Самораспространяющийся высокотемпературный синтез литых алюминидов металлов триады железа тема автореферата и диссертации по химии, 02.00.04 ВАК РФ

РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК

ИНСТИТУТ СТРУКТУРНОЙ МАКРОКИНЕТИКИ И ПРОБЛЕМ МАТЕРИАЛОВЕДЕНИЕ Г 6 ОД

-2 5 ДЕК 2000

На правах рукописи

СИМОНЯН Анна Владимировна

САМОРАСПРОСТРАНЯЮЩИЙСЯ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНЫЙ СИНТЕЗ ЛИТЫХ АЛОМИНИДОВ МЕТАЛЛОВ ТРИАДЫ ЖЕЛЕЗА

Специальность 02.00.04 - физическая химия

Автореферат диссертации на соискание ученой степени кандидата химических наук

/

Черноголовка 2000

Работа выполнена в Институте структурной макрокинетики и проблем материаловедения РАН

Научные руководители: доктор технических наук Юхвид В.И., кандидат физико-математических наук Пономарев В.И.

Официальные оппоненты: доктор химических наук Боровинская И П доктор химических наук Струнин В.А.

Ведущая организация: Московский государственный институт стали и сплавов

(МИСиС) (Технологический университет)

Защита состоится « 2000 г. в часов

На заседании специализированного совета Д003.80.01 Института структурной макрокинетики и проблем материаловедения по адресу: 142432, Московская область, Ногинский район, Черноголовка, ИСМАН.

С диссертацией можно ознакомится в библиотеке ИСМАН

Автореферат разослан «_ 2000 г.

Ученый секретарь Специализированного совета к.ф-м.н

В Н. Кудряшов

КШ.М-'/. Э * 0

Актуальность проблемы. Интенсивное развитие науки и техники выдвигает на первый план задачи создания материалов с особыми свойствами. К таким материалам относятся интерметаллиды и сплавы на их основе. Среди них встречаются соединения, обладающие высокой прочностью, твердостью, жаростойкостью, сверхпроводники и полупроводники, соединения с низкими и высокими температурами плавления и др., обуславливающие их широкое применение во всех направлениях технического прогресса. Необходимо отметить, что за последние годы значительно возросла роль интерметаллических соединений как основы при создании сплавов с уникальными свойствами, например, эффектом "памяти формы", "металлического стекла" и др. Теоретическими и экспериментальными исследованиями было показано, что неравновесное метастабильное состояние материала, в ряде случаев, обеспечивает получение высоких эксплуатационных характеристик, которые не могут быть достигнуты в условиях равновесия.

Однако существующие в настоящее время методы получения икгерметаллидов характеризуются сложностью и многостадийностыо технологических циклов, значительными энергетическими затратами и не всегда обеспечивают необходимое качество материала. Большими возможностями в этом плане обладают методы высокотемпературного синтеза в режиме послойного горения и теплового взрыва, основанные на использовании внутренней химической энергии исходных реагентов.

Большая часть предыдущих работ была посвящена исследованию закономерностей теплового взрыва и механизму получения металлических соединении из элементных смесей (Ме-Ме'). Однако в большинстве случаев эти работы были посвящены особенностям самого процесса теплового самовоспламенения или имели прикладной материало-ведческий характер. Были проведены также исследования по получению интерметаллидов из смесей термитного типа (МехОу - Ме'); было показано, что горение данных систем на воздухе протекает во взрывоподобном режиме и сопровождается большим разбросом вещества. Настоящая диссертационная работа посвящена исследованию процесса самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) соединений систем Fe-Al, Со-А1 и Ni-Al из смесей оксид металла - алюминий (смесей «термитного» типа) под давлением инертного газа, а также продолжению исследований закономерностей синтеза системы Ni-Al из металлических компонентов.

Цель работы. Настоящая работа является комплексной. Ее целями является изучение процессов горения и фазообразования в термитных системах FeO-Al, СоО-А1 и NiO-Al под давлением инертного

газа, а также нахождение оптимальных условий синтеза металлических соединений, позволяющих не только получать, но и регулировать их химический и фазовый состав.

Научная новизна. Изучены характеристики процесса горения термитных смесей FeO-Al, СоО-А1 и NiO-Al в зависимости от внешнего давления, от состава реакционной смеси и диаметра реакционной формы. Синтез в термитных системах проводился под давлением инертного газа в «бомбе постоянного давления», чгго позволило регулировать процессы горения и фазоразделения. Высокие тепловые эффекты горения данных систем позволили получить конечные продукты в литом виде.

Изучены процессы фазообразования в СВС-литых алюминидах металлов триады железа, дан их анализ с точки зрения процессов равновесных фазовых превращений, в том числе, равновесной кристаллизации расплава. Показано, что соединения, полученные в режиме СВС из смесей термитного типа, являются метастабильными. Рассчитаны параметры структур и измерены микротвердости всех синтезируемых фаз данных систем. Определены и изучены основные типы микроструктур литых СВС-алюминидов железа, кобальта и никеля. В системе Ni-Al в области 18-32 % AI установлено образование высокотемпературного тетрагонального Ni3Al и определен механизм его образования как мартенситное превращение.

Для детального изучения процессов фазообразования в системе Ni-Al создана установка для получения литых интерметаллидов из смесей металлических компонентов под действием электромагнитного поля. Выявлено значительное влияние электромагнитного воздействия на процессы горения, характеристики теплового взрыва и фазообразования в системе Ni-Al. Показано, что с использованием данной методики возможно синтезировать широкий класс металлических соединений различных систем.

С использованием метода динамической рентгенографии в системе Ni-Al предложен механизм фазообразования в области составов богатых никелем. Установлено существование праструктуры Ni,Al, образующийся при Т<1900 К, эволюция которой до конечного продукта идет в зависимости от состава и скорости охлаждения через ряд промежуточных фаз.

Разработана методика оценки охлаждения продуктов синтеза, с помощью которой возможно управление процессом получения соединений заданного химического и фазового состава с разной степенью дефектности структуры.

Практическая значимость. На основании проведенных Исследований предложена научная база для получения металлических соединений систем Fe-Al, Co-AI и Ni-AI в широком диапазоне составов с заранее заданными свойствами п объемах, необходимых для проведения научных и прикладных исследований, а также практического использования. Определены оптимальные условия синтеза и в реакторе СВС-20 синтезированы опытные партии слитков моноалюминида никеля и кубического Ni3Al массой 10 кг, Соответственно.

Исследована возможность получения никелевых катализаторов на основе синтезированных интерметаллидов методом СВС из смесей NiO-Al. Показано, что активность данных катализаторов в 10 раз превосходит активность ранее известных при процессе гидрирования гексена-1 до гексана.

Апробация работы. Основные результаты исследований докладывались на 11-м Симпозиуме по горению и взрыву, п.Черноголовка, 1996, 4-м Интернациональном Симпозиуме по СВС, 1997, г.Толедо, 5-м Интернациональном Симпозиуме по СВС, 1999, г.Москва, семинарах и конференциях ИСМ РАН. По материалам работы имеется 8 публикаций.

Структура и объем работы. Диссертационная работа состоит из введения, шести глав, выводов и списка цитируемой литературы. Работа содержит /5~0 страниц, SS рисунков и /J таблиц. Список литературы содержит наименований отечественных и зарубежных авторов.

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении обосновывается актуальность темы диссертации, сформулирована цель исследований, дается краткая характеристика работы.

В первой главе дается обзор основных экспериментальных и теоретических исследований, посвященных химическому и фазовому строению металлических систем, анализу фазовых равновесий и диаграмм состояния,, систем Fe-Al, Со-А1 и Ni-Al, свойствам интерметаллидов и методам их получения на основе СВС.

Во второй главе описаны методики проведения экспериментальной работы и методы анализов продуктов синтеза, представлены основные расчетные формулы.

В, зависимости от цели эксперимента в опытах использовали следующие типы установок: 1) «бомба постоянного давления» (БПД)

объемом 5 литров с максимальным рабочим давлением 15 МПа для сжигание смесей массой до 50 г; 2) универсальный реактор СВС-20 объемом 20 л с максимальным рабочим давлением 20 МПа для сжигания смесей массой до 10 кг; 3) высокочастотная индукционная установка ВЧГ-0.44/10.

В опытах в качестве компонентов исходных смесей использовались порошки оксидов железа, кобальта, никеля марки "ОСЧ", алюминий марки АСД-1, никель марки ПНЭ-1. Исходные реагенты, в зависимости от целей эксперимента, помещались в тугоплавкие цилиндрические формы из кварцевого стекла, графита или меди различного диаметра. Избыточное давление в БГ1Д осуществляли техническим азотом (ГОСТ 9293). В ходе эксперимента проводились визуальные наблюдения и видеосъемка процесса горения.

В процессе СВС термитных смесей происходит химическое превращение исходной смеси в конечные продукты по схеме:

МеО + \']А1-> Мс1.хА1х + у2А1203, где \'ь \'2 - стехиометрическис коэффициенты. Массовую долю алюминия в шихте (аА0 рассчитывали из уравнения реакции восстановления алг^МдДМмео + У1МА]), где МА1 - атомная масса алюминия, ММео - молекулярная масса восстанавливаемого оксида металла. В общем виде массовую долю А1 в шихте можно определить по формуле: ам=тк\1т(ь где тц - масса алюминия в шихте, т() - масса шихты.

Выход целевых компонентов в слиток рассчитывали по формуле г|в=(»/м//ио)100%, где ти - масса слитка, измеренная в эксперименте, т0 - масса шихты. Теоретический выход металлической фазы в слиток рассчитывали 10')%, где тг - масса слитка,

рассчитанная из уравнения реакции восстановления. Полнота фазоразделения определяется отношением экспериментального и теоретического выходов металлов в слиток г|ф=(/им/шх)100%. Полнота разброса, рассчитывается по формуле г|р=(/Ир/шо)100%, где тр - масса разброса, измеренная в эксперименте.

Скорость горения считали на базовых отрезках одинаковой длины, равной 3 см, по формуле Г/0=М (см/с), где И - высота слоя шихты, / - время горения.

Для изучения влияния электромагнитного поля на процессы СВС в смесях никеля с алюминием использовалась высокочастотная индукционная установка мощностью от 0 до 7 кВт при частоте 4,4Т05 Гц. Кварцевый стаканчик с реакционной смесью обертывался медной фольгой, крепился и помещался внутрь индукционного кольца. Процесс проводили в двух режимах: объемного воспламенения в атмосфере азота и фронтального горения на воздухе. При объемном

воспламенении разогрев смеси происходил за счет разогревания фольги, при фронтальном горении сверху реакционной смеси дополнительно помещался инициатор горения (металлическая пластина).

Для исследование влияния способа приготовления алюминнда никеля на активность никелевых катализаторов были приготовлены слитки методом СВС в БПД с разными режимами охлаждения. Для этого шихта помещалась в медный стакан, боковые стенки которого были изолированы постоянным слоем теплоизолятора (А120з), а толщина донного слоя теплоизолятора варьировалась. Далее из алюминндов никеля готовился катализатор №-Рснся по стандартной методике. С помощью полученного никелевого катализатора проводили реакцию гидрирования гексена-1 до гексана. Для оценки характеристического времени охлаждения алюминидов никеля решалось уравнение теплопроводности: дТ/д( = %с?Т/дх2 с начальными условиями: Т(х, 0)=7'0; 7'((), /)= Т01ф, где Т0 - температура образца в момент окончания химической реакции, Тощ, - температура окружающей среды. Характеристическое время охлаждения имело вид: т-=/2/о2, где / - толщина донного слоя изолятора, а - коэффициент температуропроводности изолятора. При отсутствии донного слоя теплоизолятора параметр / равен 0. В этом случае время охлаждения зависит от линейных размеров и температуропроводности образца. В присутствии донного слоя теплоизолятора характеристическое время охлаждения завиагг от толщины этого слоя и коэффициента температуропроводности изолятора.

Продукты синтеза исследовались с помощью химического, рентгенофазового, металлографического и локального рентгеноспек-трального анализов. Химический анализ продуктов синтеза осуществляли по традиционном методикам, разработанным в лаборатории химическою анализа ИСМ РАН. Локальный рентгеноспектральный анализ выполнен со шлифов на рснтгеноспектралыюм электрозондовом микроанализаторе 1СХА-733 "БирегргоЬе". Металлографические исследования проведены на металлографическом комплексе '^ЕОРОТ-ЗО".

Рентгенофазовый анализ продуктов синтеза выполняли на автоматизированном рентгеновском дифрактометрс ДРОН УМ на СиЛГа и РсА',, излучении при непрерывном движении детектора и образца в связи 2:1. Рентгенограмма запоминалась в ЭВМ в цифровом виде, обрабатывалась по специализированным программам. В результате этого получены данные по положению пика, рассчитанному как по максимальной интенсивности, так и по полуширине пика, полуширина пика, характеризующая форму пика и степень совершенства материала.

Обработка рентгевдифракционных спектров и вычисление параметров решеток синтезированных фаз проводили на персональном компьютере на пакетах программ COMP HIS и PDF. Для анализа кристаллохимических особенностей образцов определялись параметры ячейки, сдвиг пиков из стандартных положений из-за стехиомет-рических отклонений состава, степень текстурированности материала. Часть экспериментов была проведена с использованием установки динамической рентгенографии, разработанной в лаборатории рентгеноструктурных исследований и позволяющей в режиме реального времени получить данные об особенностях фазообразования непосредственно в условиях волны горения («дифракционное кино»).

Расчет параметров термодинамического равновесия осуществляли с помощью программы «THERMO», разработанной в ИСМ РАН специально для анализа процессов горения в сложных гетерогенных системах.

Третья глава посвящена исследованию закономерностей горения термитных систем FeO - AI, СоО - AI и NiO - AI.

Для исследования влияния давления на характеристики горения были выбраны смеси порошков FcO - AI, СоО - AI и NiO - AI в соотношении 0.8-Ю.2, необходимого для восстановления оксидов металлов до чистого металла. Согласно термодинамическому расчету данное соотношение компонентов обеспечивает наибольшую температуру горения. В интервале давления азота 0.1 - 10 МПа горение смесей протекает в стационарном режиме с плоским фронтом; При атмосферном давлении процесс сопровождается активным разбросом вещества. Продукты синтеза четко разделены ча литую металлическую и стеклообразную шлаковую фазы. Как показали эксперименты, с повышением давления скорость горения смеси FeO-лЬ и СоО-А1 увеличивается и выходит на насыщение, скорость горения смеси NiO-Al уменьшается и таюкс достигает постоянного значения (рис: 1). Величина разброса не зависит от давления, для системы FeO-Al, уменьшается с повышением давления для-систем СоО-А1 и NiO-Al (рис.1). Давление не оказывает влияния на величину выхода целевых компонентов в слиток и фазоразделение системы FeO-Al, а в системах СоО-А1 и NiO-Al с увеличением внешнего давления выход целевых компонентов в слиток и полнота фазоразделения возрастают (рис. 2).

Тенденции влияния давления на характеристики процесса горения объясняются ..отличием в интенсивности газообразования данных систем.- Согласно, температуре синтеза (3100-3500К) и термодинамике процесса, основными газообразными компонентами являются пары Co. Ni, AI,, А10, А120, кислород. Наиболее сильное

л р,% -- 10.0

-- 7.5

---5.0

2.5

а

О 2

0 2

1!, см/с

^5 -4.0 -,

3.5 -

3.0

2.5 -

0

О

6 8 ю Р МПа __л п %

о о о

Т 20 15 + Ю 5 О

6 8 Ю МПа Л р,% "10.0

7.5

5.0 2.5

В

4 6 8 10 ^.МПа

Рис. 1. Влияние давления на 1) скорость гореиия и 2) разброс систем а - ЗРеО - 2А1, б - ЗСоО - 2А1, д-3№0-2А1.

4

4

ч ф, ч.. %

80 60 40 20

I о

и п 2

в в

а

0 2 4 6 8 Ю ЛЖЬ

^Ф.^в,0/« 80

60

40

20

Ча.П'/о

Л □ „^Ь

{ 11 и

.2

__ г ■ » ■

2 4 6 8 10

Р, МПа

в

0 2 4 6 8 Ю^М1а

Рис. 2. Влияиие давления на 1) фазоразделение и 2) полноту выхода металлов в елток: а - ЗРеО - 2А1, б - ЗСоО - 2Л1, в - ЗМО - 2А1.

образование газообразных продуктов происходит при горении системы №0-А1. В системах СоО-А1 и №0-А1 рост внешнего давления приводит к практически полному прекращению газовыделения и увеличению температуры горения. При горении смеси ЕеО-А1 газообразных продуктов не образуется, и рост давления не влияет на температуру процесса.

Согласно модели горения смесей термитного типа связь скорости горения с параметрами горения имеет вид:

где р и ро - плотности среды в зоне химического превращения и шихты соответственно, % = ?Урс - коэффициент температуропроводности в зоне реакции, J[r0, Тг) - связь скорости горения с размерами частиц А1 и температурой горения.

Из формулы следует, что влияние давления на скорость горения может проявляться как '1ерез температуру горения, так и через температуропроводность.

Тенденции этого влияния противоположны: с ростом давления температура горения возрастает, а величина температуропроводности с ростом давления падает. По видимому, для систем FeO-Al и СоО-А1 преобладающим фактором является влияние давления на температуру горения, а для системы NiO-Al - влияние давления на перемешивание расплава при горении. Интенсивное перемешивание расплава газами при горенчи смесей NiO-Al является одним из факторов, обеспечивающих высокие скорости горения данной системы. Уменьшение полноты разброса с ростом давления для системы NiO-Al и СоО-А1, а также слабая зависимость этого параметра для системы FeO-Al хорошо коррелируют с результатами термодинамических расчетов, а также формулой пузырькового газовыделения цр~ агТг/Р, где аг - количество газообразных компонентов в системе, Р - давление инертного газа.

Полнота фазорлзделения определяется соотношением характерных времен остывания и движения капель металла в шлаке:

где 1С1 - время охлаждения расплава, /,,ь - время фазоразделения, с!ъ - диаметр формы, % - коэффициент температуропроводности среды, И - высота расплавленного слоя, ¿1 - диаметр металлической капли, рт и рз - плотности металлической и шлаковой фаз соответственно, ц -

(1)

'Ph~d*d2(pm-ps)g/yji\i ,

(2)

вязкость шлака, причем ц ~ УТЛ)- Очевидно, что наиболее сильно полнота фазоразделения определяется температурной зависимостью вязкости шлака. Для системы ЫЮ-А1 и СоО-А1 с ростом давления температура горения повышается, что в свою очередь приводит к снижению вязкости шлакового расплава, и в соответствии с формулой (2), повышению полноты выхода металлов в слиток и фазоразделения.

При давлении азота 4 МПа проводились исследования влияния состава реакционной смеси на характеристики горения смесей Ре0-А1, СоО-А1 и №0-А1. Как показали результаты эксперимента, смеси способны к горению при содержании А1 в шихте (аА|) от 0.1-0.15 до 0.55-0.6. Горение смесей протекает в стационарном режиме с плоским фронтом. Величина разброса реакционной смеси составляет 1-3 %. С ростом схА1 линейная скорость горения (70 проходит через максимум (рис. 3). Кривая выхода целевых компонентов в слиток для всех трех систем имеет резкий подъем до ам ~ 0.15-0.20, затем величина выхода слабо растет, достигая своего максимума при аА1» 0.40-0.50 (рис.4). При дальнейшем увеличении содержания алюминия в шихте величина выхода металлов в слиток уменьшается. Фазоразделение ограничено концентрационными пределами горения реакционной смеси.

Согласно термодинамическому анализу, расчетные адиабатические температуры горения данных систем с увеличением содержания алюминия в реакционной смеси также проходят через максимум. Из

Рис. 3. Рис. 4.

Рис. 3. Зависимость линейной скорости горения от состава реакционной смсси. 1 - №0-А1; 2 - СоО-А1; 3 - КсО-А1; 4 и 5 - пределы горения.

Рис. 4. Зависимость выхода металлических компонентов в слиток от состава реакционной смсси. 1 - №0-Л1; 2 - СоО-А1; 3 - ГеО-Л1; 4 и 5 - пределы фазоразделения.

сопоставления экспериментальной кривой для U0 (aAi) и расчетной Тг (аЛ:) следует, что ход кривых совпадает, но максимум скорости горения смещен р область больших аЛ1. Из анализа формулы (1) следует, что на участке падения Тг рост скорости горения может быть связан с конкурирующим ростом /_=>7рс. Следует отметить, что обработка результатов эксперимента свидетельствует в пользу малых значений энергии активации при горении системы NiO - AI. Падение полноты выхода металлических компонентов в слиток и фазоразделения при избытке AI в реакционной смеси связано с уменьшением скорости фазоразделения за счет падения температуры и быстрого возрастания вязкости расплава.

При атмосферном давлении изучено влияние диаметра реакционного объема на процесс горения системы NiO - AI в соотношении реагентов 0.56-Ю.44. Наименьший диаметр формы определялся пределом горения (4 мм), наибольший - плавлением кварцевой оболочки (42 мм). Фронт горения на базовых участках ровный. Процесс горения протекает в стационарном режиме вплоть до погасания. При d < 4 мм достигается предел горения. В области горения с ростом диаметра формы скорость горения сначала возрастает, а затем выходит на насыщение. Тенденция влияния диаметра формы на величин)' разброса реакционной массы при горении аналогична. Величина разброса увеличивается от 1.4 % при 0 8 мм до « 20 % при 0 42 мм. Падение скорости горения связано с увеличением теплопотерь из реакционной зоны в процессе горения, что приводит к понижению температуры горения.

Гтава 4 пэевяшена исследованию формирования химическо! о. фазового состава и микроструктуры литых алюминидов металлов триады железа при их синтезе из термитных смесей.

Специфической особенностью СВС алюминидов металлов из термитных смесей является формирование металлического слитка в результате осаждения дисперсных капель интерметаллида через толщу шлакового расплава. Поэтому характер формирования химического и фазового состава тесно связан с разделением металлической и шлаковой фаз. Как показали эксперименты, слитки алюминидов железа, кобальта и никеля собираются на дне реакционной формы. Они хорошо отделяются от шлака, имеют округлую форму и металлический блеск. Основными фазами слитка являются целевые интерметаллиды МехА1у. Содержание кислорода в металлической фазе не превышает 0.35 %. Согласно рснтгеноспектральным и рентгенофазовым анализам, частиц другой фазы, кроме алюминидов металла, не обнаружено (в том числе А120з). Содержание азота в металлической фазе не превышает 0.06 %.

Л1, %

к спггке

30 20 10 О

Кислород

I С), % 0.4

0.3

0.2 0.1

0.1 0.2 0.3 0.4 0.5

0.06

0.04

0.02 О

Рис. 5. Химический состав слитка в зависимости от состава реакционной смеси. 1 -№0-А1; 2 - СоО-А1; 3 - РеО-Л1.

С увеличением количества алюминия в шихте, содержание алюминия в металлическом слитке возрастает (рис. 5).

В шлаках основными фазами, в зависимости от содержания алюминия в реакционной смеси, являются разные модификации А1203> шпинель Ме-А1-0, оксинитриды алюминия Al-O-N. Целевой металл в шлаках теряется в виде шпинели и застрявших капель интерметаллида. При выбросе реакционной массы во время синтеза большую долю вещества составляют интерметаллиды. В веществе наблюдается также оксинитриды алюминия и свободный алюминий, а содержание азота, по сравнению со слитком и шлаком, наибольшее.

Система Fe-Al. Согласно результатам эксперимента, последовательность фазообразования в интервале составов, богатых железом, соответствуют высокотемпературной области диаграммы состояния Fe-Al. В слитках с 0-18.6% Al наблюдается неупорядоченный твердый раствор на оскове объемноцентрированной кубической решетки a-Fe. Параметр ячейки a-Fe последовательно увеличивается с ростом содержания алюминия и системе (рис.6). Микроструктуры слитков данной области составов представляют собой однородную матрицу с выделениями в твердом состоянии второй фазы, расположенными преимущественно по границам зерен и субзерен. В образцах при содержании алюминия 20+39 % установлено образование твердого раствора на основе упорядоченной структуры FeAl В2 типа CsCl. Интервал существования твердого раствора на основе FeAl шире по сравнению с равновесным. При увеличении содержания алюминия в слитках до 28.7 % параметр ячейки FeAl монотонно возрастает, а затем остается постоянной величиной, что свидетельствует о насыщении ячейки алюминием. Резкое понижение микротвердости образцов объясняется образование более равновесной структуры (рис. 7). В образцах с 39-40% Al, наряду с основной фазой FeAl, на рентгено-

л О 10 20 1í>

л . .. . f t . -----

5.0

4.5"

7..S

Ve(Al)

KC.AI

аП

-4f

in

se

so

70 Атом. % Al

ЬвАЦ с

FfAl

Й/4

olí

M'

гЛ Al a

M

,JW2

WS1

/Л

20

50

4a

5(1

Rer, % Al

Рис. С. Параметры ячеек синтезированных соединений системы Fe-Al; + - стандартные значения параметров решетки.

граммах появляются слабые рефлексы гексагонального FeAl2. Данный слиток показывает самое высокое экспериментально измеренное значение микротвердости в системе Fe-Al (рис.7). Микроструктура данного сплава имеет тонкую полосчатую структуру, расположенную вокруг и частично внутри черна. Фаза FeAb эпитаксиально вырастает на высокотемпературной фазе Fe2AI3 посредством ламинарного роста двух очень подобных кристаллических структур различного состава.

В СВС-слитках двухфазная область FeAl +FeAl2 простирается до 49 % Al и сдвинута в сгорону больших концентраций алюминия по сравнению с равновесной фазовой диаграммой. При 49 % Al в слитке формируется практически однофазный FeAl2. Микроструктуры слитков данной области составов подобны микроструктуре доэвтектоидного и

И, ГГ1А

10

20

30

50 Нес •/. Л!

4

Рис. 7. Микротвсрдость синтезированных лшых ачюмигадов железа. • - экспериментальная; О- литературные данные.

эвтектоидного сплавов. При увеличении содержания алюминия в образцах выше 50 % на рентгенограммах присутствуют рефлексы четырех фаз: РеА12, ромбического Рс2А15, моноклинного Ре4А1и и А1. Формирование сложного фазового состава объясняется перитектичес-кими реакциями образования соединений.

Система Со-А1. При синтезе металлический кобальт представлен полиморфной модификацией а-Со с гексогональной структурой Мй АЗ, что соответствует фазовой диаграмме ниже линии полиморфного превращения. При увеличении содержания алюминия в слитках образуется твердый раствор на основе СоА1 со структурой СбС1. Значение постоянной ячейки СоА1 увеличивается с ростом содержания А1. Для образца с 30.6 % А1 рассчитанное значение параметра ячейки практически совпадает с данными для стехиомстрического СоА1.

Помимо основных рефлексов фазы СоА1, на рентгенограммах данных образцов наблюдается слабый рефлекс, относящийся к гексагональному Со2А15. Наличие малого количества Со2А15 объясняется перитектичес-кой реакцией образования данного соединения. При содержании алюминия в слитках выше 35 % помимо СоА1 происходит значительное образование фазы Со2А15. Постоянная решетки фазы СоА1 уменьшается, что соответствует образованию дефектной структуры вычитания. В образце со стехиометрическим составом Со2А15 обнаружено три фазы -

А

4.0"

ЗЛГ

2.5

2.0

_

10

4-и

Ь/2

а/2

№Л1

№гА1, -

а/2

Л1

МА1,

с/2

20

30

40

50

60 Все. %л1

0

1'ис. 8. Параметры ячеек синтезированных соединении системы №-А1; + -■ стандартные значения параметров ячеек соединений.

Со2А15, СоА1 и моноклинный Со^А^з со структурой РеА13, причем фаза Со2А15 является основной. Значения параметров ячейки фазы Со2А15 практически не меняются. Данный фазовый состав образуется в результате неполного протекания перитсктического превращения. При последующем увеличении содержания алюминия в слитке происходит образование значительного количества фазы Со4А1]з. Рассчитанные параметры ячейки данной фазы хорошо согласуются с приведенными в ./С1ЧЖ В слитках с 58 % А1 определено самое высокое значение микротвердости - 9050 МПа.

Система №-А]. Рентгенофазовый анализ СВС-литых алюминидов никеля, содержащих 0-15.8% А1 показал, что формирование кубического №3А1 идет постепенно, путем образования твердого раствора А1 в N1 на основе гранецентрированной кубической решетки никеля. Параметр ячейки монотонно увеличивается с ростом содержания А1 в системе, (рис.8). На шлифах наблюдается крупнозернистая структура с распределенными по светлой однородной матрице мелкими темными выделениями. Микротвердость слитков растет с увеличением в них содержания алюминия (рис.9).

II, Г] 1а

8765' 4'

2 1-О

О 10 20 30 40 50 Вес. % А1

Рис. 9. Микротвердость синтезированных лигах атоминидов никеля, I) • - неотожженные обратим; 2) отжиг, 7'=Я73К, 1,5 ч, к накууме, остывание с псчыо, ■ - среднее значение по всему зерну, □ - по границам зерна, отжиг, Т= 1473К, 1,5 ч, в вакууме, остывание на воздухе, ♦ - но всему зерну, отжиг, 7Ъ1473К, 1,5 ч, в вакууме, остывание с печыо, Ж - по всему -зерну, А • но границам зерна, + - литературные данные.

В интервале содержания алюминия 15-23% в образцах происходит формирование сложного фазового состава: кубического №3А1, тетрагонального №3А1 и нестехиометричсского №А1. Согласно металлографическому анализу, в алюминиде никеля с 17-23% А1 внутри зерна происходит образование полосчатой структуры, подобной мартенситу в сталях (рис.10). Методом рентгеноспекгрального анализа не выявлено различие в химическом составе полосчатой структуры образца. Данный факт можно объяснить бездиффузионным характером образования фаз, что характерно для мартенситного превращения. Для выяснения механизма образования тетрагонального №3А1 был проведен отжиг образцов при различных температурных режимах: 1) нагрев образцов до Т < 873 К и охлаждении их вместе с печью; 2) нагрев образцов в течении 1.5 ч при Т = 1473 К в вакууме и последующим охлаждении на воздухе; 3) нагрев образцов в течении 1.5 ч при Т = 1473 К в вакууме и охлаждение их вместе с печью. 16

Рис. 10. Микрофотография литого алюмгашда никеля, 77.2 % N1 - 22.6 % Л1, фазовый состав - тетрагональный №у\1 и нестехиометрический №А1, увеличение 400 раз.

Во всех описанных выше режимах термообработки полосчатая структура внутри зерна сохраняется вплоть до комнатной температуры. На рентгенограммах присутствуют пики тетрагонального №3А1. По границам зерен происходит выделение различных фаз за счет процесса гетеродиффузии из твердого раствора на основе нестехиометрического №А1. При быстром охлаждении происходит формирование кубического №3А1, при медленном охлаждении в значительном количестве происходит образование фазы богатой алюминием, с высоким значением микротвердости, на основе соединения №А13. Отрицательный результат при попытках получения однофазного тетрагонального №3А1 путем варьирования состава реакционной смеси подтверждает вывод о необходимости определенных температурных и кинетических условий его образования.

При содержании в продуктах синтеза 24 - 34 % А1 происходит формирование однофазного моноалюминида никеля, что соответствует

диаграмме состояния. Полосчатая микроструктура исчезает. Последовательное добавление алюминия в систему вызывает постепенное увеличение постоянной ячейки (рис.8).

При содержании » 41 % А1 в сплавах протекает перитекти-ческое превращение с образованием гексагонального Ы12А11. Для №2АЬ на рентгенограммах наблюдается перераспределение интснсивностей двух сильных пиков. В образцах с 57 % А1 (стехиометрия на №АЬ) содержится три фазы - №2А13, №А13 и А1. Формирование данного фазового состава объясняется перитектической реакцией образования №А13. Для СВС - №А13 наблюдается уменьшение значений интенсив-ностей рефлексов 131 и 311.

Следует отметить, что синтезируемые соединения системы Ре-А1, Со-А1 и №-А1 являются метастабильными. Образование соединений с объемом кристаллических ячеек больших, чем для равновесных структур, свидетельствует о пресыщении фаз алюминием. Высокие скорости протекания процесса и быстрое охлаждение образцов подавляют протекание процессов гетеродиффузии и образование равновесных структур. Параметр ячейки алюминия не меняется с увеличением в системе содержания железа, кобальта и никеля, что может свидетельствовать о нерастворимости данных металлов в алюминии.

В пятой главе изложены результаты экспериментов, направленные на детальное изучение процессов фазообразования в системе №-А1 с использованием индукционной установки, позволяющей осуществить предварительный подогрев исходной смеси. В качестве реакционной смесг. были выбраны смеси никеля с алюминием, являющиеся более простой системой, чем №0-А1.

Как показали результаты экспериментов, электромагнитное поле воздействует как на сам процесс фронтального и объемного горения смесей №-А1, так и на процессы фазообразования. Величины скорости горения в индукционной установке при одинаковом аА1 значительно выше по сравнению с обычным горением, а интервалы горения существенно расширяются (рис. 10, 11). Концентрационные пределы фронтального и объемного горения от состава смеси не установлены.

Как показали эксперименты по фронтальному горению смесей №-А1 с использованием метода динамической рентгенографии, максимальная температура горения богатых никелем составов приблизительно равна 1500 К. Согласно термодинамическому расчету температура горения смесей №-А1 без предварительного подогрева в большом интервале составов лежит ниже линии ликвидуса данной системы.

Рис. 11. Рис. 12.

Рис. 11. Зависимость скорости горения реакционной смеси №-А1 от содержаши Л1; эксперименты проведены: 1 - в электромагнитном иоле; 2 - в отсутствии электромагнитного поля; 3 - пределы горения.

Рис. 12. Зависимость периода индукции воспламенения реакционной смеси №-Л1 от содержания А1.

Продукты горения данных смесей являются пористыми и имеют вид спеченных образцов. В отличие от этого, продукты фронтального и объемного горения смесей №-А1 на индукционной установке во всей области составов имеют литой вид. Анализ образцов показал, что температура горения при проведении процесса в индукционной установке либо превышала температуру плавления конечных ннтерметаллидов,, либо была соизмерима с ней. Это обусловило формирогание фазового состава алюминидов никеля, синтезированныч из смесей металлических компонентов, подобное тому, которое образуется при их синтезе из термитной смеси №0-А1.

Наиболее заметно влияние электромагнитного поля на формирование фазового состава в интервале содержания алюминия 0-32 % А1. Так, в результате горения реакционной смеси с расчетным составом на стехиометрическнй №А1 однофазного алюминнда никеля не образуется. На рентгенограмме присутствуют пики (I ~ 2.88 и

с

2.035 А моноалюмннида никеля, а также пики <1 ~ 2.979. 2.069 и

1.905 А. Рефлексы с (I ~ 2.069 и 1,905 А были отнесены к тетрагональному №3А1. Однако, наличие пиков с ¡1 ~ 2.979 и 2.069

А можно объяснить как возможность сохранения частично упорядоченной структуры №А1 вплоть до комнатной температуры под действие такого фактора, как электромагнитное поле.

На основании экспериментальных данных, предложено рассматривать вопрос фазообразования в системе №-А1 в области составов, богатых никелем, с двух позиций:

1. Образование конечного продукта происходит путем последовательного упорядочения высокотемпературной полностью разупорядочснной фазы N1, А1 независимо от условий проведения синтеза и состава исходной смеси.

2. Формирование конечной упорядоченной структуры зависит от условий проведения синтеза и состава исходной смеси.

Для подтверждения принятой гипотезы были проведены исследования системы Ш-А1 с помощью метода динамической рентгенографии. На рис. 13 показана последовательность рентгенограмм, полученная при горении смеси 79 % №-21 % А1. На 3-й секунде начинает формироваться пик 1, к 4-й секунде он уже полностью сформирован. Произошло превращение исходной смеси с образованием высокотемпературной ираструктуры. На рентгенограмме данная прасгруктура представлена пиком 1, температура в данный момент

Рис. 13. Последовательное фазообразованис алюмшгида никеля состава 5№-ЗА1 в волне горения.

1440 К. Далее с понижением температуры происходит эволюция праструктуры, выраженная на рентгенограммах последовательным изменением формы и положения пика. На 6-й секунде пик начинает раздваиваться, а на 14-й секунде появляется пик 3. Фазообразование в образце продолжается до ~ 700 К. Далее происходит остывание сформированной структуры.

Образование пика 1, и дальнейшая его эволюция для составов 5№-ЗА1 аналогична установленной для стехиометрического состава №-А1. Это свидетельствует о том, что в богатых никелем составах (15-32% А1) формирование конечного продукта идет от полностью разупорядоченной структуры (пик 1) до частично или полностью упорядоченной структуры (пик 3). При этом появления пика 1 сохраняется для всей указанной области составов и режимов проведения процесса синтеза, и вероятно, является закономерным. Дальнейшая его эволюция и конечный фазовый состав зависят от условий проведения эксперимента и состава исходной смеси.

Глава 6 посвящена исследованию связи активности катализатора №-Рснся со способом получения исходного сплава. Методом СВС из смесей №0-А1 были синтезированы алюминиды никеля состава 42 % № - 58 % А1, отличающиеся режимом охлажден™. Решгснофазовый анализ показал, что фазовый состав всех пяти образцов одинаков и включает в себя три фазы: №А13, №2А13 и А1. Однако, при переходе от образца 1 к образцу 5 относительная интенсивность рефлексов фаз изменяется, а интенсивность рефлексов алюминия падает (табл. 1).

Микроструктурный анализ частиц алюминидов никеля, полученных после их дробления, показал, что поверхность частиц состоит из кристаллитов различного фазового состава и характеризуется наличием большого числа пор. Размеры пор не превышают 0.01 мм, размеры кристаллитов колеблются в пределах 0.01-0.1 мм. Рентгеноструктурный анализ частиц после выщелачивания показал, что их кристаллическая решетка дефектна и плохо сформирована. Линии с максимальной интенсивностью соответствуют никелю. В качестве основной примеси обнаружены №(ОН)2 и следы исходных интерметаллидов. Были определены величины удельной поверхности полученных образцов катализаторов (табл. 1). Температурная область оптимального использования катализаторов, основанных на СВС-слитках, ограниченна интервалом 373-473 К.

Для определения каталитической активности полученных образцов катализаторов в качестве модельной была выбрана реакция гидрирования гсксена-1. Данные, полученные в ходе эксперимента,

приведены в таблице 1. Кроме образования основного продукта (гексана) происходит перемещение двойной связи (образуется гексен-2) и, в меньшей степени, скелетная изомеризация. Удельная активность СВС-катализаторов намного превышает активность традиционных катализаторов. Причем, активность образцов, полученных из сплавов со скоростями охлаждения меньшими 20 К/с, сопоставима с ранее определенными величинами активности для СВС-катализаторов. Активность же для образца 1 со скоростью охлаждения 130 К/с определена впервые.

Таблица 1. Результаты определения активности катализатора.

N2 образца Скорость охлажд., К/с Поверхность, м2/г Активность, мл/минт Удельная активность, мл/минм2

1 130 32.5 329 10.12

2 16 . . 47.5 . . 311 6.55

3 4 49.5 304 . . 6.15

4 1.8 48.8 296 6.07

5 1 51.5 320 6.30

Выводы

1. На основе детальных исследований процесса самораспростро-няющегося высокотемпературного синтеза в системах оксид металла - алюминий установлена возможность синтеза соединений систем Fe-Al, Со-А1 и Ni-Al в широком интервале соотношения компонентов.

2. В интервале давлений 0.1 - 10 МПа определены различные типы влияния внешнего давления инертного газа на скорость горения термитных систем:

а) независимость для системы FeO-Al, б) монотонный рост с насыщением для системы СоО-А1, в) монотонное падение с насыщением для системы NiO-Al.

3. Установлено, что с увеличением содержания алюминия в реакционной смеси скорость горения и полнота фазоразделения продуктов синтеза проходят через максимум, а содержание алюминия в металлическом слитке растет практически по линейному закону.

4. Показано, что алюмйниды металлов семейства железа, полученные методом ' СВС, имеют неравновесный фазовый состав и микроструктуру. Определено, что при увеличении массы

реакционной смеси химический и фазовый состав практически не меняется, а полнота выхода металлических компонентов в слиток увеличивается.

5. Методом динамической рентгенографии в системе Ni-Al установлено существование праструктуры, образующейся при Т < 1900 К, эволюция которой идет в зависимости от состава и скорости охлаждения до конечного продукта через ряд промежуточных фаз. Для стехиометрического состава NiAl это связано с последовательными стадиями упорядочения от полного беспорядка Ni, AI через промежуточное упорядочение до конечного полного упорядочения NiAl.

6. В системе Ni-Al в области составов 18-32% AI установлено образование тетрагонального Ni3Al. Формирование тетрагональной фазы протекает по механизму мартенситного превращения при охлаждении высокотемпературной разупорядоченной праструктуры Ni, AI.

7. Выявлено значительное влияние электромагнитного воздействия на процессы горения и фазообразования смесей Ni - AI. Концентрационные интервалы горения смесей металлических компонентов на индукционной установке существенно расширяются, а продукты синтеза получаются в литом виде. Фазовый состав алюминидов никеля, синтезированных из смесей Ni-Al под действием электромагнитного поли, подобно тому, которое образуется при их синтезе из смесей NiO-Al.

8. Показана возможность получения катализаторов с использованием метода СВС из смесей термитного типа. Выявлена высокая активность Ni-Ренея, полученного выщелачиванием слитков алюминидов никеля.

СПИСОК ПУБЛИКАЦИЙ

1. A.B. Симонян, В.А. Горшков, В.И. Юхвид. Автоволновые режимы синтеза литых алюминидов группы железа. Тез. докл. XI Симпозиума по горению и взрыву. Черноголовка. 1996. С. 101.

2. A.B. Симонян, В.А. Горшков, В.И. Юхвид. Горение системы NiO-Al под давлением газа. ФГВ. 1997. Т. 33. № 5. С.21-25.

3. A.B. Симонян, В.А. Горшков, В.И. Юхвид. Формирование слитков алюминидов Ni, Со и Fe методом СВС. Литейное производство. 1997. № 7-8. С.21.

4. А.В. Симонян, В.И. Пономарев, В.И. Юхвид. Процессы горения и фазоразделения в смесях оксвдов никеля и кобальта с алюминием. Ж. Химической физики. 1997.

5. A.V. Simonyan, V.I. Ponomarev, V.I. Yukhvid. SHS of cast metal aluminides of Fe group. Book of abstracts. 4th Int. Symp. on SHS. Toledo. 1997. P. 122. ,

6. А.В. Симонян, В,И. Пономарев, Н.Ю. Хоменко, Г.А. Вишнякова, В.А. Горшков,, В.И, Юхвид. Синтез алюминидов никеля СВС методом. Неорг материалы. 1998. Т.34. №6. С.684-687.

7. A.V. Simonyan, V.I. Ponomarev, and V.I. Yukhvid. Processes of combustion and phase formation in the compositions of the iron group metal oxides and aluminum. Int. Journ. Self-Propag. High-Temp. Synth.,

,1999. V.8. No.l. P.81-93.

8. y.V, Lunin, E.H. Grigoiyan, N.N. Kuznetsova, T.I. Mikhalchinets, A.V. " Symonyan, V.I. Yukhvid. Efficiency of Nickel Catalysts Formed under

Extremal Conditions of SHS Wave. Vth Int. Symp. on SHS. Moscow. Aug. 16-19. 1999.

9.10.2000г. Заказ № 920 Объем 1,75 усл. п. л.

Типография ИСМАН

Тираж 100 экз.

Введение.

Глава 1. Литературный обзор.

1.1. Строение и свойства металлических соединений.

1.2. Закономерности процессов СВС.

1.3. СВС интерметаллидов из металлических компонентов.

1.4. СВС металлических соединений из смесей «термитного типа»

1.5. Анализ диаграмм состояния систем Fe-Al, Со-Al и Ni-Al.

1.6. Выводы.

Глава 2. Методики исследования.

2.1. Методики исследования процесса СВС в термитных смесях FeO-Al, CoO-Al и NiO-Al.

2.2. Методика исследования влияния электромагнитного поля на процесс СВС алюминидов никеля из металлических компонентов.

2.3. Методики исследование влияния способа приготовления алюминидов никеля на активность никелевых катализаторов.

2.4. Методики исследования продуктов синтеза.

Глава 3. Закономерности горения и фазоразделения в термитных смесях

FeO-Al, CoO-Al и NiO-Al

3.1. Влияние давления на характеристики процесса горения систем FeO-Al, CoO-Al и NiO-Al.

3.2. Влияние состава реакционной смеси на скорость горения, разброс и фазоразделение систем FeO-Al, CoO-Al и NiO-Al при/э=4МПа

3.3. Влияние размера реакционной формы на характеристики процесса горения системы 6 NiO - 13 Al.

Глава 4. Формирование фазового состава и микроструктуры литых алюминидов металлов триады железа при их синтезе из термитных смесей

4.1. Формирование химического состава литых алюминидов Fe, Со и Ni

4.2. Система Fe-Al.

4.3. Система Со-А1.

4.4. Система Ni-Al.

Глава 5. Исследование формирования фазового состава алюминидов никеля, полученных методом СВС из смесей Ni-Al.

5.1. Закономерности процесса горения.

5.2. Закономерности фазообразования.

5.3. Исследование процесса фазообразования в системе Ni-Al методом динамической рентгенографии

Глава 6. Влияние способа приготовления алюминидов никеля на активность и физико-химические свойства никелевых катализаторов на их основе

Выводы.

Интенсивное развитие науки и техники выдвигает на первый план задачи создания материалов с особыми свойствами. К таким материалам относятся интерметаллиды и сплавы на их основе. Среди них встречаются соединения, обладающие высокой прочностью, твердостью, жаростойкостью, сверхпроводники и полупроводники, соединения с низкими и высокими температурами плавления и др., обуславливающие их широкое применение во всех направлениях технического прогресса.

Так, известно широкое применение алюминидов никеля, титана, циркония в электротехнике, радиотехнике, полупроводниковой и химической промышленности, атомной энергетики и для создания защитных покрытий. Легирование металлов некоторыми элементами с образованием интерметаллических соединений резко повышает жаростойкость и жаропрочность сплавов. Например, жаропрочный сплав "нимоник", представляющий собой сплав никеля с хромом, с добавлением алюминия и титана, предназначен для изготовления ответственных деталей авиационных газотурбинных двигателей: рабочих и сопловых лопаток, дисков турбин. Малая удельная масса и термостойкость соединений на основе титана обуславливают перспективность их практического использования в качестве важнейших конструкционных материалов. Большой практический интерес представляют сплавы с направленно закристаллизованными эвтектиками. Регулярно расположенные в пластичной матрице высокопрочные волокна или пластины второй фазы -интерметаллида - толщиной в несколько микрометров образуют естественно армированный материал. Ряд интерметаллических соединений с успехом используются при дисперсном упрочнении металлов.

Необходимо отметить, что за последние годы значительно возросла роль интерметаллических соединений как основы при создании сплавов с уникальными свойствами, например, эффектом "памяти формы", "металлического стекла" и др. Теоретическими и экспериментальными исследованиями было показано, что неравновесное метастабильное состояние материала в ряде случаев обеспечивает получение высоких эксплуатационных характеристик, которые не могут быть достигнуты в условиях равновесия.

Однако существующие в настоящее время методы получения интерметаллидов характеризуются сложностью и многостадийностью технологических циклов, значительными энергетическими затратами и не всегда обеспечивают необходимое качество материала. Большими возможностями в этом плане обладают методы самораспространяющегося высокотемпературного синтеза в режиме послойного горения и теплового взрыва (СВС), основанные на использовании внутренней химической энергии исходных реагентов.

Исследованию закономерностей и механизму получения металлических соединений из смесей Ме - Ме' были посвящены труды ученых России (Итин, Найбороденко, Рогачев и др.), США (Мунир, Варма, Холт и др.) и Японии (Кайеда, Отагучи, Миямото и др.) [47-52, 89-95, 166-168, 170-173, 183-185, 214, 215, 239, 246, 247]. Однако в большинстве случаев эти работы были направлены на изучение особенностей самого процесса теплового самовоспламенения или имели прикладной материаловедческий характер.

В рамках проведенных ранее исследований остались ряд нерешенных проблем. Так, для инициирования процесса горения во многих системах Ме-Ме' необходимо проводить предварительный разогрев исходных компонентов, что существенно усложняет процедуру проведения синтеза. Продукты горения смесей металлических компонентов получаются в виде спёков и характеризуются высокой остаточной пористостью и малой пластичностью. Горение металлических смесей протекает в узком концентрационном интервале, поэтому является невозможным синтез всего спектра химических соединений исследуемых систем. Значения температур горения большинства смесей металлических компонентов является препятствием для получения соединений, расположенных в высокотемпературной области фазовой диаграммы.

Получению интерметаллидов путем металлотермического восстановления оксидов металлов были посвящены работы Подергана В. А., Лякишева Н.П., Дубровина A.C. с соавторами [38-41, 106, 107]. Исследование процессов металлотермического восстановления и горения термитных систем проводилось при атмосферном давлении. Было показано, что горение данных систем на воздухе протекает во взрывоподобном режиме и сопровождается большим разбросом вещества.

Следует отметить, что в проведенных ранее исследованиях недостаточно уделено внимания особенностям формирования макро - и микроструктуры СВС-инерметаллидов. Однако, как было указано выше, интерметаллиды широко применяются в разных областях производства, при этом часто их использование связано с экстремальными условиями и агрессивными средами. Важные физико-химические и эксплуатационные свойства металлических материалов в рамках определенного химического состава в значительной степени определяются их структурным состоянием и фазовым строением. Характерные особенности протекания процесса синтеза могут приводить к появлению неравновесных структур, свойства которых и использование практически не определено.

Настоящая диссертационная работа посвящена исследованию процесса самораспространяющегося высокотемпературного синтеза металлических систем, таких как Fe-Al, Со-А1, Ni-AÍ, из смесей оксид металла - алюминий (смесей «термитного» типа), а также исследованию закономерностей синтеза системы Ni-Al из металлических компонентов.

Работа состоит из шести глав. В первой главе дается обзор основных экспериментальных и теоретических исследований, посвященных химическому и фазовому строению металлических систем, анализу фазовых равновесий и диаграмм состояния, свойствам интерметаллидов и методам получения на основе СВС. Во второй главе описаны методики проведения данной экспериментальной работы и методы анализов продуктов синтеза, представлены основные расчетные формулы.

Третья глава посвящена изучению закономерностей процесса горения и фазоразделения в «термитных» системах FeO-Al, СоО-А1, NiO-Al. В четвертой главе детально изучен фазовый состав и микроструктура синтезируемых соединений указанных выше систем, измерена микротвердость образующихся фаз и рассчитаны параметры их кристаллической структуры, исследовано влияние термической обработки на фазовый состав некоторых продуктов. Исследована возможность получения больших масс продукта в реакторах. Закономерности фазообразования при горении смеси металлических компонентов системы Ni-Al, в том числе, при наложении электромагнитного поля, изложены в главе пятой. Исследовано фазообразование в волне горения, проведен сравнительный анализ алюминидов никеля, полученных разными методами синтеза. В шестой главе представлены результаты экспериментов по изучению влияния способа получения алюминидов никеля на активность катализаторов Ni-Ренея, приготовленных на их основе. Диссертация имеет также приложение, в котором приводятся основные физико-химические и кристаллографические справочные данные, используемые в данной работе.

Выводы

1. На основе детальных исследований процесса самораспространяющегося высокотемпературного синтеза в системах оксид металла - алюминий установлена возможность синтеза соединений систем Fe-Al, Со-А1 и Ni-Al в широком интервале соотношения компонентов.

2. В интервале давлений 0.1 - 10 МПа определены различные типы влияния внешнего давления инертного газа на скорость горения термитных систем: а) независимость для системы FeO-Al, б) монотонный рост с насыщением для системы СоО-А1, в) монотонное падение с насыщением для системы NiO-Al.

3. Установлено, что с увеличением содержания алюминия в реакционной смеси скорость горения и полнота фазоразделения продуктов синтеза проходят через максимум, а содержание алюминия в металлическом слитке растет практически по линейному закону.

4. Показано, что алюминиды металлов семейства железа, полученные методом СВС, имеют неравновесный фазовый состав и микроструктуру. Определено, что при увеличении массы реакционной смеси химический и фазовый состав практически не меняется, а полнота выхода металлических компонентов в слиток увеличивается.

5. Методом динамической рентгенографии в системе Ni-Al установлено существование праструктуры, образующейся при Т < 1900 К, эволюция которой идет в зависимости от состава и скорости охлаждения до конечного продукта через ряд промежуточных фаз. Для стехиометрического состава NiAl это связано с последовательными стадиями упорядочения от полного беспорядка Ni,Al через промежуточное упорядочение до конечного полного упорядочения NiAl.

6. В системе Ni-Al в области составов 18-32 % Al установлено образование тетрагонального №зА1. Формирование тетрагональной фазы протекает по механизму мартенситного превращения при охлаждении высокотемпературной разупорядоченной праструктуры Ni,Al.

7. Выявлено значительное влияние электромагнитного воздействия на процессы горения и фазообразования смесей Ni - Al. Концентрационные интервалы горения смесей металлических компонентов на индукционной установке существенно расширяются, а продукты синтеза получаются в литом виде. Фазовый состав алюминидов никеля, синтезированных из смесей Ni-Al под

1. Абрикосов A.A. Основы теории металлов. М.: Наука. 1987, 520 с.

2. Алдушин А.П., Мартемьянова Т.М., Мержанов А.Г. и др. Автоколебательное распространение фронта горения в гетерогенных конденсированных средах. ФГВ. 1973. Т.9. №5. С.613-626.

3. Андреев К.К., Беляев А.Ф. Теория взрывчатых веществ. М. : Оборонгиз. 1960. 595 с.

4. Асанович В.Я. Компьютерное моделирование диаграммы состояния системы Сг-А1, Fe-Al, Со-А1 и Ni-Al. Термодинамические свойства и анализ систем переходных металлов. Краснодар. 1989. С.5-12.

5. Баловнев Ю.А., Третьяков И И. О трех состояниях водорода, адсорбированного на пленках никеля. Ж. Физ. Хим. 1965. Т.39, № 7. С. 2144-2148.

6. Бахман H.H. Предельные случаи горения смесевых систем. ДАН. 1959. Т. 129. С. 1079.

7. Бахман H.H., Никифоров B.C. Конденсированные смеси с сильной зависимостью скорости горения от дисперсности компонентов. ЖФХ. 1964. Т.38. № 1. С.41.

8. Бахман H.H., Беляев А.Ф. Горение гетерогенных конденсированных систем. М.: Наука. 1967, 226 с.

9. Бежитадзе Д.Т., Кикин А.Д., Юхвид В.И., Мамян С.С., Тавадзе Г.Ф., Ширяев A.A., Боровинская И.П., Мержанов А.Г., Тавадзе Ф.Н. Закономерности синтеза литых алюминидов ниобия в режиме горения. Препринт, Черноголовка, 1985, 24 с.

10. Бежитадзе Д. Т. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез литых сверхпроводящих соединений на основе ванадия и ниобия и исследование их свойств. Дис. кан. тех. наук. ОИХФ АН СССР. 1986. ДСП.

11. П.Беляев А.Ф., Комкова Л.Д. Зависимость скорости горения термитов от давления. ЖФХ. 1950. Т.24. №11. С. 1302.

12. Беляев А.Ф., Кондрашков Ю.А. О максимуме скорости горения пикрата калия при повышенных давлениях. ДАН. 1960. Т. 131. С.364.

13. Беляев А.Ф., Боболев В.К., Короткое А.И., Сулимов A.A., Чуйко C.B. Переход горения конденсированных систем во взрыв. М.: Наука. 1973. 291 с.

14. Блейкмор Дж. Физика твердого тела. М.: Мир. 1988,608 с.

15. Болдырев В.В., Александров В.В., Корчагин М.А. и др. Исследование фазообразования моноалюминида никеля в режиме горения. ДАН, 1981. Т.259. С. 1127-1129.

16. Боровинская И.П., Мержанов А.Г., Юхвид В.И., Силяков С.Л. Способ получения многослойных изделий. A.C. №1226742 СССР. ДСП.

17. Боровинская И.ГТ., Лорян В.Э., Мукасьян A.C. Газостатическая технология керамических изделий. В сб.: Технология. Оборудование, материалы, процессы. 1988. Вып. 1. С. 16-20.

18. Братчиков А.Д., Мержанов А.Г., Итин В.И. и др. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез никелида титана. Порошк. металлургия. 1980. 1. С. 7-11.

19. Булаев A.M., Гальченко Ю.А., Юхвид В.И., Боровинская И.П., Мержанов А.Г. Исследование литых покрытий на основе титанохромового карбида. Изв. АН СССР. Металлы. 1986. № 5. С. 172-182.

20. Булаев A.M., Гальченко Ю.А., Мукасьян A.C., Рогачев A.C. Структура и свойства продуктов СВС. Препринт ОИХФ, Черноголовка. 1987, 52 с.

21. Бунтушкин В.П., Каблов E.H., Базылева O.A., Морозова Г.И. Сплавы на основе алюминидов никеля. Металловедение и терм, обработка металл. 1999. № 1. С.32-34.

22. Вайнштейн Б.К. Симметрия кристаллов. Методы структурной кристаллографии. М.: Наука. 1979. т. 1,383 с.

23. Ванюков A.B., Зайцев В.Я. Шлаки и штейны цветной металлургии. М.: Металлургия, 1969. С. 25-29, 134-142.

24. Ванюков A.B., Зайцев В.Я. Теория пирометаллургических процессов. М.: Металлургия, 1973, 504 с.

25. Вол А.Е. Строение и свойства двойных металлических систем. Физматгиз. 1959. Т.1. С.217-232, 252-258, 400-416.

26. Гильдебранд Е.И., Фасман А.Б. Скелетные катализаторы в органической химии. Алма-Ата: Наука. 1982.

27. Гоникберг М.Г. Химическое равновесие и скорость реакций при высоких давлениях. М.: Химия. 1969.427 с.

28. Гордополова И.С., Ширяев A.A., Юхвид В.И. Влияние давления на состав конденсированных и газообразных продуктов горения в системе окисел металла -алюминий. Препринт. Черноголовка, 1989, 18 с.

29. Горшков В.А., Юхвид В.И., Кустова JI.B., Вишнякова Г.А., Сачкова Н.В. СВС литого композиционного материала карбид хрома никель, исследование его состава и свойств. Препринт. Черноголовка, 1989, 20 с.

30. Горшков В.А., Комратов Г.И., Юхвид В.И. Получение литого карбида хрома методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза. Порошк. металлургия. 1992. №11. С.57-60.

31. Григорьев И.С., Меликова Е.З., (ред.). Справочник физических величин. М.: Енергоиздат. 1991.

32. Григорович B.K. Твердость и микротвердость металлов. М.: Наука. 1976, 230 с.

33. Гудман Д., Беннет Л., Уотсон Р. Тенденции взаимной растворимости в сплавах переходных металлов. Диаграммы фаз в сплавах. М.: Мир. 1986. С.25-35.

34. Гусева Л.Н. К вопросу о природе ß-фазы системы никель-алюминий. ДАН, 1951. T.LXXVII. № 8. С.415-418.

35. Гусева JI.H., Макаров Е.С. О структуре сплавов никеля с алюминием в области ß-фазы при высоких температурах. ДАН, 1951. T.LXXVII. № 4. С.615-616.

36. Диаграммы состояния металлических систем на основе AI и Mg. Справочник под ред. М. Е. Дриц. Наука. 1977. С. 6-7.

37. Диаграммы состояния двойных и многокомпонентных систем на основе железа. Справочник под ред. О. А. Банных и М. Е. Дрица. М.: Металлургия. 1986. С. 11-13.

38. Дубровин A.C., Русаков Л.Н. Миграция алюминия и смачивание в процессе алюминотермичекого восстановления. Изв. АН СССР, Металлургия и горное дело, 1964, №2, с. 51-58.

39. Дубровин A.C., Кузнецов В.Л. Роль давления и теплопередачи в металлотермических процессах. М.: Металлургия, 1965, № 4, с. 82-88.

40. Дубровин A.C., Слепова Л.В., Кузнецов В.Л. Влияние плотности алюмотермических составов на их горение. ФГВ, 1970, № 1, с. 64-71.

41. Дубровин A.C. Металлотермические процессы в черной металлургии. В сб. Процессы горения в химической технологии и металлургии. Черноголовка, 1975. С.29-41.

42. Жаропрочные и жаростойкие металлические материалы: Физико-химические принципы создания. М.: Наука. 1987. С. 5-21.

43. Зельдович Я.Б. Теория горения и детонации газов. М.: Издательство АН СССР. 1944.

44. Иванов О.С. О превращениях в сплавах Fe-FeAl и Fe-CoAl. Тр. Ин-та Металлургии АН СССР. 1958. 3. С. 195-202.

45. Ивлева Т.П., Шкадинский К.Г., Юхвид В.И. Гравитационное фазоразделение и теплообмен в системе высокотемпературный расплав металлическая основа. Препринт. ИСМАН СССР, Черноголовка. 1988.

46. Инден Г. Взаимное влияние магнитного и химического упорядочения. Диаграммы фаз в сплавах. М.: Мир. 1986. С. 114-127.

47. Итин В.И., Братчиков А.Д., Постникова Л.Н. Использование горения и теплового взрыва для синтеза интерметаллических соединений и лигатур на их основе. Порошк. металлургия. 1980. № 5. С. 24-28.

48. Итин В.И., Братчиков А.Д., Мержанов А.Г., Маслов В.М. Закономерности самораспространяющегося высокотемпературного синтеза соединений титана с элементами группы железа. ФГВ. 1981. № 3. С. 62-67.

49. Итин В.И., Братчиков А.Д., Лепинских A.B. Фазовый переход при горении смесей порошков меди и алюминия. ФГВ. 1981. № 5. С. 31-34.

50. Итин В.И., Хачин В.Н., Гюнтер В.Э. и др. Получение никелида титана методом самораспространяющегося высокотемпературного синтеза. Порошк. металлургия. 1983. № 3. С. 4-6.

51. Итин В.И., Братчиков А.Д., Никитина Н.В., Апаров H.H. Фрактография разрушения пористых интерметаллидов TiNi и TiCo. Порошк. металлургия. 1985. № 6. С. 78-81.

52. Итин В.И., Найбороденко Ю.С. Высокотемпературный синтез интерметаллических соединений. Томск. Изд. Томского Унив-та. 1989. 210 с.

53. Кайэда Е., Отагути М. и др. Журнал японского металлургического общества. 1991. 30, 554.

54. Какицудзити А., Танихара С., Миямото М. и др. Журнал "Порошки и порошковая металлургия". 1990. 37,73с.

55. Каратасков С.А., Юхвид В.И., Мержанов А.Г. Закономерности и механизм горения плавящихся гетерогенных систем в поле массовых сил. ФГВ, 1985, № 6, с. 41-43.

56. Касымов М.К., Колобов Ю.Р., Итин В.И. и др. Структура и механические свойства никелида титана, полученного синтезом в режиме горения. Изв. Вузов. Физика. 1986. № 10. С. 49-54.

57. Качин А.Р., Синев С.П., Юхвид В.И., Кустова J1.B., Боровинская И.П. Закономерности и механизм СВС-наплавки твердых сплавов. Препринт, Черноголовка, 1988, 14с. ДСП.

58. Кирьянов Н.В., Писарев Р.В., Григорян Э.А., Найбороденко Ю.С., Мержанов А.Г. Влияние способа получения на спектры термодесорбции катализаторов типа никель Ренея. Кинетика и катализ.

59. Лыков A.B. Тепло-и массоперенос. М. : Энергия. 1972.

60. Кожеуров В.А., Рысс М.А, Пигасов С.Е., Антоненко В.И., Кузнецов Ю.С., Михайлов Г.Г., Пашкеев И.Ю. Исследование двойных диаграмм состояний системы Fe-Cr-Al. Сб. тр. Челябинск, электромет. комбината. 1970. 2. С.53-61.

61. Корнилов И.И., Белоусов O.K., Качур Е.В. Никелид титана и другие сплавы с эффектом "памяти". М.: Наука. 1964, 230 с.

62. Кубашевски О. Диаграммы состояния двойных систем на основе железа. М.: Металлургия. 1985. С. 15-20.

63. Кустова JI.B. Химический анализ СВС-продуктов. В сб. Технология. Сер. Оборудование, материалы, процессы. 1988, вып.1. С.93-99.

64. Лавренчук Г.В., Кашпоров П.Я., Малинин Л. А. Исследование возможности получения алюминидов титана и циркония методом СВС. II Всес. конф. по технологическому горению. Тез. докл. Черноголовка. 1978. С. 141-142.

65. Лавренчук Г.В., Найбороденко Ю.С., Сафронов А.Б. и др. Синтез и физико-химические свойства алюминидов подгруппы железа. Изв. АН СССР. Неорг. материалы. 1985. Т.21. № 10. С. 1691-1696.

66. Лякишев Н.П., Плинер Ю.Л., Игнатенко Г.Ф., Лаппо С.И. Алюминотермия. М.: Металлургия, 1978,424 с.

67. Мабути X., Накаяма Ф., Накаями М. Журнал "Порошки и порошковая металлургия". 1990. 37, 96.

68. Макино А., Одавара О., Миямото Ё., и др. Химия синтеза сжиганием. Под ред. М. Коидзуми. М.: Мир. 1998. 247 с.

69. Максимов Ю.М., Пак А.Т., Лавренчук Г.В. и др. Спиновое горение безгазовых систем. ФГВ. 1979. №3. С. 156-159.

70. Манохин А.И. Порошковые материалы для защитных покрытий. Прогрессивные технологические процессы в порошковой металлургии. Минск: Вышэйшая школа. 1982. С. 24-29.

71. Маслов В.Т., Боровинская И.П., Зиатдинов М.Х. Горение систем ниобий алюминий, ниобий - германий. ФГВ. 1979. № 1. С. 49-57.

72. Марголин А.Д., Похил П.Ф. Влияние давления на скорость процессов в реакционном слое конденсированной фазы горящего пороха. ДАН. 1963. Т. 150. С. 1304.

73. Матвеева Н.М., Козлов Э.В. Упорядоченные фазы в металлических системах. М.: Наука. 1989. С.56-57.

74. Матюшенко H.H. Кристаллические структуры двойных соединений. М.: Металлургия. 1969. С.134-180.

75. Мержанов А.Г. О роли диспергирования при горении порохов. ДАН. 1960. Т. 135. С. 1439.

76. Мержанов А.Г. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез. Физ. химия: современные проблемы. М.: Химия. 1983. С.6-44.

77. Мержанов А.Г., Шкиро В.М., Боровинская И.П. Способ синтеза тугоплавких неорганических соединений. Авт. свид. № 255221. 1967.

78. Мержанов А.Г., Боровинская И.П. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез тугоплавких неорганических соединений. ДАН. 1972. Т.204. №2. С.366-369.

79. Мержанов А.Г., Боровинская И.П., Володин Ю.Е. О механизме горения пористых металлических образцов в азоте. ДАН. 1972. Т. 206. № 4.

80. Мержанов А.Г., Юхвид В.И., Боровинская И.П., Дубовицкий Ф.И. Способ получения литых тугоплавких материалов. Авт. свид. № 617485. 1978.

81. Мержанов А.Г., Боровинская И.П., Юхвид В.И., Ратников В.И. Новые методы получения высокотемпературных материалов, основанные на горении. Научные основы материаловедения. М.: Наука. 1981. С. 193-206.

82. Мержанов А.Г., Боровинская И.П., Шкиро В.М. Явление волновой механизации автотормозящихся твердофазных реакций. Гос. реестр открытий № 287. 1984.

83. Мержанов А.Г., Каширенинов O.E. Самораспространяющийся высокотемпературный синтез: состояние и перспективы. Новые материалы и новые технологии. Вып.20. М.: ВНТИЦентр, 1987.

84. Мержанов А.Г., Юхвид В.И. СВС-процессы получения высокотемпературных расплавов и литых материалов. Новые материалы и новые технологии. Обзор ВНТИЦентр, 1989, 101 с.

85. Мержанов А.Г., Григорян Э.А., Писарев Р.В., Найбороденко Ю.С., Лунин В.В. Способ получения скелетного никелевого катализатора типа Ренея. Патент РФ, № 5043742/04. 08.03.94.

86. Мондольфо Л.Ф. Структура и свойства алюминиевых сплавов. М.: Металлургия. 1979. С.36-38, 67-73, 116-121.

87. Мукасьян A.C., Мержанов А.Г., Мартыненко В.М., Боровинская И.П., Блинов М.Ю. О механизме и закономерностях горения кремния в азоте. ФГВ. 1986. № 5. С.43-49.

88. Муран H.H., Верятин У.Д. Внепечная металлургия. М.: Металлургия, 1956, 96 с.

89. Найбороденко Ю.С., Итин В.И., Мержанов А.Г. и др. Безгазовое горение смеси металлов и самораспространяющийся высокотемпературный синтез интерметаллидов. Изв. вузов. Физика. 1973. №6. С. 145-146.

90. Найбороденко Ю.С. Закономерности и механизм реакционного спекания и безгазового горения смесей металлических порошков. Дис. кан. физ.-мат. наук. Томск, 1974. 207 с.

91. Найбороденко Ю.С., Итин В.И. Исследование процесса безгазового горения смесей порошков разнородных металлов. I. Закономерности и механизм горения. ФГВ. 1975. С. 118-127.

92. Найбороденко Ю.С., Итин В.И. Исследование безгазового горения смесей порошков разнородных металлов. II. Влияние состава смесей на фазовый состав продуктов и скорость горения. ФГВ. 1975. № 5. С.734-738.

93. Найбороденко Ю.С., Лавренчук Г.В., Филатов В.М. и др. Механизм образования алюминидов циркония при безгазовом горении. В сб. Проблемы технологического горения. III Всес. конф. по технологическому горению. Черноголовка. 1981. С. 67-70.

94. Найбороденко Ю.С., Лавренчук Г.В., Сафронов А.Б. и др. Получение порошков алюминида никеля на основе метода СВС. В сб. Исследование и разработка теоретических проблем в области порошковой металлургии и защитных покрытий. Минск. 1984. С. 103-106.

95. Никитин В.И. В сб.: Жаропрочные и жаростойкие металлические материалы: Физико-химические принципы создания. М.: Наука. 1987. С. 119-131.

96. Нимия X. , Исихара С. Журнал "Порошки и порошковая металлургия". 1990. 37, 78.

97. Нимия X. Метод горячего псевдоизостатического прессования. Химия синтеза сжиганием. М.: Мир. 1998. С.178-186.

98. Нисио М., Насу С., Мураками И. Исследование растворимости железа в твердом алюминии с помощью эффекта Мессбауэра Fe57. J. Jap. Inst. Metals. 1970. 34. № 12. C.l 173-1177, яп.

99. Новиков И.И., Строганов Г.Б., Новиков А. И. Металловедение, термообработка и рентгенография. М.: МИСИС. 1994. С. 78-79.

100. Отагути М., Кайеда Е., Огуро Н., Ситэ С., Ойэ Т. Сборник японского металлургического общества. 1990. 54. 214.

101. Перепежко Дж., Буттингер В. Применение метастабильных фазовых диаграмм для процессов скоростного затвердевания. Диаграммы фаз в сплавах. М.: Мир. 1986. С. 178-198.

102. Пинкаля Т. Очерки кристаллохимии. Ленинградское отд. Химия.1974. С. 81-83, 95-96.

103. Питюлин А.М. СВС-прессование. В сб.: Технология. Оборудование, материалы, процессы. 1988. Вып. 1. С. 34-44.

104. Плинер Ю.Л., Игнатенко Г.Ф. Восстановление окислов металлов алюминием. М.: Металлургия, 1967, 248 с.

105. Подёргин В.А., Неронов В.А., Яровой В.Д., Маланов М.Д. Синтез алюминидов некоторых переходных металлов. В сб. процессы горения в химической технологии и металлургии. Черноголовка. 1975. С. 118-127.

106. Подёргин В. А. Металлотермические системы. М.: Металлургия, 1992, 272 с.

107. Попов В.Ф. Нераспыляемые газопоглотители. Л.: Энергия. 1975,100 с.

108. Портной К.И., Бунтушкин В.П., Захаров В.М., Шарыпов А.З. Высокотемпературные материалы и покрытия на основе интерметаллидов системы никель-алюминий. Порошк. металлургия. 1980. № 2. С.

109. Прибытков Г.А., Семенова A.A., Итин В.И. Синтез в режиме горения интерметаллидов в системы железо-титан. ФГВ. № 5. С. 21-23.

110. Раевская Н.В., Татаркина A.JL, Филиппова A.A. Фазовые равновесия в системах, образованных Al с Fe, Pd и Zr. Металлы. 1992. № 6. С. 161-165.

111. Ростокер В., Дворак Д. Микроскопический метод в металловедении. М.: Металлургия, 1967, 205 с.

112. Русаков A.A. Рентгенография металлов. М. 1977. Ч. III, 160 с.

113. Рябов В.Р. Алитирование стали. М.: Металлургия. 1973, 238 с.

114. Самсонов Г.В., Подергин В.А. Металлотермические процессы в химии и металлургии. Новосибирск: Наука, 1971, с. 5-25.

115. Самсонов Г.В., Перминов В.П. Магниетермия. М.: Металлургия, 1978,424 с.

116. Самсонов Г.В. (ред.) Физико-химические свойства оксидов. М.: Металлургия. 1978.

117. Санин В.Н., Силяков С.Л., Юхвид В.И. Распространения фронта горения по длинномерному каналу. ФГВ, № 6, 1991, с. 29-33.

118. Семенов H.H. Тепловая теория горения и взрыва. Успехи физ. наук. 1940. Т. 23. №3. С. 251.

119. Силяков С.Л., Беликова А.Ф., Вишнякова Г.А., Юхвид В.И., Кустова Л.В., Боровинская И. П., Мержанов А.Г. СВС-наплавка защитных покрытий при атмосферном давлении, их состав, микроструктура и свойства. Препринт, Черноголовка, 1986, 14 с. ДСП.

120. Силяков С.Л., Качина Т.И., Кустова Л.В., Юхвид В.И. СВС-наплавка при атмосферном давлении. Препринт, Черноголовка, 1992, 16 с. ДСП.

121. Соколовская Е.М., Гузей Л.С. Металлохимия. М.: Московский университет. 1986. 264 с.

122. Столин А.М. О методе СВС-экструзии. В сб.: Технология. Оборудование, материалы, процессы. 1988. Вып. 1. С. 50-57.

123. Сычев H.H., Лунин В.В., Григорян Э.А., Мержанов А.Г. и др. Свойства никелевого скелетного катализатора, полученного из СВС-интерметаллидов. Кинетика и катализ.

124. Тараканов А.Ю., Ширяев A.A., Юхвид В.И. Фазовые превращения в высококалорийных гетерогенных системах окисел восстановитель - неметалл. ФГВ. 1991, №3, с. 68.

125. Твердость. Справочник. Под ред. Иванько A.A. Киев: Наукова думка. 1968. 126 с.

126. Тейлор А. Рентгеновская металлография. М.: Металлургия. 1965, 663 с.

127. Тихонов A.C., Герасимов A.B., Прохорова И.И. Применение эффекта памяти формы в современном машиностроении. М.: Машиностроение. 1981, 80 с.

128. Третьяков В.И. Основы металловедения и технологии производства спеченных твердых сплавов. М.: Металлургия. 1976, 527 с.

129. Уотсон Р., Беннет Л. Структурные карты и параметры, определяющие стабильность фаз в сплавах. Диаграммы фаз в сплавах. М.: Мир. 1986. С. 36-44.

130. Фасман А.Б., Сокольский Д.В. Структура и физико-химические свойства скелетных катализаторов. Алма-Ата: Наука. 1968.

131. Фасман А.Б., Пушкарева Г.А., Тимофеева В.Ф. Изомеризация гексена-1 при гидрировании на никелевых катализаторах Ренея. Ж. Физ. Химии. 1978. Т.52, № 2. С.358-360.

132. Фасман А.Б., Тимофеева В.Ф., Речкин В.Н., Ключников Ю.Ф., Сапунков И.А. Влияние состава никель-алюминиевого сплава на структуру и удельную активность скелетного никелевого катализатора. Кинетика и катализ. 1972, т. 13, № 6. С. 15131519.

133. Федорченко И.М., Францевич И.Н. и др. Порошковая металлургия, технология, свойства, области применения. Справочник. Киев: Наукова думка. 1985, 624 с.

134. Франк-Каменецкий Д.А. Диффузия и теплопередача в химической кинетики. М.: Наука. 1967,491 с.

135. Фукамидзу X., Исихара С., Нимия X. Жур. "Порошки и порошковая металлургия" 1991. 37. С. 99-102.

136. Хансен М., Андерко К. Структуры двойных сплавов. Металлургиздат. 1962. Т. 1. С. 135-138.

137. Хоменко И.О. Динамическая рентгенография процессов СВС. Дисс. кан. физ.-мат. наук. Черноголовка. 1994. 105 с.

138. Шанк Ф. Структура двойных сплавов. М.: Металлургия. 1973. С. 58-60.

139. Штессель Э.А., Курылев М.В., Мержанов А.Г. Газотранспортные СВС-покрытия. ДАН. 1986. Т.238. № 5. С. 55-61.

140. Юхвид В.И. Закономерности фазоразделения в металлотермических процессах. Изв. АН СССР, Металлы, 1980, № 6, с. 61-64.

141. Юхвид В. И. Горение конденсированных двухкомпонентных систем с пространственно разделенными компонентами. ФГВ. 1982. № 5. С. 26-32.

142. Юхвид В.И. СВС-металлургия: литье и наплавка. В сб. Технология. Сер. Оборудование, материалы, процессы, 1988, вып.1, с. 57-64. ДСП.

143. Юхвид В.И. Процессы горения и фазоразделения в СВС-металлургии. Препринт, Черноголовка, 1989, 22 с.

144. Юхвид В.И. Структурная динамика систем окисел металла алюминий - углерод в процессах горения и химического превращения. В сб. "Проблемы структурной макрокинетики" АН СССР, Черноголовка, 1991. С. 108-123.

145. Юхвид В.И. Динамическое высокотемпературное взаимодействие расплава с металлической подложкой. Препринт, ОИХФ АН СССР, Черноголовка, 1992, 18 с.

146. Юхвид В.И., Максимов Э.И., Мержанов А.Г., Козлов B.C. О механизме воздействия массовых сил на горение диспергирующих конденсированных веществ. ФГВ, 1974, №1, с. 28-33.

147. Юхвид В.И., Мержанов А.Г., Боровинская И.П., Мамян С.С., Качин А.Р., Околович Е.В., Постников В.Ю., Баграмян А.Р., Силяков C.JI. Влияние давления на закономерности горения плавящихся гетерогенных систем. Препринт ОИХФ АН СССР, 1982, 13 с. ДСП.

148. Юхвид В.И., Мержанов А.Г., Боровинская И.П. Влияние давления на закономерности горения плавящихся гетерогенных систем. ФГВ, 1983, № 3, с. 30-32.

149. Юхвид В.И., Ратников В.И. Технологические варианты и оборудование в СВС-металлургии. Препринт, Черноголовка, 1989, 23 с.

150. Alman D.E. Reaction synthesis of Ni-36.8 wt. % Al. J. Mater. 1994. V. 13. P. 483.

151. Bose A., Rabin B.H., German R.M. Powder Metall. Int. 1988. V. 20. P. 25.

152. Carlsson A.E., Sanches J.M. Phase diagram and thermodynamic properties of Ni-Al alloys: non-empirical evaluation. Solid State Commun. 1988. 65. № 6. P. 527-530.

153. Colinet C., Hicter P., Pasturel A. Tight-binding calculation of the Ni-Al phase diagram. Phys. Rev.B. 1992. 45. №4. P. 1571-1580.

154. Dew-Hughes D. Ternary phase diagrams of the manganese-titanium-iron and the aluminum-titanium-iron systems: a comparison of computer calculations with experiment. CA1PHAD. 1979. 3. № 3. P. 175-203.

155. Dutta A. Self-propagating high temperature synthesis (SHS)-cum-superplastic forging of Fe3Al-Nb alloy. Int. J. SHS. 1995. V. 4. P. 309.

156. Epperson J.E. and Furnrohr P. The Local Atomic Order of a Ni-12.7 at. % Al Alloy Quenched from 1323K. Acta Crystallogr. 1983. A39. P.740-746.

157. Ferreira A., Meyers M.A., Thadani N.N. Dynamic compaction of titanium aluminides by explosively generated shock waves: Microstructure and mechanical properties. Metal. Transactions. A. 1992. V. 23A. P. 3251.

158. Gödecke T. Zahl und Lage der intermetallischen Phasen im System Aluminium-Kobalt zwischen 10 und 40 At-% Co. Z. Metallkunde. 1971. Bd. 62. № 11. S. 842-843.

159. Hang Y.-D., Song I.-H. Microstructural characteristics of titanium aluminides synthesized by using the wave propagation mode. Int. J. SHS. 1995. V. 4. P. 293.

160. Hasaka Masajuki, Ireda Seiichi. J. Iron and Steel Inst. Jap. 1980. 44. № 2. P. 180-185.

161. Ho-Yi L., Hong -Yu Y., Shu-Xia M., Sheng Y. Combustion synthesis of titanium aluminides. Int. J. SHS. 1992. V. 1. P. 447.

162. Igharo M., Wood J.V. Powder Metallurgy. 1985. 28. P. 131.

163. Janssen M.M.P., Rieck G.D. Reaction Diffusion and Kirkendall Effect in the Nickel -Aluminum System. Trans. Met. Soc. AIME. 1967. Vol. 239. P. 1372-1385.

164. Kachelmyer C.R., Lebrat J.-P., Varma A., McGinn P.J. Combustion synthesis of intermetallic aluminides: Processing and mechanistic studies. In " Heat Transfer in Fire and Combustion Systems". ASME. New York. 1993. P. 271.

165. Kachelmyer C.R., Varma A. Combustion synthesis of niobium aluminide matrix composites. Mater. Res. Soc. Symp. 1994. V. 350. P. 33.

166. Kachelmyer C.R., Rogachev A.S., Varma A. Mechanistic and processing studies in combustion synthesis of niobium aluminides. Journ. Mater. Res. 1995. V. 10. P. 2260.

167. Kachin A.R., Yukhvid V.l. SHS of cast composite materials and pipes in the field of centrifugal forces. Int. J. SHS. 1992, V.l,№ 1. P. 168-171.

168. Kaieda Y., M. Otaguti, O. Odawara et. al. Porch. Int. Sump, on "Sintering'87", Elsevier Appl. Sei., Tokyo. 1988. P.558.

169. Kaieda Y., M. Otaguchi, N. Oguro, T. Oie, S. Shite, M. Hatakeyama. Proc. of the MRS Int. Symp. on "Sintering'87", Elsevier Appl. Sei., Tokyo. 1988. P. 558.

170. Kaieda Y., Nakamura N., Otaguchi M., Oguro N. Combustion synthesis of TiAl intermetallic compounds. Proc. of the 1st US-Japanese Workshop on Combustion Synthesis. 1990. P. 207. Nat. Res. Inst, for Met. Tokyo.

171. Kaieda Y., Otaguchi M., Oguro N. Combustion synthesis of intermetallic compounds. In "Combustion and Plasma Synthesis of High-Temperature Materials". VCH Publishers, New York. 1990b. P. 106.

172. Kaufman L., Nesor H. Calculation of superalloy phase diagrams. P.II. Met.Transactions.1974. 5. № 7. P. 1623-1629.

173. Kaufman L., Nesor H. Calculation of superalloy phase diagrams. P.III. Met.Transactions.1975. A6.№ 11. P. 2115-2122.

174. Klaiber F., Schonfeld B., Kostorz G. Investigation of Short-Range Order in Ni-10at.% Al Single Crystals by Diffuse X-ray Scattering. A. Crystallographies 1983. A43. P. 525-533.

175. Köster W. und T.Gödecke. Physikalishe Messungen an Eisen-Aluminium-Legirungen mit 10 bis 50 at.-%Al. Z.Metallkunde. 1980. Bd. 71. № 12. S. 765-769.

176. Köster W. und Gödecke T. Physikalishe Messungen an Eisen-Aluminium-Legirungen mit 10 bis 50 at.-%Al. Z.Metallkunde. 1982. Bd. 73. № 8. S. 502-510.

177. Köster W., Wactel E., Gödecke T. Physikalishe Messungen an Eisen-Aluminium-Legirungen mit 10 bis 50 at.-% AI. Z.Metallkunde. 1985. Bd.76. № 5. S. 382-387.

178. Kumar K.C.Hari, Raghavan V. A thermodynamic analysis of the Al-C-Fe system. J. Phase Equilibrium. 1991. V. 12. № 3. P. 275-286.

179. Kuroki H, Yamaguchi K. Combustion synthesis of Ti/Al intermetallic compounds and dimensional changes of mixed powder compacts during sintering. Proceedings of the First US-Japanese Workshop on Combustion Synthesis. Tokyo. Japan. 1990. P. 23.

180. Lee W.-C., Hsu K.C., Chung S.L. Combustion synthesis of Ti-Al intermetallic materials. Int. J. SHS. 1992. V. 4. P. 95.

181. Lebrat J.-P., Varma A. Self-propagating high temperature synthesis of Ni3Al. Combust. Sei. Tech. 1992a. 88. P. 211.

182. Lebrat J.-P., Varma A., Miller A.E. Combustion synthesis of Ni3Al and Ni3Al-matrix composites. Metal. Transactions. A. 1992. V.23A. P. 69.

183. Lebrat J.-P., Varma A., McGinn P.J. Mechanistic studies in combustion synthesis of Ni3Al and Ni3Al-matrix composites. J. Mater. Res. 1994. V. 9. P. 1184.

184. Lee R. Liquidus solidus relations in the system iron-aluminum. J. Iron and Steel Inst. 1960. 194. № 2. P.222-224.

185. Ma X.L., Köster U., Grushko B. Ali30s4-type monoclinic phase and its orthorhombic variant in the Al-Co alloy system. Z. Kristallographie. 1998. V.213, 2. P.75.

186. Massalski T.B. Binary Alloy Phase Diagrams, American Society for Metals, Metals Park, Ohio, 1990, V. 1,2nd Ed.

187. Mayer A., L.Morandini. Zur Struktur der Phase FeAl2. Z. Metallkunde. 1971.Bd.62, № 8. S.633-634.

188. McAllster A.J. The Al-Co (aluminum-cobalt) system. Bull. Alloy Phase Diagr. 1989. V.10, № 6. P. 646-650, 679-680.

189. Mei B., Yuan R., Duan X. Investigation of Ni3Al matrix composites strengthened by TiC. J. Mater. Res. 1993. V.8. P.2830.

190. Mei B., Wang W., Yuan R, Fu Z. Study of TiC/Ni3Al composites prepared by combustion synthesis. Int. J. SHS. 1994. V. 3. P. 79.

191. Merzhanov A.G. Self-propagating high temperature synthesis: Twenty years of search and findings. Combustion and Plasma Synthesis of High Temperature Materials. 1990. New York. VCH. P. 1-53.

192. Mo Z.M., Sui H.X., Ma X.L., Kuo K.H. Structural Models of 2-Inflated Monoclinic and Orthorhombic Al-Co Phases. Met. and Mater. Transactions. 1998. Y.29A. № 6. P. 15651572.

193. Morgand P. The Diagram of State for Fe-Al Solid Solution. Met. Transactions. 1970. V.l. № 8. P. 2331-2332.

194. Murray J.L. Thermodynamic factors in the extension of solid solubility in Al-based alloys. All. Phas. Diagr. Symp. Boston. 1982. N.York. 1983. P. 249-262.

195. Nakamura M., Y. Kaieda. Powder Metallurgy. 1988. 31(3). P. 201.

196. Nash P., West D.R.F. Ni-Aland Ni-Ta phase diagrams. Metal Sci. 1983. 17. №2. P. 99-100.

197. Nathans R, Pigott M.T., Shull C.G. The magnetic structure of Fe3Al. J. Phys. Chem. Solids. 1958. V. 6. P. 38-42.

198. Odawara O., Tkeuchi J. Ceramic composite pipes produced by a centrifugal exothermic process. J. Amer. Ceram. Sos. 1986, № 4, p. 80-81.

199. Odawara O., Tkeuchi J. Vacuum centrifugal thermite process for producing ceramic -lined pipes. J. Amer. Ceram. Sos. 1986, № 4, p. 85-86.

200. Odawara O., Yamazaku H. Lining of steel pipe by centrifugal-thermite process. Jpn. Pat. № 61-238972-A2,240A, 1986.

201. Okamoto H., Paul A. Beek. Phase relationships in the iron-rich Fe-Al alloys. Met. Transaction. 1971. 2. № 2. P. 569-574.

202. Pike L.M., Liu C.T., Chang Y.A. Effect of Ni on Vacancy Concentrations and Hardness in FeAl Alloys. Met. and Mater. Transactions. 1998. V.29A. №7. P. 1911-1915.

203. Philpot K.A., Munir Z.A., Holt J.B. An investigation of the synthesis of nickel aluminides through gasless combustion. J. Mater. Sci. 1987. 22. P. 159.

204. Potapov P.L., S.V.Song, Udovenko V.A., Prokoshkin S.D. X-ray Study of Phase Transformations in Martensitic Ni-Al Alloys. Metal. Transactions. 1997. V.28A, № 5. P. 1133- 1142.

205. Rabin B.H., Bose A., German R.M. Combustion synthesis of nickel aluminides. In "Combustion and Plasma Synthesis of High-Temperature Materials". VCH Publishers, New York. 1990. P. 114.

206. Rabin B.H., Wrihgt R.N. Synthesis of iron aluminides from elemental powders: reaction mechanisms and densification behavior. Metal. Transactions. A. 1991. V.22A. P. 277.

207. Rabin B.H., Wrihgt R.N. Microstructure and properties of iron aluminides produced from elemental powders. Int. J. SHS. 1992. V. 1. P. 305.

208. Rabin B.H., Wrihgt R.N., Knibloe J.R., Raman R.V., Rale S.V. Reaction processing of iron aluminides. Mater. Sei. Eng. 1992b. A153. P.706.

209. Raub E., Plate W. Die Forschung der Reaktionen bei der Sinterung der Preßmetallpulver durch die Messung der linearen Wärmedehnung. Z. Metallkunde. 1951. Bd.42. S. 76-82.

210. Rawers J.C., Wrzesinski W.R., Roub E.K., Brown R.R. TiAl-SiC composites prepared by high temperature synthesis. Mater. Sei. Tech. 1990. V.6. P. 187.

211. Remlinger L. Etude des transformations des alliages feraluminium riches en fer par analyses radiocristallographique, magnetique et dilatometrique. Met. scient. Rev. metallurgie. 1967. 64. № 10. P. 847-856.

212. Rogachev A.S., Varma A., Merzhanov A.G. The mechanism of self-propagating high -temperature synthesis of nickel aluminides. Part I: Formation of the product microstructure in a combustion wave. Int. J. SHS. 1993. V.2. P. 25.

213. Rogachev A.S., Khomenko I.O., Varma A., Merzhanov A.G., Ponomarev V.l. The mechanism of self-propagating high temperature synthesis of nickel aluminides. Part II: Crystal structure formation in a combustion wave. Int. J. SHS. 1994a. V.3. P. 239.

214. Rocquet P., Jegaden G., Petit J.C. The gamma loop in the Fe-Al system. J.Iron and Steel Inst. 1967. 205. № 4. P. 437-441.

215. Rocquet P., Petit J.C. Answer to Hirano and Hishiruma on the y-loop of the Fe-Al system. J.Iron and Steel Inst. 1971. 209. № 1. P. 69-70.

216. Rosen S. and J.A.Goebel. The crystal structure of nickel-rich NiAl and martensitic NiAl. Trans. Met.Societ.Aime. 1968. V.242. P.722-724.

217. Sagane Hiromichi, Oki Rensuke. J. Jap. Inst. Metals. 1979. 43. № 6. P. 569-575.

218. Sanin V.N., Silyakov S.L., Yukhvid V.l. Models of combustion of heterogeneous melting systems in a long channel. Int. J. SHS. V.l, № 2,1992. P. 191-196.

219. Schurmann E., H.P.Kaiser. Beitrag zu den Smelzgleichgewichten der Eisen-Aluminium-und Eisen-Phosphor Legierungen. Arch. Eisenhuttenwes. 51. 1980. № 8. S. 325-327.

220. Schurmann E., Kaiser C.Z., Kaiser H.P. Thermodynamik der Eisen-AluminiumLegierungen. Arch. Eisenhuttenwes. 52. 1981. №4. S. 127-130.

221. Semenovskaya S.V. The application of X-ray diffuse scattering to the calculation of the Fe-Al equilibrium diagram. Phys. status solid. 1974. 64. № 1. P. 291-303.

222. Shingu P.H., Ishihara K.N., Ghonome P., Hayakawa T., Abe M., Taguchi K. Solid state synthesis of TiAl by use of pseudo HIP. Proc. 1st US-Japan Work Shop on Combustion Synthesis, Nat. Research Ins. for metals, Tokyo. 1990. P. 65-71.

223. Sigli C., J.M.Sanchez. Theoretical description of phase equilibrium in binary alloys. Acta metallurg. 1985. 33. №6. P. 1097-1104.

224. Skjerpe P. Structure of AlmFe. Acta Crystallogr. 1988. B 44. P. 480-486.

225. Strutt A.J., Vecchio K.S., Yu L.-H., Meyers M.A. Shock synthesis of nickel aluminides. AIP Conf. Proc., 1994. V. 309. P. 1259.

226. Taiji N., H. Mitsuhiro. J. Iron and Steel Inst. Jap. 1981. 67. № 14. P. 2086-2097.

227. Taylor A., Jones R.M. Constitution and magnetic properties of iron-rich iron-aluminum alloys. J. Phys.Chem.Solids. 1958. V.6. P. 16-37.

228. Taylor A., Doyle N.J. Further studies on the nickel-aluminium system. I. The P-NiAl and 5-Ni2Al3 phase fields. J. Appl.Cristallogr. 1972.5. № 3. P. 201-209.

229. Taylor A., Doyle N.J. Further studies on the nickel-aluminum system. II. Vacancy filling in p and 8-phase alloys by compression at high temperatures. J. Appl.Cristallogr. 1972. 5. №3. P. 210-215.

230. Thomas H. Uber Widerstanslegierungen. Z.Physik. 1951. Bd. 129. H. 1. S.225-230.

231. Thornton P.H., Davies R.G., Johnston T.L. The Temperature Dependence of the Flow Stress of the y' Phase Based upon Ni3Al. Metal. Transaction. 1970. V. 1. P.207-218.

232. Trofimov A.I., Yukhvid V.I., Borovinskaya I.P. Combustion in condensed systems in external electromagnetic fields. Int. J. SHS. V.l, № 1, 1992. P. 67-71.

233. Trofimov A.I., Yukhvid V.L SHS surfacing in an electromagnetic field. Int. J. SHS, 1993. V.2, № 4. P. 343-348.

234. Vaks V.G., Kamyshenko V.V. Configuration interaction in disordered and ordered alloys: general relations and phenomenological analyses for the FCC-based Ni-Fe and Ni-Al systems. J. Phys. Condens.Matt. 1991. 3. № 10. P. 1351-1358.

235. Verhoeven J.D., Lee J.H., Laabs F.C., Jones L.L. The phase equilibrium of Ni3Al evaluated by directional solidification and diffusion couple experiments. J. Phase Equilibrium. 1991. 12. № 1. P. 15-23.

236. Villars P., Calvert L.D. Person's Handbook of Crystallographic Data for Intermetallic Phases. American Society for Metals, Metals Park, Ohio, 1991.

237. Wang L.L., Munir Z.A., Holt J.B. The combustion synthesis of copper aluminides. Metal. Mater. Trans. B. 1990. V.21B. P. 567.

238. Wang W., Mei B., Fu Z., Yuan R. Self-propagating high temperature synthesis and densification of intermetallic compound-matrix composites (IMCs). Int. J. SHS. 1993. V. 2. P. 183.

239. Warlimont H. Elektronenmikroskopische Untersuchung der Gleichgewicte und Umwandlungen der a-Eisen-Aluminium-Uberstructurphasen. Z. Metallkunde. 1969. Bd.60. №3. S. 195-203.

240. Wasilewski R.J., Butler S.R., Hanion J.E., Worden D. Homogeneity range and the martensitic transformation in TiNi. Metal. Transaction. 1971. V.2. P. 229.

241. Wenning L.A., Lebrat J.-P., Varma A. Some observations on unstable self-propagating high temperature synthesis of nickel aluminides. J, Mater. Syn. Proc. 1994. Y.2. P. 125.

242. Wong J., Larson E.M., Holt J.B. et al. Time-Resolved X-ray Diffraction Study of Solid Combustion Reaction. Science. 249. 1990. P. 1406-1409.

243. Work S.J., Yu L.H., Thadhani N.N., Meyers M.A., Graham R.A., Hammetter W.F. Shock-induced chemical synthesis of intermetallic compounds. . In "Combustion and Plasma Synthesis of High-Temperature Materials". VCH Publishers, New York. 1990. P. 133.

244. Yi H.C., Moore J.J. Combustion synthesis of TiNi intermetallic compounds. Part 1. Determination of heart of fusion of TiNi and Heart capacity of liquid TiNi. J. Mater. Sei.1989. V.24. P.3449.

245. Yi H.C., Moore J.J. The combustion synthesis of Ti-Ni shape memory alloys. J. Metals.1990. V.42. P. 31.

246. Yukhvid V.l., Kachin A.R., Zakharov G.V. Centrifugal SHS surfacing of the Refractory Inorganic Materials. Int. J. SHS. 1994, V.3,№ 4, p. 321-332.

247. Yukhvid V.l., Vishnyakova G.A., Silyakov S.L., Sanin V.N., Kachin A.R. Structural Macrokinetics of Alumothermic SHS Processes. Int. J. SHS. 1996, V.l, № 1. P. 93-105.

248. Zhang X., Yin W., Guo J. Exploration of combustion synthesis of TiNi intermetallic compound. Int. J. SHS. 1995. V.4. P.301.

249. Zwilling G., Nowotny H. Uber die Mikrostruktur der gerichtet erstarrten Legierungen Al-Si und Al-NiAl3. Z. Metallkunde. 1971. Bd.62. H.8. S. 609-611.