WWW.DISSERS.RU

БЕСПЛАТНАЯ ЭЛЕКТРОННАЯ БИБЛИОТЕКА

   Добро пожаловать!

На права иси ах рукопи САФ В АХРО РЗОЕВ ФАРОВ ОР МИР ВИЧ ФИЗИ ХИМИЧ ИЕ ОСН МО- ИКО-Х ЧЕСКИ НОВЫ ВЗАИМ ДЕЙС ЛЛИЯ И РЕД МЕЛЬН СТВИЯ БЕРИЛ ДКОЗЕМ НЫХ МЕТА В С АЛ НИЕМ ЗРАБО АЛЛОВ ЛЮМИН М И РАЗ ОТКА СП ОВ НА СНОВЕ ПЛАВО А ИХ ОС Е Специа : 4 – Физич имия альность: 02.00.04 ческая хи АВ ЕФЕРАТ ВТОРЕ дисс кание учен ени сертации на соиск ной степе докто ических н ора техни наук

Работа выполне в ла ии стойкие материалы ена аборатори «Коррозионнос м ы» Инс имии м. Никитина АН Респ Таджикис на каститута хи им В.И. Н публики Т стан, к федр ериаловед еталлурги м и оборудо Т ре: «Мате дение, ме ические машины и ование», Таджи ехническо ерситета и Осими.

икского те ого униве им. М.С. О Нау онсульта академик АН Респу Таджикист учный ко ант: а ублики Т тан, д х наук, пр р доктор химических рофессор Г Изатулло Наврузов Ганиев И вич Офи ые оппон Действительный член АН Р ки ициальны ненты: Д Республик Б ических н Башкортостан, доктор техни наук, п р Гимаев Насретди профессор в Рагиб Н инович до мических наук, про октор хим офессор С утфулло Солиеви Солиев Лу ич до хнических рофессор октор тех х наук, пр А устам Очи ч Азизов Ру илдиевич Ведущая орг ия: Таджик циональны рситет ганизаци кский нац ый универ З иссертаци ится « 18 » в на засед

Защита ди ии состои » апреля 2012г. в 1000 часов дании диссерта 003.01 пр туте хими.И.

ационного совета ДМ 047.0 ри Инстит ии им. В.

Ник Н блики джикиста по адр 7340 г. Ду у китина АН Респуб Тад ан ресу: 063 ушанбе, ул.

Айн ни, 299/2.

E-m hera@list.r mail: gulch ru С дисс й иться б ке тута мии сертацией можно ознакоми в библиотек Инстит хим им. В.И. Ник Н Республ жикистан китина АН лики Тадж н.

Авторе азослан «_ ________ еферат ра ___»_____ __ 2012г.

Ученый арь й секрета ди ционного совета, иссертац кандидат химических наук Касым Ф.

к мова Г.Ф

Актуальность темы. Основой разработки новых алюминиевых сплавов, совершенствования технологии производства и улучшения их свойств является развитие фундаментальных металловедческих исследований. Это привело в теоретическом плане к построению двойных диаграмм состояния алюминия почти со всеми элементами периодической таблицы, выяснению характера физико-химического взаимодействия во многих тройных и более сложных системах, установлению закономерностей строения и свойств сплавов. В практическом отношении созданы конструкционные алюминиевые сплавы с особыми свойствами, в том числе сверхлегкие сплавы с малым удельным весом, т.е. приближающиеся к удельному весу легких пластмасс.

Алюминиево-бериллиевые сплавы обладают высокой пластичностью, технологичностью, свариваемостью, значительно меньшей чувствительнос- тью к поверхностным дефектам. Стоимость их заметно ниже, чем стоимость чистого бериллия.

В последнее время в качестве легирующих добавок к алюминиевым сплавам широко стали применять редкоземельные металлы (РЗМ). РЗМ представляют собой практически неиссякаемый источник материалов с уникальными свойствами. Изучение структуры и свойств, отдельных РЗМ позволило открыть у них особые свойства. Учитывая всестороннее преимущество этих уникальных металлов, в представленной работе исследована легирующая способность РЗМ к алюминиево-бериллиевым сплавам. В качестве легирующих добавок использованы, такие элементы, как иттрий, лантан, церий, празеодим, неодим и самарий.

Однако характер физико–химического взаимодействия двойных систем бериллий-РЗМ и тройных алюминий-бериллий-РЗМ изучен частично и недостаточно полно. Из вышеизложенного видно, что исследование характера физико-химического взаимодействия бериллия с элементами периодической таблицы, алюминия и бериллия с РЗМ, установление закономерностей строения и свойств соединений, твердых растворов, создание на этой основе новых коррозионностойких сплавов является актуальной задачей.

Исследования проводились в период 1993-2011 гг. в лаборатории «Коррозионностойкие материалы» Института химии им. В.И. Никитина АН Республики Таджикистан, на кафедре: «Материаловедение, металлургические машины и оборудование» Таджикского технического университета им.

М.С. Осими.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Цель работы заключается в разработке новых коррозионностойких алюминиево-бериллиевых композиций, легированных редкоземельными металлами (РЗМ). Для чего изучена природа физико-химического взаимодействия бериллия с элементами периодической таблицы, а также алюминия и бериллия с РЗМ (где РЗМ – Y, La, Ce, Pr, Nd, Sm), установлены особенности сплавообразования с их участием. Исследованы кинетика высокотемпературного окисления, коррозионно-электрохимическое поведение, теплофизи ческие, термодинамические и механические свойства алюминиевобериллиевых сплавов, легированных РЗМ.

Научная новизна работы. На основании расчётов впервые построены диаграммы состояния бериллия с редкоземельными металлами, которые представляют собой системы монотектического типа с наличием областей гомогенности (кроме систем с Eu и Yb).

Экспериментально изучены и построены диаграммы состояния систем Al-Be-Y(La, Ce, Pr, Nd, Sm). В системах обнаружено существование тройных соединений (Дn) переменного и постоянного состава, определена их температура плавления, построены политермические разрезы Al-РЗМВе13, РЗМВе13РЗМAl2, и РЗМAl2-Дn.

Произведена сингулярная триангуляция вышеупомянутых систем. Построены проекции поверхностей ликвидуса сплавов систем Al-Be-Y (La, Ce, Pr, Nd, Sm) в области 0-33.3ат.% РЗМ. Исследованием кинетики окисления установлено, что процесс окисления протекает по параболическому закону.

Определена закономерность и механизм влияния редкоземельных металлов на кинетику окисления алюминиево-бериллиевого сплава, содержащего мас.% бериллия в атмосфере воздуха. Малые добавки редкоземельных металлов (до 0.1мас.%) значительно уменьшают окисляемость исходного сплава. Установлены электрохимические характеристики процессов коррозии сплавов Al+1%Ве, содержащих РЗМ, выявлен механизм действия РЗМ, как эффективной добавки, улучшающей коррозионную стойкость сплавов алюминия с бериллием в среде электролита NaCl. Впервые получены экспериментальные данные по теплофизическим свойствам сплавов систем (Al1%Be-х%РЗМ), где: х=0.01-0.5мас.% в интервале температур жидкого азота 148 до 673 К. Установлено, что добавки 1мас.% бериллия и редкоземельного металла (0.01-0.5мас.%) повышают механические свойства алюминия.

Практическая ценность работы. На основе изученных тройных систем разработаны и защищены малыми патентами Республики Таджикистан (№TJ 322 и №TJ323) коррозионностойкие алюминиево-бериллиевые сплавы с редкоземельными металлами. Проведены опытно-промышленные испытания сплавов в Государственном унитарном производственном объединении «Таджиктекстильмаш» и приняты к внедрению. Разработанные сплавы использовались в качестве биметалла для восстановления трущихся деталей текстильного оборудования. Покрытия наносились методами плазменного и газопламенного распыления проволоки из сплава на детали оборудования, работающей в агрессивных средах.

Основные положения, выносимые на защиту:

-Металлохимические особенности взаимодействия бериллия с элементами периодической таблицы, алюминия и бериллия с редкоземельными металлами.

-Политермические разрезы, проекции поверхностей ликвидуса, схемы сингулярной триангуляции тройных систем Al-Be-Y(La,Ce,Pr,Nd,Sm);

-Особенности кинетики высокотемпературного окисления сплавов систем Al-Be-РЗМ.

-Теплофизические, термодинамические и механические свойства сплавов систем Al-Be-РЗМ.

-Результаты опытно-промышленных испытаний разработанных сплавов в условиях Государственного унитарного производственного объединения «Таджиктекстильмаш».

Апробация работы. Основные результаты исследования обсуждались на: Республиканской научной конференции «Теоретические и прикладные проблемы химии» (Душанбе, 1995 г.); Международной научно-практической конференции «Научно-технические нововведения и вопросы охраны окружающей среды» (Душанбе, 1995 г.); Х1 Российской конференции по теплофизическим свойствам веществ (Санкт-Петербург, 2005 г.); Межвузовской научно-практической конференции «Достижения в области металлургии и машиностроения Республики Таджикистан» (Душанбе, 2004 г.); Международной конференции, посвященной 70-летию члена-корреспондента РАН И.К. Комилова «Фазовые переходы, критические и нелинейные явления в конденсированных средах» (Махачкала, 2005 г.); II Международной научнопрактической конференции «Перспективы развития науки и образования в XXI веке» (Душанбе, 2007 г.); Республиканской научно-практической конференции «Прогрессивные методы производства» (Душанбе, 2009 г.); Международной научно- практической конференции « Перспективы развития науки и образования» (Душанбе. 2010 г.);Республиканской научно-практической конференции «Современные проблемы химии, химической технологии и металлургии» (Душанбе. 2011 г.); V Международной научно-практической кон- ференции «Перспективы применения инновационных технологий и усовершенствования технического образования в высших учебных заведениях стран СНГ» (Душанбе, 2011 г.).

Публикация. По теме диссертации опубликованы 2 монографии, научные статьи, в том числе 23 в рецензируемых журналах, включенных в список ВАК России: «Известия РАН. Металлы», «Журнал прикладной химии», «Известия АН Республики Таджикистан», «Доклады АН Республики Таджикистан», «Вестник Таджикского национального университета», «Вестник Таджикского технического университета».

Объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов, приложений и изложена на 286 страницах компьютерного набора, содержит 70 таблиц, 93 рисунка и 246 библиографических названий.

Глава 1. Особенности взаимодействия алюминия с бериллием и редкоземельными металлами (Обзор литературы) В литературном обзоре данной работы приведены имеющиеся сведения о характере физико-химического взаимодействия алюминия с бериллием и РЗМ. Дана характеристика систем образуемых упомянутыми металлами между собой, поскольку они в значительной степени определяют вид фазо вых равновесий в тройных системах с алюминием. Наиболее достоверные сведения о диаграммах состояния рассматриваемых систем полученных рентгеновским, металлографическим, дифференциально–термическим и химическим методами анализа за последние три десятилетия. Рассмотрено также кристаллическое строение взаимодействующих элементов и соединений, образующихся в исследуемых системах. Проанализированы характер и протяженность твердых растворов, а также кристаллохимическое сродство алюминия с изучаемыми металлами. Систематизированы имеющиеся в литературе сведения о химических, электрохимических и теплофизических свойствах сплавов, и рассмотрено современное состояние промышленного производства специальных алюминиевых и бериллиевых сплавов.

Для решения поставленной задачи были проведены следующие исследование:

-проведен прогноз характера взаимодействия бериллия с элементами периодической таблицы и на их основе построены диаграммы состояния бериллия с редкоземельными металлами;

-построены диаграммы состояния тройных систем Al-Be-Y (La,Ce,Pr, Nd,Sm) рентгенофазовым, металлографическим и дифференциально- термическим методами анализа;

-изучена кинетика высокотемпературного окисления алюминиевобериллиевых сплавов, легированных РЗМ в атмосфере воздуха;

-определены теплофизические и механические свойства алюминиевобериллиевых сплавов, легированных РЗМ.

Глава 2. Систематизация и оценка видов взаимодействия в двойных системах на основе бериллия Разработка новых сплавов основывается на знании диаграммы состояния и диаграммы состав-свойство. Обобщение и систематизация сведений о диаграммах состояния и характере взаимодействия элементов являются весьма полезными в практическом и теоретическом отношении. Они необходимы для установления частных и общих закономерностей взаимодействия элементов и вносят свою лепту в создание теории сплавообразования.

На основе проведенного анализа систематизации видов взаимодействия в двойных системах на основе бериллия следует отметить:

1) металлический бериллий в обычных условиях не имеет ни одной диаграммы состояния с неограниченной растворимостью, как в жидком, так и в твёрдом состояниях;

2) бериллий почти со всеми элементами образует химические соединения, за исключением Li, Na, Al, Ga, In, Si, Ge и Sn, с которыми бериллий ограниченно смешивается в жидком состоянии и образует диаграммы состояния монотектического типа (кроме систем с Al и Si, характеризующиеся образованием ограниченных твёрдых растворов и механических смесей с бериллием);

3) полностью изучены системы бериллия с элементами VIA, IB и IIIB групп периодической таблицы, которые характеризуются образованием ограниченных твёрдых растворов, химических соединений и механических смесей;

4) ограниченная растворимость бериллия в элементах несколько больше, чем последних в бериллии, в частности, в системах бериллия с dэлементами;

5) Установлено, что к неизученным или малоизученным системам относятся системы бериллия с 49 элементами, в частности, с элементами IIA (ЩЗМ), IIIA (РЗМ), VIIA, IIB, VB, VIB, VIIB групп периодической таблицы.

Для изучения характера взаимодействия элементов в жидком состоянии необходимой предпосылкой, прежде всего, является образование жидких растворов или расслоение в жидком состоянии.

Анализ взаимодействия показывает, что по фактору Гильдебранда из 78 элементов при температуре 273К с бериллием полностью должны смешиваться всего 12 элементов: B, V, Fe, Co, Ni, Mo, Ru, Rh, Ta, Ir, Pt и Gd.

Остальные элементы при этих условиях в системах с бериллием не смешиваются. Количество элементов, смешивающихся при температуре плавления бериллия, увеличивается до 18 (кроме Gd), в число которых входят: Cu, Nb, Tc, Pd, W, Re и Os.

Результаты расчётов показали, что смешиваемость в жидком состоянии для сплавов на основе бериллия должна наблюдаться в системах с элементами IA (Li), IIA (Mg, Ca, Sr, Ba, Ra), IIIA (Sc, Y, La и лантаноиды, Ac и актиноиды), IVA (Ti, Zr, Hf), VA (V), VIA (Cr, Mo), VIIA (Mn, Tc, Re), VIIIA (Fe, Co, Rh, Ir, Ni, Pd, Pt), IB (Cu, Ag, Au), IIB (Zn), IIIB (B, Al) и IVB (Si, Ge) групп периодической таблицы, точки которых находятся внутри дуги, описываемой уравнением n2 = 0.37 n2.

Т ,u К расслаивающимся системам в жидком состоянии, согласно графику, должны относиться системы бериллия с элементами IA (Na, K, Rb, Cs, Fr), VA (Nb, Ta), VIA (W), VIIIA (Ru, Os), IIB (Cd, Hg), IIIB (Ga, In, Tl), IVB (Sn, Pb), VB (P, As, Sb, Bi) и VIB (S, Se, Te, Po) групп ПС.

По современным воззрениям образование твёрдых растворов определяется тремя факторами: структурным, размерным и электрохимическим. Каждый из этих необходимых факторов в отдельности не является достаточным для прогноза растворимости элементов в твёрдом состоянии.

Анализ взаимодействия растворимости в твёрдом состоянии построением статистических графиков по Даркену-Гурри («эллипсы растворимости») в двойных системах бериллия с элементами показывает, что в благоприятной зоне образования диаграмм состояния с неограниченной и широкой областью твёрдых растворов не имеется ни одного элемента. Большая часть элементов расположилась в зоне образования весьма ограниченных твёрдых растворов и химических соединений.

Для редкоземельных металлов по мере возрастания порядкового номера уменьшается значение размерного фактора, а также уменьшаются различия электрохимических свойств в ряду электроотрицательности. Отсюда можно ожидать, что весьма ограниченная растворимость бериллия с редкоземельными элементами в твёрдом состоянии по мере возрастания порядкового номера редкоземельного элемента должна увеличиваться, что связано с явлением лантаноидного сжатия.

Образование металлических соединений определяется рядом условий, главными из которых являются объёмный фактор, разность электроотрицательностей, а также различие химических свойств взаимодействующих компонентов. Роль этих факторов в образовании металлических соединений анализировалась, дополнительно учитывалось влияние температурного фактора и относительного ионизационного потенциала.

С учетом данных факторов установлено, что фазы Лавеса образуются в системах с элементами IA (Li, Na), IIA (Mg), IIIA (Sc, U, Np, Pu, Am), IVA (Ti), VA (Nb), VIA (Mo), VIIIA (Rh, Pd, Pt), IB (Ag, Au), IIB (Zn, Cd), IIIB (Al, In, Tl), IVB (Sn), VB (Sb, Bi), VIB (Te) групп периодической таблицы. Можно отметить, что если одновременно с использованными критериями применить метод аналогии к системам бериллия с некоторыми элементами периодической таблицы, то образование промежуточных фаз можно наблюдать в системах бериллия с Hf, Zr, Ta, W, Re, Os, Ir, Ru, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Hg.

Образование фаз Лавеса экспериментально установлено для систем бериллия со Sc, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W, Mn, Re, Fe, Ru, Os, Rh, Ir, Pd, Pt, Cu, Ti, Cu, Ag, Au, B, C и O. Для остальных систем бериллия с элементами ПС подобные промежуточные фазы не обнаружены, а данные о взаимодействии бериллия с Fr, Ac, Zr, Tl, Cd и Am вовсе отсутствуют.

Таким образом, использование критериев температурного фактора (nт), относительного ионизационного потенциала (Uотн), атомных радиусов (ri) и теплот сублимации (Нi) элементов дало возможность спрогнозировать вероятность образования промежуточных фаз на основе бериллия с элементами периодической таблицы.

Оценка взаимодействия бериллия с другими элементами по существующим статистическим критериям и параметрам взаимодействия показала, что они не позволяют провести четкое разделение диаграмм фазовых равновесий с расслаиванием на системы с монотектическим типом взаимодействия и на системы, где компоненты кристаллизуются из собственных расплавов (они практически не растворяются друг в друге в твердом состоянии).

Анализ полученных значений показал, что все системы бериллия с другими элементами делятся на два различных класса:

1) с энергией взаимообмена Q12 < 0 и [H12<0 (H11+H22)];

2) c энергией взаимообмена Q12 > 0 [H12>0,5 (H11+H22)].

В соответствии с квазихимической теорией при Q12 < 0 сплав между компонентами 1-2 (бериллий-элемент) может существовать. Вид диаграммы состояния таких систем характеризуется образованием жидких и твердых растворов и наличием промежуточных фаз.

В случае Q12 > 0 компоненты 1-2 в системе (бериллий-элемент) не смешиваются в жидком состоянии. Эти системы должны характеризоваться расслоением компонентов в жидком состоянии и образованием весьма ограниченных областей твердых растворов. Сделанные предсказания согласуются с имеющимися расчетными и экспериментальными данными.

Используя данный критерий, установлено, что к системам бериллия, имеющим Q12 > 0 и 12 1, относятся системы с Li, Mg, Al, Si, Sc, Ti, Cr, Mn, Zn, Ga, Ge, As, Y, Zr, Cd, In, Sn, Sb, Te, La, Ce, Pr, Nd, Sm, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Lu, Ta, Tl, Pb, Th, Pu, Am. Они характеризуются расслаиванием компонентов в жидком состоянии и образованием ограниченных растворов в твёрдом состоянии, т.е. в них проявляется нонвариантное монотектическое равновесие.

К системам бериллия с другими элементами, имеющими Q12 >0 и -1, относятся системы бериллия с Na, K, Ca, Rb, Sr, I, Cs, Ba, Eu, Yb, Hg, Bi, Ra.

Это указывает на преобладающее образование обособленных группировок одноименных частиц. В этих системах при охлаждении расплава происходит последовательная кристаллизация каждого из компонентов в зависимости от их температур плавления. Сделанные предсказания согласуются с выводами и имеющимися расчетными и экспериментальными данными.

Отсутствие экспериментальных данных по взаимной растворимости бериллия и всего ряда редкоземельных металлов побудило нас, используя расчетные методы, восполнить этот пробел. С этой целью были применены расчетно-теоретические методы. Предполагаемые эвтектические превращения и незначительная растворимость РЗМ в бериллии и бериллия в РЗМ в твердом состоянии объясняется большими различиями размерного, структурного и электрохимического факторов у взаимодействующих компонентов.

На основании этих расчётов нами, не прибегая к эксперименту, что весьма важно для практических целей, были впервые построены диаграммы состояния бериллия с редкоземельными металлами, которые представляют собой системы монотектического типа с наличием областей гомогенности (кроме систем с Eu и Yb, характеризующихся полным отсутствием компонентов). Во всех системах бериллия с РЗМ (кроме Eu и Yb) со стороны ординаты легкоплавкого или тугоплавкого компонента наблюдаются эвтектические или монотектические превращения. В системах Ве-Eu и Ве-Yb взаимное легирование компонентов практически не изменяет температуру их плавления.

Полуэмпирическим методом определена и уточнена температура плавления всех интерметаллидов, образующихся в системах Al-Cе и Al-Рr, и который учитывает влияние 4f- электронов, вклад орбитальных и спиновых моментов лантаноидов на свойства интерметаллидов.

Таблица Температура плавления интерметаллидов систем Al-Се и Al-Pr Тпл, Состав интерметаллидов К -Al11Се3 -Al11Се3 Al3 Се Al2Се AlСе Al2Се3 AlСе2 AlСеЛитература 1293 1508 1408 1753 1118 - - 9Расчет 1291 1510 1405 1721 1146 1085 1016 9 -Al11Pr3 -Al11Pr3 Al3Pr Al2Pr AlPr Al2Pr3 AlPr2 AlPrЛитература 1238 1513 1348 1753 1178 - 1008 9Расчет 1229 1510 1382 1749 1174 1089 1025 9Из табл. 1 видно, что с увеличением содержания лантаноида наблюдается повышение температуры плавления интерметаллидов (кроме -Al11Ln3) до состава Al2Ln. Далее происходит его линейное понижение в области богатой лантаноидами.

Глава 3. Исследование и построение диаграмм состояния систем Al-Be-Y(La, Ce, Pr, Nd, Sm) В данной главе приводятся результаты экспериментального исследования диаграмм состояний систем Al-Be-Y(La, Ce, Pr, Nd, Sm). При этом для получения сплавов были использованы металлы следующей чистоты: алюминий (99.96% Al), бериллий (99.9% Ве) и редкоземельные металлы с суммарным содержанием примесей не более 0.52% (по массе).

Бериллий является токсичным металлом, но термическая обработка, прессование, плавка, ковка и штамповка бериллия в герметично заваренных оболочках вредности не представляют и эти операции можно выполнять в лабораториях и общецеховых помещениях.

В связи с этим, сплавление проводили в вакуумно-дуговой печи конструкции Института металлофизики АН Украины, в атмосфере инертного газа (очищенный аргон) под избыточным давлением 0.5МПа. Сплавы были получены весом по 5г. и в случае отклонения веса сплавов более чем на 2% от веса шихты были повторно синтезированы.

Рентгенофазовый анализ литых и отожженных образцов сплавов проводился методом порошка. Дифрактограммы снимали на рентгеновском дифрактометре ДРОН-1.5.

Микроструктурный анализ проводилось на микроскопе «NEOPHOТ 21» при увеличении в 200 раз. Образцы сплавов травили раствором состава 3-5 мл HF + 5-8 мл HNO3 + 100 мл воды. Выявленные микроструктуры фиксированы на специальных особо контрастных фотопластинках, предназначенных для микроструктурного анализа.

Дифференциально-термический анализ (ДТА) проводили на установке ВДТА – 8М в среде гелия марки ВЧ с содержанием основного газа 99.985 объемных %, с содержанием кислорода не более 0.002 объемных %.

Термограммы записывались в координатах «температура образца – разность темп о и а». честве ре ующего прибора исператур образца и эталона В кач егистриру п и поль д рдинатны самопи ометр ДС-021М.

ьзовали двух коор ый ишущий потенцио ПД В проц иссл ия б няты внимание методич цессе ледовани нами были прин во в е ческие особенн проведения термиче нализа. Ск н о е ности я еского ан корость нагрева образц вляла 200 С/мин. Н ьное давление инер аза в каме цов состав Номиналь ртного га ере 0.5 МПа. ДТ ов провод иглях из оксида ал азТА сплаво дили в ти о люминия. Вес обра цов составлял 1.0 - 1.5г.

Диагра A Y(La, Ce, Pr, Nd, Sm). В сиаммы состояния систем Al–Be – Y с стем e-Y(La, Ce, Pr, Nd наружено вование тройных сомах Al-Be C d, Sm) обн о существ т с един енного и п ава, котор дятся в ра нений (Дn) переме постоянного соста рые наход авn нове аствором на основе алюмин ойными соединени есии с твердым ра ния, c дво с иями R R емельный дым раствором алюRAl3, RAl2 (где, R- редкозе й металл) и с тверд мин в соед Однофазны област предст с ерния динении RBe13. О ые ти тавляют собой тве дые растворы ове RBe13 и тройно инения (Дn). Постр лиы на осно ого соеди Д роены пол терм ие место в омянутой Al– мические разрезы, имеющи в вышеупо й области систем A Be–, Pr, Nd, S –Y(La, Ce, Sm).

По рез м нофазовог дифференциал мического и зультатам рентген го, льно-терм о мик турного ан построены мические A крострукт нализов п ы изотерм е сечения систем AlBe-Y торые из н едены на рис.1.

Y(La, Ce, Pr, Nd, Sm), некот них приве Рис. 1 Изотермическое A Be13-СеAl2 (а) 1. е сечение систем Al-Be-СеB l и Al-Be- ) при темп - NdBe13- NdAl2 (б) пературе 500 0С По данным полученных термограмм в сочетании с микроструктурным анализом были построены политермические разрезы. На рис.2,3 показаны политермические разрезы систем Al-Be-Y и Al-Be-La.

Разрезы Al–Д и Al–YВe13 (рис.2а,б). Анализ термограмм 18 сплавов в сочетании с микроструктурным анализом показали, что оба разреза являются псевдодвойными перитектического типа с ограниченной растворимостью компонентов в твердом и неограниченной в жидком состояниях.

Разрез Д – YВe13 (рис. 2в) является псевдодвойным эвтектического типа с ограниченной растворимостью компонентов в твердом и неограничен- ной в жидком состояниях. Максимальная растворимость тройного интерметаллида Д в соединении YBe13 при эвтектической температуре 12670С составляет 5мол.%. Эвтектическая точка содержит 92мол.% Д и 8мол.% YBe13.

Разрезы YBe13 – YАl2 и Д – YАl2 (рис.2г, д). Исследованием 16 сплавов показано, что разрезы являются системами эвтектического типа с ограниченной растворимостью компонентов в твердом и неограниченной в жидком состояниях. Эвтектические точки содержат 75 и 25мол.% YAl2 соответственно.

Растворимость соединения YAl2 в YBe13 cоставляет примерно 6мол.%. Растворимость YBe13 и Д в соединении YAl2 составляет примерно по 4мол.% каждый.

Поверхность ликвидуса системы Al–Be-YBe13-YAl2. В результате исследования разрезов установлено, что сечения YBe13-YAl2, Д-YAl2, Д - YBe13, Al – Д, Al - YBe13 являются псевдодвойными. С помощью этих разрезов была проведена сингулярная триангуляция системы Al–Be–Y (рис. 4. штрихпунктирные линии), позволившая представить изученную область этой системы, как совокупность частных тройных систем: YAl2 - YBe13- Д, YAl2 –Д - Al, Al - Д- YBe13 и Al - YBe13 – Be. Проекция поверхности ликвидуса выше указанных частных тройных систем строилась путем исследования имеющихся и дополнительно полученных сплавов внутри каждой из них.

Вторичная система YAl2 - YBe13- Д. Исследование дополнительно полученных сплавов внутри данной подсистемы и анализ их микроструктуры, выявили, что система является эвтектического типа. Процесс кристаллизации сплавов в системе завершается при 11630С по реакции L YBe13+ YAl2+Д.

Поверхность ликвидуса данной подсистемы состоит из трех поверхностей кристаллизации компонентов: YAl2е5Е1е4, е5 YBe13е3Е1, е3Е1е4Д, которые граничат между собой по трем моновариантным линиям: е3Е1, е4Е1, е5Е1, характеризующим эвтектические равновесия.

Вторичная система YAl2–Д–Al ограничена двумя системами эвтектического типа YAl2-Д, Al-YAl2 и одной перитектического типа Д-Al. Однако между соединениями YAl2 и Al кроме эвтектики по перитектической реакции образуется соединение YAl3. В результате на площади концентрационного треугольника YAl2-Д-Al при охлаждении сплавов имеет место существование двух четырехфазных перитектических превращений в точках Р3 и Р4. Кристаллизация сплавов данной системы завершается в эвтектической точке е2.

Вторичная система Al – Be – YВе13 ограничена двумя системами перитектического Al – YBe13 и Be – YВe13 и одной эвтектической Al – Be, типов.

Сплавы системы при охлаждении претерпевают четырехфазное перитектическое превращение в точке Р1. Кристаллизация сплавов данной системы завершается в эвтектической точке е1.

Вторичная система Al–YВе13–Д. Хотя система ограничена двумя системами перитектического Al–YBe13 и Al–Д и одной системой эвтектического Д–YBe13 типов, на ее площади имеет место четырехфазная перитектическая точка Р2. Кристаллизация сплавов данной вторичной системы завершается вне ее площади, в точке е2 со сплавами вторичной системы YBe13-Д-Al.

Обобщением поверхностей ликвидуса вторичных систем была построена проекция поверхности ликвидуса алюминиевого угла системы Al–BeYBe13-YAl2 (рис. 4а). В системе обнаружено четырнадцать линий моновариантного равновесия, три седловидные точки е3, е4,е5, а также трехфазные и четырехфазные эвтектические Е1 и перитектические р2, р3,Р1,Р2,Р3,Р4 точки.

В изученных системах Al-Be-РЗМ разрез Al-РЗМВе13 является эвтектическим, а в системе Al-Be-Y перитектического типа. Разрез Al-Дn в системе Al-Be-Y является перитектического, а в последующих системах эвтектического типа. Разрез Дn-РЗМAl3 в системах Al-Be-РЗМ является перитектического типа, процесс кристаллизации сплавов данного разреза протекает по одинаковой схеме. Разрезы РЗМAl2-Дn, РЗМAl2-РЗМВе13 и Дn-РЗМВе13 являются эвтектического типа с ограниченной растворимостью компонентов друг в друге в твердом и неограниченной в жидком состояниях. Координаты нонвариантных равновесий и псевдодвойные разрезы в некоторых вышеперечисленных системах приведены в таблицах 3-5, и на рис. 2- 3.

Таблица Характеристика нонвариантных равновесий подсистем РЗМAl2 – Дn Состав эвтектики Температура Система мол. % равновесия, Равновесие С РЗМAl2 Дn YAl2-Д 25 75 1305 L YAl2+Д LaAl2- Д1 23 77 1245 L Д1+LaAlCeAl2-Д2 46 54 1220 L CeAl2+ДPrAl2 -Д3 21.4 78.6 1270 L Д3+PrAlNdAl2- Д4 23 77 1250 L Д4+NdAlSmAl2- Д5 34.3 65.7 1214 L Д5+SmAlПроекция поверхности ликвидуса системы с участием лантана включает три поля первичной кристаллизации сплавов: твердого раствора на основе алюминия, бериллия и двойного интерметаллида LaBe13. Кристаллизация сплавов в системе заканчивается в точке е4.

Вторичные системы с участием церия являются системами эвтектического и перетектического типа. В системе Al-Be-Се имеет место кристаллизация инконгруентного плавящегося соединения СеВе13. Процесс кристаллизации в этой системе завершается в точке е3 при 6200С. Подсистемы, перечисленные в системе Al-Be-Pr, являются псевдодвойными эвтектического типа, и кристаллизация сплавов в ней заканчивается по четырехфазной реакции при температуре 11250С. В результате исследования поверхностей ликвидуса шести частных вторичных подсистем была построена общая поверхность ликвидуса системы Al-Be-PrBe13-PrAl2, в которой установлены поля кристаллизации всех компонентов и интерметаллидов.

Таблица Характеристика нонвариантных равновесий подсистем РЗМВе13- РЗМAl Состав эвтектики Температура Система мол. % равновесия, Равновесие РЗМAl2 РЗМВе13 С YBe13-YAl2 74 26 1355 L YBe13+YAlLaBe13-LaAl2 77 23 1250 L LaBe13+LaAlСеВе13-СеAl2 73 27 1320 L СеВе13+СеAlPrBe13-PrAl2 66 34 1240 L PrBe13+PrAlNdBe13-NdAl2 67 33 1220 L NdBe13+NdAlSmBe13-SmAl2 84 16 1250 L SmBe13+SmAlПостроена общая поверхность ликвидуса алюминиевого угла систем Al-Be-Nd(Sm) с учетом построенных диаграмм фазовых равновесий, псевдодвойных разрезов и анализом поверхностей ликвидуса изученных подсистем в указанных системах.

Таблица Характеристика нонвариантных равновесий подсистем РЗМВе13 – Дn Состав эвтектики Температура Система мол. % равновесия, Равновесие Дn РЗМВе13 С YBe13-Д 92 8 1267 L YBe13+Д LaBe13-Д1 91.4 8.6 1220 L LaBe13+ДСеBe13-Д2 79.2 20.8 1200 L СеBe13+ДPrВе13- Д3 98.4 1.6 1305 L PrВе13+ ДNdBe13-Д4 98.3 1.7 1275 L NdBe13+ДSmBe13-Д5 75.4 24.6 1190 L SmBe13+ДВ изученной области системы установлено существование 7 и 6 полей первичной кристаллизации соответственно, двойных и тройных интерметал личе сое й, же ных понентов. Наиболь до еских единений а такж исходн комп ьшая оля перв ристаллиз ости ликв тносится к тугопла вичной кр зации на поверхно видуса от авкому соедин МBe13. Проекции поверхно ликв с с нению РЗМ П ости видуса сплавов систем Y(La,Се, P m) приведены на ри м Al-Be-Y Pr, Nd, Sm ис. 4.

Г И вание кинетики в емператур кисления Глава 4. Исследов высокоте рного ок ал ево-берил ванных р ельными люминие ллиевых сплавов, легиров редкоземе и металл лами Для ис ния тики сления твердых сп спользова сследован кинет окис плавов ис али мето термогравимет осно ерывном взвешива обра од трии, ованный на непре ании азцов при пост уре до завершения реакции.

тоянной температу Для из туры использовала плати атинороди змерения температ ась ина - пла иевая термопар Измен са фиксир о растяже ужины с пора. нение вес ровали по ению пру п мощ тометра К следовани дили в атм воздуха.

щью катет КМ-8. Исс ие провод мосфере в В данн разде с цел опти ейном еле лью имизации состава изучено взаимоде стви иниево-бер ого сплава жащего 1.0 ериллия, леие алюми риллиево а, содерж 0мас% бе л гиро к ом газово Д учения сплавов бы ованного РЗМ, с кислородо ой фазы. Для полу ыли испо ы иний и шленная л ове ользованы алюми марки А6 и промыш лигатура на осно алю одержаща юминия, со ая 2.0мас.% РЗМ.

Рис Кинетические ия сплава Al+1%Be, с. 5. е кривые окислени а содержащ.%Y: а – – 0.05, в щего мас. – 0.0, б – в – 0.5% Содерж М в алюм евом спла вляло 0.01, жание РЗМ миниево-бериллие аве состав 0.05 5мас%. Кинетика о ия твердог иниево-бе ого 5, 0.1, 0.5 К окислени го алюми ериллиево спла рованного сследован рах 773, ава, легир о РЗМ, ис на при температур 823 и 873 К.

Состав сплав и рез вания ны ис. и вов зультаты исследов представлен на ри 5, 6 и в табл л. 6,7.

Кривые, относя к ниево-бериллиевом сплаву содерж ящиеся к алюмин му у, жащем 0.05ма лант хара ются ее им нем еса му ас.% тана, актеризую боле высоки уровн приве как в началь пери проц оки конце оцесса. Так ьном иоде цесса исления, так и в к про Т для сплава содержащ мас% нтана ичина ельного веса при с щего 0.05м лан вели уде в мин ературе 823 К сост 4 емя эта же величи н. и темпе тавляет 4.2 мг/см2, в то вре ж ина для сплава, содержащ мас.% La, составля г/см2. Максимальн с щего, 0.5м яет 3.9 мг ная вели ивеса при атуре 873 К составляет 5.3 и см2 соотве ичина при и темпера и 4.7 мг/с ет ственно. Вышеизложенное позволяет предположить, что скорость окисления сплава, содержащего 0.05мас.% лантана, несколько больше, чем сплава, содержащего 0.5мас% La.

Таблица Кинетические и энергетические параметры процесса окисления твердого алюминиево-бериллиевого сплава Al+1%Be, легированного иттрием Содержание ит- Температура Истинная скорость Кажущаяся трия в сплаве окисления, окисления К•10-3, энергия актиAl+1%Be, К кг/м2 • сек вации, мас.% кДж/моль 773 3.0.0 823 3.89 118.873 4. 773 3.0.01 823 3.67 139.873 4. 773 2.0.05 823 3.23 171.873 3. 773 3.0.1 823 3.61 143.873 4. 773 3.0.5 823 3.83 123.873 4.Зависимость кажущейся энергии активации и изменение массы при определенном времени и температуре от концентрации легирующего компонента подтверждает наши предположения.

Таким образом, можно заключить, что добавки лантана в пределах исследованных концентраций уменьшают окисляемость основного сплава.

Окисление алюминиево-бериллиевых сплавов без микродобавок РЗМ протекает в начальных стадиях линейно, и к 20 минутам процесс замедляется вследствие проявления защитных свойств оксидной пленки. Рассчитанные значения истинной скорости окисления вышеуказанного сплава по прямым от начала координаты зависимости составляли 3.61 К•10-3, 3.89 К•10-3 и 4.К•10-3 при температурах 773, 823 и 873 К соответственно, а значение кажущейся энергии активации 118 кДж/моль.

Кривые окисления алюминиево-бериллиевого сплава, содержащего 0.01 и 0.05мас.% церия, имеют более растянутый характер, что, по-видимому, связано с защитными свойствами оксидной пленки в начальных стадиях. Это явление должно тормозить рост удельной массы, что отражено на примере кривых окисления сплава, содержащего 0.01мас.% церия. Не случайно, что эти два сплав ают наиме ями скоро сления и сова облада еньшими значения ости окис с отве о ьшими зн ми щейся ргии ивации. По етственно наиболь начениям кажущ энер акти П знач инетическ ергетических парам дальнейшее увелич чениям ки ких и эне метров д чение концентр рия приво осту скор исления в зависим рации цер одит к ро рости оки в мости от темпер и а сплава. Этому св ствуют кр исратуры и состава видетельс ривые оки лени алюми ериллиев спла содер %Се. явия иниево-бе вого ава, ржащего 0.1мас.% Выя ленн зако ости исления сплавов системы Al-Be-C мож ные ономерно оки ы Ce, жно набл не окисле ни, выдер емлюдать на изохрон ения. Независимо от времен ржки и те пера лавы, сод е 0.01-0.0 характери м атуры спл держащие 05мас.% церия, х изуются миним ачения каж ии.

мумом зна жущейся энергии активаци Р зохроны о я сплава A e, ванного и Рис. 6. Из окисления Al+1%Be легиров иттрием.

При ле ии исходн ава Al+1% еодимом в предел егировани ного спла %Be празе лах 0.01 с.%, прои снижение скорости ния. Одна вы1- 0.05мас исходит с и окислен ако с пов шен темп ается иращение удельног веса образца. Лением пературы наблюда при го Л гиро люминиев лиевого сплава 0.1 и 0.5мас еодимом хаование ал во-берилл с.% празе х ракт ся м и ния с ю дным латеризуетс ростом скорости окислен по сравнению с исход спл вом, что сопр ется сниж ажущейся энергии активаци неровождае жением ка ии. Из кин тиче кри вид что м овень ивеса иходится на еских ивых дно, максимальный уро при при долю этих сплавов. Если ск о я,.

ю с корость окисления сплава, содержащего 0.мас. при максим температу иссле.%Pr, и мальной т уре едования составляет 3.67•10-кг/м2•сек, то у сплава легиро м а, ованного 0.5мас.% Pr, она равняется 4.75 •10-кг/м2•сек при той же темпер рации ле его м е ратуре. С ростом концентр егирующе компонента в исходн сплав происх пла при е ого ном ве ходит авное иращение удельно веса а.

Кинети к кисления, построе при температурах 773, ические кривые ок енные и 823 и 873К, характер льном этап юдается ре ризуются тем, что на начал апе наблю езкое увеличен удель массы и тор есса сления к ние ьной рможением проце окис мин Расс ия сти ления ным венуте. считанные значени скорос окисл по касательн пров денн ачала коо составляю 0 м отным от на ординат, с ют 3.89•10-3 и 4.28•10-3 кг/м2• сек соо ветс п ературах 823 и 873К с каж й ственно при темпе 7 жущейся энергией активации равн оль.

ной 118.58 кДж/мо Таблица Кинетические и энергетические параметры процесса окисления твердого алюминиево-бериллиевого сплава Al+1 %Be, легированного неодимом Содержание Температура Истинная скорость Кажущаяся неодима в спла- окисления, окисления, энергия активе Al+1%Be, К К•10-3, кг/м2•сек вации, мас.% кДж/моль 773 3.0.0 823 3.89 118.873 4. 773 2.0.01 823 2.77 157.873 3. 773 2.0.05 823 2.92 137.873 3. 773 2.0.1 823 3.01 124.873 3. 773 3.0.5 823 3.54 117.873 4.Графическая зависимость изменения удельной массы во времени для алюминиево-бериллиевого сплава, легированного 0.05мас.% неодима отличается от нелегированного сплава тем, что окисление увеличивается в связи с ухудшением защитной способности образующейся оксидной пленки. Это подтверждается временем окончания процесса, который приходится к 30-минутам, а также величинами скорости окисления. При максимальном содержании неодима (0.5мас.%) скорость окисления возрастает.

Динамика изменения массы от времени и концентрации легирующего компонента свидетельствует, что при исследованых температурах с ростом концентрации неодима наблюдается плавное увеличение массы.

Таким образом, в исследованном температурном и концентрационном интервале введение 0.01–0.05мас.% неодима замедляет окисляемость алюминиево-бериллиевого сплава.

При изучении электрохимических свойств тройных сплавов систем AlBe-Y( La, Ce, Pr, Nd ) применяли нижеследующий метод исследования.

Сплавы для исследования получали в шахтных лабораторных печах сопративления типа СШОЛ в интервале температур 750-8000С из алюминия марки А6, бериллия марки БрМ1, РЗМ чистотой не менее 99.7%, которые предвари тельно синтезировались в вакуумных печах. Сплав Al+1%Be легировался РЗМ (Y, La, Ce, Pr, Nd) в пределах 0.01-0.5мас.%.

Исследования проводились в нейтральной среде 3%-ного раствора хлорида натрия на потенциостате ПИ-50.11. Ток, отвечающий каждому значению потенциала, регистрировался в координатах «потенциал-ток» на автоматическом самописце ЛКД-4. Электродные потенциалы измеряли относительно хлор-серебряного электрода сравнения. В потенциодинамическом режиме при скоростях развертки потенциала 10мВ/с и 2мВ/с, определены следующие электрохимические характеристики сплавов: потенциал коррозии (-Екор.), потенциалы питингообразования (-Еп.о.) и репассивации (-Ереп.), потенциалы начала пассивации (-Ен.п.) и полной пассивации (-Еп.п.), а также плотности токов начала пассивации (iн.п.) и полной пассивации (iп.п.).

При постоянном содержании бериллия 1 мас.% и изменении содержания иттрия от 0.01 до 0.5мас.% (табл.8) наблюдается смещение потенциала коррозии (-Екор.) сначала в положительную область от -0.979В для нелегированного иттрием сплава до -0.873В, для сплава с 0.01мас.% иттрием. Дальнейшее увеличение концентрации легирующего элемента до 0.5мас.% способствует сдвигу потенциала в отрицательную область. Так, сплав, содержащий 0.5мас.% иттрия, характеризуется -Екор. равным -1.258В. В отрицательную область смещается также потенциал питингообразования, однако, у сплавов, содержащих 0.1-0.5мас.% иттрия величина -Еп.о. сохраняется на уровне нелегированного металла.

При легировании алюминиево-бериллиевых сплавов иттрием величина потенциалов начала пассивации и полной пассивации практически не изменяется, а потенциал репассивации сплавов имеет тенденцию смещения в положительную область. Добавки иттрия положительно влияют на скорость электрохимической коррозии сплавов. Так, если величина плотности тока начала пассивации (iн.п.) у нелегированного сплава находится на уровне 2.мА/см2, у сплава легированного 0.05мас.% иттрием iн.п. равняется 1.8 мА/см2, что на 30% меньше, чем у исходного сплава. Дальнейший рост концентрации иттрия до 0.5мас.% способствует увеличению плотности тока начала пассивации до 2.1мА/см2, что приближается к уровню нелегированного сплава.

Изменение величины плотности тока полной пассивации (iп.п.) от концентрации иттрия также носит экстремальный характер. Его минимальное значение равное 0.22мА/см2 также приходится на сплав, содержащий 0.05мас.% иттрия (табл. 8).

Потенциодинамическое исследование сплавов системы алюминийбериллий, легированных добавками лантана, свидетельствуют, что потенциал коррозии (-Екор.) тройных сплавов имеет тенденцию смещения в отрицательную область. Лишь сплав, содержащий минимальное количество (0.01%) лантана, характеризуется положительным потенциалом (-0.937В), чем исходный нелегированный лантаном сплав, электродный потенциал которого равен (-0.979В). Дальнейшее увеличение содержания лантана в двойном сплаве резко смещает потенциал коррозии в отрицательную область. Так, потенциал коррозии сплава, содержащего 0.5мас.% лантана, составляет (-1.412В).

Таблица Электрохимические характеристики сплава Al+1%Be, легированного иттрием, лантаном и церием в среде 3%-ного раствора NaCl (скорость развертки потенциала 10мВ/с) Содержание РЗМ в спла- Электрохимические свойства ве Al+1%Be, мас.% -Екор. -Ен.п -Еп.п. -Еп.о. -Ереп. i i н.п. п.п.

B мА/см- 0.979 1.22 1.10 0.67 0.73 2.30 0.0.01 Y 0.873 1.25 1.10 0.74 0.72 1.90 0.0.05 Y 1.016 1.20 1.10 0.70 0.72 1.80 0.0.1 Y 1.114 1.24 1.10 0.66 0.69 1.50 0.0.5 Y 1.258 1.25 1.10 0.66 0.69 2.10 0.0.01 La 1.937 1.10 1.37 0.70 0.72 1.68 0.0.05 La 1.344 1.10 1.40 0.70 0.71 1.57 0.0.1 La 1.399 1.10 1.45 0.72 0.71 1.83 0.0.5 La 1.412 1.10 1.45 0.72 0.71 2.50 0.0.01 Се 1.846 1.45 1.10 0.70 0.73 1.25 0.0.05 Се 1.850 1.44 1.40 0.70 0.72 1.17 0.0.1 Се 1.913 1.43 1.40 0.72 0.72 1.30 0.0.5 Се 1.917 1.45 1.40 0.73 0.72 1.80 0.Добавки лантана в той или иной мере смещают в отрицательную область (табл. 8) потенциалов полной пассивации (-Еп.п) и питтингообразования сплавов, потенциал начала пассивации при этом остается неизменным (-1.1В). Легирование алюминиево-бериллиевого сплава лантаном, как и иттрием, смещает в положительную область величину потенциала репассивации (-Ереп.). Полученные тройные сплавы системы Al-Be-La, содержащие 0.01-0.5мас.% лантана, исследовались во времени на предмет формирования защитной оксидной пленки в среде 3%-ного раствора хлористого натрия. Кинетика формирования защитного оксидного слоя исследовалась в течение 3-х часов.

Сопоставление величин электродных потенциалов нелегированного сплава и сплавов, содержащих различное количество лантана в зависимости от времени, свидетельствует, что наиболее резкое смещение потенциала в положительную область наблюдается в первые минуты погружения сплава в электролит. Так, в первые три минуты смещение потенциала у всех сплавов составляет примерно 0.10В. В дальнейшем, по мере формирования защитного оксидного слоя, данный процесс значительно замедляется и полностью завершается в течение 60 минут, о чем свидетельствует неизменность величины электродного потенциала в течение 3-х часов (180 минут). Наиболее по ложительным потенциалом характеризуется сплав, содержащий минимальное количество лантана 0.01мас.%. Минимальные значения величин плотностей токов начала пассивации (iн.п.) и полной пассивации ( iп.п.) приходятся на сплав, содержащий 0.05мас.% лантана. Однако сопоставление данных сплавов со сплавами системы Al-Be-Y свидетельствует, что добавки иттрия значительно меньше снижают плотность тока коррозии (до 1.8 мА/см2 ), чем лантана (1.57 мА/см2).

Отличительной особенностью сплавов системы Al-Be-Се является положительное значение электродных потенциалов. Динамика изменения потенциала коррозии от содержания церия показывает, что она имеет экстремальный характер (табл. 8). Наиболее положительное значение потенциала (-0.846В) приходится на сплав, содержащий 0.01мас.% церия. Минимальные значения величин плотностей токов начала пассивации (iн.п.) и полной пассивации (iп.п.) приходятся на сплав, содержащий 0.05мас.% церия. Потенциал питтингообразования смещается в отрицательную область, а потенциал репассивации в положительную область. Влияние добавок церия на токовые характеристики процесса электрохимической коррозии сплавов находится на уровне добавок иттрия. Наиболее коррозионностойким является сплав, содержащий 0.05мас.% церия.

Анализ изменения электродных потенциалов сплавов системы Al-BeСе во времени в течение 180 минут свидетельствует, что формирование защитного оксидного слоя заканчивается к 30-40 минутам после погружения сплава в электролит. Наиболее положительным значением потенциала обладают сплавы, содержащие 0.01 - 0.05мас.% церия. Данные сплавы также отличаются минимальными значениями плотностей тока начала пассивации и полной пассивации.

Анализ изменения значения потенциалов свободной коррозии алюминиево-бериллиевых сплавов, легированных празеодимом, показывают, что наибольший сдвиг величины потенциала (-Есв.кор) наблюдается в начальный момент времени, то есть при погружении электрода в раствор происходит интенсивное формирование защитной оксидной пленки на рабочей поверхности на начальном этапе, скорость которого определяется временем.

Независимо от состава, потенциал свободной коррозии всех сплавов к 40-60 минутам приобретает постоянное значение. Так, после 1ч выдержки в 3%-ном растворе NaCl потенциал свободной коррозии нелегированного сплава равняется (-0,926В), а у сплава, содержащего 0.5% Pr, он составляет (-0.826B).

Небольшие добавки празеодима к алюминиево-бериллиевым сплавам сдвигают его электродный потенциал в положительную область. Так, сплаву, содержащему 0.05 мас.% празеодима, соответствует значение -Есв.кор. –0.722B, а с максимальным содержанием празеодима (0.5мас.%) – 0.826B.

Результаты показывают, что при легировании алюминиевобериллиевого сплава празеодимом до 0.05мас.% наблюдается смещение потенциала коррозии в положительную область. Динамика изменения потенциалов питтингообразования и репасивации у сплавов с празеодимом характе ризуется плавным смещением в положительную область до концентрации 0.05мас.% празеодима. Так, сплаву с минимальной добавкой празеодима (0.05мас.%) соответствует значение -Еn.о. -0.690B, а с максимальным содержанием празеодима – 0.740B (Табл. 9).

Таблица Электрохимические характеристики сплава Al+1%Be, легированного празеодимом и неодимом в среде 3%-ного раствора NaCl (скорость развертки потенциала 2мВ/с) Содержание Электрохимические свойства Скорость коррозии РЗМ в спла- -Есв.кор -Екор -Еn.o -Eрп Iкор К•10-ве Al+1%Be, мас.% B A/м2 г/м2•час - 0.926 1.242 0.70 0.75 0.020 6.0.01 Pr 0.828 1.170 0.72 0.78 0.017 5.0.05 Pr 0.722 1.040 0.69 0.71 0.011 3.0.1 Pr 0.812 1.050 0.73 0.74 0.012 4.0.5 Pr 0.826 1.086 0.74 0.75 0.014 4.0.01 Nd 0.718 1.100 0.70 0.74 0.016 5.0.05 Nd 0.638 1.010 0.67 0.70 0.010 3.0.1 Nd 0.755 1.026 0.69 0.71 0.012 3.0.5 Nd 0.785 1.058 0.70 0.72 0.013 4.Сплав, содержащий до 0.01 - 0.05мас.% празеодима, характеризуется продленной шириной области пассивации. Ширина области для сплавов с содержанием празеодима 0.01мас.% составляет 0.45B и для сплава, легированного 0.05 мас.% празеодима, составляет 0.35B.

Результаты коррозионно-электрохимических исследований алюминиево-бериллиевого сплава (табл.9), легированного неодимом, даны относительно хлорсеребряного электрода сравнения, сняты при скорости развертки потенциала 2мB/с, и они показывают, что как для исходного сплава, так и для сплава, легированного неодимом, характерно смещение потенциала свободной коррозии в положительную область.

Наибольший сдвиг потенциала наблюдается у сплава, содержащего 0.05мас.% неодима. Так, после одного часа выдержки в растворе электролита 3%-ного NaCl величина потенциала свободной коррозии нелегированного сплава равняется -0,926В, а у сплава, содержащего 0.05 мас.% неодима, составляет – 0.638B.

Присутствие неодима несколько смещает ход анодной кривой в сторону меньших значений плотности тока. Наибольшая разность потенциала наблюдается у сплава, легированного 0.05мас.% неодима.

Потенциалы питтингообразования и репассивации также смещаются в положительную область, только для сплавов, содержащих 0.05 и 0.1мас.% неодима, что свидетельствуют о коррозионной устойчивости данных сплавов. Для алюминиево-бериллиевого сплава с повышенным содержанием неодима характерно смещение данных показателей в отрицательную область.

Таблица Зависимость плотности тока начала пассивации (10-3 мА/см2) и тока коррозии (iмА/см2) сплава Al+1%Be, от содержания РЗМ Содержания РЗМ, мас.% РЗМ 0.0 0.01 0.05 0.1 0.Y 2.3 1.90 1.80 1.50 2.La 2.3 1.68 1.57 1.83 2.Ce 2.3 1.25 1.17 1.30 1.Ток коррозии (А/м2) Pr 0.020 0.017 0.011 0.012 0.0Nd 0.020 0.016 0.010 0.012 0.0В таблице 10 представлена зависимость изменения плотности тока начала пассивации и тока коррозии сплава Al+1%Be от содержания РЗМ. Из первой части таблицы видно, что сплавы Al+1%Be, легированные Y, La и Ce, в целом обладают пониженными значениями плотности тока начала пассивации по сравнению с исходным сплавом во всем интервале исследованных концентраций РЗМ. Минимальное значение плотности тока начала пассивации для сплава, содержащего иттрий, наблюдается при концентрации 0.1мас.%, а для сплавов, содержащих La и Ce, при концентрации 0.05мас.% последующее увеличение концентрации РЗМ до 0.5мас.% приводит к повышению плотности тока начала пассивации.

Что касается влияния празеодима и неодима на изменение плотности тока коррозии, то следует отметить, что минимальное значение тока коррозии как основной показатель коррозионной устойчивости сплавов наблюдается при легировании сплава Al+1%Be, 0.05мас.% Pr и Nd. Дальнейшее повышение концентрации Pr и Nd до 0.5мас.% приводит к небольшому росту значения тока коррозии. Однако данные сплавы по величине тока коррозии не превосходят исходный сплав, т.е. являются более коррозионностойкими.

Из представленных результатов выявляется закономерность изменения электрохимических свойств сплава Al+1%Be от содержания РЗМ. Для сплава, содержащего 0.05мас.% Pr и Nd, этот показатель равняется значению 0.011 и 0.010 мА/см2 соответственно, тогда как для исходного сплава он равняется 0.020 мА/см2.

Глава 5. Теплофизические и механические свойства алюминиево- бериллиевых сплавов, легированных редкоземельными металлами * Теплопроводность и удельную теплоемкость сплавов алюминия измеряли на установках, разработанных профессором Е.С.Платуновым и его учениками и изготовленных Актюбинским заводом (ИТ-400 и ИТСр-400).

На этих установках измеряют теплопроводность и теплоемкость отдельно, и на основе этих данных рассчитывается температуропроводность исследуемых объектов. Регулируя толщину образца, а также его плотность и форму (цилиндр), в системе оптимизируются экспериментальные параметры (энергия и импульс).Создается изотермический режим при любой температуре от 148 до 673К или используется неизотермический режим с нагреванием или охлаждением в диапазоне от 0,02 до 1,2°С/мин. Экспериментальные данные можно получить как вручную, так и автоматически. Толщина объекта и его диаметр выбираются соответственно от 4 до 5 мм. Энергия, получаемая от нагревателя, должна изменяться в пределах от 0,01 до 0,04 Вт/м2. Надо отметить, что эти параметры меняются в зависимости от размеров (толщины) образца.

Убедившись в получении изотермического режима, в нагреватель устанавливаем определенную мощность и включаем его в цепь. Затем измеряем время распределения тепла в образце. В результате чего строим график зависимости температуры от времени.

Нами разработано устройство для измерения линейного расширения твердых тел в широком интервале температур Т=148- 673 К при нагревании и охлаждении за один опыт. Надо отметить, что установка дает возможность измерять коэффициент линейного расширения в широком интервале температур как при высоких Т>293 К, так и при низких температурах Т<293 К (до температуры жидкого азота).

Предлагаемый способ позволяет измерять коэффициент линейного расширения в широком интервале температур при условии соблюдения равномерного нагрева исследуемых веществ, для чего во время проведения опытов необходимо соблюдать постоянство силы тока и напряжения.

По результатам измерения разности температур показаний цифрового индикатора и начальной длины исследуемого объекта определяем коэффициент линейного расширения твердых тел по следующей формуле:

l Р =,, (1) о l0(t2 - t1) С где l–показание индикатора в мм, l0– начальная длина исследуемого образца, мм, t1,t2 - соответственно начальная и конечная температура образца, оС.

____________ * - Исследование теплофизических свойств сплавов проводилось при консультации д.т.н., проф. Сафарова М.М., на кафедре «Теплотехника и теплотехнические оборудования» ТТУ им.ак. М.С. Осими В данном разделе приведены общие характеристики и результаты экспериментальных измерений тепловых и теплофизических свойств сплава Al+1%Be с РЗМ в зависимости от температуры (от температуры жидкого азота 148К до 673К).

Таблица Удельная изобарная теплоемкость (Ср, Дж/(кгК)) сплава Al+1%Be, легированного иттрием, в зависимости от температуры Температура, Содержание иттрия, мас.% K 0.01 0.05 0.1 0.148 621,9 621,6 621,5 621,173 657,7 657,3 657,3 655,198 691,7 691,3 691,3 689,223 726,6 726,2 726,1 724,248 778,9 778,5 778,4 778,273 787,7 787,3 787,1 784,298 761,5 761,1 761,0 758,323 848,8 848,3 848,2 845,348 857,5 857,0 857,0 854,373 892,3 892 892 889,398 909,8 909,3 909,2 906,423 927,2 926,7 926,7 924,448 935,9 935,5 935,3 932,473 953,4 952,9 952,8 950,498 962,1 961,6 961,5 958,523 962,1 961,6 961,5 958,548 970,2 970,3 970,2 967,573 962,1 961,6 961,5 958,598 962,1 961,6 961,5 958,623 953,4 952,9 952,8 950,673 935,9 935,4 935,3 932,Результаты исследования температуропроводности, теплопроводности, удельной теплоемкости и тепловых свойств некоторых исследуемых сплавов в зависимости от температуры приведены в таблицах 11-13, где показано, что при увеличении температуры вышеуказанные величины возрастают.

Теплофизические свойства (теплопроводность, удельная теплоемкость и температуропроводность) алюминиево-бериллиевых сплавов, легированных РЗМ (Y, La, Ce, Pr,,Nd), измерены нами впервые. Результаты исследований по теплопроводности и удельной теплоемкости некоторых сплавов алюминия при комнатной температуре в пределах погрешности опыта совпадают с литературными данными.

Таблица Экспериментальные значения теплопроводности (,Вт/(мК)) сплава Al+1%Be, легированного празеодимом, в зависимости от температуры Температура, Содержание празеодима, мас.% К 0.01 0.05 0.1 0.148 255,3 251,6 250,7 248,173 246,5 243,2 242,3 240,198 240,6 237,3 236,4 234,223 235,6 232,3 230,7 227,248 232,0 229,4 227,8 224,273 230,2 227,2 225,9 222,296 231,0 226,4 224,7 221,325 234,2 230,2 228,3 225,348 236,3 232,1 230,5 227,373 237,5 234,0 233,5 231,398 239,4 237,0 235,7 232,423 240,5 237,4 235,8 232,448 239,3 236,2 234,7 231,473 237,4 235,0 233,9 230,498 235,0 233,2 231,8 229,523 234,0 230,8 228,7 225,548 233,6 230,0 228,7 225,573 232,0 229,4 227,5 224,598 230,1 227,3 225,6 222,623 229,0 225,6 223,7 220,648 227,2 224,0 222,0 219,673 226,8 223,1 221,5 218,Удельная теплоемкость сплавов алюминия зависит от удельной теплоемкости и концентрации компонентов и определяется формулой n Cp = Cimi, (2) i=где Сi и mi-соответственно удельная теплоемкость (Дж/(кгК)) и относительное массовое содержание i-го компонента сплавов.

По известным значениям удельной теплоемкости и концентрации компонентов рассчитана удельная теплоемкость сплавов алюминия в зависимости от температуры (таблица 11).

Твердые тела (кристаллы) характеризуются наличием значительных сил межмолекулярного взаимодействия и сохраняют постоянными не только свой объем, но и форму. Кристаллы имеют правильную геометрическую форму, которая является результатом упорядоченного расположения частиц (атомов, молекул, ионов), составляющих кристалл.

Электронная составляющая теплопроводности обусловлена переносом энергии электронами при наличии градиента температуры. Каждый свободный электрон переносит количество тепла порядка kT (где k=1,3810-23 Дж/К постоянная Больцмана).

Таблица Вычисленные по формуле (5) значения температуропроводности (а106,м2/с) сплава Al+1%Be, легированного празеодимом Температура, Содержание празеодима, мас.% К 0.01 0.05 0.1 0.148 154,3 142,2 141 1198 112 110,5 112,3 110,273 103 101,7 102 102,348 92,1 91,2 90,5 92,398 92,5 91,7 91,5 91,473 88,7 88,4 88,6 88,573 83,4 83,4 82,6 82,673 78,7 78 78,5 77, Электронную составляющую теплопроводности проводников можно рассчитать, пользуясь законом Видемена-Франца, согласно которому отношение электронной составляющей теплопроводности к электрической проводимости (Т) пропорционально температуре. Этот закон имеет вид:

э 2 k = T, (3) (Т ) 3 e где э - электронная составляющая теплопроводности, Вт/(мК); (T) – элек-трическая проводимость сплавов, 1/(Омм);k - постоянная Больцмана; езаряд электрона, е= 1,610-19 Кл; Т - температура, К. Так как в проводниках э>>ф, то для них можно считать =э.

На основе уравнения (3) прогнозируем электронную теплопроводность сплавов алюминия при Т=293К. Удельное сопротивление для сплавов (A6) =0,035 мкОмм. На основе уравнения (3) можно рассчитать общую теплопроводность.

Зная удельную теплоемкость (Ср, Дж/(кгК)) сплавов алюминия, их плотность (d,кг/м3) и коэффициент теплопроводности (,Вт/(мК)), нами рассчитана температуропроводность (а,(м2/с)) по следующей формуле.

a =. (4) CPd В твердых телах экспериментально измеряется теплоемкость при постоянном давлении (Ср). Разница между ней и теплоемкостью при постоянном объеме (Cv) обусловлена сжимаемостью и термическим расширением.

V V CP - CV = -T / (5) P T P T и связь между ними и другими термодинамическими характеристиками дается выражением CP - CV = VT, (6) X из где =3-коэффициент объемного расширения; Xиз– изотермическая сжимаемость.

Уравнение (6) приблизительно может быть записано в виде соотношения Нернста-Линдемана T CP - CV = 0,0214CP, (7) Tп В общем случае теплоемкость кристаллического вещества может быть представлена в виде суммы:

Cp = Cvg + (Cp - Cv) + Cэ + Cm + Ct + Cvac + Cf + Cn, (8) где Cvg-решетчатая составляющая; (Cp-Cv)-составляющая, обусловленная тер-мическим расширением; Cэ - электронный вклад; Cm - магнитный вклад; Ct -составляющая, связанная с процессами упорядочения; Cvac - вклад в теплоемкость от равновесных вакансий; Cf - составляющая, обусловленная эффектами расщепления кристаллического поля (эффект Шоттки); Cnядерная составляющая.

= 2 [C + (1 - C)2 + 2C(1 - C)(C + 1 - C)-1], (9) = Результаты сопоставления вычисленных значений теплопроводности по формуле (9) показали, что эти формулы приводят практически к одинаковым результатам.

Надо отметить, что выбор конкретных формул для расчета теплопроводности любой механической смеси зависит от типа ее реальной структуры, т.е. от способа распределения компонентов в объеме смеси, характера их контактирования и степени геометрического равноправия.

Для обобщения экспериментальных данных по теплофизическим свойствам (теплопроводность, теплоемкость и температуропроводность) при различных температурах воспользуемся соотношениями типа:

T = f (10) ' T1 , CP T = f (11) CP T1 , a T = f (12) a1 T1 , где , Cp, а - коэффициент теплопроводности, удельной теплоемкости и температуропроводности исследуемых объектов в зависимости от температуры;

1, Cp1, a1 - соответственно теплопроводность, удельная теплоемкость и температуропроводность при Т1=293 К.

Используются уровнения (10)-(12) для расчета теплопроводности, теплоемкости и температуропроводности исследуемых сплавов.

Т Т n n 3, = 10-2( )2 - 0,109( ) +1,061 1,4110- 2( )2 - 4,5510-2( ) +1,019 х Т1 Т1 n1 n1 х (3,9310-3 A2 - 0,87 10-7 A+ 9,6210-5),Вт/(мК) (13) Т Т n ,Дж /(кг К) (14) Ср = 3,64 +1,07 + 3,18 - 1,00075 - 0,00075 (1,15A + 788) Т1 Т1 n1 Т Т n n 0,6 1,34 3.310-2 a = -1,74 + 2,11 10-2 ln + ln +1.02 • Т1 Т1 n1 n x(5,4 1010 А2 -1.104 10-7 А + 9,62 10-5), м2/с ( 15) По уравнениям (13)-(15) можно рассчитать температурную зависимость экспериментально неисследованных сплавов Al+1%Be с РЗМ в широком интервале температур с погрешностью 5%. Для этого необходимо знать концентрацию РЗМ и их атомный вес.

При исследовании механических свойств испытанию подвергались образцы сплава Al+1%Be, легированных РЗМ (Y, La, Ce, Pr, Nd ), в пределах 0.01-0.5мас.% с круглым сечением.

Испытание на растяжение проводили на специальной машине с гидравлическим приводом. Машина ИМЧ-30 универсальная, предназначена для статических испытаний материалов на растяжение, сжатие и изгиб. Машина ИМЧ-30 относится к типу испытательных машин с гидравлическим возбуждением силы и гидравлико-маятниковым силоизмерителем. Предельная нагрузка, разрываемая машиной, составляет 30т.

Результаты исследования механических свойств исследуемых сплавов приведены в таблице 14, где показано, что добавка 1мас.% бериллия резко повышает механические свойства алюминия. Отмечен рост прочности. Отно сительное удлинение и сужение при этом уменьшились. Твердость сплава увеличилась, т.к. этот показатель прямо пропорционален прочности.

Таблица Влияние добавок редкоземельных металлов на механическое свойства сплава Al+1%Ве (образцы литые) Кодовое Кол-во РЗМ, в , % , % НВ обознач. мас.% МПа МПа 00 100% Al 48.1 49.0 80.0 17.01 99%Al+1%Ве 52.5 45.0 38.0 22.1.1 0.01Y 60.0 43.0 34.0 28.1.2 0.05Y 76.3 34.0 30.0 32.1.3 0.1Y 65.5 38.5 32.5 29.1.4 0.5Y 62.0 41.0 32.5 28.2.1 0.01La 68.6 37.0 32.0 30.2.2 0.05La 68.6 37.0 32.0 30.2.3 0.1La 70.2 35.5 31.0 32.2.4 0.5La 60.8 42.0 33.8 28.3.1 0.01Ce 70.0 36.0 31.5 30.3.2 0.05Ce 75.0 34.5 30.1 31.3.3 0.1Ce 65.0 39.0 32.8 29.3.4 0.5Ce 65.0 39.0 32.8 29.Микродобавки редкоземельного металла, в нашем случае это иттрий, лантан, церий, по-разному влияют на механические свойства алюминиево – бериллиевого сплава. По мере увеличения легирующего элемента до определенной точки отмечается положительное его влияние на механические свойства сплава и по мере возрастания количества добавок наблюдается некоторое снижение отдельных показателей свойств.

Составы оптимальных точек в сплавах с РЗМ разные: у иттрия и церия 0.05мас.%, лантана 0.1мас.%. Оптимальные концентрации РЗМ при испытании на твердость те же, но закалка по-разному влияет на свойства сплава.

Сплавы с микродобавкой церия лучше других поддаются закалке, твердость этих сплавов после закалки увеличивается на 12 единиц.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ В настоящее время физикохимики, металловеды и металлофизики достигли некоторых успехов в познании специфических особенностей взаимодействия атомов в металлах и сплавах: выявлена фундаментальная роль Периодического закона, физико-химического анализа металлических систем, разработаны зонная теория, критерии сплавообразования (структурный, размерный и электрохимический факторы).

Имеются успехи в исследовании влияния высоких и низких температур на свойства металлических материалов. Разрабатываются теории легирования металлов, сделаны обобщения по влиянию температуры на механические свойства металлических соединений и использованию ЭВМ для расчета сил связи и прогноза неорганических соединений, а также некоторых диаграмм фазовых равновесий.

В ряду РЗМ при переходе от церия к самарию в изменении плотности, температуры плавления и кипения проявляется внутренняя периодичность.

Лантаноиды ковки имеют относительно невысокую твердость, по электропроводности сходны с ртутью. По химической активности лантаноиды, как и лантан, уступают лишь щелочным и щелочноземельным металлам.

Анализ характера взаимодействия РЗМ с бериллием свидетельствует, что в области богатой бериллием образуется интерметаллид состава РЗМВе13. С алюминием РЗМ образуют интерметаллиды составов РЗМAl2, РЗМAl3, и РЗМ3Al11 (табл. 15).

Таблица Температура плавления некоторых двойных интерметаллидов систем Al – РЗМ Cоединение Тпл, 0С Соединение Тпл, 0С YAl2 1500 PrAl2 14LaAl2 1405 NdAl2 14CeAl2 1480 SmAl2 15YAl3 1377 PrAl3 10LaAl3 1240 NdAl3 12CeAl3 1420 Pr3Al11 12La3Al11 1240 Nd3Al11 12Ce3Al11 1235 Sm3Al11 14В группе соединений состава РЗМAl2 наиболее устойчивым является интерметаллид YAl2, который плавится с открытым максимумом при 15000С.

Определенная закономерность наблюдается при переходе от лантана к церию. С ростом порядкового номера РЗМ увеличиваются температура плавления соединений. В отличии от РЗМAl2 все интерметаллиды группы РЗМAlплавятся с разложением. Соединения состава РЗМ3Al11 при переходе от лан тана к церию характеризуются меньшей устойчивостью. Если La3Al11 плавится с открытым максимумом при 12400С, то интерметаллид Ce3Al11 плавится с разложением при 12350С.

В исследованных нами системах Al – Be – Y (La, Ce, Pr, Nd, Sm) было обнаружено существование тройных интерметаллидов (Д) переменного и постоянного состава, температура плавления которых приведена в таблице 16.

Из таблицы 16 видно, что с увеличением порядкового номера РЗМ до церия температура плавления чистых РЗМ уменьшается, а, начиная от празеодима температура плавления чистых металлов увеличивается, у тройных интерметаллидов эта закономерность не соблюдается. Температура плавления чистых РЗМ с температурой плавления тройных интерметаллидов систем Al-Be-Y(La,Ce), Al-Be-Pr(Nd,Sm) не коррелируется.

Таблица Температура плавления тройных интерметаллидов систем Al – Be – Y (La, Ce, Pr, Nd, Sm) РЗМ Соединение Символ Тпл, 0С Формула Тпл, 0С Y 1525 Al3.25-2.25Be0.75-1.5Y 13La 920 Al3-2.25Be1-1.75La 12Ce 798 Al2.8-2.6Be1.2-1.4Ce 13Pr 935 Al57Be23Pr20 13Nd 1024 Al57Be23Nd20 12Sm 1072 Al57Be23Sm20 13В системах Al-Be-Y(La,Ce) и Al-Be-Pr(Nd,Sm) обнаружены следующие двухфазные равновесия: Al-РЗМВе13, Al-Дn (где Д-Al3.25-2.25Be0.75-1.5Y, Д1- Al3-2.25 Be1-1.75La, Д2-Al2.8-2.6Be1.2-1.4Ce, Д3- Al57Be23Pr20, Д4- Al57Be23Nd20, Д5- Al57Be23Sm20), Дn-РЗМAl2, РЗМAl2-РЗМAl3, Дn-РЗМВе13, Дn-РЗМAl3, ДnРЗМ3Al11, часть из них является квазибинарным.

Значения температуры нонвариантных превращений на квазибинарных разрезах тройных систем Al-Be-Y(La, Ce,Pr, Nd, Sm) приведены в таблице 17.

В системах Al-Be-Y(La,Ce) разрезы РЗМВе13- РЗМAl2, Дn-РЗМAl2, ДnРЗМВе13 относятся к системам эвтектического типа. Температура эвтектического превращения в системах Дn-РЗМAl2, Al-РЗМВе13 и Дn-РЗМВе13 при увеличении заряда ядра РЗМ уменьшается, что коррелируется с температурой плавления самих РЗМ. В двойных системах РЗМВе13- РЗМAl2 наблюдается обратная зависимость, т.е. при переходе от лантана к церию повышается температура нонвариантного превращения. Подобный характер изменения температуры больше коррелируется с температурой плавления двойных интерметаллидов LaAl2, CeAl2, которая при переходе от лантана к церию повышается.

Таблица Температуры нонвариантных равновесий квазибинарных сечений систем Al – Be – Y (La, Ce, Pr, Nd, Sm) Система Температура Система Температура равновесий, 0С равновесий, 0С YBe13-YAl2 1355 Al-YBe13 7LaBe13-LaAl2 1250 Al-LaBe13 6CeBe13-CeAl2 1320 Al-CeBe13 6PrBe13-PrAl2 1240 Al-PrBe13 6NdBe13-NdAl2 1220 Al-NdBe13 6SmBe13-SmAl2 1250 Al-SmBe13 6Д-YAl2 1305 Д-YBe13 12Д1-LaAl2 1245 Д1-LaBe13 12Д2-CeAl2 1220 Д2-CeBe13 12Д3-PrAl2 1270 Д3-PrBe13 13Д4-NdAl2 1250 Д4-NdBe13 12Д5-SmAl2 1214 Д5-SmBe13 11В системах Al-Be-Pr(Nd,Sm) разрезы РЗМВе13-РЗМAl2, Дn- РЗМAl2, Дn- РЗМВе13 (кроме NdBe13) тоже относятся к системам эвтектического типа.

Температура эвтектического превращения в системах Al-РЗМВе13 и РЗМВе-РЗМAl2 при увеличении заряда ядра РЗМ сначала уменьшается, а потом увеличивается, что коррелируется с температурой плавления тройных соединений (табл. 16). В двойных системах Дn- РЗМAl2 при переходе от празеодима к самарию, наблюдается уменьшение температуры нонвариантного превращения. Подобный характер изменения температуры больше коррелируется с температурой плавления двойных интерметаллидов Дn- РЗМВе13, которая также при переходе от празеодима к самарию уменьшается.

Сравнение тройных систем Al-Be-Y(La,Ce) и Al-Be-Pr(Nd,Sm) свидетельствует, что по характеру взаимодействия и количеству образующихся тройных интерметаллидов данные системы идентичны. Отличием является характер образования тройных интерметаллидов. В системах Al-Be-Y(La,Ce) тройные интерметаллиды являются бертоллидами, т.е. с переменным составом, а у систем Al-Be-Pr(Nd,Sm) образующиеся соединения являются дальтонидами постоянного состава. Характерные отличия интерметаллидов переменного состава в наличии области гомогенности. Отличительным признаком интерметаллидов постоянного состава является невозможность образования фаз переменного состава на основе сплавов систем Al-Be-Pr(Nd, Sm).

Таким образом, на диаграмме состояния эти соединения представляют собой линейные фазы с нулевой областью гомогенности.

Обобщая полученный экспериментальный материал и учитывая выше- изложенное о взаимодействии алюминия с бериллием и редкоземельными металлами, можно сделать следующие выводы и прогнозы.

В связи с тем, что в алюминиевом углу всех исследованных систем образуется тройное соединение Al3.25-2.25Be0.75-1.5Y (Д), Al3-2.25Be1-1.75La (Д1), Al2.8-2.6Be1.2-1.4Ce (Д2) переменного или постоянного состава Al57Be23Pr20 (Д3), Al57Be23Nd20 (Д4), Al57Be23Sm20 (Д5), со структурой BaAl4 то следует ожидать образование подобных тройных соединений и в других неисследованных системах с участием РЗМ как иттриевой, так и цериевой подгрупп, т.е. Al-BePm(Gd, Tb, Dy, Ho, Er,Tm,Lu).

Тройные соединения в неизученных системах с участием всех РЗМ (за исключением церия) могут находиться в двухфазном равновесии с алюминиевым твердым раствором, двойными интерметаллидами РЗМAl2, РЗМAl3, РЗМ3Al11 и РЗМBe13.

Квазибинарными разрезами в системах Al-Be-РЗМ являются разрезы:

Al-Дn, Дn-РЗМ Al2, ДnРЗМВе13, РЗМВе13-РЗМAl2 и Al-РЗМВе13. Следует ожидать образование подобных квазибинарных разрезов в неизученных тройных системах с участием РЗМ.

Известно, что окисление металлических сплавов осложняется из-за различия скоростей диффузии разных компонентов сплава через окалину. С этим связано обогащение внутренних слоев окалины медленно диффундирующим компонентом. В этих случаях кинетика окисления изменяется в ходе процесса. Оксиды легирующих компонентов, входя в состав оксидов защищаемого металла, затрудняют диффузию этого металла, тем самым замедляют общий процесс окисления.

С другой стороны, на окисление сплавов влияет концентрация легирующего компонента в исходном металле. Здесь возможно образование соединений с более прочной связью и высокой температурой плавления. Также, если объем образующего оксида меньше, чем объем металла, то можно ожидать получения не сплошной, пористой пленки с плохими защитными свойствами.

Полученные результаты позволяют сделать вывод, что процесс окисления протекает в диффузионном режиме. При диффузии атомов металла сквозь оксидную пленку наружу зоной роста пленки будет внешняя поверхность пленки и, наоборот, если сквозь пленку диффундирует главным образом кислород, то зоной роста пленки будет граница между пленкой и металлом.

Таблица Кажущаяся энергия активация Q (кДж/моль) окисления РЗМ (R) в жидком состоянии R La Ce Pr Nd Q 109.21 95.56 106.18 127.Так как оксидные пленки имеют кристаллическую структуру, обладающую ионной и электронной проводимостью, надо ожидать движения при диффузии через пленку не атомов металла, а непосредственно ионов металла и электронов. Можно также полагать возможность диффузии ионов кислорода в противоположном направлении. Радиус ионов металлов меньше, чем радиус кислородного иона. Это будет обеспечивать металлическим ионам большую подвижность при диффузии и может служить обоснованием преимущественного роста пленки на внешней поверхности. Если атом кислорода имеет больший радиус, чем атом металла, то можно предполагать, что от металла сквозь пленку двигаются ионы металла и электроны, а с поверхности пленки вглубь атом кислорода. Согласно (Табл. 18) среди РЗМ цериевой подгруппы церию соответствует минимальное значение кажущейся энергии активации.

Согласно дифференциально-термическому и термогравитермическому исследованию процесса окисления всех РЗМ, состав оксидов, образующихся при прокаливании от 293 до 1273 К со скоростью нагревания 10 град./мин различный и зависит от характера заполнения электронами внутренних электронных уровней – 4f для РЗМ и nd – для скандия, иттрия, лантана и др.

Проследив за процессом окисления РЗМ составлен ряд термической устойчивости РЗМа за критерий принята температура начала окисления. В ряду Ce, Pr, La, Eu, Nd, Sm, Gd, Tm, Tb, Ho, Lu, Er, Yb, Y, Dy, Sc температура в начале окисления возрастает от церия к скандию. Кроме того, все исследованные РЗМ по глубине и характеру окисления разделили на три группы:

1. Ce, Pr, Nd, Sm, Eu 2. Tb, Dy, Ho, Er, Yb, Tm 3. La, Gd, Lu, Sc, Y Окисление алюминиевых сплавов с РЗМ определяется свойствами неблагородного компонента, т.к. Ce и Pr отличаются высоким сродством к кислороду GCe=1461.4 и GPr=1481.05 кДж/моль и повышенными значениями теплот образования оксидов.

Таблица Зависимость кажущейся энергии активации Q (кДж/моль) окисления твердого сплава Al+1%Be от содержания РЗМ Содержание РЗМ, мас.% РЗМ 0.0 0.01 0.05 0.1 0.Y 118.6 139.4 171.2 143.4 123.La 118.6 127.5 136.7 147.7 191.Ce 118.6 123.4 133.8 98.1 84.Pr 118.6 129.0 121.3 84.4 76.Nd 118.6 157.4 137.3 124.2 117.Общую динамику изменения кажущейся энергии активации окисления твердого сплава Al+1%Be, легированного РЗМ, можно проследить из приведенных в таблице 19 и на рис. 7 обобщенных результатов. Как следует из таблицы 19 по мере роста концентрации РЗМ (Y, Ce, Pr, Nd) наблюдается повышение кажущейся энергии активации до 0.05мас.% РЗМ с последующим плавным понижением. Однако такая закономерность не характерна для спла ва, л нного лан Здесь блюдается монотон повы к легирован нтаном. З наб я нное ышение кажущ эне акт во и е трации лантана, что щейся ергии тивации в всем интервале концент ч связ обенностя элект структуры о металла зано с осо ями тронной с ы данного а.

Рис симость к ся энергии ции окисл рдого спл с. 7. Завис кажущейс и активац ления твер лава Al+1 порядково ра РЗМ в периодич 1%Be от п ого номер ческой таблице 1 – с.% РЗМ, 2 – 0.5ма М – 0.05мас ас.% РЗМ Если рассматри изм я и ции (рис. 7) р ивать менение кажущейся энергии активац от п ого номер при конце % РЗМ пр оде порядково ра РЗМ, п ентрации 0.5мас.% ри перехо от Y к La зн к ся ции дного лава чиY начение кажущейс энергии активац исход спл знач тель увели я. следует резкое понижение кажущей энерг ьно ичивается Далее с р йся гии акти о 84.8 7 ж/моль, от и но.

ивации до и 76.9 кДж тносящейся к Се и Pr соответственн Доб т энергет з связанны есбавки неодима увеличивают тические затраты, с ые с проце сом окислени ия.

Таблица Кажущая ия актива ) ния алюм яся энерги ации Q (кДж/моль) окислен минидов РЗМ (R дом состо R) в тверд оянии Интерметаллиды Си истема Al11R3 A Al2R A Al RAl3R Al R Содер ЗМ в алю R (ат.%) ржание РЗ юминиде R A - 1 199.4 14 - Al-Sc 166.2 41.Al-Y 90.0 9 78.9 7 - 94.9 78.A 66.5 6 71.2 6 66.Al-La 67.2 62.A 54.0 6 38.0 2 21.Al-Ce 65.6 22.A 66.5 - 41.4 4 29.Al-Pr 41.A 132.3 7 83.1 9 66.Al-Nd 75.5 99.В цело в пред исследованных конц й н ший ом делах центраций РЗМ наибольш эфф ывает лан вы, легир м обладаю фект оказы нтан, так как сплав рованные лантаном ют наиб и значени жущейся энергии активаци нии большими иями каж э ии. При легирован спла %Be до 0.01мас.% инимально ние кажущ ерава Al+1% 0 % РЗМ ми ое значен щейся эне гии активаци приходится на долю цер д шем увели онии рия. При дальнейш ичении ко центрации РЗМ до 0.5мас.%, сплавы, содержащие празеодим, характеризуются низкими значениями кажущейся энергии активации.

Анализируя полученные данные, можно заключить, что изменение истинной скорости окисления сплавов находится в зависимости от электронной структуры РЗМ, кристаллической структуры сплавов, активносте компонентов сплавов и других факторов. Среди использованных РЗМ наиболее подверженными к окислению являются церий и празеодим (табл. 19). Данная зависимость имеет место и для интерметаллидов РЗМ с алюминием (табл. 20).

Таким образом, относительно высокая скорость окисления алюминиево- бериллиевых сплавов с церием и празеодимом и их алюминидов объясняется высоким химическим сродством данных металлов к кислороду газовой фазы.

Применение разработанных сплавов оптимальных составов, как антикоррозионных плакирующих слоев повышаются рабочие характеристики и эффективность работы изделий различного назначения. Покрытия наносились методами газопламенного и плазменного напыления на поверхности деталей текстильных оборудований работающих в агрессивных средах. Материал покрытия изготовлялся в виде проволоки.

ВЫВОДЫ 1. Установлены общие закономерности фазовых равновесий в двойных системах бериллия с элементами Периодической таблицы. На основании расчётов, были впервые построены диаграммы состояния бериллия с редкоземельными металлами, которые представляют собой системы монотектического типа с наличием областей гомогенности.

2. Полуэмпирическим методом определена и уточнена температура плавления всех интерметаллидов, образующихся в системах Al-Cе и AlРr.Установлено, что с увеличением содержания редкоземельного металла (Cе,Рr) наблюдается почти линейное повышение температуры плавления интерметаллидов с максимумом при составе Al2РЗМ. Далее, в зоне, богатой РЗМ, происходит линейное уменьшение температуры плавления.

3. Подтверждены фазовые равновесия в тройных системах Al-Ве-РЗМ, где РЗМ - (Y, La,Се, Pr, Nd) в области до 33.3 ат.% РЗМ при температуре 5000С. Построены политермические разрезы указанных тройных систем. Показано, что разрезы являются квазибинарными и частично квазибинарными.

С помощью квазибинарных разрезов проведена сингулярная триангуляция тройных систем Al-Ве-РЗМBe13-РЗМAl2 на вторичные системы.

4. Построены проекции поверхностей ликвидусов тройных систем AlВе-РЗМBe13-РЗМAl2 и определены координаты 17 четырехфазных нонвариантных превращений в указанных системах. Установлено, что по характеру взаимодействия компонентов (числу тройных соединений и триангулирующих сечений, количеству нонвариантных превращений) системы Al-Ве-Y (La,Се) аналогичны с системами Al-Be- Pr(Nd,Sm). В тоже время тройные интерметаллиды, кристаллизующиеся в системах Al-Ве-Y( La,Се), отличают ся переменным составом, тогда как интерметаллиды, образующиеся в системах Al-Be- Pr(Nd,Sm) имеют постоянный состав.

5. Исследованием кинетики высокотемпературного окисления твердых сплавов систем Al-Ве-РЗМ, где РЗМ - ( Y, La,Се, Pr, Nd), кислородом воздуха установлено, что окисление сплавов подчиняется параболическому закону.

Кажущаяся энергия активации в зависимости от концентрации легирующего компонента изменяется от 191 до 76.9 кДж/моль. Методом рентгенофазового анализа установлены фазовый состав окисления сплавов Al-Ве-РЗМ и их роль в процессе окисления.

6. Потенциодинамическим методом со скоростью развёртки потенциала 2мВ/с и 10мВ/с в среде 3% электролита NaCl определены основные электрохимические характеристики сплавов систем Al-Ве-РЗМ, где РЗМ - ( Y, La, Се, Pr, Nd). Показано, что добавки РЗМ до 0.05мас.%, независимо от скорости развертки, уменьшают скорость коррозии сплава Al+1%Ве. Дальнейшее легирование сплава редкоземельными металлами приводит к росту скорости коррозии.

7. Получены экспериментальные данные по теплофизическим свойствам алюминиево-бериллиевого сплава легированного редкоземельными металлами, в интервале температур (148-673)К. Определена зависимость теплопроводности, удельной теплоемкости, температуропроводности сплавов от концентрации РЗМ и температуры. Выполненные исследования позволили получить справочные данные, необходимые для выбора оптимальных тепловых режимов при обработке и эксплуатации материалов, созданных на основе этих сплавов.

8. Исследованием механических свойств алюминиево-бериллиевых сплавов с добавками РЗМ установлено, что перспективным легирующим компонентом является церий, сплавы которых отличаются относительно стабильными и высокими механическими свойствами, особенно после закалки.

9. На основании изученных систем разработаны сплавы, которые защищены малыми патентами Республики Таджикистан. Проведены опытнопромышленные испытания разработанных сплавов в условиях Государственного унитарного производственного объединения «Таджиктекстильмаш». За счет продления срока службы узла одного текстильного оборудования, работающего в агрессивных средах, получен экономический эффект 13970 сомони в год, что составляет 3125 долл. США.

Основное содержание диссертации отражено в следующих публикациях:

1. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О. Квазидвойные разрезы и поверхность ликвидуса систем Al-Be-Y в области 0-33,3 ат.% РЗМ. / Материалы Республиканской научно-практической конференции «Теоретические прикладные проблемы химии». Душанбе. 1995, с.21-22.

2. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О., Назаров Х.М. Некоторые квазибинарные разрезы системы Al-Be-Y. // Доклады АН Республики Таджикистан. 1995, т.39, №2, с. 61-63.

3. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Джураева Л.Т., Эшов Б.Б. Окисление двойных сплавов алюминия с щелочноземельными металлами // Изв. РАН.

Металлы. 1995, №2; с.38-42.

4. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О. Псевдодвойные разрезы и поверхность ликвидуса системы Al-Be-YВe13-YAl2. Депон. ТаджикНПИЦентре, вып.2, 1995, № 64 (1041), 8с.

5. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О. Псевдодвойные разрезы и поверхность ликвидуса системы Al-Be-LaВe13-LaAl2. / Материалы международной науч. конф. « Координационные соединения и аспекты их применения». Душанбе. 1996, с. 36-37.

6. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О., Назаров Х.М. Псевдодвойные разрезы и поверхность ликвидуса системы Al–Be –Ce. / Мат. международной научно-практической конференции « Научно-технические но- вовведения и вопросы охраны окружаюшей среды». Душанбе-Худжанд. 1996, с.

47.

7. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Эшов Б.Б., Шукроев М.Ш. Анодное поведение алюминиево-цинковых сплавов в нейтральной среде. // Журнал. прикладной химии. 1995, т.68, вып.7, с. 1030-1032.

8. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О. Псевдодвойные разрезы и поверхность ликвидуса системы Al-Be-LaВe13-LaAl2. Депон. ТаджикНПИЦентре, вып.2, 1996, № 32 (1074), 6с.

9. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О. Псевдодвойные разрезы и поверхность ликвидуса системы Al-Be-СеВe13-СеAl2. Депон. ТаджикНПИЦентре, вып.2, 1996, № 33 (1075), 10с.

10. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О. Псевдодвойные разрезы и поверхность ликвидуса системы Al-Be-СеAl2. // Изв. РАН. Металлы. 1997, №4; с.98-101.

11. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О., Саидов Р.Х. Коррозионно-электрохимические и механические свойства алюминиево-бериллиевых сплавов, легированных редкоземельными металлами. / Материалы юбилейной науч. конф., посвященной 95 летию акад. АН. Республики Таджикистан В.И. Никитина. Душанбе. 1997, с. 37-38.

12. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О. Коррозионно- электрохимимическое поведение алюминиево-бериллиевых сплавов, легированных редкоземельными металлами. // Журнал прикладной химии. 2000, т.73, вып.2, с. 224-227.

13. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Олимов Н.С. Окисление жидких сплавов Al-Sn. // Изв. РАН. Металлы. 2001, №4; с.33-38.

14. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О., Саидов Р.Х. Некоторые квазибинарные разрезы системы Al-Be-Pr. // Доклады АН Республики Таджикистан. 2002, т.41, №5, с. 28-33.

15. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О., Саидов Р.Х. Система Al-Be-SmBe13-SmAl2. / Мат. межвузовской научно-практической конференции «Достижения в области металлургии и машиностроения Республики Таджикистан». Душанбе. 2004, с. 9-11.

16. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О., Саидов Р.Х. Система Al-Be-NdBe13-NdAl2. / Мат. межвузовской научно-практической конференции «Достижения в области металлургии и машиностроения Республики Таджикистан». Душанбе. 2004, с. 29-31.

17. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О., Саидов Р.Х. Влияние фазового состава сплавов систем Al-Be-Pr (Nd,Sm) на их демпфируюшие свойства. / Мат. межвузовской научно-практической конференции «Достижения в области металлургии и машиностроения Республики Таджикистан».

Душанбе. 2004, с. 100-101.

18. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О., Саидов Р.Х. Исследование диаграммы состояния Al-Be-Sm, в области Al-Be-SmBe13-SmAl2. // Изв.

РАН. Металлы. 2004, №5, с.114-118.

19. Сафаров А.М., Самиев К.А., Сафаров М.М. Теплоемкость алюми- ниевых сплавов системы Al-Be-Ce. / Мат. Х1 Российской конференции по теплофизическим свойствам вешеств. СПб. 2005, с. 218.

20. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О. Некоторые квазибинарные разрезы и поверхность ликвидуса систем Al-Be- Y (La,Ce) в области 0– 33,3 ат.% РЗМ. / Мат. I-ой международной научно-практической конференции «Перспективы развития науки и образования в ХХI веке». Душанбе.

2005, с. 97.

21. Сафаров А.М., Самиев К.А., Сафаров М.М. Тепловое расшерение и удельная теплоемкость алюминиевых сплавов системы Al-Be-Y, дефектами кристаллической решетки в интервале температур 80-673К. / Мат. международной конференции, посвященной 70-летию члена-корреспондента РАН И.К. Комилова «Фазовые переходы, критические и нелинейные явления в конденсированных средах». Махачкала. 2005, с. 167-171.

22. Сафаров А.М., Самиев К.А., Сафаров М.М. Теплопроводность алюминиевых сплавов систем Аl-Be-Y(La,Ce). // Труды Технологического университета Таджикистана. 2006, вып.Х1, с. 134-145.

23. Сафаров А.М., Халимова М.И., Джураев Т.Д. Прогноз и расчет двух- и трех- компонентных систем Be-Hg, Be-Bi и Al-Be-Hg (Bi). / Материалы II международной научно-практической конференции «Перспективы развития науки и образования в XXI веке». Душанбе. 2006, с. 268-271.

24. Сафаров А.М., Самиев К.А., Сафаров М.М. Термодинамические свойства алюминиевых сплавов системы Al-Be-Ce. / Материалы II международной научно-практической конференции «Перспективы развития науки и образования в XXI веке». Душанбе. 2006, с. 284-286.

25. Сафаров А.М. Влияние иттрия, лантана и церия на механические свойства алюминиево-бериллиевых сплавов. / Материалы II международной научно-практической конференции «Перспективы развития науки и образования в XXI веке». Душанбе. 2006, с. 290-292.

26. Сафаров А.М., Самиев К.А., Сафаров М.М. Коэффицент линейного расширения алюминиево-бериллиевых сплавов с редкоземельными металлами. // Вестник Таджикского государственного национального университета.

2007, № 3, с. 91-102.

27. Сафаров А.М., Самиев К.А., Сафаров М.М. Тепловые и теплофизи- ческие свойства алюминиево-бериллиевых сплавов с редкоземельными металлами. // Известия. АН Республики Таджикистан. 2007, №1, с. 27-35.

28. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Нарзиев Б.Ш. Влияние малых добавок циркония и его аналогов на электрохимическое поведение алюминия. // Доклады АН Республики Таджикистан. 2007, т.50, №5, с. 255-261.

29. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Нарзиев Б.Ш. Исследование высокотемпературной коррозии жидких сплавов системы алюминий-сурьма. / Материалы II международной научно-практической конференции «Перспективы развития науки и образования в XXI веке». Душанбе. 2007, с. 289-292.

30. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Нарзиев Б.Ш. Окисление твердого алю- миниево–магниевого сплава АМг6, легированного скандием. // Доклады АН Республики Таджикистан. 2008, т. 51, №7, с. 541-544.

31. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Нарзиев Б.Ш. Коррозия алюминия микролегированного кобальтом и никелем. / Мат. республиканской научнопрактической конференции « Инновация эффективный фактор связи науки с производством». Душанбе. 2008, с.204-207.

32. Сафаров А.М., Самиев К.А., Сафаров М.М. Методика определения погрешности измерения теплофизических свойств веществ. / Материалы республиканской научно-практической конференции «Прогрессивные методы производства ». Душанбе. 2009, с. 103-107.

33. Сафаров А.М. Исследование механических свойств алюминиево- бериллиевых сплавов с редкоземельными металлами. / Материалы республиканской научно-практической конференции «Прогрессивные методы производства». Душанбе. 2009, с. 111-114.

34. Сафаров А.М., Халимова М.И., Джураев Т.Д. Прогноз и расчет диаграмм состояния расслаивающихся систем на основе бериллия с щелочноземельными металлами. // Доклады АН Республики Таджикистан. 2009, т.52.

№8, с. 541-544.

35. Сафаров А.М., Бадалов А.Б. Калориметрическое определение энталпии образования интерметаллидов системы алюминий-церий. / Мат. Международной научно-практической конференции «Перспективы развития науки и образования». Душанбе. 2010, с. 61-65.

36. Сафаров А.М., Халимова М.И., Джураев Т.Д. Расчет взаимной растворимости компонентов в жидком и твердом состояниях в системах бериллия с редкоземельными металлами. / Мат. Международной научно- практической конференции « Перспективы развития науки и образования». Душанбе. 2010, с. 73-78.

37. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Халимова М.И. О взаимодействии алюминиево- бериллиевого сплава, легированного неодимом, с кислородом газовой фазы. / Мат. международной научно-пактической конференции «Перспективы развития науки и образования». Душанбе. 2010, с. 52-57.

38. Сафаров А.М., Одинаев Х.О., Халимова М.И. Окисление твердых сплавов системы Al-Be-Pr кислородом воздуха. / Мат. международной научно-практической конференции « Перспективы развития науки и образования». Душанбе. 2010, с. 113-116.

39. Сафаров А.М., Бадалов А.Б., Эшов Б.Б. Термодинамические свойства интерметаллидов системы алюминий-церий. / Мат. международной научно-практической конференции « Перспективы развития науки и образования». Душанбе. ТТУ. 2010. с. 129-134.

40. Сафаров А.М., Одинаев Х.О., Джураев Т.Д., Халимова М.И. О взаи- модействии алюминиево-бериллиевого сплава, легированного иттрием, с кислородом газовой фазы. // Доклады АН Республики Таджикистан. 2009, т.52, №12, с. 955-958.

41. Сафаров А.М., Одинаев Х.О., Халимова М.И. О взаимодействии алюминиево-бериллиевого сплава, легированного неодимом, с кислородом газовой фазы. // Вестник Таджикского технического университета. 2009, №4 (8), с. 30-33.

42. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Халимова М.И. О взаимодействии алюминиево-бериллиевого сплава, легированного лантаном, с кислородом газовой фазы. // Вестник Таджикского национального университета. 2010, № 3 (59), с. 185-188.

43. Сафаров А.М., Бадалов А.Б., Эшов Б.Б. Термодинамические свойства интерметаллидов системы алюминий-неодим. // Вестник Таджикского технического университета. 2010, №1 (9), с. 25-28.

44. Сафаров А.М. Особенности окисления и электрохимического поведения сплава Al+1%Ве, легированного РЗМ. // Вестник Таджикского технического университета. 2010, №2 (10), с. 23-27.

45. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Джураев Т.Д., Халимова М.И. Окисление твердых сплавов системы Al-Be-Pr кислородом воздуха. // Доклады АН Республики Таджикистан. 2010, т.53, №6, с. 483-485.

46. Сафаров А.М., Эшов Б.Б., Халимова М.И. Окисление твердых спла- вов системы Al-Be-Се кислородом воздуха. // Доклады АН Республики Таджикистан. 2010, т.53, №7, с.561-564.

47. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Халимова М.И. Исследование коррозионо-электрохимических свойств сплава Al+1%Ве, легированного празеодимом в среде электролита 3%-ного NaCl. / Материалы научно-практической республиканской конференции «Инновационные технологии в науке и технике» Душанбе. 2010, с.81-48. Сафаров А.М., Бадалов А.Б. Температура плавления и энтальпия образования интерметаллидов AlРr, AlРr2, AlРr3. / Материалы V Международной научно-практической конференции «Перспективы применения инновационных технологий и усовершенствования технического образования в высших учебных заведениях стран СНГ». Душанбе. 2011, с. 303-306.

49. Сафаров А.М., Савриев С.О., Бадалов А.Б. Температура плавления интерметаллидов составов - и -Al11 Ln3 (Ln- лантаноиды). / Материалы V Международной научно-практической конференции «Перспективы применения инновационных технологий и усовершенствования технического образования в высших учебных заведениях стран СНГ». Душанбе. 2011, с. 316-320.

50. Сафаров А.М. Влияние микродобавок неодима на электрохимические характеристики сплава состава Al+1%Ве. / Материалы Республиканской научно-практической конференции «Современные проблемы химии, химической технологии и металлургии ». Душанбе. 2011, с. 163-164.

51. Сафаров А.М. Влияние празеодима и неодима на кинетику окисления сплава Al+1%Ве. // Вестник Таджикского технического университета.

2011, №1 (13), с. 23-27.

52. Сафаров А.М. Кинетика высокотемпературного окисления сплава Al+1%Ве, легированного иттрием. // Становление современной науки. 2011, Т. 12, с. 6-9.

53. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О. Физикохимия алюминиевых сплавов с бериллием и редкоземельными металлами. Монография. Душанбе: Изд-во «Дониш», 2011, 282с.

54. Сафаров А.М. Влияние лантана на кинетику окисления Al+1%Ве.

// Становление современной науки. 2011, Т. 12, с. 10-13.

55. Сафаров А.М., Ганиев И.Н., Одинаев Х.О. Сплавы алюминия с бериллием и редкоземельными металлами. Монография. Берлин: Изд-во «LAP LAMBERT Academic Publishing GmdH & Co. KG», 2011, 170с.

Разрешено к печати 21.12.2011г.

Сдано в печать 23.12.20Бумага офсетная. Формат 60 х 84 1/16.

Печать офсетная. Заказ № 28. Тираж 150 экз.

________________________________________ Отпечатано в типографии ТТУ им. ак. М.С. Осими.

734042 г. Душанбе, пр. Раджабовых






© 2011 www.dissers.ru - «Бесплатная электронная библиотека»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.