Исследование коррозионной стойкости ионно-легированных сплавов циркония



Скачать 190.54 Kb.
Дата26.07.2014
Размер190.54 Kb.
ТипИсследование
Исследование коррозионной стойкости

ионно-легированных сплавов циркония

Б.А. Калин, Н.В. Волков, В.В. Осипов, В.И. Скрытный



Московский инженерно-физический институт

(государственный университет), Москва, Россия



Введение

В связи с требованием повышения срока работы реакторов и глубины выгорания топлива основной задачей является обеспечение надежности и повышение коррозионной стойкости оболочек твэлов, что может быть достигнуто, например, путем использования современных радиационно-пучковых технологий [1-4] к которым относится метод «ионного перемешивания». Кроме того метод «ионного перемешивания» позволяет проводить многокомпонентное внедрение легирующих атомов в различной комбинации [5].

В настоящей работе представлены данные по изучению возможностей метода ионного перемешивания для создания коррозионно-стойких слоев на поверхности циркония и его сплавов Э110 и Э635 путем одновременного многокомпонентного легирования их поверхности атомами Al, Fe, Mo, Y.
1. Методика эксперимента

В качестве образцов были выбраны оболочки твэлов диаметром  9,15 и 13,5 мм, толщина стенок 0,65 и 0,9 мм из сплавов Э110 и Э635 состав которых представлен в таблице 1. Подготовленные образцы проходили электрополировку в электролите CH3COOH + 10%HСlO4. Для исследования структуры легированных слоев, образцы утонялись с внутренней стороны в том же электролите (режимы электрополировки и утонения: T=0oC, U=30 B, I=0,15 A ). Оксидные пленки приготавливались методом экстракции в слабом растворе плавиковой кислоты.



Таблица 1.

Элементный состав сплавов Э110 и Э635, масс.%




Эgif" align=left hspace=12>лементы

Сплавы

Nb

Sn

Al

Ni

Cu

Fe

Cr

Mo

O

C

N

Э110

1,0

-

0,008

0,02

0,005

0,05

0,02

0,005

0,10

0,02

0,006

Э635

0,9-1,1

1,0-1,3

-

0,02

0,005

0,3-

0,5



0,02

0,005

0,10

0,02

0,006


Легирование внешней поверхности оболочек твэлов проведено методом внедрения атомов из пленки при облучении полиэнергетическим пучком ионов Ar+. Пленки ранее отобранных элементов Al, Fe, Mo, Y напылялись на поверхность образцов методом термического испарения в вакууме (Р = 310-4 Па) толщиной xt = 30 – 50 нм. Облучение выполнено на установке «ВОКАЛ» [5,6], формирующей полиэнергетический пучок ионов Ar+ (средняя энергия ионов в пучке = 10 кэВ, энергетический спектр имеет гауссоподобную зависимость в интервале энергий 3 – 15 кэВ, ток пучка составлял величину j = 20 – 30 мкА/см2). Применение полиэнергетического пучка по сравнению с моноэнергетическим пучком при одинаковой дозе облучения обеспечивает более равномерное внедрение легирующих атомов по глубине образцов при меньшей величине радиационных повреждений в имплантированном слое.

Исследование глубины модифицирования, структурно-фазового состояния как легированных слоев сплавов Э110 и Э635, так и оксидных пленок проведено с использованием следующих методов: рентгеноструктурные исследования (прибор ДРОН-3, =1,54063 + 0,00002 Å (CuK); электронная микроскопия (приборы: ЭМВ-100Л, JEM-200XC, PHI-660); измерение по глубине образцов распределения внедренных атомов- С(х) методами ВИМС (прибор OXFORD-LINK) и спектрометрии обратно рассеянных быстрых ионов (РОР) Н+, Не+ с начальной энергией Ео=1,6 МэВ ( угол регистрации- =165о).

Коррозионные испытания образцов проходили в пароводяной среде при температуре Т = 350оС, давлении р = 20 и 17 МПа в ампулах из стали 12Х18Н10Т. Для оценки коррозионной стойкости легированных образцов была выбрана временная база окисления t = 100, 300, 600 и 1200 часов. Структура оксидных пленок изучалась на образцах, прошедших окисление в пароводяной среде в течение t = 2 и 10 часов [6].


2. Экспериментальные результаты, их обсуждение

Распределение в образцах внедренных атомов

В качестве примера на рис.1. представлены результаты измерения распределения внедренных атомов Al, Fe, Mo, Y в поликристаллическом образце из циркония марки 100, из которого видно, что в результате ионного перемешивания легирующие атомы проникают в глубь подложки (Zr) на глубины до 80 – 100 нм. Максимум распределения находится на глубине соответственно 25, 30 и 40 нм, при этом содержание внедренных атомов составляет величину 0,8; 2,0 и 1,5 ат.%, т.е. выше предела растворимости. В случае более оптимального расположения слоев пленок возможно существенное увеличение глубины проникновения легирующих атомов до 300 – 500 нм, при этом их содержание составляет величину до 0,5 – 1 ат.%, а общая концентрация одновременно внедренных атомов достигает величин 3 – 5 ат.%. Необходимо отметить менее эффективное внедрение атомов Y по сравнению с атомами Al, Fe, Mo.




Рис.1. Распределение одновременно внедренных атомов Al, Fe, Mo, Y в поликристаллический цирконий марки 100


Методом сравнения эталонов оценено относительное изменение содержания основных компонент сплавов Э110 и Э635, которое показало, что при комплексном легировании методом «ионного перемешивания» не наблюдается существенного изменения содержания сплавообразующих элементов в сплавах, т.е. изменение их содержания находится в пределах ошибок измерений.

Электронная микроскопия легированных образцов

На рис. 2 представлены фотографии структуры (утоненных фольг) сплава Э110 в исходном состоянии (рис.2-а), после облучения полиэнергетическим пучком ионов Ar+ (рис.2-б) и легированного атомами Al+Y (рис.2-в) до концентрации 0,5 – 0,8 ат.%. Как видно из рис.2 в исходном состоянии в теле зерна присутствуют строчные выделения с размером менее 0,2 мкм, плотностью N = (1-2)109см-2. Облучение и легирование приводит к увеличению размеров выделений до 0,3 мкм и заметному снижению их плотности N = (2–5)108см-2 при этом средний размер зерна остается неизменным (  10 мкм).




Рис.2. Микрофотография утоненных образцов сплава Э110: а- в исходном состоянии, б- облучен ионами Ar до дозы 51017 ион/см2, в- легирован Al+Y; 25000



Рис.3. Микрофотография утоненных образцов сплава Э635: а- в исходном состоянии, б- облучен ионами Ar до дозы 51017 ион/см2, в- легирован Мо; 25000
Исследование структуры утоненных фольг сплава Э635 (рис.3) показывает, что в сплаве имеются отдельные выделения размером 0,1– 0,3 мкм как на границе, так и в теле зерна (рис.3-а) с плотностью N = (3–4)108 см-2. Облучение ионами Ar+ (рис.3-б) и легирование (рис.3-в) приводит к увеличению средних размеров выделений и незначительному уменьшению их плотности (N = (2-3)108см-2), средний размер зерен при этом не изменяется и составляет величину  10 мкм.

Рентгеноструктурный анализ легированных образцов

Анализируя элементный состав сплавов циркония (таблица 1) и данные, полученные рентгеновским малоугловым рассеянием (таблица 2) можно отметить следующее.



Таблица 2.

Дополнительно выявленные фазы в образцах сплавов Э110 и Э635,

легированных методом ионного перемешивания


Легирующий

элемент
Сплав

Исходн.

облучен Ar+


Al


Fe


Mo


Э110

Zr

Nb


Zr

Al



Zr3Al

Zr

Fe



ZrFe2

Zr(FeNb)

Zr

Mo

ZrMo2




Э635

Zr

Nb


Zr

Al



Zr3Al

Zr

Fe



ZrFe2

Zr

Mo



ZrMo2

В исходном состоянии в сплаве Э110 присутствуют строчные выделения, которые связаны с образованием -Nb [2,7-9] (средний размер выделений  0,07 мкм, плотность N = 1,2109 см-2). При легировании сплава Э110 атомами Al, Fe, Mo, Y появляются выделения, отличающиеся от -Nb и содержащие как соединения циркония типа Zr-Al, Zr-Fe, Zr-Mo, так и чистые металлы- Zr, Nb, Al, Fe, Mo.

В сплаве Э635 в исходном состоянии присутствуют интерметаллиды, содержащие Zr, Nb, Sn, Fe (  0,15 мкм, плотность N = 4,4108 см-2), например, Zr (FeNb)2 [2,7-9]. После облучения появляется новый сорт выделений, часть из которых удается идентифицировать (таблица 2).

Проивесы образцов после коррозионных испытаний в пароводяной среде

В таблице 3 представлены результаты изменения привеса образцов (р) сплавов Э110 и Э635, в исходном состоянии, облученных ионами Ar+ и легированных различными элементами (Fe, Zr, Mo, Sn) после испытаний на 100 часовой базе. Как видно из представленных данных, легирование приводит к уменьшению привеса для обоих сплавов и наибольший эффект наблюдается для сплава Э110 легированного атомами Al, Fe, для сплава Э635 легированного атомами Al, Mo. Причем, в ряде случаев легирование поверхности трубок сплава Э635 атомами Мо уменьшает величину привеса по сравнению с исходным состоянием до 2,5 раз.



Таблица 3.

Величины привеса образцов (р, мг/см2) сплавов

после коррозионных испытаний в пароводяной среде 100 час


Внедренный

атом

Сплав


Исходное

состояние



Ar+


Al


Fe


Nb


Mo


Sn

Э110

0,061

0,066

0,054

0,055

0,060

0,058

0,057

Э635

0,074

0,075

0,065

0,066

0,071

0,029

0,069

Погрешность измерений 0,001 мг/см2.
В таблице 4 представлены привесы образцов сплавов после коррозионных испытаний на базе 300 часов, которые позволяют отметить хорошую стойкость к коррозии сплава Э110 (6,9 мг/см2) и относительно высокий привес сплава Э635 (20,7 мг/см2). Комплексное легирование образцов сплавов атомами Al+Mo+Y, Al+Fe+Mo, Al+Fe+Mo+Y и другие несколько повышают привес образцов сплава Э110 и снижают привес образцов сплава Э635.
Таблица 4.

Величины привесов (р, мг/дм2) образцов сплавов после

коррозионных испытаний в пароводяной среде 300 час, 350 оС, 20 МПа


Материал образцов

Исходн.

Al-Mo

Al-Y

Mo-Al-Y

Э110

6,9

17,1

13,5

11,3

Э635

20,7

19,0

18,9

15,2

Погрешность измерений 0,1 мг/дм2

Таблица 5.
Величины привесов (р, мг/дм2) образцов сплавов после

коррозионных испытаний в пароводяной среде 350 оС, 17 МПа




Материал

Время испытаний, часы

100

300

600

1200

Цирконий – 100

3,4

8,1

14,5

16,1

Э110

В штатн. сост.


6,1

11,2

18,3

23,4

Легирован

Al-Y


5,7

13,1

28,6

28,9

Легирован

Fe-Mo-Al


5,8

9,0

28,1

28,2

Э635

В штатн. сост.


7,4

17,5

25,1

30,7

Легирован

Fe-Mo-Al


6,5

11,3

19,5

20,0

Легирован

Fe-Sn-Al


6,7

12,8

22,4

22,5

Погрешность измерений 0,1 мг/дм2

Наиболее заметно это наблюдается при одновременном внедрении трех и более легирующих компонент. Полученные данные привесов при испытаниях на временной базе 600 и 1200 часов (таблица 5) свидетельствуют о сохранении отмеченной тенденции, например: цирконий - 100 – 14,5 и 16,1 (изменение привеса 0,6) мг/дм2; Э110 в штатном состоянии – 18,3 и 23,4 (изменение привеса 5,1) мг/дм2, Э110 легирован Fe-Mo-Al – 28,1 и 28,2 (изменение привеса 0,1) мг/дм2; Э635 в штатном состоянии – 25,1 и 30,7 (изменение привеса 5,6) мг/дм2, Э635 легирован Fe-Mo-Al – 19,5 и 20,0 (изменение привеса <0,1) мг/дм2, т.е. комплексное легирование повышает коррозионную стойкость как сплава Э635, так и сплава Э110.



Распределение внедренных атомов в оксидных пленках

Проведенный с помощью ВИМС, ОЖЕ-спектрскопии и РОР анализ распределения внедренных атомов в образцах после коррозионных испытаний позволяет отметить следующую общую тенденцию. С увеличение времени коррозионных испытаний наблюдается перераспределение внедренных атомов, т.е. типичная куполообразная форма (рис.1) трансформируется в более сложную зависимость.



Zr

O2

Глубина зондирования системы «оксид – металл»

Рис.4. Распределение элементов в оксидной пленке и приповерхностном слое образца сплава Э635, время испытаний 300 час (сплав одновременно легирован атомами Mo, Fe, Y, Al)


На рис.4 в качестве примера представлено полученное методом ВИМС распределение внедренных атомов Mo, Fe, Y, Al в системе «оксид-металл» после 300 часов испытаний образца сплава Э635. Из рис.4 видно, что на глубинах выше 500 нм наблюдается повышенное содержание внедренных атомов (при концентрации Al – 0,070,03 ат.%; Fe – 0,50,1 ат.%; Mo – 0,10,03 ат.%; Y < 0,050,03 ат.%). Необходимо также отметить наличие вторых максимумов концентрации атомов Fe и Мо – X = 700-800 нм, Y – X  300-350 нм. Появление второго максимума С(Х) для Y видимо связано с изменение соотношения концентрации кислорода на границе «металл-оксид», а для Fe и Мо возможно обусловлено диффузионными процессами и требует дополнительных исследований.

Микроскопия оксидных пленок

Исследования состояния оксидных пленок методом оптической микроскопии показали, что одновременное внедрение атомов Al, Fe, Mo, Y улучшает состояние оксидной пленки, ее сцепление с металлом для обоих сплавов. При этом на исходных образцах наблюдаются локальные нарушения сплошности (однородности) пленок (рис.5), которые, как правило, связаны с локальным повышением плотности выделений в приповерхностном слое сплава [2,10,11].





Рис.5. Оптическая фотография поверхности оксидной пленки на образце сплава Э110, время испытаний 300 часов, р = 20 МПа, Т = 350 оС (стрелкой указана область нарушения сплошности пленки), 250

В случае одновременного легирования такие нарушения отсутствуют, по-видимому, благодаря образованию более однородной структуры модифицированного слоя, т.е. плотность зон выделений и их размеры уменьшаются. Аналогичная картина наблюдается для сплава Э635.

Изучение обратной поверхности оксидных пленок, отделенных от металлических образцов свидетельствует о том, что при облучении ионами аргона и при легировании поверхности образцов атомами Al, Fe, Mo, Y происходит выравнивание границы (фронта) «оксид-металл». Это можно




Рис.6. Фотографии поверхности циркония -100 после коррозионных испытаний:

а- в исходном состоянии, б- легирован Al-Y-Rh, 650


интерпретировать как выравнивание границы (фронта) окисления, т.е. снижение скорости коррозии. Обращает на себя внимание тот факт, что на легированных образцах межкристаллитная область выглядит тоньше по сравнению с образцами в исходном состоянии (на рис.6 межкристаллитная граница указана стрелкой). Это, возможно, связано с более благоприятными условиями роста оксидных пленок на модифицированной поверхности (рис.6-б), по сравнению с образцами необработанными пучком ионов (рис.6-а).

На рис.7 в качестве примера представлены фотографии поверхности оксидной пленки на образцах сплава Э110 легированных атомами Al+Fe,





Рис.7. Фотографии поверхности оксидной пленки после коррозионных испытаний 300 час: а- цирконий марки 100, б- образец сплава Э110 легирован Al+Fe, в- образец сплава Э110 легирован Al+Y+Fe+Mo

Al-Мо-Y и Al+Y+Fe+Мо, полученные с помощью растровой электронной микроскопии, и из которых следует, что структура пленок в основном повторяет особенности строения подложки, т.е.: оксидные пленки растут, как правило, эпитаксиально на поверхности зерна; наблюдается различная скорость роста пленок на отдельных зернах (рис.7-а). Облучение ионами Ar+ и легирование уменьшает разницу в толщине оксидных пленок на различных кристаллитах (рис.7-б) это особенно хорошо заметно по уменьшению рельефа поверхности при одновременном многокомпонентном легировании атомами Al+Y+Fe+Mo (рис.7-в).




Рис.8. Структура оксидных пленок сплава Э635, время испытаний 10 час: а- образец находился в штатном состоянии, б- легирован атомами Al, в- легирован атомами Мо, г- легирован атомами Al+Мо; 10000

На рис.8 представлены типичные фотографии на просвет оксидных пленок сплавов ( Э635 в исходном состоянии - рис. 8-а, облученного Ar+ рис.8-б, легированного атомами Al рис.8-в, легированного атомами Al+Mo рис.8-г). Как видно из представленных фотографий, структура пленок в основном повторяет особенности строения подложки, т.е. пленки растут эпитаксиально на поверхности зерна (рис.8-а), наблюдается незначительная разность в скорости роста пленок на отдельных зернах после облучения и легирования (рис.8-б,в,г). В оксидной пленке в области выделений образуются зоны с повышенным содержанием элементов, входящих в состав выделений.




Рис.9. Фотография участка оксидной пленки сплава Э635, 10000


а

б


в


г


д



Рис.10. Распределение по размерам выделений в сплаве Э110: а- в штатном состоянии, б- облучен ионами Ar+, в- легирован атомами Al, г- легирован атомами Fe, д- легирован атомами Mo



а

б


в

г


Рис.11. Распределение по размерам выделений в сплаве Э635: а- в штатном состоянии, б- облучен ионами Ar+, в- легирован атомами Al, г- легирован атомами Mo


Детальное изучение строения этих зон (рис.9) свидетельствует о том, что зоны имеют сложную (кольцевую) структуру и, видимо, их строение определяется сжимающими напряжениями, возникающими при образовании диоксида циркония (ZrO2) [2,7,8]. Причем, наибольшая плотность зоны наблюдается на внешней границе кольца, которая характеризуется также развитой системой дислокационной сетки.

Выполненные оценки распределения размеров зон с повышенным содержанием элементов (от выделений) показали, что облучение Ar+ и легирование атомами Al, Fe, Mo, Sn приводит к уменьшению средних размеров зон в оксидной пленке сплава Э110 (рис.10), при относительно небольшом изменении их плотности (образцы в штатном состоянии– размер 0,3 – 0,9 мкм, плотность N = (8 + 0,5)107см-2; легированные образцы– размер 0,15 – 0,60 мкм, плотность N = (7 – 10)107см-2). В оксидных пленках, полученных на образцах сплава Э635 (рис.11), наблюдается аналогичное уменьшение средних размеров зон, однако их плотность ниже по сравнению с образцами в штатном состоянии (штатное состояние – размер 0,15 – 1,2 мкм, плотность N = (2  0,5)108см-2 , легированные образцы – размер 0,15 – 0,90 мкм, плотность N = (5 – 12)107см-2).


3. Заключение

Результаты исследований показали, что легирование образцов сплавов Э110 и Э635 атомами Al, Fe, Mo, Y приводит: к уменьшению плотности выделений в 1,5 – 2 раза и к увеличению их средних размеров. Проведенная оценка общего количества атомов содержащихся в выделениях свидетельствует об их уменьшении на 30 – 50 % после модифицирования вследствие перехода части атомов выделений (интерметаллидов) в твердый раствор в процессе облучения.

Анализ данных по структуре оксидных пленок показал, что одновременное многокомпонентное легирование поверхности образцов сплавов атомами Al, Fe, Mo, Y существенно улучшает структуру оксидных пленок, т.е. фронт окисления выравнивается, улучшается их адгезия к поверхности металла, подавляется нарушение сплошности (однородности).

Сравнение данных привеса образцов после окисления в пароводяной среде (температура T = 350 оС, давление P = 20 МПа, время окисления t = 100, 300, 600 и 1200 час.), данных по размерам и плотности выделений в металлической подложке и в оксидных пленках (T = 350оC, P = 20 МПа, t = 2 и 10 час) позволяет отметить, что уменьшение размера выделений и их плотности положительно сказывается на коррозионной стойкости сплавов циркония.

Методами ВИМС, ОЖЕ-спектрометрии и РОР выявлено перераспределение содержания внедренных атомов Al, Fe, Mo, Y в оксидной пленке сплавов в процессе коррозионных испытаний (T = 350оC, P = 20 МПа, t = 300 и 600 часов), т.е. их концентрация увеличивается по глубине оксида к границе «оксид-металл», наблюдаются вторичные максимумы распределения на глубинах Х = 700 – 800 нм.

Таким образом, полученные данные позволяют предположить, что повышение коррозионной стойкости сплавов связано с двумя процессами, т.е., с одной стороны, формируется однородная многофазная оксидная пленка, а, с другой стороны, в оксидной пленке образуется слой, блокирующий проникновение кислорода из пароводяной среды к границе «оксид-металл».


Литература

1. Ма Б.М. Материалы ядерных -энергетических установок: Пер. с англ. - М.: Энергоатомиздат, 1987. 408 с.

2. Займовский А..С., Никулина А..В., Решетников Н. Г., Циркониевые сплавы в ядерной энергетике. М.: Энергоатомиздат, 1994. 256 с.

3. Риссел Х., Руге И. Ионная имплантация. Пер. с нем. В.В.Климова, В.Н.Пальянова./ Под ред. М.И.Гусевой., М.: Наука, 1983. 284 с.

4. Быковский Ю.А., Неволин В.Н., Фоминский В.Ю. Ионная и лазерная имплантация металлических материалов. М.: Энергоатомиздат,1981. 240 с.

5. Калин Б.А., Якушин В.Л., Волков Н.В. Перспективы радиационно-пучковой обработки материалов атомной техники. Сборник докладов шестой российской конференции по реакторному материаловедению, Димитровград, 2000. т.1. с.146-165.

6. Калин Б.А., Волков Н.В., Ионный ускоритель ВОКАЛ,- Сб. Материаловедческие вопросы атомной техники. М.: Энергоатомиздат, 1991. с.64-67.

7. Калин Б.А., Коробков И.И., Осипов В.В. и др. Изменение прочностных и коррозионных свойств циркония и его сплавов после облучения полиэнергетическим пучком ионов Ar+ со средней энергией Е = 9,4 кэВ. сб. докл. четвертой межотраслевой конференции по реакторному материаловедению, Дмитровград, 15-19 мая 1995. в 4-х томах, Дмитровград, 1996. т.2. с.213-225.

8. Калин Б.А., Осипов В.В., Волков Н.В., Гурович Б.А., Аталикова И.Х., Меняйкин С.А., Морфология окисных пленок сплавов циркония, легированных методом ионной технологии, Тезисы пятой межотраслевой конференции по реакторному материаловедению, Димитровград, 1997г. с.91-92.

9.Калин Б.А., Осипов В.В., Волков Н.В., Хренов В.Ю. Антикоррозионное легирование фрагментов образцов циркониевых оболочек твэл, Сборник докладов шестой российской конференции по реакторному материаловедению, Димитровград, 2000. т.2. ч.3. с.100-112.



10. Дуглас Д. Металловедение циркония. Пер. с англ. Под ред. чл.-корр. АН СССР А.С. Займовского.М.: Атомиздат, 1975. 360 с.

11. Хайковский А.А., Абрамцев В.Н. Взаимосвязь кинетики и коррозии циркониевых сплавов с фазовым составом окисных пленок. М.:ВНИИНМ, 1977. 162 с.

Похожие:

Исследование коррозионной стойкости ионно-легированных сплавов циркония icon«Техника и технология сварки конструкционных и легированных сталей, цветных металлов их сплавов, чугуна»
Цели урока: Обучающая – изучить трудности возникающие при сварке алюминия и его сплавов и способы устранения этих трудностей
Исследование коррозионной стойкости ионно-легированных сплавов циркония iconЗащита циркония
...
Исследование коррозионной стойкости ионно-легированных сплавов циркония icon1 Что является мерой коррозионной стойкости металлов? Как можно оценить её?
Коррозионная стойкость способность металла сопротивляться коррозионному воздействию среды
Исследование коррозионной стойкости ионно-легированных сплавов циркония iconНержавеющая сталь
С, Si, Mn, S, Р), а также элементы, вводимые в сталь для придания ей необходимых физико-механических свойств и коррозионной стойкости...
Исследование коррозионной стойкости ионно-легированных сплавов циркония iconДоклад на Семинаре выставки «Ювелир-Тех 2010»
При создании изобретения решалась задача повышения коррозионной стойкости сплава при одновременном повышении технологичности
Исследование коррозионной стойкости ионно-легированных сплавов циркония iconИсследование термоэмиссионных свойств сплавов системы lab 6 Meb 6 в работе проведено исследования …
Л. О. Бирюкович, А. Н. Степанчук. Исследование термоэмиссионных свойств сплавов системы Lab6-Meb6 (где Me-Ce,Pr,Nd). В работе проведено...
Исследование коррозионной стойкости ионно-легированных сплавов циркония iconМакро – и микроскопическое исследование сплавов
Ознакомиться с методами исследования металлических сплавов, приготовлением образцов для металлографического исследования
Исследование коррозионной стойкости ионно-легированных сплавов циркония iconИсследование структуры алюминиевых сплавов
Изучить микроструктуру литых и деформируемых алюминиевых сплавов. Научиться самостоятельно проводить микроанализ этих материалов
Исследование коррозионной стойкости ионно-легированных сплавов циркония iconИсследование структуры медных сплавов
Получить практический навык микроанализа основных групп медных сплавов – латуней и бронз. Изучить их микроструктуру, свойства, маркировку...
Исследование коррозионной стойкости ионно-легированных сплавов циркония iconВ фокусе оксид циркония
В настоящее время нет такого другого материала, о котором говорили бы столько же, сколько говорят об оксиде циркония
Разместите кнопку на своём сайте:
ru.convdocs.org


База данных защищена авторским правом ©ru.convdocs.org 2016
обратиться к администрации
ru.convdocs.org