Статьи
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.
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.
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.