Proprietăți și aplicații ale aliajelor de aluminiu aliate cu zirconiu. Aliaje de aluminiu Cupru - mangan

Editat de Komissarova L.N și Spitsyn V.I. - M.: Editura Literatură străină, 1963. - 345 p.
Descarca(Link direct) : chemie-zr.djvu Anterior 1 .. 86 > .. >> Următorul
") Diagrama de fază a sistemului Zr02-La203 a fost studiată suficient de detaliat utilizând analize termice, dilatometrice, cu raze X și chimice de fază folosind instrumente de precizie. În plus, s-a măsurat conductibilitatea electrică și s-au efectuat cercetări petrografice. Pe baza acestor studii , a fost prezentată o imagine detaliată a transformărilor de fază în sistemul Zr02 - La203, s-a descoperit formarea unui compus cristalin stabil La»Zr207 cu o structură cubică de piroclor și o serie de soluții solide pe bază de Zr02 tetragonal și monoclinic;
Compușii din compoziția Me2Zr207 au fost obținuți și prin încălzirea Zr02 cu oxizi de ceriu (3-f), neodim, samariu și gadoliniu peste 1200° - Aprox. ed.
154
Capitolul J. Oxizi și zirconați de zirconiu
Fluorosilicații reacționează și cu dioxidul de zirconiu pentru a forma fluorozirconați (vezi secțiunea „Fluor”). Ca urmare a încălzirii dioxidului de zirconiu cu oxizi ai elementelor acestei grupe, se formează următorii compuși: 1) Ge02-Zr02 cu o rețea tetragonală (a = 4,871; c = 10,570 A); 2) cPbZr03 cu o rețea pseudo-tetragonală la 20° (a = 4,152, c - = 4,101 A), transformându-se într-o rețea cubică la 230° și 3) Zr02Si02. Pentru o descriere detaliată a acestei ultime conexiuni, vezi cap. 5. Pentru oxidul de staniu nu s-a obţinut legătura cu Zr02. Aur. Vezi cupru.
Hidrogen. Dioxidul de zirconiu nu interacționează cu hidrogenul și nu a fost observată nicio interacțiune nici la o temperatură de 2000° și la o presiune de 150 atm. Hidrura de calciu reduce dioxidul de zirconiu la metal. Fluorura de hidrogen și acidul fluorhidric, atunci când interacționează cu dioxidul de zirconiu, formează compuși de fluorură de zirconiu; acidul clorhidric dizolvă dioxidul de zirconiu dacă particulele sale sunt suficient de mici sau în starea energetică corespunzătoare. Apa nu formează compuși cu dioxidul de zirconiu.
Indiu. Vezi aluminiu.
Iod. Vezi brom.
Iridiu, ssmium, paladiu, platină, rodiu și ruteniu. Nu există informații în literatura de specialitate cu privire la interacțiunea acestor elemente sau a compușilor lor cu dioxidul de zirconiu.
Fier. Vezi cobalt.
Lantan și lantanide. Vezi ceriu.
Conduce. Vezi germaniu.
Magneziu. Vezi cadmiu.
Mangan și reniu. Reacțiile acestor elemente sau compușii lor cu dioxidul de zirconiu nu sunt cunoscute. Pentru un amestec de Zr02 și Mn304, temperatura eutectică este 1620.
Mercur. Vezi cadmiu.
Molibden și wolfram. Conform lucrării, wolfram ar trebui să reacționeze cu dioxidul de zirconiu la temperaturi foarte ridicate, formând un aliaj de tungsten-zirconiu. Nu există alte informații despre interacțiunea dioxidului de zirconiu cu molibdenul și tungstenul sau compușii acestora1).
Nichel. Vezi cobalt.
Niobiu, fosfor, tantal și vanadiu. În literatura de specialitate nu există informații despre interacțiunea acestor elemente sau a compușilor lor cu dioxidul de zirconiu, cu excepția reacției cu pentaclorură de fosfor, care are ca rezultat formarea tetraclorurii de zirconiu [152]2).
Azot. Azotul și compușii săi nu reacționează cu dioxidul de zirconiu, cu excepția bifluorurii de amoniu, care în acest caz formează fluorozirconați de amoniu.
Osmiu. Vezi iridiu.
") Dioxidul de zirconiu poate reacționa cu trioxidul de wolfram peste 1000°, rezultând în formarea compusului ZrOW04. Tungstatul de zirconil are o oarecare volatilitate într-un curent de vapori de apă, se dizolvă moderat în NaOH și Na2F2 când este încălzit și interacționează ușor cu soluții concentrate de H2S04, HC1 şi NH4OH., - Ed.
2) Dioxidul de zirconiu poate interacționa cu niobiul și oxizii de tantal la temperaturi de 1300° și mai sus. Procesul este însoțit de formarea compușilor niobat și zirconil taitalat, a căror compoziție corespunde formulei ZrOR207. Ambii compuși sunt stabili termic și se topesc la 1700 + 20° și, respectiv, 1730 ± 20°. Au rezistență crescută la diverși reactivi chimici: acizi, alcali și agenți de clorurare. Tantatul de zirconil se caracterizează printr-o stabilitate mai mare în comparație cu itsobat. Este insolubil în soluții fierbinți de HC1 și H2SO4 concentrat într-un amestec de sulfat de amoniu și acid sulfuric și nu se topește cu pirosulfat de sodiu, K2CO3 și peroxid de bariu - Aprox. ed.
3. Dioxid de zirconiu
155
Oxigen. Oxigenul nu reacționează chimic cu dioxidul de zirconiu. Reacțiile dioxidului de zirconiu cu diverși oxizi sunt descrise în secțiunile relevante.
Paladiu. Vezi iridiu.
Platină. Vezi iridiu.
Potasiu. Vezi cesiu.
reniu. Vezi mangan.
Rodiu. Vezi iridiu.
Ruteniu. Vezi iridiu.
Scandiu și ytriu. Nu există informații în literatură despre interacțiunea acestor elemente sau a compușilor lor cu zirconiul. Se știe doar că oxidul de ytriu Y203 cu conținutul său de la 7 la 55 și de la 76 la 100 moli. % formează soluţii solide de structură cubică cu dioxid de zirconiu la 2000° 1).

Diagrama de fază a cupru - aluminiu a fost construită pe întregul interval de concentrație folosind metode de analiză termică, metalografică și cu raze X și este o diagramă complexă cu faze intermediare. Diagrama de stare a cuprului - aluminiu (Fig. 1) este dată pe baza lucrărilor efectuate de diverși autori pe o perioadă lungă de timp. Regiunea soluțiilor solide pe bază de cupru (faza α) se extinde până la 9% (în masă) Al. Odată cu scăderea temperaturii, solubilitatea aluminiului în cupru crește la temperaturi de 1037; 900; 800; 700; 500 °C este 7,4; 7,8; 8,2; 8,8; 9,4% (în masă) Al, respectiv. Faza a are o rețea fcc, similară rețelei de cupru pur, a cărei perioadă crește odată cu creșterea conținutului de aluminiu și în aliajul cu 10,5% (în masă) Al este de 0,3657 nm.

Faza β este o soluție solidă bazată pe compusul Cu3Al. În aliajele din regiunea β, în funcție de tratamentul termic și condițiile de răcire, pot fi observate două faze intermediare metastabile: β" și β.

Faza γ 1 - o soluție solidă pe bază de compus Cu 3 Al 4 există în intervalul de concentrație de 16,0...18,8% (în masă) Al și are o rețea monoclinică cu 102 atomi în celula unitară. Faza α 2 are o rețea similară cu cea a fazei α.

În regiunea de până la 20% (în masă) Al, lichidul aliajelor constă din patru ramuri de cristalizare primară a fazelor α, β, χ și χ 1. La 1037 C, eutecticul α + β cristalizează cu un punct eutectic la 8,5% (în masă) Al. La temperaturi de 1036 și 1022 °C apar reacții peritectice Zh + β ↔χ și Zh + χ↔γ 1. respectiv. Faza χ există în domeniul de temperatură 1036...936 °C. Faza β cristalizează din topitură de-a lungul unei curbe cu un maxim la o temperatură de 1048 °C și corespunde unei concentrații de 12,4% (în masă) Al. În stare solidă, această regiune prezintă o serie de transformări eutectoide și peritectoide. La 963 °C, faza χ se descompune în faze β și γ 1. Punctul eutectoid corespunde la 15,4% (în masă) Al. La 780 °C, faza γ 1 se descompune conform unei reacții eutectoide în faze β și γ 2. La 873 °C, faza y este formată printr-o reacție peritectonică. Se presupune că în faza γ 2 are loc o transformare de fază în intervalul de temperatură 400...700 °C cu un conținut de aluminiu în punctul eutectoid de 11,8...11,9% (în masă). În intervalul de concentrație de 9...16% (în masă) Al se presupune existența unei alte faze stabile - χ sau α 2, formată prin reacția eutectoidă la 363 °C și conținutul de aluminiu în punctul eutectoid este ∼ 11,2% (în masă). Limitele de concentrație ale regiunii de omogenitate a acestei faze nu au fost stabilite.

Autorii, pe baza datelor din literatură privind proprietățile termodinamice ale componentelor și fazelor intermediare, precum și pe baza datelor experimentale privind echilibrele de fază, au calculat diagrama de fază a sistemului Cu-Al. Valorile temperaturilor calculate ale transformărilor de fază coincid practic cu datele lucrării.

Cupru - beriliu

Diagrama de fază a cupru - beriliu a fost studiată de mulți cercetători. Este construit pe întregul interval de concentrație (Fig. 2). Curbele de cristalizare ale aliajelor constau din patru ramuri corespunzătoare cristalizării fazelor α, β, δ și β-Be. Faza β cristalizează de-a lungul unei curbe cu un minim la o temperatură de 860 °C și 5,3% (în greutate) Be. La 870 °C faza β se formează printr-o reacție peritectică, iar la 578 °C faza β se descompune printr-o reacție eutectoidă. Există dovezi ale unei temperaturi mai ridicate de transformare a eutectoidelor - 605 °C.

Solubilitatea beriliului în cupru la temperatura de transformare eutectoidă este de 1,4% (în greutate). Odată cu scăderea temperaturii, solubilitatea beriliului scade și este: la 500 °C - 1,0% (în greutate), la 400 °C - 0,4% (în greutate), la 300 °C - 0,2% (în greutate). În intervalul de concentrație de 50,8...64,3% (at.) Be la 930 °C are loc o reacție peritectică de formare a fazei β", iar la 1090 °C transformarea eutectoidă β ↔α-Be +δ are loc regiunile limite de fază δ/δ + α-Be și δ + α-Be/α-Be trec prin 81,5 și 92,5% (at.) Be la 1000 °C, la 900 °C - 81,0 și 93,0 % (la 93,0 %). .) Be, la 700 °C - 80,8 și respectiv 95,5% (at.) Be.

Faza δ este formată printr-o reacție peritectică la o temperatură de 1239 °C. Soluția solidă pe bază de cupru (faza α) are o rețea fcc cu o perioadă α = 0,3638 nm la 2,1% (din masă) Be, faza δ are o rețea bcc dezordonată cu o perioadă α = 0,279 nm la 7,2% (după masă) Be, faza β′ are o rețea cubică centrată pe corp ordonată de tip CsCl cu o perioadă α = 0,269...0,270 nm, faza δ are o rețea cubică de tip MgCu 2 cu o perioada α = 0,5952 nm. Faza β-Be este o fază la temperatură înaltă, iar faza α-Be este o modificare la temperatură joasă a unei soluții solide pe bază de beriliu.

Conform datelor, care arată o parte a diagramei până la 50% (at.) Cu, faza δ (Be 4 Cu-Be 2 Cu) se topește congruent la 1219 ° C și 22% (at.) Cu. Faza β are o structură de tip MgCu 2 și modifică parametrul rețelei în regiunea de omogenitate de la α = 5957 nm la α = 0,5977 nm la 25 at.% Cu.

Cupru - fier

Diagrama de fază cupru-fier a fost studiată de mulți cercetători. Rezultatele acestor studii sunt analizate în detaliu în lucrări. Principalele contradicții se referă la problema miscibilității complete sau parțiale a cuprului și fierului în stare lichidă. În urma experimentelor, s-a constatat că în sistemul cupru-fier nu există stratificare, dar pentru starea suprarăcită (100 °C) are loc stratificarea. Regiunea de separare este aproape simetrică față de axa corespunzătoare compoziției echiatomice, iar temperatura critică de amestecare se află cu 20 °C sub temperatura lichidus la compoziția echiatomică.

În fig. Figura 3 prezintă o diagramă a stării cuprului - fier conform datelor. Două transformări peritectice și una eutectoidă au fost stabilite la temperaturi de 1480; 1094 și 850 °C. Solubilitatea fierului în cupru la 1025; 900; 800 și 700 °C este 2,5; 1,5; 0,9; 0,5% (în masă), respectiv Fe. Parametrul de rețea al soluției solide pe bază de cupru pentru aliajul cu 2,39 at.% Fe este 0,3609 nm. Parametrul rețelei al α-Fe (bcc) crește de la 0,28662±0,00002 la 0,28682 nm cu adăugarea a 0,38 at.% Cu.

Cupru - cobalt

Diagrama de stare a sistemului cupru - cobalt este prezentată în Fig. 4 . Este de acord cu rezultatele studiilor anterioare ale acestei diagrame. În acest sistem, ca urmare a suprarăcirii cu 100 °C sau mai mult, apare o regiune de nemiscibilitate în stare lichidă, care este aproape simetrică față de axa corespunzătoare compoziției echiatomice. Cu această compoziție, temperatura critică de amestecare se află la 90 °C sub curba lichidus.

Sistemul Cu-Co este de tip peritectic. Temperatura reacției peritectice este de 1112 °C. Datele privind solubilitatea cobaltului într-o soluție solidă pe bază de cupru (β) și cupru într-o soluție solidă pe bază de cobalt (a) în intervalul de temperatură 900...1100 °C sunt date în tabel. 1.

Cupru - siliciu

Diagrama de stare a cupru - siliciu este prezentată în Fig. 5 (pe baza totalității lucrărilor). Sistemul conține o soluție α-solidă pe bază de cupru, faze β, δ, η, precum și faze K, γ și ε formate prin reacții peritectoide.

Regiunea de existență a fazei β [rețeaua bcc cu α = 0,2854 nm la 14,9 at.% Si] este în domeniul de temperatură 852...785 °C; se formează printr-o reacţie peritectică cu un punct de transformare peritectic de 6,8% (în masă) Si. Regiunea de existență a fazei β acoperă domeniul de temperatură 824...710 °C și este formată printr-o reacție peritectică; punct de transformare peritectică 8,65% (în masă) Si. Faza η are două modificări: η′ și η″. În intervalul de temperatură 620...558 °C are loc transformarea η↔η′, iar în intervalul 570...467 °C are loc transformarea η′↔η″. Rețeaua de fază η este similară cu rețeaua de alamă γ.

Faza K este formată printr-o reacție peritectoidă la +842 °C și există până la 552 °C, punctul peritectoid corespunde la 5,9% (în masă) Si. Faza K are o rețea hexagonală compactă cu α = 0,25543 nm și c = 0,41762 nm la 11,8 at.% Si și α = 0,25563 nm și c = 0,41741 nm la 14,6% (at.) Si. Faza γ este formată printr-o reacție peritectoidă la 729 °C și este stabilă până la temperatura camerei; punctul peritectoid corespunde cu 8,35% (în masă) Si.

Faza γ are o rețea cubică de tip rețea β-Mn cu o perioadă α = 0,621 nm.

Faza ε este formată și printr-o reacție peritectoidă la 800 °C și există într-un interval îngust de concentrație de 10,6...10,7% (în masă) Si, stabilă până la temperatura camerei. Are o rețea bcc cu α = 0,9694 nm. Solubilitatea cuprului în siliciu este neglijabilă și se ridică la 2,810 -3; 2.10 -3; 5,5.10-4; 8,5.10-5; 5,3.10 -6% (at.) la temperaturi 1300; 1200; 1000; 800 și respectiv 500 °C. Solubilitatea siliciului în cupru este semnificativă și se ridică la ~5,3% (în greutate) la 842 °C.

Cupru - mangan

Diagrama de stare a sistemului cupru-mangan este construită pe întregul interval de concentrație. Aici este dat conform datelor (Fig. 6). Cuprul și manganul formează un minim pe curba lichidus la un conținut de ~37% (at.) Mn și o temperatură de 870±5 °C. Transformările în stare solidă sunt asociate cu procesele de ordonare în aliaje din partea cuprului și modificări alotropice ale manganului. Soluția solidă (α-Cu, y-Mn) este ordonată la ~16 at.% Mn (MnCu 5) și 400 °C și la ~25 at.% Mn (MnCu 3) și 450 °C.

Solubilitatea cuprului în fazele α-Mn și β-Mn este nesemnificativă. Sistemul suferă o tranziție continuă de la o rețea cubică centrată pe față a unei soluții solide pe bază de cupru (α-Cu) la o rețea tetragonală centrată pe față de γ-Mn.

Cupru - Nichel

Diagrama de stare a sistemului cupru-nichel este un sistem cu o serie continuă de soluții solide. Figura 7 prezintă rezultatele studiilor experimentale care sunt în bună concordanță între ele. În stare solidă există transformări asociate cu transformări magnetice în nichel. Toate aliajele sistemului Cu-Ni au o rețea fcc. Ipotezele despre existența compușilor CuNi și CuNi 3 în sistem nu au fost confirmate în lucrările ulterioare. Aliajele acestui sistem stau la baza aliajelor industriale de tip cupronickel.

Cupru - staniu

În fig. Figura 8 prezintă o diagramă de stare bazată pe un număr mare de lucrări. Sistemul a stabilit existența unui număr de faze formate atât în ​​timpul cristalizării primare, cât și în timpul transformării în stare solidă. Fazele α, β, γ, ε, η se formează în timpul cristalizării primare, fazele ζ și δ - în stare solidă. Fazele β, γ și η sunt formate prin reacții peritectice la temperaturi de 798, 755 și 415 °C. Perioada de rețea a fazei α crește de la 0,3672 la 0,3707 nm. Fazele β și γ sunt asemănătoare cristalografic și au o rețea bcc.

Faza ε există pe baza compusului Cu 3 Sn și are o rețea ortorombic. Faza η corespunde compusului Cu 6 Sn 5. Se comandă la 189...186 °C. Faza ζ are o rețea hexagonală cu compoziția așteptată Cu 20 Sn 6 . Faza δ are structura γ-alama, este un compus electronic si corespunde formulei Cu 31 Sn 8 la 20,6 at.% Sn.

Solubilitatea staniului în cupru, conform analizei spectrale de raze X, este, % (at.) Sn [% (în masă) - în paranteze]: 6,7 (11,9); 6,5 (11,4); 5,7 (10,10) la temperaturi de 350°C; 250; respectiv 150 °C. Solubilitatea cuprului în staniu în stare solidă la temperatura eutectică este de 0,01% (at.) (conform lui Tokseitov și colab.).

Cupru - plumb

Diagrama de stare a cupru-plumb, construită pe întregul interval de concentrație, este prezentată în Fig. 9 conform lucrării. Diagrama de stare a sistemului cupru-plumb este caracterizată prin prezența transformărilor monotectice și eutectice. Temperatura transformării monotectice este (955±0,5) C, iar întinderea regiunii de nemiscibilitate la această temperatură este de 15,7-63,8% (at.) Pb. Punctul eutectic corespunde cu 0,18% (at.) Pb, iar conform datelor - o temperatură de 326 °C și 0,2% (at.) Pb. Curba de solubilitate dintre temperatura monotectică și punctul de topire al plumbului a fost determinată cu destulă atenție. S-a stabilit că această curbă intersectează orizontala monotectică la un conținut de plumb de 67% (at.). Solubilitatea plumbului în cupru în stare solidă la temperaturi peste 600 °C nu este mai mare de 0,09% (at.). Solubilitatea cuprului în plumb în stare solidă este mai mică de 0,007% (în greutate).

Cupru - antimoniu

Diagrama de stare a cuprului - antimoniu este prezentată conform datelor din Fig. 10.

În aliajele acestui sistem a fost descoperită o fază β la temperatură ridicată cu o rețea fcc de tip BiF 3, care se topește congruent la 684 °C și aliajul conține 28,6 at.% Sb. La 435 °C, faza β se descompune eutectoid în faza k și Cu2Sb. Punctul eutectoid corespunde la 24% (at.) Sb. Solubilitatea maximă a fazei β 20...32%) (at.) Sb. Alte faze intermediare - η, ε, ε′ și к-sunt formate prin reacții peritectoide la temperaturi de 488 °C (η), 462 °C (e). Faza ε′ are o rețea hexagonală cu perioade α = 0,992 nm, c = 0,432 nm și există în intervalul de temperatură ∼375...260 °C. Faza k are o structură de tip ortorombic Cu 3 Ti, există în intervalul 450...375 °C și se descompune în faza ε și Cu 2 Sb la o temperatură de 375 °C sau faza ε′ și Cu 2 Sb (după alți autori). Faza η are o regiune de omogenitate de la 15,4 la 15,8% (at.) Sb la 426 °C. Faza intermediară Cu 2 Sb este formată printr-o reacție peritectică la 586 °C și are o regiune îngustă de omogenitate de 32,5...33,4% (at.) Sb. Are o rețea tetragonală. Solubilitatea maximă a antimoniului în cupru în stare solidă la temperaturi de 600; 550:500; 450; 400; 360; 340 și 250 °C este 5,79; 5,74; 5,69; 5,44; 4,61; 3,43; 3,02; 1,35% (at.) sau 10,53; 10,44; 10,37; 9,92; 8,48; 6,38; 5,64; 2,56% (în masă), respectiv.

Cupru - fosfor

Diagrama de stare a sistemului cupru - fosfor este prezentată conform datelor din Fig. 11. Pe baza rezultatelor lucrărilor ulterioare, în sistem au fost descoperiți doi compuși: Cu 3 P și Cu P 2. Temperatura de formare a compusului Cu 3 P direct din topitură este dată de diferiți autori în moduri diferite: 1005; 1018 sau 1023; 1022 °C. Intervalul de omogenitate al compusului Cu3P este de 31% (at.) P la temperatura eutectică și 27,5% (at.) P la 700 °C. Compusul Cu 3P are o rețea hexagonală cu parametrii α = 0,695 nm, c = 0,712 ± 0,02 nm, c/α = 1,02.

Compusul CuP 2 cristalizează direct din topitură la 891 °C. Are loc o reacție eutectică între compusul Cu 3P și cupru la 714 °C, punctul eutectic corespunde la 15,72% (at.) P.

Există un echilibru eutectic între compușii Cu 3 P și Cu P 2 la 833 °C. Compoziția punctului eutectic este de 49% (at.) R.

În regiunea diagramei dintre fosfor și compusul CuP 2 se presupune existența unui eutectic degenerat la 590 °C.

Solubilitatea fosforului în cupru este dată în tabel. 2.

(Notă. Conținutul de fosfor în procente în greutate este indicat între paranteze.)

Cupru - crom

Diagrama de fază cupru-crom a fost studiată cel mai amănunțit în regiunea bogată în cupru. Este dat integral în lucrarea lui G.M. Kuznetsova și colab. pe baza datelor de calcul termodinamic și a datelor privind parametrii de interacțiune a componentelor (Fig. 12). Structura aliajelor contine doua faze: solutii solide pe baza de cupru (α) si crom (β). La 1074,8 °C, are loc o transformare eutectică la un conținut de crom de 1,56% (at.). Solubilitatea cromului în cupru după diverși autori este dată în tabel. 3.

Solubilitatea cuprului în crom în stare solidă variază de la 0,16% (at.) la 1300 °C până la 0,085% (at.) la 1150 °C.

Cupru - zinc

În aliajele de cupru, elementele din grupa II a tabelului periodic al lui D.I sunt de cel mai mare interes practic. Mendeleev reprezintă zincul. Diagrama de fază cupru-zinc a fost studiată de mulți cercetători pe întregul interval de concentrație. În fig. Figura 13 prezintă o diagramă de stare construită dintr-un set de lucrări în care s-au folosit metode de analiză termică, cu raze X, metalografice, microscopică electronică și determinarea temperaturii lichidus.

Linia liquidus a sistemului cupru-zinc constă din șase ramuri de cristalizare primară a fazelor α, β, γ, δ, ε și η. Există cinci transformări peritectice în sistem, % (at.):

1) F (36,8 Zn) + a (31,9 Zn) ↔ β (36,1 Zn) la 902 °C;

2) F (59,1 Zn) + β (56,5 Zn) ↔ y (59,1 Zn) la 834 °C;

3) F (79,55 Zn) + y (69,2 Zn) ↔ 5 (72,4 Zn) la 700 °C;

4) F (88 Zn) + 5 (76 Zn) ↔ ε (78 Zn) la 597 °C;

5) F (98,37 Zn) + ε (87,5 Zn) ↔ η (97,3 Zn) la 423 °C.

Solubilitatea zincului într-o soluție solidă pe bază de cupru crește mai întâi de la 31,9% (at.) la 902 °C la 38,3% (at.) la 454 °C, apoi scade și se ridică la 34,5% (at.) la 150 °C. C și 29% (at.) la 0 °C.

În regiunea de existență a fazei α sunt definite două modificări α 1 și α 2. Regiunea de existență a fazei β variază de la 36,1% (at.) Zn la 902 °C până la 56,5% (at.) Zn la 834 °C și de la 44,8% (at.) Zn la 454 °C până la 48,2% ( at.) Zn la 468 ° C. În intervalul de temperatură 454...468 ° C are loc transformarea sau ordonarea.

Faza β′ se descompune conform reacției eutectoide β′↔α + γ la o temperatură de ~255 °C. Faza β există în patru modificări: faza γ′′′ până la temperaturi de 250...280 C, peste 280 °C faza γ″ este stabilă, care la 550...650 °C se transformă în faza γ′; peste 700°C există o fază γ. Faza δ există în intervalul 700...558 °C, descompunându-se eutectoid conform reacției δ↔γ + ε la 558 °C.

Solubilitatea cuprului într-o soluție η-solidă pe bază de zinc scade de la 2,8% (at.) la 424 °C la 0,31% (at.) la 100 °C. Parametrii rețelei ai soluției α-solide pe bază de cupru cresc odată cu creșterea concentrației de zinc.

Faza β are o rețea cubică centrată pe corp de tip W, faza β′ are o rețea centrată pe corp ordonată de tip CsCl. Perioada de rețea a fazei β′ crește de la O 2956 la 0,2958 nm în intervalul de concentrație de 48,23...49,3% (at.) Zn.

Faza γ are o structură de tip γ-alama. Compoziția sa corespunde compoziției stoichiometrice a Cu 5 Zn 8 . Faza γ″′ are o rețea ortorombic cu perioade α = 0,512 nm, b = 0,3658 nm și c = 0,529 nm.

Faza γ″ are o rețea cubică cu o perioadă α = 0,889 nm. Structura și parametrii rețelei ai fazelor γ′ și γ nu au fost determinați. Faza 3 are o rețea bcc cu o perioadă α = 0,300 nm la 600 °C pentru un aliaj cu 74,5 at.% Zn. Faza ε are o rețea hexagonală de tip Mg.

Aliajele pe bază de sistem cupru-zinc (alama) sunt utilizate pe scară largă în diverse industrii: se caracterizează prin fabricabilitate ridicată și rezistență la coroziune. Producerea diferitelor piese și piese turnate din aliaje ale acestui sistem nu este deosebit de dificilă. Aliajele de clase L96, L90, L85, L80, L75, L70, L68, L66, L63, L59 - alamă simplă - sunt prelucrate prin presiune în stare rece și fierbinte și au o structură monofazată, care este o soluție solidă. pe cupru (a) pentru aliaje cu conținut de cupru de cel puțin 61% (în masă) și bifazic (α + β) pentru aliajul L59. Aliajele monofazate și bifazate (α, α + β, β), aliate cu aluminiu, fier, mangan, siliciu, staniu, plumb, sunt folosite pentru a produce piese turnate prin diverse metode.

RAPOARTE ALE ACADEMIEI DE ȘTIINȚE A REPUBLICII TAJIKISTAN _____________________________________2007, volumul 50, nr. 3_________________________________

ELECTROCHIMIE

UDC 669.71:620.193

Membru corespondent al Academiei de Științe a Republicii Tadjikistan I.N.

B.Sh.Narziev, A.M.Safarov INFLUENȚA MICILOR ADITIVI AI ZIRCONIULUI ȘI A ANALOGILOR SĂI ASUPRA COMPORTAMENTULUI ELECTROCHIMIC A ALUMINIUULUI

Elementele subgrupului de titan sunt utilizate pe scară largă ca modificatori ai aliajelor de aluminiu. De asemenea, sunt incluși în majoritatea aliajelor complexe, care conțin un număr mare de particule intermetalice dispersate, care sunt substraturi potențiale pentru cristalizarea aliajelor pe care le prelucrează. Conform diagramelor de stare ale aluminiului cu titan, hafniu și zirconiu, pe partea de aluminiu are loc cristalizarea compușilor intermetalici din compozițiile T1L13, N/L13 și 2gL13. Solubilitatea titanului și hafniului în aluminiu în stare solidă nu depășește 1,5% în greutate. .

Zirconiul, fiind un modificator eficient, are și o proprietate universală rară: crește brusc temperatura de recristalizare a aluminiului și aliajelor de aluminiu atât după deformare la cald, cât și la rece, crește semnificativ rezistența la coroziune și stabilitatea soluției solide din aliajele de aluminiu.

În sistemul AIg, într-o zonă bogată în aluminiu, are loc o reacție peritectică, în care un lichid care conține 0,11% 2g interacționează cu compusul 2gL13 și formează o soluție solidă de aluminiu. Solubilitatea maximă a zirconiului în aluminiu solid la temperatura de transformare invariabilă (660°C) este de 0,28 în greutate. %.

Ținând cont de acest lucru, compoziția aliajelor a fost aleasă pentru a acoperi regiunea soluției solide de titan, zirconiu și hafniu în aluminiu și nu numai, adică de la 0,01 la 0,5% în masă.

Există informații limitate în literatura de specialitate cu privire la influența hafniului și zirconiului asupra proprietăților electrochimice ale aluminiului, iar rapoartele privind influența titanului sunt prezentate în lucrări. Ceea ce se știe provine în mare parte din studii în diferite medii.

Scopul acestei lucrări este un studiu comparativ al micilor adaosuri de zirconiu și analogi săi asupra comportamentului electrochimic al aluminiului A995 într-un mediu electrolitic de 3% NaCl.

Metodele de studiu ale aliajelor sunt descrise în lucrare. Sinteza aliajelor a fost realizată într-un cuptor cu arbore cu rezistență de laborator de tip SShVL din aluminiu de calitate A995 și aliaje care conțin 3% în greutate titan, hafniu și, respectiv, zirconiu. Din aliajele rezultate, tije cilindrice cu un diametru de 8 mm și o lungime de 100 mm au fost turnate la 850-900°C, a căror parte de capăt a servit ca electrod de lucru.

Studiile proprietăților electrochimice ale aliajelor au fost efectuate folosind un potențiostat PI-50-1.1.

În fig. Figura 1 prezintă modificările potențialelor electrodului aliajelor de aluminiu cu titan și hafniu în timp. Se poate observa că cea mai mare schimbare a valorii potențialului este observată în momentul inițial de timp, adică atunci când electrodul este scufundat în soluție, are loc o formare treptată a unei pelicule de oxid de protecție pe suprafața de lucru, viteza de care este determinată de timp şi de concentraţia componentului de aliere. Dacă pentru aliajele de aluminiu-titan cel mai intens film protector de oxid se formează în primele 15-20 de minute după imersarea în soluție, atunci pentru aliajele de aluminiu-hafniu acest proces durează de la 20 la 45 de minute, în funcție de compoziția chimică a aliajului. .

În aliajele de aluminiu cu titan și hafniu, pe măsură ce conținutul de componente crește, se observă o creștere a capacității de pasivare, evidențiată de o schimbare a potențialului de coroziune liberă către regiunea pozitivă. Deci, pentru un aliaj de aluminiu cu 5% titan, această schimbare este de aproximativ 60-80 mV.

Curbele de polarizare anodică ale aliajelor de aluminiu cu titan și hafniu la o rată potențială de baleiaj de 10 mV/s sunt prezentate în Fig. 2, iar coordonatele punctelor caracteristice de pe aceste curbe la o rată potențială de baleiaj de 20 mV/s sunt date în Masa. 1. Se poate observa că, indiferent de rata de dezvoltare a aliajului de aluminiu cu titan și hafniu, potențialul de coroziune liberă (în 30 de minute de la expunere), potențialul critic de pasivare și potențialul complet de pasivare se deplasează în regiunea pozitivă.

Adăugările de elemente de aliere au efecte diferite asupra mărimii potențialului de pitting al aluminiului. La concentrații de titan și hafniu de până la 0,1%, potențialul de pitting se deplasează în regiunea pozitivă, iar la concentrații mai mari (până la 5%) în regiunea negativă sau este la nivelul metalului de bază.

Adăugările de titan și hafniu în intervalul de solubilitate în aluminiu (până la 0,84% în greutate) reduc într-o oarecare măsură curentul critic de pasivare și densitățile de curent de pasivare completă, ceea ce se datorează, aparent, efectului lor de modificare ridicat și rafinamentului granular asociat soluției solide de aluminiu. . Cristalizarea primară a compușilor intermetalici T1L13 și N/L13 este asociată cu o creștere a densităților curentului critic de pasivare și a curentului complet de pasivare în aliajele care conțin 0,8% sau mai mult titan și hafniu (Tabelul 1)

Studiile privind dependența potențialului de coroziune liberă al aliajelor de aluminiu-zirconiu în timp au arătat că aditivii de zirconiu schimbă potențialul aluminiului într-o regiune mai negativă (Tabelul 2). Atunci când probele de aliaj sunt scufundate în soluția de testare 3% NaCl, potențialul de coroziune liberă are o valoare negativă mare, dar în primele 5-20 de minute acesta se deplasează pe partea pozitivă. Expunerea ulterioară timp de 1 oră duce la stabilirea unui potențial aproape staționar, care este asociat cu formarea de pelicule de oxid pe suprafețele de aliaj studiate.

Orez. 1. Dependența potențialului de coroziune liberă (- E, B) de timp pentru aluminiu care conține (în greutate %) titan (a): 1 - 0, 2 - 0,1, 3 - 2,5, 4 - 5,0 și hafniu (b): 1 - 0, 2 - 0,1, 3 - 2,5, 4 - 5,0 într-o soluţie de NaCI 3%.

Orez. 2. Curbe potențiodinamice anodice ale aluminiului de calitate A995 și aliajele sale cu titan (a): 1 - 0, 2 - 0,05, 3 - 0,1, 4 - 2,5, 5 - 5,0 și hafniu (b): 1 - 0, 2 - 0,05, 3 - 0,1, 4 - 2,5, 5 - 5,0, viteză potențială de baleiaj 10 mV/s.

tabelul 1

Caracteristicile electrochimice ale aliajelor de aluminiu cu titan și hafniu

(rată potențială de scanare 20 mV/s)

0,01 Ti 0,990 1,70 1,38 0,650 0,715 1,16 0,34

0,05 Ti 0,948 1,70 1,30 0,650 0,710 1,08 0,42

0,1 Ti 0,981 1,70 1,30 0,650 0,710 1,05 0,42

0,3 Ti 0,983 1,69 1,39 0,680 0,720 1,32 0,44

0,8 Ti 0,979 1,69 1,39 0,680 0,730 1,70 0,46

2,5 Ti 0,972 1,63 1,39 0,690 0,740 1,80 0,56

3,0 Ti 0,960 1,63 1,39 0,690 0,740 1,82 0,70

5,0 Ti 0,958 1,61 1,30 0,690 0,750 1,92 0,90

0 1.035 1.71 1.43 0.680 0.720 1.90 0.50

0,01 N 0,994 1,70 1,44 0,640 0,715 1,05 0,32

0,05 N 0,990 1,70 1,43 0,640 0,710 1,04 0,34

0,1 N 0,995 1,70 1,43 0,640 0,710 1,00 0,41

0,3 N 0,986 1,69 1,42 0,680 0,720 1,32 0,43

0,8 N 0,986 1,69 1,42 0,680 0,730 1,70 0,44

2,5 N 0,950 1,65 1,35 0,690 0,740 1,80 0,55

3,0 N 0,946 1,65 1,35 0,690 0,740 1,82 0,74

5,0 N 0,943 1,56 1,33 0,690 0,750 1,90 0,86

În tabel Figura 3 prezintă caracteristicile electrochimice ale aliajelor sistemului A1-2g. După cum se poate observa, odată cu creșterea concentrației de zirconiu în aliaje, potențialele de pasivare completă și pitting se schimbă în regiunea pozitivă. În acest caz, lățimea regiunii pasive se extinde cu 40-100 mV. Introducerea zirconiului în aluminiu în intervalul de până la 0,3% în greutate reduce ușor densitatea curentului critic de pasivare, curentul complet de pasivare și curentul de dizolvare din starea pasivă.

masa 2

Modificarea potențialului de coroziune liberă al aliajelor sistemului A1 - 2g într-un electrolit de 3% NoC1

Compoziția aliajului -Esv. Modificarea potențialului (-E, V) în timp -E set-

bov, gr.% cor., (min.) nou.,

Zr AI V 1 5 3G 6g V

G.G1 odihnă. 1.G2 G.92 G.82 G.72 G.71 0,70

G.G5 -"- 1.G2 G.86 G.8G G.75 G.75 0,75

G.1G -"- 1.1b 1.1G 1.G9 G.96 G.91 0.87

G.3G -"- 1,14 1,12 1.G9 G.96 G.92 0,89

G.5G -"- 1.G4 1.G2 G.98 G.94 G.92 0,89

1GG 1.G9 1.G5 G.93 G.81 G.75 0,73

Tabelul 3

Caracteristicile electrochimice ale aliajelor sistemului AT-2g într-un mediu electrolitic de 3% KaCI

(Rata potențială de scanare 20 mV/s)

Compoziție de aliaj, % în greutate E n.p. E p.p. E p.o. eu cr.p. eu p.p.

Zr AI V 2 mA/cm

G.G1 odihnă. 1,45 1,3G 1,5G 0,35 0,68

G.G5 -"- 1,46 1,37 1,60 0,30 0,67

G.1G -"- 1,45 1,38 1,65 0,30 0,65

G.3G -"- 1,45 1,31 1,70 0,35 0,65

G.5G -"- 1,45 1,25 2,10 0,45 0,64

1GG 1,42 1,32 2,10 0,37 0,68

Astfel, mici adaosuri de zirconiu, titan și hafniu pot fi utilizate pentru a îmbunătăți caracteristicile electrochimice ale aluminiului de înaltă puritate, deși acest lucru reduce lățimea regiunii pasive pe curbele potențiodinamice, ceea ce este nedorit.

Institutul de Chimie numit după. IN SI. Nikitina Primit 03/05/2007

Academia de Științe a Republicii Tadjikistan,

Universitatea Tehnică din Tadjik poartă numele. M. S. Oshimi

LITERATURĂ

1. Mondolfo L.F. Structura și proprietățile aliajelor de aluminiu. Traducere din engleză M.: Metalurgie, 1979, 640 p.

2. Elagin V.I. Metalurgia aliajelor ușoare. M.: Metalurgie, 1965, p. 54 - 64.

3. Drits M. E., Kadaner E. S. Fizicochimia metalelor rare. M.: Nauka, 1972, p. 162-174.

4. Gerasimov V.V. Coroziunea aluminiului și a aliajelor sale. M.: Metalurgie, 1967, 114 p.

5. Umarova T.M., Ganiev I.N. Coroziunea aliajelor duble de aluminiu în medii neutre. Dușanbe: Donish, 2007, 258 p.

I.N.Ganiev, B.Sh.Narziev, A.M.Safarov TASHIRI ILOVAI KAMI SIRCONIUM VA ELEMENTAL BA ON MONAND BA RAFTORI ELECTROCHIMIE ALUMINIU

Natichai omuzishi mikdori kami sirconiu wa elementar guruhi titan ba hosiyathoi electrochimie aluminiu dar muhichi neutru 3% NaCl omuhta shudaast.

I.N.Ganiev, B.Sh.Narziev, A.M.Safarov INFLUENȚA MICILOR ADITIVI DE ZIRCONIU ȘI A ANALOGILOR SĂI ASUPRA COMPORTAMENTULUI ELECTROCHIMIC A ALUMINIUULUI

În lucrarea de față sunt în studiu cercetările comparative ale elementelor grupului de aditivi mici zirconiu și titan privind comportamentul electrochimic al aluminiului în electrolit de mediu 3% NaCl.

Sunt investigate diagramele duble de fază care delimitează unghiul de zirconiu.
Compoziția și proprietățile mecanice ale titaniumului tehnic (GOST 9853 - 61.| Influența unor elemente asupra rezistenței Ti. Toate diagramele duble faze cunoscute ale aliajelor pe bază de Ti sunt împărțite în trei grupe mari, în funcție de natura lichidus și solidus). linii în apropierea ordonatei Ti (aproximativ 30 - 40% din greutatea aditivului de aliere), iar fiecare dintre aceste grupe este împărțită în subgrupe în funcție de natura transformărilor în stare solidă.
Compoziția și proprietățile mecanice ale titanului tehnic (GOST 9853 - 61.| Influența Sn și AI asupra rezistenței la rupere a aliajelor de titan. Toate diagramele de stare dublă cunoscute ale aliajelor pe bază de Ti sunt împărțite în trei grupe mari, în funcție de natura lichidului). și linii solidus în apropierea ordonatei Ti (aproximativ 30 - 40% din greutatea aditivului de aliere), iar fiecare dintre aceste grupe este împărțită în subgrupe în funcție de natura transformărilor în stare solidă.
Asemănarea diagramelor duble fază și aceeași structură cristalină a niobiului, tantalului, molibdenului și wolframului și a siliciurilor rezultate predetermină asemănarea în modelele de formare și structura stratului de difuzie.
Natura diagramelor de stări duble ale metalelor din grupele V-VI sau, într-un aspect mai larg, grupele III-VIII și modelele observate în aceste sisteme se datorează în primul rând asemănării structurii electronice a învelișurilor exterioare ale atomilor lor.
Analiza diagramelor duble de stare a metalelor de tranziție refractare din grupele IV-VI cu elemente interstițiale (B, C, N, O) arată că, de regulă, componenta metalică formează un eutectic cu cel mai apropiat compus intermediar. Astfel de sisteme se caracterizează printr-o solubilitate relativ scăzută a elementelor interstițiale în metalul de bază (vezi Fig. 38), care crește odată cu creșterea temperaturii. În metalele multivalente, puternic ionizante din grupele IV-VI, electronii de valență ai impurităților interstițiale sunt itineranți și, prin urmare, solubilitatea ionilor B3, C, N3, O4 este determinată de raportul razelor atomice rx/gm.
La construirea diagramelor duble faze, compoziția aliajului este reprezentată de-a lungul axei orizontale în procente, iar temperatura în grade Celsius este reprezentată de-a lungul axei verticale. Astfel, fiecărui punct din diagramă îi corespunde o anumită compoziție a aliajului la o anumită temperatură în condiții de echilibru.
Această serie de diagrame dublă fază este convenabilă de utilizat atunci când se analizează influența naturii interacțiunii metalului lipit A cu lipitul B asupra compatibilității acestora. Cu această considerație, este necesar să se țină seama de faptul că diagramele de fază caracterizează compoziția de fază a aliajelor și compoziția fazelor de aliaj în condiții de echilibru.
Schema unei regiuni închise de austenită.| Schema unei diagrame cu solubilitatea continuă a Fe a (8 și un element de aliere. | Schema unei diagrame cu solubilitatea continuă a t - fier și un element de aliere. | Regiunea extinsă, limitată a t - soluție solidă. O caracteristică a tuturor dublelor diagramele de stare ale fierului cu alte elemente este prezența recristalizării în stare solidă datorită transformărilor polimorfe ale fierului. Modificările a și b au aceeași rețea cub centrată pe corp. modificare, care are o rețea cub cu fețe centrate.
Regula liniei în diagramele cu două faze poate fi aplicată numai în regiunile cu două faze. În regiunea monofazată există o singură fază; orice punct din interiorul regiunii caracterizează concentrarea acesteia.
Regula liniei în diagramele cu două faze poate fi aplicată numai în regiunile cu două faze.
Răspunsul la aceste întrebări este oferit de diagramele de stări duble prezentate în Fig.

Răspunsul la aceste întrebări este dat de diagramele de stare dublă ale elementului de aliaj titan, prezentate în Fig. 374 sub forma unei scheme de clasificare.
Răspunsul la aceste întrebări este dat de diagramele duble faze ale elementului de aliaj titan, prezentate în Fig. 374 sub forma unei scheme de circuit clasă-sn.
Metale lipibile și metale de lipit care formează diagrame dublă faze, ale căror componente sunt insolubile între ele, nici în stare lichidă, nici în stare solidă (vezi Fig. 4) sau sunt solubile limitat în stare lichidă, dar insolubile în stare solidă (vezi . Fig. 4), pot forma numai conexiuni de tip adeziv.
În fig. Figurile 58 și 59 prezintă diagrame de fază dublă ale aluminiului cu cupru și magneziu. În ambele cazuri, odată cu creșterea temperaturii, se observă o modificare semnificativă a solubilității elementelor de aliere în aluminiu. O schimbare similară a solubilității se observă în sistemele cu mai multe componente, ceea ce oferă posibilitatea întăririi tratamentului termic. Cu toate acestea, în aliajele complexe, fazele de compoziție și structură complexe vor fi în echilibru cu soluția de aluminiu conform diagramelor de fază corespunzătoare.
În exterior, diagramele de secțiune verticală sunt similare cu diagramele de stări duble. Numai curbele lichidus și solidus nu se intersectează în cazul general pe ordonatele secțiunilor verticale.
Acesta rezumă date noi despre 1719 diagrame duble fază și structuri cristaline ale fazelor publicate în 1957 - 1961, precum și lucrări vechi care nu sunt reflectate în cartea de referință.
Pentru a caracteriza echilibrele de fază în fontă, sunt utilizate în primul rând diagramele duble faze.
Structura babbitts-ului de plumb ar trebui analizată pe baza diagramei duble de fază Pb - Sb (Fig.
În exterior, diagrama secțiunii (Fig. 117) este similară cu diagrama de dublă stare. Diferența este că în locul orizontalei eutectice, pe secțiune apare o zonă e a c sub formă de triunghi, ale cărui laturi sunt linii curbe formate la intersecția planului de secțiune cu suprafețele riglate ale volumului trifazat.
Suprafețele începutului de cristalizare a eutecticelor duble trec prin orizontalele eutectice corespunzătoare diagramelor duble fază.
Este ușor de observat că secțiunea în discuție nu are cu adevărat proprietățile unei diagrame duble fază, deoarece conține, pe lângă echilibrele cu fazele 8 și y, echilibre în care fază (3, eliberată din lichidul din regiune). peste temperaturile de formare a soluției solide a compusului și apoi transformându-se în aceasta din urmă.
O variantă a diagramei de fază prezentată în 468 când tăierea V - fl devine parțial dublă.| O variantă a diagramei de fază prezentată în 469 când regiunea VtA devine parțial dublă. Între punctele A și p, această tăietură are toate proprietățile unei diagrame dublă fază. Dincolo de punctul p r conţine elemente ale stării care nu au legătură directă cu sistemul AVZ, şi de aceea pierde în această parte proprietăţile unui sistem dublu.
Prin urmare, perioada de 22 de ani care s-a scurs între prima și a doua ediție a Manualului Diagramei în două faze ar fi acum inacceptabilă. Anderko, Laboratoarele de Cercetare Spațială a Forțelor Aeriene ale Statelor Unite 1, au fost rugate să sprijine publicarea acestui manual.
Modificările de fază și structurale care apar în etapa de difuzie a procesului pot fi prezise folosind diagrame duble fază dacă doar două elemente sunt implicate în interacțiunea de difuzie. Se presupune că procesul de difuzie nu este intensificat și zona de difuzie rezultată este într-o stare de echilibru.

Folosind metoda secțiunilor verticale ale unei diagrame de stări triple, folosind exemplul diagramei în discuție, să urmărim tranziția treptată de la o diagramă de stări duble de un tip la o diagramă de stări duble de alt tip.
Unghiul de zirconiu al diagramei de fază a sistemului zirconiu - vanadiu - nichel. La o temperatură de -770, există un echilibru eutectoid în patru faze p6 ta3 Zr2Ni ZrV2, care se formează din a doua clasă de echilibru P2 - β4 - Zr2Ni ZrV2 plecând de la echilibrul în patru faze indicat mai sus și două echilibre eutectoide p4 a1 Zr2Ni și P53 a2 ZrV2, care provin din diagramele duble fază corespunzătoare.
Pentru a determina influența comună a niobiului și aluminiului asupra proprietăților zirconiului, s-a lucrat pentru a studia diagrama de fază ternară a unei părți din sistemul zirconiu-niobiu-aluminiu bogat în zirconiu. În diagrama de stare dublă a sistemului zirconiu - aluminiu în intervalul de temperatură de la 1395 la 975 C, compușii chimici cei mai apropiați de zirconiu sunt Zr5Al3, Zr2Al și ZrsAl. La o temperatură de 1350 C, 9 5% aluminiu se dizolvă în p-zirconiu. Există un total de nouă compuși chimici în acest sistem. Sub 980 C, soluția p-solidă se descompune în două soluții solide bogate în zirconiu și, respectiv, niobiu. Odată cu scăderea temperaturii, regiunea de separare în stare solidă se extinde până la temperatura monotectoidă de 610 C.
Partea stângă a diagramei de stări duale Cu - A1 este prezentată în Fig.
Schema modificărilor conținutului unei componente cu punct de topire scăzut într-o îmbinare lipită din metal A în timpul lipirii prin difuzie. Lipirea prin difuzie a titanului și a aliajelor sale cu lipituri bogate în cupru, argint și nichel este promițătoare. Judecând după datele din tabel. 30 și diagramele de stare dublă, cele mai largi regiuni de soluții solide din aceste aliaje sunt în intervalul de temperatură de existență a soluțiilor p-solide. Argintul este destul de fuzibil, iar cuprul și nichelul formează eutectici cu punct de topire relativ scăzut cu titanul. Compușii intermetalici formați în cusăturile de lipit ale îmbinărilor de titan realizate cu lipituri care conțin aceste metale sunt, de asemenea, cu punct de topire relativ scăzut.
Dar această asemănare este doar externă. De fapt, există o diferență profund fundamentală între secțiunile verticale ale unui sistem ternar și diagrama dublă de fază.
Poziția tăierilor verticale. în diagrama stărilor.| Diagrama secțiunii verticale I.| Diagrama secțiunii verticale. Secțiunea din fig. 90, care seamănă superficial cu diagrama dublă fază, diferă semnificativ de aceasta în acest sens.
Baza științifică a tehnologiei de tratare termică a oțelului este analiza comună și aplicarea diagramelor de stare (diagramele de fază) și diagramele de descompunere a austenitei suprarăcite. Până în prezent, diagramele duble faze sunt cunoscute pentru aliajele pe bază de fier; iar pentru majoritatea aliajelor și oțelurilor utilizate pe scară largă în industrie - și diagrame ternare.
Varianta diagramei de stare a unui sistem cu un incongruent pentru un compus chimic ternar în topire în cazul în care una dintre tăieturile de la compus la componente nu este dublă.| Diagrama secțiunii verticale a CS. În fig. 476 prezintă o secţiune verticală a diagramei de stare de-a lungul liniei AS. În consecință, dincolo de punctul p tăierea AS pierde proprietățile unei diagrame de stări duble. Liniile punctate arată cele mai stabile părți ale lichidus și solidus ale soluției de 8 solide cu un maxim ascuns comun.
Diagrama secțiunii verticale de-a lungul liniei VC.| Secțiune izotermă a diagramei de fază la temperatura corespunzătoare punctului eutectic e5 în sistemul binar VC.
Din cele de mai sus rezultă că secțiunea verticală a diagramei de fază de-a lungul liniei VC (Fig. 439) are proprietățile unei diagrame duble fază, deoarece liniile V e & și C e liquidus sunt conjugate cu V d9 și C c3. linii solide.
Întrebarea apare în mod firesc cu privire la originea acestui grafit. S-a indicat deja mai sus (§ 44) că pentru a explica originea grafitului, există două teorii, bazate fie pe o diagramă de stări duble, fie pe una singură.
Secțiuni izoterme sub punctul eutectic c5.| Calcul izotermic la o temperatură corespunzătoare punctului eutectic triplu E. Datorită acestor proprietăți ale secțiunii verticale VC, aceasta și secțiuni similare sunt numite cvasibinare, uneori și pseudobinare, indicând asemănarea lor cu diagramele sistemelor binare. Ele ar trebui, totuși, să fie numite pur și simplu tăieturi duble, deoarece prefixul cvasi înseamnă presupus, ca și cum, iar prefixul pseudo înseamnă fals, fals, ceea ce mai degrabă pune la îndoială asemănarea tăierilor QUIET cu diagramele de stări duble, mai degrabă decât să o sublinieze.
Aliajele de cupru și staniu care conțin până la 12% Sn au aplicații practice în inginerie mecanică. Partea stângă a diagramei de fază dublă cupru-staniu este prezentată în FIG.
Formarea soluțiilor solide duce la o modificare a temperaturilor de transformare. Pentru a evalua influența elementelor de aliere asupra titanului, este important să se stabilească modul în care acestea afectează transformarea polimorfă a titanului și dacă formează compuși chimici cu titanul. Răspunsul la aceste întrebări este dat de diagramele de stări duble prezentate în Fig. 356 sub forma unei scheme de clasificare.
Pentru sistemele ternare, regula fazei se scrie sub forma / 4 - p; Comparativ cu sistemele duble, apare un grad suplimentar de libertate. Aliajele ternare trifazate au un grad de libertate; aceste aliaje ocupă volumele corespunzătoare din diagrama stărilor spațiale. Ca și în cazul regiunilor bifazate din diagramele duble faze, temperatura unui aliaj ternar trifazic poate fi variată, dar la orice temperatură dată compozițiile tuturor celor trei faze de echilibru se dovedesc a fi destul de definite. În volumele în două faze ale diagramei spațiale a stării unui sistem ternar, temperatura și compoziția pot fi modificate independent una de cealaltă. Într-un volum monofazat, numărul de grade de libertate ale unui aliaj ternar atinge o valoare maximă de trei: aici puteți modifica temperatura, precum și concentrațiile a două dintre cele trei componente. Deoarece concentrațiile tuturor celor trei componente în total sunt egale cu 100%, doar două concentrații pot fi modificate independent una de cealaltă, deoarece conținutul celui de-al treilea component este determinat de diferența dintre 100% și suma concentrațiilor rămase. două componente.
Secțiune verticală. Efectul benefic al molibdenului se explică prin faptul că, în prezența acestuia, formarea compusului chimic TiCra este dificilă. Solubilitatea maximă a cromului în a-titan, în conformitate cu diagrama de dublă stare Ti-Cr, este de 0,5% în greutate.
Această carte este un manual despre tratarea termică a metalelor pentru colegiile de inginerie mecanică. Pentru a studia tratamentul termic folosind această carte, studentul trebuie să cunoască elementele de bază ale științei metalelor în volumul cărții de A. I. Samokhotsky și M. P. Kunyavsky Metal Science sau a cărții de M. S. Aronovich și M. Lakhtin Fundamentals of Metal Science și Tratament termic, sau cărți de B. S. Natapov Metal Science, care sunt și manuale pentru școlile tehnice. Se presupune că studentul cunoaște bine principalele tipuri de diagrame duble faze, cu structura cristalină a metalelor și aliajelor, cu structurile elementare ale oțelurilor și fontelor, cu tehnici de cercetare metalografică și încercări mecanice. Aceste probleme nu sunt discutate deloc în această carte. Primul capitol, pe scurt, dar mai detaliat decât în ​​manualele de știință a metalelor menționate, examinează clasificarea și caracteristicile oțelurilor și diagrama de stare a aliajelor fier-carbon.
Diagrama de fază cu o serie continuă de soluții solide cu punct maxim pe suprafețele lichidus și solidus.| Proiecția diagramei de fază prezentată în 69 pe triunghiul de concentrare. În acest sens, tăierile izoterme nu sunt diferite de o diagramă dublă fază. Cu toate acestea, diferența semnificativă dintre ele este că diagrama dublă permite cuiva să judece echilibrele. Diferența fundamentală dintre tăieturile izoterme și verticale este clară din cele de mai sus.
De obicei, secțiunile verticale sunt construite de-a lungul liniilor de compoziție ale aliajelor ternare, care conțin o cantitate constantă dintr-unul dintre componente. A, care depășește conținutul acestei componente în eutecticele triple și eutecticele duble e și e3, este prezentată în Fig. Partea inferioară a acestei secțiuni seamănă superficial cu o diagramă dublă de fază de tip eutectic, dacă nu acordați atenție denumirilor diferitelor regiuni de fază.
Să acordăm atenție faptului că linia dreaptă Суг din Fig. 470 trece prin liniile ee, d d, EZE1 ale echilibrului trifazat x Y - b 8 dintre soluțiile lichide și solide ale componentului C și compusului Yr. Liniile de intersecție cu aceste suprafețe (Fig. 472) nu sunt elemente ale diagramei duble stări CVlt prin urmare, dincolo de punctul p, tăietura pierde proprietățile diagramei duble stări;

CAPITOLUL 13. ELECTROMETALURGIE

FERROSILICOZIRCONIU ŞI

FERROALUMINEZIRCONIU

Proprietățile zirconiului și ale compușilor săi

Element de zirconiu din grupa IV a celei de-a doua mari perioade de elemente de tranziție a sistemului periodic D.I. Mendeleev. Număr de serie 40; masa atomică 91,22, configurația electronică a atomului 4 d 2 5s 2, densitate 6,49 g/cm 3, punct de topire 1855 o C, punct de fierbere 4350 o C, valență 2 și 4. Zirconiul există în două modificări: a–Zr cu o rețea hexagonală ( A= 0,3231 nm, Cu= 0,5146 nm), densitate 6,5107 g/cm 3 și b–Zr cu o rețea cubică A= 0,361 nm; temperatura tranziției de fază a–Zr « b–Zr este de 863 o C.

Sistemul Zr–Fe(Fig. 13.1). În sistemul Zr–Fe există compuși chimici Zr 4 Fe, Zr 3 Fe, Zr 2 Fe, ZrFe 2 și ZrFe 3, precum și două eutectice cu temperaturi de 1304 și 947 o C*. Cel mai refractar compus este ZrFe 2 ( t pl = 1645 o C).

Prima căldură parțială de dizolvare a zirconiului în fier lichid este de –75±3 kJ/mol. Entalpia integrală minimă de formare a aliajelor binare Zr–Fe la 47 at.% Zr este –(15±0,4) kJ/mol.

Sistemul Zr–C(Fig. 13.2). Zirconiul formează carbură de ZrC cu carbon cu un punct de topire de 3530 o C și o densitate de 6,66 g/cm 3 . Entalpia de formare a ZrC ∆ N= –199,86 kJ/mol, entropie S= 33,14 J/(mol x K). Modificarea energiei Gibbs a reacției de formare a carburii de zirconiu Zr + C = ZrC în funcție de temperatură este descrisă de ecuația ∆ G = –184338 + 9,19T, J/mol.

Sistemul Zr–Si(Fig. 13.3). Există o serie de siliciuri de zirconiu indicate în diagrama de fază a Zr-

_________________________

* Geld P.V. si altele Entalpia de formare a aliajelor lichide de zirconiu cu fier // Izv. Academia de Științe a URSS. Metalele. 1988. - Nr. 6. – P.25-28.

Si. Cel mai stabil termodinamic este Zr 6 Si 5 (∆ H= –841,55 kJ/mol), punctul de topire 2250 o C. £0,2 Si este dizolvat în zirconiu nu se găsește în soluția în siliciu.

Orez. 13.1. Diagrama stării de echilibru a sistemului Zr–Fe

Orez. 13.2. Diagrama stării de echilibru a sistemului Zr–C

Orez. 13.3. Diagrama stării de echilibru a sistemului Zr–Si

Sistemul Zr–Al(Fig. 13.4). Aluminurile de zirconiu sunt numeroase. Cei mai puternici compuși din acest sistem sunt ZrAl 3, ZrAl 2 și Zr 3 Al 2 cu puncte de topire de 1580, 1645 și, respectiv, 1595 o C. Solubilitatea aluminiului în a-Zr este de 3,5% în greutate, aluminiul în b-Zr este dizolvat într-o cantitate de 0,14%.

Orez. 13.4. Diagrama stării de echilibru a sistemului Zr–Al

Sistemul Zr–O(Fig. 13.5*). Oxizi cunoscuți ZrO 2 (∆ N= –1099 kJ/mol, S= 50,66 J/(mol × K) și ZrO. Pentru reacția Zr + O 2 = ZrO 2 ∆ G= –1099758 + 177,9T (177–2273 K).

Orez. 13.5. Diagrama stării de echilibru a sistemului Zr–O

Dioxidul de zirconiu este un oxid polimorf. Monoclinic a-ZrO 2 este stabil la temperatura camerei. Peste 1205 o C, a-ZrO 2 se transformă în forma tetragonală b-ZrO 2, stabilă până la 2330 o C. La t>2330 o C b–ZrO 2 se transformă în modificarea cubică g–ZrO 2 . Transformările a–ZrO 2 b–ZrO 2 se caracterizează prin prezența histerezii, adică. discrepanțe între intervalele de temperatură ale tranziției directe și inverse. Pentru cristale de aceeași puritate, temperatura tranziției a® b a variat de la 1160 la 1190 o C, iar pentru tranziția b® a pentru aceleași cristale în intervalul de la 1070 la 1100 o C. Enantiotrop (adică, reversibil) g « b– transformarea ZrO 2 are loc la 2330 o C cu o histerezis minim de 30 o C.

Sistemul ZrO2–SiO2(Fig. 13.6). În sistemul ZrO 2 –SiO 2 se formează un compus ZrO 2 ∙SiO 2. Zirconul mineral ZrO 2 ∙SiO 2 este larg răspândit în natură, în care unele

__________________________

* P. Liang et al.: Thermodynamic Assessment of the Zr–O System //Z. Metallkd. 92(2001), 7, S.750–755.

Cantitatea de zirconiu poate fi înlocuită cu hafniu și toriu. Zirconul se găsește de obicei în depozitele aluvionare, unde este asociat cu alte minerale stabile.

Orez. 13.6. Diagrama stării de echilibru a sistemului ZrO 2 –SiO 2

Sistemul ZrO2–Al2O3(Fig. 13.7). Diagrama de fază a sistemului ZrO 2 –Al 2 O 3 are o formă eutectică simplă.

Fig. 13.7. Diagrama de echilibru a sistemului ZrO 2 –Al 2 O 3

Sistemul ZrO2–CaO(Fig. 13.8). În sistemul ZrO 2 –CaO se formează compuși CaZrO 3 și CaZr 4 O 9, precum și o serie de soluții solide de CaO în ZrO 2 de structuri cristaline monoclinice, tetragonale și cubice.