Применение высокоскоростной яркостной пирометрии для изучения механизма структурообразования в процессах самораспространяющегося высокотемпературного синтеза тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.01 ВАК РФ

ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ХСМИТЕТ РОССИЙСКОЙ ФЕДЕРАЦИИ ЛО ЗЫС11ЕМУ ОБРАЗОВАНИЮ АЛТАЙСКИЙ ГОСУДАРСТВЕННЫЙ ТЕХНИЧЕСКИЙ УНИВЕРСИТЕТ

РГ6 од

На лравах рукописи 1 3 [¡ЮН 19^ УДК 536.46:621.762

ГАРКОДЬ ДнитриЛ Анатольевич

ПРИМЕНЕНИЕ ВЫСОКОСКОРОСТНОЙ ЯРКОСТНОЙ ПИРОМЕТРИИ ДОЯ ИЗУЧЕНИЯ МЕХАНИЗМА СТРУХТУРООБРАЗОВАННЯ В ПРОЦЕССАХ САМОРАСПРОСТРАНЯЮЩЕГОСЯ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОГО СИНТЕЗА

Специальность 01.04.01 - Техника физического эксперимента, автоматизация физических исследований, физика приборов

Автореферат днссертадаш на соискание ученой степени кандидата технических яаук

Барнаул 1Э95

Работа выполнена а Алтайском государственном техническом университете им.И.И.Ползунова

Научные руководители: доктор физико-математических наук,

профессор Евстигнеев В.В.; кандидат технических наук Вольпе Б.М.

Официальные оппоненты: доктор физико-математических наук,

профессор Бойко В.И. кандидат технических наук, профессор Маркин В.Б.

Ведущая организация - Институт физики прочности и

материаловедения СО РАН гТомск

Защита состоится " " ^иРи^ 1995 г. в ¿2 часов на заседании специализированного совета К 064.29.01 Алтайского государственного технического университета

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Алтайского государственного технического университета

Ваш отзыв в одном экземпляре, заверенный гербовой печатью, просим направлять по адресу: 65609В г.Барнаул, пр-т Ленина 46.

Автореферат разослан . 1995 г.

Ученый секретарь специализированного совета, д.т.н., профессор

Замятин В.И.

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность проблемы. Специфика СВ-синтеза, связанная с малыми временами протекания реакционных процессов, требует развития адекватной методической базы исследований, прежде всего, для регистрации температуры реакционной зоны как интегральной характеристики взаимодействия. Применяемые методы измерения температур зоны горения, базирующиеся в основном на использовании термопарных датчиков либо фоторегистрации фронта, как правило, не способны обеспечить требуемого временного разрешения. Данные, получаемые при исследовании процессов СВ-синтеза с использованием синх-ротронного излучения и методами физического материаловедения, также не достаточны для однозначной реконструкции механизма взаимодействия .

Таким образом, до настоящего времени не создано методики и аппаратурного обеспечения, позволяющего оперативно и с минимальными затратами времени и средств получать комплексную информацию о протекании синтеза, являющуюся основой для построения адекватных моделей структурообразования в реакционной системе. Закономерно, поэтому, связать дальнейший прогресс в развитии моделей взаимодействия с методиками прямой регистрации температурной динамики фронта горения, основанными на новой базе, в частности, на твердотельных оптоэлектронных преобразователях изображения.

Представляет также значительный научный и практический интерес создание с использованием новой исследовательской базы моделей формирования продуктов различных классов п реакционных сиспом.»х, отличающихся типом диаграммы состояния и энергетикой тлимодгис тви'я. Модели пппимодействия должны однозначно объяснять влияние на фазовый состав и структуру продуктов начальных параметров проведения синтеза, что позволит направленно варьировать характеристики целевых, материалов, получаемых в режиме горения.

Ряд исследований показал, что одним из наиболее эффективных средств оптимизации эффективных свойств СВС-материалов является легирование. Тем не менее, до настоящего времени не разработаны общие принципы легирования СВС-систем, не выявлены механизмы участия легирующих элементов в протекании реакционного взаимодействия и формировании структуры гетерофазных продуктов. Задача создания научных принципов легирования СВС-материалов, как представляется, имеет значительную практическую важность для эффективного создания семейств целевых материалов со "специализацией" эксплуатационных свойств на базе некоторого общего образца в рамках подхода обобщенных (интегральных) технологий.

Цель работы состояла в адаптации методики высокоскоростной яр-костной пирометрии к исследованию закономерностей и установлению механизма взаимодействия а гетерогенных конденсированных средах,

образующих химические соединения в ходе реакций СВ-синтеза, а также в создании адекватных моделей фазообразования в некоторых интерметаллических системах на основе сопоставления температурных профилей волны горения, данных о структуре продуктов и типе диаграммы состояния компонентов реакционной системы.

Научная новизна

1. Осуществлена полная адаптация аппаратурного обеспечения высокоскоростной яркостной пирометрии и разработана комплексная методика исследования быстропротекающих волновых процессов в гетерогенных конденсированных средах, включающая сопоставление температурных профилей волн горения с диаграммой состояния компонентов реакционной системы и данными структурных исследований продуктов взаимодействия.

2. На основе предложенной методики построены детальные качественные модели взаимодействия в реакционных системах Ы1-А1 и Т1А1, адекватно описывающие структуру и фазовый состав продуктов в каждой из систем в широком диапазоне концентраций компонентов и при различных начальных условиях синтеза, а также обладающие прогностическим потенциалом.

3. Впервые установлен факт реализации двух типов фронта реакции СВ-синтеза: континуального и дискретного. Для исследованных систем установлены концентрационные пределы существования обоих режимов, а также начальные параметры процесса, обусловливающие протекание реакции в каждом из режимов.

4. Впервые установлена зависимость механизма структурообразо-вания продуктов при протекании реакций СВ-синтеза от типа диаграммы состояния компонентов бинарной реакционной системы, направления потоков массопереноса в волне горения, определяющего характер взаимодействия расплава легкоплавкого компонента с твердым каркасом тугоплавкого. По типу взаимодействия реакционные системы разделены на две группы: активированные и дезактивированные. Установлено однозначное соответствие между механизмом структурооб-разования и типом диаграммы состояния для каждой из групп.

5. Модель взаимодействия в системе Ы1-А1 расширена для случаев легирования набором компонентов, образующими с компонентами базовой системы диаграммы состояния различного типа и взаимодействующим с ними по различным механизмам.

Практическая ценность работы состоит в создании новой комплексной методики исследования процессов структурообразования при протекании процессов СВ-синтеза в бинарных и.более сложных системах. Практическую ценность представляют также модели структурообразования в бинарных и легированных реакционных системах, позволяющие оптимизировать структуру, фазовый состав, а следовательно, и комплекс эффективных свойств целевых материалов.

Основные защищаемые положения

1. Применение высокоскоростной яркостной пирометрии в комплексе с методами физического материаловедения для исследования механизма структурообразования в быстропротекагощих реакционных процессах

2. Существование двух типов фронта реакций СВ-синтеза и условия их реализации.

3. Зависимость механизма структурообразования от типа диаграммы состояния компонентов бинарной реакционной системы, направления потоков массопереноса в волне горения, определяющего характер взаимодействия расплава легкоплавкого компонента с твердым каркасом тугоплавкого.

4. Качественные модели взаимодействия в активированных и де-. зактивированных СВС-системах в широком диапазоне концентраций

компонентов при различных начальных условиях процесса.

5. Особенности влияния легирующих элементов на механизм взаимодействия в реакционной системе Мд.-А1.

Аппробация работы. Основные результаты исследований докладывались на Российской научно-технической конференции "Новые материалы и технологии машиностроения" (Москва: МАТИ, 1993), Российской научно-технической конференции "Новые материалы и технологии" (Москва: МАТИ, 1994), Международной научно-технической конференции "Проблемы промышленных СВС-технологий" (Барнаул, 1994).

Публикации по теме диссертации. По материалам исследований имеется 11 публикаций.

Структура и объем работы. Диссертация состоит из шюдспил, четырех гл.чн и 'мключопия. Объем диссертации: 134 страницы оснопио-го текста, 49 рисункоп, Г> таблиц. Список литературы содержит 110 наименовании.

СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ

Во введении обоснованы актуальность, научная и практическая значимость проблемы, сформулированы цель работы и ее научная новизна, изложены основные выносимые на защиту положения, приведена краткая характеристика работы.

В первой главе рассмотрены особенности СВ-синтеза как физико-химического процесса, опыт и результаты теоретических и экспериментальных исследований процессов горения в гетерогенных конденсированных средах (ГКС). Дан теоретический анализ процессу распространения волн горения в ГКС, рассмотрены характеристики и общее математическое описание СВС-процесса.

Особое внимание уделено исследованиям СВС-систем с интерметал-лидами на диаграмме состояния. На основе анализа литературных источников показано, что закономерности и механизм СВ-синтеза в таких системах определяются характером взаимодействия компонентов в

волне горения, которое обеспечивается реакционной диффузией или растворением. Отмечено, что ряд традиционных подходов оказался неадекватным для описания элементарных процессов в реакционной зоне.

В результате анализа показано, что несмотря на установление общих закономерностей структурообразования, до настоящего времени нет исчерпывающих сведений о тонкой структуре волны горения, а следовательно и о тонких механизмах формирования конечных продуктов, протекающих в ней. Указанная ситуация в значительной мере определяется недостатком современных экспериментальных методик и оборудования для их реализации.

Анализ существующих экспериментальных методик исследования процессов горения позволяет сделать вывод о необходимости развития новых экспериментальных методов регистрации теплового профиля волны горения, обладающих высоким быстродействием (инерционность приборов должна характеризоваться величиной, существенно меньшей постоянной времени наиболее быстропротекающих элементарных актов взаимодействия), достаточной чувствительностью, а также повышенной точностью измерения температуры во всем температурном диапазоне взаимодействия.

Показано, что оптимальным подходом к повышению быстродействия регистрирующей аппаратуры без потери чувствительности является использование твердотельных оптоэлектронных преобразователей изображения на основе фотодиодных структур типа металл-диэлектрик-полупроводник (МДП), которые прекрасно зарекомендовали себя при высокоскоростной регистрации динамических объектов.

Сформулированы задачи работы, охватывающие проблематику исследования процессов фазообразования в СВС-системах с интерметалли-дами на диаграмме состояний на основе применения методики высокоскоростной яркостной пирометрии.

Во второй главе на основе анализа физических принципов создания оптических устройств измерения температуры сделан вывод о том, что бесконтактные методы измерения динамики быстропротекающих высокотемпературных процессов, основанные на применении традиционной яркостной пирометрии в сочетании с оптоэлектронными преобразователями в качестве приемников излучения, являются весьма перспективными для диагностики температурно-скоростных параметров волн горения реакций СВ-синтеза, поскольку они безинерци-онны и не вносят возмущения в ход самого процесса.

Для регистрации температурных профилей волны горения процессов СВ-синтеза был разработан универсальный программно-аппаратный "Линейный измеритель скорости и температуры в инфракрасном диапазоне" ("УКТСП ЛИСТИК"), блок-схема которого приведена на рис.1.

Рис.1. Схема линейного измерителя скорости и температуры в инфракрасном диапазоне

1 - оптическая система;

2 - фотодиоды;

3 - микропроцессорный блок;

4 - блок питания;

5 - компьютер

Комплекс устроен следующим образом. На оптической скамье расположены держатель для оснастки с реакционной смесью и держатель фотоголовки УКТСП. Фотоголовка состоит из телескопической оптической системы и оптоэлектронного блока. Оптическая система, включающая в себя фотообъектив, фотонасадку и систему фокусировки от фотоаппарата, обеспечивает получение максимально возможной яркости излучения точно на поверхности фотоприемника.

Пирометр оснащен двумя фотодиодными датчиками и встроенным 24-Кбайтным ОЗУ, что позволило достичь высокого временного разрешения (до 0,5ХЮ~е мке), а также качественно повысить воспроизводимость результатов (при 5-кратном повторении опытов пари.щмя температури характерных точек термограмм не превышала 2D К, конфигурация температурного профиля волны горения практически не изменялась). Результаты экспериментов обрабатывались с помощью специально разработанной программы на компьютере IBM АТ-386.

Для расширения динамического диапазона АЦП было использовано введение в оптическую систему селективных светофильтров, что позволило успешно применять комплекс для измерения яркостных температур в диапазоне 1200-2300 К. Использовались три типа светофильтров: КС-18, ИКС-3, ИКС-7.

Время регистрации процесса в экспериментах задавалось индивидуально с учетом поставленных задач: при необходимости подробного рассмотрения деталей зоны прогрева и зоны распространения оно составляло 2-4 секунд, а при регистрации процессов со стадией догорания - 60-70 секунд.

Температурная калибровка устройства для контроля температурно-скоростных параметров состояла в установлении зависимости между термодинамической (действительной) температурой нити накала лампы и величиной оцифрованного видеосигнала, выраженной в "градациях яркости". Калибровка устройства проводилась с использованием лам-

пы типа Си 10-300 (ТРУ 1100-2350). Измерения проводились для каждого из трех типов светофильтров, используемых в работе, а также при различных значениях диафрагм объектива.

Для обработки и анализа получаемых данных разработано программное обеспечение, позволяющее осуществлять фильтрацию и осреднение получаемых значений, сравнивать изменения температуры в волне горения с диаграммой состояния соответствующей системы, определять скорость распространения волны горения и рассчитывать термодинамические параметры волны горения.

Структурные исследования проводились методами оптической металлографии на приборах "ЫеорЬо^32", "МеЪауа1", "ЬМА-10" и ПМТ-3, рентгеноструктурного фазового анализа на установке "ДРОН-УМ1", и электронной микроскопии на приборах "ВБ-ЗОО ТЕЗЬА" И "ВБ-540 ТЕЗЬА".

Эксперименты проводились для образцов стехиометрии Ы1хА1у и Т1хА1у. Использовались порошок никеля карбонильного марки ПНК-ОТ-1 ГОСТ 9722-79, порошок титана марки ПТЭС ТУ 48-10-22-79 и порошок алюминия марки АСД-1 ТУ ГОСТ 5-16667-72. Геометрические и морфологические характеристик использованных порошковых материалов исследовались с применением системы автоматического анализа изображений "ВидеоТест".

Синтез проводился путем локального теплового инициирования порошковой смеси в специальной оснастке диаметром 30 мм с плоским окном из оптического кварца.

Рассмотрение взаимодействия в системе Мз.-А1 проводилось при следующих допущениях:

1) начальным этапом протекания реакции является плавление алюминия под действием инициирующего теплового импульса;

2) образование конечного продукта в неконтактных с никелевым материалом областях (растворе-расплаве) рассматривается как процесс насыщения жидкого алюминия никелем, проходящий последовательно ряд фазовых состояний в соответствии с диаграммой состояния бинарной системы;

3) предполагается, что целевое соединение образуется в зоне горения (чему соответствует максимум температуры горения), а в области догорания протекают лишь процессы упорядочения (диффузионный рост, рекристаллизация) с возрастанием его массовой доли;

4) рассматривалась лишь восходящая ветвь температурного профиля волны горения, так как целью исследования являлась регистрация' быстропротекающих процессов в реакционной зоне, тогда как процессы дореагирования при остывании продукта характеризуются значительными постоянными времени и, как правило, не имеют волновой природы.

Сделанные допущения не учитывают того т факта, что диаграмма

состояния построена для идеально равновесных условий, тогда как процессы, протекающие в волне горения, существенно неравновесны.

Основой построения модели взаимодействия служит сопоставление характерных участков температурно-временного профиля волны горения с последовательностью фазовых областей диаграммы состояния, а точек изгиба профиля волны горения - с прохождением границ фазовых областей (пересечением конод на диаграмме состояния).

В соответствии со структурой диаграммы состояния возможна реализация в реакционных системах следующих процессов:

1) растворение тугоплавкого компонента в легкоплавком с образованием однофазного жидкого раствора, протекающее как в виде процесса перехода в раствор непосредственно тугоплавкого компонента, так и путем растворения слоя упорядоченной фазы, образующегося на поверхности частиц тугоплавкого компонента;

2) выделение в жидком растворе зародышей упорядоченной (стехи-ометрической).фазы при насыщении раствора тугоплавким компонентом выше предельной растворимости (переход реакционной системы через кривую предельной~растворимости на бинарной диаграмме состояния);

3) дальнейшее насыщение двухфазной реакционной среды тугоплавким компонентом с повышением плотности распределения (концентрации) зародышей упорядоченной фазы. Характерной чертой процесса в двухфазной области является одновременное зарождение фрагментов новой фазы и их растворение, причем в адиабатических условиях динамическое равновесие этих процессов должно приводить к постоянству температуры реакционной среды. В реальных условиях, поскольку металлохимическио реакции являются обратимыми, возможной мри чиной возникновения эндотермического эффекта может служить преобладание обратной реакции (распада упорядоченной фазы) над прямой (реакцией образования новой фазы) в наблюдаемом фрагменте реакционной системы;

4) диффузионный рост упорядоченной фазы с поглощением остатков расплава легкоплавкого компонента;

5) распад вновь образовавшихся упорядоченных фаз по соответствующим металлохимическим реакциям при повышении температуры реакционной среды за счет экзотермичности параллельно протекающих процессов.

Глава 3 посвящена исследованию закономерностей структурообра-зования в системах Ыд.-А1 (концентрация А1 - 21-40 мас.%; диапазон изменения начальной температуры - 273-573 К) и ТЛ.-А1 (смеси составов Тл,- 39.6 и 66.3 мас.% А1, соотношение компонентов в которых отвечало стехиометрии соединений Т1А1 и Т1А13; начальные температуры устойчивого горения соответственно - 773 и 873 К). На основе сопоставления температурных профилей волн горения исследуемых систем с диаграммами состояния компонентов и данными структурных

исследований продуктов реакции развиты качественные модели струк-турообразования конечных продуктов в широком диапазоне концентраций реагентов и начальных условий синтеза.

Как установлено, взаимодействие в системе начинается с

плавления алюминия инициирующим тепловым импульсом и его растекания по каналам капиллярно-пористой среды дисперсных компонентов. Одновременно с растеканием происходит растворение алюминием никеля и насыщение им раствора вплоть до достижения температурно-кон-центрационной точки, соответствующей предельной растворимости никеля в алюминии (точка В^ на графиках, рис.2). Температура, при которой достигается предельная растворимость, слабо зависит от начальной температуры смеси и составляет в пределах погрешности опыта 1345 К. Этой же температуре соответствует начало зарождения К-фазы (Ы12А13) в растворе. При Т0<473 К начало перитектического распада образовавшегося соединения сопровождается снижением температуры. Падение температуры компенсируется протекающими параллельно экзотермическими процессами, в частности - образованием слоя твердого раствора и фазы Ш3А1 на поверхности никелевых частиц, а также вступлением в реакцию новых порций жидкости, образовавшейся в результате перитектической реакции. При повышении Т0 за счет термической активации перитектического распада понижения температуры не происходит и началу этой реакции соответствует изотермический участок (СС1 на рис.2). Смена процесса массового зарождения ростом зародышей при горении с малыми Т0 приводит к спаду температуры горения (участок ЕР, рис.2), а при более высоких начальных температурах - к появлению изотермической площадки на температурном профиле (Е^ Е-[ 1 и ' на рис.2 соответственно).

Т ,К - 293 К

1:.с

О.ООО

0.020

0.040

О.ОбО

О.ОВО

Рис. 2. Термограммы волн горения системы N1-31.5 мас.% А1 при различных начальных температурах

За счет экзотермичности массового зарождения моноалюминида никеля происходит разогрев реакционной среды до температуры пери-тектического превращения поверхностного слоя фазы М13А1 и распад указанной фазы на ША1 с предельным в области гомогенности содержанием никеля и твердый раствор А1 в N1. При отсутствии начального подогрева смеси поглощение теплоты при протекании перитекти-' ческой реакции приводит к наблюдаемому снижению температуры и достижением максимальной температуры горения лишь через определенный промежуток времени (10-12 мс) за счет вступления в реакцию вновь образовавшейся поверхности никеля или обедненного алюминием твердого раствора. Амплитуда колебаний температуры около перитек-тической заметно снижается при повышении Т0 до 373 К за счет термоактивации перитектического распада; время протекания распада при этом существенно не изменяется.

При повышении Т0 время протекания диффузионно-контролируемого процесса перитектического превращения сокращается (составляя 1.59 мс при Тр =473 К и 1.48 мс при То =573 К), при этом колебаний температуры относительно перитектической точки на наблюдается.

Для опытов с Т0<473 К максимальная температура ограничивается температурой перитектического распада фазы И13А1. Следствием этого является неоднородность фазового состава конечного продукта, обусловленная отсутствием гомогенизации и неполнотой протекания распада фазы Ы13А1.

На температурном профиле волны горения с Т0=473 К наблюдается изотермический участок с температурой 1698 К, связанный, по всей вероятности, с переходом твердого раствора в двухфазную область (переход линии солидус по схеме - участок ЕС на рис.2).

Эндотермичность данного процесса объясняет снижение температуры на рассматриваемом участке температурного профиля (ЕС). Образование новых порций расплава вызывает интенсивное массовое возникновение зародышей фазы 1НА1, состав которых изменяется в пределах области гомогенности, и одновременное выравнивание состава расплава. Экзотермический эффект массового зарождения приводит к дальнейшему разогреву реакционной среды (участок ОН) вплоть до температуры плавления никеля, лимитирующей максимальную температуру горения смеси в соответствии с представлениями модели горения 2-го рода.

Дальнейшая кристаллизация однородного по составу раствора приводит к формированию однофазного продукта - эквиатомного алюмини-да никеля, что подтверждается результатами металлографического и рентгенофазового анализов. Основные стадии описанного механизма структурообразования схематично показаны на рис.3.

/саспла&1

/

1С "-V"

диспергирование

растворение

Рис.3. Процессы, происходящие на поверхности частицы N1, окруженной растекающимся расплавом алюминия

Для дальнейшего выяснения деталей взаимодействия во фронте горения была предпринята попытка непосредственной визуализции реакционного процесса с помощью фотоаппарата и системмы "ВидеоТест". Установлено, что при отсутствии начального подогрева реакционной смеси фронт горения имеет дискретную структуру, при которой реагирование протекает в индивидуальных реакционных ячейках, размер которых сопоставим со средним размером частиц тугоплавкого компонента (никеля). В случае проведения СВ-синтеза в рассматриваемой системе с начальным подогревом до температуры 473 К и выше фронт горения имеет континуальную структуру, в которой не удается выделить индивидуальные реакционные ячейки.

Установленные различия в структуре реакционной зоны в зависимости от начальной температуры позволяют дать объяснение особенностям механизма взаимодействия и характеру соответствующих термограмм фронта горения. При отсутствии начального подогрева энергия инициирующего импульса в большей мере расходуется на разогрев контактного участка реакционной зоны до температуры начала взаимодействия (точки плавления алюминия). Распространение фронта горения в данном режиме происходит двумя путями - за счет кондук-тивного разогрева соседних с реакционными 'ячейками частиц до температуры плавления алюминия, а также при взаимодействии активной ячейки с контактирующими частицами обоих компонентов,приводящем к их вовлечению в реакционный процесс и возникновению новых ячеек.

При повышенной начальной температуре реакционной смеси на разогрев до температуры начала взаимодействия расходуется значительно меньшая часть энергии инициирующего импульса; подавляющая часть энергии используется на плавление алюминия, обеспечивая повышенный объем расплава во фронте горения. Часть расплава, не

контактирующая непосредственно с никелевым материалом, растекается по пористой среде исходных компонентов в капиллярном режиме, обеспечивая более высокую скорость распространения фронта горения. Континуальный фронт горения характеризуется значительно меньшими теплопотерями, чем дискретный, что обусловливает протекание реакционного процесса без промежуточных спадов температуры на термограмме.

Сопоставление температурных профилей волн горения, результатов исследования структуры и фазового состава позволило развить следующую модель взаимодействия в системе Т1-А1. Исходным этапом реагирования является плавление алюминия, вызванное инициирующим тепловым импульсом, и его растекание по каналам капиллярнопорис-той среды, образованной каркасом частиц тугоплавкого компонента. Фронт растекания, имеющий близкую к параболической форму, обусловленную теплоотводом, экспериментально зафиксирован в структуре "закаленных" образцов. Механизмом дальнейшего взаимодействия едва ли может быть переход титана в расплав путем растворения, так как растворимость титана в алюминии мала даже при максимальных температурах горения. Наиболее вероятным механизмом, реализующимся на первом этапе взаимодействия, является зарождение слоя интсрмотил • лического соединения путем диффузии алюминия из распллпл н тпгр-дые частицы титана.

Для систем с высокой растворимостью в твердой фазе и малой - в жидкости при растекании легкоплавкого компонента реализуются два потока транспорта вещества и в этом случае основной массоперснос, обусловленный сплавообразованием, направлен против массопереноса, связанного с действием капиллярных сил. Скорость распространения фронта горения в СВС-процессах в значительной степени определяется скоростью растекания, зависящей от капиллярной структуры каркаса, краевого угла смачивания тугоплавкого материала растекающимся компонентом, а также от наличия и механизма взаимодействия между растекающимся компонентом и каркасом. Интенсивное поглощение каркасом расплава по описанному механизму реакционной диффузии существенно снижает скорость растекания, что и приводит к наблюдаемому медленному распространению фронта горения.

Диффузия атомов алюминия из расплава в решетку частиц титана приводит к зарождению в диффузионной зоне вблизи поверхности частиц интерметаллического соединения Т1А13, находящегося в равновесии с расплавом алюминия на соответствующей бинарной диаграмме состояния. Наличие интерметаллида Т1А13 объективно зафиксировано с помощью рентгенофазового анализа образцов в области погасания. Факт образования указанного соединения можно рассматривать как весомый аргумент в пользу реализации механизма диффузии из жидкой фазы в твердую.

Образование интерметаллического соединения протекает в диффузионной зоне определенной протяженности, обусловленной различной длиной диффузионной траектории атомов алюминия до их связывания в соединение, а не только на поверхности титановых частиц. Именно экзотермика процесса образования соединения Т1А13 определяет температуру горения смесей Тд.-А1,что убедительно доказывается близостью температуры и скорости горения составов с различным концентрационным соотношением компонентов (рис.4).

Рис.4. Термограммы волн горения:

1 - состава ТЛ.-39.6 мас.% А1 при Т0=773 К;

2 - состава Т1-39.6 мас.% А1 при Т0=873 К;

3 - состава Т1-66.3 мас.% А1 при Т0=873 К

Механизм дальнейшего структурообразования существенно зависит от концентрационного состава реакционной смеси. В системе И-ЗЭ.б мас.% А1 поверхностный слой интерметаллида Т1А13 лимитирует диффузионный транспорт атомов алюминия в объем титанового материала; кроме того, интенсивное поглощение расплава на образование слоя приводит к быстрому обеднению реакционной системы алюминием. При диффузии атомов алюминия через образовавшийся на начальном этапе интерметаллидный слой концентрация алюминия в области контакта с титановым материалом понижается до такой величины, что начинается образование соединения Т1А1, находящегося в равновесии с фазой Т1А13 на диаграмме состояния. В качестве подтверждения реализации данного процесса можно привести наличие изотермического участка на термограммах горения рассматриваемой системы (рис.4, участки Е^!_ ЕгРг)' температура которого контролируется тепловым эффектом образования эквиатомного соединения, меньшим,чем в случае зарождения Т1А13.

При распространении процесса далее вглубь частицы титана как через интерметаллидные слои, так и по внутренним трещинам дефицит алюминия приводит к образованию интерметаллида стехиометрии Тд.3А1. Отсутствие титана в конечном продукте показывает, что об-

разование интерметаллических соединений протекает в диффузионной зоне определенной протяженности, при завершении процесса структу-рообразования близкой к среднему размеру частиц титана. Кроме того, на заключительной стадии реагирования, а также в начальный период остывания происходит выравнивание состава интерметаллидных слоев, основным механизмом которого является диффузионная перекристаллизация Т1А13 в Т1А1, который составляет основу продукта взаимодействия в исследуемой системе.

Механизм структурообразования и его основные стадии в соответствии с развитой моделью схематично изображены на рис. 5.

Рис.5. Основные стадии процесса структурообразования в системе Тз.-А1

Для системы Т1- 66,3 мас.% А1 стадия образования интерметаллического соединения Т1А13 является ведущей, причем больший удельный объем расплава приводит к отсутствию кинетического (вызванно-. го торможением растекания) сопротивления транспорту алюминия в зону зарождения и ограничению скорости роста новой фазы только диффузионным сопротивлением проникновению атомов А1 через слой соединения. Процесс роста интерметаллидного слоя продолжается до полного исчерпания титанового материала, чему соответствует более длительное пребывание реагирующей системы при максимальной температуре (порядка 8 с против 3 с для состава Т1-39.6 мас.% А1).

Структура конечного продукта СВ-синтеза образована однородным по составу интерметаллидом Т1А13 с микротвердостью 4.85-5.28 ГПа.

Исследование закономерностей структурообразования в системах ТЗ.-А1 и Ы1-А1, позволили сделать следующие выводы, методически существенные для анализа процессов СВ-синтеза:

Т1,А1

1. В зависимости от вида диаграммы состояния и механизма взаимодействия расплава легкоплавкого реагента с твердым каркасом тугоплавкого, реакционные системы можно подразделить на две группы: активированные системы, в которых массоперенос, обусловленный фа-зообразованием, сонаправлен потоку транспорта вещества, связанного с растеканием; дезактивированные системы, где указанные потоки массопереноса противонаправлены.

2. Признаками систем первой группы являются значительная растворимость тугоплавкого компонента в расплаве легкоплавкого, наличие эвтектик на диаграмме состояния, высокий тепловой эффект образования соединений. Структурообразование продуктов в таких системах происходит по различным совместно протекающим механизмам, что обусловливает сложность конфигурации температурного профиля волны горения.

3. К отличительным чертам систем второй группы можно отнести отсутствие области растворов тугоплавкого компонента в легкоплавком и перитектический тип диаграммы состояния, низкую экзотермич-ность образования соединений. Системам данной группы присущ диффузионный механизм образования продуктов, чему соответствует гладкий характер температурного профиля фронта горения.

4. Конфигурация профиля волны горения, получаемая с помощью пирометрии высокого разрешения, позволяет сделать априорное заключение о характере процессов структурообразования и дать однозначную классификацию исследуемой системы по критерию активирован-ности.

Четвертая глава посвящена анализу эффектов легирования в достаточно изученной активированной системе М1-А1, рассматриваемой в в качестве перспективной для получения высокотемпературных сплавов. В качестве легирующих элементов в соответствии с принципами физического материаловедения никелевых сплавов были выбраны хром, титан и железо. Легирование осуществлялось в количестве 5, 10 и 15 мас.%.

Исходным этапом взаимодействия в системах, легированных хромом, как и в случае бинарной реакционной системы, является плавление алюминия и его растекание. Присутствие в реакционной системе хрома, связывающего алюминий, приводит к подавлению образования зародышей интерметаллида М12А13 и отсутствию на термограммах соответствующих характерных точек. Наиболее вероятным в данном случае представляется зарождение моноалюминида, протекающее, безотносительно к концентрации хрома в реакционной системе, при температуре 1538-1568 К.

Одновременно в контактных областях остаточных N1 и Сг протекает реакция эвтектического плавления с образованием новых порций реакционно-способного расплава. Интенсивность контактного плавле-

ния и, соответственно, объем образующегося расплава повышаются с увеличением концентрации Сг в реакционной смеси, так как согласно представлениям о механизме контактного плавления, компонент, присутствующий в избытке, переводит в расплав такое количество второго компонента, которое отвечает достижению эвтектического состава расплава. Таким образом, при повышении концентрации Сг в исходной смеси объем расплава в реакционной зоне должен возрастать. Именно мгновенным увеличением количества расплава можно объяснить резкую интенсификацию реакционных процессов в системах с повышенным содержанием Сг после протекания эвтектического плавления.

Вступление в реакцию новых порций жидких компонентов приводит к резкому повышению температуры реакционной зоны. В случае состава с [Сг]=5 мас.% максимальная температура горения составляет 1813±25 К, что значительно выше, чем в случае бинарной системы. С повышением концентрации хрома в исходной смеси максимальная температура горения несколько снижается, составляя 1771 и 1722 К для составов, легированных соответственно 10 и 15 мас.% Сг. Для всех исследованных составов можно говорить о близком соответствии максимальной температуры горения точкам фазовых переходов, экранирующих высокотемпературную зону реакции в соответствии с представлениями модели горения 2-го рода.

Реакционная система в момент достижения максимальной температуры горения представляет собой твердо-жидкую среду, образуемую трехкомпонентным раствором с распределенными в нем зародышами (зернами) моноалюминида никеля. Согласно диаграмме состояния, в составе продукта кристаллизации системы, содержащей 5 мас.% Сг, должны наблюдаться 01-фаза (твердый раствор хрома в алюминии) и моноалюминид никеля с составом, варьирующимся в пределом области гомогенности. При охлаждении составов с повышенным содержанием хрома из-за эвтектической кристаллизации части никелевого материала в виде твердого раствора (температура эвтектики - 1618 К) и результирующего дефицита никеля в расплаве возможно зарождение эквиатомного соединения Л1А1 с максимальным в области гомогенности содержанием алюминия. Образующееся соединение при дальнейшем охлаждении системы вступает в перитекгическую реакцию с раствором-расплавом с образованием Е-фазы (Ы13А1) по схеме Ж+5~£. В соответствии с диаграммой состояния окончательная кристаллизация ОС-раствора и £-фазы происходит по эвтектическому механизму.

Предложенная на основе сопоставления температурных профилей волн горения модель механизма структурообразования в системах Ы1-А1-Сг хорошо согласуется с данными структурных исследований продуктов взаимодействия в соответствующих реакционных смесях.

Таким образом, установлено, что легирование бинарной СВС-сис-темы Мз.-А1 хромом приводит к качественному изменению механизма

структурообразования в реакционной зоне по причине существования высокотемпературной эвтектики Ш-Сг. Смена механизма формирования продукта приводит к получению гетерофазной структуры продукта: кроме базового моноалюминида никеля при легировании образуется твердый раствор хрома в алюминии, который, в силу меньшей температуры плавления, располагается в зернограничных областях структуры продукта. Варьируя содержание Сг в исходной смеси, можно управлять объемной долей ОС-твердого раствора, а также температурой плавления этой составляющей, зависящей от содержания в ее составе хрома. Введением Сг в исследуемую систему можно обеспечить дисперсное упрочнение основной интерметаллидной фазы за счет выделения и стабилизации в ее составе соединения И13А1, причем соотношение интерметаллидов обоих типов однозначно зависит от концентрации хрома в исходной смеси.

Система Ni.-Al.-Ti характерна интенсивным взаимодействием между всеми компонентами, обусловленным высокими значениями энтальпии

• образования соединений N1 и Т1 с алюминием, а также никелидов тит тана. Присутствие в реакционной системе титана мало влияет на начальный этап реагирования, так как растворимость Т1 в жидком алюминии крайне мала, и процесс образования интерметаллических соединений Т1 с А1 может протекать только путем диффузии алюминия в частицы титана. Отсутствие влияния легирования на механизм реакционного взаимодействия подтверждается постоянством времени насыщения расплава никелем, вне зависимости от концентрации титана. В период начального разогрева реакционной зоны Т1 претерпевает полиморфное а->(5-превращение, протекание которого сопровождается появлением изотермического участка на термограммах фронта горения.

На термограммах горения обнаружены участки, средняя температура которых близко совпадает с эвтектической точкой диаграммы состояния Т1-Я1, что позволяет сделать вывод о протекании эвтекти-

• ческого контактного плавления при достижении реакционной средой соответствующей температуры. Реализация контактного плавления приводит к полному переходу титана в расплав, значительному обогащению реакционной среды жидким никелем и соответственному дальнейшему росту температуры.

Дальнейший разогрев реакционной системы приводит к распаду слоя твердого раствора, образовавшегося на поверхности частиц никелевого материала, по реакции при температуре 1673±25 К.. Снижение температуры на рассматриваемом участке термограммы объясняется эндотермичностью данного процесса. Связь рассматриваемого участка температурного профиля с превращением именно в системе подтверждается отсутствием зависимости температуры и длительности протекания фазового перехода от концентрации титана в смеси.

Образовавшийся в результате контактного плавления, а также распада твердого раствора жидкий никель вступает в реакцию с алюминием, результатом чего является массовое образование зародышей фазы Ы1А1, состав которых изменяется в пределах области гомогенности, и одновременное выравнивание состава расплава под действием градиента химического потенциала. Экзотермический эффект мас-. сового зарождения приводит к дальнейшему разогреву реакционной среды вплоть до температуры плавления никеля, лимитирующей максимальную температуру горения смеси в соответствии с представлениями модели горения 2-го рода.

При Ттах реакционная система, в соответствии с развиваемой моделью взаимодействия, представляет собой твердо-жидкую среду, образуемую раствором титана в никеле, состав которого определяется концентрацией Т1 в исходной смеси, с распределенными в нем зародышами моноалюминида никеля. Зарождение соединений Т1 с А1 маловероятно, по причине существенно меньшей, чем для алюминидов никеля, энтальпии образования.

В результате кристаллизации среды указанного состава, согласно диаграммам состояния бинарных взаимодействий, происходит формирование гетерофазного продукта, в структуре которого представлены зерна моноалюминида никеля, окруженные более легкоплавким соединением в системе Ы1-Т1, стехиометрия которого определяется составом кристаллизующегося раствора-расплава (концентрацией титана в исходной смеси). Доминирование процесса зарождения зерен Ы1А1 над их ростом, обусловленное механизмом взаимодействия в рассматриваемой системе приводит к меньшему, по сравнению с бинарной системой, среднему размеру интерметаллидных зерен, • при большей плотности их распределения в структуре продукта, а также к снижению размера зерен с повышением уровня легирования. Расходование никелевого материала из расплава на образование интерметалида смещает соотношение концентраций N1 и Та в растворе, приводя тем самым к варьированию стехиометрии соединения нйкеля с титаном в конечном продукте.

Металлографическим и рентгеноструктурным анализом образцов, полученных в результате взаимодействия в системах Ы1-А1-Т1, установлено, что микроструктура и фазовый состав продуктов сходны во всем диапазоне легирования; структура полученных материалов гете-рофазна и образована интерметаллическим соединением Ы1А1, твердым раствором Й в Ш и фазами Ы13(А1,Т1), причем указанные фазы при кристаллизации образуют эвтектику дендритного типа. Формирование эвтектической структуры не находит объяснения в рамках рассмотрения бинарных взаимодействий образующих сложную систему компонентов и является тройным равновесием, не описанным в доступной литературе .

Отмечено качественное постоянство структуры продукта во всем диапазоне легирования, что позволяет направленно варьировать как морфологические характеристики (тип) эвтектики, так и её механические свойства, определяемые соотношением структурных составляющих и их микротвердостью. Показано также, что в сложной реакционной системе с возможностью протекания реакций как по активированному, так и по дезактивированному механизму, реализуется активированное взаимодействие, характеризующееся большей интенсивностью и, соответственно, меньшей постоянной времени.

Железо, в отличие от Сг и Ti, не является элементом, активно взаимодействующим с компонентами базовой системы. Находясь с никелем в одной группе Периодической системы, Fe образует с ним диаграмму состояния, характеризующуюся в высокотемпературной области наличием непрерывной области твердого ^-раствора. Закономерно, • поэтому, связать особенности температурных профилей волн горения данной системы с взаимодействием Fe с алюминием.

На начальном этапе взаимодействия наряду с реакционным растворением жидким алюминием никеля происходит также переход в расплав железа. При концентрации Fe менее 5 мас.% в реакционной системе оно полностью переходит в раствор-расплав без образования интер-иеталлидных слоев на поверхности частиц. Это объясняет отсутствие соответствующих эффектов на термограмме вплоть до температуры 1ЬЗЗ±10 К, при которой наблюдается плато, соответствующее, как показано выше, перитектическому распаду интерметаллидного слоя на "поверхности никелевого материала. При повышении концентрации Fe в исходной смеси на термограммах наблюдается серия температурных плато в интервале 1400-1495 К. Данную особенность закономерно связать с образованием на поверхности частиц железа слоя интерметаллического соединения при повышении локальной концентрации Fe в окружающих частицы областях раствора-расплава до уровня предельной растворимости, и последующим конгруэнтным плавлением интерме-таллидных слоев при соответствующем повышении температуры реакционной среды согласно диаграмме состояния Fe-Al.

Механизм реакционного растворения тугоплавкого компонента расплавом легкоплавкого, реализующийся как путем непосредственного перехода в раствор-расплав, так и за счет образования промежуточных химических соединений с их последующим растворением, распадом или плавлением позволяет объяснить полный переход легирующего элемента в состав продуктов при температуре, значительно меньшей точки его плавления в случае неэвтектического характера диаграмм состояния, образуемых им с компонентами базовой системы. Максимальная температура горения в опытах с системой Ni-Al-Fe была на 120-350 К ниже температуры плавления Fe, однако в конечных продуктах СВ-синтеза следов остаточного железа не обнаружено.

Для проверки сделанного заключения был проведен эксперимент с остановкой фронта горения системы Ni-Al-Fe с повышенным содержа- нием легирующего элемента. Из полученного образца готовили осевой шлиф, который подвергали металлографическому исследованию и локальному рентгеноспектральному анализу поверхности частиц железа. На поверхности частиц железа в структуре образца с остановленным фронтом горения был отмечен слой интерметаллического соединения , средней толщиной 3 мкм. Фазовый состав слоя отвечал стехиометрии Fe3Al и не менялся в области зоны реакции.

При повышении температуры реакционной зоны выше области существования интерметаллических соединений в системе Fe-Al остаток твердых частиц железа может непосредственно переходить в расплав, так как его растворимость в алюминии в интервале температур 1500-1715 К составляет 40-65 мас.%. Механизм дальнейшего взаимодействия мало отличается от рассмотренного ранее для бинарной базовой системы.

Структурные исследования показали, что во всем интервале легирования основной составляющей продуктов взаимодействия» в системах Ni-Al-Fe является твердый раствор на основе интерметаллического соединения NiAl. Для образцов с содержанием легирующего элемента до 5 мас.% вторым компонентом твердого раствора является Ко. При повышении содержания Fe от 10 до 15 мае. % на дифрактограммах :ы метно возрастает интенсивность линий, отвечающих основной фазе NiAl, однако установлено, что увеличения объемной доли этой фазы в структуре продукта на происходит. Закономерно предположить, что в структуре появляется новая фаза, дифракционные максимумы которой почти совпадают с линиями NiAl. Наиболее вероятно, что этим соединением является ингермегаллид FeAl, имеющий одинаковый с мо-ноалюминидом никеля тип кристаллической структуры и практически совпадающие параметры решетки.

Предпринятые исследования показали, что легирование СВС-мате-риалов, осуществляемое целенаправленным расширением реакционных систем третьим компонентом, можно рассматривать в качестве эффективного средства управления структурой и фазовым составом целевых продуктов, позволяющего обеспечить:

- формирование целевых материалов с гетерофазной структурой, в том числе на основе сложных эвтектик, твердых растворов и химических соединений заданного состава;

- оптимальное соотношение объемной доли составляющих фаз в структуре гетерофазного материала;

- оптимальную морфологию составляющих целевой материал фаз;

- образование когерентных границ раздела составляющих фаз в структуре целевого продукта;

- требуемые температуры плавления (кристаллизации) целевого

материала либо составляющих его фаз, что необходимо для формирования плотных защитных покрытий и технологий СВС-компактирования;

- реализацию совокупности механизмов повышения эффективных свойств целевых материалов (прежде всего - механической прочности и высокотемпературной стабильности) - зернограничного, интерме-таллидного и дисперсного упрочнения, образования тугоплавких фаз с высоким сопротивлением окислению.

Основные выводы работы

1. На основе анализа проблем методического обеспечения исследований механизма структуре- и фазообразования в реакционных системах с интерметаллидами на диаграмме состояния осуществлена полная адаптация аппаратурного обеспечения высокоскоростной яркост-ной пирометрии для эффективного исследования процессов структуро-образования в процессах СВ-синтеза.

2. Построены детальные качественные модели взаимодействия в реакционных системах Ni-Al и TiAl, адекватно описывающие структуру и фазовый состав продуктов в каждой из систем в широком диапазоне концентраций компонентов. Изменение соотношения концентраций исходных компонентов и начальной температуры синтеза позволяет регулировать механизм структурообразования, а значит и свойства получаемых материалов.

3. Впервые установлен факт реализации двух типов фронта реак ции СВ-синтеза в системе Ni-Al: континуального и дискретного. Континуальный фронт реализуется при начальной температуре не менее 473 К.

4. Механизм структурообразования в процессах СВС зависит от типа диаграммы состояния компонентов бинарной реакционной системы, направления потоков массопереноса в волне горения, определяющего характер взаимодействия расплава легкоплавкого компонента с твердым каркасом тугоплавкого. По типу взаимодействия реакционные системы разделены на две группы: активированные и дезактивированные. Установлено однозначное соответствие между механизмом структурообразования и типом диаграммы состояния для каждой из групп.

5. Модель взаимодействия в системе Ni-Al расширена для случаев легирования набором компонентов, взаимодействующим с составляющими базовой системы по различным механизмам. Легирование бинарной СВС-системы с интерметаллидами на диаграмме состояния приводит к качественному изменению механизма структурообразования в реакционной зоне.

6. Легирование СВС-материалов, осуществляемое целенаправленным расширением реакционных систем третьим компонентом, можно рассматривать в качестве эффективного средства управления структурой и фазовым составом целевых продуктов.

Основные результаты диссертации содержатся в следующих работах:

1. Гарколь Д.А.,Гуляев П.Ю.,Евстигнеев В.В.,Мухачев А.Б. Новая методика высокоскоростной яркостной пирометрии для исследований процессов СВС // ФГВ.- 1994.- 30.N 1.- С.72-77.

2. Вольпе Б.М., Гарколь Д.А., Евстигнеев В.В., Мухачев А.Б. Исследование взаимодействия системы никель-алюминий в процессе С ВС на основе методики высокотемпературной яркостной пирометрии // ФГВ.- 1994.- N 3.- С. 62-69.

3. Евстигнеев В.В., Вольпе Б.М. , Гарколь Д.А. Создание принципов обобщенной СВС-технологии дисперсного композиционного материала / Тр. Алтайского государственного технического университета. Зып.1.- Барнаул, 1993.- С. 3-18.

4. Евстигнеев В.В., Вольпе Б.М., Гарколь Д.А., Гуляев П.Ю., Мухачев А.Б. Применение высокоскоростной яркостной пирометрии для исследований СВ-синтеза в системе Ni-Al/Tp.Алтайского государственного технического университета.Вып.3.- Барнаул,1994.- С.4-12.

5. Вольпе Б.М., Евстигнеев В.В., Мухачев А.Б., Гарколь Д.А. Применение высокоскоростной яркостной пирометрии для исследования фазовой динамики СВС-процессов / Проблемы промышленных СВС-техно-логий. Тр. Междунар. научно-технич. конференции.- АлтГТУ.- Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 1994.- С. 28-36.

6. Вольпе Б.М., Гарколь Д.А., Евстигнеев В.В., Милюкова И.В., Мухачев А.Б. Два механизма структурообразования в СВС-системах с интерметаллидами на диаграмме состояния / Проблемы промышленных СВС-технологий. Тр. Междунар. научно-технич. конференции.- АлтГТУ.- Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 1994.- С. 69-81.

7. Вольпе Б.М., Евстигнеев В.В., Милюкова И.В., Гарколь Д.А., Глечиков C.B., Коноплин Ю.П. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез дисперсных алюминидов никеля и защитные покрытия на их основе / Проблемы промышленных СВС-технологий. Тр. Междунар. научно-технич. конференции.- АлтГТУ.- Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 1994.- С. 192-202.

8. Вольпе Б.М., Евстигнеев В.В., Милюкова И.В., Гарколь Д.А., Глечиков C.B., Коноплин Ю.П. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез дисперсных материалов Ti-Al и защитные .покрытия на их основе / Проблемы промышленных СВС-технологий. Тр.' Междунар. научно-технич. конференции.- АлтГТУ.- Барнаул: Изд-во АлтГТУ, 1994.- С. 202-213.

9. Вольпе Б.М., Гарколь Д.А., Евстигнеев В.В., Мухачев А.Б. Методика оптимизации фазового состава интерметаллических соединений. // Докл. Российской научно-технической конференции "Новые материалы и технологии машиностроения". Москва: МАТИ, 18-19 ноября 1993 Г.- С.26.

10. Вольпе Б.М., Гарколь Д.А., Евстигнеев В.В. Обобщенная СВС-технология дисперсного композиционного материала. // Докл. Российской научно-технической конференции "Новые материалы и технологии машиностроения". Москва: МАТИ, 18-19 ноября 1993 г.-С. 28 .

11. Вольпе Б.М. , Гарколь Д.А., Евстигнеев В.З., Мухачев А.Б. Исследования процессов формирования композиционных свс-материалов с помощью высокоскоростной яркостной пирометрии // Докл. Российской научно-технической конференции "Новые материалы и технологии машиностроения". Москва: МАТИ, 18-19 ноября 1993 г.- С.18.