl2-fasen i diffraksjonsmønstrene; lengre utglødning forårsaket linjene av ZrAl3-forbindelsen for å forsvinne i diffraksjonsmønstrene.

Det beskrevne fenomenet har en kinetisk natur. Zirkonium reagerer med nitrogen mye mer intensivt enn aluminium; derfor dannes zirkoniumnitrid og ZrAl3-fasen, som er maksimalt utarmet på zirkonium, først i prøvene. Med en økning i den isotermiske holdetiden, interagerer aluminium med nitrogen for å danne aluminiumnitrid A1N. Som et resultat, fasen

XmA\3 forvandles til XmA\2, og danner likevektssammensetningen rA12-Am-7rN. Dermed bekreftet studiet av interaksjonen mellom pulveriserte Zr-Ai-legeringer med nitrogen tilstrekkeligheten til den termodynamiske beregningen og indikerer eksistensen av to nøkkelfasefelt i 2x-A1-Ni A1N-2rA1r-7rA12 og AlN-2rN-2rA12-systemet .

Ris. 5. Diagram over tilstanden til systemet 2g-A1-1M:

a - ifølge , 1273 K; b - ifølge , 1573 K; c - reell beregning, 1273 K; d - ekte beregning, 1573 K.

Røntgenfase- og elektronprobeanalyse av en prøve oppnådd ved å smelte sammen pulver av zirkonium og aluminiumnitrid i et molforhold Xr/Ash=3/1 etter homogenisering i 670 timer ved 1273 K viste tilstedeværelsen av faser: 7rM, 7.r5A13M1_x og 2r3A1>1, som er stabil konfigurasjon. Studiet av strukturen til overgangssonene til diffusjonsparene AGY/r/Ash og AlM/7,r gjorde det mulig å avsløre eksistensen av ytterligere to fasefelt 2rH-2r3A1K-a(2r) og 2rK-r2A13-r5A13N1 .x (fig. 6).

Tabell 4

Fasesammensetning av pulveriserte Zr-Al-legeringer før og etter gløding i nitrogenatmosfære ved T = 1273 K, p0(2) = 5 MPa.

Legering nr. Fasesammensetning

Før nitrering Etter nitrering

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

4 timer ZrN, AIN, ZrAl3, ZrAl2

2 ZrAl2 1 t. ZrN, ZrAlj

4 timer ZrN, ZrAl3, ZrAb

3 Zr2Al3, ZrAl ZrN, AIN, ZrAl3

4 Z14AI3, Zr3Al2 ZrN, AIN, ZrAl3

5 ZrjAlz, ZrzAl ZrN, ZrAI2, ZrAI3

6 ZrsAlî, Zr2Al ZrN, ZrAl2, ZrAl3

7 ZTOAI, 3(Zr)ZrN, ZtA12, ZrAl3

Ris. Fig. 6. Strukturen til overgangssonene til diffusjonsbeholdere AIN med Zr: a - AIN/Zr/A1N 200 timer, x 1500; b - A1N/Zr, 200 timer, x 2000.

På grunn av de høye interaksjonshastighetene mellom zirkonium og nitrogen, kunne ikke likevekten med deltakelse av ZrAl-, Zt4A13-, ZrAl2- og Zr2Al-fasene bestemmes eksperimentelt. For å etablere dem ble en termodynamisk beregning brukt. På det første trinnet ble metoden for indirekte optimalisering brukt for å finne Gibbs-energien for dannelse av ternære nitrider: (l/5)A/?(Zr3AlN) = -76,0 kJ/mol; (1 / (9-x)) D / Z ^ ^ AU ^. *) \u003d -63,0 kJ / mol. De oppnådde verdiene brukes til å finne ukjente forhold for faselikevekt. De oppnådde resultatene er vist i fig. 7.

Det konstruerte fasediagrammet for Zr-Al-N-systemet ved 1273 K er i konflikt med dataene for denne temperaturen, men det er praktisk talt sammenfallende med resultatene oppnådd for 1573 K. Tilsynelatende var varigheten av glødingen brukt i glødingen. ikke nok til å oppnå likevektstilstanden til legeringen ved en lavere temperatur 1273 K.

aA1z 2xAI ¿GdA^

gA1 4 bA\

Ris. Fig. 7. Fasediagram av 2r-A1-N-systemet, 1273 K. ■ - sammensetninger av de innledende binære legeringene av 2r-A1-systemet, o - sammensetninger av nitrerte legeringer, □ - sammensetning av den ternære legeringen 2r + AM .

Diffusjonsbaner i bx - A1 - N-systemet ved 1273K. ааааа - prøve (¿ly+ТхгАЦуТт 670 timer.

Prøve AMa/ASh 200 timer

Prøve A1Y/yy 200 timer.

§ 3. Strukturen til tilstandsdiagrammet til Hf-Al-N-systemet.

En lignende situasjon finner sted for Hf-AI-N-systemet. På fig. Figur 8 viser strukturen til tilstandsdiagrammet ved 1273 K, oppnådd i dette arbeidet sammen med dataene.

Nesten alle faser av det binære Hf-Al-systemet er i likevekt med hafniumnitrid HfN. Dette skyldes den lave verdien av Gibbs-energien til HfN-formasjonen. Den ternære forbindelsen Hf3AlN danner områder med trefaselikevekter bare med Hf5Al3-, HfN- og a(Hf)-fasene. Binære forbindelser Hf2Al og Hf3N2 forekommer bare i svært begrensede områder av sammensetninger av det ternære systemet. Aluminiumnitrid er i likevekt med HfAl3 og HfN. § 4. Faselikevekter i Nb-Al-N-systemet.

På fig. Figur 9 viser tilstandsdiagrammet for Nb-Al-N (T=1273 K) systemet konstruert i dette arbeidet. Resultatene som er oppnådd samsvarer praktisk talt med dataene fra arbeidet for en temperatur på 1773 K, vist nedenfor. Den eneste forskjellen er at ved 1273 K er niobnitrid NbN stabil i Nb-N systemet, som er i likevekt med aluminiumnitrid og den Nb2N-baserte fasen. Na > 4N3-forbindelsen er kun til stede i et begrenset utvalg av ternære legeringssammensetninger. Den ternære forbindelsen Nb3Al2N er i likevekt med AIN-, NbAl3-, NbAl2- og Nt^N-fasene. Den Nb3Al-baserte fasen og den niobbaserte faste løsningen danner et trefaseområde med niobnitrid Nb2N. KONKLUSJON.

Avslutningsvis oppsummeres hovedresultatene av arbeidet. Det er vist at nitrering av pulveriserte binære legeringer er det mest lovende for å studere fasediagrammer av tre- og flerekomponentnitridsystemer ved høyt nitrogeninnhold. Ved lave nitrogenkonsentrasjoner gir metodene med diffusjonspar og langvarig homogeniserende gløding de mest adekvate resultatene. Den ofte brukte teknikken for utgløding av pulveriserte pressmaterialer krever lang isotermisk eksponering, og ved temperaturer under 1473–1573 K tillater det i mange tilfeller ikke å nå legeringens likevektstilstand.

Tilstandsdiagrammer av Ti-Al-N, Zr-Al-N, Hf-Al-N og Nb-Al-N-systemer ved 1273 K ble konstruert ved å bruke et sett med moderne metoder for fysisk-kjemisk analyse. for å oppnå den samme slutttilstanden til legering. Dataene funnet ved bruk av forskjellige metoder er i god overensstemmelse både med hverandre og med resultatene av termodynamiske beregninger; derfor kan de anbefales for å forutsi faselikevekter i disse systemene og sammensetningene basert på dem.

En generell regelmessighet i strukturen til tilstandsdiagrammer for de studerte M - Al - N-systemene er en reduksjon i antall og stabilitet av komplekse nitridfaser når forskjellen mellom den termodynamiske stabiliteten til MN- og A1N-binærfasene øker. Dermed kan forutsigelsen av muligheten for å oppnå tre-komponent nitridfaser, inkludert i stål og legeringer, utføres ved å sammenligne verdiene til Gibbs energi for dannelse av A1N og MN.

Ris. 8 Statusdiagram Sh-A1-M:

a - i henhold til dataene til 1273 K; b - i henhold til 1673 K-data; c - i henhold til dataene i dette arbeidet ■ - sammensetninger av de innledende binære legeringene til systemet Hg-Al. - sammensetninger av nitrerte legeringer (1 time). A - sammensetninger av nitrerte legeringer (4 timer), o - sammensetning av den ternære legeringen HX + AM. -*- - diffusjonsveier i W "-A1-K-systemet ved 1273 K.

Ris. 9. Statusdiagram >1b-A1-K:

a - ifølge det nåværende arbeidet, 1273 K:

■ - sammensetninger av de innledende binære legeringene til Mb-A!-systemet. - sammensetninger av nitrerte legeringer □ - sammensetning av den ternære legeringen ZKL+ASh.

Diffusjonsbaner i ML-A1-N-systemet ved 1273K.

b - ifølge 1773 K.

2. Ved å bruke moderne tilnærminger til termodynamisk beregning og modellering av faselikevektsforhold, ble det utført en analyse av eksisterende data på tilstandsdiagrammene til M-A1-M-systemer. Deres inkonsekvens blir avslørt og måtene for optimal formulering av eksperimentell forskning blir bestemt.

3. Ved å bruke et kompleks av moderne metoder for fysisk og kjemisk analyse, ble regelmessighetene til interaksjonen av elementer i 85 prøver av binære og ternære legeringer av M-A1-1Ch-systemene studert.

4. Det ble konstruert et fastfasediagram over tilstanden til Ti-ANH-systemet ved 1273 K. Det ble funnet at aluminiumnitrid er i likevekt med fasene T1A13, Tl2ASh og "PM,.,. Den ternære forbindelsen T13A1Y danner tre- faseregioner med fasene T12AGM, T1A1, T13A1, a T1) og Tm1^.*. Parametrene bestemmes

krystallgitter av de ternære fasene Ti2AlN (a=2.986(9)Â, c=13.622(5)Á), Ti3AIN (a=4.1127(17)Â), og Gibbs-energien til deres dannelse fra modifikasjoner av elementer som er stabile ved dette temperatur: henholdsvis -360,0 kJ/mol og -323,3 kJ/mol.

5. Faselikevekter i Zr-A!--N krystallinske legeringer er studert ved 1273 K. Posisjonene til alle regioner med trefaselikevekter er pålitelig etablert. Aluminiumnitrid er i likevekt med ZrAl3-, ZrAl2- og ZrN-fasene. Den ternære Zr3AlN-fasen danner felt med trefaselikevekter med ZrN, Zr5Al3Ni.x-fasene og den a(Zr-baserte) faste løsningen. Gitterparametrene til det komplekse nitrid Zr3AlN er a=3,366(6)Â, è=l 1,472(10)Â, c=8,966(9)Â, Gibbs-energien for formasjon Ap = -460,0 kJ/mol.

6. Det er fastslått at i faste sammensetninger av Hf-Al-N-systemet ved 1273K, er nesten alle binære faser av Hf-Al-systemet i likevekt med hafniumnitrid HfN. Den ternære Hf3AlN-forbindelsen danner områder med trefaselikevekter med Hf5Al3, HfN-fasene og en (Hf-basert) fast løsning. Binære faser Hf2Al, Hf3N2 forekommer bare i begrensede områder av sammensetninger av det ternære systemet. Aluminiumnitrid er i likevekt med HfAI3 og HfN.

7. For første gang ble en isotermisk T=1273 K-seksjon av fastfasedelen av tilstandsdiagrammet til Nb-AI-N-systemet konstruert. Den ternære forbindelsen Nb3Al2N er i likevekt med AIN-, NbAI3-, NbAl2- og Nb2N-fasene. Den Nb3Al-baserte fasen og den niobbaserte faste løsningen danner et trefasefelt med Nb2N. Niobnitrid NbN er i likevekt med aluminiumnitrid og NbzN.

LISTE OVER SITERT LITTERATUR:

Schuster J.C., Bauer J. Det ternære systemet titan-aluminium-nitrogen. //J.

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

Chen G., Sundman B. Termodynamisk vurdering av Ti-Al-N-systemet. //J.

Faselikevekt. 1998.V.19. nr. 2, s. 146-160.

Schuster J.C., Bauer J., Debuigne J. Undersøkelse av faselikevekter

Fusjonsreaktormaterialer: l.Ternærsystemet Zr-Al-N. //J. Nucl. mater. 1983.

V.116, s.131-135.

Schuster J.C., Bauer J. Undersøkelse av faselikevekter relatert til fusjonsreaktor

Materialer: P. Det ternære systemet Hf-Al-N. //J. Nucl. mater. 1984. V.120, s. 133-136.

Bestemmelse av fasesammensetningen til slike materialer viste tilstedeværelsen av bare doble nitridfaser. Ikke desto mindre gjorde nyere, grundige studier av M - Al - N-legeringer (heretter M = Ti, Zr, Hf, Nb) det mulig å avsløre eksistensen av komplekse nitrider: Ti3AlN, TÎ2A1N, Ti3Al2N2; Zr3AlN, ZrsAbNj.x; Hf3AlN, Hf5Al3N; Nb3Al2N. Egenskapene deres er praktisk talt ikke studert, selv om det er gode grunner til å tro at de kan være unike. Dette bevises av det faktum at komposittmaterialer basert på en kombinasjon av A1 og M dobbeltnitrider har det maksimale nivået av fysiske egenskaper nettopp i områdene med trippelfasesammensetninger. For eksempel er slipeegenskapene til ternære forbindelser Ti - Al - N dobbelt så høye som de til korund og jevne enn de til wolframkarbid.

En like viktig rolle spilles av forbindelsene av A1 og elementer fra gruppene IV - V med nitrogen i design og produksjon av et bredt spekter av stålkvaliteter og legeringer, spesielt med høyt nitrogeninnhold. Naturligvis er de fysiske, fysisk-kjemiske og mekaniske egenskapene til disse materialene direkte relatert til typen og mengden av nitrogenholdige faser som dannes. Nøyaktige data om sammensetningen og betingelsene for eksistensen av komplekse forbindelser er også av grunnleggende teoretisk betydning for å forstå naturen til den kjemiske bindingen og andre nøkkelegenskaper som bestemmer graden av deres stabilitet. For å forutsi forholdene for syntese og stabiliteten til nitrider, kreves pålitelige data om faselikevekter. Konstruksjon av mmed deltakelse av nitrogen er en svært vanskelig oppgave på grunn av lave termodynamiske insentiver for dannelse av blandede forbindelser fra binære faser ved siden av tilstandsdiagrammet, lave diffusjonshastigheter av komponenter i dem, så vel som kompleksiteten og lav nøyaktighet for å bestemme det sanne nitrogeninnholdet. Derfor er den tilgjengelige informasjonen fragmentarisk og ekstremt motstridende både når det gjelder sammensetningen av ternære nitrider og plasseringen av faselikevektslinjer. Det ble hovedsakelig oppnådd av en gruppe forskere ved metoden for utglødning av pulverpresser, der det er vanskelig å oppnå en likevektstilstand for legeringen.

MÅL MED ARBEIDET:

Utvikling av en ny tilnærming til studiet av tilstandsdiagrammer av multikomponentnitridsystemer, basert på bruk av et kompleks av moderne eksperimentelle metoder for fysisk-kjemisk analyse, metoder for termodynamisk analyse og beregning, som gjør det mulig å bestemme med høy nøyaktighet forholdene for sameksistensen av faser og få uttømmende bevis på deres samsvar med likevekt. Undersøkelse av faselikevekter i fastfaseregionen av ternære systemer aluminium - nitrogen - gruppe IV - V metall ved en temperatur på 1273 K.

VITENSKAPLIG NYHET:

Metodene for termodynamisk analyse og beregning viser inkonsistensen av de tilgjengelige eksperimentelle dataene om betingelsene for faselikevekt i systemene Ti-A1-Nurr-A1-K;

Det er utviklet en teknikk for å studere fasediagrammene til nitridsystemer, som er basert på et kompleks av moderne metoder for fysisk-kjemisk analyse og implementering av forskjellige måter å oppnå samme slutttilstand av legeringen, noe som gjør det mulig å få uttømmende bevis av dens samsvar med likevekt;

Det er utført termodynamisk modellering, analyse og beregning av faselikevekter i systemene bx - A1 - N og NG - A1 - N. De termodynamiske funksjonene til ternære forbindelser dannet i disse systemene er funnet for første gang;

Fastfaseområdene til tilstandsdiagrammene for systemene P - A1 - N er konstruert.

A1-Y og NG-A1-Y ved 1273 K; Naturen til faselikevekter i Nb - Al - N-systemet ved en temperatur på 1273 K ble etablert.

VITENSKAPLIG OG PRAKTISK BETYDNING AV VERKET:

Den innhentede informasjonen om likevektsforholdene og termodynamiske funksjoner til fasene i systemene M - A1 - N (M = T1, bx, H £ Nb), er det grunnleggende vitenskapelige grunnlaget for utvikling av belegg, keramikk og metallkeramikk, komposittmaterialer viktige for mikroelektronikk, energi, maskinteknikk . De gjør det mulig å bestemme de teknologiske parameterne for produksjon og prosessering av slike materialer, og er også av grunnleggende betydning for å forutsi fasesammensetningen og egenskapene til et bredt spekter av stål og legeringer med høyt nitrogeninnhold.

PÅLITELIGHET OG GYLDIGHET:

Data innhentet ved forskjellige metoder for fysisk-kjemisk analyse på legeringsprøver syntetisert ved forskjellige metoder (nitrering av binære legeringer, langsiktig homogeniserende annealing, diffusjonspar), ved bruk av moderne eksperimentelle tilnærminger og utstyr, som elektronprobemikroanalyse, skanningelektronmikroskopi, X- strålefaseanalyse var i alle tilfeller i utmerket overensstemmelse både med hverandre og med resultatene av termodynamiske beregninger.

FØLGENDE BESTEMMELSER ER TIL FORSVAR:

1. En teknikk for å konstruere fasediagrammer for flerkomponentnitridsystemer basert på en kombinasjon av et kompleks av moderne metoder for fysisk-kjemisk analyse med ulike måter å oppnå samme likevekt, termodynamisk modellering og beregning av faselikevekter.

Fig. 2. Strukturen til fastfaseområdet til den isotermiske delen av tilstandsdiagrammet "L - A1 - N ved en temperatur på 1273 K.

3. Resultater av termodynamisk analyse og beregning av faselikevekter i Tl - Al - N-systemet ved 1273 og 1573 K.

4. Strukturen til fastfaseområdene til tilstandsdiagrammene til systemene Zg - A1 - N. NG - A1 - N. N1) - A1 - N ved 1273 K.

II. LITTERATURANMELDELSE

Avhandlingens konklusjon om emnet "Fysikk av kondensert materie"

VI. konklusjoner.

1. Det er utviklet en teknikk for å studere fasediagrammer av flerkomponentnitridsystemer basert på en kombinasjon av metoder for nitrering av binære legeringer, langsiktig homogeniseringsgløding av ternære sammensetninger, diffusjonspar, termodynamisk beregning og modellering av faselikevekter. Det gjør det mulig å realisere forskjellige måter å oppnå den samme endelige tilstanden til legeringen på og å oppnå uttømmende bevis på dens samsvar med likevekt. Det har blitt fastslått at den mest pålitelige og informative metoden for nitrering av binære legeringer er den mest pålitelige og informative når man studerer regionene med statlige diagrammer med høye nitrogenkonsentrasjoner. Ved lave nitrogenkonsentrasjoner gir diffusjonsparmetoden de beste resultatene.

2. Ved å bruke moderne tilnærminger til termodynamisk beregning og modellering av faselikevektsforhold, ble det utført en analyse av eksisterende data på tilstandsdiagrammene til M-A1-I-systemer. Deres inkonsekvens blir avslørt og måtene for optimal formulering av eksperimentell forskning blir bestemt.

3. Ved å bruke et kompleks av moderne metoder for fysisk-kjemisk analyse, ble regelmessighetene til interaksjonen av elementer i 85 prøver av binære og ternære legeringer av M-A1-N-systemene studert.

4. Det ble konstruert et solid-state diagram av tilstanden til T1-A1-K systemet ved 1273 K. Det ble funnet at aluminiumnitrid er i likevekt med fasene IA13, NgAsh og T13A1.* a(II) og Krystallgitterparametrene til de ternære fasene T12ASh (a=2.986(9)A, c=13.622(5)A), T13Ash (a=4.1127(17)A), og Gibbs-energiene for deres dannelse fra modifikasjoner av stabile elementer ved denne temperaturen: henholdsvis -360,0 kJ/mol og -323,3 kJ/mol.

5. Det er studert faselikevekter i krystallinske legeringer ved 1273 K. Posisjonene til alle regioner med trefaselikevekter er pålitelig etablert. Aluminiumnitrid er i likevekt med ZrA13-, ZmA\2- og ZrN-fasene. Trippelfasen r3ANH danner felt med trefaselikevekter med faser

ZrsAbNi.x og en (Zr) basert fast løsning. Gitterparametrene til det komplekse nitridet Z^AIN er q=3,366(6)A, ¿"=11,472(10)Â, c=8,966(9)Â, Gibbs-formasjonsenergien er A/3 = -380,0 kJ/ mol.

6. Det er fastslått at i faste sammensetninger av Hf-Al-N-systemet ved 1273K, er nesten alle binære faser av Hf-Al-systemet i likevekt med hafniumnitrid HfN. Den ternære forbindelsen Hf^AlN danner regioner med trefaselikevekter med HfsAh- og HfN-fasene og den a(Hf-baserte) faste løsningen. Binære faser Hf2Al, ^N2 realiseres bare i begrensede områder av sammensetninger av det ternære systemet. Aluminiumnitrid er i likevekt med Hg Al3 og HfN.

7. For første gang ble en isotermisk T=1273 K-seksjon av fastfasedelen av tilstandsdiagrammet til Nb-Al-N-systemet konstruert. Den ternære forbindelsen Nl^AhN er i likevekt med AIN-, NbAb-, NbAb- og Nb2N-fasene. Den Nb3Al-baserte fasen og den niobbaserte faste løsningen danner et trefasefelt med Nb2N. Niobnitrid NbN er i likevekt med aluminiumnitrid og Nb2N.

V. KONKLUSJON

En generell regularitet i strukturen til fasediagrammer for de studerte M - Al - N-systemene er en reduksjon i antall og stabilitet av komplekse nitridfaser ettersom forskjellen mellom den termodynamiske stabiliteten til MN- og A1N-binærfasene øker, som er preget av Gibbs-energien til dannelsen Zl/7(A1N) = -180,0 kJ/mol, Zl/7(TiN)=-217,8 kJ/mol, 4G(ZrN)=-246,4 kJ/mol, ZlyG(HfN)-251,0 kJ/ mol, zl/7(NbN) \u003d -110,7 kJ / mol. Så i systemene Ti - Al - N og Zr - Al - N ved 1273 K er det to komplekse nitrider TijAIN, Ti2AlN og Z^AIN, ZrsAbNi-x, henholdsvis. Videre, ved høye temperaturer i Ti - Al - N-legeringer, er TÎ4A1N3.X-fasen stabil, og ZrsAbNi-*-forbindelsen kan ikke betraktes som ternær, siden den er isostrukturell for den intermetalliske ZrsAb-forbindelsen. På tilstandsdiagrammene for Hf - Al - N og Nb - Al - N er det kun én kompleks forbindelse henholdsvis Hf3AlN og Nb3Al2N.

I Ti-Al-N- og Nb-Al-N-systemene er aluminiumnitrid i likevekt med de tilsvarende komplekse nitridene, titan- eller niobiumnitridene, og titan- eller niobiumaluminider med en maksimal aluminiumkonsentrasjon. I systemer med zirkonium og hafnium forsvinner AIN - M3AIN likevekten. Dette er forårsaket av en økning i den termodynamiske stabiliteten til de doble nitridfasene ZrN og HfN. Dermed kan forutsigelsen av muligheten for å oppnå tre-komponent nitridfaser, inkludert i stål og legeringer, utføres ved å sammenligne verdiene til Gibbs energi for dannelse av A1N og MN.

De utførte studiene tillot oss å utvikle en metode for adekvat konstruering av fasediagrammer for multikomponent nitrogenholdige systemer og for å etablere følgende regulariteter. Ved høye konsentrasjoner av nitrogen og aluminium er den mest informative metoden nitrering av pulver av binære metallegeringer ved forhøyet nitrogentrykk. Det ble funnet at det optimale trykket er flere titalls atmosfærer.

I legeringer basert på overgangsmetaller og med lavt nitrogeninnhold oppnås de beste resultatene ved metoder for lange homogeniserende gløde- og diffusjonspar. Et karakteristisk trekk ved sistnevnte er muligheten for å få et stort utvalg av data om betingelsene for faselikevekt i studiet av en prøve. Den ofte brukte teknikken for utgløding av pulveriserte pressmaterialer krever lang isotermisk eksponering, og ved temperaturer under 1473–1573 K tillater det i mange tilfeller ikke å nå legeringens likevektstilstand.

En eksperimentell studie av faselikevekter i legeringer med lavt nitrogeninnhold er i mange tilfeller vanskelig eller til og med umulig på grunn av den lave nøyaktigheten av å bestemme konsentrasjonen med eksisterende metoder. For slike deler av tilstandsdiagrammer er det effektivt å bruke metodene for termodynamisk modellering og beregning av faselikevekter. De, basert på dataene om faselikevektsforholdene funnet for mer eksperimentelt tilgjengelige deler av tilstandsdiagrammet og tilgjengelig informasjon om termodynamiske funksjoner, gjør det mulig å entydig etablere den manglende informasjonen. Når du løser problemet som stilles, viser det seg som regel at det tilsvarende likningssystemet er overbestemt, så beregningen lar en ikke bare etablere posisjonen til likevektslinjene, men også å få uttømmende bevis på løsningens tilstrekkelighet. . Så når man utførte termodynamiske beregninger for alle systemene som ble studert, var resultatet ikke avhengig av hvilke eksperimentelt funnet fasefelt som ble brukt som innledende data.

En annen viktig retning i bruken av termodynamisk modellering og beregning er prediksjonen av betingelsene for eksperimentet og valget av de innledende sammensetningene av prøvene på en slik måte at man oppnår den samme slutttilstanden til legeringen på forskjellige måter og beviser dens overholdelse av likevekt.

I dette arbeidet, ved bruk av et sett med moderne metoder for fysisk-kjemisk analyse, fire isotermiske deler av tilstandsdiagrammene til de ternære systemene T1 - A1 - N. bm - A1 - N. W - A1 - N og N> - A1 - N ved 1273 K er konstruert konsekvent anvendt tilnærming basert på implementering av forskjellige måter å oppnå samme endelige tilstand av legeringen. Dataene funnet ved bruk av ulike metoder er i god overensstemmelse både med hverandre og med resultatene av termodynamisk analyse, derfor kan de anbefales for å forutsi faselikevekter i disse systemene og sammensetningene basert på dem.

Liste over kilder avhandling og abstrakt i fysikk, kandidat for fysiske og matematiske vitenskaper, Han Yu Xing, Moskva

1. Yoshimori Shigeru, Mizushima Kazuhiko, Kobayashi Akira, Takei Shu, Uchida Yasutaka, Kawamura Mitsuo. Syntese og AES-analyse av Nb(NbN)-AlN-flerlag ved off-aksial DC magnetronsputtering. //Physica C. 1998. V.305(3&4), s.281-284.

2. Kwang Ho Kim, Seong Ho Lee. Strukturelle analyser og egenskaper til Tii-XA1XN-filmer avsatt av PACVD ved bruk av en TiCl4/AlCl3/N2/Ar/H2-gassblanding. //J. Kor. Cer. soc. 1995. V.32. nr. 7, s. 809-816.

3. Chen Kexin, Ge Changchun, Li Jiangtao. Fasedannelse og termodynamisk analyse av selvforplantende høytemperatursyntese av Al-Zr-N-systemkompositter. III. mater. Res. 1998. V.13(9), s.2610-2613.

4.J.C. Schuster, J. Bauer, H. Nowotny. Anvendelser til materialvitenskap av fasediagrammer og krystallstrukturer i de ternære systemene overgang metall-aluminium-nitrogen. //Revue av Chimie Minerale. 1985. Vol.22. s. 546-554.

5. Murray J.L. Al-Ti (aluminium-titan). //Binære legeringsfasediagrammer, andre utgave. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V.l, s.225-227.

6 Spencer P.J. Utvikling av termodynamiske databaser og deres relevans for løsning av tekniske problemer. hz. Metallkd. 1996. V.87, s.535-539.

7. Huang S.C., Siemers P.A. Karakterisering av høytemperaturfasefeltene nær støkiometrisk y-TiAl. //Metallurgiske transaksjoner, seksjon A: Fysisk metallurgi og materialvitenskap. 1989. V.20, s. 1899-1906.

8. Kaltenbach K., Gama S., Pinatti D.G., Schulze K.A. Bidrag til Al-Ti-fasediagrammet. //Z. Metallkd. 1989. V.80, s.511-514.

9. Kornilov I.I., Pylaeva E.N., Volkova M.A., Kripyakevich P.I., Markiv V.Ya. Fasestruktur av legeringer av Ti-Al binærsystem som inneholder fra 0 til 30% AI. // Rapporter fra vitenskapsakademiet i USSR. 1965. 161. nr. 4, s. 843-846.

10. Böhm H., Löhberg K. Über eine Überstrukturphase vom CsCl-Type im System Titan-Molybdän-Aluminium. //Z. Metallkd. 1958. V.49, s. 173-178.

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

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

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

14. Kornilov I.I., Pylaeva E.H., Volkova M.A. Diagram over tilstanden til titan-aluminium binærsystemet. //Izv. USSRs vitenskapsakademi. Avd. Chem. n. 1956. Vol. 7, s. 771-777.

15. Kornilov I.I., Pylaeva E.N., Volkova M.A. Gjennomgang av studier av fasediagrammet til Ti-Al binærsystemet. //Titan og dets legeringer. M. Vitenskapsakademiet i USSR. 1963. s. 74-85.

16. Murray J.L. Beregning av titan-aluminium-fasediagrammet. //Metallurgical Transactions A. 1988. V.19A, s.243-247.

17. H. Okamoto. TiAl. //J. Faselikevekt. 1993. V.14, s.120.

18. Ogden H.R., Maykuth D.J., Finlay W.L., Jaffee R.I. Konstitusjoner av titan-aluminiumlegeringer. //Transaksjoner fra American Institute of Mining, Metallurgical and Petroleum Engineers. 1951. V. 191. s. 1150-1155.

19. Anderson C.D., Hofmeister W.H., Bayuzick R.J. Liquidus-temperaturer i Ti-Al-systemet. //Metallugical Transactions A. 1993. V.24, s.61-66.

20. Kattner U.R., Lin J.C., Chang Y.A. Termodynamisk vurdering og beregning av Ti-Al-systemet. //Metallurgical Transactions A. 1992. V.23, s.2081-2090.

21. Perepezko J.H. Fasestabilitet og prosessering av titanaluminider. //Proceedings of the International Symposium on Intermetallic Compounds, Structure and Mechanical Properties, (JIMIS-6). Sendai, Japan. 1991. s.239-243.

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

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

24 Chang J.Y., Moon I.G., Choi C.S. Mikrostrukturer av oppvarmede gamma(y)-baserte titan-aluminider. //J. Koreansk Inst. Met. & mater. 1995. V.33. 11, s. 1552-1561.

25 Collings E.W. Magnetiske studier av faselikevekter i Ti-Al (30 til 57 at.%) legeringer. //Metallurgisk transaksjon A. 1979. V.l OA. nr. 4, s.463-473.

26. Jung I.S., Kim M.C., Lee J.H., Oh M.H., Wee D.M. Faselikevekter av Ti-Al-legering ved retningsbestemt størkning. //J. Kor. Inst. Met. & mater. 1999. V.37. nr. 4, s.448-453.

27. Jung I.S., Kim M.C., Lee J.H., Oh M.H., Wee D.M. Høytemperaturfaselikevekter nær Ti-50 ved.% AI-sammensetning i Ti-Al-system studert ved retningsbestemt størkning. //intermetallics. 1999. V.7, s.1247-1253.

28. Okamoto H. Aluminium-titan. //J. Faselikevekt. 2000. V. 21. Nr. 3, s. 311.

29 Zhang F., Chen S.L., Chang Y.A., Kattner U.R. En temodynamisk beskrivelse av Ti-Al-systemet. //intermetallics. 1997. V.5, s.471-482.

30. Kornilov I.I., Nartova T.T., Chernysheva S.P. På fasediagrammet til Ti-Al i delen rik på titan. //Izv. USSRs vitenskapsakademi. Metaller. 1976. nr. 6, s. 192-198.

31. Tsujimoto T., Adachi M. Reundersøkelse av Titanium Rich Region of the Titanium - Aluminium Equilibrium Diagram. //J. Institutt for metaller. 1966. V.94. nr. 10, s. 358-363.

32. Van Loo F.J.J., Rieck G.D. Diffusjon i Titanium-Aluminium System II: Interdiffusjon i sammensetningsområdet mellom 25 og 100 at.% Ti. //Acta Metal. 1973. V.21, s.73-84.

33. Clark D., Jepson K.S., Lewis G.I. En studie av Titanium-Aluminium System opp til 40 kl. % aluminium. //J. Institutt for metaller. 1962/63. V.91. nr. 6, s. 197-203.

34. Sato T., Haung Y.C. Likevektsdiagrammet til Ti-Al-systemet. //Transaksjoner fra Japan Institute of Metals. 1960. V.l, s.22-27.

35. Suzuki A., Takeyama M., Matsuo T. Transmisjonselektronmikroskopi på faselikevektene blant ß-, a- og a2-faser i Ti-Al binært system. //intermetallics. 2002. V.10, s.915-924.

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

37. Palm M., Zhang L.C., Stein F., Sauthoff G. Fase og faselikevekter i den Al-rike delen av Al-Ti-systemet over 900°C. //intermetallics. 2002. V.10, s.523-540.

38. Schuster J.C., Ipser H. Faser og faserelasjoner i delsystemet TiAh-TiAl. hz. Metallkd. 1990. V.81, s.389-396.

39. Loiseau A., Vannffel C. TiAl2 en reentrant fase i Ti AI-systemet. //Fys. status solidi. 1988. V.l07. nr. 2, s.655-671.

40. Hori S., Tai H., Matsumoto E. Løselighet av titan i aluminium i fast tilstand. //J. Japan Institute Light Metals. 1984. V.34. nr. 7, s. 377-381.

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

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

43. Liu Y.C., Yang G.C., Guo X.F., Huang J., Zhou Y.H. Koblet vekstatferd i de raskt størknede Ti Al Peritectic Legeringene. //J. Krystallvekst. 2001. V.222, s.645-654.

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

45. Knapton A.G. Systemet Uran-Titan. //J. Institutt for metaller. 1954/55. V.83, s.497-504.

46 Jamieson J.C. Krystallstrukturer av titan, zirkonium og hafnium ved høye trykk. //Vitenskap (Washington D.C.). 1963. V.140, s.72-73.

47. Sridharan S., Nowotny H. Studier i det ternære systemet Ti-Ta-Al og i det kvartære systemet Ti-Ta-Al-C. //Z. Metallkd. 1983. V.74, s.468-472.

48. Braun J., Ellner M. Røntgen høytemperatur in-situ undersøkelse av aluminid TiAh (HfGa2-type). //J. Legeringer og forbindelser. 2000. V.309, s. 18-122.

49. Braun J., Ellher M., Predel B. Zur Struktur der Hochtemperaturphase Ti-Al. //J. Legeringer og forbindelser. 1994. V.203, s.189-193.

50. Kumar K.S. X-Ray Peak Intensifiserer for den binære forbindelsen AljTi. //Powder Diffraction. 1990. V.5, s.165-167.

51. Bandyopadhyay J., Gupta K.P. Lavtemperatur gitterparametre for Al og Al Zn legeringer og Gruneisen Parameter for Al. //Kryogenikk. 1978. V.l 8, s.54-55.

52. Kulikov I.S. Termodynamikk av karbider og nitrider. Chelyabinsk: Metallurgi, 1988.319s.

53. Peruzzi A., Abriata J.P. Al-Zr (aluminium-zirkonium). //Binære legeringsfasediagrammer, andre utgave Ed. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V.l, s.241-243.

54. Murray J.L., McAlister A.J., Kahan D.J. Al-Hf (Aluminium-Hafnium)-systemet. //J. Faselikevekt. 1998. nr. 4, s. 376-379.

55. Peruzzi A. Reundersøkelse av den Zr-rike enden av Zr-Al-likevektsfasediagrammet. //J. Kjernefysiske materialer. 1992. V.186, s.89-99.

56 Sauders. N. Beregnet stabil og metastabil faselikevekt i Al-Li-Zr-legeringer. //Z. Metallkd. 1989. V.80, s.894-903.

57. Saunders N., Rivlin V.G. Termodynamisk karakterisering av Al-Cr, Al-Zr og Al-Cr-Zr legeringssystemer. //Materialvitenskap og teknologi. 1986. V.2, s. 521-527.

58. Kaufman L., Nesor H. Beregning av Ni-Al-W, Ni-Al-Hf og Ni-Cr-Hf-systemene. //Canadian Metallurgical Quarterly. 1975. V.14, s.221-232.

59. Balducci G., Ciccioli A., Cigli G., Gozzi D., Anselmi-Tamburini U. Termodynamisk studie av intermetalliske faser i Hf-Al-systemet. //J. Legeringer og forbindelser. 1995. V.220, s. 117-121.

60. Matkovic P., Matkovic T., Vickovic I. Krystallinsk struktur av den intermetalliske forbindelsen FeZr3. //Metallurgiya. 1990. V.29, s.3-6.

61. Savitsky E.M., Tylkina M.A., Tsyganova I.A. Fasediagram av zirkonium - rhenium systemet. //Atomenergi. 1959. V.7, s. 724-727.

62. Ming L., Manghnani M.N., Katahara K.W. Undersøkelse av a->x Transformasjon i Zr-Hf-systemet til 42 GPa, //J. Anvendt fysikk. 1981. V.52, s.1332-1335.

63. Meng W.J., Faber J.jr., Okamoto P.R., Rehn L.E., Kestel B.J., Hitterman R.L. Nøytrondiffraksjon og transmisjonselektronmikroskopi Studie av hydrogeninduserte fasetransformasjoner i Zr3Al. //J. Anvendt fysikk. 1990. V.67, s.l 312-1319.

64. Clark N.J., Wu E. Hydrogen Absorption in the Zr-Al System. //J. Mindre vanlige metaller. 1990. V. 163, s. 227-243.

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

66. Nandedkar R.V., Delavignette P. Om dannelsen av en ny overbygning i zirkonium-aluminium-systemet. //Physica Status Solidi A: Anvendt forskning. 1982. V.73, p.K157-K160.

67. Kim S.J., Kematick R.J., Yi S.S., Franzen H.F. Om stabilisering av Zr5Al3 i Mn5Si3-typestrukturen med interstitiell oksygen. //J. Mindre vanlige metaller. 1988. V.137, s.55-59.

68. Kematick R.J., Franzen H.F. Termodynamisk studie av zirkonium-aluminium-systemet. //J. Faststoffkjemi. 1984. V.54, s.226-234.

69. Hafez M., Slebarski A. Magnetiske og strukturelle undersøkelser av Zri.xGdxAl2-legeringer. //J. Magnetisme og magnetiske materialer. 1990. V.89, s. 124-128.

70. Desch P.B., Schwarz R.B., Nash P. Dannelse av metastabile Lb-faser i Al3Zr og Al-12,5% X-25% Zr(X=Li,Cr,Fe,Ni,Cu). //J. Mindre vanlige metaller. 1991. V.168, s.69-80.

71. Ma Y., Romming C., Lebech B., Gjonnes J., Tafto J. Strukturforfining av Al3Zr ved bruk av Single-Crystal X-ray Diffraction, Powder Neutron Diffraction og CBED. // Acta Crystallographica B. 1992. V.48, s. 11-16.

72. Schuster J.C., Nowotny H. Undersøkelser av ternære systemer (Zr, Hf, Nb, Ta)-Al-C og studier av komplekse karbider. //Z. Metallkd. 1980. V.71, s.341-346.

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

74. Wodniecki P., Wodniecka B., Kulinska A., Uhrmacher M., Lieb K.P. Hafniumaluminidene HfAl3 og HgA13 studert av forstyrrede vinkelkorrasjoner med 181 Ta- og mCd-prober. //J. Legeringer og forbindelser. 2000. V.312, s. 17-24.

75. Kuznetsov G.M., Barsukov A.D., Abas M.I. Studie av løseligheten av Mn, Cr, Ti og Zr i aluminium i fast tilstand. //Izv. universiteter. Farge. Metallurgi. 1983. nr. 1, s. 96-100.

76. Rath V.V., Mohanty G.P., Mondolfo L.F. Den aluminiumrike enden av aluminium-hafnium-diagrammet. //J. Institutt for metaller. 1960/61. V.89, s.248-249.

77. Kattner U.R. AlNb. //Binære legeringsfasediagrammer, andre utgave, red. T.B. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V. 1, s. 179-181.

78. Suyama Ryuji, Kimura Masao, Hashimoto Keizo. Fasestabilitet og grunnleggende egenskaper til Nb-Al binært system. // Struktur. Intermetallikk. 1. Int. Symp. Struktur. Intermetallics, Champion, Pa, sept. 26-30, 1993, Warrendale (Pa). 1993. s.681-689.

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

80. Herold A., Forsterling G., Kleinstuck K. Påvirkning av den virkelige strukturen på den lineære termiske ekspansjonskoeffisienten til A15-type intermetalliske forbindelser fra romtemperatur til 10K. //Crystal Research and Technology. 1981. V. 16, s. 1137-1144.

81. Jorda J.L., Fluker R., Muller J. En ny metallurgisk undersøkelse av niob-aluminiumsystemet. //J. Mindre vanlige metaller. 1980. V.75, s.227-239.

82. Alfeu S.R., Carlos A.N. Effekten av overflødig aluminium på sammensetningen og mikrostrukturen til Nb-Al-legeringer produsert ved aluminotemisk reduksjon av Nb20s. //J. Materialsyntese og prosessering. 1999.V.7. nr. 5, s. 297-301.

83. Ahn I.S., Kim S.S., Park M.W., Lee K.M. Fasekarakteristikk av mekanisk legert AI-10wt.%Nb legering. //J. Materials Science Letters. 2000. V.19, s.2015-2018.

84. Menon E.S.K., Subramanian P.R., Dimiduk D.M. Fasetransformasjoner i Nb-Al-Ti-legeringer. //Metallurgisk transaksjon A. 1996. V.27. nr. 6, s. 1647-1659.

85. Kaufman L. Beregning av multikomponenttantalbaserte fasediagrammer. //KALFAD. 1991. V. 15. nr. 3, s. 261-282.

86. Wriedt H.A. Al-N-systemet (aluminium-nitrogen). //Bulletin of legeringsfasediagrammer. 1986.V.7. nr. 4, s. 329-333.

87. Jones R.D., Rose K. Liquidus Calculations for III-IV Semiconductors. //CALPHAD: Datamaskinkobling av fasediagrammer og termokjemi. 1984. V.8, s.343-354.

88. Hillert M., Josson S. En vurdering av Al-Fe-N-systemet. //Metallurgical Transaction A. 1992. V.23A, s.3141-3149.

89. Wriedt H.A., Murray J.L. N-Ti (nitrogen-titan). //Binære legeringsfasediagrammer, andre utgave, red. Massalski, ASM International, Materials Park, Ohio. 1990. V.3, s.2705-2708.

90. Zeng K., Schmid-Fetzer R. Kritisk vurdering og termodynamisk modellering av Ti-N-systemet. //Z. Metallkd. 1996. V.87. nr. 7, s. 540-554.

91. Etchessahar E., Bars J.P., Debuigne J. Ti-N-systemet: Likevekt mellom Ô, e og en fase og dannelsesbetingelsene til Lobier og Marcon metastabil fase. //J. Mindre vanlige metaller. 1987. V.134, s. 123-139.

92. Vahlas C., Ladouce B.D., Chevalier P.Y., Bernard C., Vandenbukke L. En termodynamisk evaluering av Ti N-systemet. //Thermochemica Acta. 1991. V 180, s.23-37.

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

94. Gusev A.I. Fasediagrammer av bestilt ikke-støkiometrisk hafniumkarbid og titannitrid. // Rapporter fra Vitenskapsakademiet. 1992. V.322. nr. 5, s. 918-923.

95. Gusev A.I., Rempel A.A. Fasediagrammer av Ti C og Ti - N systemer og atomær rekkefølge av ikke-støkiometrisk titankarbid og nitrid. // Rapporter fra Vitenskapsakademiet. 1993. T.332. nr. 6, s. 717-721.

96. Lengauer W., Ettmayer P. Undersøkelse av faselikevekter i TiN- og Ti-Mo-N-systemene. //Materialvitenskap og ingeniørfag A: Strukturmaterialer: Egenskaper, mikrostruktur og prosessering. 1988. V.105/106. s. 257-263.

97. Lengauer W. Titanium Nitrogen System: En studie av fasereaksjoner i subnitridregionen ved hjelp av diffusjonspar. //Acta Metallurgica et Materialia. 1991. V.39, s.2985-2996.

98. Jonsson S. Vurdering av TiN-systemet. //Z. Metallkd. 1996. V.87. nr. 9, s.691-702.

99. Ohtani H., Hillert M. En termodynamisk vurdering av Ti N-systemet. //CALPHAD: Datamaskinkobling av fasediagrammer og termokjemi. 1990. V.14, s.289-306.

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

101. Wood F.W., Romans P.A., McCune R.A., Paasche O. Phases and Interdiffusion between Titanium and its Mononitride. // Rep. angripe. Bur. gruver. OSS. Avd. Inter. 1974. nr. 7943. ii, s.40.

102. Em B.T., Latergaus I.S., Loryan V.E. Konstruksjon av grensen til området for eksistens av en fast løsning av nitrogen i a-Ti ved nøytrondiffraksjonsmetoden. //Inorgan. Mater. 1991.V.27. nr. 3, s. 517-520.

103. Kalmykov K.B., Rusina N.E., Dunaev S.F. Faselikevekter i Al-Fe-Ni-systemet ved 1400K. //Vestn. Moskva Universitet. Ser. 2. Kjemi. 1996. V.37. nr. 5, s. 469-473.

104. Tot L. Karbider og nitrider av overgangsmaterialer. M.: Mir. 1974.294s.

105. Lengauer W. Krystallstrukturen til ti-Ti3N2-x: En ekstra ny fase i Ti N-systemet. //J. Mindre vanlige metaller. 1996. V. 125, s. 127-134.

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

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

108. Lengauer W., Ettmayer P. Krystallstrukturen til en ny fase i titan-nitrogensystemet. //J. Mindre vanlige metaller. 1986. V.120, s.153-159.

109. Jiang C., Goto T., Hirai T. Ikke-støkiometri av titannitridplater utarbeidet ved kjemisk dampavsetning. //J. Legeringer og forbindelser. 1993. V.190, s. 197-200.

110. Eliot D.F., Glazer M., Ramakrishna V. Thermochemistry of steelmaking processes. Moskva: Metallurgi. 1969. 252 s.

111. Levinsky Yu.V. p-T Diagram over tilstanden til zirkonium-nitrogensystemet. //Fysisk kjemi. 1974. T.48, s.486-488.

112. Domagala R.F., McPherson D.J., Hansen M. System Zirkonium-Nitrogen. //Transaksjon fra American Institute of Mining, Metallurgical and Petroleum Engineering. 1956. V.206, s.98-105.

113. Massalski T.B. N-Zr. //Binære legeringsfasediagrammer, andre utgave, red. T.B. Massalski, ASM International Materials Park, Ohio. 1990. V.3, s.2716-2717.

114. Ogawa T. Strukturell stabilitet og termodynamiske egenskaper til Zr-N-legeringer. //J. Legeringer og forbindelser. 1994. V.203, s.221-227.

115. Kosukhin B.V., Funke V.F., Minashkin V.L., Smirnov B.C., Efremov Yu.P. Fremstilling av belegg fra zirkoniumnitrid og karbonitrid ved CVD-metoden. //Uorganiske materialer. Proceedings fra Academy of Sciences of the USSR. 1987. V.23, s.52-56.

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

117. Massalski T.B. Hf-N. //Binære legeringsfasediagrammer, andre utgave, red. T.B. Massalski, ASM Inter. Materials Park, Ohio. 1990*. V.2, s.2090-2092.

118. Christensen A.N. En nøytrondiffraksjonsundersøkelse på enkeltkrystaller av titanoksid, zirkoniumkarbid og hafniumnitrid. //Acta Chemica Scandinavica. 1990. V.44, s.851-852.

119. Lengauer W., Rafaja D., Taubler R., Ettmayer P. Fremstilling av binære enkeltfaselinjeforbindelser via diffusjonspar: Subnitridfasen og C-Hf4N3.x. //Acta Metallurgica et Materialia. 1993. V.41, s.3505-3514.

120. Levinsky Yu.V. p-T Diagram over tilstanden til niob-nitrogensystemet. //Metaller. 1974. V.1, s. 52-55.

121. Huang W. Termodynamiske egenskaper til Nb W-C-N-systemet. //Z. Metallkd. 1997. V.88, s.63-68.

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

123. Berger R., Lengauer W., Ettmayer P. The y-Nb4N3±x - 5-NbNi.x Phase Transition. //J. Legeringer og forbindelser. 1997. V.259, s.L9-L13.

124 Jogiet M., Lengauer W., Ettmayer P. III. Legeringer og forbindelser. 1998. V.46(2), s.233.

125. Huang W. Termodynamisk vurdering av Nb N-systemet. //Metallurgical and Materials Transactions A. 1996. V.27A, s.3591-3600.

126. Balasubramanian K., Kirkaldy J.S. Eksperimentell undersøkelse av termodynamikken til Fe-Nb-N austenitt og ikke-støkiometrisk niobiumnitrid (1373-1673K). //Canadian Metallurgical Quarterly. 1989. V.28, s.301-315.

127. Christensen A.N. Fremstilling og krystallstruktur av ß-Nb2N og y-NbN. //Acta Chemica Scandinavica, A: Fysisk og uorganisk kjemi. 1976. V.30, s.219-224.

128. Christensen A.N., Hazell R.G., Lehmann M.S. En røntgen- og nøytrondiffraksjonsundersøkelse av krystallstrukturen til y-NbN, //Acta Chemica Scandinavica, A: Fysisk og uorganisk kjemi. 1981. V.35, s.l 11-115.

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

130. Yen C.M., Toth L.E., Shy Y.M., Anderson D.E., Rosner L.G. Superledende Hc-Jc og Tc målinger i Nb-Ti-N, Nb-Hf-N og Nb-V-N ternære systemer. //J. Anvendt fysikk. 1967. V.38, s.2268-2271.

131. Terao N. Nye faser av niobiumnitrid. //J. de mindre vanlige metallene. 1971. V.23, s.159-169.

132. Dobrynin A.B. Nye keramiske materialer fra aluminiumnitrid. //Uorganiske materialer. 1992.V.28. nr. 7, s. 1349-1359.

133. Kulikov V.I., Mushkarenko Yu.N., Parkhomenko S.I., Prokhorov L.N. En ny klasse keramiske materialer basert på varmeledende aluminiumnitrid. //Elektronisk utstyr. Ser. Mikrobølgeteknologi. 1993. Vol. 2 (456), s. 45-47.

134. Samsonov G.V. Nitrider. Kiev: Naukova Dumka. 1969. 377 s.

135. Kral C., Lengauer W., Rafaja D., Ettmayer P. Kritisk gjennomgang av de elastiske egenskapene til overgangsmetallkarbider, nitrider og karbonitrider. IIJ. Legeringer og forbindelser. 1998. V.265, s.215-233.

136. Samsonov G.V., Pilipenko A.T., Nazarchuk T.N. Analyse av ildfaste forbindelser. M: Metallurgizdat. 1962. 256s.

137. Samonov G.V., Strashinskaya J1.B., Schiller E.A. Kontaktinteraksjon av metalllignende karbider, nitrider og borider med ildfaste metaller ved høye temperaturer. //Metallurgi og drivstoff. 1962. V.5, s. 167-172.

138. Dai Ying, Nan Ce-wen. Syntese av aluminiumnitrid whiskers via en damp-væske-fast prosess, //materiale Res. soc. Symp. Proc. 1999. V.547, s.407-411.

139. Chen K.X., Li J.T., Xia Y.L., Ge C.C. Selvforplantende høytemperatursyntese (SHS) og mikrostruktur av aluminiumnitrid. //Int. J. Selvforplantende høytemp. Syntese. 1997. V.6(4), s.411-417.

140. Hwang C.C., Weng C.Y., Lee W.C., Chung S.L. Syntese av A1N-pulver ved en forbrenningssyntesemetode. //Int. J. Selvforplantende høytemp. Syntese. 1997. V.6(4), s.419-429.

141. Chung S.L., Yu W.L., Lin C.N. En selvforplantende høytemperatursyntesemetode for syntese av A1N-pulver. //J. materialforskning. 1999. V.14(5), s. 1928-1933.

142. Ha H., Kim K.R., Lee H.C. En studie om syntesen av titannitrid ved hjelp av SHS-metoden (Self-propagating High-temparature Synthesis). //J. Kor. keramikk. soc. 1993. V.30. nr. 12, s. 1096-1102.

143. Chen K., Ge C., Li J. Fasedannelse og termodynamisk analyse av selvforplantende høytemperatursyntese av Al-Zr-N-systemkompositter. //J. materialforskning. 1998. V.13(9), s.2610-2613.

144. Chen K.X., Ge C.C., Li J.T. Effekten av nitrogentrykk på in situ forbrenningssyntese av AIN-ZrN-kompositter. //Metallurgisk. materialer. Trans. A, 1999. V.30A(3A). s. 825-828.

145. Garcia I., Olias J.S., Vazquez A.J. En ny metode for materialsyntese: solenergi konsentrert av Fresnel-linse. //J. Fysikk. 1999.IV. V.9. p.Pr3/435-Pr3/440.

146. Olias J.S., Garcia I., Vazquez A.J. Syntese av TiN med solenergi konsentrert av en Fresnel-linse. //J. materielle bokstaver. 1999. V.38, s.379-385.

147. Boulmer-Leborgne C., Thomann A.L., Andreazza-Vignolle P., Hermann J., Craciun V., Echegut P., Crariun D. Excimer lasersyntese av A1N-belegg. //Appl. overflatevitenskap. 1998. V. 125, s. 137-148.

148 Sicard E., Boulmer-Leborgne C., Sauvage T. Excimer laserindusert overflatenitrering av aluminiumslegering. //Appl. overflatevitenskap. 1998. V.127-129, s.726-730.

149. Boulmer-Leborgne C., Thomann A.L., Hermann J. Direkte syntese av metallnitrid med laser. //NATO ASI Ser. 1996 Ser.E. V.307, s.629-636.

150. Thomann A.L., Sicard E., Boulmer-Leborgne C., Vivien C., Hermann J., Andreazza-Vignolle C., Andreazza P., Meneau C. Overflatenitrering av titan og aluminium ved laserindusert plasma. //Overflatebeleggingsteknologi. 1997. V.97. nr. (1-3), s. 448 452.

151. Dai X., Li Q., ​​​​Ding M., Tian J. Termodynamisk aspekt ved syntese av A1N-pulver ved karbotermisk reduksjon og nitrideringsprosess. //J. materiale. Vitenskap. teknologi. 1999. V.15(l), s.13-16.

152. Wang J., Wang W.L., Ding P.D., Yang Y.X., Fang L., Esteve J., Polo M.C., Sanchez G Syntese av kubisk aluminiumnitrid ved karbotermisk nitrideringsreaksjon. //Diamond Relat. mater. 1999. V.8(7), s. 1342-1344.

153. Pathak Lokesh Chandra, Ray Ajoy Kumar, Das Samar, Sivaramakrishnan C. S., Ramachandrarao P. Karbotermisk syntese av nanokrystallinske aluminiumnitridpulvere. //J. American Ceramic Society. 1999. V.82(l), s.257-260.

154. Clement F., Bastians P., Grange P. Ny lavtemperatursyntese av titannitrid: forslag til cyanonitrideringsmekanisme. //Solid State Ionics. 1997. V.101-103. s. 171-174.

155 Jung W.S., Ahn S.K. Syntese av aluminiumnitrid ved omsetning av aluminiumsulfid med ammoniakk. //Material Bokstaver. 2000. V.43, s.53-56.

156. Hezler J., Leiberich R., Mick H.J., Roth P. Sjokkrørstudie av dannelsen av TiN-molekyler og partikler. //Nanostruct. materialer. 1999. V.l 0(7), s. 1161-1171.

157. Uheda K., Takahashi M., Takizawa H., Endo T., Shimada M. Syntese av aluminiumnitrid ved bruk av urea-forløpere. //KeyEng. materialer. 1999. V.l59-160, s.53-58.

158. Shimada S., Yoshimatsu M., Nagai H., Suzuku M., Komaki H. Fremstilling og egenskaper av TiN- og A1N-filmer fra alkoksydløsning ved termisk plasma CVD-metode. //Tynne solide filmer. 2000. V.370, s.137-145.

159. Shimada S., Yoshimatsu M. Fremstilling av (Tii.xAlx)N-filmer fra blandede alkoksydløsninger ved plasma CVD. //Tynne solide filmer. 2000. V.370, s.146-150.

160. Kim W.S., Sun H.N., Kim K.Y., Kim B.H. En studie på TiN Thin Film ved Sol-Gel Method. //J. Kor. keramikk. soc. 1992.V.29. nr. 4, s. 328-334.

161. Sonoyama Noriyuki, Yasaki Yoichi, Sakata Tadayoshi. Dannelse av aluminiumnitrid ved bruk av litiumnitrid som en kilde til N3" i det smeltede aluminiumkloridet. //Chemical Letters. 1999. V.3, s.203-204.

162. Nakajima Kenichiro, Shimada Shiro. Elektrokjemisk syntese av TiN-forløpere og deres omdannelse til fine partikler. //J. materiale kje. 1998. V.8(4), s.955-959.

163. Pietzke M.A., Schuster J.C. Faselikevekter til det kvartære systemet Ti Al - Sn - N ved 900°C. //J. Legeringer og forbindelser. 1997. V.247, s. 198-201.

164. Schuster J.C., Bauer J. The Ternary System Titanium Aluminium - Nitrogen. //J. Faststoffkjemi. 1984. V.53, s.260-265.

165. Procopio A.T., El-Raghy T., Barsoum M.W. Syntese av Ti4AlN3 og faselikevekter i Ti - A1 N-systemet. //Metallurgical and Materials Transactions A. 2000. V.31A, s.373-378.

166. Zeng K., Schmid-Fetzer R. Termodynamisk modellering og anvendelser av Ti A1 - N fasediagrammet. //Thermodynamics of alloy formation, 1997TMS årsmøte i Orlando, Florida, 9.-13. februar. 1997. s.275-294.

167. Chen G., Sundman B. Termodynamisk vurdering av Ti A1 - N-systemet. //J. Faselikevekt. 1998.V.19. nr. 2, s. 146-160.

168. Anderbouhr S., Gilles S., Blanquet E., Bernard C., Madar R. Termodynamisk modellering av Ti A1 - N-systemet og anvendelse på simulering av CVD-prosesser i den (Ti, A1) N-metastabile fasen. //Chem.Vap.Deposition. 1999. V.5. nr. 3, s. 109-113.

169. Pietzka M.A., Schuster J.C. Faselikevekter i det kvartære systemet Ti A1 - C - N. //J. American Ceramic Society. 1996. V.79(9), s.2321-2330.

170. Lee H.D., Petuskey W.T. Ny ternærnitrid i Ti Al - N-systemet. //J. American Ceramic Society. 1997. V.80. nr. 3, s.604-608.

171. Ivanovskii A.L., Medvedeva N.I. Elektronisk struktur av sekskantet Ti3AlC2 og Ti3AlN2. //Mendeleev Communications elektronisk versjon. 1999. V.l, s.36-38.

172 Barsoum M.W., Schuster J.C. Kommentar til "Nytt ternært nitrid i Ti Al - N-systemet". //J. American Ceramic Society. 1998. V.81. nr. 3, s. 785-789.

173. Barsoum M.W., Rawn C.J., El-Raghy T., Procopio A.T., Porter W.D., Wang H., Hubbard C.R. Termiske egenskaper til Ti4AlN3. //J. Anvendt fysikk. 2000. V.87, s.8407-8414.

174. Procopio A.T., Barsoum M.W., El-Raghy T. Karakterisering av Ti4AlN3. //Metallurgical and Materials Transactions A. 2000. V.31A, s.333-337.

175. Myhra S., Crossley J.A.A., Barsoum M.W. Krystallkjemi av Ti3A1Cr og Ti4AlN3 lagdelt karbid/nitrid fasekarakterisering av XPS. III. Fysikk og kjemi av faste stoffer. 2001. V.62, s. 811-817.

176 El-Sayed M.H., Masaaki N., Schuster J.C. Grensesnittstruktur og reaksjonsmekanisme for AIN/Ti-ledd. III. materialvitenskap. 1997. V.32, s.2715-2721.

177. Paransky Y., Berner A., ​​Gotman I. Mikrostruktur av reaksjonssone ved Ti A1N-grensesnittet. //Material Bokstaver. 1999. V.40, s. 180-186,9

178. Paransky Y.M., Berner A.I., Gotman I.Y., Gutmanas E.Y. Fasegjenkjenning i A1N-Ti-systemet ved energidispersiv spektroskopi ogsjon. //Microchimica Acta. 2000. V.134, s.l71-177.

179. Gusev A.I. Faselikevekter i ternære systemer M-X-X "og M-A1-X (M-overgangsmetall, X, X" - B, C, N, Si) og krystallkjemi av ternære forbindelser. // Kjemiens suksesser. 1996. V.65(5), s. 407-451.

180. Schuster J.C., Bauer J., Debuigne J. Undersøkelse av faselikevekter relatert til fusjonsreaktormaterialer: 1. Det ternære systemet Zr A1 - N. III. Kjernefysiske materialer. 1983. V.116, s.131-135.

181 Schuster J.C. Krystallstrukturen til Zr3AlN. //Z. krystallografi. 1986. V.175, s.211-215.

182. Schuster J.C., Bauer J. Undersøkelse av faselikevekter relatert til fusjonsreaktormaterialer: II. Det ternære systemet Hf-Al-N. III. Kjernefysiske materialer. 1984. V.120, s.133-136.

183. Schuster J.C., Nowotny H. Phase Equilibria in the ternary systems Nb-Al-N and Ta-Al-N. //Z. Metallkd. 1985. V.76, s.728-729.

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

185. Reid S. Elektronsondemikroanalyse. M.: Mir. 1979. 260-tallet.

186. Sokolovskaya E.M., Guzey JI.C. Metallokjemi. M.: Mosk. Universitet. 1986. 264 s.

187. Abramycheva H.JI. Interaksjon av legeringer basert på jern, nikkel og elementer fra gruppe IV V med nitrogen ved forhøyet partialtrykk. Sammendrag av Ph.D.-avhandling, Moscow State University, 1999. 20s.

188. Lupis K. Kjemisk termodynamikk av materialer. Moskva: Metallurgi. 1989. 503s.

189. Dinsdale A.T. SGTE-data for rene elementer. //Calphad. 1991. V. 15. nr. 4, s.317-425.

190. Kaufmann L., Nesor H. Koblede fasediagrammer og termokjemiske data for binære overgangsmetallsystemer V. //Calphad. 1978.V.2. nr. 4, s. 325-348.

191. Voronin G.F. Delvis termodynamiske funksjoner av heterogene blandinger og deres anvendelse i termodynamikken til legeringer. //I boken: Moderne problemer med fysisk kjemi. M.: Mosk. Universitet. 1976. v.9. s.29-48.

192. Kaufman L., Bershtein X. Beregning av tilstandsdiagrammer ved bruk av datamaskin: Pr. fra engelsk. M.: Mir. 1972. 326s.

193. Belov G.V., Zaitsev A.I. Ved å bruke Monte Carlo-metoden for å bestemme fasesammensetningen til heterogene systemer. //Sammendrag fra den XIV internasjonale konferansen om kjemisk termodynamikk. St. Petersburg: NIIKh St. Petersburg State University. T.2002. s. 317-318.

194. Khan Yu.S., Kalmykov K.B., Dunaev S.F., Zaitsev A.I. Faselikevekter i Ti-Al-N-systemet ved 1273 K. // Rapporter fra Vitenskapsakademiet. 2004. v.396. nr. 6, s. 788-792.

195. Han Y.S., Kalmykov K.V., Dunaev S.F., Zaitsev A.I. Faststofffaselikevekter i titan-aluminium-nitrogensystemet. //J. Faselikevekt og diffusjon. 2004. V.25. nr. 5, s.427-436.

196. Diagrammer over tilstanden til binære metalliske systemer. Oppslagsbok: I 3 bind: T.Z. Bok 1 / Under. Til T. Ed. N.P. Lyakisheva. M.: Mashinostroenie. 1999. 880-tallet.

197. Wang T., Jin Z., Zhao J.C. Termodynamisk vurdering av det binære systemet Al-Zr. //J. Faselikevekt. 2001. V.22. nr. 5, s. 544-551.

198. Turkdogan E.T. Fysisk kjemi av høytemperaturprosesser. Moskva: Metallurgi. 1985. 344 s.

199. Han Y.S., Kalmykov K.V., Abramycheva N.L., Dunaev S.F. Struktur av Al-Zr-N-systemet ved 1273K og 5Mpa. //VIII Internasjonal konferanse for krystallkjemi av intermetalliske forbindelser. Lviv. Ukraina. 25.-28. september 2002. s.65.

200. Khan Yu.S., Kalmykov K.B., Zaitsev A.I., Dunaev S.F. Faselikevekter i Zr-Al-N-systemet ved 1273 K. // Metaller. 2004. V.5, s.54-63.

201. Khan Yu Sin, Kalmykov K.B., Dunaev S.F. Interaksjon av aluminiumnitrid med elementer fra IV B-gruppe. //Internasjonal konferanse for studenter og hovedfagsstudenter om grunnleggende vitenskaper "Lomonosov-2003". 15.-18. april 2003 seksjon Kjemi. T.2, s.244.

Generelle egenskaper.

Konseptet med et overgangselement brukes vanligvis for å referere til ethvert element med valens d- eller f-elektroner. Disse elementene inntar en overgangsposisjon i det periodiske systemet mellom elektropositive s-elementer og elektronegative p-elementer (se § 2, 3).

d-elementer kalles de viktigste overgangselementene. Atomene deres er preget av intern oppbygging av d-underskall. Faktum er at s-orbitalen til deres ytre skall vanligvis er fylt allerede før fyllingen av d-orbitalene i det forrige elektronskallet begynner. Dette betyr at hvert nytt elektron som legges til elektronskallet til det neste d-elementet, i henhold til fyllingsprinsippet (se § 2), ikke faller på det ytre skallet, men på det indre underskallet som går foran det. De kjemiske egenskapene til disse elementene bestemmes av deltakelsen av elektroner i reaksjonene til begge disse skallene.

d-Elementer danner tre overgangsserier - i henholdsvis 4., 5. og 6. periode. Den første overgangsserien inkluderer 10 grunnstoffer, fra skandium til sink. Den er preget av indre utvikling -orbitaler (tabell 15.1). Orbitalen fylles opp tidligere enn orbitalen fordi den har mindre energi (se Klechkovskys regel, § 2).

Imidlertid bør to anomalier bemerkes. Krom og kobber har bare ett elektron hver i sine -orbitaler. Dette er fordi halvfylte eller fylte underskall er mer stabile enn delvis fylte underskall.

I kromatomet har hver av de fem -orbitalene som danner -underskallet ett elektron. Et slikt underskall er halvfylt. I et kobberatom har hver av de fem -orbitalene et par elektroner. En lignende anomali er observert i sølv.