Влияние термической обработки на микроструктуру и фазовый состав сплава на основе Ni-Al-Co, легированного рением и рутением | Известия вузов. Физика. 2020. № 3. DOI: 10.17223/00213411/63/3/116

Влияние термической обработки на микроструктуру и фазовый состав сплава на основе Ni-Al-Co, легированного рением и рутением

Методами дифракционной электронной микроскопии изучено влияние высокотемпературного отжига на микроструктуру и фазовый состав многокомпонентного сплава на основе никеля, полученного методом направленной кристаллизации. Сплав обладал монокристаллической структурой с ориентацией [001] и помимо никеля Al и Co содержал Mo, Cr, W, Ta, Re, Ru. Сплав исследовался в четырех состояниях: исходное (после направленной кристаллизации) и после отжига при 1000 °С в течение 118, 372 и 1274 ч. Основными фазами, образующими сплав, являются g и g¢. После отжига сплава в течение 118 ч обнаружена фаза Al6(Re, Ru). После более длительных отжигов появляются новые фазы: σ-фаза, δ-фаза и фаза Лавеса. Проведена классификация микроструктур, возникающих в результате отжига: 1) квазикубоиды g¢-фазы с прослойками g-фазы; 2) полосовые анизотропные микроструктуры (g¢+g); 3) анизотропные микроструктуры полосового типа (g¢+g) с выделением s-фазы внутри прослоек g-фазы; 4) участки γ-фазы с выделениями δ-фазы и фазы Лавеса. Введение большого количества разнообразных легирующих элементов, а также отжиг суперсплава изменил его текстуру.

Effect of termal treatment on microstructure and phase composition of Ni-Al-Co based alloy, alloyed with rhenium and rhu.pdf Введение Создание суперсплавов, вызванное необходимостью применения более термостойких материалов, потребовало исследования структуры и свойств твердых растворов, упорядоченных фаз и интерметаллидов, построения многочисленных диаграмм равновесия, решения задач высокотемпературной прочности, увеличения сопротивления ползучести, низкотемпературной хрупкости и многочисленных других проблем. В настоящее время суперсплавы широко используются в различных отраслях техники для формирования материалов, из которых делаются детали различного рода двигателей. Достигаются эти свойства формированием стабильной оптимальной структуры, созданной с помощью легирования, а также термической обработкой [1]. Примером являются суперсплавы на основе Ni, представляющие собой смесь - и -фаз, где -фаза - твердый раствор на основе Ni с ГЦК неупорядоченной структурой, а -фаза - легированный твердый раствор на основе интерметаллида Ni3Al с упорядоченной ГЦК кристаллической структурой (сверхструктура L12) [1-5]. Именно -фаза во многом ответственна за формирование свойств суперсплава. Чем больше объемная доля -фазы, тем выше прочностные свойства суперсплава [2, 5, 6]. В современных суперсплавах на никелевой основе количество -фазы колеблется от 0.69 до 0.83 от объема материала [2]. При этом морфологически -фаза обладает кубической формой (кубоиды) [1, 2, 5, 7-9]. Установлено, что огранка кубоидов -фазы зависит от наличия легирующих элементов [1, 10] и режима термической обработки [1, 2, 5]. Также установлено, что в сплавах на основе интерметаллида Ni3Аl выделения γ-фазы равномерно распределены в '-фазе и образуют сетку прерывистых прослоек [1, 2, 5, 11]. Иногда прослойки -фазы, расположенные по границам кубоидов, называют «каналами» [8]. В суперсплавах на никелевой основе наряду с Ni и Al имеются атомы других элементов, таких как Со, Ti, Cr, Mo, W, Ta, Nb, Hf. В последние годы для легирования суперсплавов в качестве наиболее эффективных легирующих элементов для повышения рабочей температуры используются Re и Ru [2, 5, 10, 12]. Однако введение тугоплавких легирующих элементов, таких, как W, Re, Ru, Ta, Mo, часто приводит к выделению топологически плотно упакованных (ТПУ) фаз (σ, δ, , , фаз Лавеса), аккумулирующих эти элементы, что приводит к противоположному результату - снижению жаропрочности и термической стабильности, а также увеличению технологических макродефектов и охрупчиванию вследствие обеднения ими γ- и γ'-твердых растворов [1]. В суперсплавах, содержащих (+)-фазы, между этими фазами имеется, как правило, полное ориентационное соответствие [1, 4-6, 11]. Одним из способов изготовления этих сплавов является метод направленной кристаллизации [13, 14]. Можно ожидать, что изготовленный таким способом суперсплав должен обладать хорошо сформированной текстурой [001]. Однако введение большого количества разнообразных легирующих элементов, а также термическая обработка (отжиг) суперсплава могут изменить его текстуру [15, 16] и соответственно окажут влияние на механические свойства сплава [16]. Настоящая работа посвящена исследованию влияния термической обработки на изменения фазового состава, параметров микроструктуры и текстуры жаропрочного никелевого сплава, полученного методом направленной кристаллизации. Материал и методы исследования Основу исследуемого сплава составлял Ni (~ 67 ат. %). Сплав кроме Ni содержал такие элементы, как Al (~ 12 ат. %), Co (~ 10 ат. %), а также Mo, Cr, W, Ta (их суммарное процентное содержание в сплаве около 7 ат. %), Re, Ru (~ 4 ат. %). Сплав исследовался в исходном состоянии - после направленной кристаллизации (НК) и в трех состояниях после отжига при 1000 °С в течение: 1) 118 ч; 2) 372 ч; 3) 1274 ч. В работе для исследования был выбран метод просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). Использовался электронный микроскоп ЭМ-125 при рабочих увеличениях 11000- 83000 крат. Фольги для просмотра в электронном микроскопе вырезались в направлении, перпендикулярном росту кристалла. По электронно-микроскопическим изображениям измеряли следующие параметры микроструктуры: объемные доли фаз; размеры кубоидов -фазы; толщину прослоек -фазы; размеры частиц вторичных фаз; плотность их распределения и места локализации; скалярную и избыточную плотность дислокаций; изменение структурной текстуры в результате отжига. Фазовый анализ проводился на основе данных просвечивающей электронной микроскопии (из расшифровки соответствующих микроэлектронограмм и из наблюдений в светлых и темных полях). Идентификация фаз проводилась по стандартным методикам. Для этого использовались схемы микродифракционных картин, рассчитанные по табличным значениям параметров кристаллических решеток. Определение скалярной плотности дислокаций  проводилось методом секущей по стандартной методике [17], причем величина  в -фазе рассчитывалась по микрофотографиям, полученным при увеличениях в колонне микроскопа ~ 25000 крат, а в -фазе - ~ 83000 крат. Величина избыточной плотности дислокаций  = + - - (+ и - - плотность соответственно положительно и отрицательно заряженных дислокаций) измерялась локально по градиенту разориентировки согласно методики, изложенной в [18]. Для определения структурной текстуры использовались микродифракционные картины, полученные в электронном микроскопе. Для каждого состояния сплава определялись стереографические компоненты. Распределение ориентаций с учетом их «удельного веса» наносилось на стандартный стереографический треугольник, и выполнялся анализ этих ориентаций согласно методике, изложенной в [5, 19]. Определение размеров частиц основных и вторичных фаз, а также плотности их распределения проводилось по стандартным методикам [20]. Количественные данные, полученные при измерениях, обрабатывались статистически [20]. Результаты и их обсуждение Таблица 1 Объемные доли фаз (в среднем по материалу) после НК и различных режимов отжига Режим термообработки Основные фазы (± 0.01) Вторичные фазы (± 0.0005) γ´ γ Al6(Re, Ru) σ δ Фаза Лавеса НК (исходное состояние) 0.75 0.25 Нет Нет Нет Нет Отжиг 1000 С, 118 ч 0.72 0.25 0.03 Нет Нет Нет Отжиг 1000 С, 372 ч 0.823 0.16 Нет 0.008 0.008 0.001 Отжиг 1000 С, 1274 ч 0.91 0.075 Нет Нет 0.014 0.001 Основными фазами, образующими сплав, независимо от параметров термической обработки являются две фазы:  и  (табл. 1). -Фаза - это твердый раствор с ближним атомным порядком в расположении компонентов на базе ГЦК-кристаллической решетки; -фаза - это твердый раствор с дальним атомным порядком в расположении компонентов на базе сверхструктуры L12. О наличии дальнего атомного порядка в -фазе свидетельствует присутствие четких сверхструктурных рефлексов на микроэлектронограммах. После отжига появляются новые (вторичные) фазы (табл. 1). Исходное состояние После НК присутствуют только две фазы:  и  в соотношении /, как 3/1. Сохраняется типичное для /-сплавов взаимное расположение фаз, а именно выделения γ-фазы равномерно распределены по границам кубоидов '-фазы в виде сетки из прерывистых прослоек [4]. Микроструктура сплава представлена квазикубоидами -фазы изотропной либо анизотропной формы. Изотропные квазикубоиды (обозначены буквой «А» на рис. 1, а) - это квазикубоиды, у которых коэффициент анизотропии K  1, где K = l / d (l и d - взаимно перпендикулярные поперечные размеры квазикубоидов). Анизотропные квазикубоиды (обозначены буквой «В» на рис. 1, а) - квазикубоиды, у которых K >> 1. Анизотропные квазикубоиды целесообразнее называть квазипараллелепипедами. Термин «квази» применен для обозначения того факта, что огранка кубоидов -фазы слегка закруглена (рис. 1, а). По границам квазикубоидов присутствуют прослойки -фазы (отмечены белыми стрелками на рис. 1, а). Рис. 1. Электронно-микроскопические изображения четырех типов структурно-фазовых состояний, присутствующих в сплаве на разных этапах высокотемпературного продолжительного отжига: а - квазикубоидная микроструктура ( + ); б - полосовая анизотропная микроструктура ( + ); в - анизотропные микроструктуры полосового типа ( + ) с выделениями внутри прослоек -фазы частиц -фазы; г - участки γ-фазы с крупными выделениями частиц δ-фазы. На а белыми стрелками отмечены прослойки -фазы; А - изотропные квазикубоиды, В - анизотропные Структура кубоидов -фазы не идеальна не только по огранке. В кубоидах наблюдается высокая скалярная плотность дислокаций (~ 1.01010 см-2), в -фазе скалярная плотность дислокаций еще более высокая (4.21010 см-2). Эволюция микроструктуры и фазового состава при отжиге В ходе отжига происходит многофакторное изменение микроструктуры сплава. Возникающие микроструктуры четко разделяются на четыре типа: 1) микроструктура, состоящая из квазикубоидов -фазы и прослоек -фазы (рис. 1, а); 2) полосовые анизотропные микроструктуры ( + ) (рис. 1, б); 3) анизотропные микроструктуры полосового типа ( + ) с выделением частиц -фазы внутри прослоек -фазы (рис. 1, в); 4) участки -фазы с крупными выделениями частиц δ-фазы, внутри которых находятся частицы фазы Лавеса (рис. 1, г). В процессе отжига объемная доля наблюдаемых микроструктур изменяется (табл. 2). Последовательно рассмотрим эволюцию всех четырех типов микроструктур при отжиге. Эволюция микроструктуры первого типа. Как видно из табл. 2, в исходном состоянии и после отжига 1000 С, 118 ч весь объем материала представлен только микроструктурой первого типа, т.е. квазикубоидами -фазы и прослойками -фазы по их границам. Увеличение продолжительности отжига приводит к уменьшению объема материала, занятого микроструктурой первого типа (до 30 %). При этом в той части материала, где этот тип микроструктуры сохраняется, квазикубоиды -фазы испытывают некоторые изменения. Эти изменения заключаются в следующем: 1) размеры участков, занятых микроструктурой первого типа, уменьшаются; 2) в объеме участков микроструктуры первого типа чаще встречаются квазипараллелепипеды, нежели квазикубоиды (примеры квазикубоидов и квазипараллелепипедов приведены на рис. 1, а); 3) огранка квазикубоидов -фазы становится все более несовершенной; 4) на дислокациях внутри квазикубоидов -фазы появляются частицы другой фазы, а именно фазы Al6(Re, Ru). Эта фаза может присутствовать в виде двух соединений, Al6Re и Al6Ru [21]. Прототипом обоих соединений является Al6Mn. Оба соединения обладают орторомбической кристаллической решеткой с практически одинаковыми параметрами. Различить их по микродифракционным картинам не представляется возможным. Поэтому целесообразно эту фазу называть как Al6(Re, Ru). Отметим, что при дальнейшем увеличении продолжительности отжига частицы этой фазы в структуре не обнаруживаются (табл. 1). Этот вопрос заслуживает дальнейшего изучения. Таблица 2 Влияние термической обработки на изменение объемной доли присутствующих типов микроструктур, % Параметры отжига Типы микроструктур после отжига, % Квазикубоиды -фазы и прослойки -фазы Полосовые анизотропные микроструктуры (+) Полосовые анизотропные микроструктуры ( + ) с выделением частиц -фазы внутри прослоек -фазы Участки -фазы с крупными выделениями δ-фазы, внутри которых находятся частицы фазы Лавеса НК (исходное состояние) 100 Нет Нет Нет 1000 С, 118 ч 100 Нет Нет Нет 1000 С, 372 ч 30 20 20 30 1000 С, 1274 ч 30 50 Нет 20 Размеры квазикубоидов -фазы и ширина прослоек -фазы практически не зависят от продолжительности отжига при 1000 С. При этом средний размер квазикубоидов -фазы составляет величину ~ 0.5×1.8 мкм, средняя ширина прослоек -фазы ~ 0.15 мкм. Соотношение объемных долей - и -фаз также остается постоянным (0.75/0.25). Это означает, что фазовых превращений порядок  беспорядок (типа   ) в этих объемах материала не происходит. Рис. 2. Зависимости скалярной плотности дислокаций () в отожженном при 1000 С сплаве от продолжительности отжига (t) в микроструктуре первого типа: средняя скалярная плотность дислокаций (кр. 1); скалярная плотность дислокаций в -фазе (кр. 2); скалярная плотность дислокаций в -фазе (кр. 3) Рассмотрим поведение скалярной плотности дислокаций в микроструктуре первого типа при отжиге. Из рис. 2 видно, что скалярная плотность дислокаций как средняя в структуре первого типа (кривая 1), так и скалярная плотность в - (кривая 2) и в -фазах (кривая 3) микроструктуры возрастает при увеличении продолжительности отжига. Причиной этого может быть фазовое   -превращение. В данном случае происходит перестройка кристаллической решетки, которая, в свою очередь, может привести к деформации кристаллической решетки [22]. Это сопровождается увеличением скалярной плотности дислокаций (рис. 2). Эволюция микроструктуры второго типа (микроструктуры, характеризующейся высокой степенью анизотропии -фазы и слоистостью). Эта микроструктура представляет собой вытянутые квазикубоиды, которые могут быть названы «полосовыми микроструктурами». Известно, что такие микроструктуры образуются в суперсплавах на никелевой основе при введении таких легирующих элементов, как Re и Nb [10]. Эти микроструктуры можно представить как микроструктуры, состоящие из отдельных слоев - и -фаз (рис. 1, б). Как видно из табл. 2, они возникают в исследуемом в работе сплаве при отжиге 1000 С, 372 ч. При увеличении продолжительности отжига до 1274 ч их объемная доля увеличивается. Поперечный размер таких полосовых микроструктур не превышает 4-5 слоев /. Соотношения объемных долей - и -фаз (/) в этих слоях изменяются от характерного для квазикубоидов 0.75/0.25 до 0.9/0.1. Локальная скалярная плотность дислокаций в отдельном слое -фазы составляет (4.7-5.3)1010 см-2, в слое -фазы - 3.51010 см-2. Средний поперечный размер отдельного слоя (прослойки) -фазы колеблется в пределах 0.05-0.15 мкм. При этом среднее расстояние между слоями -фазы, т.е. поперечный размер отдельного слоя -фазы, составляет ~ 0.7 мкм. В микроструктурах второго типа, как и в микроструктурах первого типа, сохраняется дальний атомный порядок. Об этом свидетельствует наличие на микродифракционных картинах четких сверхструктурных рефлексов. Электронно-микроскопическое изображение третьего типа микроструктур (анизотропные микроструктуры полосового типа с выделением частиц -фазы) приведено на рис. 1, в. Эти микроструктуры возникают и присутствуют в материале только после отжига 1000 С, 372 ч (см. табл. 2). Состоят эти микроструктуры, в основном, из -фазы, что подтверждается также наличием на микроэлектронограммах четких сверхструктурных рефлексов типа и . Прослойки -фазы (на рис. 1, в указаны белыми стрелками) содержат частицы -фазы, которые имеют вид стержней. На рис. 1, в частицы -фазы отмечены двойными стрелками. -Фаза обладает тетрагональной кристаллической решеткой со структурой Р42/mnm (тип FeCr). Эта фаза представляет собой многокомпонентный твердый раствор, содержащий следующие элементы: Re, Cr, Ta, W, Mo, Ni, Co и в небольших количествах Al [23, 24]. Процентное содержание этих элементов в -фазе может быть различным в зависимости от продолжительности термообработки сплава. -Фаза изменяет морфологию микроструктуры сплава и соответственно должна влиять на механические свойства сплава. На основании литературных данных [21, 23, 24] формула -фазы может быть записана как (Ni, Co, Al, Re)x(Cr, Mo, Ta, W)y. Электронно-микроскопическое изображение четвертого типа микроструктур (участки -фазы с крупными выделениями δ-фазы, внутри которых находятся частицы фазы Лавеса) приведено на рис. 1, г. Эти микроструктуры наблюдаются после отжига 1000 С, 372 ч. При увеличении продолжительности отжига объемная доля их несколько уменьшается (см. табл. 2). Основной фазой в микроструктуре четвертого типа является -фаза. В ней расположены крупные монокристаллические частицы - -фаза типа AlTa2 и (или) Al13Ru4, обладающая орторомбической кристаллической решеткой. Исследования показали, что внутри частиц -фазы находятся мелкие частицы фазы Лавеса. Фаза Лавеса (прототип фазы MgCu2) обладает ГЦК-кристаллической решеткой и пространственной группой . В химический состав этой фазы могут входить следующие элементы: Cr, Ta, Ni, Co. Основываясь на литературных данных [21, 23, 24], состав фазы Лавеса может быть представлен как Ta3Ni2Cr2Co. Особенности микроструктуры четвертого типа заключаются в следующем. Во-первых, в ней отсутствует дальний атомный порядок. Об этом свидетельствует тот факт, что на микродифракционных картинах, полученных с участков этой структуры, сверхструктурные рефлексы не наблюдаются. Можно полагать, что часть -образующих элементов перешла в крупные выделения новой фазы. В исследуемом сплаве такими элементами являются Al и Ta. Отметим, что именно эти элементы входят в состав -фазы и фазы Лавеса. Таким образом, разрушение дальнего порядка обусловлено превращением, заключающимся в фазовом превращении    с образованием вторичных фаз. Участки микроструктуры четвертого типа характеризуются высокими значениями скалярной и избыточной плотности дислокаций. Так, после отжига 1000 С, 1274 ч скалярная плотность дислокаций достигает значения равного 9.81010 см-2. При этом значение избыточной плотности дислокаций равно 9.71010 см-2, то есть скалярная и избыточная плотность дислокаций оказываются равными. Это означает, что дислокационная структура в этих участках микроструктуры полностью поляризована. Эти высоконапряженные области возникают во многом благодаря фазовому превращению   . Можно полагать, что если подвергнуть этот материал деформации, то именно такие участки могут оказаться местами образования микротрещин и приведут к разрушению материала. Рис. 3. Зависимости скалярной  (кр. 1) и избыточной  (кр. 2) плотности дислокаций в среднем по материалу в исследуемом сплаве, отож¬женном при 1000 С, от продолжительности времени отжига (t) На рис. 3 представлены зависимости изменения средних по всему объему материала значений скалярной  и избыточной ± плотности дислокаций от продолжительности отжига. Хорошо видно, что с увеличением продолжительности отжига средняя скалярная плотность дислокаций увеличивается более чем в 3 раза (кривая 1), избыточная плотность дислокаций - примерно в 1.7 раза (кривая 2). Кроме того видно, что в среднем по всему объему материала величина скалярной плотности дислокаций при увеличении продолжительности отжига постоянно остается больше избыточной плотности дислокаций. Это означает, что изгиб-кручение кристаллической решетки при увеличении продолжительности отжига в интервале 118-1274 ч остается пластическим во всем объеме материала. Эволюция структурной текстуры при отжиге Основной ориентацией в состоянии после НК (исходное состояние) является ориентация [001]. Введение большого количества разнообразных легирующих элементов, а также термическая обработка (отжиг) суперсплава могут изменить его текстуру. Действительно, анализ микродифракционных картин, полученных с различных участков микроструктуры показал, что уже в исходном состоянии (после НК) наблюдается отклонение от ориентации [001]. Это означает, что уже в исходном состоянии материал обладает некоторым рассеянием текстуры. Отклонение от ориентации [001], то есть рассеяние текстуры, будем называть «структурной текстурой» [5]. Количественная оценка «удельного веса» основной ориентации [001] в состоянии после НК составляет величину ~ 0.85 и ~ 0.15 составляет рассеяние текстуры. Причем рассеяние текстуры лежит только вдоль направлений [001] - [011], а также [001] - стандартного стереографического треугольника. Отжиг при температуре 1000 С продолжительностью 118 ч привел к существенному рассеянию текстуры (рис. 4, а). Отметим, что анализ микродифракционных картин проводился в участках микроструктуры первого, второго и третьего типов, то есть только в тех участках, в которых присутствовала -фаза. Как видно из рис. 4, а, «удельный вес» основной ориентации [001] значительно уменьшился по сравнению с исходным состоянием и составляет лишь величину равную 0.42. При этом рассеяние текстуры по-прежнему лежит вдоль направлений [001] - [011] и [001] - стандартного стереографического треугольника, причем основное отклонение (0.53) лежит вдоль направления [001] - [011], а отклонение вдоль направления [001] - составляет лишь величину 0.05. Увеличение продолжительности отжига привело к дальнейшим изменениям в текстуре материала. Во-первых, уменьшается доля материала, имеющего ориентацию [001]. Во-вторых, появляются новые ориентации, рассеянные вдоль всех сторон стереографического треугольника. В-третьих, все большее число ориентаций появляются внутри стереографического треугольника. После отжига продолжительностью 1274 ч «удельный вес» основной ориентации [001] составляет величину только 0.33 (рис. 4, б). Рис. 4. Изображение стандартного стереографического треугольника, на котором отмечены присутствующие ориентации в сплаве после отжига 1000 С, 118 ч (а) и 1000 С, 1274 ч (б). В скобках под каждой ориентацией указана ее доля Заключение В работе выполнено исследование фазового состава и микроструктуры жаропрочного сплава на основе Ni, полученного методом направленной кристаллизации и отожженного при температуре 1000 С в течение 118, 372 и 1274 ч. Установлено, что после НК сплав представляет смесь квазикубоидов -фазы, окруженных прослойками -фазы. Отжиг сплава приводит к следующим изменениям в микроструктуре. В исходном состоянии сплава наблюдались дислокации. В результате отжига скалярная и избыточная плотность дислокаций возрастают. Это - первый процесс, который имеет место. Второй процесс заключается в разрушении квазикубоидной исходной микроструктуры материала. Он протекает в несколько стадий. Сначала округляются границы /. Затем квазикубоиды превращаются в квазипараллелепипеды. Дальний атомный порядок в -фазе нарушается, и в заключение после отжига в течение 1274 ч остается лишь неупорядоченная -фаза. Третий процесс - разрушение монокристаллической ориентировки [001] -фазы. Он протекает во всех участках материала и приводит к рассеянию структурной текстуры [001] по полю стандартного кристаллографического треугольника. Менее всего он наблюдается в участках, где сохраняется квазикубоидная структура, т.е. в микроструктуре первого типа, больше всего он проявляется в участках микроструктуры четвертого типа, т.е. в участках, содержащих двухфазные выделения (-фазу и фазы Лавеса). Четвертый процесс заключается в фазовом превращении, сопровождающемся образованием и выделением новых фаз. Конкретно это следующие фазы: -фаза (Al3Ta3Ru), фазы Лавеса (Ta3Ni2Cr2Co) и -фазы (Ni, Co, Al, Re)x(Cr, Mo, Ta, W)y. Образование этих фаз приводит к обеднению -фазы элементами, способствующими созданию дальнего атомного порядка. Этот последний процесс может привести к снижению жаропрочности и термической стабильности материала, а следовательно, к снижению его работоспособности.

Ключевые слова

сплав на основе никеля, структура, высокотемпературный отжиг, квазикубоиды, основная фаза, вторичная фаза, рений, рутений, текстура, nickel-based alloy, structure, high temperature annealing, quasi-cuboids, basic phase, secondary phase, rhenium, rhutenium, texture

Авторы

ФИООрганизацияДополнительноE-mail
Никоненко Елена ЛеонидовнаТомский государственный архитектурно-строительный университет; Национальный исследовательский Томский политехнический университетк.ф.-м.н., доцент, доцент ТГАСУ, доцент НИ ТПУvilatomsk@mail.ru
Попова Наталья АнатольевнаТомский государственный архитектурно-строительный университетк.т.н., ст. науч. сотр. ТГАСУnatalya-popova-44@mail.ru
Конева Нина АлександровнаТомский государственный архитектурно-строительный университетд.ф.-м.н., профессор, профессор ТГАСУkoneva@tsuab.ru
Всего: 3

Ссылки

Симс Ч.Т., Столофф Н.С., Хагель В.Ц. Суперсплавы II: Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок. Ч. 1. - М.: Металлургия, 1995. - 384 c.
Колобов Ю.Р., Каблов Е.Н., Козлов Э.В. и др. Структура и свойства интерметаллидных материалов с нанофазным упрочнением. - М.: Издат. Дом МИСиС, 2008. - 328 c.
Каблов Е.Н. // Авиационные материалы и технологии. - 2015. - № 1. - С. 3-33.
Герасимов В.В., Петрушин Н.В., Висик Е.М. // Труды ВИАМ. - 2015. - № 3. - С. 3-13.
Козлов Э.В., Смирнов А.Н., Никоненко Е.Л. и др. Морфология фаз и фазовые превращения при термической обработке суперсплавов на основе Ni-Al-Cr и Ni-Al-Co. Масштабные и концентрационные эффекты. - М.: Инновационное машиностроение, 2016. - 175 с.
Патон Б.Е., Строганов Г.Б., Кишкин С.Т. и др. Жаропрочность литейных никелевых сплавов и защита их от окисления. - Киев: Наукова думка, 1987. - 256 с.
Benyoucef M., Coujou A., Pettinari-Sturmel F., et al. // Sadhana. - 2003. - V. 28. - No. 1-2. - P. 129-146.
Tiley J., Viswanathan G.B., Hwang J.Y., et al. // Mater. Sci. Eng. A. - 2010. - V. 528. - P. 32- 36.
Chatterjee D., Hazari N., Das N., and Mitra R. // Mater. Sci. Eng. A. - 2010. - V. 528 - P. 604- 613.
Pandey P., Sawant A.K., Nithin B., et al. // Acta Mater. - 2019. -V.168. - P.37-51.
Поварова К.Б., Базылева О.А., Дроздов А.А. и др. // Материаловедение. - 2011. - № 4. С. 39-48.
Каблов E.H., Петрушин Н.В., Бронфин М.Б., Алексеев А.А. // Металлы. - 2006. - № 5. - С. 47-57.
Шалин Р.Е., Светлов И.Л., Качанов Е.Б. и др. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов. - М.: Машиностроение, 1997. - 333 с.
Каблов Е.Н., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов. - М.: Машиностроение, 1998. - 464 с.
Козлов Э.В., Коновалова Е.В., Никоненко Е.Л. и др. // Известия АН. Сер. физич. - 2004. - Т. 68. - № 5. - С. 632-635.
Бунтушкин В.П., Поварова К.Б., Банных О.А. и др. // Металлы. - 1998. - № 2. - С. 49-53.
Хирш П., Хови А., Николсон Р. и др. Электронная микроскопия тонких кристаллов. - М.: Мир, 1968. - 574 с.
Конева Н.А. // Вопросы материаловедения. - 2002. - № 1 (29). - С. 103-112.
Козлов Э.В., Попова Н.А., Никоненко Е.Л. и др. // Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2005. - Т. 2. - № 1. - С. 106-109.
Чернявский К.С. Стереология в металловедении. - М.: Металлургия, 1970. - 375 с.
Диаграммы состояния двойных металлических систем / под общей ред. акад. РАН Н.П. Лякишева - М.: Машиностроение, 1996. - Т. 1-3.
Курдюмов Г.В., Утевский Л.М., Энтин Р.И. - Превращения в железе и стали. - М.: Наука, 1977. - 236 с.
Пирсон У. Кристаллохимия и физика металлов и сплавов. - М.: Мир, 1997. - Ч. 2. - 472 с.
Rae C.M.F. and Reed R.C. // Acta Mater. - 2001. - V. 49. - P. 4113-4125.
 Влияние термической обработки на микроструктуру и фазовый состав сплава на основе Ni-Al-Co, легированного рением и рутением | Известия вузов. Физика. 2020. № 3. DOI: 10.17223/00213411/63/3/116

Влияние термической обработки на микроструктуру и фазовый состав сплава на основе Ni-Al-Co, легированного рением и рутением | Известия вузов. Физика. 2020. № 3. DOI: 10.17223/00213411/63/3/116