Статьи

 




dx.doi.org/ 10.18577/2307-6046-2018-0-6-48-58
УДК 669.018.95
ИССЛЕДОВАНИЕ ФОРМИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ ИНТЕРМЕТАЛЛИДНОЙ МАТРИЦЫ НА ОСНОВЕ ЖАРОПРОЧНЫХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ

Представлены результаты исследования формирования структуры интерметаллидно-оксидных высокотемпературных металлических композиционных материалов на основе никелевых сплавов, армированных монокристаллическими пластинами оксида алюминия. Образцы для исследований получали методом реакционной пропитки. В качестве матрицеобразующих использовались: порошок никеля диаметром 5–10 мкм и наноразмерные частицы алюминида никеля диаметром 1–10 нм. Показаны результаты исследования микроструктуры и фазового состава образцов металлических композиционных материалов с различным содержанием частиц NiAl (10; 15 и 20% (по массе)). С целью идентификации отдельных интерметаллидных фаз проведены исследования микротвердости.


Введение

В современных высокотемпературных авиационных и стационарных газовых турбинах ответственные узлы и детали горячего тракта изготавливают из жаропрочных никелевых сплавов. Это обусловлено их высокой жаропрочностью, термической стабильностью и надежностью их эксплуатации в сложных условиях при температурах до 1050–1100°С. Повышение рабочих температур и жаропрочности никелевых сплавов (независимо от условий их получения и структуры) осуществляется путем увеличения в их составе суммарного содержания замедляющих диффузионные процессы тугоплавких легирующих элементов, таких как вольфрам, рений, тантал и молибден [1–6]. Это приводит к росту их стоимости и плотности. Последнее особенно нежелательно, если учесть, что масса двигателя может составлять до 90% массы некоторых типов летательных аппаратов и утяжеление двигателя неизбежно ведет к уменьшению отношения тяги к массе [7]. Этим объясняется поиск новых жаропрочных материалов, отличающихся от промышленных никелевых сплавов более высокими рабочими температурами, но имеющих более низкую плотность.

В конструировании и эксплуатации газотурбинных двигателей (ГТД) в настоящем и будущем существует две задачи. Во-первых, повышение рабочих температур некоторых частей двигателя для увеличения удельной мощности и экономии горючего. Во-вторых, применение более легких материалов для снижения массы двигателя и рабочих напряжений от тяжелых вращающихся деталей, увеличение срока службы дисков, валов и опор подшипников. Интерметаллиды особенно пригодны для этих целей, благодаря сохранению высокой статической прочности, а также высокого сопротивления ползучести и усталости. В случае алюминидов никеля добавляется еще и высокое сопротивление окислению. Потенциальная ценность алюминидов никеля заключается в их жесткости, т. е. высоком модуле упругости, а это сводит к минимуму упругие деформации под нагрузкой при рабочих температурах [8–10].

Увеличение высокотемпературных показателей связано с использованием металлических композиционных материалов (МКМ) на основе алюминидов никеля, армированных алюмооксидным наполнителем – в частности, поликристаллическими волокнами Al2O3.

Металлические композиционные материалы обладают большим потенциалом в тех областях применения, в которых от материала требуются очень большая прочность, высокий модуль и высокотемпературная стабильность.

Технология изготовления данных материалов заключается в пропитке пучка волокон Al2O3 расплавом интерметаллидной матрицы [11–13]. В научно-технической литературе приводятся свойства поликристаллических волокон марок Almax FP и PRD-166, для которых средняя прочность равна соответственно 1550 и 1542 МПа. Для монокристаллического волокна α-Al2O3 марки Saphikon средняя прочность составляет 2602 МПа [13].

Использование поликристаллических алюмооксидных волокон не приводит к достижению требуемых характеристик прочности и жесткости материала. Поликристаллические волокна при повышении температуры ˃1000°С, в силу особенностей своей структуры, начинают приобретать значительную ползучесть, связанную с развитием процесса оплавления по границам зерен. При этом прочностные характеристики падают ниже уровня, необходимого для эффективного армирования жаропрочной матрицы. Решением данной проблемы является переход к монокристаллическим волокнам или иным армирующим структурам из тугоплавких (оксидных) соединений.

Работы в направлении создания монокристаллических структур из тугоплавких соединений ведутся уже давно как в нашей стране, так и за рубежом. Разработаны теоретические основы различных процессов переработки тугоплавких соединений, получены монокристаллические стержни, волокна, нитевидные кристаллы различных химических составов, показаны их высокие свойства по прочности и жаропрочности. Монокристаллические структуры формируются при кристаллизации в регулируемых условиях [14].

Выбор таких материалов невелик – это монокристаллические волокна, изготовляемые фирмой Safficon (США) и в ИФТТ РАН (Россия). Однако основной проблемой таких материалов является недостаточная связь на границе раздела «матрица–армирующий компонент» и технологическая сложность по обеспечению равномерного распределения волокон в материале матрицы, что одинаково присуще МКМ как с поликристаллическими, так и с монокристаллическими армирующими компонентами [12].

Прочность связи на границе раздела «матрица–армирующий компонент» существенно влияет на сопротивление композиционного материала к распространению трещины. Управляя прочностью связи на границе, можно из хрупких композиционных материалов создать достаточно вязкий материал.

Данная работа проведена в рамках реализации комплексного научного направления 12. «Металломатричные и полиматричные композиционные материалы» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [15].

 

Материалы и методы

Образцы материала для исследования изготавливали методом вакуумно-компрессионной пропитки пористой заготовки расплавом матричного сплава. Данный метод позволяет обеспечивать принципиальную возможность разработки и производства широкого спектра материалов и деталей из металлических композиционных материалов и специальных материалов на основе интерметаллидных и алюминиевых сплавов с рабочей температурой до 1600°С.

Частным случаем вакуумно-компрессионной пропитки является процесс реакционной пропитки, используемый в качестве эффективного приема совмещения армирующих наполнителей с интерметаллидными матрицами. При этом каркас из упрочняющих элементов в сочетании с шихтой пропитывают расплавом второго матрицеобразующего компонента. В ходе проникновения расплава в пористую заготовку происходит параллельное развитие химической реакции с образованием конечного интерметаллидного матричного материала заданного состава.

Для изготовления образцов из МКМ в качестве формы использовали кварцевые трубочки. В форму помещали изготовленный ранее алюмооксидный каркас, состоящий из жестко скрепленных между собой с зазором 240 мкм монокристаллических пластин. Далее форму с каркасом заполняли полученной шихтой (рис. 1), помещали в титановую садку и утяжеляли вольфрамовыми грузилами с целью обеспечения необходимого условия погружения под слой расплава алюминия.

 

 

 

Для уменьшения перепада температур при пропитке формы нагревали в печи до температуры 350°С, затем заготовки пропитывали вакуумно-компрессионным методом в автоклаве.

Матрицу композиционного материала синтезировали путем пропитки каркаса с матрицеобразующим никелевым порошком, содержащим 10; 15 и 20% буферного материала, расплавом алюминия при температуре 750°С. С целью обеспечения правильного стехиометрического соотношения между матрицеобразующим порошком и алюминиевым сплавом принято использовать буферный материал в виде наноструктурного порошка NiAl, так как он является самым тугоплавким интерметаллидом, образующимся в системе Ni–Al.

С целью получения на стадии реакционной пропитки интерметаллидного сплава проведена работа по определению размера матрицеобразующего порошка и порошка, служащего буферным материалом для заполнения пор между основным матрицеобразующим порошком (табл. 1), а также определена насыпная плотность (табл. 2) как основного матрицеобразующего элемента, так и всей смеси.

 

Таблица 1

Размер частиц матрицеобразующего порошка и буферного материала

Порошок

Диаметр частиц порошка

Матрицеобразующий порошок

Никель

5–10 мкм

Наноразмерные частицы

NiAl

1–10 нм

 

Таблица 2

Насыпная плотность матрицеобразующего порошка и его смеси

Состав

Масса, г

Объем, см3

Насыпная

плотность, г/см3

Ni

157,5

119,37

1,32

Ni+10%NiAl

165

119,37

1,382

Ni+15%NiAl

172,5

119,37

1,445

Ni+20%NiAl

180

119,37

1,51

Ni+25%NiAl

187,5

121,87

1,54

Ni+30%NiAl

195

124,31

1,57

 

Из данных табл. 2 видно, что увеличение объема происходит в смесях с содержанием буферного материала более 20% (по массе). Предмет исследования данной работы – изучение влияния количества буферного порошка NiAl на фазовый состав конечного матричного материала (при содержании буферного материала в пределах 10–20% (по массе) от общей массы матрицеобразующего порошка) и свойства полученного МКМ для применения его в качестве высокотемпературного материала для деталей компрессора и горячего тракта ГТД.

Для определения микротвердости в данной работе применяли статический метод, т. е. такой, при котором индентор медленно и непрерывно вдавливается в испытуемый образец с определенным усилием. В качестве индентора использовали квадратную алмазную пирамиду с углом при вершине в 136 градусов.

 

Результаты и обсуждение

Полученные образцы из МКМ с оксидным упрочнением исследовали на рентгеновском дифрактометре с целью выявления фазового состава.

В результате получены дифрактограммы, представленные на рис. 2. По результатам анализа данных рентгенограмм сделано заключение, что во всех образцах материала образовались интерметаллиды NiAl, Al3Ni, Al3Ni2 и AlNi3. Присутствие свободного никеля не обнаружено, что свидетельствует о его полном вступлении в реакции при реакционной пропитке. Алюминий и интерметаллиды присутствуют как в виде отдельных фаз в объеме матричного сплава, так и в сочетании одного элемента с другим, что затрудняет их идентификацию при проведении дальнейших исследований.

 

 

Рис. 2. Дифрактограммы образцов с содержанием NiAl: 10 (а), 15 (б) и 20% (по массе) (в)

 

Дифрактограммы образцов с разным процентным содержанием буферного материала отличаются только интенсивностью пиков – чем больше содержание данной фазы, тем выше интенсивность ее линий для корректных образцов. Поскольку образцы, использованные в данной работе для рентгеноструктурного анализа, имели некорректные размеры, что связано с технологией получения материала, то говорить о количественном содержании образующихся фаз нельзя.

Для исследования микроструктуры и выявления интерметаллидных фаз МКМ на основе алюминидов никеля с армированием алюмооксидными монокристаллическими пластинами, изготовлены шлифы с последующим травлением в 20%-ном растворе азотной кислоты (HNO3) с плавиковой кислотой [16].

На рис. 3–5 показаны микроструктуры отдельных структурных составляющих (интерметаллидных фаз) образцов из МКМ на основе алюминидов никеля при различном увеличении.

Исследование микроструктуры МКМ показало наличие следующих фаз: светлой, черной, серой, черной рыхлой, серой с белыми вкраплениями. Для идентификации возможных интерметаллидных фаз в полученных образцах проведены исследования микротвердости отдельных фаз (рис. 6, табл. 3).

 

 

Рис. 3. Микроструктуры (×100) отдельных фаз образцов металлического композиционного материала на основе алюминидов никеля

 

 

Рис. 4. Микроструктура (×50) отдельных фаз образцов металлического композиционного материала на основе алюминидов никеля

 

 

Рис. 5. Микроструктуры (×640) отдельных фаз образцов металлического композиционного материала на основе алюминидов никеля

 

 

Рис. 6. Отпечатки индентора при определении микротвердости различных фаз (×640)

 

Таблица 3

Результаты исследования микротвердости фаз образцов из металлических

композиционных материалов с различным содержанием буферного материала

Содержание NiAl

в образце, % (по массе)

d1,

мм

d2,

мм

dср,

мм

Hµ,

кг/мм2

Hµ,

МПа

Нагрузка, кг

10

0,0075

0,0075

0,0075

1294

12681

0,03925

0,0085

0,0085

0,0085

1007

9873

0,03925

0,011

0,011

0,011

602

5895

0,03925

0,009

0,01

0,0095

807

7903,7

0,03925

0,017

0,017

0,017

252

2468

0,03925

15

0,011

0,011

0,011

602

5895

0,03925

0,0075

0,0075

0,0075

1294

12681

0,03925

0,017

0,017

0,017

252

2468

0,03925

0,0255

0,0255

0,0255

112

1097

0,03925

0,0085

0,0085

0,0085

1007

9873

0,03925

0,009

0,01

0,0095

807

7903,7

0,03925

20

0,0255

0,0255

0,0255

112

1097

0,03925

0,0075

0,0075

0,0075

1294

12681

0,03925

0,011

0,011

0,011

602

5895

0,03925

0,009

0,01

0,0095

807

7903,7

0,03925

0,017

0,017

0,017

252

2468

0,03925

0,0085

0,0085

0,0085

1007

9873

0,03925

Полученные результаты исследований сравнивали с табличными значениями (табл. 4).

Таблица 4

Результаты исследований микротвердости структурных составляющих

(интерметаллидных фаз)

Тип

интерметаллида

Содержание Ni, %

Температура плавления, °С

Теплота образования, ккал/атом

Hμ,

кг/мм2

атомн.

по массе

NiAl3

25

42

854

-9,078

536–600

Ni2Al3

40

59

1133

-13,62

820

NiAl

50

68,55

1698

-14,045

520–680

Ni3Al

75

87

1385

-9,317

430

 

На рис. 7 показаны результаты исследований микротвердости.

 

Рис. 7. Диаграмма микротвердости структурных составляющих

 

Процентное содержание интерметаллидных фаз в объеме матрицы определялось путем замера площадей фаз по отношению к площади всей фотографии за вычетом площадей алюмооксидного наполнителя и пор. Результаты представлены в табл. 5 и показаны на рис. 8.

 

Таблица 5

Содержание интерметаллидных фаз в объеме матрицы металлического

композиционного материала с различным содержанием буферного материала

Фаза

Содержание, % (объмн.)

Сумма площадей фаз, мкм2

Содержание буферного материала 10% (по массе)

NiAl

24,1

2961408

NiAl3

27,98

343818,24

Ni2Al3

32,86

403783,68

Ni3Al

3,65

44851,2

Al

11,41

140206,08

Содержание буферного материала 15% (по массе)

NiAl

8,21

100884,48

NiAl3

13,34

163921,92

Ni2Al3

53,9

66232320

Ni3Al

17,34

213073,92

Al

7,2

88473,6

Содержание буферного материала 20% (по массе)

NiAl

77,36

950599,68

NiAl3

4,79

58859,52

Ni2Al3

8,7

106905,6

Ni3Al

5,11

62791,68

Al

4,04

49643,52

 

Рис. 8. Диаграмма процентного распределения фаз в образце с содержанием буферного материала 10 (а), 15 (б) и 20% (по массе) (в)

 

Представленные микроструктуры подтверждают высокие потенциальные возможности метода реакционной пропитки для получения высокотемпературной матрицы металлических композиционных материалов, армированных монокристаллическими пластинами. Развитие реакции синтеза интерметаллидов никеля не привело к принципиальным изменениям процесса пропитки. Практически весь объем заготовки пропитан полностью. Реакционная пропитка привела к растворению исходных матрицеобразующих порошков с формированием характерной вторичной структуры слитка.

Температурный эффект экзотермической реакции формирования интерметаллидной матрицы не разрушил исходную структуру пластинчатого каркаса – обнаружены незначительные разрушения отдельных армирующих пластинок. Таким образом, подтверждена высокая термическая стойкость монокристаллических пластин, их технологичность и применимость для исследования процессов, протекающих с высоким тепловым эффектом.

По мере увеличения содержания буферного материала уменьшается количество легкоплавких фаз и стехиометрический состав смещается в сторону соединения NiAl, что подтверждается исследованиями по определению процентного содержания каждой фазы в объеме матрицы. Полученные результаты показывают, что матричный сплав неоднороден по фазовому составу – фаза NiAl3, как правило, располагается в фазе Ni2Al3, окруженной фазой NiAl в виде вермикуляров. Интерметаллид Ni3Al обнаружен в виде замкнутых капиллярных скоплений среди фаз Ni2Al3 и NiAl3. Среди образований фазы NiAl в виде вермикуляров, имеющей пластинчатую форму, замечено небольшое присутствие предположительно фазы Al. Монокристаллические пластины окружены в основном интерметаллидной фазой NiAl. Разрушения армирующих пластинок в ходе реакционной пропитки не произошло. Таким образом, подтверждена высокая термическая стойкость монокристаллических пластин, их технологичность и применимость для исследования процессов, протекающих с высоким тепловым эффектом.

Следует отметить, что реакционная пропитка по примененному разработанному режиму для смеси порошков на основе никеля, а также пластин Al2O3 при температуре 750°С не обеспечивает получения однородной структуры матрицы.

Проведенные исследования выявили, что для получения однородной структуры матрицы необходимы более длительная выдержка материала в расплаве или проведение дополнительной термической обработки при высоких температурах.

 

Заключения

Проведены анализ формирования интерметаллидной матрицы, исследования микроструктуры и фазового состава металлического композиционного материала на основе никеля. Установлено, что при увеличении содержания буферного материала с 10 до 20% (по массе) количество легкоплавких фаз снижается и стехиометрический состав смещается в сторону соединения NiAl.

Анализ, проведенный на рентгеновском дифрактометре показал, что применение буферного порошка в составе шихтового материала позволяет добиться образования требуемой интерметаллидной матрицы.


ЛИТЕРАТУРА REFERENCE LIST
1. Базылева О.А., Оспенникова О.Г., Аргинбаева Э.Г., Летникова Е.Ю., Шестаков А.В. Тенденции развития интерметаллидных сплавов на основе никеля // Авиационные материалы и технологии. 2017. №S. С. 104–115. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-104-115.
2. Летников М.Н., Ломберг Б.С., Овсепян С.В. Исследование композиций системы Ni–Al–Co при разработке нового жаропрочного деформируемого интерметаллидного сплава // Труды ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2013. №10. Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 28.05.2018).
3. Каблов Е.Н., Ломберг Б.С., Оспенникова О.Г. Создание современных жаропрочных материалов и технологий их производства для авиационного двигателестроения // Крылья Родины. 2012. №3–4. С. 34–38.
4. Базылева О.А., Аргинбаева Э.Г., Туренко Е.Ю. Жаропрочные литейные интерметаллидные сплавы // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 57–60.
5. Бунтушкин В.П., Каблов Е.Н., Базылева О.А., Морозова Г.И. Сплавы на основе алюминидов никеля // Металловедение и термическая обработка металлов. 1999. №1. С. 32–34.
6. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Демонис И.М. Никелевые литейные жаропрочные сплавы нового поколения // Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 36–52.
7. Intermetallic Alloy Development. Publ. NMAB-487-1. Washington: National Academy Press., 1997. 51 p.
8. Каблов Е.Н., Бунтушкин В.П., Базылева О.А. Литые лопатки из интерметаллида никеля (Ni3Al) для высокотемпературных газовых турбин // Конверсия в машиностроении. 2004. №4. С. 57–59.
9. Каблов Е.Н. Основные итоги и направления развития материалов для перспективной авиационной техники // 75 лет. Авиационные материалы. Избранные труды «ВИАМ» 1932–2007. М.: ВИАМ, 2007. С. 20–26.
10. Горюнов А.В., Ригин В.Е. Современная технология получения литейных жаропрочных никелевых сплавов // Авиационные материалы и технологии. 2014. №2. С. 3–7. DOI: 10.18577/2071-9140-2014-0-2-3-7.
11. Гращенков Д.В. Стратегия развития неметаллических материалов, металлических композиционных материалов и теплозащиты // Авиационные материалы и технологии. 2017. №S. С. 264–271. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-264-271.
12. Гращенков Д.В., Ефимочкин И.Ю., Большакова А.Н. Высокотемпературные металломатричные композиционные материалы, армированные частицами и волокнами тугоплавких соединений // Авиационные материалы и технологии. 2017. №S. С. 318–328. DOI: 10.18577/2071-9240-2017-0-S-318-328.
13. Большакова А.Н., Наймушин А.И., Ефимочкин И.Ю. Исследование структуры интерметаллидно-оксидных высокотемпературных композиционных материалов на основе никеля и титана, армированных монокристаллическими пластинами оксида алюминия // Все материалы. Энциклопедический справочник. 2015. №6. С. 8–12.
14. Оспенникова О.Г. Итоги реализации стратегических направлений по созданию нового поколения жаропрочных литейных и деформируемых сплавов и сталей за 2012–2016 гг. // Авиационные материалы и технологии. 2017. №S. С. 17–23. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-17-23.
15. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. №1 (34). С. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
16. Беккерт М., Клемм Х. Способы металлографического травления: справочник. М.: Металлургия, 1988. 400 с.
1. Bazyleva O.A., Ospennikova O.G., Arginbaeva E.G., Letnikova E.Yu., Shestakov A.V. Tendencii razvitiya intermetallidnyh splavov na osnove nikelya [Development trends of nickel-based intermetallic alloys] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2017. №S. S. 104–115. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-104-115.
2. Letnikov M.N., Lomberg B.S., Ovsepyan S.V. Issledovanie kompozicij sistemy Ni–Al–Co pri razrabotke novogo zharoprochnogo deformiruemogo intermetallidnogo splava [Investigation experimental alloys based on Ni–Al–Co ternary system for development a new high-temperature intermetallic alloy for disk application] // Trudy VIAM: elektron. nauch.-tehnich. zhurn. 2013. № 10. St. 01. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: May 28, 2018).
3. Kablov E.N., Lomberg B.S., Ospennikova O.G. Sozdanie sovremennykh zharoprochnykh materialov i tekhnologij ikh proizvodstva dlya aviatsionnogo dvigatelestroeniya [Creation of modern heat resisting materials and technologies of their production for aviation engine building] // Krylya Rodiny. 2012. №3–4. S. 34–38.
4. Bazyleva O.A., Arginbaeva E.G., Turenko E.Yu. Zharoprochnye litejnye intermetallidnye splavy [Heat resisting cast intermetallic alloys] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2012. №S. S. 57–60.
5. Buntushkin V.P., Kablov E.N., Bazyleva O.A., Morozova G.I. Splavy na osnove alyuminidov nikelya [Alloys on the basis of nickel aluminides] // Metallovedenie i termicheskaya obrabotka metallov. 1999. №1. S. 32–34.
6. Kablov E.N., Petrushin N.V., Svetlov I.L., Demonis I.M. Nikelevye litejnye zharoprochnye splavy novogo pokoleniya [Nickel foundry heat resisting alloys of new generation] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2012. №S. C. 36–52.
7. Intermetallic Alloy Development. Publ. NMAB-487-1. Washington: National Academy Press., 1997. 51 p.
8. Kablov E.N., Buntushkin V.P., Bazyleva O.A. Litye lopatki iz intermetallida nikelya (Ni3Al) dlya vysokotemperaturnykh gazovykh turbin [Cast blades from intermetallic compound of nickel (Ni3Al) for high-temperature gas turbines] // Konversiya v mashinostroenii. 2004. №4. S. 57–59.
9. Kablov E.N. Osnovnye itogi i napravleniya razvitiya materialov dlya perspektivnoj aviatsionnoj tekhniki [The main results and the directions of development of materials for perspective aviation engineering] // 75 let. Aviatsionnye materialy. Izbrannye trudy «VIAM» 1932–2007. M.: VIAM, 2007. S. 20–26.
10. Goryunov A.V., Rigin V.E. Sovremennaya tehnologiya polucheniya litejnyh zharoprochnyh nikelevyh splavov [The modern technology of cast nickel base superalloys production] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2014. №2. S. 3–7. DOI: 10.18577/2071-9140-2014-0-2-3-7.
11. Grashchenkov D.V. Strategiya razvitiya nemetallicheskih materialov, metallicheskih kompozicionnyh materialov i teplozashhity [Strategy of development of non-metallic materials, metal composite materials and heat-shielding] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2017. №S. S. 264–271. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-264-271.
12. Grashchenkov D.V., Efimochkin I.Yu., Bolshakova A.N. Vysokotemperaturnye metallomatrichnye kompozicionnye materialy, armirovannye chasticami i voloknami tugoplavkih soedinenij [High-temperature metal-matrix composite materials reinforced with particles and fibers of refractory compounds] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2017. №S. S. 318–328. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-318-328.
13. Bolshakova A.N., Najmushin A.I., Efimochkin I.Yu. Issledovanie struktury intermetallidno-oksidnykh vysokotemperaturnykh kompozitsionnykh materialov na osnove nikelya i titana, armirovannykh monokristallicheskimi plastinami oksida alyuminiya [Research of structure of intermetallic oxide high-temperature composite materials on the basis of nickel and the titanium reinforced by single-crystal plates of aluminum oxide] // Vse materialy. Entsiklopedicheskij spravochnik. 2015. №6. S. 8–12.
14. Ospennikova O.G. Itogi realizacii strategicheskih napravlenij po sozdaniyu novogo pokoleniya zharoprochnyh litejnyh i deformiruemyh splavov i stalej za 2012–2016 gg. [Implementation results of the strategic directions on creation of new generation of heat-resisting cast and wrought alloys and steels for 2012–2016] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2017. №S. S. 17–23. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-17-23.
15. Kablov E.N. Innovacionnye razrabotki FGUP «VIAM» GNC RF po realizacii «Strategicheskih napravlenij razvitiya materialov i tehnologij ih pererabotki na period do 2030 goda» [Innovative developments of FSUE «VIAM» SSC of RF on realization of «Strategic directions of the development of materials and technologies of their processing for the period until 2030»] // Aviacionnye materialy i tehnologii. 2015. №1 (34). S. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
16. Bekkert M., Klemm Kh. Sposoby metallograficheskogo travleniya: spravochnik [Ways of metallographic etching: directory]. M.: Metallurgiya, 1988. 400 s.
Вы можете оставить комментарий к статье. Для этого необходимо зарегистрироваться на сайте.