1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Журнал физической химии
  4. T. 93, № 2, 2019

Журнал физической химии, 2019, T. 93, № 2, стр. 290-296

Образование поверхностных слоев на сплаве Fe70Si15B15 при нагреве в инертной атмосфере с примесями воздуха

О. Ю. Гончаров a, *, А. Л. Бельтюков a, **, В. И. Ладьянов a

a Российская академия наук, Уральское отделение, Удмуртский федеральный исследовательский центр, Физико-технический институт
Ижевск, Россия

* E-mail: olaf@nm.ru
** E-mail: albeltyukov@mail.ru

Поступила в редакцию 11.04.2018

Полный текст (PDF)

Аннотация

Состав поверхностных слоев, образующихся при высокотемпературном взаимодействии сплава Fe70Si15B15 с примесями воздуха в инертной атмосфере, оценивался методами равновесной термодинамики. Показано, что при T = 1473 K на границе раздела сплава с газом будет находиться оксид железа Fe3O4 с FeSiO3 и B2O3, в промежуточных слоях внутреннего окисления будут содержаться FeO с FeSiO3 и B2O3 и SiO2 с BN, прилегающая к сплаву область на основе железа будет содержать силициды Fe3Si, FeSi, бориды Fe2B, FeB и нитрид BN. При относительно малом содержании примесей воздуха в инертном газе в диапазоне температур 1600–1800 K разрушение поверхностной пленки, состоящей в основном из SiO2, фиксируется в виде аномалии на политерме декремента затухания свободных крутильных колебаний тигля с расплавом.

Ключевые слова: сплав Fe70Si15B15, расплав, декремент затухания, политерма вязкости, термодинамическое моделирование поверхностных слоев, вязкая пленка

Металлические аморфные и нанокристаллические сплавы на основе системы Fe–Si–B представляют собой магнитомягкие материалы, широко применяемые в виде лент и объемных изделий [1]. Изучаются также перспективы применения указанных сплавов в виде покрытий [2], например, для использования их в информационно-измерительных системах [3] или в качестве катализаторов при разложении красителей [4].

Распространенные методы получения аморфных сплавов на основе системы Fe–Si–B заключаются в сверхбыстрой закалке расплава. Последующая термообработка аморфного сплава позволяет перевести сплав в нанокристаллическое состояние. Структура и свойства таких материалов в значительной степени зависят от структурного состояния исходной жидкой фазы и технологических режимов их получения [5, 6], что связано с возможностью протекания в расплавах структурных изменений и/или процессов релаксации. Кроме того, важную роль в формировании их эксплуатационных свойств играют процессы поверхностной кристаллизации и коррозии [7].

Получение и последующая обработка аморфных сплавов проводятся, как правило, в защитной атмосфере. Однако при этом сложно полностью избавиться от паров воды, кислорода, азота, оксида углерода, находящихся в виде примесей в инертных газах, в компонентах, используемых для получения сплавов, либо адсорбирующихся на деталях оборудования. Применительно к жидкому состоянию наличие кислорода в защитной атмосфере приводит к изменению поверхностных свойств расплава [8], а образование на поверхности оксидной пленки может оказывать влияние на результаты измерения объемных свойств, в частности, вязкости [9, 10]. Например, на температурных зависимостях вязкости жидких сплавов на основе системы Fe–B–Si авторы работ [6, 11, 12] наблюдали аномалии, возможно связанные с “пленочными” эффектами подобно аномалиям, обнаруженным при измерении вязкости расплавов базовой системы Fe–В [13]. Наличие оксидных слоев на поверхности твердых сплавов может ухудшать или улучшать их эксплуатационные свойства. В частности, контролируемое образование высокорезистивных оксидов на сплавах типа Finimet (сплавы на основе системы Fe–Si–B, легированные Nb и Cu) используется для снижения потерь от вихревых токов [14].

Между тем, информация о химических превращениях и распределении элементов на границе сплавов системы Fe–Si–B с газовой фазой особенно при высоких температурах весьма ограничена. Согласно данным работы [15] при окислении аморфных и кристаллических сплавов Fe78Si9B13 образуется пленка, на внешней поверхности которой содержится смесь оксидов железа, а внутри оксиды SiO2 и B2О3. Наличие оксидов Fe3O4, FeO, Fe2O3, B2O3, SiOx и нитрида BN было обнаружено в тонком поверхностном слое (<10 нм) аморфного сплава Fe76.1Si13.8В6.1Nb3Cu, полученного закалкой расплава от 1673 K [16]. В работе [17] при непрерывном нагреве сплава Fe78B13Si9 в вакууме до температуры 1473 K в твердом и жидком состояниях на его поверхности методом рентгенофотоэлектронной спектроскопии обнаружены силициды и бориды железа, а также продукты взаимодействия расплава с остаточной атмосферой такие, как оксиды железа, кремния и бора.

В настоящей работе проведена термодинамическая оценка возможности образования соединений в поверхностных слоях сплава Fe70Si15B15 в температурном интервале 1073–2023 K в инертной атмосфере со следами воздуха, а также изучено влияние пленочных эффектов на результаты измерения вязкости жидкого сплава.

ЭКСПЕРИМЕНТАЛЬНАЯ ЧАСТЬ

Методика термодинамического анализа

Для определения возможного состава поверхностных слоев сплава были проведены термодинамические расчеты равновесных концентраций компонентов в системе Fe70Si15B15–газ с помощью программного комплекса АСТРА11 по методике [18] в рамках модели многослойных структур [19]. Образующаяся на поверхности сплава Fe70Si15B15 пленка условно разделялась на ряд слоев, параллельных поверхности и различающихся по составу. В соответствии с термодинамической моделью многослойных структур [19] считалось, что в пределах слоя концентрация элементов не изменяется, а от слоя к слою устанавливается линейная зависимость концентрации элементов по глубине пленки. Такие слои рассматривались в качестве локально равновесных подсистем с собственными равновесными параметрами. Для каждой такой подсистемы проводились независимые расчеты методами равновесной термодинамики.

При проведении расчетов был выбран состав газовой среды, соответствующий составу защитной атмосферы, состоящей из гелия с примесями воздуха, содержащего 21% кислорода. Содержание примесей в газовой атмосфере по кислороду составляло 0.4 ат. %. Общее давление атмосферы задавалось 0.1 МПа, а диапазон температур от 1073 до 2023 K.

Учитывалась возможность образования следующих компонентов газовой фазы: He, O, O2, N, N2, NO, NO2, N2O, N2O3, N2O4, N2O5, Si, Si2, Si3, SiO2, SiN, B, B2, BO, BO2, B2O, B2O2, B2O3, BN, Fe, FeO, FeO2. В конденсированном состоянии предполагалось наличие твердого раствора из компонентов сплава (Fe, В, Si, FeB, Fe2B, SiB3, Fe3Si, FeSi, Fe5Si3, FeSi2, Fe3Si7), второго твердого раствора из продуктов взаимодействия сплава с газовой средой (Fe2O3, Fe3O4, FeO, B2O3, SiO2, FeSiO3, Fe2SiO4), а также нитридов Si3N4, BN, Fe2N, Fe4N. Несмотря на структурные различия, расплавы, аморфные материалы и кристаллические твердые растворы с точки зрения термодинамического анализа можно рассматривать как ассоциированные растворы квазикристаллических структурных единиц [20], термодинамическое описание которых применительно к тройной системе Fe‒Si–B проведено авторами [21]. Необходимые для расчетов термодинамические величины брали из [22].

Методика вискозиметрического эксперимента

Измерения кинематической вязкости (ν) расплава Fe70Si15B15 проводили методом крутильных колебаний в варианте Швидковского [23] на автоматизированной установке [24]. Метод основан на зависимости логарифмического декремента затухания (δ) свободных крутильных колебаний тигля с расплавом, подвешенного на упругой нити, от вязкости расплава. В качестве тиглей использовали цилиндрические стаканчики из Al2O3 внутренним диаметром ∼16 мм и высотой 42 мм. Все измерения проводили в атмосфере гелия марки А (гелия – не менее 99.995%, кислорода – не более 0.0001%), который часто применяется в качестве защитной атмосферы при получении и исследовании металлических расплавов. Гелий напускали в рабочую камеру после ее вакуумирования до давления 10–2 Па.

Измерение декремента затухания, расчет вязкости и их погрешностей проводили по методике, описанной в работе [24]. Общая ошибка определения δ и ν для доверительной вероятности 0.95 не превышает, соответственно, 0.4 и 4% при ошибке измерения вязкости в единичном эксперименте – 2%.

Для исключения химической неоднородности по высоте сплав перед измерениями переплавляли при температуре 1923 K в течение 1 ч и охлаждали до комнатной температуры. Температурные зависимости вязкости расплава определяли в режимах нагрева от температуры ликвидуса (TL) до 1950 K и последующего охлаждения до начала кристаллизации со ступенчатым изменением температуры 20–30 K после изотермических выдержек на каждой температуре в течение 10 мин. Температуру ликвидуса сплава Fe70Si15B15 определили методом дифференциально-термического анализа: TL = 1480 ± 5 K.

Измерения вязкости проводили при двух различных граничных условиях на верхней границе расплава, в частности, с одной или двумя торцевыми поверхностями трения. В эксперименте с одной торцевой поверхностью трения расплав, находящийся в тигле, контактирует с его боковой поверхностью и дном, верхняя граница расплава считается свободной. В опытах с двумя торцевыми поверхностями трения в тигель поверх образца устанавливали крышку [9]. Крышки изготавливали из цилиндрических стаканчиков из Al2O3 с внешним диаметром, на 0.5–1 мм меньшим внутреннего диаметра тигля, и высотой ∼12 мм. Для компенсации изменения объема расплава крышка может свободно перемещаться вдоль вертикальной оси тигля. Возможность вращения крышки относительно тигля исключена, т.е. при возникновении крутильных колебаний крышка движется вместе с тиглем без проскальзывания.

ОБСУЖДЕНИЕ РЕЗУЛЬТАТОВ

Результаты термодинамического анализа

Для анализа изменения состава пленки, образующейся на сплаве Fe70Si15B15, по глубине проводились термодинамические расчеты системы Fe70Si15B15–газ при постоянной температуре 1473 K и заданном соотношении mS/mG (в %), где mG – масса компонентов защитной атмосферы, а mS – масса сплава Fe70Si15B15. Параметр mS/mG отражает изменение концентрации компонентов по глубине пленки и может изменяться от mS/mG = 0% на границе пленки с газом до mS/mG = 100% на границе со сплавом.

Как следует из полученных результатов (рис. 1) пленку условно можно разделить на несколько слоев: на границе раздела сплава с газом будет находиться оксид железа Fe3O4 с FeSiO3 и B2O3; промежуточные слои внутреннего окисления будут содержать FeO с FeSiO3, SiO2 B2O3; слой SiO2 с BN. На границе со сплавом будет находиться слой компонентов, соответствующих составу сплава: железо, силициды Fe3Si, FeSi, бориды Fe2B, FeB с областью внутреннего азотирования, содержащей нитрид BN. По зависимости состава слоев пленки от глубины слоя можно предсказать изменения состава пленки при уменьшении содержания воздуха в атмосфере инертного газа. На рис. 1 увеличение соотношения mS/mG идентично уменьшению концентрации примесей в газовой фазе.

Рис. 1.

Содержание компонентов XS (в мольных долях) в конденсированной фазе в системе Fe70Si15B15–газ при температуре 1473 K в зависимости от соотношения mS/mG.

Для оценки изменений состава соединений, образующихся на поверхности сплава в системе Fe70Si15B15–газ, в зависимости от температуры были проведены термодинамические расчеты в температурном интервале от 1073 до 2023 K для трех слоев пленки, соответствующих соотношениям mS/mG = 5, 8 и 45%.

Термодинамическая оценка слоя с соотношением mS/mG = 45% (рис. 2) позволяет выявить изменения с повышением температуры в глубоких слоях пленки либо пленки, образующейся при относительно низком содержании примесей в газовой фазе. В указанных условиях при нагреве продукты взаимодействия сплава с газовой фазой распадаются. Нитрид BN полностью исчезает при температурах выше 1650 K, а SiO2 выше 1900 K. То есть, выше 1900 K на поверхности сплава остаются лишь компоненты, состоящие из элементов, входящих в состав сплава: Fe, силициды Fe3Si, FeSi, бориды Fe2B, FeB.

Рис. 2.

Температурная зависимость содержания компонентов XS в конденсированной фазе в системе Fe70Si15B15–газ в слое пленки, соответствующем соотношению mS/mG = 45%.

В слое со значительным внутренним окислением (mS/mG = 8%) повышение температуры приводит к полному распаду выше 1300 K нитрида BN и существенному снижению концентраций SiO2 и B2O3 (рис. 3). При этом оксид кремния частично переходит в силикат железа FeSiO3, содержание которого растет с температурой. В данном слое, наряду с значительным количеством железа (от 0.7 до 0.74 мол. доли) содержится небольшая доля боридов Fe2B, FeB, образующихся при распаде BN и B2O3, а также выше 1600 K образуется силицид FeSi.

Рис. 3.

Температурная зависимость содержания компонентов XS в конденсированной фазе в системе Fe70Si15B15–газ в слое пленки, соответствующем соотношению mS/mG = 8%. Не указано содержание железа (от 0.7 до 0.74 мол. доли).

В системе Fe70Si15B15 – газ при соотношении mS/mG < 6% (рис. 1) компоненты сплава полностью окисляются. Для слоя с соотношением mS/mG = 5% (рис. 4) в результате термодинамических расчетов не обнаружено ни металлического железа, ни его боридов и силицидов. Указанный слой в основном состоит из оксида FeO и силиката FeSiO3, относительное содержание которых немного растет с повышением температуры. При этом содержание оксида B2O3 значительно падает при температурах выше 1600 K. Кроме того, выше температуры 1700 K примеси SiO2 полностью переходят в силикат железа.

Рис. 4.

Температурная зависимость содержания компонентов в конденсированной фазе XS и в газовой фазе XG в системе Fe70Si15B15–газ в слое пленки, соответствующем соотношению mS/mG = 5%.

Результаты проведенного нами термодинамического анализа согласуются с рассмотренными ранее литературными данными [23–26] по набору соединений и их расположению в поверхностных слоях. Кроме этого наличие нитрида бора BN экспериментально обнаружено в поверхностных слоях аморфного сплава Fe70Cr15B15 [25], полученного сверхбыстрой закалкой расплава.

Для экспериментального подтверждения возможности образования оксидной пленки на поверхности расплава Fe70Si15B15 проведены измерения его вязкости. Поскольку вязкость оксидных систем существенно выше вязкости металлических расплавов [26], оксидный слой на поверхности расплава образует вязкую пленку. Сравнительный анализ температурных зависимостей вязкости, полученных методом крутильных колебаний с различными граничными условиями на верхней границе расплава, позволяет судить о наличии или отсутствии вязкой пленки на поверхности расплава и связанных с ней пленочных эффектов [27, 28].

Результаты измерений вязкости

На рис. 5 приведены температурные зависимости декремента затухания крутильных колебаний тигля с расплавом Fe70Si15B15, полученные в опытах с одной (а) и двумя (б) торцевыми поверхностями трения. В опыте с одной торцевой поверхностью трения (рис. 5а) на политермах декремента затухания наблюдаются аномально резкие изменения значений вблизи 1800 K при нагреве и 1580 K при охлаждении расплава. В опыте с двумя торцевыми поверхностями трения, т.е. с крышкой на верхней границе расплава (рис. 5б), температурные зависимости декремента затухания имеют монотонный вид без каких-либо особенностей.

Рис. 5.

Температурные зависимости логарифмического декремента затухания крутильных колебаний тигля с жидким сплавом Fe70Si15B15 в опытах без крышки (а) и с крышкой (б) на верхней границе расплава.

Изменение характера температурной зависимости декремента затухания в опытах с различными граничными условиями на верхней границе расплава является следствием пленочных эффектов. В опыте с одной торцевой поверхностью трения (верхняя граница расплава предполагается свободной) на поверхности образца, по-видимому, присутствует оксидная вязкая пленка, что и приводит к завышенным значениям декремента затухания. При нагреве расплава пленка эволюционирует за счет изменения количества и/или состава входящих в нее соединений. Эти процессы могут привести к смене граничных условий на верхней границе расплава в вискозиметрическом эксперименте и вызвать существенное изменение значений декремента затухания [27–30].

В предельном случае, когда вязкая пленка неподвижна относительно тигля, верхнюю границу расплава можно считать твердоподобной и наличие пленки можно учесть при вычислении вязкости вводя вторую торцевую поверхность трения [23]. По зависимости δ(Т), приведенной на рис. 5а, рассчитали политерму вязкости в предположении изменяющихся в ходе эксперимента граничных условий на верхней границе расплава. При этом использовали следующие граничные условия: при нагреве от TL до 1800 K – две торцевых поверхности трения (верхняя граница расплава предполагается твердоподобной), от 1800 до 1950 K – одна торцевая поверхность (поверхность расплава считается свободной); при охлаждении от 1950 до 1600 K – одна торцевая поверхность, от 1550 K до TL – две торцевых поверхности трения. Полученная по такой схеме расчета температурная зависимость кинематической вязкости (рис. 6, кривая 1) имеет монотонный вид. По характеру температурной зависимости и абсолютным значениям вязкости последняя согласуется с зависимостью ν(Т), полученной в опыте с крышкой на верхней границе расплава и расчете с учетом двух торцевых поверхностей трения (рис. 6, кривая 2). Температурная зависимость кинематической вязкости жидкого сплава Fe70Si15B15, полученная в настоящей работе (рис. 6), хорошо согласуется с данными работы [31].

Рис. 6.

Температурные зависимости вязкости расплава Fe70Si15B15: 1 – вычислена по данным декремента затухания, полученным в опыте без крышки (рис. 5а) с учетом изменяющихся в ходе опыта граничных условий на верхней границе расплава; 2 – рассчитана по данным декремента, полученным в опыте с крышкой (рис. 5б) с учетом наличия двух торцевых поверхностей трения. Закрашенными символами обозначены точки, полученные в режиме нагрева, не закрашенными – в режиме охлаждения.

Таким образом, результаты измерений методом крутильных колебаний с одной и двумя торцевыми поверхностями трения подтверждают предположение о том, что аномальные изменения значений декремента затухания на зависимостях δ(Т) (рис. 5а) не связаны с изменением вязкости расплава, а являются следствием резкой смены граничных условий на верхней границе расплава от твердоподобной границы до свободной поверхности. Смена граничных условий, вероятнее всего, вызвана разрушением (потерей сплошности) поверхностной пленки при нагреве и ее восстановлением при охлаждении расплава.

Для оценки возможного состава пленки, образующейся на поверхности расплава в условиях вискозиметрического эксперимента, воспользуемся данными проведенного нами термодинамического анализа системы Fe70Si15B15–газ (рис. 1). Наличие в анализируемой системе продуктов взаимодействия сплава с газовой фазой выше температуры плавления сплава будет приводить к расслоению системы на металлический расплав и “шлак”, который будет всплывать на поверхность расплава, образуя пленку.

Термодинамический анализ показал, что при относительно высоком содержании кислорода в атмосфере при mS/mG < 10 основу пленки на поверхности расплава составляют оксиды, образующиеся во всем рассматриваемом температурном интервале (рис. 3 и 4). Применительно к вискозиметрическому эксперименту это означает, что в данном случае резкой смены граничных условий на верхней границе расплава при изменении температуры не происходит и аномалии, наблюдаемой на политерме декремента затухания на рис. 5, быть не должно. Следовательно, соотношение mS/mG < 10 не реализуется в условиях эксперимента по измерению вязкости.

При сравнительно низком содержании кислорода mS/mG = 45% (рис. 2) и температуре Т < 1650 K на поверхности расплава находятся два основных продукта взаимодействия с газовой фазой – BN и SiO2. При повышении температуры нитрид BN распадается и полностью исчезает при температурах выше 1650 K. Выше 1700 K уменьшается и содержание оксида SiO2, который полностью исчезает выше 1900 K. Область температур с интенсивным уменьшением доли оксида SiO2 в конденсированной фазе по данным термодинамического анализа (рис. 2) согласуется с температурой резкого снижения значений декремента затухания при измерении вязкости расплава в режиме нагрева (рис. 5б). Следовательно, можно полагать, что в диапазоне температур T = 1600–1800 K в вискозиметрическом эксперименте на верхней границе расплава Fe70Si15B15 разрушается (при нагреве) либо образуется (при охлаждении) вязкая пленка, содержащая значительное количество оксида SiO2, что и приводит к аномалиям декремента затухания (рис. 5а).

Таким образом, проведен термодинамический анализ изменения состава слоев по глубине пленки, образующейся в системе сплав Fe70Si15B15–инертная атмосфера с примесями воздуха при температуре 1473 K. В слоях на границе с газом преимущественно образуется оксид Fe3O4, содержащий FeSiO3, FeO и B2O3. Далее расположены слои внутреннего окисления на основе FeO, содержащие FeSiO3, B2O3 и SiO2 с BN. Прилегающая к сплаву область содержит силициды Fe3Si, FeSi, бориды Fe2B, FeB и нитрид BN.

Проанализировано изменение состава пленки при повышении температуры от 1073 до 2023 K. Вблизи границы с газовой фазой (mS/mG = 5%) при нагреве выше 1600 K растет содержание FeO, FeSiO3 и снижается – B2O3. В более глубоком слое (mS/mG = 8%), повышение температуры приводит к существенному снижению концентраций SiO2 и B2O3 и росту количества FeSiO3. Содержание нитрида в этом слое при нагреве уменьшается до полного исчезновения вблизи 1320 K. В слоях с малой концентрацией элементов газовой фазы (mS/mG = = 45%) с повышением температуры количество оксида SiO2 и нитрида BN уменьшается до полного исчезновения вблизи температур 1900 и 1650 K, соответственно.

При нагреве сплава Fe70Si15B15 в атмосфере гелия с малым содержанием кислорода после плавления на поверхности расплава формируется сплошная оксидная пленка. Разрушение пленки при нагреве и ее образование при охлаждении фиксируется в виде аномалий на политермах декремента затухания крутильных колебаний тигля с расплавом. На основе результатов термодинамического анализа предположено, что разрушение/образование оксидной пленки в температурном интервале 1600–1800 K связано с изменением количества оксида SiO2.

Список литературы

  1. Судзуки К., Фудзимори Х., Хасимото К. Аморфные металлы. М.: Металлургия, 1987. 328 с.

  2. Shujuan Dong, Bo Song, Xiaofeng Zhang et al. // J. Alloys and Compounds. 2014. V. 584. P. 254.

  3. Babak S. // The Advanced Science Journal. 2015. V. 2015. № 5. P. 41.

  4. Jiaa Z., Kangb J., Zhangc W.C. et al. // Applied Catalysis B: Environmental. 2017. V. 204. P. 537.

  5. Fujinami M., Hashiguchi Y., Yamamoto T. // Japan. J. Appl. Phys. 1990. V. 29. P. 477.

  6. Tabachnikova E.D., Bengus V.Z., Egorov D.V. et al. // Mater. Sci. Eng. A. 1997. V. 226–228. P. 887.

  7. Morito N., Suzuki T., Maeda C. et al. // J. Mater. Sci. 1990. V. 25. P. 5166.

  8. Abbasi M., Lee J., Shin M. et al. // Appl. Surface Sci. 2014. V. 313. P. 116.

  9. Гончаров О.Ю., Олянина Н.В., Бельтюков А.Л., Ладьянов В.И. // Журн. физ. химии. 2015. Т. 89. № 5. С. 842.

  10. Бельтюков А.Л., Олянина Н.В., Ладьянов В.И. // Расплавы. 2016. № 2. С. 176.

  11. Шмакова К.Ю., Баум Б.А., Тягунов Г.В. и др. // Там же. 2000. № 5. С. 20.

  12. Ladyanov V.I., Beltyukov A.L., Shishmarin A.I. et al. // J. Non-Cryst. Solids. 2007. V. 353. № 32–40. C. 3264.

  13. Бельтюков А.Л., Гончаров О.Ю., Ладьянов В.И. // Журн. физ. химии. 2017. Т. 91. № 10. С. 1706.

  14. Аносова М.О. Состояние структуры, электрохимическое поведение и магнитные свойства наноструктурируемых сплавов системы Fe–Si–B–Nb–Cu после отжига в интервале температур от 200 до 540°C: Дис. … канд. хим. наук. М.: Ин-т стали и сплавов, 2008. 118 с.

  15. Tanabe T., Fujii H., Asaki Z. // Materials Transactions JIM. 1989. V. 30. № 8. P. 566.

  16. Канунникова О.М., Гончаров О.Ю., Ладьянов В.И. // Химическая физика и мезоскопия. 2015. Т. 17. № 1. С. 97.

  17. Холзаков А.В. // Поверхность. Рентгеновские, синхротронные и нейтронные исследования. 2017. № 12. С. 48.

  18. Ватолин Н.А., Моисеев Г.К., Трусов Б.Г. Термодинамическое моделирование в высокотемпературных неорганических системах. М.: Металлургия, 1994. 352 с.

  19. Гончаров О.Ю. // Неорган. материалы. 2004. Т. 40. № 12. С. 1476.

  20. Гончаров О.Ю., Канунникова О.М. // Заводская лаборатория. Диагностика материалов. 2012. Т. 78. № 9. С. 36.

  21. Poletti M. G., Battezzati L. // Calphad. 2013. V. 43. P. 40.

  22. Гурвич Л.В., Вейц И.В., Медведев В.А. и др. Термодинамические свойства индивидуальных веществ. Справочное издание: в 4-х т. М.: Наука, 1982.

  23. Швидковский Е.Г. Некоторые вопросы вязкости жидких металлов. М.: Гостехиздат, 1955. 208 с.

  24. Бельтюков А.Л., Ладьянов В.И. // ПТЭ. 2008. № 2. С. 155.

  25. Гончаров О.Ю., Канунникова О.М., Шаков А.А., Ломаева С.Ф. // ФММ. 2001. Т. 91. № 6. С. 64.

  26. Атлас шлаков / Справ. изд. Пер с нем. М.: Металлургия, 1985. 208 с.

  27. Бельтюков А.Л., Ладьянов В.И., Олянина Н.В. // Расплавы. 2009. № 6. С. 19.

  28. Олянина Н.В., Бельтюков А.Л., Гончаров О.Ю., Ладьянов В.И. // Расплавы. 2012. № 2. С. 83.

  29. Бескачко В.П., Вяткин Г.П., Писарев Н.М., Щека А.И. // Там же. 1990. № 6. С. 3.

  30. Бескачко В.П., Вяткин Г.П., Писарев Н.М., Щека А.И. // Там же. 1990. № 6. С. 9.

  31. Beltyukov A.L., Ladyanov V.I., Shishmarin A.I., Menshikova S.G. // J. Non-Cryst. Solids. 2014. V. 401. P. 245.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Журнал физической химии

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал