Алюмоматричные композиционные материалы, армированные тугоплавкими керамическими фазами оксидов, боридов, нитридов, карбидов и т.д., характеризуются сочетанием высокой удельной прочности, жесткости, повышенных антифрикционных свойств и множеством других положительных свойств. Из большого ряда керамических соединений одной из наиболее перспективных является фаза карбида титана, отличающаяся высокими зна-чениями твердости, модуля упругости и ус-тойчивостью к воздействию агрессивных сред [1].Очевидно, что композит Al-TiC имеет ог-ромный потенциал в качестве конструкцион-ного материала, однако, несмотря на значи-тельный объем выполненных исследований по его получению, до настоящего времени он крупномасштабно не производится. Связано это с тем, что замешивание в расплав готовых частиц карбидной фазы, по традиционным литейным технологиям, зачастую приводит к их агломерации и загрязнению отливки побочными примесями, что в совокупности крайне негативно сказывается на их конечном качестве. Решением данной проблемы может стать новый способ получения композиционных материалов, который основан на явлении самораспространяющегося высокотемпературного синтеза (СВС) и подразумевает получение керамических соединений в результате проведения экзотермической реакции горения между введенными непосредственно в расплав по-рошковыми компонентами. Учеными СамГТУ ранее была доказана возможность проведения подобной реакции синтеза между порошками титана и углерода в расплаве алюминия, результатом чего стало получение композиционного материала Al-TiC с массовой долей карбидной фазы от 5 до 20 % размером 2…5 мкм. Оптимальное со-четание прочностных и пластических харак-теристик было получено на образцах, содер-жащих 10 % мас. TiC, поэтому именно такой состав был рекомендован для дальнейших ис-следований, в ходе которых была также изу-чена возможность повышения дисперсности керамических частиц. Применение некоторых технологических приемов, таких как, например, замена части металлического титана в порошковой шихте на титансодержащую галоидную соль Na2TiF6, позволило получить композиционный материал Al-10%TiC, упрочненный нано- и ультра размерными частицами карбида титана (от 70 нм). Анализ его эксплуатационных харак-теристик показал значительное понижение скорости коррозии ‒ с 0,022 до 0,002 г/м2•ч и увеличение предела прочности от 188 до 233 МПа [2]. Однако наряду с измельчением структуры, существует еще один очевидный способ улучшения свойств данного композиционного материала, а именно, легирование матричной основы. В последнее время опубликовано зна-чительное количество зарубежных исследова-ний, посвященных этой тематике, и наиболее часто в качестве легирующей добавки в соста-ве сплава Al-TiC выбирается медь. Как прави-ло, вводимое количество составляет до 5 % мас., поскольку именно эта концентрация, согласно диаграмме состояния Al‒Cu, может полностью раствориться в алюминиевой мат-рице, а выделяющаяся при охлаждении фаза CuAl2 способствует дисперсионному упроч-нению. Ряд работ посвящен сравнению микро-структуры и свойств в зависимости от способа производства подобных композитов с медью. Так, например, в работе [3] выявлено, что применение и литейных технологий, и твер-дофазное спекание позволяет синтезировать материал Al‒4%Cu‒10%TiC, благодаря чему повышаются твердость и износостойкость ле-гированного сплава. Однако если в литейных образцах результаты рентгенофазового анали-за показали наличие только целевых фаз α-Al, CuAl2 и TiC, то в спеченных сплавах фиксиру-ется, помимо этого, хрупкая интерметаллид-ная фаза Al7Cu2Fe, что является нежелатель-ным фактором. Пример технологии легирования в сочета-нии с СВС рассмотрен в работе [4]. В ней для получения композита Al-4,5%Cu-5%TiC в расплавленный матричный алюминий при температуре 800 °C сначала добавлялась медь, затем при температуре 1000 °C вносился по-рошок титана, и в заключение при температу-ре 1100 °С вводился порошок углерода. По истечении 20 мин, в ходе которых протекала СВС-реакция, расплав перемешивался и зали-вался в изложницу. Авторы отмечают повы-шенные показатели прочности, твердости и износостойкости легированного композици-онного материала. Таким образом, очевидно, что легирование матричного расплава одно-временно с проведением СВС композицион-ного материала ‒ весьма перспективный спо-соб улучшения его свойств. Однако влияние других элементов, помимо меди, практически малоизучено. Существуют единичные публикации, в которых показано, например, что добавка 1 % мас. Mo способст-вует измельчению карбидной фазы, а введе-ние 1 % мас. Mg существенно улучшает ее смачиваемость [5], что в обоих случаях при-водит к повышению показателей прочности и износостойкости. Комплексное рассмотрение данного вопро-са показало, что положительные результаты могут быть достигнуты при легировании пе-реходными металлами, которые по раствори-мости в алюминии делятся на две группы: 1) имеющие относительно высокую раство-римость (Zr, Mn, Cr, Ti и др.); 2) малорастворимые в алюминии и обра-зующие фазы эвтектического происхождения (Fe, Ni, Ce и др.) [6]. Вторая группа элементов представляется более предпочтительной, поскольку образова-ние эвтектики (Al) + β2 положительно влияет на литейные характеристики композита, а эф-фект дисперсионного упрочнения повышает механические свойства. Из рассматриваемых химических элементов наиболее перспектив-ной является добавка никеля, поскольку фор-мирование эвтектической фазы Al3Ni глобу-лярной формы позволяет реализовать в пол-ной мере все перечисленные выше преимуще-ства. Доказательством тому является разра-ботка целой серии современных жаропрочных алюминиевых сплавов под общим названием «никалины» с содержанием никеля в количе-стве не более 4 % [6], которые, однако, отно-сятся к сложнолегированным (Al-Ni-Mn-Zr, Al-Ni-Mn-Fe-Zr и др.) и потому достаточно дорогим. Таким образом, совместное присутствие двух фаз – тугоплавкого карбида титана и эв-тектического алюминида никеля, получаемых совместно в ходе одноступенчатой техноло-гии, может оказать положительное влияние на свойства композиционного материала, осо-бенно при повышенных температурах. На ос-новании приведенных данных была поставле-на цель настоящего исследования: изучение влияния легирующей добавки никеля на структуру композиционного материала Al-10%TiC.В ходе исследований использовались сле-дующие материалы: алюминий чушковый марки А7; порошок титана ТПП-7 (чистота 97,9 %; исходный размер частиц ≤ 240 мкм); углерод технический П-701 (чистота 99,7 %, исходный размер частиц ≤ 0,15 мкм); порошок никеля ПНЭ-1 (чистота 99,5 %); галоидная соль Na2TiF6 (массовая доля основного вещества не менее 99,0 %). При подготовке СВС-шихты порошки титана и углерода подвергались предварительной сушке при температуре 100…110 ºС в течение 2…3 ч, затем производилось их смешивание и одновременно размол в барабане шаровой мельницы с числом оборотов вала 105 об/мин в течение 1 ч. Далее шихта делилась на две навески (порции), каждая из которых подвергалась прессованию с усилием 25 МПа. Также в состав шихтовых навесок с целью облегчения запуска СВС-реакции добавлялась соль Na2TiF6 (1 % мас. от массы шихты) в качестве рафинирующего реагента. Никель, как легирующий элемент, в количестве 4 % мас.  вводился двумя способами: добавка в состав СВС-шихты; добавка в расплав алюминия. В ходе экспериментальных исследований в графитовом тигле плавильной печи ПП 20/12 расплав алюминия подогревался до темпера-туры 900 °С, далее следовал ввод никеля (в случае реализации второго варианта его до-бавки), размешивание расплава и выдержка 20 мин; в заключение ввод СВС-шихты, вы-держка 5 мин и заливка в форму.  В случае добавки никеля в шихту, этап ввода его в рас-плав, соответственно, исключался. Металлографический анализ осуществляли на растровом электронном микроскопе Jeol JSM-6390A. Элементный химический состав определяли методом микрорентгеноспек-трального анализа (МРСА) на этом же микро-скопе с использованием приставки Jeol JED-2200. Концентрацию компонентов определя-ли, как среднее значение из 4 ÷ 5 локальных измерений на различных участках. Фазовый состав полученных образцов анализировался с применением рентгенофазового анализа (РФА). Съемка рентгеновских спектров велась на автоматизированном дифрактометре марки ARL X’trA (Thermo Scientific) с использованием Cu-излучения при непрерывном сканировании в интервале углов 2θ от 20 до 80° со скоростью 2 градус/мин.Первоначально, для установления возмож-ности ввода легирующего элемента, была по-лучена матричная основа Al-4%Ni. Анализ микроструктуры показал, что на полученных образцах четко выделяются две зоны. Первая зона однородно-темная (рис. 1; рис. 2, а), представляет твердый раствор на основе Al (точка 004, рис. 2, б). Вторая область состоит из чередующихся полосок (рис. 1; рис. 2, а) и, по данным МРСА, содержит никель (рис. 2, в). Результаты РФА свидетельствуют о том, что данная структура представляет собой целевую фазу NiAl3 (рис. 3). Таким образом, в составе сплава наблюдаются твердый раствор и эвтектика, что полностью соответствует данным диаграммы Al-Ni (рис. 4). Далее были произведены эксперименталь-ные исследования по получению композици-онного материала на полученной основе Al-4%Ni. На рис. 5 приведена микроструктура образцов, синтезированных при различных условиях ввода никеля. Выявлено, что при вводе никеля в СВС-шихту размер частиц карбидной фазы составляет от 70 нм, а при вводе в расплав – от 100 нм. Вероятно, это связано с тем, что образование эвтектической фазы алюминида никеля в непосредственной близости от керамической фазы, препятствует ее агломерированию и тем самым позволяет сохраниться исходным размерам. В случае же расположения никеля по всему объему рас-плава алюминия, образование эвтектических прослоек происходит более широко и в этих условиях происходит укрупнение карбидных частиц. Далее было проведено исследование фазо-вого и элементного составов синтезированных образцов. РФА позволил зафиксировать в обоих случаях исключительно целевые фазы – Al, TiC, NiAl3, что подтверждает полноценное прохождение процесса СВС. Типичный вид дифрактограммы представлен на рис.6. а) б)Рис. 1. Микроструктура сплава Al-4%NiРезультаты МРСА показали, что в случае введения никеля в состав СВС-шихты наблю-даются только целевые химические элементы (рис. 7, а), тогда как при добавке никеля в расплав присутствует также кислород в значительном количестве (рис. 7, б). Этот факт обусловлен тем, что окислы на поверхности порошковых компонентов, в том числе и никеля, более эффективно удаляются присутствующей в шихте рафинирующей солью Na2TiF6 при повышенных температурах в зоне СВС-реакции, нежели при исходной температуре расплава алюминия. а) б) в)Рис. 2. МРСА сплава Al–4%Ni: а – области анализа на микроструктуре; б – область твердого раствора Al; в – область эвтектики  Рис. 3. РФА сплава Al - 4%Ni Рис. 4. Диаграмма состояния системы Al–Ni: α – твердый раствор на основе Al; β – NiAl3; γ – Ni2Al3; δ – NiAl; ε – Ni3Al; ς – твердый раствор на основе Ni                                              а)                                                                                                 б)Рис. 5. Микроструктура образцов композиционного материала Al–4%Ni–10%TiC:а – при введении никеля в состав СВС-шихты; б – при предварительном введении никеля в расплав Рис. 6. РФА образца композиционного материала Al–4%Ni–10%TiC, полученного при введении никеля в состав СВС-шихты  а) б)Рис. 7. МРСА образцов композиционного материала Al–4%Ni–10%TiC:а – при введении никеля в состав СВС-шихты;б – при предварительном введении никеля в расплавВыводыТаким образом, на основании проведенных исследований можно сделать следующие вы-воды:1) экспериментально показана возможность синтеза матричного сплава Al‒4%Ni посредством ввода порошка никеля; 2) для дальнейших исследований с целью получения композиционного материала Al‒4%Ni‒10%TiC методом СВС следует ре-комендовать вводить легирующую добавку никеля непосредственно в состав СВС-шихты.