Миттова И.Я., Томина Е.В., Лаврушина С.С. Наноматериалы: синтез нанокристаллических порошков и получение компактных нанокристаллических материалов

Подождите немного. Документ загружается.

Осаждение из коллоидных растворов

Осаждение из коллоидных растворов было, по-видимому, первым

методом получения дисперсных наночастиц. В Лондоне в музее Королев-

ского института Великобритании хранятся две склянки с коллоидными

растворами золота, полученными М. Фарадеем еще в первой половине

XIX в. Эти растворы уже почти двести лет сохраняют свою стабильность.

Получение и оптические свойства коллоидных растворов золота описаны

Фарадеем в 1857 г. Обычный способ получения наночастиц из коллоид-

ных растворов заключается в химической реакции между компонентами

раствора и прерывании реакции в определенный момент времени, после

чего дисперсная система переводится из жидкого коллоидного состояния

в дисперсное твёрдое. Так, нанокристаллические порошки сульфидов по-

лучают с помощью реакции сероводородной кислоты H

S или сульфида

с водорастворимой солью металла. Например, нанокристаллический

сульфид кадмия CdS получают осаждением из смеси растворов перхлора-

та кадмия Cd(ClO

)

и сульфида натрия Na

Cd(ClO

)

+ Na

S = Cd S | +2NaCl O

Рост наночастиц CdS прерывают скачкообразным увеличением рН

раствора.Коллоидные частицы оксидов металлов получают гидролизом

солей. Например, наночастицы TiO

легко образуются при гидролизе тет-

рахлорида титана:

TiCl

+2H

O = TiO

+4HCl.

Нанокристаллические оксиды титана, циркония, алюминия, иттрия

можно получить гидролизом соответствующих хлоридов или гипохлори-

дов. Тонкодисперсный оксид титана получают также гидролизом тита-

нилсульфата с последующим прокаливанием аморфного осадка при

1000 – 1300К.

Наночастицы можно получить также с помощью ультразвуковой

обработки коллоидных растворов, содержащих крупные частицы.

Осаждение из коллоидных растворов позволяет синтезировать на-

ночастицы смешанного состава, т. е. нанокристаллические гетерострукту-

ры. В этом случае ядро и оболочку смешанной наночастицы создают из

полупроводниковых веществ с разным строением электронных уровней.

Образование гетероструктур, например, CdSe/ZnS или ZnS/CdSe,

HgS/CdS, ZnS/ZnO, TiO

/SnO

происходит в результате контролируемого

осаждения молекул полупроводника одного типа на предварительно син-

тезированные наночастицы полупроводника другого типа. Эти гетерона-

ночастицы можно покрыть слоем еще одного полупроводника. Нанокри-

сталлические гетероструктуры используют в фотокатализе.

Среди всех методов получения нанопорошков и изолированных на-

ночастиц метод осаждения из коллоидных растворов обладает наиболее

высокой селективностью и позволяет получать стабилизированные на-

нокластеры с очень узким распределением по размерам, что весьма важно

для использования наночастиц в качестве катализаторов или в устройст-

вах микроэлектроники. Основная проблема метода осаждения из колло-

идных растворов связана с тем, как избежать коалесценции полученных

наночастиц. Стабилизация коллоидных частиц и кластеров достигается с

помощью молекул лиганда. В качестве лигандов используют различные

полимеры. Схематическая реакция получения стабилизированного лиган-

дом металлического кластера М

имеет следующий вид:

nМ

+ nе

↔ М

+ mL ↔ M

где L — молекула лиганда. Полученные таким способом металлические

кластеры золота, платины, палладия могут содержать от 300 до 2000 ато-

мов.

Коллоидные растворы полупроводниковых оксидных и сульфидных

наночастиц непосредственно (без осаждения) используются в фотоката-

литических процессах синтеза и деструкции органических соединений,

разложения воды. Для получения высокодисперсных порошков осадки

коллоидных растворов, состоящие из агломерированных наночастиц,

прокаливают при 1200 – 1500 К. Например, высокодисперсный порошок

карбида кремния (D ~40нм) получают гидролизом органических солей

кремния с последующим прокаливанием в аргоне при 1800 К. Для полу-

чения высокодисперсных порошков оксидов титана и циркония довольно

часто используется осаждение с помощью оксалатов.

Для получения высокодисперсных порошков из коллоидных рас-

творов применяется также криогенная сушка. Раствор распыляется в ка-

меру с криогенной средой и вследствие этого замерзает в виде мелких

частиц. Затем давление газовой среды уменьшают так, чтобы оно было

меньше, чем равновесное давление над замороженным растворителем, и

нагревают материал при непрерывной откачке для возгонки растворителя.

В результате образуются тончайшие пористые гранулы одинакового со-

става, прокаливанием которых получают порошки.

Монометаллические и биметаллические нанокластеры могут быть

получены микроэмульсионным методом в обратных мицеллах с экстре-

мально узкой величиной распределения частиц по размерам 1.5 – 2.5 нм.

Восстановление солей металлов гипофосфит - ионами при комнатной

температуре в присутствии различных поверхностно – активных веществ

(ПАВ), например, этоксилированного алкилфенола общей формулы R-

-О (С

О)

Н, где R – С

-С

, n = 3-10, приводит к образованию ус-

тойчивых в течение нескольких месяцев микроэмульсий (МЭ) металлов,

которые можно использовать для получения нанесенных гетерогенных

систем, тонких полимерных слоев, а также водорастворимых модифици-

рованных кластерами биополимеров.

МЭ металлов и гетерогенные системы на основе Аl

, МgО, стеа-

риновой кислоты, полистирола и др. были исследованы методами элек-

тронной спектроскопии диффузионного отражения (ЭСДО), рентгенофа-

зового анализа (РФА), методом малоуглового рассеяния (МУР) и ТЭМ.

Показано, что дисперсность нанокластеров в МЭ зависит от соотношения

/Н

РО

, природы ПАВ и количества водной фазы. Для восстановления

солей некоторых металлов (Fе, Со, Ni) предпочтительно использование

катализаторов.

Термическое разложение и восстановление

При термическом разложении используют обычно сложные элемен-

то- и металлоорганические соединения, гидроксиды, карбонилы, формиа-

ты, нитраты, оксалаты, амиды и имиды металлов, которые при опреде-

ленной температуре распадаются с образованием синтезируемого вещест-

ва и выделением газовой фазы. Например, пиролизом формиатов железа,

кобальта, никеля, меди в вакууме или в инертном газе при температуре

470 – 530 К получают дисперсные порошки металлов со средним разме-

ром частиц 100 – 300 нм.

Высокодисперсные порошки карбида и нитрида кремния получают

пиролизом поликарбосиланов, поликарбосилоксанов и полисилазанов.

Первоначальный нагрев осуществляют с помощью низкотемпературной

плазмы или лазерного излучения, затем продукты пиролиза дополнитель-

но отжигают при температуре ~ 1600 К для стабилизации структуры и со-

става.

Бориды переходных металлов можно получать пиролизом борогид-

ридов при 600 – 700К, т.е. при температуре, которая гораздо ниже обыч-

ных температур твердофазного синтеза. Например, высокодисперсные

порошки борида циркония с удельной поверхностью 40 – 125м

-1

полу-

чали термическим разложением тетраборогидрида циркония Zr(BH

)

под

действием импульсного лазерного излучения.

Порошки, полученные термическим разложением мономерных и

полимерных соединений, нужно дополнительно отжигать для стабили-

зации состава и структуры; температура отжига нитридов и боридов со-

ставляет от 900 до 1300К, оксидов и карбидов — от 1200 до 1800К.

Основным недостатком термического разложения является сравни-

тельно невысокая селективность процесса, так как продукт реакции

обычно представляет собой смесь целевого продукта и других соеди-

нении.

Распространённым методом получения высокодисперсных метал-

лических порошков является восстановление соединений металлов (гид-

роксидов, хлоридов, нитратов, карбонатов) в токе водорода при темпера-

туре <500К. Достоинствами этого метода являются низкое содержание

примесей и узкое распределение частиц порошков по размерам.

Широко применяемые в промышленности металлические катали-

заторы обычно получают пропиткой пористого материала (силикагеля,

цеолита и т. д.) раствором гидроксида или другого соединения требуемого

металла. Пропитанный пористый носитель сушат, а затем прокаливают в

токе водорода для восстановления металла. В результате в порах носителя

образуются каталитически активные мелкие металлические частицы.

Механосинтез

Основой механосинтеза является механическая обработка твёрдых

смесей, в результате которой происходят измельчение и пластическая де-

формация веществ, ускоряется массоперенос и осуществляется пе-

ремешивание компонентов смеси на атомарном уровне, активируется хи-

мическое взаимодействие твёрдых реагентов. Механический размол мо-

жет приводить к уменьшению размера микрокристаллических блоков до

10 нм и менее, что эквивалентно сокращению диффузионных путей и ус-

коряет взаимодействие нанокристаллических частиц. Это особенно важно

для многокомпонентных систем, где в зоне контакта частиц разных ве-

ществ действуют не только механические, но и химические силы.

Механосинтез как метод высокоэнергетического механического

воздействия на твёрдое тело с целью получения нанопорошков можно

разделить на две основные категории: механический размол (mechanical

milling, ball milling) и механическое сплавление (mechanical alloying). Ме-

ханический размол используется как для измельчения исходного мате-

риала, так и для его аморфизации: например, аморфное состояние кри-

сталлических интерметаллических соединений получают механическим

размолом. Механическое сплавление обеспечивает измельчение, переме-

шивание, массоперенос и химическое взаимодействие порошков несколь-

ких чистых элементов, соединений или сплавов. С помощью механиче-

ского сплавления можно получать вещества как кристаллическом, так и в

аморфном состояниях.

В результате механического воздействия в приконтактных областях

твёрдого вещества создается поле напряжений. Релаксация поля напряже-

ний может происходить путем выделения тепла, образования новой по-

верхности, образования различных дефектов в кристаллах, возбуждения

химических реакций в твёрдой фазе. Преимущественное направление ре-

лаксации зависит от свойств вещества, условий нагружения (мощность

подведенной энергии, соотношение между давлением и сдвигом), разме-

ров и формы частиц. По мере увеличения мощности механического им-

пульса и времени воздействия происходит постепенный переход от релак-

сации путем выделения тепла к релаксации, связанной с разрушением,

диспергированием и пластической деформацией материала и появлением

аморфных структур различной природы. Наконец, каналом релаксации

поля напряжений может быть и химическая pеакция, инициируемая раз-

личными механизмами. Среди таких механизмов — прямое возбуждение

и разрыв связи, которые могут реализоваться в вершине трещины; ло-

кальный тепловой разогрев и безызлучательный распад экситонов et al.

Механическое воздействие при измельчении материалов является

импульсным, поэтому возникновение поля напряжений и его последу-

ющая релаксация происходят не в течение всего времени пребывания час-

тиц в реакторе, а только в момент соударения частиц и в короткое время

после него. По этой причине при механохимическом синтезе нужно учи-

тывать характер формирования поля напряжений во времени и кинетику

последующих релаксационных процессов. Механическое воздействие яв-

ляется не только импульсным, но и локальным, так как происходит не во

всей массе твёрдого вещества, а лишь там, где возникает и затем релакси-

рует поле напряжений.

Для размола и механохимического синтеза применяют высокоэнер-

гетичные планетарные, шаровые и вибрационные мельницы, средний

размер получаемых порошков может составлять от 200 до 5 – 10 нм. Так,

при помоле в шаровой мельнице борида β-FeB удалось получить порошок

α-FeB со средним размером кристаллитов ~ 8нм. Механическая обработ-

ка титаната бария ВаТiO

в планетарной мельнице позволила получить

нанокристаллический порошок со средним размером частиц 5 – 25 нм.

Механохимический синтез нанокристаллических карбидов TiC,

ZrC, VC и NbC из смеси порошков металла и углерода осуществляли сле-

дующим образом. Смесь подвергали размолу в шаровой мельнице. Обра-

зование карбидов происходило после 4 – 12 часов размола; размер по-

рошков после 48 часов размола составлял 7 ± 1 нм. Среди полученных

карбидных нанопорошков наиболее устойчивым к нагреву оказался кар-

бид ниобия – при росте температуры от 300 до 1300 К размер зёрен NbC

увеличился от 7 – 10 до всего лишь 30 нм; наименее устойчивым к нагре-

ву был карбид ванадия, интенсивная рекристаллизация которого при

1000 – 1200К приводила к росту зёрен до 90 нм.

Нанокристаллические ОЦК сплавы Fe-Ni и Fe-Al с размером зёрен

5 – 15нм синтезировали размолом порошков металлов в шаровой вибро-

мельнице в течение 300 часов.

Детонационный синтез и электровзрыв

Существует еще один вид механического воздействия, который од-

новременно создает условия как для синтеза конечного продукта, так и

для его диспергирования. Это ударная волна. С помощью ударно-

волновой обработки смесей графита с металлами при давлении в ударной

волне до нескольких десятков ГПа получают нанокристаллические алмаз-

ные порошки со средним размером частиц 4 нм. Более технологично по-

лучение алмазных порошков путем взрыва органических веществ с высо-

ким содержанием углерода и относительно низким содержанием кисло-

рода.

Детонация взрывчатых веществ, т.е. энергия взрыва, достаточно

широко используется для осуществления фазовых переходов в веществах

и детонационного синтеза. Детонационный синтез как быстро протекаю-

щий процесс позволяет получать тонкодисперсные порошки в динамиче-

ских условиях, когда важную роль играют кинетические процессы.

Впервые детонационный синтез алмаза осуществлен путем ударно-

волнового нагружения ромбоэдрического графита до 30 ГПа. Впоследст-

вии алмазные порошки были получены ударно-волновой обработкой сме-

сей графита с металлами; длительность ударной волны была 10-20 мксек,

а создаваемое ею давление – 20 – 40 ГПа. Позднее было показано, что

полученный в этих условиях алмазный порошок содержит одиночные

кристаллы размером не более 50 нм, а также скопления и плотно спа-

янные агломераты размером до 5 мкм и более, состоящие из отдельных

кристаллов с размерами 1 – 4 и 10 – 160нм.

В российской промышленности освоен конверсионный метод полу-

чения алмазного нанопорошка путем взрыва боеприпасов в специальных

камерах; в результате развивающихся при взрыве высоких давления и

температуры происходит синтез алмаза из углеродсодержащих взрывча-

тых веществ, катализируемый частицами и парами металла из оболочек

боеприпасов.

Характерной особенностью алмазных нанопорошков, получаемых

детонационным синтезом, является чрезвычайно малая дисперсия раз-

меров наночастиц — основная доля частиц имеет размер 4 – 5 нм. Дейст-

вительно, определение размера наночастиц методом комбинационного

рассеяния света и по уширению рентгеновских дифракционных отраже-

ний показало, что частицы алмаза независимо от метода и кинетики ох-

лаждения представляют собой нанокристаллы с характерным размером

4,3нм. Наблюдаемый в разных исследованиях узкий диапазон размеров

нанокристаллов алмаза есть следствие того, что при малых размерах на-

ночастиц именно алмаз, а не графит является стабильной формой углеро-

да. Это предположение подтверждает численный расчет.

Быстро развивающимся методом получения тонкодисперсных по-

рошков является электрический взрыв проводника при прохождении по

нему мощного импульса тока длительностью 10

-5

– 10

-7

с и плотностью

–10

А-мм

-2

. Для этой цели используется проволока диаметром 0,1 –

1,0 мм. Электровзрыв проводника представляет собой резкое изменение

физического состояния металла в результате интенсивного выделения

энергии в нем при пропускании импульсного тока большой плотности.

Электровзрыв сопровождается генерацией ударных волн и создает воз-

можность быстрого нагрева металлов со скоростью более 1 • 10

К-с

-1

до

высоких температур Т > 10

К. Способность электрически взрываемых

проводников резко изменять свои свойства и эффективно преобразовы-

вать первичную электрическую или магнитную энергию накопителей в

другие виды энергии (тепловую энергию, энергию излучения образую-

щейся плазмы, энергию ударных волн et al) нашла, в частности, примене-

ние для получения тонкодисперсных порошков.

На начальной стадии электровзрыва джоулев нагрев проводника

сопровождается его линейным расширением с относительно небольшой

скоростью 1 – 3 м-с

-1

. На стадии собственно взрыва в результате прохож-

дения импульса тока металл перегревается выше температуры плавления,

расширение вещества взрываемого проводника происходит со скоростью

до 5 – 10

м-с

-1

и перегретый металл взрывообразно диспергируется . Дав-

ление и температура на фронте возникающей ударной волны достигают

нескольких сотен МПа (тысяч атмосфер) и ~10

К, соответственно. В ре-

зультате конденсации в потоке быстро расширяющегося пара образуются

частицы очень малых размеров. Регулируя условия взрыва, можно полу-

чать порошки с размером частиц от 100 мкм до 50нм. Средний размер

частиц монотонно убывает с ростом плотности тока и сокращением дли-

тельности импульса. Электровзрыв в инертной атмосфере позволяет по-

лучать порошки металлов и сплавов, а с помощью введения в реактор до-

полнительных реагентов (воздух, смесь кислорода и инертного газа, азот,

дистиллированная вода, декан С

, парафин, техническое масло) мож-

но получать тонкодисперсные порошки оксидов, нитридов, карбидов или

их смесей.

Некоторые нанопорошки, получаемые методом электровзрыва

в вакууме и в различных средах.

Металл Вакуум Воз-

дух

Азот Вода Декан

Парафин

Al n-Al n-Al n-AlN n-Al(OH)

или Al

n-Al

Карбиды

Fe n-Fe n-Fe n-FeО n-FeО Смесь

карбидов

Ti n-Ti n-Ti n-TiN

n-Ti

n-TiС

Смесь

карбидов

W n-W n-W n-WО

n-WС

Cu n-Cu n-Cu n-Cu

Согласно экспериментальным данным субмикрокристаллические

порошки, получаемые методом электрического взрыва проволоки, имеют

очень большую избыточную энергию. Так, порошки алюминия со сред-

ним размером частиц 500 – 800 нм обладают избыточной энергией 100 –

200 кДж/моль, а порошки серебра со средним размером частиц ~ 120 нм

имеют избыточную энергию 40 – 80 кДж/моль, что в несколько раз боль-

ше теплоты плавления массивного вещества. Такой избыток энергии не

может быть обусловлен вкладом только поверхностной энергии. Обнару-

женное запасание большой избыточной энергии тонкодисперсными по-

рошками, полученными электровзрывом, полного объяснения пока не по-

лучило. Высказывается мнение, что избыточная энергия запасается в виде

энергии поверхности, внутренних дефектов и зарядовых состояний.

Упорядочение нестехиометрических соединений

Нанокристаллические керамические материалы интенсивно иссле-

дуются в последнее время в связи с необходимостью создания твёрдых и

одновременно нехрупких, устойчивых к растрескиванию материалов. В

этом отношении перспективны нестехиометрические карбиды переход-

ных металлов IV и V групп, уступающие по твёрдости только алмазу и

кубическому нитриду бора.

В неупорядоченном состоянии монокарбиды МС

имеют кубиче-

скую структуру В1 и могут содержать до 50 % структурных вакансий в

неметаллической подрешётке. При температуре ниже 1300 К структура

В1 становится неустойчивой, и в нестехиометрических карбидах проис-

ходят фазовые переходы беспорядок-порядок, приводящие к образованию

упорядоченных фаз со сложными сверхструктурами. Превращения поря-

док-беспорядок и беспорядок-порядок в карбидах являются фазовыми пе-

реходами первого рода со скачкообразным изменением объёма при тем-

пературе превращения беспорядок-порядок T

. Однако процесс упорядо-

чения является диффузионным и поэтому превращение происходит не

мгновенно, а в течение нескольких десятков минут.

Идея формирования наноструктуры с помощью атомно-

вакансионного упорядочения нестехиометрических соединении впервые

была реализована Ремпелем А. А. и Гусевым А. И. на примере нестехио-

метрического карбида ванадия. Ранее явление упорядочения для создания

наноструктурированного состояния не использовалось. Выбор карбида

ванадия в качестве объекта исследования обусловлен тем, что в нем упо-

рядочение проявляется наиболее четко.

Исходный порошкообразный карбид ванадия VC

0,875

с размером

частиц 1 – 2 мкм получен карботермическим восстановлением оксида

и затем подвергнут длительному старению при температуре окру-

жающей среды в закрытом сосуде, предохраняющем от проникновения

паров воды из воздуха.

Состаренный порошок карбида ванадия оказался очень гигроско-

пичным. Анализ показал, что сразу после извлечения из сосуда порошок

содержал не более 0,2 масс.% физически адсорбированной воды, а после

хранения в атмосфере окружающей среды в течение нескольких месяцев

содержание воды достигло 2,0 масс.% и вышло на насыщение. Высокая

гигроскопичность является косвенным свидетельством каталитической

активности состаренного порошка карбида ванадия. Заметим, что обыч-

ный крупнозернистый порошок карбида ванадия такой гигроскопично-

стью не обладает.

По данным химического анализа состаренный карбид ванадия име-

ет состав VC

0,875,

соответствующий верхней границе области гомо-

генности кубической фазы В1. Примеси Ti, Nb, Та и W, в сумме состав-

ляющие около 1 масс. %, обнаружены только в поверхностном слое спе-

чённого образца; в объёме образца их содержание менее 0,1 масс.%.

Химический состав состаренного порошка карбида ванадия

(масс.%).

Компонент V С

связ

своб

О О

хемосорб

решет

Концентрация

(масс.%)

77,5 16,0 0,9 2,0 3,1 0,1 0,2

При увеличении в 50000 раз видно, что наблюдаемые нанокристал-

литы имеют форму искривлённых лепестков; объединяясь между собой,

нанокристаллиты образуют структуру, напоминающую кораллы. Полу-

ченная наноструктура уникальна и ранее не наблюдалась ни на одном ве-

ществе.

Рис. 2. Морфология частиц состаренного порошка карбида VC0,875 при

увеличении в 50000 раз: частицы размером около 1 мкм представляют со-

бой совокупность нанокристаллитов и форме искривленных лепестков -

дисков диаметром от 400 до 600нм и толщиной около 15 – 20 нм.

Нанокристаллиты представляют собой сильно изогнутые пластин-

ки-диски диаметром от 400 до 600 нм и толщиной 15 – 20 нм. Внутренняя

часть нанокристаллита представляет собой упорядоченный карбид V

высокой степенью дальнего порядка и пренебрежимо малым содержанием

растворённого в ней кислорода. В поверхностном слое нанокристаллитов

в количестве 3,1 масс.% находится хемосорбированный кислород и со-

держится значительное число вакансионных агломератов, что свидетель-

ствует о его рыхлой структуре. Толщина поверхностной фазы не превы-

шает 0,7 нм или четыре атомных монослоя.

Наблюдаемая морфология нанокристаллического порошка несте-

хиометрического карбида ванадия может быть следствием растрескива-

ния зерен по границам раздела неупорядоченной и упорядоченной фаз.

Действительно, высокотемпературные рентгеновские измерения обнару-

жили, что при температуре 1413 ± 20К, как результат фазового перехода

беспорядок-порядок VC

0,875

—V

, наблюдается скачкообразное увеличе-

ние периода кристаллической ГЦК подрешётки на 0.0004нм; размер до-

менов упорядоченной фазы составляет ≈ 20нм. Упорядочение VC

0,875

—

происходит по механизму фазового перехода первого рода при тем-

пературе 1368 ± 12 К; при 300 К параметр α

В1

базисной кристаллической

решётки закалённого неупорядоченного карбида VC

0,875

на 0,0002 нм

меньше, чем упорядоченного карбида с тем же содержанием углерода.

Разница в объёмах неупорядоченной и упорядоченной фаз приводит к

возникновению напряжений и последующему растрескиванию по грани-

цам раздела фаз.

Синтез высокодисперсных оксидов в жидких металлах

В качестве рабочей среды используют расплавы галлия при темпе-

ратуре 323 – 423 К, свинца при температуре 653 – 873 К или сплава сви-

нец-висмут при температуре 453 – 873 К.

Синтез проводится в два этапа. На первом этапе в расплаве рас-

творяют металл М, химическое сродство которого к кислороду больше,

чем металла, образующего расплав. Растворимость металла М в расплаве

должна быть не меньше 0,1 масс.%. На втором этапе растворённый ме-

талл М окисляют путем барботирования расплава водяным паром или га-

зовой смесью (Н

О + Аr). Содержание водяных паров в окислительной га-

зовой смеси составляет от 15 до 30 об.%. Ниже в качестве примера приве-

дены реакции, происходящие в процессе окисления металла М в расплаве

галлия:

2Ga

(liq)

+ 3H

(gas)

= Ga

3(solid)

+3H

3(solid)

=> Ga

3(diSS),

yGa

3(diss)

= M

3y(amorph)

+ 2i/Ga

(liq)

В результате селективного окисления образуются аморфные высо-

кодисперсные оксиды металлов. В частности, селективное окисление

алюминия, растворённого в галлии в количестве 1 мас.%, приводит к об-

разованию аэрогеля, т. е. вещества с объёмной макроструктурой. Аэро-

гель представляет собой хлопья аморфного высокопористого вещества,

имеющего химический состав А1

О. Образование аэрогеля как един-

ственного продукта селективного окисления происходит в реакционной

зоне при температуре 343 – 348 К. Исследование микроструктуры показа-

ло, что вещество состоит из ориентированных в одном направлении воло-