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 (~ 1.01010 см-2), в -фазе скалярная плотность дислокаций еще более высокая (4.21010 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 - 3.51010 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 9.81010 см-2. При этом значение избыточной плотности дислокаций равно 9.71010 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,
textureАвторы
Никоненко Елена Леонидовна | Томский государственный архитектурно-строительный университет; Национальный исследовательский Томский политехнический университет | к.ф.-м.н., доцент, доцент ТГАСУ, доцент НИ ТПУ | vilatomsk@mail.ru |
Попова Наталья Анатольевна | Томский государственный архитектурно-строительный университет | к.т.н., ст. науч. сотр. ТГАСУ | natalya-popova-44@mail.ru |
Конева Нина Александровна | Томский государственный архитектурно-строительный университет | д.ф.-м.н., профессор, профессор ТГАСУ | koneva@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.