Фазовый состав и тонкая структура интерметаллида Ni3 Al, полученного методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза под давлением тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Введение.

ГЛАВА 1. Фазообразование и структура фаз в сплаве №3А1 в условиях самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (обзор).

1.1 .Диаграмма состояния М - А1.

1.2. Способы получения интерметаллида №3А1 и сплавов на их основе.

1.3. Особенности самораспространяющегося высокотемпературного синтеза

1.4. Сведения о кристаллической и доменной структуре интерметаллида №3А1.;.

1.5. Влияние добавок бора на фазовый состав и- тонкую структуру интерметаллида №3 А1.

1.6. Постановка задачи исследования.

ГЛАВА 2. Материалы и методика исследования.

2.1. Материалы и методы их получения, параметры СВС процесса.

2.2. Методы исследования.

ГЛАВА 3. Интегральные характеристики синтезированного под давлением интерметаллида №3А1.

3.1. Качественный рентгеновский фазовый анализ синтезированного интерметаллида на основе №зА1.

3.2. Параметр решетки и плотность синтезированного интерметаллида №3А1 без бора и легированного бором.

3.3. Тонкая структура интерметаллида №3А1 и влияние на нее бора.

ГЛАВА 4. Проблема концентрационной неоднородности синтезированного интерметаллида №3А1.

4.1. Концентрационные неоднородности в структуре интерметаллида№3А1.

4.2. Локальное распределение концентраций в бинарном и легированном бором интерметаллиде №зА1.

4.3. Тепловой процесс реакции и состояние материала в процессе синтеза.

ГЛАВА 5. Фазовый состав и зеренная структура синтезированного под давлением нелегированного и легированного бором интерметаллида Ni3Al.

5.1. Зеренная структура СВС интерметаллида Ni3Al.

5.2. Микроструктура и фазовый состав синтезированного под давлением интерметаллида №зAI стехиометрического состава.

5.3. Доменная структура синтезированного интерметаллида Ni3Al.

5.4. Классификация границ зерен по внутренней структуре.

5.5. Зеренная структура синтезированного под давлением интерметаллида M3AI, легированного бором.

5.6. Структура и фазовый состав синтезированного под давлением легированного бором интерметаллида Ni3Al.

5.7. Распределение бора в синтезированном под давлением интерметаллиде

Ni3Al.

Интерес к интерметаллическим соединениям никеля с алюминием и, в особенности, к интерметаллиду №3А1 как к конструкционному материалу определяется аномальной температурной зависимостью их механических свойств.

Интерметаллиды и их сплавы для практического применения получают методами литья и порошковой металлургии. Такие сплавы являются перспективными матрицами металлических композиционных материалов (КМ) для изделий, работающих в условиях высокоскоростного трения, абразивного износа, агрессивных сред и повышенных температур - режущего инструмента, штампов и пресс-форм, лопаток газотурбинных и паротурбинных установок, сопел реактивных двигателей, деталей оборудования ядерных и химических производств и т.п. Поскольку наибольшее распространение и развитие получил метод литья, поэтому основное количество исследований структуры и механических свойств интерметаллидов и их сплавов проведены на литых материалах.

В последнее время достаточно широкую известность в качестве новой технологии получения интерметаллических соединений и их сплавов приобрел метод самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) [1,2]. СВС был открыт А.Г. Мержановым в 1967 году. Метод обладает такими преимуществами как отсутствие газовыделения, достижение высоких температур разогрева, возможность управления процессом, незначительность внешних энергетических затрат, высокие качества конечного продукта, надежность технологического оборудования, а также, возможность использования внутренних энергетических ресурсов термореагирующих порошковых систем.

Совмещение процессов СВС интерметаллида с механическим сжатием пористого продукта реакции позволяет получать высокоплотные интерметаллические сплавы конструкционного назначения [3]. Уже первые исследования в этом направлении показали, что синтезированный под давлением интерметал-лид №3А1 заметно превосходит по прочности и пластичности литой интерме-таллид [4,5]. Легирование интерметаллида различными элементами при синтезе позволяет повысить его прочностные характеристики в еще большей степени [6,7].

Известно, что поликристаллы №3А1 стехиометрического и нестехиомет-рического состава вплоть до предплавильных температур разрушаются без макропластической деформации по границам зерен [8]. Легирование бором позволяет в принципе решить проблему низкотемпературной пластичности поликристаллов №3А1, но не при всех концентрациях алюминия [8-10]. Эффективность влияния бора увеличивается при уменьшении концентрации алюминия с 25 до 24 ат.%, а тип разрушения изменяется с хрупкого интеркристаллитного на вязкий транскристаллитный. При содержании алюминия 25 ат.% бор не пластифицирует поликристаллический №3А1 [8-15]. Все эти данные относятся к интерметаллидам, полученным традиционным методом литья.

Эффект повышения прочности и пластичности интерметаллида при легировании бором особенно ярко выражен при повышенных температурах. Последнее имеет большое значение при разработке интерметаллических сплавов и композиционных материалов на их основе с повышенными характеристиками прочности и пластичности при температурах выше 1000°С.

При создании таких материалов важно понимание роли специфики структуры синтезированного под давлением интерметаллида в его поведении под нагрузкой по сравнению с литым интерметаллидом. Поэтому главной задачей настоящей работы являлось исследование особенностей внутренней структуры синтезированного под давлением интерметаллида №3А1 и сплавов на его основе.

Целью настоящей работы являлось исследование тонкой кристаллической структуры и фазового состава бинарного интерметаллида №зА1 и интерметаллида, легированного бором, полученных в условиях синхронизации СВС интерметаллида в режиме теплового взрыва порошковых смесей чистых элементов с процессом компактирования синтезируемого продукта.

Обоснованность и достоверность экспериментальных результатов и выводов, сформулированных в диссертации, обеспечивается корректностью постановки задачи на основе тщательного анализа литературных данных, выбором экспериментальных методов исследования и используемого оборудования адекватным поставленной задаче, проведением соответствующих количественных оценок, сопоставлением полученных данных с опубликованными результатами других авторов.

Апробация работы

Основные результаты диссертационной работы доложены и обсуждены на заседаниях семинара лаборатории композиционных материалов ИФПМ СО РАН и лабораторий рентгеноструктурного анализа и электронной микроскопии кафедры общей физики ТГАСУ. Результаты работы докладывались и обсуждались на следующих конференциях: XVI Всесоюзная научно-техническая конференция «Теория и технология композиционных материалов» (Свердловск, 1989), VI Семинар с участием иностранных специалистов "Структура дислокаций и механические свойства металлов и сплавов" (Екатеринбург, 1993), Third Russian-Chinese Symposium "Advanced material and processes, (Калуга, 1995), Международная конференция «Mathematical Methods in Physics, Mechanics and Mesomechanics of Fracture (Tomsk, 1996), V Международная конференция "Компьютерное конструирование перспективных материалов и технологий" (CADAMT'97) (БайкальскД997), IV Международная школа-семинар "Эволюция дефектных структур в конденсированных средах" (Барнаул, 1998), "Shenyang International Conference on Material Science and Engineering" (Shenyang, China, 1999), International Workshop «Мезомеханика: основы и приложения» / «Mesomechanics'2001».

Публикации

Основные результаты диссертации опубликованы в 17 работах в рецензируемых изданиях.

Объем и структура работы

Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения, списка литературы. Первая глава посвящена обзору литературы относительно состояния исследований фазовой диаграммы М-А1, способов получения интерметаллида №3А1, особенностей СВС интерметаллических соединений, образования фаз в процессе СВС в системе М-А1, а также особенностей структуры СВС интерметаллида №3А1. Обзор литературы завершает постановка задачи. Во второй главе приводятся сведения об исходных порошковых материалах, методе получения интерметаллида №3А1 под давлением, методах исследования фазового состава и микроструктуры интерметаллида. Третья глава посвящена исследованию фазового состава и зеренной структуры синтезированного интерметаллида методами рентгеноструктурного и металлографического анализа. Большое внимание уделено исследованию интегральных характеристик синтезированных под давлением интерметаллидов методами рентгеноструктурного анализа. Четвертая глава посвящена результатам исследования локальных параметров СВС интерметаллидов. Химический состав синтезированных интерметаллидов и распределение элементов на поверхности образцов определяли методом рентгенос-пектрального локального анализа. В пятой главе приводятся данные получен-ньй методом электронной микроскопии тонких фольг на просвет о фазовом составе и тонкой структуре синтезированных под давлением интерметаллидов №3А1,

ВЫВОДЫ

1. В синтезированном материале, полученном методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза под давлением из исходной порошковой смеси чистых элементов никеля и алюминия в интервале концентраций 20,027,0 ат.% А1, основной фазой является фаза у'-фаза системы №-А1, представляющая собой упорядоченный интерметаллид №3А1 со сверхструктурой Ы2.

2. Кроме основной фазы, во всех синтезированных материалах присутствует небольшое количество фазы №А1. Кроме того, в нелегированных сплавах №3А1 присутствуют фазы №2А13, №А13, неупорядоченный твердый раствор алюминия в никеле, фаза х-А1203 на АФД, а также фаза А1В]2 на границах зерен. В сплавах №3А1, легированных бором, кроме фазы №3А1, идентифицированы фазы №А1, №3В, Х-А1203, АШп. Общее количество вторичных фаз в сплавах не превышает 5%.

3. Интерметаллид №3А1, полученный методом СВС под давлением, имеет параметр решетки, параметр дальнего атомного порядка и среднеквадратичные смещения атомов, которые близки к значениям этих характеристик для литого интерметаллида №3А1.

4. Плотность и пористость исследуемых сплавов существенно зависит от концентрации исходных элементов в порошковой смеси. При приближении состава сплава к стехиометрическому пикнометрическая плотность сближается с рентгеновской, уменьшается пористость синтезированного интерметаллида, плотность дислокаций увеличивается в два раза в образцах стехиометриче-ского состава, легированных бором.

5. Зеренная структура интерметаллида М3А1, синтезированного под давлением, является сложной и может быть представлена четырьмя типами зерен основной фазы: 1) зерна-монодомены без дислокаций, 2) зерна-монодомены с дислокациями, 3) зерна-полидомены без дислокаций, 4) зерна-полидомены с дислокациями. Доля зерен каждого типа зависит от концентрации алюминия и концентрации бора. Увеличение содержания алюминия в исходной порошковой смеси приводит к уменьшению в интерметаллиде №3А1 доли зерен с дислокациями, к появлению зерен с антифазными доменами, увеличению количества дислокаций в зернах.

6. С увеличением концентрации бора от 0,5 до 4,0 ат.% в сплавах с содержанием алюминия 24,0 и 25,0 ат.% растет средний размер зерна, уменьшается доля зерен с антифазными доменами, увеличивается до 0,7 доля зерен с дислокациями.

7. С уменьшением параметра порядка плотность дислокаций синтезированного интерметаллида увеличивается, что свидетельствует об увеличении концентрационной неоднородности сплава.

8. На уровне зерен существует неоднородность нескольких видов: 1) фазовая неоднородность на уровне мелких зерен; 2) неоднородность по химическому составу элементов в пределах 3-5 ат. %, которая носит квази-периодический характер и отражает специфику получения материала; 3) обнаруженная с помощью рентгеноструктурного анализа неоднородность, которая представляет собой область материала с определенной концентрацией интерметаллида отличающаяся от средней; 4) дефектная неоднородность, которая представлена доменной и дислокационной структурами интерметаллида.

9. Выполнены оценки максимальной температуры, развивающейся при выбранном режиме синтеза. Сделан вывод, что результате реакции СВС возможно как расплавление продукта синтеза, так и образование интерметаллида №3А1 диффузионным путем в твердой фазе, о чем свидетельствует периодическое изменение элементов в исследуемом материале.

Ю.Тепловой эффект образования интерметаллида существенно влияет практически на все характеристики синтезированных сплавов:

1) пористость интерметаллида №3А1 уменьшается с увеличением теплового эффекта образования соединения; 2) размер зерна интерметаллида определяется

185 длительностью выдержки при высоких температурах и максимальной теплотой образования из элементов (-АН) в интерметаллиде.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

В работе выполнено исследование тонкой структуры, фазового состава бинарного и легированного бором интерметаллида №3А1, полученных методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза под давлением. Содержание алюминия варьировалось от 20,0 до 28,0 ат.%. Особое внимание было уделено неоднородности по концентрации в этих сплавах. Изучен качественный и количественный фазовый состав материалов. Методами рентгенострук-турного анализа выполнено прецизионное измерение параметра решетки, параметра порядка, среднеквадратичных атомных смещений. На основании проведенных исследований установлено, что основной фазой в исследованных сплавах является упорядоченная фаза №3А1 со сверхструктурой Ы2. Интегральные характеристики синтезированного под давлением интерметаллида №3А1 близки интегральным характеристикам литого интерметаллида. Синтезированный под давлением сплав имеет такие же равновесные значения параметра решетки, параметра порядка и среднеквадратичные смещения атомов, как и литой материал того же состава.

Методом оптической микроскопии исследована зереннная структура синтезированного под давлением нелегированного и легированного бором интерметаллида №3А1. Установлено, что интерметаллид №3А1 представляет собой однофазный материал со сравнительно небольшим разбросом по размеру зерна. Легирование его бором приводит к значительному увеличению среднего размера зерен и изменению их формы. Легирование исходной смеси бором в количестве выше его предела растворимости (до 2,0 ат.% В) приводит в процессе СВС к образованию сложных боридов, которые чаще всего располагаются по границам зерен и определяют их конфигурацию.

Методом просвечивающей электронной микроскопии тонких фольг исследована морфология, фазовый состав, доменная и дислокационная структуры бинарного сплава №3А1 и сплава №3А1, легированного бором. Наряду с основной фазой обнаружены фазы №А1, №2А13, №А13 и х-А1203, а также мелкодисперсная фаза №3В, размеры и расположение частиц которой зависит от концентрации алюминия в исходной порошковой смеси. С увеличением концентрации алюминия в сплавах увеличивается и размер выделений фазы №3В от 2 нм при содержании алюминия 23,2 ат.% до 100 нм при его содержании 25,0 ат.%. Общее количество вторичных фаз в сплавах не превышает 5%.

В сплаве стехиометрического состава расположение фаз в структуре весьма неоднородно. Присутствие фазы №А13 по границам зерен основной фазы и фазы №2А13 в тройных стыках зерен свидетельствует о повышенной концентрации алюминия по границам зерен. О флуктуации концентрации алюминия, как в пределах отдельных зерен, так и от зерна к зерну, свидетельствуют результаты микрорентгеноспектрального анализа. Отклонение от стехиометрии в пределах одного зерна составляет не более 3-5 ат.%. Характерной особенностью интерметаллида, полученного методом СВС, является то, что изменение концентрации элементов имеет определенную пространственную периодичность во всех полученных сплавах.

Присутствующая в интерметаллиде фаза №3В преимущественно располагается по границам зерен. В интерметаллиде №3А1, легированном бором, концентрация бора на границах зерен многократно увеличена по сравнению с содержанием бора в теле зерна. Отсутствие частиц фаз №А13 на границах зерен и №2А13 в тройных стыках свидетельствует о том, что бор, по-видимому, уменьшает скорость диффузии алюминия и тем самым снижает вероятность образования этих фаз. Уменьшение скорости диффузии алюминия может быть обусловлено тем, что бор заполняет вакансии, имеющиеся в сплаве.

Размеры частиц фазы №3В на границах зерен в нестехиометрическом сплаве значительно меньше, чем в стехиометрическом. Это означает, что в нестехиометрическом сплаве содержание бора на границах зерен меньше, чем в стехиометрическом сплаве. При этом концентрация бора в твердом растворе в нестехиометрическом сплаве увеличивается.

182

Легирование бором приводит к увеличению параметра кристаллической решетки фазы №зА1. Это означает, что бор находится в твердом растворе, причем в сплаве стехиометрического состава его значительно меньше, чем в сплаве нестехиометрического состава. Уменьшение растворимости бора при увеличении концентрации алюминия, очевидно, должно сопровождаться увеличением концентрации и размеров выделений вторых фаз, содержащих бор.

В исследованных сплавах выявлены четыре типа зерен основной фазы: 1) зерна-монодомены без дислокаций, 2) зерна-монодомены с дислокациями, 3) зерна-полидомены без дислокаций, 4) зерна-полидомены с дислокациями. Доля зерен каждого типа в синтезированных под давлением интерметаллидах зависит от концентрации алюминия и бора.

Наличие антифазных доменов в зернах-полидоменах обусловлено концентрационной неоднородностью алюминия. Окислы алюминия, распределенные в виде включений по границам антифазных доменов, закрепляют антифазные границы и препятствуют росту доменов, что приводит к образованию полидоменной структуры с размером доменов 20-30 нм. Существенное значение имеет скорость затвердевания при кристаллизации интерметаллида из расплава: чем выше скорость затвердевания, тем меньше размер доменов.

1. Мержанов А.Г., Шкиро В.М., Боровинская И.П. Способ получения тугоплавких неорганических соединений// Авторское свидетельство СССР №255221.-1967. - Бюллетень изобретений. - 1971.- № 10.

2. Мержанов А.Г., Каширенинов О.Е. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез. Состояние и перспективы. // ВИНИТИ. -1987. 115 с.

3. Овчаренко В.Е., Панин В.Е., Прибытков Г.А., Голубев А.А. Износостойкое изделие и способы его получения / Патент РФ на изобретение №93028489. Бюллетень изобретений. 1997. - №29. - С. 238.

4. Бакач Т.П., Дударев Е.Ф., Чубенко Т.Ю., Овчаренко В.Е., Любивой В.П., Бар-мина Е.Г. Влияние бора на низкотемпературную пластичность и механизм разрушения СВС интерметаллида Ni3Al. // Известия ВУЗов. Физика. - 1993. -№12. -С. 47-53.

5. Бакач Г.П., Чубенко Т.Ю., Овчаренко В.Е., Любивой В.П., Дударев Е.Ф., Влияние хрома на структуру, прочность и пластичность СВС интерметаллида Ni3Al. // Известия ВУЗов. Физика. - 1993. - №6. - С. 30-36.

6. Дударев Е.Ф., Бакач Г.П., Овчаренко В.Е., Любивой В.П., Бармина Е.Г. Природа температурной зависимости пластичности поликристаллического интерметаллида Ni3Al. // Известия ВУЗов. Физика. 1994. - №11. - С. 80-89.

7. Liu С.Т. Ductility and fracture of behavior of polycrystalline Ni3Al alloys // High-Temperature ordered intermetallic alloys 2; Symp.Boston, Mass: Dec.2-4, 1986.1987. P. 173-182.

8. Stoloff N.S. Physical and mechanical metallurgy of Ni3Al and its alloys // International Materials Reviews. 1989. - vol. 34. - No.4. - P. 153 - 170.

9. Kim M. S., Hanada S., Watanabe S., Izumi O. Effect of grain size on strength, ductility and fracture in recrystallized Ni3Al doped with boron // Trans. Jap. Inst. Metals.-1988.-vol.29. №4. - P. 274-283.

10. П.Идзуми О. Состояние исследований интерметаллических исследований // Сокэйдзай. 1987. - В. 28. - N11. - С. 21-28.

11. Аоки К., Идзуми О. Влияние элементов, образующих твердый раствор замещения на прочность интерметаллического соединения Ni3Al при возрастании температуры // Нихон киндзоку гаккайси. 1975. - Т. 39.- № 12. - С. 1282 - 1289.

12. Аоки К. и др. О пластичности интерметаллического соединения Ni3Al // Ни-хо киндзоку гаккайси. 1977.- В. 41. - № 2. - С. 170- 175.

13. Koch С. С., Horton J. A., Liu С. Т., Gavin О.В., and Scarbough J. О. Rapid solidification processing // Washington, DC, National Bureu of Standards.2. 1983 - P. 264;

14. Shoudhury A., White C.I., and Brooks C.R. The role boron in Ni3Al // Scr. Metall. 1986.-20.-P. 1061 - 1066.

15. Baker I., Shulson E.M., and Michael J.R. The effect boron on the chemistry of grainboundaries in stoichiometric Ni3Al // Philos. Mag. 1988. - 57B.- P. 379 - 385.

16. Синельникова B.A., Подерган B.A., Речкин В.P. Алюминиды. Киев: Науко-ва думка. - 1965.- 240с.

17. Минц Р.С. Диаграмма состояния Ni-Al. // Автореферат к.ф.-м.н. Москва -1954.-20с.

18. Корнилов И.И., Снетков А.Я. Изучение ограниченных твердых растворов никеля рентгеноструктурным методом // Известия АН СССР "ОТН". 1955. -7.- С. 84-88.

19. Taylor A., Floyd R. The constitution of nickel-rich Alloys of the nickel-chromium-aluminium System. //Journal Inst, of Met. 1953. - vol. - 81. - P. 9, 451.

20. Jeong Ryong Son, Hyuck Mo Lee. Phenomenological phase diagram calculation of the Ni-Al system in the Ni-rich region.//Acta Mater., 1997. - vol. 45 - № 11. -P. 4743-4749.

21. Cacciamani G., Chang Y. A., Grimvall G. et al. Order-Disorder Phase Diagrams // Calphad, 1998. - vol. 21. - P. 247 - 263.

22. Bremer F.J., Beyss M., Wenzl H. The order-disorder transition of the intermetallic phase Ni3Al // Phys. Stat. Sol., 1988. - (a) 110. - P. 77 - 82.

23. Hilpert K., Koberts D., Venugopal V., Miller M., Gerads H. Phase diagram studies on the Al-Ni System. // Z. Naturforsch. 1987,- 42a. - P. 1327-1332.

24. Massalsky T.B., Binary Alloy Phase Diagrams // American Society for Metals, Ohio.,- 1986.-vol.1.-P. 140.

25. Райнз Ф. Диаграммы фазового равновесия в металлургшш. М.: НТИ литературы по черной и цветной металлургии., 1960, 376с.

26. Хансен М., Андерко К. Структура двойных сплавов. М.: Металлургиздат, 1962 .-Т.1 -2, ,608 с.

27. Cahn R.W., Spemers P.A., Geiger J.E. The order-disorder transformation in Ni3Al and Ni3Al-Fe alloys II. Phase transformation and microstructures // Acta Metall. -1987.-35.-P. 2753-2764.

28. Nichimura and Liu C.T. Reactive sintering of Ni3Al under compression // Acta metall mater. 1993. - v.41. - № 1. - P.113 -120.

29. Shramm J. Phase diagram Ni-Al // Z. Metallkunde. 1941. - 33. - P. 347-350. 31.Sanchez J.M., Barefoot J.R., Jarriet.R.N. and Tien J.K. Model of Lenarda - Jonsa // Acta Metall. - 1984. - v 32. - P. 1519.

30. Kikuchi R. and Sato H. Biagram Ni-Al // Acta Metall. -1974. v.22. - P. 1099.

31. Браун А., Вестбрук Дж. Методы получения интерметаллидов // сб. Интерметаллические соединения. М.: Металлургия. - 1970. - С. 197-232.

32. Maxwell W.A., Grala Е.М. Investigation of Nickel-Aluminium Alloys Containing from 14 to 34 Per Cent Aluminium"/ NASA Tech. 1984. - P. 3259.

33. Итин В.И., Хачин B.H., Гюнтер В.Э. и др. Получение никелида титана методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза. // Порошковая металлургия. 1983. - № 3. - С. 4 - 6.

34. Белов А.Ф., Аношкин Н.Ф., Фаткуллин О.Х. Формирование структуры и свойств никелевых сплавов в процессе получения изделий из гранул // Сталь. -1981. № 11. - С. 78-83.

35. Бхагирахадха Pao Е.С., Аруначалам B.C. Порошковая металлургия порошковых сплавов на никелевой основе. // В кн.: Актуальных проблемах порошковой металлургии. М.: Металлургия. - 1990. -с. 203-230.

36. Андриевский P.A. Введение в порошковую металлургию. Фрунзе: Илим, 1988.- 171 с.

37. Шатт В. Порошковая металлургия. Спеченные и композиционные материалы. М.: Металлургия, 1983. -520с.

38. Либенсон Г.А. Основы порошковой металлургии. М.: Металлургия, 1987. -207с.

39. Wright R.N., Flinn J.E. Consolidation and properties of rapidly solidified nickel aluminide powders // ASM AIME Fall Meeting, Lake Buena Vista 1986. - P. 239.

40. Итин В.И., Найбороденко Ю.С. Высокотемпературный синтез интерметаллических соединений. Томск: Томский университет. 1989. - 212с.

41. Jean Pascal Lebrat and Varma Self - Propagation High - Temperature Sythesis of Ni3Al // Combust Sei. and Tech. - 1992. - Vol. 88 - P. 211 - 221.

42. Мержанов А.Г., Проблемы технологического горения. //В сб.: Процессы горения в химической технологии и металлургии. Черноголовка. - 1975. - С. 515.

43. Левашов Е.А., Рогачев A.C., Юхвид В.И., Боровинская И. П. Физико-химические и технологические основы самораспространяющегося высокотемпературного синтеза. М.: Изд-во Бином. - 1999. - 173с.

44. Мержанов А.Г., Шкиро В. М., Боровинская И.П., Патент № 3726643. 1973.-США

45. Мержанов А.Г., Боровинская И.П., Шкиро В.М., Патент № 701436.-1972.-Франция.

46. Семенов H.H. Цепные реакции.- Л.: Госхимтехиздат.- 1934. 150с.49.3ельдович Я.Б. Теория горения и детонации газов.- М.: Изд. АН СССР,-1944,-71с.

47. Франк Каменецкий Д. А. Диффузия и теплопередача в химической кинетике.- М.: Наука. - 1967. - 491с.

48. Итин В.И., Найбороденко Ю.С. Объемные изменения пористых тел при неизотермическом жидкофазном спекании и самораспространяющемся высокотемпературном синтезе. // Порошковая металлургия .- 1977. т. 170. - № 2.- С. 6- И.

49. Бугаков В.З. Диффузия в металлах и сплавах. Л.-М.: ГИИТЛ. 1949. - 212.с.

50. Никитин В. И. Физико химические явления при воздействиии жидких металлов на твердые. М.: Атомиздат.- 1967. - 492с.

51. Дыбков В.И. Взаимодействие некоторых переходных металлов VI, VIII группы с жидким алюминием / Дис., к. ф.- м н. Томск. - 1980. - 197с.

52. Савицкий А.П. Жидкофазное спекание систем с взаимодействующими компонентами Новосибирск: Наука . 1991. - 184с.

53. Корчагин М.А., Александров В.В., Неронов В.А. Фазовый состав промежуточных продуктов реакции взаимодействия никеля с алюминием // ФГВ. 1976. -№6 .-С. 104-110.

54. Семенов H.H. Тепловая теория горения и взрыва // Успехи физ. наук. 1940. -№.23.-№3.-С. 251.

55. Кашин O.A., Дударев Е.Ф., Итин В.И. и др., Структура и механические свойства образцов интерметаллида Ni3Al, синтезированного из смеси порошков.// Порошковая металлургия. 1987. - № 1. - С. 71-74.

56. Seiji Miura, Tomonori Ohashi, Yoshinao Mishima Amount of liquid phase during reaction synthesis of nickel aluminids // Intermetallics 5. - 1997. - P. 45-59.

57. Deevi S.C., Sikka V.R. Exo-Melt™ process for melting and casting intermetallics // Intermetallics 5. 1997. - C. 17 - 27.

58. Вольпе Б.П., Гарколь Д.А., Евстигнеев B.B., Мухачев А.Б. Исследование взаимодействия системы никель алюминий в процессе СВС на основе методики высокотемпературной пирометрии.// ФГВ. - 1994. - С. 62 - 69.

59. Федорищева М.В., Любивой В.П., Овчаренко В.Е., Тришкина Л.И., Семухин Б.С., Сазанов Ю.А., Козлов Э.В. Состав и тонкая структура интерметаллида, полученного СВС методом // Порошковая металлургия. 1993. - № 6. - С. 42-46.

60. Шульце Г. Металлофизика. М: Мир. 1971. - 450с.

61. Уманский Я.С., Скаков Ю.А. Физика металлов М: Атомиздат. - 1978. -352с.

62. Кривоглаз М.А., Смирнов А.А., Теория упорядочивающихся сплавов. М: Наука. 1966. - с.

63. Смирнов А. А. Молекулярно кинетическая теория металлов. М: Наука. -1966.- с.

64. Попов Л.Е., Козлов Э.В. Механические свойства упорядоченных твердых растворов М.: Металлургия. - 1970. - 217с.

65. Horton J.A. Miller М.К. Atom probe analysis of grain boundaries in rapidly -solidified Ni3Al// Acta metal. 1988. - 36. - C. 493-500.

66. Liu C.T., Pope David P. Ni3Al and its Alloys //I ntermetallic Compounds. 1994. -vol.2.-P. 17-51.

67. Vbissire P. Weak-beam study of dislocations moving on {100} planes at 800° С in Ni3Al // Philos. Mag. 1984. - 50A. - P.189-203.

68. Teppo O. and Taskinen P. Thermodynamic assessment of Ni-B phase diagram/Mat. Sc. and Techn. v.9. - 1993. -P.205 - 210.

69. Аоки К., Идзуми О. Влияние элементов, образующих твердый раствор замещения на прочность интерметаллического соединения Ni3Al при возрастании температуры // Нихон киндзоку гаккайси. -1975. т. 39. - №12. - С. 1282 - 1289.

70. Aoki к., Ishikawa К., and Masumoto Т. Stoichiometry effect on ductilization of ternary Ni3Al by microalloying with boron // Scr. Metall. and Mater. v.29. - 1993. -P. 651-656.

71. Liu H.C. and Mitchel Т.Е. Irradiation induced order-disorder in Ni3Al and NiAl // Acta Metall. 1983. - v.6. - №6. - P. 863-872.

72. Shoudhury A., White C.I., and Brooks C.R. The role boron in Ni3Al // Scr. Metall.- 1986.-20.-P. 10061-1066.

73. Baker I., Shulson E.M.On grain boundaries in Nickel-rich Ni3Al // Scr.Met. -v.23.- 1989.-P. 1883-1886.

74. Kim M. S., Hanada S., Watanabe S., Izumi O. Effect of grain size on strength, ductility and fracture in recrystallized Ni3Al doped with boron // Trans. Jap. Inst. Metals. 1988. - v. 29. - № 4. - P. 274-283.

75. Shulson E.M., Weins T.P., Baker I., Frost H. J. Horton J.A. Grain boundary accomodation of slip in Ni3Al containing boron // Acta Met. 1986. - v.34. - №.7 - P. 1395-1399.

76. Shulson E.M. Structure, properties and potential application of intermetallic compounds produced from powders// Int. Journal Powder Met. 1987. - v.23. - №1. -P. 25-32.

77. Салтыков С.А. Стереометрия в металлографии. М: Металлургия. - 1970. -374 с.

78. ГОСТ 18898-73. Порошковая металлургия. Изделия Методы определения плотности и пористости. Государственный комитет по стандартам Москва. -1975. -20с.

79. Горелик С.С., Скаков Ю.А., Расторгуев JI.H. Рентгенографический и элек-троннооптический анализ. Москва: МИСИС. - 1994. - 328 с.

80. Физические основы рентгеноспектрального локального анализа. М: Наука.- 1973.- 312с.

81. Эндрюс К., Дайсон Д., Киоун С. Электронограммы и их интерпретация. М.: Мир.- 1971.-256 с.

82. Утевский JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М: Металлургия. - 1973. - 583с.

83. Чернявский К.С. Стреология в металловедении. М.: Металлургия. - 1977. -280с.

84. Хирш П., Хови А., Николсон Р., Пэшли Д., Уэлан М. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.: Мир. - 1968. - 574с.

85. Hentzell H.T.G., Anderson В. and Karlson S.E. Crystallographic structure on rich Ni-Al films prepared by co-evaporation // Acta metall. 1983. - v.31. - №7. - P. 1131-1140.

86. Aoki K, Idzumi O. Defect structure and long-range order parameters in off-stoichiometric Ni3Al // Phys. Stat. Sol. 1975. - (a). - v. 32. - P.657 - 665.

87. Тайлашев A.C. Рентгеноструктурное исследование превращения порядок -беспорядок в сплавах со сверхструктурой L1? на основе никеля и меди. Авто-реф. канд. дисс. Томск.- 1988. -20с.

88. Тайлашев А.С., Старенченко С.В. и др. Упорядочение атомов и его влияние на свойства сплавов. Томск: ТГУ. - 1978. - С. 22-25.

89. Грейль Е.М. Механические свойства металлических соединений. М: Металлургия. - 1962. - 300 с.

90. Chaki Т.К. Mechanism of boron induced strengthening of grain boundaries in Ni3Al //Phil. Mag. Letters. - 1991. - v.63. - №3. - P. 123-126.

91. Mills M.J., Goods S.H., Folles S.M. and Whetstone J.R. The influence of boron segregation on the structure and mechanical properties of boundaries in bicrystals of Ni3Al // Scripta metallurgica. 1991. - v.25. - P. 1283-1288.

92. Wen Deng, Xiong L.Y., Lung C.W., Wang C.H., Guo J.T. Interaction of hydrogen and boron with defects in polycrystalline Ni3Al alloys investigated by the positron annihilation technique. // Intermetallic. 1997.- №5. - P. 265-269.

93. George E.P., Liu C.T. and Padgett R.A. Comparison of grain boundary compositions in В doped and В - free Ni3AI. // Scripta met. - 1989. - v.23. - P. 979-982.

94. Chaki T.K Boron in polycrystalline Ni3Al mechanism of enhancement of ductility and reduction of environmental embrittlement. // Materials Science and Engineering. - 1995. - A 190. - P. 109-116.

95. Mishima Yoshinao, Ochial Shouichi and Suzuki Tomoo. Lattice parameter of Ni (y'), Ni3Al (y') and Ni Ga (y') solid solutions with additions of transition and B-subgroup elements// Acta metall. 1985. -v.5. - P.1161-1169.

96. Уманский Я.С. Рентгенография металлов. М: Металлургия. - 1967. -234с.

97. Федорищева М.В., Овчаренко В.Е., Иванов Ю.Ф. Структура и фазовый состав под давлением синтезированного интерметаллида Ni3Al + 0,05 ат.%В. // Изв. ВУЗов. Физика. 1996. - № 9. - С. 60-64.

98. Федорищева М.В., Овчаренко В.Е., Иванов Ю.Ф. Структура и фазовый составО под давлением синтезированного интерметаллида Ni3Al. // Изв.Вузов.Физика.- 1996. №9. - С. 60 -64.

99. Anselmi Tamburini and Z. A. Munir. The propogation of a solid - state combustion wave in Ni - Al foils. // Division of materials science and engineering, University of Califoria, Davis. - 1989. - P.

100. Эллиот P. Структура двойных сплавов. Москва: Металлургия. - 1970. -т. 1,2.-600с.

101. Миркин J1.E. Справочник по рентгеноструктурному анализу поликристаллов. М.: Металлургия . - 1980. - 863с.

102. Frost H.J. Grain boundary structure and the effect of boron in Ni3Al // Acta Met. 1988. - v.36 - № 8. - P. 2199-2211.

103. Baker I., Huang В., Shulson E.M.The Effect of boron on the lattice properties ofNi3Al //Acta Metall. 1988. -№38. - P. 493-500.

104. Weihs T.P., Zinoviev V., Viens D.V. and Schulson. The strength, hardness and ductility of Ni3Al with and without boron // Acta Metall. 1987. -v. 35. - P. 1109 -1118.

105. Choundury A., White C.L., and Brooks C.R. The Role of Boron in Ni3Al // Scr. Metall- 1986.-v.20.-P. 1061-1066.

106. Юм -Розери У. Устойчивость фаз в металлах и сплавах. Москва: Мир. -1970.-С. 179-190.

107. Криштал М.А. Механизм и кинетика изменения количества дислокаций и вакансий в сплавах при диффузии примесей их внешней среды. // Легирование и свойства жаропрочных сплавов М: Наука. 1971. - С. 164-173.

108. Корзников А.В., Идрисова С.Р., Пышминцев И.Ю., Сиренко А.А., Корз-никова Г.Ф. Влияние степени дальнего порядка на механические свойства легированного бором интерметаллидаNi3Al //Металлы. 2. - 2000. - С. 83-86.

109. Allverdova N.V., Portnov V.K., Kucherenko L.A., Ruban A.V.and Bogdanov V.I. Atomic distribution of alloying between sublattices in the intermetallic compounds Ni3Al and NiAl. // Journal of the Less-Common Metals. 141. -1988. -P.191-200.

110. Takasugi Т., Izumi O., and Masahashi N. Electronic and structural studies of grain boundaries strength and fracture in Lb ordered alloys-II. On the effect of third elements in Ni3Al alloy. // Acta metall. v.33. - №7. - 1985. - P. 1259-1269.

111. Робинсон П.М., Бивер М.Б. Термодинамические свойства // Сб. «Интерметаллические соединения». М.: Металлургия. 1970. - С. 52-104.

112. Assadi Н., Barth М., Greer A.L. and Herlach D.M. Kinetics of solidification of intermetallic compounds in the Ni-Al system. // Acta met. 1998. - v.46. - №2. -P.491-500.

113. Самсонов Г.В., Виницкий И. M. Тугоплавкие соединения. Справочник. -Москва: Металлургия. 1976. - 558 с.

114. Смитлз К. Дж. Металлы. Справочник. Москва: Металлургия. 1980. -400с.

115. Эмсли Дж., Элементы. Справочник. М: Мир. 1993. - 255с.

116. Свойства элементов. Справочник / под ред Дрица М. Е. М: Металлургия. - 1985. -240с.

117. Baker I., Shulson E. M. and Horton J.A. In-situ straining of Ni3Al in a transmission electron microscope.// Acta Metall. 1987. -v.35. - P. 1533 - 1541.

118. Козлов Э.В.,Тайлашев A.C., Попов Л.Е., Мокина Ю.Ф. // Сб. «Доклады 4 Всесоюзного Совещанию по упорядочению и его влияния на свойства сплавов», ч.1., Томск: ТГУ. 1974. - С. 236-292.

119. Кривоглаз М.А. Теория рассеяния рентгеновских лучей и тепловых нейтронов реальными кристаллами. М.: Наука. - 1967. - 250с.

120. Дарке Л.С., Гурри Р.В. Физическая химия металлов. Москва: Метал-лургиздат. - 1960. - 450 с.

121. Юм -Розери У. Устойчивость фаз в металлах и сплавах. Москва: Мир. -1970.-С. 179-190.

122. Гинье. Неоднородные твердые растворы М: Наука. - 1962. - 158с.

123. Алексеев Ф.Ф., Коробов С.С., Ноткин А.Б. Флуктуации химического состава (3 твердого раствора титановых сплавов на стадии предвыделения. // Физика металлов и металловедение. - 1983. - т.56. - вып.З. - С. 514-520.

124. Вол А.Е. Строение и свойства двойных металлических систем М: Физ-матгиз. 1959. -т.1. - 753с.

125. Барабаш О.М., Коваль Ю.М. Структура и свойства металлов и сплавов Справочник.- Киев: Наукова думка. 1986. - 176с.

126. Кубашевский О., Олкокк С.Б. Металлургическая термохимия. М: Металлургия. - 1982. - 392с.

127. Уманский Я.С., Скаков Ю.А., Иванов А.Н., Расторгуев Л.Н. Кристаллография, рентгенография и электронная микроскопия. М: Металлургия. - 1982. - 630с.

128. Kim Н.К., Earthman and Lavernia Directional solidification of Ni3Al // Acta metall. v.40. - №4. - P. 637-647.

129. Lasalmonie A., Chenal В., Hug. G., and Beauchamp P. Structure and anisot-ropy of antiphase boundaries in rapidly solidified Ni3Al. // Phil. Mag. v.58. - №3.-1988.-P. 543-554.

130. Solorzano J.J., Weatherly J.C. Dislocation structure produced by dissolution of discontinuos precipitate products. // Material Science and Eng. 1986. - 81. - P. 101106.

131. Baker I. And Shulson E.M. The effect of temperature on dislocation structures in Ni3Al // Phys. Stat. Sol. 1985. - (a). - 89. - P. 163-172.

132. Kung H. Rasmussen D.R. and Sass S.L. Grain boundaries in Ni3Al-I. The local compositional order.// Acta Metall mater. v.40. - №1. - 1992. - P. 81-97.

133. Kung H. and Sass S.L. Grain boundaries in Ni3Al-II. The dislocation structure of small angle boundaries .//-Acta Metall. Mater. v.40. - №1. - 1992. - P. 99-106.

134. Yan W., Jones LP. and Smallman R.E. The effect boron dopant on dislocation configuration in polycrystalline Ni3Al // Scr.Met. v.21. - 1987. - P. 1511-1515.

135. Mills M.J. Determination of compositional ordering at grain boundaries in boron-doped Ni3A1 // Scr.Met. 1989. - v.23.- P. 2061 -2066.

136. Матвеева H.M., Козлов Э.В. Упорядоченные сплавы в металлических системах. М.: Наука. - 1989. - 248с.

137. Серебрякова Т. И., Неронов В.А., Пешев П.Д. Высокотемпературные бо-риды. М.: Металлургия. - 1991. - 367с.

138. Куликов И. С. Термодинамика карбидов и нитридов.- Челябинск: Металлургия. 1988. - 320с.