Фазовый состав и свойства равновесных и быстрозакаленных сплавов алюминия со скандием, цирконием и хромом тема автореферата и диссертации по химии, 02.00.01 ВАК РФ

МОСКОВСКИЙ ОРДЕНА ЛЕНИНА, ОРДЕНА ОКТЯБРЬСКОЙ РЕВОЛЮЦИИ И ОРДЕНА ТРУДОВОГО КРАСНОГО ЗНАМЕНИ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ УНИВЕРСИТЕТ им.М.В.ЛОМОНОСОВА

ХИМИЧЕСКИЙ ФАКУЛЬТЕТ

На правах рукописи УДК 669.7 Т5.Р 26'292'296

ПОДДЬЯКОВА Елена Иосифовна .

ФАЗОВЫМ СОСТАВ И СВОЙСТВА РАВНОВЕСНЫХ И ЕЫСТРОЗАКАЛЕННЫХ СПЛАВОВ АЛКМИНИЯ СО СКАНДИЕМ, ЦИРКОНИЕМ И ХРОМОМ

02.00.01 - неорганическая химия

Автореферат диссертации но,соискание ученой степени кандидата химических наук

Москва - 1991

Работа выполнена на кафедре общей химии химического Факультета Московского государственного университета имени XС.Ломоносова.

Научный руководитель: доктор химических наук, профессор

Е.1Л. СОКОЛОВСКАЯ. '

Научный консультант: кандидат химических наук, доцент

К.'¿.КАЗАКОВА.

Официальные оппоненты: доктор технических наук

Ковнеристьй Ю.К.

кандидат химических наук Курбатова Е.И.

Ведущая организация - НПО ВШ1С

Защита состоится " (9 м 1091 г. на заседании

специализированного Совета К 053.05.059 по химическим наукам в Московском государственном университете иьени М.В.Ломоносова по адресу: 113С34, Москва, Ленинские горы, МГУ, Химически"! Факультет,- ауд. ЗЗ1?

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Химическоп Факультета МГУ

Автореферат разослан " " ^^ Т99Т г.

1& к&Щия/

Ученый секретарь "

Специализированного совета Л.А.Кучеренко

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Использование сверхвысоких скоростей эхлавдения (порядка млн. град/с) приводит к образованию мета-;табильных фаз и формированию неравновесной структуры. Знание закономерностей образования и распада таких неравновесных фаз, <ак пересыщенные твердые растворы (ПТР), дает возможность управ-1ять структурообразованием и получать образцы с нужными свойст-зами. Все это требует разработки теоретических методов прогнозирования образования метастабильных фаз. ¡эксперименты по изуче-шю влияния различных легирующих добавок показали, что использование переходных металлов (ПШ дает возможность получать материалы с более высокими эксплуатационными характеристиками [например, жаропрочностными), чем при примерении не переходных элементов.

Таким образом, систематическое исследование в области неорганической химии алюминидов ПМ, синтезированных в равновесных I неравновесных условиях, представляется перспективным и целе-зообразным.

В данной работе в качестве легирующих добавок выбраны: , обеспечивающий большую протяженность и устойчивость ПТР; з также Зс. и ^ , являющиеся активными модификаторами.

В связи с тем, что теоретической основой для изучения процессов, происходящих при образовании и распаде метастабильных $аз, являются равновесные диаграммы состояния (ДС), возникает необходимость исследования неизученных ДС А\ - бо - О ,

м - 5й - г* и А\ - о -г*.

Все вышесказанное определяет актуальность настоящей работы, посвященной изучению взаимодействия М с , Cv.Sc в равновесных и неравновесных условиях.

Целью настоящей работы явилось установление закономерностей изменения фазового состава сплавов на основе А1 в системах М - 5ь , А1 - О , М - 2> , А1 _ бс. _ , А1 - бс - Сг , - От-IV* при скоростях закалки 10^~6 град/с; поиск методов прогноза образования ПТР и других метастабильных фаз с помощью ЦС, а также термодинамических и кинетических критериев; установление закономерностей распада метастабильных интерметаллидных фаз; изучение методом физико-химического анализа процессов распада ПТР, с использованием ДС соответствующих систем; установление влияния термической обработки на механические и коррози-

онные свойства сплавов.

Научная новизна. Впервые произведена оценка возможности образования ПТР ПМ в М с помощью двухкоординатной диаграммы _ |дх| , где - есть модуль разности энтальний

смешения твердого раствора ПМ в А| и энтальнии образования ИМС, а - модуль разности электроотрицательностей ПМ и

А| ; проведен геометрический анализ возможного образования ГП и протяженности их областей в системах А| - ПМ.

С помощью комплекса методов физико-химического анализа впервые установлен характер фазовых равновесий в системах А1 - бс - О- (в области концентраций до 10% О- ) при 770 К, А1 - бс - (во всей области концентрации) при 770 К и А1 -С+-- (в области, богатой А1 ) при 820 К. Отмечено, что в равновесии с А\ находятся фазы С*А17 и соответ

ственно.

Впервые изучены процессы кристаллизации в алюминиевых уг лах систем - С»- - 5с. , А1 - С* - Ъ , Д| - £с - Ъ- ; резул таты представлены в виде политермических разрезов между интер металлическими соединениями (ИМС) £сА13 - 1+ , £с.А1,з -С*М7 , СуА\? - ; а также лучевых политермических сече

ний из А1 угла со следующими атомными соотношениями компонент 5с : О = 3 : I; бс : =3:1; С* : Ъ- = 14 : II.

Данные, полученные при изучении характера фазовых равнов сий в системах М - вс - О- , М - Зс, - 2ь , А4 - Сь - по служили основой определения фазового состава и процессов стар ния быстрозакаленных сплавов (БЗС).

Впервые установлены закономерности образования фаз и изм< нения фазового состава в зависимости от содержания легируицих добавок при старении БЗС систем - 5с , А1 - Ъ- , М - С* , А1 - Эс - Чу , А1 - 5о - (л- I А1 - Ос - , полученных метод' спиннингования со скоростью охлаждения 10 К/с и подвергнут! термообработке в интервале температур 470 - 770 К. Впервые пр* ложен механизм распада ПТР в системах А1 - Ьс - , А1 - Бс ■ С»-, А* - О - 1У .

Впервые рассчитаны значения эффективной энергии активи' > ции выделения ИМС в системах: А1 - бс. , А1 - Си , А1 - V , М - бс - , А1 - Эо - С*- , А1 - С*. - Ъ , А\ - Мо - , А» -Мо- Ге .

Показана возможность повышения прочностных характеристик сплавов за счет эффекта дисперсионного твердения.

Изучено влияние легирования и величины зерна сплавов на электрохимические характеристики.

Практическая значимость работы. Результаты исследования ДС А1 - 5с. - •£«" , А1 - вс. - О , А1 - О - Чу могут служить руководством для синтеза сплавов, обладающих определенным набором физико-химических свойств, а также справочным материалом для исследователей, работающих в области физико-химии металлических сплавов.

Применение двухкоординатной диаграммы IЬ к, ИI - I А * I дает возможность прогнозирования протяженности ПТР ПМ в А1 и, следовательно, объемной доли упрочняющей фазы в состаренных БЗС.

Результаты исследования процессов кристаллизации и распада метастабильных фаз в БЗС систем А\ - Бс , М -Ту , А1 - С*, М - Эс - Ту , А1 - 5с. - Си , А\ - С*- - являются теоретической основой для разработки технологии получения сверхпрочных алшиниевых сплавов.

Исследование электрохимических характеристик равновесных и БЗ сплавов С* , , 2»- с А| разрешает сделать предварительные выводы о возможности их использования в хлорсодержащих средах.

Апробация работы и публикации. Материалы диссертации доложены и обсуждены на конференциях молодых ученых химического факультета МГУ (Москва, 1988 и 1990), Ш Всесоюзной научно-технической конференции по прогрессивным методам защиты металлов и изделий от коррозии (Москва, 1988), Ш Всесоюзной конференции по проблемам исследования структуры аморфных металлических сплавов (Краеновидово, 1988), I Всесоюзном симпозиуме по жаропрочным и жаростойким металлическим материалам (Москва, 1989), У Всесоюзной конференции по кристаллохимии интерметаллических соединений (Львов, 1989), У Всесоюзном совещании по диаграммам состояния металлических систем (Звенигород, 1989), Х1У Менделеевском съезде (Ташкент, 1990), I Международной конференции по композитам (Москва, 1990); опубликованы в 4 статьях и тезисах 9 докладов.

Объем работы. Диссертация состоит из введения, литературного обзора, экспериментальной части, обсуждения результатов, выводов, списка литературы, приложения. Работа оформлена в соответствии с ГОСТ 7.32 - 81. Изложена на 175"страницах машинописного текста, включает £1 рисунков, таблиц. Список ци-

тируемой литературы содержит наименований отечественных у зарубежных авторов.

Во введении обосновывается актуальность темы, выбор объектов исследования, цель исследования.

В литературном обзоре рассмотрены вопросы взаимодействия N с Ъг , О , 5с, в равновесных и неравновесных условиях. Рас смотрены закономерности образования и распада метастабильных фаз при взаимодействии А\ с ПМ.

В экспериментальной части описана методика эксперимента. Построена диаграмма возможности образования ПТР ПМ в А1 . Показаны результаты физико-химического исследования взаимодействия А1 с Еу , С* , в равновесных и неравновесных условиях, Изложены результаты изучения электрохимических свойств сплаво] М с 2у, Су , Бс. в 3-^-ном растворе М».С|.

На защиту выносятся следующие результаты:

1. Строение ДС систем М - С»- - 1\г в обпасти, богатой М при 820 К, А1 - О - Эс, в области до 7С$ О при 770 К, М - £с - Яу во всей области концентраций при 770 К.

2. Строение политермических разрезов - СуА17 ,

Ъг - , СуМ7 - 5сМл и лучевых политермических ра:

резов из А1 угла с атомным соотношением компонентов Су : 2»* = 14 : II, Эо : Су = 3 : I, 5о : = 3 : I.

3. Закономерности образования и распада ПТР Ъс , , Су в М и метастабильных алкминидов в указанных двойных и тройн] системах.

4. Двухкоординатные диаграммы возможности прогнозировани, образования ПТР ПМ в М .

5. Расчет значений эффективной энергии активации распада ПТР ПМ в А1 .

6. Влияние фазового состава и величины зерна интерметалл да на механические и электрохимические свойства равновесных и спиннингованных сплавов на основе М .

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Материалы и методы исследования. В качестве исходных материалов использовались: А\ марки А-999, Ъ- йодидный (99,9 мае %), Су электролитический (99,98 мае %), марки С„М-2.

IV

Сплавы готовили в электродуговой печи с нерасходуемым эле тродом на водоохлаздаемом медном поддоне в атмосфере Ау* , Геттером служил Т! .

Контроль состава сплавов осуществлялся взвешиванием образцов до и после плавки, а также спектральным анализом выборочных сплавов. В работе были использованы сплавы, угар •■ которых не превышал I - 1,5 вес. % (0,6 - 0,8 ат.$).

Быстрозакаленные образцы получали в виде лент шириной от 2 до 5 мм и толщин О]'! 0,01 - 0,02 мм посредством быстрого охлаждения струи расплава на внешнюю поверхность вращающегося с большой скоростью (25 - 35 м/с) медного цилиндра. Скорость закалки составляла при этом 10град/с.

С целью изучения устойчивости БЗС образцы подвергали отжигу в вакуумированных ампулах из кварца или молибденового стекла. Изотермические выдержки проводили при температурах 470, 520, 570, 620, 670, 720, 770 К. Время отжига изменялось от нескольких минут до 10 суток в зависимости от состава сплава.

Для проведения настоящего исследования были использованы следующие методы физико-химического анализа: микроструктурный, рентгено^азовый, спектральный, дифференциально-термический, дюрометрический, просвечивающая электронная микроскопия, рези-стометрический, а также изучалась коррозионная стойкость сплавов с помощью потенциодинамического метода.

Спектральный анализ проводили с помощью спектрографа ИСП-30. Источником возбуждения спектра служила высоковольтная конденсированная искра.

Микроструктуру сплавов исследовали на микроскопе МБИ-6 (х200) И на "Иеор1ю1;-2" (х200).

Рентгенофазовый анализ проводили методом порошка в камерах РКД-57 на фильтрованном медном излучении на приборе УРС-60. С целью идентификации фаз в БЗС до и после отжига проводили съемку дифрактометрическим методом на аппарате ДРОН-3 с использованием медного излучения и никелевого фильтра. Идентификацию фаз проводили путем сопоставления полученных данных с данными картотеки абтм и оригинальных статей.

Дюрометрический анализ проводили на приборе ШГГ-3 методом вдавливания алмазной пирамидки с углом при вершине 136° с нагрузкой 0,1 - 1,0 Н.

Определение температурных интервалов фазовых превращений проводили на установке ВТА-986 с помощью дифференциальной воль-фрам-вольфрамрениевой термопары и при скорости нагрева 80 град/мин.

Изучение микроструктуры БЗС проводили методом просвечива-

щей электронной микроскопии на микроскопе "гем-200" при увеличении от 7000 до 33000 раз. Автором готовились образцы и обсуждались полученные результаты.

Исследование удельного электросопротивления БЗС проводили на приборе тен-20001ш с использованием потенциометрического метода. Скорость нагрева БЗС составила 20 и 50 град/мин. Автор готовил образцы и принимал участие в обсуждении результатов.

Коррозионные свойства равновесных и БЗ сплавов А1 с Ъ , С* , 5с изучали с помощью потенциодинамического метода в ном растворе. ^схС|. Анодные поляризационные кривые снимали на потенциостате П-5827М при комнатной температуре, потенциал измеряли относительно хлорсеребряного электрода.

Физико-химическое исследование взаимодействия А\ с 1+ . С* . в равновесных условиях

Анализ литературных данных показал, что взаимодействие в двойных системах А1 с Ъг , С* , Бс изучено достаточно полно. Имеются неполные данные о строении систем А1 - Ьс - , Ы - О - . Сведения о строении системы А1 - Бс. - О в литературе отсутствуют.

Система М - во - С* . Результаты исследования сплавов системы А1 - Эс - О представлены на рис.1 в виде изотермического сечения при 770 К в области концентраций до 70 ат.$ От . Данное сечение имеет сложное строение, что обусловлено существованием большого количества бинарных соединений в двойных системах. В равновесии с А1 находятся ИМС 5сА\3 и С*А\7 , образующие узкую область двухфазного взаимодействия. Растворимость третьего компонента невелика и составляет 0,75 ат.^ 5с и 1,0 ат.# Су соответственно. В А1 углу имеет место обширная тре фазная область А> + 5сА1л + ОА17 .

Тройных интерметаллидных фаз в условиях проведенного эксперимента в данной системе не обнаружено.

Для определения положения ликвидуса и солидуса ДС А1 -Эс - С* в области, богатой М ,что необходимо для изучения закономерностей образования и распада метастабильных фаз в БЗС, были построены два политермических разреза.

Политермический разрез между соединениями БоА\1 и С*А\7 (рис.2) имеет сложный ликвидус (первично кристаллизуются фазы 5сА\г , 5сА\0 , ОА19 , О А1Ч , ОгА1„, С*-А17). В субсолидус-ной части также имеет место эвтектическая смесь кристаллов

фаз и С»-А\7 , а также однофазные области- Бс-А^ и 0<~А\7 .

Изучен лучевой политермическнй разрез-из М угла с атомным соотношением компонентов 5с- : Си = 3 : I (рис.3 а, б). Его ликвидус состоит из ветвей, соответствующих первичной кристаллизации фаз: А1 , 5с.М$ , Сл-М? , Сг2А1„ ■ С*-А\ц , ОА15 . что позволяет прогнозировать фазовый состав БЗС данной системы.

Система А1 - 5с. - 2ь . По данным физико-химического анализа построено изотермическое сечение ДС системы А1 - вс, - I* во всей области концентраций при 770 К (рис.4). В равновесии с А\ находятся ИМС ЗсА1ь и , которые образуют между собой

узкую область двухфазного взаимодействия. Растворимость третьего компонента составила 6,5 ат.% и 4,5 ат.% . В А1 углу имеется обширное трехфазное поле М + + . Тройных

интерметаллических фаз в системе не обнаружено.

Для изучения положения ликвидуса и солидуса в М углу данной системы были построены политермические разрезы. Из рис.5 видно, что политермический разрез между ИМС бьАЦ и .Ф-Мд эвтектического типа. Ликвидус разреза состоит из трех ветвей, соответствующих первичной кристаллизации фаз , 6сА12 , всМд. В субсолидусной части имеют место однофазные области 5сАЦи , а также эвтектическая смесь кристаллов фаз 9сА\5и .

Лучевой политермический разрез из А\ угла с атомным соотношением компонентов Бс : -Ьг =3:1 представлен на рис.6. Ликвидус разреза состоит из трех ветвей, отвечающих первичной кристаллизации фаз: А\ , ЭсА^з, ЗсА^ .

Система М - О - Яу . Фазовые равновесия в М углу тройной системы М - Си - Чу представлены на рис.7 в виде изотермического сечения при 820 К. В р&овесии с М находятся ИМС С*-А\7и -Е^А^, вступающие в двухфазное взаимодействие. Растворимость третьего компонента составляет 1,0 ат.$ (V и 1,0 ат.% Чу . В системе имеется значительное трехфазное поле + С»-А\7 + -Х^А^ . Тройных интерметаллидных соединений в системе не обнаружено.

Политермический разрез между ИМС С*-А\7 и (рис.8)

характеризуется первичной кристаллизацией фаз С*А\7 ,

Ог.Мц ; в субсолидусной части данный разрез имеет квазибинарный характер - обнаружено наличие только двухфазной области

ам* + .

Лучевой политермический разрез из М угла с атомным соот-

ношением компонентов 14 : II (рис.9) имеет ликвидус,

состоящий из следующих ветвей: М , (>А1«г и

Исследование Б5С А1 с I* . С* .во.

В литературе имеется довольно много отчасти противоречивы: сведений о взаимодействии А1 с ^ , О , Бс в неравновесном состоянии.

В результате проведенного исследования было зафиксировано образование ПТР С* , Эс. , в А1 с областями протяженности 6,5 + 1,5 ат.$; 1,05 + 0,15 ат.$; 0,55 +' 0,15 ат.$ соответстве] но. ПТР ёс. в А! могут кристаллизоваться совместно с ИМС 5с-Д|ь в отличие от систем А1 - (* и А1 - -Еу- . Присутствие метастаби льной интерметаллидной фазы в условиях проведенного эксперимен та отмечено только в системе А\ - 1у- .

Таким образом, можно предположить, что фазовый состав БЗС таких систем, как А1 - 5о , А1 - ■ Си контролируется в основном термодинамическим фактором. *

Рассматривая процессы неравновесной кристаллизации в системе А\ - , необходимо отметить влияние на них как термоди намического, так и кинетического факторов.

Известно, что процессы, проходящие при неравновесной кристаллизации в тройных системах, должны определяться во многом процессами, протекающими в двойных системах.

Протяженность областей ПТР в тройных системах составила: в системе М - Бс - ^ : 0,45 + 0, 155? 5с,, 0,15 +0,05$ , в системе М - Бс. - С*. : 5,25 + 0,75$ Эь, 1,75 + 0,25$ Сь , в системе М - Си - I* : 0,7 + 0,2$ 0,95 + 0,25$ (V. Отмечено, что изменение растворимости при добавлении третьего компонента во всех системах происходит неаддитивно.

Возможности практического использования БЗС определяются их температурно-временной устойчивостью.

В результате проведенного эксперимента установлено, что распад ПТР в системе А1 - Бс. происходит в одну стадию по реакции :

м(-с,л 570-620 К с м л|

^^Чпер -равн + А1 равн

Наиболее характерной чертой БЗС системы А\ - £с. является малый инкубационный период начала выделения фазы 5с . Так, при увеличении содержания £с от 0,1 до 1,2 ат.$ длительность инкубационного" периода уменьшается в 4 раза при температуре

термообработки 470 К и в 25 раз при 670 К.

Стареющие БЗС системы А1 - С^ можно отнести к сплавам с прерывистым неизоморфным типом распада, так как при старении происходит выделение стабильной фазы Су с орторомбической решеткой типа У7 А1ц5 , а потому некогерентной матрице А1 . Распад ПТР происходит в одну стадию по реакции:

М/КЛ 720-770 К, Д[ + Г* и МУЛ'пер---- ж равн ^ и-«17 равн

Отмечено, что увеличение содержания Су приводит к смещению температуры распада ПТР в сторону более низких температур. Очевидно, что ПТР Су в А1 более устойчив, чем ПТР Бс, в А1 .

Распад ПТР в БЗС системы А1 - Чу происходит в одну стадию по реакции:

л«?^ 620-670 Км .

№ 'пер-■»- т равн + равн

Метастабильная фаза ЧуМ^ не была зафиксирована в условиях проведенного эксперимента.

На основании изученных нами закономерностей распада ПТР в системах А1 - С* , Д1 - Чу- , А1 - во перейдем к рассмотрению распада ПТР в тройных системах, составленных из указанных двойных.

Установлено, что при сверхбыстрой закалке в двойных системах выделяются как равновесные интерметаллидные фазы ( , ■?уМз , СуМ7 ), так и метастабилыгае (-^А^ (м)).

Необходимо заметить, что равновесная фаза йоА1г относится к тому же структурному типу Си.аАи.( что и метастабильная фаза Чу А\3 ^, причем параметры их решеток близки. Отсюда следует ожидать, что при определенных условиях, а именно, в БЗС системы М - вс. -Чу , эти фазы смогут неограниченно растворяться друг в друге, образуя твердый раствор с кристаллической решеткой типа , когерентно связанной с матрицей, что может существенно изменить процесс распада тройного ПТР по сравнению с двойными системами.

Действительно установлено, что распад ПТР в системе А1 -Эс - Чу происходит в несколько стадий:

1) А) (Зс>)пер_^ д| раВН + Г

2) Г —г >3 А1 (куб) + >3 А1 (куб)

3) (вь^*,.*^ М (куб) 8е,А1в равн + 2у>Мз равн •

где б" - твердый раствор ( Бс^у^М ; (г^вс-,.* )3 А1 ^ -

твердый раствор на основе ИМС Sc.MipaBH; (^^-х )з М (KyCj) твердый раствор на основе ИМС -Zv-Мъ (м)-

Анализ полученных данных показывает, что распад фазы f происходит по реакции монотектоидного типа (см.2,3 стадии механизма распада). Выделение равновесной фазы Sc Als из твердого раствора на основе ИМС Alj, ^ (см. 2 стадию механизма распада) обусловлено малой растворимостью So в ИМС ¿v-Alj равн , что видно из построенного нами изотермического сечения (рис.4) Процессы распада в системе AI - So - С* существенно отличаются от таковых в системе Д\ - Sc. - 4.Y и их можно описать с помощью следующих реакций: I) А\ ( Sc.CvOnep — AI ( О )пер + &А,3 раш

» Al (С>)пер— ^(м) + AI" С Ct. )пвр 3) ОгА1Чи) + AI1 ( CV )пер —Cv AW равн + А1равн •

где AI1 ( С* )пер - обедненный хромом по сравнению с ß\ ( Cv- )пер ПТР Cvb AI .

Исследование процесса распада ПТР С+- и -Zv- в AI показало, что он описывается схемой:

1) М ( С* )пер — AI ( Cv)nep + ZvA15 раш

2) AI ( О )пер —> AI равн + ОА17 равн •

Кинетика распада ПТР пм в AI .

Основным кинетическим параметром, по изменению которого можно судить о влиянии легирования БЗС на устойчивость ПТР ПМ в А\ , является энергия активации - чем выше ее значение, тем устойчивее ! сплав. В данном случае рассматривается эффективное значение энергии активации, являющееся функцией процессов диффузии, зародышеобразования, коагуляции и др.

Проведенный расчет величин эффективной энергии активации по всей области гомогенности ПТР показал для систем А1 - бс. , А\ - V уменьшение величины энергии активации при увеличении со держания Бс или V ; тогда как для системы А1 -Мо отмечена об ратная зависимость. Отсутствие зависимости величин Еакт образо вания ИМС в БЗС А1 - И о дало возможность предположить спинода льный распад в данной системе.

В работе были рассчитаны Еакт выделения отдельных фаз в системах А1 - Бо- , А1 - Бс. - С*. , А1 - О - 2»- , А1 - Мо 5с, А1 - Р» - Мо.

Прогнозирование образования ЛТР в двойных системах М - ПМ.

Теоретические предпосылки, позволяющие наметить направления разработки БЗС с заданными свойствами (которые упоминались ранее) свидетельствуют о необходимости принимать во внимание определенный комплекс физико-химических параметров, характеризующих как индивидуальные свойства исходных металлов, так и характер их взаимодействия в данной системе.

Б данной работе рассмотрена возможность использования двухмерных карт в координатах - , которые связывают легкость образования ПТР с определенной областью оптимальных значений, принимаемых обоими параметрами (рис.10).

Было проведено сравнение теоретического прогноза с имеющимися экспериментальными данными, которое показало хорошее совпадение прогноза и эксперимента.

Таким образом, было установлено, что величина 1&Х1 ~ 0,8 (эв/связь)1//2 и величина 1Д ^1^35-40 кДж/моль свидетельствуют о возможности образования протяженных областей ПТР ПМ в М и высокой термической устойчивости данных ПТР.

В результате проведенного исследования можно предположить, что в системах М - ПМ (ПМ = Тс , ЛЬ , Ов > Ти , ) возможно образования протяженных ПТР, тогда как для БЗС систем А1 -1.1«, М - У область гомогенности ПТР должна быть невелика.

В работе также была отмечена корреляция между величинами энтальний смешения твердых растворов ПМ в А1 в равновесном состоянии и протяженностью области ПТР ПМ в М . Большие величины 1Д.М1 характерны для систем только с большой протяженностью ПТР А\ - О , А\ -Ми или с очень малой ( А\ -КП , А\ - У ).

Изучение электрохимических свойств сплавов А1 с , С*- , во .

В настоящей работе были исследованы как равновесные образцы, так и ББС. Зксперимент показал, что спиннингование способствует повышению коррозионной стойкости ряда сплавов, что объясняется различием фазового состава образцов. Отмечено, что увеличение величины зерна БЗС системы А1 - 5о - Ту способствует уменьшению скорости коррозии, что связано с сокращением протяженности межзеренных границ.

Изучение механических свойств сплавов А1 с Чу . Си ,6с, .

В работе приведены величины эффектов дисперсионного твердения БЗС систем М - Си , А1 А1 - Чу, А1 - бо-Си , А1 -5с.-, А\ - Си -Чу , Отмечено, что ь ИУ в исследованных нами сплавах значительно превышают таковые для промышленных образцов, полученных методом непрерывного литья.

ВЫВОДЫ

1. Впервые с помощью комплекса методов физико-химического анализа установлен характер фазовых равновесий в системах А1 -во - О (в области концентраций до 70% Си) при 770 К, А\

Чу (во всей области концентраций) при 770 К, М-- Си _ (в области, богатой А\ ) при 820 К.

2. Впервые изучены процессы равновесной кристаллизации в системах А1 - С+- _ 5с, М - Си - Чу , А\ - 9с. - Чь с последующим построением политермических разрезов между ИМС СиА\7 - ,

- 5оА13 , 5о А^ - ЗиА^ и лучевых политермических разрезов из М угла с атомным соотношением компонентов Си : Чу = 14 : II, во : Си = з : I, бс : Чу =3:1.

3. Впервые установлены закономерности образования и распада метастабильных фаз в системах А1 - Си , А1 - Чу , А| - 5о ,

а1 - (л- - Чу , а\ - Вс.- Си , а\ - вс - 2у в интервале температур 470-770 К.

4. Впервые построены двухкоординатные диаграммы прогнозирования образования ИГР в системах А1 -ПМ.

5. Впервые рассчитаны значения эффективной энергии активации распада ИГР ПМ в А1 , полученных со скоростью закалки Ю^"5 К/с.

6. Впервые изучено влияние бс. , Чл- и Си на величину эффекта дисперсионного твердения в сплавах на основе А1 в изученных системах.

Основное содержание работы опубликовано в: Соколовская Е.М.,Казакова Ё.Ф.', Поддьякова Е.И.Боровикова И.И. и fip. Термическая устойчивость метастабильных фаз в БЗС системы. AI - С* Wi-.МИГОМ, 1968,Ш.с.38-41.

2. Соколовская Е.М. .Казакова Е.З. .Лобода Т..П., Пордьякоьа Е.И., Грибанов A.B. • 'и Др. Фазовый состав и свойства ЕЗС

AI с и О . Нов.АН СССР.Металлы. 1989,ff Т. с.1б<(-1б&.

3. Соколовская Е.М..Казакова Е.Ф..Лобода Т.Л.'Поддьякова Е.И. Образование и свойства ь.етастабильных ;"аз в системе AI - О

.ДАН Ali СССР,Т959,!'3.с.Ж-гД8.

4. .Соколовская Е.М.,Каракова Е.§.,Лобода Т.П. .¡Поддьякова Е.И.

И др. Электрохимические свойства равновесны/; и быст-

розакпленш:х сплавов AI с переходными металлами. Б сб.: Тгз.докл.Бсес.науч.-тех.конф."Прогрессивные методы и средства защити металлов от коррозии". 1988,Москва,из-вс^ЗШИН .

5. Соколовская Е.М. .Лобода Т.П., Подиьякова Е.И. .и..<Др. Годное поведение микрокристаллических сплавов М с переходными металлами.-В сб.:Тез.докл. III Зсесоюа.конф."Проблемы исследования структуры аморфных металлических сплавов". Г 368. Москва,из-во МИСИС. с.461.

6. Соколовская Е.М. .¡Казакова Е.Ф. ,!Поддьякова Е.И. и др. Выстров? пленные сплавы системы А\ - О - 2v- как основа для создания сг^рхяаропрочннх материалов. В сб. :Тез.докл.I Бсес. симп."Новые жаропрочные и жаростойкие-металлические материалы". Т9о9,Москва. с.Ы-

7. Соколовская Е.М. .Казакова Е.Ф., Поддьякова Е.И. и

Новые микрокристаллические сплавы AI с. переходными металлами.В сб. :Тез.докл.Менделеевского съезда,Т?89,Ташкент.с. ЬЗ.

8. Лоддьякова Е.И. ВзаккодеПствие алюминия с Zi- и й> в равновесном и быстрозакаленном из жидкости состоянии.В сб.докл. кон«* .мол.ученых Xi> МГУ. 1969,Москва,из-во МГУ. с.1/?.

9. Соколовская Е.М.,Казакова Е.Ф. . Поддьякова ß. 'Л. .Ежов A.A. Взаимодействие AI с -Zv- и Sc в системе А\ - Sc - Чу

Б сб.:Тез.докл.У Всес.кон<*."ДС металлических систем".7969, Москва. C.J5C.

0. Соколовская Е.М. .Казакова Е.Ф. ,!Поддъякова Е.И. . и ^р. Взаимодействие алюминидов Чу и CV в системе А\ - С»- -Чу В сб.:Тез.докл.У Всес.кон^ по кристаллохимии ИМС.1989, Львов, с.67.

11. Соколовская Е.М.,Казакова Е.Ф., Поддьякова Е.И. Взаимодействие алюминия с Сг и £с.МИТОМ,1989.Ш. <=-£9-32.

12. Поддьякова Е.и. .Фазовый состав сплавов системы А1 - С г - Яс в равновесном и быстрозакаленном состоянии.В сб.:Тез.докл. конф.мол.ученых ХФ МГУ.1990.Москва из-во МГУ. с.йз-

13. Соколовская Е.М..Казакова Е.Ф. «Поддьякова Е.и. .Григорович Е.В.Влияние сверхбыстрой кристаллизации на свойства алюминиевых сплавов.М1СС 90,Эльсевир,Лондон,1991. Р.152.

Материалы диссертации доложены на:

1.1 Всесоюзном симпозиуме "Новые жаропрочные и жаростойкие металлические материалы".1989.Звенигород.

2. Конференции молодых ученых Химического факультета МГУ.1989.

3. Конференции молодых ученых Химического факультета МГУ.1991.

CvA W О M и

0^5

Sc, Al

Pu с. Л

2-o-aiy

75 76 ?> >8 79 80 ßi 82. 85 8W 85 8b 84 88

Т,к 1Л70

1270-

1170-

J OID-

210

610- i i i

L.

cO

AL* SeAlj+drAL, »• • • •

tt-

SQO 33 98 3? 9& 95- ЗА S3 во 79 — AL. am. Ч.

I¿Yyls gcAl,

T.K

970

al

L'AI* ¿¿Al,

X8

L*ScAl3 /

0

9201

гг 810-

2

/ Al

-O

ГТ

L-S^ALj + ¿VAL,

LStAL* Al'ScAl^C^AL,

,'20

iOO

—i— 93

98

AL. wi. %

Puc. 3

Pue. 4

Т.К. iêio

Iî70 1670 i Js?o iAlO

ioio-

$70 • 870 -

L * ácALt -./-g-g-S-S—

'X' -к

S---S

\ \ 3/ L + ác Alj+Sc-Alj

\

\ \ iv-ALj, \

1

L +èaAL3 J

L^cA^+ZkALJ /

«uai

$cAl»+ Zt-Al» \

о o<» ® « ® ' ®

» <ri о h

1—mt Z-AU

lio . 4S Sc, aiv\. % -

20

Se AU

s

Puc/i"

TfK

1870

1670 -

11)0

127o

1070-

---/"-Ii—

L+ScMa+SoMj

8 Vo

AL '

I '

¡L-

L+ScMs X 5

M

L+Al + ScAb-i-

A| + £cAI¿ / AUSBAU Л

1

-IJ-

&-<*<»—»-rO-T-,-4 1

Al 39 9S 97 S6 3í 34 Si

Qht.

Pue. 6

Zt-Ab

sÍAb

75

M

V

Puc.7

Pue. S.

Pue. g.

К.Д*

моль

-60

- БО -40

"50 -20

- to

нет

/ \Та <2% . 1Mb

R«.

>gy.

0,i 0,2 О.Л О.s 0.& 0.7 0,& - 0,9 \

Рис. |0