the Metallothermic shs av cocrfenimn legeringar i förhållanden med artificiell gravitation beskrivs i detalj i [32].

---

 

s

producerade gjutlegeringar präglades av X

ray Diffraction (XRD) -analys, scanningelektronmikroskopi (SEM) och energispridig mikroanalys (EDS). För att avslöjananostrukturerade beståndsdelar utsattes ävencontaininglegeringar för etsning i en 5% salpetersyra-lösning följt avneutralisering av lösning. 

&#the shs reaktion gernicrcofem - (x) legeringar kan representeras av följande schema:

 

 

101; AA är ett legeringstillsats (AL och Ti-si-B (c), vars koncentration varierades inom intervallet 0,2-1,0 molfraktion för Al och 1-8 vikt% för Ti-Si-B (c). De huvudsakliga komponenterna användes i lika atomfraktioner. 

//

 

-författarna till [30-33] tidigarenoterade att tyngdkraftsverksamheten gynnar separationen av förbränningsprodukten i Två lager (målprodukt ingot och slagg Al2O3) och en konvektiv blandning av alla komponenter, som är särskilt viktigt med en ökning av antalet och koncentrationen av komponenter i legeringen. Därför utfördes syntesen av Heas i en centrifugal SHS-maskin [30].

 

//-~-

 

>

 

=n

 the Introduktion av aluminium som överstiger stökiometri i den exoterma gröna blandningen gör det enkelt att styra sin koncentration i kompositionen av producerad legering; Därför applicerades denna metod för legering av den ursprungliga healen. På grund av den låga specifika densiteten hos Al främjar en ökning av dess koncentration en minskning av legeringens specifika densitet, såväl som med ersättning gjord för den höga reaktiviteten och bildandet av aluminider, bidrar till att förstärkning. Kompositionerna av syntetiserade Heas ges i tabell 1. För att bestämma de optimala betingelserna för framställning av legeringar utförde vi experiment på variationen av en (centrifugalacceleration) mellan 1 och 70 g. Våra experiment visade att, med ökande A, ökar den brinnande hastigheten (UB) från 2 till 6,1 cm

S för Nicrcofemnal0.2-kompositionen och från 2 till 4,6 cm

s för Nicrcofemnal1.0-kompositionen.==-=---

nnote att ökningen av UB är störst mellan 10 och 50 g. Detta sker på grund av tvångsfiltrering av en hög

temperaturmält som är utformad bakom förbränningsfronten i den gröna blandningen [30]. En ytterligare punkt att betona är att, som G växer parallellt med ökningen i UB, minskar materialförlusten markant och utbytet av målmaterial till götnärmar sig det beräknade värdet.

\\n \\n \\n \\n \\n \\n Gott framställda vid en \\ Ng ≤ 50 var porösa (gasinkluderingar). Vid en \\ng ≥ 50 blev proverna por \\ Nfree och deras massa varnäranominell (\\ N98 vikt%). I det här fallet översteg det materialstänk vid förbränning inte 1,5 viktprocent. Syntetiserade produkter erhölls som två \\ Nlayer-prover: mållegering och Al2O3 (slagg). Ingoten som bildades vid optimala förhållanden hade ingen återstående porositet och var monolitiska. \\ N \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\ns ett resultat valdes värdena på A \\n 50 g som optimalt. EDS-analys avslöjade ingen förändring i koncentrationerna av komponenter över hela bulk. De obetydliga avvikelserna i deras värden ligger inom det uppmätta felintervallet. Det är viktigt attnotera att innehållet i komponenterna ärnågot lägre än denominella värdena (mindre än 2%), med undantag av MN (6%). Skillnaden eliminerades genom införande av manganoxid (MNO2) som överstiger stökiometri i den gröna kompositionen. \\ N \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\nan analys av prover optimerade i kompositionen visade att en ökning i Al-koncentrationen i legeringen leder till en märkbar minskning av densiteten hos syntetiserade legeringar (fig 1a); I det här fallet är det en signifikant ökning (av mer än 2 gånger) i sin hårdhet (fig 1b). Den markanta tillväxten observeras inom intervallet x \\n 0,2-0,6. \\ N \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\n sistnämnda kan förklaras av bildandet av \"fasta\" inklusioner av intermetalliska faser baserat på aluminider. En XRD-analys av gjutna heas framställda vid en \\n 55 ± 5 g visade beroendet av faskomposition på Al-koncentrationen (fig 2). Vid X \\n 0,2 bildas en enda \\ Nphase-produkt med FCC-struktur. För X \\n 0,6-1,0 ses förbränningsprodukterna som består av en a \\ NFE (BCC) -fas, en γ \\ NFE (FCC) -fas och en intermetallisk p \\ Nnial fas. \\ N \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\n \\n