Электронно-пучковый синтез поверхностного сплава путем облучения многослойного Ni-Al-покрытия | Изв. вузов. Физика. 2019. № 7. DOI: 10.17223/00213411/62/7/191

Электронно-пучковый синтез поверхностного сплава путем облучения многослойного Ni-Al-покрытия

Представлены результаты исследований по электронно-пучковому синтезу поверхностного сплава никель-алюминий. Сплав формировался в едином вакуумном цикле, на стальной подложке, путем напыления и последующего однократного облучения многослойной системы Ni (0.5 мкм) - Al (1.5 мкм) - Ni (0.5 мкм) низкоэнергетическим сильноточным электронным пучком (НСЭП) микросекундной длительности. В работе численным методом был определен оптимальный режим облучения для формирования поверхностного сплава, при котором происходит плавление всех нанесенных пленок. Показано, что за один импульс облучения НСЭП из нанесенных Ni-Al-слоев формируется поверхностный сплав, состоящий, в основном, из высокотемпературной интерметаллической фазы NiAl. Структура поверхностного сплава представляет собой однородную пленку толщиной 2 мкм и расположенные под ней глобулы размером 2×4 мкм, разделенные тонкой прослойкой материала подложки. Установлено, что износостойкость сформированного NiAl поверхностного сплава в 2.7 раза выше по сравнению с исходной стальной подложкой.

Electron-beam synthesis of surface alloy by irradiation of multilayer Ni-Al coating.pdf Введение Широкое применение низкоуглеродистой стали в промышленности при изготовлении различных конструкций, деталей машин и механизмов, обусловлено простотой обработки и относительно низкой стоимостью материала [1]. Однако ее существенными недостатками являются низкие износостойкость, коррозийная стойкость и стойкость к окислению [2]. Один из способов улучшения этих свойств состоит в нанесении покрытий из различных материалов и сплавов. В последнее время большое внимание уделяют композиционным покрытиям из высокотемпературных интерметаллических соединений [1, 2]. Особое место среди этих покрытий занимает интерметаллическое соединение NiAl, которое сочетает свойства, как керамики, так и металла, обладая высокой температурой плавления, теплопроводностью, стойкостью к окислению и высокотемпературной коррозионной стойкостью наряду с низкой массовой плотностью [3]. Все это делает интерметаллид NiAl весьма привлекательным для покрытий деталей, используемых при высоких температурах в агрессивных средах, например турбинных лопаток авиационных двигателей, направляющих лопаток промышленных паровых турбин и т.д. [4]. В настоящее время существует множество методов нанесения интерметаллических покрытий, таких, как электроосаждение [5], осаждение из паровой фазы (PVD) [6], химическое осаждение из паровой фазы (CVD) [7], термическое [8] и холодное напыление [9], механическое легирование [1], индукционный высокоэнергетический нагрев [10], лазерное легирование [11] и, наконец, формирование покрытия путем самораспространяющегося высокотемпературного синтеза [2]. Все они обладают своими достоинствами и недостатками. Например, при PVD, CVD и термическом распылении рабочая температура процессов нанесения покрытия является относительно высокой и возникают сложности, связанные с неизбежным окислением как материала покрытия, так и подложки [1]. Метод электроосаждения, хотя и считается экономически эффективным, может применяться только для ограниченного числа металлических покрытий [12]. Также при нанесении интерметаллических покрытий существуют трудности, связанные со значительным различием в физических свойствах никеля и алюминия, а также, как правило, и материала подложки, например, их температур плавления и коэффициентов термического расширения. Отдельной проблемой является низкая адгезия покрытия к подложке [11-13]. Частично преодолеть указанные выше трудности позволяют методы, основанные на формировании поверхностных сплавов жидкофазным смешиванием систем пленка - подложка концентрированными потоками энергии, а именно, импульсными интенсивными лазерными [11], электронными [14] и ионными [15] пучками, а также потоками плазмы [16]. Преимуществом данных методов является то, что за относительно короткое время высокоэнергетического воздействия поверхностный сплав формируется в результате жидкофазного перемешивания материалов пленки и подложки [17,18]. При этом, в отличие, например, от PVD и CVD, отсутствуют проблемы с недостаточной адгезией и возможным отслаиванием покрытия. Однако и эти методы обладают рядом недостатков, ключевыми из которых являются малый диаметр пучка, что приводит к неравномерности покрытия [11]. В данной работе для формирования поверхностного интерметаллического соединения NiAl используется электронно-пучковая машина РИТМ-СП (ООО «Микросплав», г. Томск, Россия), действующая на основе разработанного в Институте сильноточной электроники СО РАН источника НСЭП [19]. Отличительной особенностью этой машины является широкоапертурный пучок, который обеспечивает отсутствие проблем с адгезией и равномерность физических свойств по всей площади покрытия. Толщина формируемого данным способом покрытия - поверхностного сплава - может составлять от долей до десятков микрометров. Сформированный с помощью НСЭП поверхностный сплав интерметаллического соединения и является объектом исследований данной работы. Целью данной работы является изучение возможностей повышения эксплуатационных характеристик углеродистой стали путем формирования на стальной подложке поверхностного сплава интерметаллического NiAl-соединения. Для этого были проведены экспериментальные исследования структуры и свойств сформированных Ni-Al-поверхностных сплавов и численное моделирование температурных полей в системе Ni-Al. Методики исследования Электронно-пучковая машина РИТМ-СП объединяет на одной вакуумной камере магнетронную распылительную систему и источник низкоэнергетических (10-30 кэВ) сильноточных (до 25 кА) электронных пучков с длительностью импульса 2-4 мкс и диаметром пучка до 80 мм. В этой машине процессы напыления пленки и ее жидкофазного перемешивания с подложкой протекают в едином вакуумном цикле [19]. В качестве подложек использовали образцы из Cт.3 (0.17 C, 0.04 P, 0.04 S, 1.4 Mn, 0.4 Si, Fe - остальное, в вес. %), размерами 15×15×2 мм, исходная шероховатость поверхности образцов составляла Ra = 0.23 мкм. Поверхностный сплав формировался путем однократного НСЭП-облуче¬ния многослойной системы чередующихся слоев никеля и алюминия общей толщиной 2.5 мкм: Ni (0.5 мкм) - Al (1.5 мкм) - Ni (0.5 мкм) - подложка (Ni(0.5)/Al(1.5)/Ni(0.5)/Fe). Соотношение толщин Ni- и Al-слоев выбиралось таким образом, чтобы суммарно система имела эквиатомный состав никеля и алюминия. Слои напылялись путем магнетронного распыления никелевой (99.95 вес. %) и алюминиевой (99.95 вес. %) мишеней, скорости осаждения составляли (10.9±0.6) и (9±0.5) мкм/ч соответственно. Перед осаждением слоев исходные подложки облучали НСЭП для очистки их поверхности от атмосферных газов и оксидных пленок. Плотность энергии НСЭП как для предварительного облучения подложки, так и для последующего облучения многослойной системы Ni(0.5)/Al(1.5)/Ni(0.5)/Fe определялась с помощью моделирования температурных полей и составляла Es = (4.2±0.9) Дж/см2. Параметры НСЭП были следующие: энергия электронов - 20 кэВ, длительность импульса - 2.5 мкс. Количество импульсов при предварительном и последующем облучении было 30 и 1 соответственно. Исследование морфологии и топографии поверхности образцов осуществлялось с использованием методов растровой электронной микроскопии (Philips SEM-515) и оптической профилометрии (МНП-1). Элементный состав поверхностного слоя определяли с помощью энергодисперсионного рентгеноспектрального анализа (ЭДС). Ускоряющее напряжение при ЭДС было равно 20 кВ, оно выбиралось таким образом, чтобы анализировалось только покрытие без подложки. Действительно, при данном ускоряющем напряжении измеренная концентрация железа составила ≈ 4 ат. %, что говорит о том, что глубина анализируемого слоя немного превышает 2.5 мкм. Фазовый состав поверхностного слоя определяли с помощью рентгеноструктурного анализа (Shimadzu-5000) методом скользящего пучка с углом наклона  = 5°. Механические свойства характеризовали путем измерения микротвердости (метод Виккерса, ПМТ-3М) и износостойкости. Испытания на износостойкость проводили по схеме «pin-on-disc», на установке TRIBOtester, в качестве контртела использовали шарик из стали 100Cr6 радиусом 3 мм. Нагрузка на образец составляла 4 Н, путь трения 50 м, радиус трека 2 мм и скорость скольжения 25 мм/с. Испытания проводили при нормальных условиях без смазочного материала. Моделирование температурных полей в системах пленка - подложка Тепловые расчеты для многослойной системы Ni(0.5)/Al(1.5)/Ni(0.5)/Fe проводились по методике, описанной в [20]. Значения теплофизических свойств материалов, используемые при расчетах, приведены в таблице [21]. Расчеты проводились для одиночного импульса с энергией электронов 20 кэВ и длительностью 2.5 мкс. Теплофизические свойства материалов Материал , кг/м3 с, Дж/(кгК) (при 300 К) k, Вт/(мК) (при 300 К) Tm, К qm, кДж/кг Al 2700 902.5 237 933.25 396.6 Ni 8600 439 64 1726 303.2 Ст.3 7850 460 56 1600 205 В результате расчетов было установлено, что порог плавления чистых Al, Ni и Cт.3 состав- ляет 2.3, 3.8 и 2.1 Дж/см2 соответственно. Порог плавления многослойной системы Ni(0.5)/Al(1.5)/Ni(0.5)/Fe находится в интервале 4.2-4.3 Дж/см2. На рис. 1 представлена рассчитанная зависимость толщины расплавленного слоя, образующегося на облучаемой поверхности под воздействием НСЭП, от его плотности энергии. Первая порция расплава появляется при плотности энергии НСЭП 1.6 Дж/см2, причем плавиться начинает Al-слой под поверхностью. С увеличением плотности энергии до 1.8 Дж/см2 происходит постепенное увеличение толщины расплава в алюминиевом слое. При 1.8 Дж/см2 уже весь Al-слой находится в расплавленном состоянии, а при дальнейшем увеличении плотности энергии толщина расплава не меняется, растет только время его жизни. При 3.5 Дж/см2 поочередно начинают плавиться Ni-слои: первым плавится слой, расположенный на облучаемой поверхности, при этом в материале подложки плавления еще нет. Плотность энергии, при которой плавятся все пленки (4.2-4.3 Дж/см2), соответствует порогу плавления системы, она отмечена на кривой белой точкой. При этой плотности энергии частично плавится и подложка. При дальнейшем увеличении плотности энергии толщина расплавленного слоя продолжает расти практически линейно. Но при плотностях энергии более 7 Дж/см2 зависимость отклоняется от линейной, поскольку начинается испарение материала с поверхности и часть энергии тратится на него. Рис. 1. Зависимость толщины расплава от плотности энергии НСЭП для многослойной системы Ni(0.5)/Al(1.5)/Ni(0.5)/Fe На рис. 2 приведена рассчитанная диаграмма состояния многослойной системы Ni(0.5)/Al(1.5)/Ni(0.5)/Fe, облучаемой НСЭП с плотностью энергии 4.3 Дж/см2, соответствующей ее порогу плавления. Здесь белым, серым и светло-серым цветом закрашены области соответственно твердой фазы, расплава и двухфазной области, в которой материал нагрет до температуры плавления, но еще полностью не расплавлен, так как вложенная энергия ниже скрытой теплоты плавления. Из графика видно, что через ≈ 0.6 мкс после начала облучения расплав появляется в слое алюминия и через ≈ 0.2 мкс Al-слой уже полностью расплавлен. Еще через ≈ 0.1 мкс начинает плавиться поверхностный слой никеля, плавление которого происходит в течение ≈ 0.2 мкс. После плавления поверхностного Ni-слоя через ≈ 0.1 мкс начинает плавиться и второй, примыкающий к подложке, Ni-слой. Плавление второго слоя никеля происходит в течение ≈ 0.6 мкс. Практически одновременно со вторым слоем никеля начинается плавление в стальной подложке. Толщина расплава в материале подложки при этой плотности энергии НСЭП составила около 0.6 мкм. Порядок кристаллизации слоев не совпадает с порядком их плавления. Процесс кристаллизации начинается во втором, ближайшем к подложке слое никеля. Кристаллизация этого слоя происходит практически одновременно по всей его толщине, время жизни расплава в этом слое составляет ≈ 1.1 мкс. Затем кристаллизуется поверхностный слой никеля, время жизни расплава которого составляет чуть больше ≈ 1.6 мкс. После этого кристаллизуется расплавленный материал подложки, который существовал ≈ 2 мкс. Значительно более долгое время ≈ 9.1 мкс существует расплав слоя алюминия, после чего и он кристаллизуется. Такой порядок плавления и кристаллизации многослойной системы Ni(0.5)/Al(1.5)/Ni(0.5)/Fe объясняется теплофизическими свойствами данных материалов: температура плавления алюминия почти в 2 раза ниже температуры плавления никеля и Ст.3. Более высокая скрытая теплота плавления алюминия приводит к длительному существованию расплава и его медленной кристаллизации. Рис. 2. Диаграмма состояния многослойной системы Ni(0.5)/Al(1.5)/Ni(0.5)/Fe, облучаемой НСЭП с плотностью энергии 4.3 Дж/см2 Экспериментальные результаты и их обсуждение Характерный вид поверхности образцов для многослойной системы Ni(0.5)/Al(1.5)/Ni(0.5)/Fe до и после облучения НСЭП представлен на рис. 3. Как можно видеть из рис. 3, а многослойное Ni-Al-покрытие является однородным и бездефектным. Измерения показали, что шероховатость поверхности Ra = 0.19 мкм. Небольшое снижение шероховатости по сравнению с исходной подложкой связано с тем, что покрытие наносилось на подложку с предварительной обработкой НСЭП, которая, как известно, приводит к сглаживанию поверхности [18]. Однократное НСЭП-облучение многослойного Ni-Al-покрытия приводит к плавлению поверхностного слоя и формированию более рельефной поверхности, шероховатость после облучения возрастает до Ra = 0.34 мкм. Морфология поверхности также меняется, на поверхности видны следы движения расплава. Согласно проведенному элементному анализу, концентрация элементов в поверхностном слое после однократного электронно-пучкового плавления Ni-Al-покрытия составила Ni (30.3); Al (57.1); Fe (12.6 ат. %). То есть в результате облучения происходит интенсивное перемешивание всех пленок и верхней части подложки. В поверхностном слое присутствует заметное количество железа, что свидетельствует о плавлении подложки и диффузии его элементов из глубины к поверхности. Суммарно доля железа и никеля составляет около 43 ат. %, а доля алюминия - чуть больше 57 ат. %. Рис. 3. РЭМ-изображения поверхности образцов с многослойным Ni-Al-покрытием до (а) и после (б) облучения НСЭП Анализируя данные элементного состава поверхностного сплава можно сделать предположение о его фазовом составе. Возможны два варианта: однофазная или многофазная структура. Согласно диаграмме состояния Ni-Al, соотношение концентраций Al и (Ni + Fe) соответствует области стабильного существования высокотемпературной фазы NiAl. Если мы предположим, что в элементарной решетке этой фазы происходит частичное замещение атомов Ni на атомы Fe, то будет формироваться исключительно эта фаза. Если же такого замещения не происходит, то наряду с высокотемпературной NiAl-фазой будет происходить формирование алюминидов железа. Изображения структуры поперечного шлифа образцов со сформированным многослойным Ni-Al-покрытием до и после облучения НСЭП представлены на рис. 4. Как видно из рисунка, Ni-Al-покрытие до облучения представляет собой достаточно однородные чередующиеся пленки, среднее значение толщины всего покрытия составляет (2.4±0.1) мкм, а максимальное и минимальное значение ≈ 2.6 и 2.3 мкм соответственно. На шлифе можно отчетливо различить три отдельных слоя, толщина которых, считая от поверхности, составляет ≈ 0.45, 1.5 и 0.45 мкм соответственно. В связи с малой толщиной исследуемых слоев провести точное определение элементного состава отдельного слоя методами ЭДС, где размер анализируемой области составляет 2-5 мкм, не представляется возможным. Однако, как показали исследования, в области каждого из тонких слоев превалирует никель, а в области толстого слоя - алюминий: это позволяет косвенным образом идентифицировать слои. Рис. 4. РЭМ-изображения структуры поперечного шлифа образцов с многослойным Ni-Al-покрытием до (а) и после (б) облучения НСЭП В результате облучения НСЭП происходит перемешивание многослойной Ni-Al-системы и формируется поверхностный сплав, средняя толщина которого составляет (3.5±0.6) мкм (рис. 4, б). Средний элементный состав поверхностного сплава: Al (46), Ni (28), Fe (26 ат. %). Структура поверхностного сплава представляет собой однородную пленку толщиной 2 мкм и расположенные под ней глобулы размером 2×4 мкм, разделенные тонкой прослойкой материала подложки. Формирование такой структуры связана с тем, что при облучении многослойной системы НСЭП на границе расплав - твердое тело происходят быстрые конвективные и термокапиллярные процессы, которые приводят к тому, что материал подложки - железо оттесняет отдельные части Ni-Al-покрытия, которые, в итоге, превращаются в глобулы, вытянутые вдоль поверхности и окруженные материалом подложки. Причины инициирования конвективных и термокапиллярных процессов связаны как с существованием градиента температур перпендикулярно поверхности, так и с заметным различием теплофизических и химических свойств элементов покрытия. Исследование фазового состава поверхностного слоя проводили для исходной подложки, образца с многослойным Ni-Al-покрытием (до облучения) и образца со сформированным поверхностным сплавом (после облучения НСЭП). Полученные рентгенограммы представлены на рис. 5. Как видно из рисунка, фазовый состав для подложки в исходном состоянии, как и ожидалось, представлен единственной фазой α-Fe (рис. 5, а). После напыления многослойного Ni-Al-покры¬тия, на дифракционной картине закономерно появляются пики Ni и Al (рис. 5, б). Формирование поверхностного сплава путем однократного электронно-пучкового перемешивания многослойной Ni-Al-системы приводит к качественному изменению фазового состава. Из рис. 5, в видно, что пики Ni и Al на дифракционной картине отсутствуют, а все присутствующие пики идентифицируются как фаза интерметаллического соединения NiAl. Таким образом, можно сделать вывод о том, что в результате жидкофазного НСЭП-перемешивания многослойного покрытия Ni(0.5)/Al(1.5)/Ni(0.5)/Fe эквиатомного состава формируется интерметаллическая высокотемпературная фаза NiAl. Рис. 5. Рентгенограммы образцов, полученные методом скользящего пучка: а - исходный образец; б и в - образцы с многослойным Ni-Al-покрытием до и после облучения НСЭП соответственно Следует отметить, что пики α-Fe практически совпадают с пиками высокотемпературной фазы NiAl и их тяжело разделить. Тем не менее, если учесть, что интенсивность пика (100) растет практически в 2 раза (рис. 5, а и в), а при этом концентрация железа в 2.5-микрометровом поверхностном слое падает почти на порядок величины (со 100 до 12.6 %), то можно сделать вывод о том, что этот пик на рентгенограмме принадлежит, в основном, высокотемпературной фазе NiAl, то же самое относится и к пикам (200) и (211). При угле наклона скользящего пучка ω = 5° толщина анализируемого слоя не превышает 3-4 мкм, значит, в анализируемый слой могут попасть только тонкие прослойки железа между глобулами, доля которых мала, и они либо не будут идентифицироваться вообще, либо дадут очень малый вклад в пики (100), (200) и (211) высокотемпературной фазы NiAl. В части алюминидов железа дифракционные максимумы фаз Fe2Al, FeAl2, FeAl3 отсутствуют в анализируемом поверхностном слое. Дифракционные максимумы фаз FeAl и Fe3Al частично совпадают с максимумами высокотемпературной фазы NiAl, но имеют отклонение в 0.8-1°, и наличие таких фаз привело бы к раздвоению дифракционных пиков, чего не наблюдается. Другими словами, формируется исключительно высокотемпературная фаза NiAl. Алюминиды железа, если и формируются, то в незначительном количестве. Результаты трибологических испытаний, а также измерения микротвердости поверхности для исходной подложки и образцов с Ni-Al-покрытием до и после облучения НСЭП, представлены на рис. 6. Как видно из рисунка, коэффициент износа для исходной стальной подложки составляет 0.810-4 мм3/(Нм). Значение микротвердости поверхности для исходного образца составляет HV = 1.13 ГПа. Напыление на подложку Ni-Al-многослойного магнетронного покрытия приводит к уменьшению износостойкости более чем в 2.5 раза (коэффициент износа увеличивается до 2.110-4 мм3/(Нм)). Причина такого уменьшения износостойкости, вероятнее всего, заключается в чередовании слоев твердого никеля и мягкого алюминия. Под нагрузкой контртела верхний слой никеля разрушается и при трении контртела с поверхностью образца действует как абразив, увеличивая износ подложки. При этом микротвердость поверхностного слоя незначительно выше, чем для подложки без покрытия HV = 1.23 ГПа. В результате электронно-пучкового перемешивания Ni-Al-многослойной системы и формирования поверхностного сплава происходит увеличение износостойкости в 2.7 раза по сравнению с исходным образцом (коэффициент износа уменьшается до 0.310-4 мм3/(Нм)). Значение микротвердости поверхностного слоя составляет HV = 1.76 ГПа, что также выше исходной подложки на 55 %. Понятно, что повышение механических свойств поверхностного сплава связано с формированием более твердой и износостойкой интерметаллической NiAl-фазы. Рис. 6. Значения микротвердости и коэффициента износа для исходной подложки (1) и образцов с Ni-Al-покрытием до (2) и после (3) облучения НСЭП Заключение С помощью проведенного моделирования температурных полей в многослойной системе Ni(0.5)/Al(1.5)/Ni(0.5)/Fe было установлено, что порог плавления всех пленок этой системы находится в интервале 4.2-4.3 Дж/см2, и эта плотность энергии является оптимальной для формирования поверхностного Ni-Al-сплава. В результате облучения НСЭП микросекундной длительности многослойной системы Ni(0.5)/Al(1.5)/Ni(0.5)/Fe и перемешивания пленок в жидкой фазе формируется поверхностный сплав, состоящий в основном из интерметаллической высокотемпературной фазы NiAl. Структура поверхностного сплава представляет собой однородную пленку толщиной 2 мкм и расположенные под ней глобулы размером 2×4 мкм, разделенные тонкой прослойкой материала подложки. Формирование такой структуры связана с тем, что при облучении многослойной системы НСЭП на границе расплав - твердое тело происходят быстрые конвективные и термокапиллярные процессы, которые приводят к тому, что материал подложки (железо) оттесняет отдельные части Ni-Al-покрытия, которые, в итоге, превращаются в глобулы, вытянутые вдоль поверхности и окруженные материалом подложки. Показано, что износостойкость сформированного Ni-Al-поверхностного сплава в 2.7 раза выше износостойкости исходной стальной подложки.

Ключевые слова

сплав никель - алюминий, поверхностный сплав, поверхностное легирование, низкоэнергетический сильноточный электронный пучок, износостойкость, low-energy high-current electron beam, surface alloy, surface alloying, nickel-aluminum alloy, wear resistance

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Шепель Дарья АлександровнаТомский научный центр СО РАНмл. науч. сотр. лаб. перспективных технологийdashepel@lve.hcei.tsc.ru
Соловьев Андрей ВениаминовичТомский научный центр СО РАНк.ф.-м.н., ст. науч. сотр. лаб. перспективных технологийandrio1974@gmail.com
Петров Всеволод ИвановичТомский научный центр СО РАНмл. науч. сотр. лаб. перспективных технологийseva-ne@mail.ru
Яковлев Евгений ВитальевичТомский научный центр СО РАНмл. науч. сотр. лаб. перспективных технологийyakov_e@mail.ru
Марков Алексей БорисовичТомский научный центр СО РАНк.ф.-м.н., зам. председателя по НРalmar@lve.hcei.tsc.ru
Всего: 5

Ссылки

Mohammad Reza Bafandeh, Ali Omidi, and Abdullah Irankhah // Surf. Coat. Technol. - 2017. - V. 315. - P. 268-273.
Sierra C. and Vazquez A.J. // Solar Energy Mater. & Solar Cells. - 2005. - V. 86. - P. 33-42.
Grzegorz Dercz, L. Pająk, and B. Formanek // J. Mater. Proc. Technol. - 2006. - V. 175(1). - P. 334-337.
Jing Wen, Hongzhi Cui, Na Wei, et al. // J. Alloys and Compounds. - 2017. - V. 695. - P. 2424- 2433.
Su F., Liu C., and Huang P. // Wear. - 2013. - V. 300. - P. 114-125.
Tjong S.C. and Chen H. // Mater. Sci. Eng. R. - 2004. - V. 45. - P. 1-88.
Choy K.L. // Prog. Mater. Sci. - 2003. - V. 48(2) - P. 57-170.
He J. and Schoenung J.M. // Mater. Sci. Eng. A. - 2002. - V. 336. - P. 274-319.
Wang H.T., Li C.J., Yang G.J., and Li C.X. // Appl. Surf. Sci. - 2008. - V. 255(5). - P. 2538- 2544.
Щукин В.Г., Марусин В.В. // Новые материалы и технологии в машиностроении. - 2013. - № 18. - С. 128-133.
Youjun Yu, Jiansong Zhou, Jianmin Chen, et al. // Wear. - 2012. - V. 274-275. - P. 298-305.
Komarov S.V., Romankov S., Hayashi N., and Kasai E. // Surf. Coat. Technol. - 2010. - V. 204. - P. 2215-2222.
Gupta G., Mondal K., and Balasubramaniam R. // J. Alloys Compd. - 2009. - V. 482. - P. 118.
Wei D., Wang X., Wang R., and Cui H. // Vacuum. - 2018. - V. 149. - P. 118-123.
Renk T.J., Buchheit R.G., Sorensen N.R., and Cowell D. // Phys. Plasmas. - 1998. - V. 5. - P. 2144.
Richter E., Piekoszewski J., Wieser E., et al. // Surf. Coat. Technol. - 2002. - V. 32. - P. 4158- 159.
Batrakov A.V., Markov A.B., Ozur G.E., et al. // Eur. Phys. J. Appl. Phys. - 2008. - V. 43. - P. 283-288.
Markov A., Yakovlev E., Shepel'D., and Bestetti M. // Results Phys. - 2019. - V. 12. - P. 1915-1924.
Марков А.Б., Миков А.В., Озур Г.Е., Падей А.Г. // ПТЭ. - 2011. - № 6. - С. 122-126.
Rotshtein V., Ivanov Yu., and Markov A. // Materials Surface Processing by Directed Energy Techniques /ed by Y. Pauleau. - Oxford: Elsevier, 2006. - Ch. 6. - P. 205-240.
Бабичев А.П., Бабушкина Н.А., Братковский А.М. и др. Физические величины: справочник / под ред. И.С. Григорьева, Е.З. Мейлихова. - М.: Энергоатомиздат, 1991. - 1232 с.
 Электронно-пучковый синтез поверхностного сплава путем облучения многослойного Ni-Al-покрытия | Изв. вузов. Физика. 2019. № 7. DOI: 10.17223/00213411/62/7/191

Электронно-пучковый синтез поверхностного сплава путем облучения многослойного Ni-Al-покрытия | Изв. вузов. Физика. 2019. № 7. DOI: 10.17223/00213411/62/7/191