Физические свойства железоалюмиииевых композитных систем

А. Ф. Дресвянников, М. Е. Колпаков, О. А. Лапина,

Ф. Н. Дресвянников, Ю. В. Винокуров ФИЗИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ЖЕЛЕЗОАЛЮМИИИЕВЫХ КОМПОЗИТНЫХ СИСТЕМ

Изучены физико-механические свойства композитных железо- алюминиевых систем, полученных путем контактного обмена из водных растворов. Показано, что эти объекты имеют значительное количество структурных дефектов, что предопределяет их поведение в условиях механического и термического воздействия.

В последнее время пристальное внимание исследователей уделяется разработке способов получения и изучению свойств сплавов на основе металлов подсемейства железа и алюминия. В системе Бе-Л синтезированы различные метастабильные фазы в зависимости от соотношения содержания этих элементов. Минимальное значение энергии Гиб- бса обеспечивается неупорядоченностью структуры, вызванной внутренними порами,

межкристаллитными границами и дислокациями. По некоторым данным такие системы в ряде случаев могут отличаться фрактальной структурой и иметь разнообразные физикохимические свойства.

Получение сплавов и композитных систем на основе железа и алюминия методами прессования и спекания порошков неосуществимо вследствие значительного различия их физических и физико-химических свойств (параметры элементарной ячейки, окисляемость и др.). Спрессованные из порошков железа и алюминия образцы разрушаются практически моментально. Поэтому возникает задача синтеза дисперсных систем Ре-А1, обеспечивающих возможность их последующего компактирования с получением стабильных объектов с разнообразными физическими характеристиками. Для синтеза систем Ре-А1 в настоящее время используют механохимические методы, которые далеко не всегда эффективны и весьма энергозатратны. Более перспективными могут оказаться методы, основанные на использовании редокс-процессов, протекающих на более химически активном компоненте в растворах, содержащих ион второго металла. Следует также отметить, что физические и физико-химические свойства осажденных из растворов металлов и сплавов, как правило, отклоняются от стандартных (справочных) величин, которые обычно относятся к материалам, полученным пирометаллургическим способом. Это связано главным образом с двумя факторами: наличием особенностей структуры и присутствием примесей [1]. Ранее нами было предложено получать железо-алюминиевые композиции путем осаждения из водных растворов [2,3]. Этот процесс проводили при различных условиях, меняя pH, температуру раствора, концентрацию ионов железа (III) и никеля (II), размеры микрочастиц алюминиевой матрицы. Было установлено, что выделение элементного железа на поверхности диспергированной алюминиевой подложки происходит в результате контактного обмена между ионами железа (III) и алюминием, а условия протекания процесса существенным образом влияют не только на кинетику процесса, но и на структуру получаемых осадков и, соответственно, на их физические характеристики.

В данном случае микрочастицу алюминия можно рассматривать как микрореактор, в котором образуется новая фаза. Размер формирующейся оболочки при этом ограничен размером микрочастицы, а форма нового образования повторяет ее форму.

При соосаждении железа и никеля на алюминии наблюдается обогащение порошка менее благородным компонентом. Наблюдаемый эффект можно объяснить как смещением потенциалов осаждения металлов при совместном присутствии их ионов в растворе, так и возможным формированием оксидно-гидроксидных пленок па поверхности железа, препятствующих выделению никеля. Введение никеля влияет не только на размер кристаллита (в сторону увеличения) и величину микроискажений (в сторону уменьшения), но также несколько увеличивает постоянную решётки а-Ре. Следует отметить, что по данным эксперимента (табл. 1) образец 14 не содержит никеля ни в элементном состоянии, ни в виде его химического соединения, хотя результаты рентгенофлуоресцентного и химического анализов указывают на отсутствие ионов никеля(Н) в реакционной смеси после осаждения. По всей видимости, присутствующий в данном образце никель рентгеноаморфен или входит в состав нерегулярного твердого раствора этого металла в железе.

Нами также установлено, что дополнительное воздействие (концентрированным раствором щелочи, размолом, прессованием, термообработкой) различным образом влияет на фазовый состав образцов.

Так, объект, полученный из образца 1 посредством выдержки в растворе концентрированной щелочи и обозначенный в таблице 1 номером 4, содержит только одну фазу а-Ре; при этом фиксируются микроискажения и небольшой размер кристаллита. После

Таблица 1 - Результаты обработки рентгеновских дифрактограмм с помощью про граммного продукта МА1Ш-1.999

№ об- разца Вид обработки Фазовый состав Содержание фаз, мае. % Параметр элементарной ячейки а-Ре, нм Размер ОКР, нм Мик- роис- каже- ннс

1 2 6 7 3 4 5

1 — а-Ре АІ 96.35 3.65 0.28662±0.00001 39.9 0.0032

2 прессование а-Ре АІ 96.54 3.46 0.28654±0.00001 38.1 0.0034

3 спекание а-Ре а-АЬОз у-Ре РегОз 0-АІгОз 69.21 11.50 14.19 1.26 3.84 0.28669±0.00001 402.5 0.0007

4 - а-Ре 100.00 0.28656±0.00001 34.7 0.0034

5 прессование а-Ре АІ 99.10 0.90 0.28665±0.00001 50.3 0.0029

6 спекание а-Ре а-АІгОз у-Ре РегОз 0-АІгОз 80.74 1.54 14.38 0.77 2.57 0.28665±0.00001 404.6 0.0000

7 размол а-Ре АІ 100.00 0.00 0.28658±0.00001 84.7 0.0015

8 размол, спекание а-Ре а-А1203 у-Ре 84.64 1.50 13.86 0.28661±0.00001 1071.4 0.0000

9 — а-Ре АІ 92.30 7.70 0.28664±0.00001 74.4 0.0017

10 спекание а-Ре а-АЬОз у-Ре 65.80 15.67 18.53 0.28658±0.00001 839.8 0.0001

11 — а-Ре АІ 81.12 18.88 0.28662±0.00001 71.6 0.0019

12 спекание а-Ре а-А1203 у-Ре 42.61 45.67 11.72 0.28699±0.00001 812.9 0.0002

13 а-Ре А! № у-Ре 96.50 3.11 0.00 0.39 0.28679±0.00001 61.9 0.0019

1 2 6 7 3 4 5

14 спекание а-Ре а-А120з N1 у-Ре 77.23 10.86 0.00 11.91 0.28679±0.00001 1134.9 0.0000

15 а-Ре А1 N1 у-Ре 92.21 2.29 5.24 0.26 0.28688±0.00001 60.3 0.0020

16 спекание а-Ре а-А120з N1 у-Ре 66.15 8.04 7.21 18.6 0.28689±0.00001 30.3 0.0018

17 размол а-Ре А1 N1 95.42 1.24 3.34 0.28699±0.00001 59.1 0.0017

18 размол, спекание а-Ре а-А120з N1 у-Ре 44.64 4.85 11.28 39.22 0.28747±0.00001 16.5 0.0044

19 а-Ре А1 N1 79.62 3.15 17.23 0.28694±0.00001 64.5 0.0018

20 спекание а-Ре а-А120з N1 у-Ре 0.41 8.10 18.31 73.45 0.28680±0.00001 796.7 0.0003

холодного прессования такого объекта (образец 5) выявляется небольшое количество алюминия, который вероятно находится глубоко в ядрах частиц исходного порошка и оказывается на поверхности только при механической деформации. Интересно отметить, что при этом происходит увеличение размеров кристаллитов а-Ре. После термообработки в защитной атмосфере диссоциированного аммиака (образец 6) элементный алюминий не обнаруживается, однако присутствуют две фазы: 0-А12Оз (промежуточная в цикле высокотемпературного окисления алюминия) и а-А120з (корунд, конечная фаза в цикле окисления). Очевидно, что характер термообработки (спекание) существенно влияет на структуру, состав и физико-химические параметры исследуемого объекта. Присутствие влаги в порах и капиллярах получаемых из раствора частиц дисперсного образца при его нагревании, по всей видимости, приводит к взаимодействию воды с металлическим алюминием с образованием его а- и 0- оксидов. Незначительная часть железа также окисляется, образуя при этом а-Ре20з (гематит). Высокая температура термообработки приводит к появлению фазы у-Ре.

Измельчение образца 4 (образец 7) способствует увеличению размера кристаллита а-Ре и уменьшению микроискажения. Термообработка (спекание ь защитой атмосфере

диссоциированного аммиака) такого образца приводит к полному исчезновению микронапряжений и существенному увеличению размера кристаллита.

Расчет концентрации дефектов, проведенный с помощью программы MAUD, показал, что у железных и железо-алюминиевых образцов (образцы 7, 9, 11 в табл.2) в кристаллической решетке преобладают дефекты упаковки, а в случае железо-алюминиевых образцов, содержащих никель (образцы 13, 15, 17) - дефекты двойникования. Термообработка (спекание) приводит к полному исчезновению дефектов обоих типов (табл.2, образцы 3, 6).

Таблица 2 - Концентрация точечных дефектов, рассчитанная по результатам рентгенофазового анализа с помощью программного продукта MAUD-1.999

№ образца* Концентрация дефектов упаковки, С-|Х103 Концентрация дефектов двойникования, Сгх103

2 0.37 0.95

3 0.00 0.00

5 1.05 1.02

6 0.00 0.00

7 1.54 0.40

9 2.03 0.03

11 1.46 0.34

13 0.00 3.28

15 0.10 2.75

17 0.04 3.06

* номера соответствуют номерам образцов в табл.1

Поскольку в процессе осаждении железа совместно с ним имеет место выделение и включение в осадок значительное количество водорода; наводороживание, наряду с поляризацией, является главной причиной формирования дефектов структуры электрохимически полученного железа, ответственных за его напряженное состояние [4]. Водород в процессе кристаллизации включается в кристаллическую решетку и перемещается в ней, находясь в частично ионизированном состоянии (так называемый протонированный водород) [4]. Однако время его пребывания в таком состоянии достаточно ограничено. Связь частично ионизированного водорода с решеткой железа невелика, и ему хватает энергии теплового движения для того, чтобы полностью покинуть металл в течение достаточно короткого времени после прекращения процесса электролиза. Во время редокс-процесса концентрация частично ионизированных протон-атомов водорода в растущем осадке железа поддерживается постоянной, отвечающей определенным условиям электролиза, за счет динамического равновесия процессов его адсорбции и десорбции на границе раздела фаз [4]. Скорость поступления водорода в металл регулируется диффузией из жидкой фазы и механизмами разряда, а скорость выделения водорода из металла - механизмами его десорбции (химическим и электрохимическим) и диффузии в металле [4].

Следует также иметь в виду механизмы механического захвата различных форм водорода растущими слоями металла и коллекторами разных видов. В процессе диффузии через решетку металла частично ионизированные протон-атомы попадают в дефекты, соз-

данные пластической деформацией (вакансии, дислокации, границы субзерен, зерен и т.д.), и задерживаются этими дефектами, создавая наводороживание. В частности, задержку и закрепление водорода на вакансиях можно представить как миграцию протон-атомов к вакансии под влиянием ее силового поля или во время блуждания в решетке и конденсацию на вакансии с образованием молекулы водорода. Образующийся молекулярный водород образует «атом (молекула)-вакансионную пару» и теряет подвижность, одновременно ограничивая подвижность вакансии. Концентрация захваченного таким образом водорода окажется пропорциональной количеству вакансий в металле.

Литературные данные свидетельствуют [4], что отжиг образцов железных осадков приводит к резкому снижению их демпфирования при нагреве, которое происходит до 573 К. Данный факт весьма важен, так как теория внутреннего трения объясняет его резким уменьшением подвижности вновь образованных в структуре железа дислокаций. Это закрепление происходит, по нашему мнению, вследствие преодоления энергетического барьера, ограничивающего подвижность атом-вакансионных пар, «замороженных» в металле при кристаллизации. Вакансии, приобретая при 470 К подвижность, мигрируют к свежим дислокациям, принося с собой молекулы водорода, дислоцированные атомы и атомы примесей. Однако подавляющая их часть мигрирует к свободным поверхностям и границам зерен и, аннигилируя на них, выносит из зерен и субзерен металла водород.

Следовательно, выделение водорода из электрохимически полученного железа при повышении температуры должно сопровождаться уменьшением микроискажений кристаллической решетки при неизменной или повышенной плотности дислокаций. Уменьшение искажений решетки обусловлено выходом вакансий и водорода. Повышение плотности дислокаций может быть вызвано объединением подвижных вакансий и образованием дислокационных петель при захлопывании вакансионных дисков или взаимодействии вакансий с винтовыми дислокациями. Поскольку “старые” дислокации при 470-500 К закреплены в субграницах и неподвижны, новые могут вызвать эффект дополнительного упрочнения (повышения твердости) электролитических железных осадков. Эго было обнаружено Ю.Н. Петровым в его исследованиях по изменению физико-механических свойств электроосажденного железа при нагреве [4].

Образование дефектов упаковки двойникового типа, или просто двойников, при электрохимической кристаллизации металлов относительно распространенное явление, связанное с нарушением нормальной для данного кристалла последовательности в расположении атомных слоев. Основным механизмом образования двойниковых дефектов при электрокристаллизации металлов является некогерентное зародышеобразование, при котором отдельные двухмерные зародыши попадают в двойниковое положение относительно нижележащего слоя.

При совместном электроосаждении железа с никелем кристаллизуются осадки с двойниковой субструктурой, причем с изменением химического состава сплавов меняется и характер двойников. В высоколегированных железных сплавах преобладают полисинтетические двойники роста, для которых коэффициент неравноосности (отношение длины двойника к его ширине) мало отличается от значений, характерных для чистого никеля [5]. С уменьшением степени легирования железных сплавов возрастает коэффициент неравноос-ности двойников и вероятность образования в кристаллитах узлов множественного двойни-кования (тройников или пятерников роста) [5]. При кристаллизации низколегированных сплавов образуются пластинчатые двойники (коэффициент неравноосности более 6,4) и практически не наблюдаются узлы множественного двойникования. Вероятно, это связано с высокой дисперсностью субструктурных элементов.

Дислокации в электролитических осадках возникают и по вакансионному механизму. Избыточные вакансии коалесцируют в скопления в виде дисков, которые после достижения критических размеров сплющиваются, образуя дислокационные петли. Следует отметить, что в электролитических сплавах петли встречаются значительно реже, чем в чистых металлах [5]. Это объясняется тем, что в сплавах часть неравновесных вакансий остаются связанными с атомами легирующего компонента и процесс коалесценции вакансий не реализуется.

Частицы осадков, извлекаемые из раствора после осаждения железа, практически всегда имеют сферическую форму и размеры, мало отличающиеся от таковых для исходного алюминия. Ситовой анализ показывает, что размеры частиц полученных дисперсных систем в целом совпадают с таковыми для алюминиевых порошков, однако имеют некоторые различия, например, больший диапазон размеров частиц у композитных порошков, чем в случае исходных алюминиевых (табл.З).

Согласно результатам локального микроанализа полученных осадков, содержание алюминия примерно в шесть раз меньше, чем по данным рентгенофазового и химического анализа (табл. 1). Это указывает на то, что основная часть алюминия находится в ядре частиц. Совпадение данных микроанализа и рентгенофазового анализа (табл.1) по содержанию никеля в образцах подтверждает предположение о том, что при соосаждении никеля и железа, никель выделяется на поверхности железа.

Образцы, приготовленные путем хЬлодного прессования из синтезированной из раствора железоалюминиевой композиции, характеризуются невысокой механической прочностью (табл.4). Это можно объяснить наличием большого количества дефектов кристаллической решетки, а также центров аккумуляции (удерживания) водорода. Хранение такого образца в течение нескольких недель в атмосферных условиях приводит к его расслоению (рис.1 а, в). Имеет место разрушение, аналогичное расслаивающей коррозии, которая является одним из самых опасных видов разрушения алюминиевых сплавов [6,7]. Оно представляет собой вид избирательной подповерхностной коррозии, развивающейся в направлении максимальной пластической деформации и приводящей к отслаиванию частиц металла и полному разрушению его при достаточно длительной выдержке.

Термообработка образца 1 приводит к нивелированию влияния всех дефектов решетки, вследствие перераспределения или исчезновения последних. Кроме того, такому эффекту, возможно, способствует появление в образце нескольких фаз различных кристаллических модификаций оксида алюминия (табл. 1). По всей видимости, эти фазы в определенном порядке располагаются в глубине образца и на его поверхности, о чем свидетельствует достаточно высокая прочность последнего, а также отсутствие видимых признаков коррозии в атмосферных условиях в течение длительного времени (рис.1 г, е).

Таблица 3 - Соотношение размеров алюминиевых и композитных микрочастиц

Диапазон размеров частиц, мкм

алюминий жслезо-алюминиевая композиция

45,7±3,5 45,3±5,1

77,8±22,8 81,3+28,1

169,5±81,3 183,4±36,

343,0±107, 292,3±97,

Рис. 1 - Фотографии: (а) и (в) боковая грань и поперечный разлом спрессованного образца 2, подверженного расслаивающей коррозии; (б, г, е) боковые грани и поперечный разлом спеченного образца 3; (д) поперечный разлом цилиндрического спеченного образца 6

Таблица 4 - Физико-механические свойства дисперсных систем на основе металлов подсемейства железа и алюминия и изготовленных из них компактных образцов

Свойства № образцов*

1 4 7 9 11 13 15 17 19

1. Влажность, % 0.4010.02 0.1910.01 0.2010.01 0.3810.02 0.40+0.02 0.2510.01 0.2810.01 0.31+0.01 0.3310.01

2. Насыпная плотность, г/см3 1.2610.02 1.2010.02 1.60+0.02 1.3110.02 1.1510.01 1.2210.02 1.1210.01 1.5410.02 0.9710.01

3. Текучесть, с/50 г 22515 18814 8013 — “ 11413 14314 130+2 212+3

4. Прочность компактного образца, МПа 16.312.2 77.411.8 64.413.1 54.512.4 61.214.0 61.113.9 60.512.4 47.5+1.7 60.013.0

5. Плотность компактного образца, г/см3 4.8510.08 5.1010.07 5.4810.09 4.8210.09 5.0310.08 5.0710.08 4.7710.07 4.9510.09 4.7610.08

6. Пористость компактного образца, % 38.410.7 35.2+0.5 30.410.6 38.810.7 36.110.7 35.610.5 39.410.4 37.1+0.5 39.510.7

7. Прочность спеченного образца, МПа 194.614.9 122.413.6 353.316.8 101.314.4 115.615.0 200.9+6.1 241.315.8 474.517.2 275.415.0

8. Плотность спеченного образца, г/см3 4.7810.08 4.5610.08 5.8210.09 4.00+0.07 4.18+0.08 4.68+0.09 4.7510.08 5.4710.09 5.1010.07

9. Пористость спеченного образца, % 39.310.7 42.010.8 26.010.3 49.210.4 47.010.4 40.510.3 39.610.3 30.510.3 35.2+0.3

* номера образцов соответствуют номерам в таблице 1

Исследование реологических характеристик исследуемых объектов показало (табл.4), что плотность, как дисперсного образца, так и брикетов после прессования, существенно ниже таковых, наблюдаемых у стандартизованных образцов [8], что связано, по-видимому, с образованием каркасных структур в результате срастания отдельных частиц железа в процессе восстановления. Образование таких каркасных структур в железных порошках и, как следствие этого, малая плотность образцов после прессования обуславливают, в конечном итоге, высокую внутреннюю пористость спеченных объектов.

Прочность спрессованных композитных образцов ниже, чем железных, что можно объяснить менее развитой системой пор и присутствием ингредиентов (алюминий, никель) с существенно отличающимися физическими и кристаллографическими параметрами. Однако прочность спеченных образцов оказывается существенно выше (более, чем в два раза у образца 19), нежели у изготовленного из “чистого” железного порошка (образец 4), что, по всей видимости, вызвано изменением фазового состава при термическом воздействии. Это подтверждается результатами рентгенофазового анализа, согласно которому в спеченных образцах содержатся фазы а- и Q-AI2O3 (табл.1), которые могут рассматриваться как упрочняющие.

Механическая обработка (размол) позволяет дополнительно повысить прочность спеченных объектов. Так, размол образца 4 с получением образца 7 приводит к увеличению прочности спеченного образца в три раза. Вероятно, при механическом воздействии происходит разрушение непрочных агрегатов, полых частиц и, частично, рекристаллизация материала, что приводит к упрочнению структуры образцов.

Таким образом, синтезированные композитные системы имеют дефектную структуру, а также - упрочняющие фазы, позволяющие получать спрессованные изделия, отличающиеся меньшим по сравнению с известными аналогами удельным весом, достаточно высокими прочностью и пористостью (табл.4). В этом случае предлагаемый способ синтеза дисперсных металлических осадков дает возможность получения новых композиционных материалов, обладающих специфическими физико-химическими свойствами, а также целенаправленно проводить их варьирование.

Экспериментальная часть

Синтез железо-алюминиевых композиций основан на электрохимическом процессе восстановления ионов железа(Ш) на суспендированной в раствор алюминиевой подложке [2,3].

Полученные объекты анализировали на предмет установления их химического и фазового состава с помощью рентгеновского дифрактометра ДРОН-2. С целью уменьшения фона от рассеяния первичного пучка рентгеновских лучей на воздухе, использовалось длинноволновое излучение FeK,, с p-фильтром. Режим записи дифрактограмм был следующий: напряжение ЗОкВ и ток 15мА, а диапазон углов записи 29 составлял от 20 до 160 градусов. Пробоподготовка заключалась в переводе исходных компактных образцов в порошкообразную форму.

Дифрактограммы обрабатывали с помощью многофункционального программного продукта MAUD 1.999 [9,10]. В качестве эталона для сравнения профилей линий (определение размеров областей когерентного рассеяния и микронапряжений) использовали отожженную медную фольгу.

Анализ и микросъемка частиц исходного алюминия и полученных осадков проводили на электронном сканирующем микроскопе “Philips SM XL-30 ТМР” при следующих параметрах:

шкала ДЕ = ЮкэВ (0+500), время набора Т = 100с, Еэл 3онда= 30 кэВ. Размер зоны микроанализа

варьировали в диапазоне от 20x30 до 50x75 мкм2.

Для оценки физических и физико-химических свойств полученных дисперсных железоалюминиевых систем были проведены их исследования в соответствии со стандартами ISO [8].

Отсутствие комков и посторонних примесей в порошке проверяли визуальным осмотром без использования специального оборудования.

Для определения массовой доли влаги навеску дисперсного образца массой 10 г высушивали при температуре 100-105°С до постоянной массы. Взвешивание проводили с относительной погрешностью, не превышающей ±0,002 г.

Гранулометрический состав определяли ситовым методом с помощью набора сеток со следующими характеристиками отверстий: 0,450; 0,250; 0140; 0,100; 0,071; 0,045 мм. Дополнительную информацию о распределении частиц по размерам получали методом динамического светорассеяния в водной среде с помощью лазерного анализатора частиц Fritch Analizette С22. Измерения проводили при монохроматическом излучении с длиной волны Я. 638 нм.

Насыпную плотность определяли с помощью воронки с выходным отверстием диаметром 5 мм. Метод заключается в измерении массы определенного количества порошка, который в свободно насыпанном состоянии полностью заполняет емкость известного объема (25 см3).

Текучесть порошка определяли измерением времени истечения 50 г порошка через калиброванное отверстие (диаметр 2,5 мм) воронки (прибор Холла).

Измерение прочности компактных образцов, полученных из исследуемых систем методом холодного прессования, заключалось в определении максимальной изгибающей нагрузки, предшествующей разрушению образца или появлению в нем трещины.

Определение общей пористости образцов заключалось в измерении их массы на воздухе, определении их объема, плотности, и последующем вычислением общей пористости.

Кроме того, из исследуемых дисперсных систем были изготовлены компактные образцы по следующей технологии: сушка порошка при 200°С в течение 3 часов, постепенный подъем температуры (2,5 часа) и спекание при 1150°С в течение 2 часов в защитной газовой атмосфере диссоциированного аммиака. У полученных спеченных образцов определяли предел прочности при поперечном изгибе.

Литература

1. Гамбург Ю.Д. Электрохимическая кристаллизация металлов и сплавов. М.: Янус -К, 1997. 384 с.

2. Колпаков М.Е., Дресвянников А.Ф., Сопин В.Ф. II Вестник Казанского технологического университета. 2002. №1-2. С.296-305.

3. ДресвянниковА.Ф., КолпаковМ.Е. IIВестник Казанского технол. ун-та. 2003. №1. С.38-44.

4. Электролитическое осаждение железа / Под ред. АЛ. Зайдмана. Кишинев: Штиинца, 1990. 195 с.

5. Ковенский И.М, Поветкин В.В.. II Металловедение покрытий М.: СП Интермет Инжиниринг, 1999. 296 с.

6. Алюминий: Свойства и физическое металловедение: Пер. с англ. / Под ред. Дж. Е. Хэтча М.: Металлургия, 1989. 422 с.

7. Алюминиевые сплавы. Промышленные деформируемые, спеченные и литейные алюминиевые сплавы: / Справочное руководство. М.: Металлургия, 1972. 552 с.

8. Фомина О.Н., Суворова С.Н.,. Турецкий Я.М. Порошковая металлургия: Энциклопедия международных стандартов М.: Изд-во стандартов, 1999. 306 с.

9. Matthie S„ Lutterotti L„ WenkH.-R. II J. Applied Crystallography, 1997. V.30, № 1. P.31 -42.

10. Young R.A. II. Int. Union of Cryst., Oxford University Press. 1993. 402 p.

© А. Ф. Дресвянников - д-р хим. наук, проф. каф. аналитической химии, сертификации и менеджмента качества КГТУ; М. Е. Колпаков - асс. той же кафедры; О. А. Лапина - асп. той же кафедры; Ф. Н. Дресвянников - канд. техн. наук, проф. каф. теоретических основ теплотехники КГТУ им. АН. Туполева; Ю. В. Винокуров - нач. лаборатории порошковой металлургии ОАО КМПО.