CC BY
58
mu г: гшшгг гг:г
3 (61), 2011-
The problem of detection of maximal content of react ing substances in burden, undergoing processing in mecha-noreactor, providing safety of realization of the reaction mechanical alloying, is solved on the basis of the modern conceptions on mechanism of self-distributing high-temperature synthesis with using method of thermodynamic modeling.
ф. Г. ЛОВШЕНКО, ГУВПО «Белорусско-Российский университет», Г. Ф. ЛОВШЕНКО, БНТУ, Б. Б. ХИНА, ГНУ «Физико-технический институт» НАНБеларуси
УДК 669.017
максимальные концентрации реагирующих компонентов в шихте, подвергаемой реакционному механическому легированию
Введение
Оптимальный комплекс часто взаимоисключающих свойств, включая прочность и жаропрочность, может быть достигнут только в композиционных материалах, наиболее перспективными из которых являются дисперсно-упрочненные. Структура их представляет собой матрицу из металла или сплава, с равномерно распределенными в ней дисперсными частицами термодинамически стабильной упрочняющей фазы, имеющей высокое значение модуля сдвига. Максимальное упрочнение достигается у материалов с основой субмикрокристаллического типа, обладающей высокоразвитой поверхностью границ зерен и субзерен, закрепленных и стабилизированных наноразмер-ными частицами упрочняющей фазы [1]. Материалы производят, как правило, порошковой металлургией. Наиболее сложной операцией является получение дисперсно-упрочненных порошковых (гранулированных) композиций. Известные способы их изготовления, нашедшие промышленное применение - химическое смешивание, разложение смеси солей, водородное восстановление в растворах, химическое осаждение из растворов, внутреннее окисление, механическое легирование [2, 3], являются дорогостоящими и не позволяют реализовать все преимущества дисперсного упрочнения, а химические методы, кроме того, экологически небезопасны. В связи с этим большой интерес представляет способ, основанный на реакционном механическом легировании, при котором на стадии обработки порошковой смеси в механоре-акторе и при последующем отжиге в реакционно-способных системах получают развитие механи-
чески и термически активируемые фазовые и структурные превращения, включая взаимодействие между компонентами и образование упрочняющих фаз, вызывающие формирование нано-структурной дисперсно-упрочненной гранулированной композиции [2]. Механически легированные композиционные порошки могут применяться как для получения компактных материалов различного функционального назначения, так и покрытий. В ряде случаев и, прежде всего, при производстве порошков для газопламенных покрытий концентрация реагирующих компонентов в шихте, подвергаемой обработке в механореакто-ре, достаточно высокая, а механически активируемые экзотермические реакции протекают с большим тепловыделением. При содержании реагирующих компонентов выше предельного взаимодействие в реакторе может происходить в режиме теплового взрыва или горения по типу СВС - самораспространяющегося высокотемпературного синтеза [4-7].
Целью работы являлось решение актуальной задачи определения предельного содержания реагирующих веществ, обеспечивающего безопасность реализации процесса реакционного механического легирования.
Методика исследования
Методической основой для решения поставленной задачи служили современные представления о механизме СВС-процессов, выработанные в результате многочисленных экспериментальных [8-17] и теоретических [18-22] исследований, а также универсальный метод термодинамического моделирования. В ряде экспериментальных ра-
бот на примере системы «Ti-C» и некоторых других [23, 24] прямым наблюдением в малоразмерных прозрачных реакторах показано, что механическое легирование в режиме СВС носит перколяцион-ный характер, т. е. на определенной стадии процесса происходит воспламенение в малой локальной области (частица или группа частиц), и экзотермическая реакция распространяется почти по всему объему, оставляя после себя конечный продукт; при этом в некоторых областях (куда волна горения не проникает) может оставаться непрореа-тировавшая шихта. Применительно к СВС подобный перколяционный режим горения был исследован теоретически [18] в порошковой системе при наличии пор и/или инертных частиц. Математическим моделированием установлено, что необходимым условием такого режима горения, даже при достаточно интенсивных теплопотерях в окружающую среду, является наличие цепочек реакционно-способных частиц (так называемых перколяци-онных кластеров), между которыми имеется тепловая связь, т. е. когда теплота, выделяющаяся при горении одной частицы (даже при теплоотво-де к соседним инертным частицам и в окружающую среду), способна обеспечить подогрев другой частицы до температуры зажигания Tg (Tig<Tad, где Tad - адиабатическая температура СВС в данной системе) [18]. Применительно к реакционному механическому легированию из вышеизложенного следует, что экзотермическая реакция даже в одной частице, вызванная ее разогревом до величины Tig за счет механического соударения с мелющими телами (шарами), способна вызвать воспламенение всей реакционно-способной шихты в объеме механохимического реактора.
Многочисленные экспериментальные исследования для систем «Ti-C» [12], «Ti-C-Ni-Mo» [13, 14], «Mo-Si» [15], «Ti-C-М» (M=Ni, Co, Cr) [11], «Ni-Al [16, 17] и другие показали, что СВС-про-цесс начинается, когда исходная шихта нагревается до температуры плавления более легкоплавкого компонента или температуры эвтектики системы Teu [8-15], т. е. при Tig = Teu. Это обусловлено тем, что основным механизмом фазо- и структурообра-зования при СВС является не твердофазная диффузия, а растворение более тугоплавкого реагента в локальном расплаве и кристаллизация из него зерен тугоплавкого продукта [18-23]. Причем процесс часто носит неравновесный характер: растворение одного реагента в расплаве другого (например, ^тв.) в ^(ж.) или №(тв.) в расплаве алюминия) протекает без тонкой промежуточной прослойки равновесной твердой фазы (TiC или NiAl соответственно) [19-22]. Это связано с малой ско-
/тггтг ^ г: г^штгггг /»е
-3 (61), 2011/ 1|1||
ростью диффузии в тугоплавких фазах - продуктах синтеза. Например, расчет для СВС в системе «Т>С» показал, что для экспериментально известных коэффициентов диффузии в фазе ТЮ толщина равновесной прослойки карбида между твердой частицей углерода и расплавом титана должна быть меньше периода решетки [19, 22].
Таким образом, в качестве критерия для начала взаимодействия в режиме СВС в объеме механо-химического реактора при реакционном механическом легировании следует принять такой состав реакционно-способной шихты, для которого адиабатическая температура реакции образования продукта Тай достигает величины легкоплавкой эвтектики Теи на основе одного из реагентов. Следовательно, для определения безопасных режимов реакционного механического легирования необходимо оценить адиабатическую температуру взаимодействия в многокомпонентной шихте при протекании в ней химических реакций и выбрать область составов, для которых ТаЛ < Теи. Для таких расчетов целесообразно использовать метод термодинамического моделирования [25, 26].
Термодинамический расчет адиабатической температуры СВС для одной реакции основан на простом допущении [27]: реакция протекает полностью (со степенью превращения 100 %) в адиабатических условиях, т. е. теплота реакции при начальной температуре Т0 (Т0 > 298 К) расходуется на разогрев до Тай и возможно плавление продуктов. Расчет сводится к определению величины Тай из нелинейного уравнения баланса энтальпии. Как и в приведенных выше расчетах равновесного состояния систем конструкционных материалов, в данном случае использована универсальная программа АСТРА-4 [28, 29].
Системы для расчета (табл. 1) являются основой для создания большой группы порошков дисперсно-упрочненных железных и никелевых сплавов, упрочненных А^Оз или ТЮ, ряд составов которых выходят за рамки композиций, исследуемых в данной работе.
Поскольку целью термодинамического моделирования было определить исходный состав шихты (параметр х в табл. 1), при котором становится возможным взаимодействие в режиме СВС, для анализа использовали бинарные и тройные равновесные диаграммы состояния для данных систем [30-34]. Полученные в результате термодинамического моделирования значения Тай сравнивали с величиной Теи на диаграммах.
Для бинарного твердого раствора хрома в никеле (составы 7 и 8) учитывали избыточную энергию смешения. Выражения, аппроксимирующие
136
mu м г: гтгтгтггтг ггггг
3 (61), 2011-
Т а б л и ц а 1. Исходные составы смесей для реакционного механического легирования и качественный равновесный фазовый состав при адиабатической температуре взаимодействия ТяЛ
Номер состава Исходный состав, мас.% Равновесный состав при Tad
Системы на основе железа
1 (1-x)Fe + x(74,745% Fe2O3 + 25,255% Al ^ 52,28% Fe + 47,72% Al2O3) Fe, А1203 (упрочняющая фаза)
2 (1-x)Fe + x(79,95% Ti + 20,05% C ^ 100% TiC) Fe, ТЮ (упрочняющая фаза)
3 (1-x)[(72 - 52,28x/(1-x))% Fe + 10% Ni + 18% Cr] + x(74,745% Fe2O3 + 25,255% Al^ 52,28% Fe + 47,72% Al2O3) Fe-Ni-Cr (твердый раствор), А1203 (упрочняющая фаза)
4 (1-x)(72% Fe + 10% Ni + 18% Cr) + x(79,95% Ti + 20,05% C ^ 100% TiC) £Ъ-№-Сг (твердый раствор), ТЮ (упрочняющая фаза)
Системы на основе никеля
5 (1-x)Ni + x(75,4% Ni2O3 + 24,6% Al ^ 53,52% Ni + 46,48% Al2O3) №, А1203 (упрочняющая фаза)
6 (1-x)Ni + x(79,95% Ti + 20,05% C ^100% TiC) №, ТЮ (упрочняющая фаза)
7 (1-x) [(80 - 53,52x/(1-x))% Ni + 20% Cr] + x(75,4% Ni2O3 + 24,6% Al ^ 53,52% Ni + 46,48% Al2O3) №-Сг (твердый раствор), А1203 (упрочняющая фаза)
8 (1-x) (80% Ni + 20% Cr) + x(79,95% Ti + 20,05% C ^ 100% TiC) №-Сг (твердый раствор), ТЮ (упрочняющая фаза)
П р и м е ч а н и е. Подчеркнут металл-основа твердого раствора.
Т а б л и ц а 2. Избыточная энтальпия смешения бинарного твердого раствора на основе никеля,
использованная в расчетах [35]
Система Фаза Интервал температуры, K Элемент Выражение для Ah¿ex, Дж/(г-атом)
Ni-Cr у(ГЦК) 1000-1728 Ni (1 - xNl)2 [36349,96 - 35,648T - (123085,46 - 76,1577>Nl]
Cr (1 -xCr)2 [-25192,74 + 2,429T + (123085,46 - 76,157T)xCr]
П р и м е ч а н и е. x, - атомная доля i-го компонента твердого раствора.
избыточные парциальные энтальпии смешения /-го компонента ЛЛ/ех), приводили к виду, соответствующему модели квазисубрегулярного раствора (с учетом зависимости ЛЛ/ех) от температуры и концентрации):
Лй/ех) = (1 - х,)2 [а + ЬТ + (с + йТ)х],
где х, - доля /-го элемента в растворе (для бинарного раствора / = 1,2).
Значения коэффициентов а, Ь, с и й для у-твердого раствора на основе никеля определяли по данным [35]. Значения параметров, использованных при термодинамическом моделировании, приведены в табл. 2. Расчеты показали, что учет образования твердого раствора вносит небольшую поправку в величину Тай по сравнению с ситуацией, когда этот фактор не принимали во внимание.
В составах 3 и 4 при реакционном механическом легировании формируется твердый раствор хрома и никеля в у-Ре. Поскольку программа АСТРА-4 не предусматривает учет трехкомпонент-ного раствора, при термодинамическом моделировании задавали идеальный раствор на основе железа, т. е. ЛЛ/ех) = 0.
Результаты расчетов и их обсуждение
Составы на основе железа Состав 1. Результаты расчета адиабатической температуры взаимодействия показаны на рис. 1. Нелинейный ход зависимости Tad(x) обусловлен сложным характером зависимости теплоемкости железа (основы композиции) от температуры. Взаимодействие в данной системе в режиме СВС, т. е. протекание термитной реакции Fe2O3 + Al^-Fe + AI2O3, начинается после образования легкоплавкой эвтектики Al-FeAl3, температура которой Teu = 928 К близка к точке плавления алюминия. В композиционных (слоистых) частицах исходного состава всегда будет присутствовать контакт Fe-Al. При локальном нагреве в момент скользящего удара на границе Fe/Al возможно достижение температуры Teu(Al-FeAl3) = 928 К и образование эвтектического расплава системы «Fe-Al» по механизму контактного плавления. В контакте с возникшей прослойкой расплава может оказаться частица или прослойка твердого Fe2O3, как известно, композиционные частицы, сформировавшиеся вследствие разрушения и холодной сварки на начальных стадиях механического легирования, состоят из переплетающихся (и необязательно плоских) прослоек
лгтге г: гсшгг /лтгггт /107
-3 (61), 2011/ ШЧМИ
Рис. 1. Результаты термодинамического моделирования экзотермического взаимодействия в составе 1 на основе Fe: адиабатическая температура и доля упрочняющей фазы (А12Оз)
всех исходных веществ. Это приведет к развитию быстрого взаимодействия по реакции Бе20з(тв.) + А1(ж.) ^ Бе + А12О3 и локальному разогреву, который может привести к распространению экзотермической реакции по всему объему реактора.
Поэтому величина х (содержание стехиометри-ческой смеси Бе20з + А1 в шихте) для возможного начала взаимодействия в режиме СВС при реакционном механическом легировании соответствует достижению условия ТаЛ = Теи(А1-РеА13) = 928 К и это значение составляет х « 10 мас.% (рис. 1). По данным термодинамического моделирования, термитная реакция протекает почти полностью. Основной упрочняющей фазой в конечном продукте является оксид алюминия, концентрация которого при указанном предельно допустимом значении х составляет « 4 мас.%.
Состав 2. В данном составе тепловой эффект реакции образования карбида титана по реакции Т + С ^ ТЮ ниже, чем экзотермический эффект термитной реакции в смеси 1. Указанная реакция протекает практически полностью. В системе «Бе-ТЬ> наиболее легкоплавкой эвтектикой является Т>БеТ с температурой плавления Теи(Т>РеТ^ = 1358 К. В композиционной частице имеется контакт железа с титаном и при нагреве в момент скользящего удара локальная температура может достичь величины Теи. Образование локального эвтектического расплава (по механизму контактного эвтектического плавления) приведет к растворению в нем других реагентов (в данном случае углерода), оказавшихся в контакте с расплавленной областью, и развитию экзотермической реакции формирования карбида титана по механизму растворения-кристаллизации. Поэтому содержание стехиометрической смеси ТС+С в шихте, соот-
Рис. 2. Результаты термодинамического моделирования экзотермического взаимодействия в составе 2 на основе Бе: адиабатическая температура и доля упрочняющей фазы
(ТС)
ветствующее условию Т^ = Теи(Т>РеТ^, следует считать пределом, при достижении которого становится возможным взаимодействие в режиме СВС. Как видно из рис. 2, предельное значение составляет х « 25 мас.%, при этом доля упрочняющей фазы (карбида титана) в получаемой композиции достигает « 25 мас.%.
Состав 3. В данной композиции, как и в составе 1, экзотермическая реакция Бе203 + А1^Бе + А120з (горение железо-алюминиевого термита, или реакция Гольдшмита) начинается после образования легкоплавкой эвтектики А1-БеА1з. Поэтому предельным содержанием стехиометрической смеси Бе20з + А1 в исходной композиции является величина х, при которой адиабатическая температура взаимодействия равна Теи(А1-БеА13) = 928 К. Это значение составляет х « 9 мас.% (рис. 3), а содержание упрочняющей фазы (А1203) при этом -
т.<рК
1700 1600 1500 1400 1300 1200 1100 1000 900 000 700 Б00 500
Твв(Т1-ЫГГ12)= 1215 К
¿г +
0 15 X (80% Т1«
020
20% С-
0.25 ■ 100% ТЮ)
Рис. 3. Результаты термодинамического моделирования экзотермического взаимодействия в составе 3 на основе Бе: адиабатическая температура, доля упрочняющей фазы (А1203) и содержание никеля в у-твердом растворе на основе железа
14я /гш^ г гсттггтттттг;
IV и I 3 (61), 2011-
около 4,5 мас.%. По данным термодинамического моделирования, в равновесном состоянии при адиабатической температуре исходные хром и никель растворяются в аустените, образуя матрицу нержавеющей стали типа 00Х18Н10.
Состав 4. Здесь, как и в составе 2, основное тепловыделение обеспечивается за счет реакции образования карбида титана Т + С ^ ТЮ, которая протекает по механизму растворения углерода в расплаве на основе титана и кристаллизации зерен ТЮ. Поскольку в исходной шихте имеется достаточно высокое содержание никеля и титана, то в местах контакта №-Т при локальном нагреве во время соударения возможно контактное плавление, если температура в зоне такого контакта достигнет точки эвтектики Т1-№2Т1: Тем(Т1-№2Т1) = 1215 К. Образование расплава в локальной области приведет к растворению в нем соседних частиц/слоев реагентов и, в частности, углерода. Это, в свою очередь, приведет к началу экзотермической реакции образования карбида титана в локальной области и затем к распространению СВС-процесса по шихте внутри реактора. Следовательно, состав шихты х (содержание экзотермической добавки Т1+С), при котором адиабатическая температура взаимодействия в данной системе достигнет величины Тем(Т1-№2Т1) = 1215 К, можно считать критерием для начала СВС. По данным расчетов (рис. 4), это значение равно х « 20 мас.%. Во всей области составов термодинамически выгодно образование у-твердого раствора хрома и никеля в железе, т. е. состав матрицы будет соответствовать нержавеющей стали типа Х18Н10.
Составы на основе никеля
Состав 5. Для локального инициирования экзотермической реакции №203 + А1 ^ N1 + А1203 необходимо образование локального расплава на основе алюминия. В системе «№-А1» имеется легкоплавкая эвтектика А1-№А1з, температура которой Теи(А1-№А13) = 913 К близка к точке плавления чистого алюминия Тт(А1) = 933 К. При соударении в контакте А1-№ возможен кратковременный разогрев до указанной температуры и образование участка расплава по механизму контактного плавления. Поскольку частицы или прослойки исходных реагентов после начала МЛ расположены хаотично, всегда будет присутствовать контакт исходного N1203 с образовавшимся локальным расплавом, что может привести к началу локальной экзотермической реакции и далее к ее распространению по объему шихты. Таким образом, за критерии начала СВС в данной системе следует принять такой состав х (содержание реакционно-способной добавки 75,4 % №203 + 24,6 % А1), при котором выполняется условие Та(1 = Тем(А1-№А13) = 913 К. По данным термодинамического моделирования (рис. 5), это значение составляет х « 6,5 мас.%, а соответствующая доля упрочняющей фазы (А1203) в продукте синтеза - около 3 мас.%.
Состав 6. В данной композиции после начальной стадии механического легирования всегда будут присутствовать контакты №-Тг Поэтому при соударении возможно образование эвтектического расплава, если локальный разогрев достигнет величины Тем(Ть№2Т1) = 1215 К. Поэтому (как
* (75% Fe203 +25% AI-»S2% Fe+48% AljOj) 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25
X (75% Ni203 + 25% Al-»>54% Ni + 46% Al203)
Рис. 4. Результаты термодинамического моделирования экзотермического взаимодействия в составе 4 на основе Fe: Рис. 5. Результаты термодинамического моделирования эк-адиабатическая температура, доля упрочняющей фазы (TiC) зотермического взаимодействия в составе 5 на основе Ni: и содержание хрома и никеля в у-твердом растворе на основе адиабатическая температура и доля упрочняющей фазы железа (Al2O3)
дгггглт/10q
-3 (61), 2011/ luv
1800
1500 1400 1300 1200 1100 1000 eoo 800 700 800 600
■ \ • 1 1 1 1 Tad
T^I-NITy-1215 К *
jT *
S и
TiC,wt.% 40
0.0« 0.10 0.16 0.20 0.26 0.30
X (80% Tl ♦ 20% С -*Л 00% TIC)
Рис. 6. Результаты термодинамического моделирования экзотермического взаимодействия в составе 6 на основе Ni: адиабатическая температура и доля упрочняющей фазы
(TiC)
и в составе 4 на основе железа) концентрация экзотермической добавки Ti+C (величина x), при которой будет достигнуто условие Tad = TgM(Ti-Ni2Ti), можно принять в качестве критерия для развития СВС-процесса в шихте в процессе реакционного механического легирования. По данным термодинамического моделирования (рис. 6), эта величина составляет x « 17,5 мас.%, а соответствующая доля упрочняющей фазы (TiC) в продукте синтеза - также около 17,5 мас.%.
Состав 7. В данной композиции, как и в системе 5, возникновение режима СВС возможно для состава, при котором выполняется условие Tad = TgM(Al-NiAl3) = 913 К. Согласно результатам термодинамического моделирования, критическое значение x « 6 мас.%, а соответствующая доля упрочняющих включений AI2O3 в продукте - около 2,5 мас.% (рис. 7). Весь исходный хром может уйти в твердый раствор на основе никеля, т. е. состав матрицы будет соответствовать нихрому Х20Н80.
Состав 8. Как и в шихте 6, в качестве критерия для возникновения СВС-процесса в объеме реактора для реакционного механического легирования следует принять такой состав шихты, при котором Taä = TgM(Ti-Ni2Ti) = 1215 К. По данным термодинамического моделирования (рис. 8), предельная доля добавки Ti+C составляет x « 17,5 мас.%, а соответствующая концентрация упрочняющей фазы (зерен TiC) - также около 17,5 мас.%. Термодинамически выгодно образование твердого раствора хрома в никеле, т. е. равновесный состав матрицы будет соответствовать нихрому Х20Н80.
Как показано выше, при наличии пор и/или инертных частиц в обрабатываемой шихте необходимым условием реализации механического легирования в режиме СВС является наличие цепочек
Рис. 7. Результаты термодинамического моделирования экзотермического взаимодействия в составе 7 на основе №: адиабатическая температура, доля упрочняющей фазы (А1203) и содержание хрома в твердом растворе на основе никеля
реакционно-способных частиц, между которыми имеется тепловая связь, т. е. когда теплота, выделяющаяся при горении одной частицы, способна обеспечить подогрев другой частицы до температуры зажигания Т-1% (Т^<Тай, где Тай - адиабатическая температура СВС в данной системе) [18]. С учетом того, что реакционное механическое легирование в металлических системах получает развитие при степени заполнения камеры 70-80% и объемном отношении рабочих тел и шихты не менее 6, причем большая часть шихты может считаться «инертной» добавкой, выполнение этого условия при производстве конструкционных материалов маловероятно. Многократные экспериментальные исследования авторов однозначно показали, что концентрация реагирующих элементов в системах с образованием А1203 и Т1С без риска возникновения СВС-процесса может быть увели-
Tic. [Cr]^. wt.%
40
. —1-i-1 . I-.-1— ' Tad _ Teu(Ti-NiTi3)=1215K _ - ''
. 1 . 1 . [Crl^i Li» .
0.05
0.10
0.15 0.20 0 25
X (80% Ti + 20% С-» 100% TiC)
0.30
Рис. 8. Результаты термодинамического моделирования экзотермического взаимодействия в составе 8 на основе №: адиабатическая температура, доля упрочняющей фазы (Т1С) и содержание хрома в твердом растворе на основе никеля
Ш1п ггттгп г: пкшотггта
I 3 (61), 2011-
чена по отношению к расчетной минимум в 5 и 3 раза соответственно [1]. Приведенные выше результаты расчета справедливы для сформировавшейся композиционной частицы или группы частиц, находящихся в контакте в момент ударного воздействия на них рабочих тел.
Выводы
Проведенные расчеты показали, что в многокомпонентных железных и никелевых системах механически активируемое взаимодействие по механизму СВС теоретически возможно при содержании реагирующих веществ - металлов, имеющих высокое сродство к кислороду (А1) или углероду (Т1), с одной стороны, и кислородсодержащих
соединений ^е203, N1203) или углерода, с другой, обеспечивающем образование А1203 в железных сплавах более 4 мас.%, в никелевых - более 3, Т1С -25 и 17,5 мас.% соответственно. Результаты расчета справедливы для сформировавшейся композиционной частицы или группы частиц, находящихся в контакте в момент ударного воздействия на них рабочих тел.
Согласно экспериментальным исследованиям, концентрация реагирующих компонентов в системах с образованием А1203 и Т1С без риска возникновения СВС-процесса может быть увеличена по отношению к расчетной минимум в 5 и 3 раза соответственно.
Литература
1. Л о в ш е н к о, Г. Ф. Наноструктурные механически легированные материалы на основе металлов / Г Ф. Ловшенко, Ф. Г. Ловшенко Б. Б. Хина; под ред. Ф. Г. Ловшенко. Могилев: Белорус.-Рос. ун-т, 2008.
2. Композиционные материалы: Справ. / Под ред. Д. М. Карпиноса. Киев: Наукова думка, 1985.
3. Порошковая металлургия. Материалы, технология, свойства, области применения: Справ. / И. М. Федорченко [и др.]; отв. ред. И. М. Федорченко. Киев: Наукова думка, 1985.
4. S c h a f t e r, G. B. Combustion synthesis by mechanical alloying / G. B. Schafter, P. G. McCormick // Scripta Metallurgica. 1989. Vol. 23. Р. 835-838.
5. Z h a n g, D. L. Microstructural evolution during combustion reaction between CuO and Al induced by high energy ball milling / D. L. Zhang, J. J. Richmond // Journal of Materials Science. 1999. Vol. 34. N 4. P. 701-706.
6. K w o n, Y o u n g - S o o n. Ball temperatures during mechanical alloying in planetary mills / Young-Soon Kwon, K. B. Gerasi-mov, Sok-Keel Yoon // Journal of Alloys and Compounds. 2002. Vol. 346. N 1-2. P. 276-281.
7. Effect of material characteristics on the ignition of the combustion reactions induced by ball milling / Ma Mingliang [and oth.] // Journal of Materials Processing Technology. 2001. Vol. 116. P. 124-127.
8. М е р ж а н о в, А. Г. Научные основы, достижения и перспективы развития процессов твердопламенного горения /
A. Г. Мержанов // Изв. Акад. наук. Сер. хим. 1997. № 1. C. 8-32.
9. M u n i r, Z. A. Self-propagating exothermic reactions: the synthesis of high-temperature materials by combustion / Z. A. Munir, U. Anselmi-Tamburini // Materials Science Reports. 1989. Vol. 3. N 7/8. P. 277-365.
10. И т и н, В. И. Высокотемпературный синтез интерметаллических соединений / В. И. Итин, Ю. С. Найбороденко. Томск: Томский гос. ун-т, 1989.
11. K h u s i d, B. M. Limits of the self-propagating high-temperature synthesis wave propagation in eutectic composite materials /
B. M. Khusid, B. B. Khina, S. V. Demidkov // Journal of Materials Science. 1994. Vol. 29. N 8. P. 2187-2191.
12. Макрокинетика структурных превращений при безгазовом горении смесей порошков титана и углерода / А. Г. Мержанов [и др.] // Физика горения и взрыва. 1990. Т. 26. № 1. С. 104-119.
13. Combustion synthesis in the Ti-C-Ni-Mo system. Pt. I. Micromechanisms / J. C. LaSalvia [and oth.] // Metallurgical and Materials Transactions A. 1995. Vol. 26. N 11. P. 3001-3009.
14. L a S a l v i a, J. C. Combustion synthesis in the Ti-C-Ni-Mo system. Pt. II. Analysis / J. C. LaSalvia, M. A. Meyers // Metallurgical and Materials Transactions A. 1995. Vol. 26. N 11. P. 3011-3019.
15. On the formation of MoSi2 by self-propagating high-temperature synthesis / J. Sung-Won [and oth.] // Acta Materialia. 1996. Vol. 44. N 11. P. 4317-4326.
16. Q u n c h e n g, F a n. Dissolution-precipitation mechanism of self-propagating high-temperature synthesis of mononickel aluminide / Fan Quncheng, Chai Huifen, Jin Zhihao // Intermetallics. 2001. Vol. 9. N 7. P. 609-619.
17. Z h u, P. Reaction mechanism of combustion synthesis of NiAl / P. Zhu, J. C. M. Li, C. T. Liu // Materials Science and Engineering A. 2002. Vol. 329-331. N 1-2. P. 57-68.
18. Percolation combustion: is it possible in SHS? / O. S. Rabinovich [and oth.] // International Journal of SHS. 2002. Vol. 11. N 3. P. 257-270.
19. K h i n a, B. B. Limits of applicability of the «diffusion-controlled product growth» kinetic approach to modeling SHS / B. B. Khina, B. Formanek, I. Solpan // Physica B: Physics of Condensed Matter. 2005. Vol. 355. N 1-4. P. 14-31.
20. K h i n a, B. B. Modeling nonisothermal interaction kinetics in the condensed state: a diagram of phase formation mechanisms for the Ni-Al system / B. B. Khina // Journal of Applied Physics. 2007. Vol. 101. N 6. P. 47-55.
21. K h i n a, B. B. Modeling heterogeneous interaction during SHS in the Ni-Al system: a phase-formation-mechanism map / B. B. Khina, B. Formanek // International Journal of SHS. 2007. Vol. 16. N 2. P. 51-61.
22. K h i n a, B. B. Interaction kinetics in SHS: is the quasi-equilibrium solid-state diffusion model valid? / B. B. Khina // International Journal of SHS. 2005. Vol. 14. N 1. Р. 21-32.
23. A direct view of the self-combustion behaviour of TiC system under milling / C. Deidda [and oth.] // Journal of Metastable and Nanocrystalline Materials. 2003. Vol. 15-16. P. 215-220.
аггтт^с^шг^^тптггг /1л1
-3 (61), 2011 I 141
24. The self-combustion of structurally co-deformed powder mixtures: a direct view of the process / M. Monagheddu [and oth.] // Journal of Physics D: Applied Physics. 2003. Vol. 36. № 7. P. 1917-1922.
25. M a s o n, P. Modeling thermodynamic processes / P. Mason, M. Mignanelli // Advanced Materials and Processes. 1998. Vol. 153. N 4. P. 21-24.
26. G a l l a g h e r, R. Computer calculation of multicomponent phase equilibria / R. Gallagher, H.-D. Nussler, P. J. Spencer // Physica B. 1981. Vol. 103 B. N 1. Р. 8-20.
27. Н о в и к о в, Н. П. Термодинамический анализ реакций самораспространяющегося высокотемпературного синтеза / Н. П. Новиков, И. П. Боровинская, А. Г. Мержанов // Проблемы горения в химической технологии и металлургии / Под. ред. А. Г. Мержанова. Черноголовка: ОИХФ. 1975. С. 174-188.
28. С и н я р е в, Г. Б. Применение ЭВМ для термодинамических расчетов металлургических процессов / Г. Б. Синярев [и др.]. М.: Наука, 1982.
29. В а т о л и н, Н. А. Термодинамическое моделирование металлургических процессов / Н. А. Ватолин, Г. К. Моисеев, Б. Г. Трусов. М.: Металлургия, 1994.
30. Х а н с е н, М. Структуры двойных сплавов / М. Хансен, К. Андерко. М.: Металлургиздат, 1962. T. 1, 2.
31. Э л л и о т Р. П. Структуры двойных сплавов / Р. П. Эллиот. М.: Металлургия, 1968. Т. 1, 2.
32. Ш а н к, Ф. А. Структуры двойных сплавов / Ф. А. Шанк. М.: Металлургия, 1973.
33. К у б а ш е в с к и, О. Диаграммы состояния двойных систем на основе железа: Справ. / О. Кубашевски; пер. с англ. М.: Металлургия, 1985.
34. Binary Alloy Phase Diagrams / T. B. Massalski [and oth.]. ASM, Materials Park, OH, 1990.
35. C h u a n g, Y. Y. A thermodynamic analysis of the nickel-chromium system / Y. Y. Chuang, Y. A. Chang // Zeitschrift fur Metallkunde. 1986. Vol. 77. N 7. Р. 460-466.
