Исследование и разработка основ технологии получения и методов управления структурой высокотемпературного композиционного материала системы Nb – Al2O3 тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.09, кандидат наук Карашаев Мухамед Муаедович

• Карашаев Мухамед Муаедович
• кандидат наук
• 2017

Оглавление диссертации кандидат наук Карашаев Мухамед Муаедович

Актуальность работы

Степень разработанности темы

Цель работы:

Научная новизна:

Теоретическая и практическая значимость:

Апробация работы

Публикации

Структура и объем диссертации

Основные положения, выносимые на защиту:

Глава 1. Состояние вопроса и постановка задачи по разработке композиционного материала на основе ниобия, армированного оксидом алюминия

1.1. Свойства ниобия

1.1.1. Физико - химические свойства ниобия

1.1.2.Легирующие элементы и примеси в ниобии

1.1.3. Структура и свойства сплавов на основе ниобия

1.2. Применение армирующих частиц А1203 в различных системах

1.3. Порошковая технология получения композиционных материалов

1.3.1. Механическая активация

1.3.2. Механическое легирование

1.4. Металлотермия

1.4.1. Термодинамика металлотермических реакций

1.4.2. Скорость металлотермического процесса

1.5. Способы получения наноразмерных материалов

1.6. Способы получения высокотемпературных ниобиевых композиционных материалов

1.7. Свойства композиционных материалов на основе ниобия

Глава 2. Методики исследования

2.1. Методика оценки максимальных температур саморазогрева

2.2. Шихтовка исходных смесей

2.3. Методика проведения механоактивационной обработки исходных смесей

2.4. Методика оценки активности системы

2.5. Методика проведения комплексной алюмотермической реакции

2.6. Методика горячего прессования композиционных порошков и получения лабораторных образцов КМ

2.7. Методика проведения рентгенофазового анализа

2.8. Методика проведения структурных исследований

2.9. Методика определения тепловых эффектов в металлических порошках

2.10. Методика определения изменения давления в исходных порошках после механической активации и нагрева

2.11. Методика исследования ЭДС в испаренных продуктах реакции

2.12. Методика измерения плотности полученных лабораторных образцов

2.13. Методика измерения твердости полученных лабораторных образцов

2.14. Методика измерения микротвердости образцов

2.15. Методики оценки механических свойств при различных температурах

Глава 3. Исследование тепловых эффектов в системе ЫЪ - Л!2Оз при использовании алюмотермических процессов

3.1. Оценка максимальных температур саморазогрева продуктов реакции

3.1.1. Система (ЫЪ, Мо, Ж, Ев, N1) - Л12О3

3.1.2. Система ВН - 4 - Л12О3

3.2. Механическая активация кислородообменных реакции

3.3. Механическая активация элементарных металлических порошков

3.3.1. Определение теплового эффекта в металлических порошках

3.4. Структурные исследования исходных, промежуточных и конечных порошков

3.4.1. Образование композиционных гранул

3.4.2. Рентгенофазовый анализ системы ВН - 4 - Л12Оз

3.6. Исследование ЭДС в испаренных продуктах реакции и изменения давления при испарении

3.7. Разработка технологической схемы формирования дсперсноупрочненного композиционного материала системы ЫЪ - А1203

Глава 4. Исследование структурообразования в системе ЫЪ - Л12О3

4.1. Расчет исходных компонентов и шихтовка смесей

4.2. Механическая активация

4.2.1. Структура композиционных гранул

4.3. Образование композиционных порошков

4.3.1. Проведение алюмотермической реакции

4.4. Процесс горячего прессования композиционных порошков

4.4.1. Исследования полученных структур

4.4.2. Размол композиционных порошков

4.5. Оптимизация технологии получения КМ на основе ЫЪ - А1203

4.5.1. Исследование структур по оптимизированной технологии

Глава 5.Оценка комплекса свойств композиционного материала

5.1.Оценка плотности полученного композиционного материала

5.2. Оценка твердости и микротвердости полученного композиционного материала

5.3. Оценка механических свойств при комнатных и повышенных температурах

Выводы:

Спиок использованных источников

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Исследование и разработка основ технологии получения и методов управления структурой высокотемпературного композиционного материала системы Nb – Al2O3»

Актуальность работы

Современное развитие науки и техники неразрывно связано с созданием новых материалов и технологий их получения. Дальнейшее повышение мощности и КПД современных газовых турбин, используемых в качестве авиационных двигателей, энергетических установок и газоперекачивающих агрегатов, возможно только за счет повышения предельных рабочих температур газа на входе в турбину, так как этот фактор во многом определяет такие характеристики, как мощность, ресурс и экологичность.

В будущем, на смену современным сложнолегированным жаропрочным сплавам на основе никеля должны прийти новые материалы с более тугоплавкой матрицей.

Таким образом, создание новых высокотемпературных материалов является актуальной задачей для научных разработок и промышленного освоения.

В настоящее время, особый интерес представляют жаропрочные композиционные материалы на основе ниобия и его сплавов, упрочненных неметаллическими частицами, например Л12О3, который наряду с хорошими показателями жаропрочности и жаростойкости не взаимодействует с матрицей вплоть до температур ее плавления. Введение и равномерное распределение в высокотемпературной ниобиевой матрице дисперсных жаропрочных частиц Л12О3 одновременно резко снизит показатели высокотемпературной ползучести и существенно поднимет показатели прочности при комнатной температуре.

На пути достижения данной цели стоят достаточно сложные технологические проблемы, связанные с получением дисперсных армирующих частиц Л12О3 размером 1-5 мкм, их внедрением и равномерным распределением по всему объему ниобиевой матрицы.

Таким образом, разработка технологии получения высокотемпературного композиционного материала системы Nb - Al2O3, армированного равномерно распределёнными частицами Al2O3 размером 1 -5 мкм, является актуальной задачей современного материаловедения. Степень разработанности темы

Обзор литературы в области композиционных материалов и сплавов показал, что сплавы типа CoTaC, NiTaC, ВКЛС - 10, упрочненные волокнами карбидов ниобия и тантала обладают более высокой жаропрочностью, чем лучшие никелевые жаропрочные сплавы. Из этих сплавов были получены рабочие лопатки ГТД, но из - за сложности в технологии их производства, во - многом связанной с низкой скоростью кристаллизации, подобные материалы пока не нашли применения в промышленности.

В настоящее время, применительно к ниобию, во всем мире ведутся исследования в области создания высокотемпературных жаропрочных материалов системы Nb - Si, в которых ниобиевую матрицу упрочняют дисперсными интерметаллидными частицами силицидов ниобия. Высокая температура плавления этих материалов может обеспечить повышение рабочих температур на 2000С (1400 - 16000С), а пониженная плотность (6,2 -

-5

7,6 г/см ) снизит на 20% массу ротора перспективных ГТД (по сравнению с существующими).

В период с 2004 - 2008 г шесть европейских стран (Франция, Великобритания, Австрия, Чехословакия, Италия и Германия) объединили свои усилия в рамках проекта ULTMAT («Ultra high Temperature Materials for Turbines») для разработки новых высокотемпературных композиционных материалов на основе ниобия и молибдена с целью создания перспективного ГТД с удельным расходом топлива на 20% ниже существующего, меньшим уровнем эмиссии: NOx (на 80%) и COx (на 20%). В результате, были выбраны составы ниобиевых и молибденовых композитов для работы при температурах до 13500С, разработана технология получения композитов

порошковым методом и с помощью традиционной технологии литья по выплавляемым моделям, а также разработаны покрытия для защиты от окисления, в том числе на рабочие температуры.

При порошковом способе получения композиционных материалов на основе ниобия, используемые порошки смешивают в промышленных смесителях, компактируют холодным прессованием, спекают в атмосфере водорода при 1800 0С в течение 5 ч. Окончательные операции - ГИП при 1400 0С, давлении 200 МПа в течение 4 ч и экструзия при 1500 0С с коэффициентом вытяжки 6. Далее, изделия получают изотермической штамповкой.

Одним из перспективных способов получения композиционных материалов применительно к порошковой технологии, является процесс, основанный на принципах алюмотермии. Технология получения матричного материала одновременно с упрочнителем в объеме заготовки основывается на развитии экзотермической реакции в управляемом режиме, обеспечивающейся целенаправленным воздействием на исходные компоненты через проведение высокоэнергетической механической обработки (предварительной механической активации) с целью закономерного управления параметрами протекания сложного алюмотермического экзотермического процесса. При таком варианте проведения процесса, энергии химической реакции может хватить не только для расплавления продуктов реакции, но и проведения химической реакции в режиме испарения части ее продуктов. Далее, после конденсации и кристаллизации, продукты реакций выпадают в виде отдельных мелкодисперсных частиц, равномерно распределенных во всем объеме получаемой смеси порошков.

В дальнейшем, полученная смесь может быть долегирована необходимыми элементами для формирования матрицы более сложного химического состава, и подвергнута различным видам горячей

монолитизации (горячее прессование, горячая экструзия, РКУП, ГИП, горячее одностороннее прессование и т.д.) для получения высокотемпературного композиционного материала. Существенным при этом будет наследственная структура армирующего наполнителя и его равномерное распределение по объёму матрицы.

Данная технология получения композиционного материала была разработана и опробована в рамках проекта П2533 «Исследование условий формирования наноструктурированного жаропрочного композиционного материала системы (М - А1) - А1203 из наноразмерных частиц, синтезированных в ходе высокотемпературной обработки механоактивированных смесей исходных компонентов». Применительно к системе М - О - А1 были получены экспериментальные образцы высокотемпературного композиционного материала по технологии, включающей частичное испарение продуктов сложной химической алюмотермической реакции и их конденсацию. Цель работы:

Разработка основ технологии получения высокотемпературного композиционного материала системы ЫЪ - А1203 на основе автономного комплексного алюмотермического процесса с предварительной механической активацией исходных порошков, обеспечивающего испарение части продуктов экзотермических реакций.

Разработка методов управления структурой композиционного материала на всех технологических этапах.

Наработка экспериментальных образцов дисперсноупрочнённого композиционного материала системы № - А1203 с размером частиц

-5

упрочняющей фазы на уровне 1 - 5 мкм и плотностью не более 7000 кг/м .

Получение данных по структуре и фазовому составу композиционного материала, а также оценка его свойств.

Для достижения поставленных целей необходимо решение следующих задач:

- Отработка технологической схемы получения дисперсноупрочнённого композиционного материала системы ЫЪ - Л12О3 на основе комплексного алюмотермического процесса с предварительной механической активацией исходных порошков;

- Проведение расчётно - теоретического обоснования путей подготовки алюмотермического процесса для его реализации в режиме испарения части продуктов экзотермических реакций, включающего определение сплава -прототипа матрицы композиционного материала, выбор необходимого набора кислородообменных реакций для получения химического и фазового состава матрицы, расчёт шихтовки исходной смеси порошков для получения требуемой объёмной доли оксида алюминия, расчёт максимальной температуры саморазогрева продуктов реакций и определение их агрегатного состояния;

- Исследование и разработка методов управления структурой материала на каждом технологическом этапе;

- Определение термических эффектов в элементарных металлических порошках ниобия, молибдена и алюминия после их механической активации;

- Исследование структурообразования композиционных гранул на этапе высокоэнергетической механической обработки;

- Оптимизация технологического процесса и получение опытных образцов КМ;

- Исследование состава, структуры и оценка свойств полученных образцов. Научная новизна:

1. В отличие от существующих методов порошковой технологии, предложено перегревать порошки матричного сплава до состояния расплавления, а армирующего компонента - до испарения с целью интенсивного перемешивания в газо - жидкой среде и формирования

однородной первично связанной смеси матричных и армирующих частиц. Совместная конденсация и кристаллизация компонентов при охлаждении фиксирует высокую степень однородности смеси, обеспечивая равномерное распределение армирующего компонента по объёму конечного композиционного материала.

2. Представлена и успешно опробована новая методика оценки максимальной температуры саморазогрева продуктов кислородообменных реакций за счёт общего теплового эффекта этих реакций. Методика позволяет прогнозировать агрегатное состояние продуктов реакций, фиксировать переход части из них в пар, а также сравнивать энергоэффективность алюмотермии разных металлов.

3. В ходе исследований дополнительных источников внутренней энергии, запасённой в исходных порошках, выявлено явление саморазогрева элементарных металлических порошков МЪ, Fe, Mo, W после их механической активации и последующего нагрева. Показано, что явление саморазогрева характерно для ОЦК металлов, а у N (ГЦК) и A1 (ГЦК) оно не проявляется, скорость и максимальная температура саморазогрева различны у разных металлов. Выявлены характерные режимы протекания явления саморазогрева: с невысокой скоростью и незначительной максимальной температурой (Fe, Mo, W), с высокой скоростью и значительной максимальной температурой (ЫЪ), с наличием вторичного саморазогрева с невысокой скоростью и незначительной максимальной температурой (W).

4. Разработана новая методика оценки тепловых эффектов в элементарных металлических порошках, позволяющая фиксировать явление саморазогрева металлических порошков после механической активации и нагрева.

5. Исследованы и определены параметры высокоэнергетической механической обработки, позволяющих формировать композиционные гранулы исходного состава, обладающие внутренней структурой, внутренней энергией и площадью контактной поверхности реакционноспособных

компонентов, необходимой и достаточной для реализации управляемого комплексного алюмотермического процесса в режиме испарения части продуктов кислородообменных реакций за счёт значительного увеличения площади реакции, снижения времени реакции и, как следствие, снижение теплопотерь в окружающую среду.

6. Разработаны новые пути решения задачи объединения и повышения эффективности энергетических источников для испарения части продуктов реакций:

- использование оксидов с большей по сравнению с матрицеобразующим металлом энергоэффективностью для введения легирующих элементов матричного сплава;

- использование элементарных металлических порошков только после механической активации по режиму максимального саморазогрева при нагреве;

- обработка смеси исходных порошков до формирования композиционных гранул с максимальной площадью соприкосновения реакционноспособных порошков при отсутствии взаимодействия между ними; Теоретическая и практическая значимость:

1. Проведен теоретический расчет оценки максимальной температуры саморазогрева продуктов кислородообменной реакции в системах: ЫЪ -А1203, Мо - А1203, - А1203, Бе - А1203, N1 - А1203 в условиях стехиометрической кислородообменной реакции и для различных вариантов объемной доли оксида алюминия в конечном материале. Предложенный расчет позволяет определять максимальные температуры саморазогрева продуктов кислородообменных реакций в различных системах и их агрегатное состояние при различных значениях объемной доли оксида алюминия. Выявлена возможность осуществления алюмотермического процесса с достижением газообразного состояния одного из продуктов реакции.

2. Расчеты показали, что кислородообменные реакции алюмотермического процесса в рассмотренных системах обладают высокой энергетической эффективностью, но выделяющейся энергии не хватает для испарения всех продуктов реакции. Саморазогрев металлических порошков обладает существенным энергетическим эффектом, что может быть успешно использовано в различных внепечных металлургических технологиях.

3. Впервые получены экспериментальные образцы КМ системы Nb - Al2O3 с

-5

плотностью не более 7000 кг/м , размером оксидных частиц на уровне 1 - 5 мкм и объёмной долей армирующих частиц оксида алюминия от 20 до 40 %. Матрица КМ представляет собой твёрдый раствор молибдена в ниобии с включениями частиц карбидов циркония и ниобия. Прототипом матричного сплава является ниобиевый сплав ВН - 4.

4. Показана высокая эффективность формирования частиц Al2O3 «in situ» в ходе реализации комплексного алюмотермического процесса с предварительной механической активацией исходных порошков.

5. Разработан режим компактирования порошков КМ горячим прессованием, позволивший получить экспериментальные образцы с высокой твердостью до 1253 HV, Gb = 1445 МПа, и ab = 652 МПа при температурах 1000 0С, а

-5

также малым удельным весом р = 6,51 г/см . Апробация работы

Основные материалы диссертационной работы доложены и обсуждены на следующих конференциях: VI Международная конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов». Москва. 10-13 ноября 2015 г. ИМЕТ РАН, на международной научно-практической конференции (10 июня 2016 г, г. Казань). - Уфа: АЭТЕРНА, 2016. Публикации

По материалам диссертации имеется 5 публикаций, в том числе 4 статьи в журналах из перечня ВАК и входящих в базы данных Scopus, Web of Science, 2 тезисов и докладов в сборник трудов конференций:

1. Абузин Ю.А., Карашаев М.М., Соколов Р.А. Саморазогрев механически активированных элементарных металлических порошков Международный научно-исследовательский журнал «Успехи современной науки и образования», 2016, № 6, т 3, с. 123-128.

2. Абузин Ю.А., Карашаев М.М., Росляков С.И. Высокотемпературный композиционный материал на основе Nb, армированного A12O3 Международный научно-исследовательский журнал «Успехи современной науки», 2016, № 6, т 3, с. 6 - 12.

3. Абузин Ю.А., Карашаев М.М. Исследование алюмотермических реакций в порошковых системах Nb2O5 (WO3; MoO3; Fe2O3; NiO) - A1 после механической активации. Международный научно-исследовательский журнал, № 7 (49), часть 4, июль 2016, с 6-9, DOI: 10.18454/IRJ.2016.49.036.

4. Yu. A. Abuzin, M. M. Karashaev, R. A. Sokolov Evaluation of Energy Efficiency of the Aluminothermic Process of Producing Metal Composite Materials by the Criteria of the Maximum Self-Heating Temperature and the Aggregate State of Oxygen Exchange Reaction Products. Nanomechanics Science and Technology. An International Journal. 6 (4), p 299-304 (2015).

5. Lurie S., Abuzin Yu., Sokolov R., Karashaev M., Belov P. Experimental and Theoretical Study of Mass Transport during Annealing of Mechanically Activated Composite Granules of Ni-Al System International Journal of Engineering and Innovative Technology (IJEIT) Volume 4, Issue 5, November 2014, р 194-200.

6. Абузин Ю.А., Карашаев М.М. «Методика оценки максимальных температур, до которых могут быть разогреты продукты кислородообменной реакции» VI Международная конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов». Москва. 10-13 ноября 2015 г./ Сборник материалов. - М: ИМЕТ РАН, 2015, с 343-344. (http://dfmn.imetran.ru/)

7. Абузин Ю.А., Карашаев М.М., Соколов Р.А. «Исследование процессов выделения энергии при нагреве механически активированных элементарных металлических порошков» «Приоритеты и научное обеспечение

технологического процесса»: сборник статей Международной научно-практической конференции (10 июня 2016 г, г. Казань). - Уфа: АЭТЕРНА, 2016, с. 9 - 11.

Структура и объем диссертации

Диссертационная работа состоит из введения, 5 глав, общих выводов, списка использованных источников. Диссертация изложена на 164 страницах, содержит 29 таблиц, 94 рисунков. Список использованной литературы содержит 164 источника. Основные положения, выносимые на защиту:

Основы лабораторной технологии получения дисперсноупрочнённого КМ системы ЫЪ - А1203 основанной на реализации автономного комплексного алюмотермического процесса с предварительной механической активацией исходных порошков, проводимого в режиме испарения части продуктов кислородообменных реакций;

Расчётно - теоретический метод оценки максимальной температуры саморазогрева продуктов реакций и определения их агрегатного состояния, позволяющий предварительно оценить возможность реализации процесса с переходом в парообразное состояние А1203;

Экспериментальный метод формирования неравновесного состояния в элементарных металлических порошках после предварительной механической активации, позволяющий вводить необходимое количество энергонасыщенного ниобия при шихтовке, обеспечивая смену энергопоглощающего поведения ниобия на энерговыделяющее.

Принцип объединения исходных реакционноспособных порошков в композиционную гранулу с достижением максимальной площади контакта реакционноспособных компонентов, обеспечением связей близким к химическим и без образования продуктов реакции;

Метод расчета шихтовки при заданном составе матричного сплава позволяющий определить набор необходимых химических реакций и

необходимое количество дополнительного ниобия для формирования требуемой массы шихты с обеспечением химического и фазового состава матрицы, а также необходимой доли Л12О3 в КМ в интервале от 20 до 40 об. % в конечном КМ.

Экспериментальные образцы КМ системы ЫЪ - Л12О3 с плотностью не

-5

более 7000 кг/м , размером оксидных частиц на уровне 1 - 5 мкм и объёмной долей армирующих частиц оксида алюминия от 20 до 40 %.

Глава 1. Состояние вопроса и постановка задачи по разработке композиционного материала на основе ниобия, армированного оксидом алюминия

1.1. Свойства ниобия

1.1.1. Физико - химические свойства ниобия

Ниобий имеет объемноцентрированную кубическую решетку с периодом а = 0,330021 нм и координационным числом, равным 8 [1 - 5].

-5

Плотность ниобия при 298 К составляет 8,570 г/см . Температуры плавления и кипения ниобия достигают до 2469 и 4927 0С [6]. Удельные теплоты плавления, сублимации при 298 К и испарения ниобия составляют 296,59 кДж/кг [7], 7773 кДж/кг [8] и 7359,1 кДж/кг [4].

В системе МЪ - О [9] установлено существование трех стабильных оксидов: МЪО, МЪО2, МЪ2О5. В интервале МЫЪО2 - МЫЪ2О5 существуют метастабильные промежуточные фазы, отвечающие составам МЪ12О29,

№>22О54, №>25Об2 и др. [10].

Максимальная растворимость кислорода в ниобии при эвтектической температуре (1915 0С) находится в пределах 4 - 9% (ат.) [0,72 - 1,67% (по массе)]. В интервале температур 1200 - 1700 0С, растворимость кислорода понижается от 3,5 % (ат.) [0,6% (по массе)] до ~ 2% (ат.) [0,35% (по массе)] [11, с. 569].

На рисунке 1 представлена диаграмма состояния системы МЪ - О. По данным [12], в этой системе существуют три модификации МЪ2О5 [13].

Рисунок 1. Диаграмма состояния системы ЫЪ - О.

Кинетике и механизму окисления ниобия посвящено много работ, их результаты обобщены в работах [14] и [8], а также в [4, 5].

При низких температурах (300 - 450 0С) в результате окисления на ниобии образуется плотная оксидная пленка, через которую диффундирует

л

кислород. Окисление подчиняется параболическому закону (Дm) = ^т, где Дm - увеличение массы. Процесс окисления включает образование твердого раствора кислорода в металле и образование металлоподобных оксидных фаз.

При температурах выше 500 - 550 0С окисление со временем переходит в разрушающее окисление. При температуре 600 0С и выше окисление идет с постоянной скоростью.

При нагревании ниобия в контакте с углеродом (в форме сажи, графита) происходит диффузионное насыщение металлов углеродом с образованием слоев карбидов Me2C и MeC, причем оба карбида имеют значительные области гомогенности. На рисунке 2 представлена диаграмма состояния системы ниобий - углерод.

3600-50

7500

2000

2500

зооо

3500

Ж

о ыь

Ю 20 30 ЬО 50 бО с,% (от)

Рисунок 2. Диаграмма состояния системы ниобий - углерод. Растворимость углерода в ниобии при 2100 0С достигает 2,5 % (ат.) и

понижается до 0,94; 0,3; 0,1 % (ат.) при 1790, 1600 и 1200 0С.

Твердые растворы углерода в ниобии имеют более высокую твердость по сравнению с чистым металлом, однако сильно снижается пластичность. Карбиды ниобия по своей структуре относятся к фазам внедрения и обладают металлической проводимостью.

С алюминием ниобий образует три промежуточные фазы: МЪ3Л1, МЪ2Л1 и МЪЛ13. Фаза МЪ3Л1 плавится инконгруэнтно при 2060 0С и имеет кристаллическую структуру типа А15 (Сг3Б1). В пределах области гомогенности период кубической решетки фазы МЪ3Л1 изменяется от а = 0,5197 нм [при 19% (ат.) Л1] до а = 0,5180 нм [при 24,5% (ат.) Л1]. Фаза а (МЪ2Л1) также плавится инконгруэнтно (при 1940 0С) и имеет тетрагональную решетку, периоды которой в пределах области гомогенности изменяются от а = 0,9953 и с = 0,5169 нм [при 32% (ат.) Л1] до а = 0,9897 и с = 0,5187 нм [при 42% (ат.) Л1]. Фаза МЪЛ13 плавится конгруэнтно при 1550 0С и имеет практически постоянный состав: периоды тетрагональной решетки этой фазы составляют а = 0,3841 и с = 0,8609 нм. Максимальная растворимость алюминия в ниобии в твердом состоянии (при 2060 0С) составляет 21,5% (ат.) и уменьшается при понижении температуры [до 9% (ат.) при 1000 0С]. На рисунке 3 представлена диаграмма состояния системы МЪ - Л1.

Рисунок 3. Диаграмма состояния системы ЫЪ - А1.

При взаимодействии ниобия с кремнием образуются силициды ЫЪ381, КЪ5Б13 и КЪБ12. Силицид КЪ3Б1 плавится инконгруэнтно при 1945 0С и устойчив только до 1800 0С. При этой температуре он претерпевает эвтектойдный распад КЪ3Б1 = а + КЪ5Б13, где а - граничный раствор на основе ниобия. Силициды КЪ5Б13 и КЪБ12 плавятся конгруэнтно при 2480 и 1930 0С. В интервале температур 1940 - 1650 0С силицид КЪ5Б13 претерпевает полиморфное превращение в - КЪ5Б13 = а - КЪ5Б13 [15]. Максимальная растворимость кремния в ниобии в твердом состоянии (при 1945 0С) составляет ~ 5% (ат.) и уменьшается при понижении температуры до 2,5 % (ат.) при 1750 0С или 0,5% (ат.) при 1770 0С [15] и 1,5% (ат.) при 1000 0С.

На рисунке 4 представлена диаграмма состояния системы ЫЪ - Б1.

С высокотемпературной в - модификацией титана (о.ц.к. решетка) ниобий образует непрерывный ряд твердых в - растворов и ограниченно растворим в низкотемпературной а - модификации титана (г.п.у. решетка).

Рисунок 4. Диаграмма состояния системы ЫЪ - Б1.

Растворимость ниобия в а - И носит ретроградный характер. С понижением температуры от 882,5 0С (температура полиморфного а = в перехода в титане) растворимость ниобия сначала увеличивается до ~ 2,5 % (ат.) при 600 0С, а затем - уменьшается до 1% (ат.) при 400 0С и 0,25% (ат.) при 200 0С [16]. Какие - либо промежуточные фазы в системе ЫЪ - Т не образуются [17].

Рисунок 5. Диаграмма состояния системы ЫЪ - Т1.

С хромом ниобий образует одну промежуточную фазу КЪСг2 [18],

которая плавится конгруэнтно при 1690 - 1780 0С. Промежуточная фаза

КЪСг2 относится к группе фаз Лавеса и при 1625 - 1585 0С претерпевает

полиморфное превращение в (ЫЪСг2) = а (ЫЪСг2). Максимальная

20

растворимость хрома в ниобии в твердом состоянии составляет от 6 до 26 % (по массе) и с понижением температуры уменьшается до 9% (по массе) при 1000 0С [19]. Диаграмма состояния данной системы представлена на рисунке 6.

Рисунок 6. Диаграмма состояния системы МЪ - Сг.

1'С 2600

2500

2Ш

ж

-

А

1 ] л |

М 20 40 60 80 МО МсЦ1|гет)

Рисунок 7. Диаграмма состояния системы МЪ - Мо.

Рисунок 8. Диаграмма состояния системы ЫЪ -

1.1.2.Легирующие элементы и примеси в ниобии

На рисунке 9 данные о влиянии легирующих элементов на временное сопротивление ниобия при кратковременных испытаниях на растяжение при 1095 0С. Из рисунка следует, что к числу эффективных упрочнителей ниобия, вводимых в небольших количествах (несколько процентов), относятся хром и алюминий. Ванадий, цирконий, гафний, молибден и вольфрам эффективно упрочняют ниобий при введении в количествах 5 - 20% (по массе). Титан и тантал практически не упрочняют ниобий при 1095 0С.

Рисунок 9. Влияние легирующих элементов на прирост временного сопротивления аВ ниобия при 1095 0С в рекристаллизованном состоянии [20].

Влияние температуры солидуса сплавов на их прочностные свойства проявляется при длительных испытаниях на жаропрочность (рисунок 10). Легирующие элементы, расположенные выше нулевой линии (Сг, Ta, Ru, Mo, Re, II", Os и W) увеличивают время до разрушения ниобия при испытаниях на длительную прочность, а остальные элементы (И, V, 7г и Т1) - уменьшают его. Наиболее эффективными упрочнителями ниобия при высоких температурах являются переходные металлы, имеющие высокие температуры плавления и модули нормальной упругости (металлы с высокой прочностью межатомных связей).

Рисунок 10. Упрочнение ниобия различными добавками [по 1% (ат.)] при испытаниях на длительную прочность при 1200 0С и а = 140 МПа в процентах от упрочнения, вызываемого 1% (ат.) W [21].

Разупрочнение ниобия, наблюдаемое при легировании металлами IVA группы и ванадием, связано с тем, что эти легирующие элементы заметно снижают температуру солидуса сплавов и имеют сравнительно невысокие модули нормальной упругости. К числу перспективных легирующих элементов, положительно влияющих на прочностные свойства ниобия при высоких температурах, относятся также рений, осмий, иридий и др. [22].

Практически все тугоплавкие легирующие элементы повышают температуру начала рекристаллизации ниобия (рисунок 11), а сравнительно легкоплавкие легирующие элементы, такие как марганец, железо и кобальт сильно снижают эту температуру. Из диаграмм состояния двойных систем ниобия с этими элементами следует, что они также резко снижают температуру плавления ниобия и незначительно растворяются в нем в твердом состоянии [23].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Карашаев Мухамед Муаедович, 2017 год

Спиок использованных источников

1. Свойства элементов: Справ. Изд./Под ред. М.Е. Дрица - М.:

Металлургия, 1985. - 672 с.

2. Файрбротер Ф. Химия ниобия и тантала. Пер. с англ. М.: Химия, 1972. - 227 с.

3. Зиновьев В.Е. Кинетические свойства металлов при высоких температурах. Справ. Изд. - М.: Металлургия, 1984. - 200с.

4. Gmelins Handbuch der Anorgaischen Chemie. Niob. Achte Aufl. Verlag Chemie, GMBH: Weinheim/Bergstr., 1969. Bd 49. - Teil A. - 256 S.

5. Gmelins Handbuch der Anorganischen Chemie. Tantal. Achte Aufl. Verlag Chemie, GMBH: Weinheim/Bergstr., 1969. - Bd 50. - Teil A. - 574 S.

6. Schofield T.H.//J.Inst. Metals. - 1956 - 57. - V.85. - P.372 - 375.

7. Stull D.R., Sinke G.C. Thermodynamic Properties of the Elements. Advances in chemistry Series, 18. - N.Y. - Washington: Mc Graw - Hill, 1956.

8. Miller G.L. Tantalum and Niobium. - London: Butterworths Scientific Publications, 1959. - 767 p.

9. Elliot R.P.//Trans. ASM. - 1959. - V.52. - P.990 - 1014.

10.Naito K., Matsui T.//Solid State Ionics. - 1984. - V.12. - P. 125 - 134.

11.Шанк Ф.А. Структуры двойных сплавов: Пер. с англ. - М.: Металлургия, 1973. - 760с.

12.Brauer G.//Z. anorg. Allg. Chem. - 1941. - Bd 248. - S. 1 - 31. 13.Schafer M.W., Roy R.//Z. Kristallogr. - 1958. - Bd 110, №3. - S. 241 - 248.

14.Кофстад П. Высокотемпературное окисление металлов: Пер. с нем. -М.: Мир, 1969. - 390 с.

15.Кочержинский Ю.А., Юпко Л.М., Шишкин Е.А.//Изв. АН СССР. Металлы. - 1980, №1. - С. 206 - 211.

16.Чернов Д.Б., Шиняев А.Я.//Изв. АН СССР. Металлы. - 1975. - №5. -С.211 - 219.

17.Захаров А.М., Пшокин В.П., Байков А.И.//Изв. вузов. Цветная металлургия. - 1969. - №6. - С. 104 - 108.

18.Левинский Ю.В. Диаграммы состояния металлов с газами. -М.:Металлургия, 1975. - 293 с.

19.Прокофьев Д.И.//Изв. АН СССР. Металлы. - 1975. - №4. - С.222 - 225.

20.Фаунтейн Р.У., Мак Кинсей С.Р. Ниобий, тантал и их сплавы: Пер. с англ. - М.:Металлургия, 1966, 117 - 204.

21.Mc Adams G.D.//J. Inst. of Metals. 1968. - V. 96, №1. - P. 13 - 16.

22.Захаров М.В., Захаров А.М. Жаропрочные сплавы. - М.:Металлургия, 1972. 384

23.Савицкий Е.М., Барон В.В., Иванова К.Н.//Инженерно - физический журнал. - 1958. - №11. - С.38.

24.Abrahamson E.P.//Trans. of Metals. - 1961. - V.211. - P.1196 - 1199.

25.Прокошкин Д.А., Васильева Е.В.//Физико - химические исследования жаропрочных сплавов. - М.: Наука, 1968. - С. 96 - 105.

26.Трефилов В.И., Моисеев В.Ф. Дисперсные частицы в тугоплавких металлах. - Киев: Наукова Думка, 1978. - 238 с.

27.Григорович В.К., Шефтель Е.Н. Дисперсионное упрочнение тугоплавких металлов. - М.: Наука, 1980. - 303 с.

28.Sims C.T., Klopp W.D., Jaffee R.I.//Trans. ASM. - 1959, - V.51. - p. 256 -281.

29.Троицкий Б.С., Захаров А.М., Вергасова Л.Л., Власов П.Н.//Изв. вузов. Цветная металлургия. - 1981. - №6. - С. 71 - 74.

30.Ган Г.Т., Гильберт А., Джаффи Р.И.//Свойства тугоплавких металлов и сплавов: Пер. с англ. - М.:Металлургия, 1968. - С. 28 - 67.

31.Тугоплавкие материалы в машиностроении: справочник. - М.: Машиностроение. 1967. - 392 с.

32.Мальцев М.В. Металлография тугоплавких, редких и радиоактивных металлов и сплавов. - М.:Металлургия, 1971. - 488 с.

34.Борисенко А.И., Хашковский С.В. Защита изделий из ниобиевых сплавов от высокотемпературной газовой коррозии. - Л.:Наука, 1986. -40с.

35.3алкинд М., Лемке Ф., Джордж Ф.//Монокристальные волокна и армированные ими материалы: Пер. с англ. - М.:Мир, 1973. - 464 с.

36.Борисенко А.И. Защита ниобия от высокотемпературной газовой коррозии. - М. - Л.:Изд. АН СССР, 1961. - 40с.

37. Сб. Высокотемпературные неорганические покрытия. Пер. с англ. М.: Металлургия, 1968. - 339 с.

38.Самсонов Г.В., Серебрякова Т.И., Неронов В.А. Бориды. -М.:Атомиздат, 1975. - 374 с.

39.Gadd J.D.//Refractory Metals and Alloys IV. N. - Y. etc. - 1967. - V.41. -P.919 - 941.

40.Усов Л.Н., Борисенко А.И. Применение плазмы для получения высокотемпературных покрытий. - М. - Л.:Наука, 1965. - 85с.

41. Каблов Е.Н. Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года //Авиационные материалы и технологии. 2012. №5. С. 7-17.

42.Турченков В.А., Баранов Д.Е., Гагарин М.В., Шишкин М.Д. Методический подход к проведению экспертизы материалов //Авиационные материалы и технологии. 2012. №1. С. 47-53.

43.Гращенков Д.В., Щетанов Б.В., Тинякова Е.В., Щеглова Т.М. О возможности использования кварцевого волокна в качестве связующего при получении легковесного теплозащитного материала на основе волокон A12O3 //Авиационные материалы и технологии. 2011. №4. С. 8-14.

44.Ивахненко Ю.А., Бабашов В.Г., Зимичев А.М., Тинякова Е.В. Высокотемпературные теплоизоляционные и теплозащитные материалы на основе волокон тугоплавких соединений //Авиационные материалы и технологии. 2012. №5. С. 380-385.

45.Зимичев А.М., Варрик Н.М. Термогравиметрические исследования нитей на основе оксида алюминия //Труды ВИАМ. 2014. №6. Ст. 06 (viam-works.ru).

46.Каблов Е.Н., Щетанов Б.В., Ивахненко Ю.А., Балинова Ю.А. Перспективные армирующие высокотемпературные волокна для металлических и керамических композиционных материалов //Труды ВИАМ. 2013. №2. Ст. 05 (viam-works.ru).

47.Каблов Е.Н., Гращенков Д.В., Исаева Н.В., Солнцев С.С., Севастьянов В.Г. Перспективные высокотемпературные керамические композиционные материалы //Российский химический журнал. 2010. T.LIV. №1. С. 20-24.

48.Grashchenkov D.V., Balinova Yu.A., Tinyakova E.V. Aluminum Oxide Ceramic Fibers and Materials Based on them //Glass and Ceramics. 2012. V. 69. №3-4. P. 130-133.

49.Basargin O.V., Shcheglova T.M., Kolyshev S.G., Nikitina V.Yu., Maksimov V.G., Babashov V.G. Determination of the high-temperature strength of ceramic oxide materials //Glass and Ceramics. 2013. V. 70. №1-2. P. 43-46.

50.Papilin N.M., Kapitanov A.F., Babashov V.G., Varrik N.M. Basis for the Formula for the Fibre Suspension //Fibre Chemistry. 2009. V. 41. №5. P. 314-316.

51.Милейко С.Т., Кийко В.М., Колчин А.А., Новохатская Н.И., Ван К.В., Базылева О.А., Бондаренко Ю.А. Ползучесть оксид-никелевых композитов //Композиты и наноструктуры. 2009. №4. С. 5-18.

52.Tanaka R. Research and Development of Ultra-High Temperature Materials in Japan //Materials at High Temperatures. 2000. V. 17. №4. С. 457-464.

53.Krenkel W., Lamon J. High-Temperature Ceramic Materials and Composites 7-th International Conference on High-Temperature Ceramic Matrix Composites (HT-CMC 7). Bayreuth: 2010. 938 p.

54.Bender B., Pan M. Selection of a Toughened Mullite for a Miniature Gas Turbine Engine //Ceram. Eng. and Sci. Proc. 2009. Т. 30. №2. P. 167-175.

55.Strength, Fracture Toughness and Slow Crack Growth of Zirconia /Alumina Composites at Elevated Temperature, NASA/TM-2003-212108 www.nasa.gov.

56.Günther R., Klassen T., Dickau B., Gärtner F., Bartels A., Bormann R. Advanced Alumina Composites Reinforced with Ti-based Alloy //Journal of the American Ceramic Society. 2001. V. 84. №7. Р. 1509-1513.

57. Керамический композиционный материал и способ его получения: пат. 1802522 Рос. Федерация; опубл. 20.07.2006.

58.Способ получения керамического композита: пат. 5482673 США; опубл. 09.01.1996.

59. Получение высокотемпературных материалов методом экзотермического синтеза и последующего динамического уплотнения: пат. 5129801 США; опубл. 14.07.1992.

60. Способ изготовления изделий из корундовой керамики: пат. 2379257 Рос. Федерация; опубл. 20.01.2010.

61.Xinying Tenga, Hanlian Liu, Chuanzhen Huang. Effect of Al2O3 Particle Size on the Mechanical Properties of Alumina-based Ceramics //Mater. Sci. Eng. A. 2007. V. 452-453. Р. 545-551.

62.Высокопрочный трещиностойкий оксидный керамический композит: пат. 5948516, США; опубл. 07.09.1999.

63. Многослойные наноструктуры, детали и способы их получения: пат. 2005/079370 США; опубл. 14.04.2005.

64.Krishnamurthy R., Rankin J., Sheldon B.W. Effect of Oxidation on Crack Deflection in SiC/Al2O3 Laminated Ceramic Composites //Journal of the American Ceramic Society. 2005. V. 88. №5. Р. 1362-1365.

65. Упрочненный волокнами керамоматричный композиционный элемент и способ его получения: пат. 5601674 США; опубл. 11.02.1997.

66. Способ получения керамоматричного композита: пат. 7153379 США; опубл. 26.12.2006.

67.Ruggles-Wrenn M.B., Laffey P.D. Creep Behavior in Interlaminar Shear of Nextel 720/alumina Ceramic Composite at Elevated Temperature in Air and in Steam //Composites Science and Technology. 2008. V. 68. №10-11. P. 2260-2266.

68.Mall S., Ahn J.-M. Frequence Effects on Fatigue Behavior of Nextel 720/alumina at Room Temperature //Journal of the European Ceramic Society. 2008. V. 28. №14. Р. 2783-2789.

69.Irman R.//Techn. Rundschau (Bern). 1949. P. 19.

70.Benjamin J.S.//Metall. Trans. 1970. P. 2943.

71.Гессингер Г.Х. Порошковая металлургия жаропрочных сплавов/Пер. с англ. - Челябинск: Металлургия, Челябинское отделение, 1988. С. 18 -24.

72.Boldyrev V.V., Heinicke G. Z. Chem. B19, 1975, 356-360.

73. Ляхов Н., Болдырев В. Известия СО АН СССР. Сер. хим., 1985, № 5, 810.

74.Lyakhov N.S. Proc. Second Japan Soviet Symposium on Mechanochemistry / Ed. by G. Jimbo, M. Senna, Y. Kuwohara, 1988, Publ. Soc. Powder Techn. Japan, Tokyo, 1988, 59-62.

75.Павлюхин Ю.Т., Медиков Я.Я., Болдырев В.В. Известия СО АН СССР. Сер. хим., 1981, № 4, 11.

76.Pavlukhin Y.T., Medikov Ya.Ya., Boldyrev V.V. J. of Solid State Chemistry, 1984, 53, 155.

77.Pavlukhin Yu.T., Medikov Ya.Ya., Boldyrev V.V. Rev. Solid State Sci.,

1988, 2, N 4, 603.

78.Heegn H. Proc. of the First Intern. Conference on Mechanochemistry, Koise,

1989.

79.Schwarz R.B., Koch C.C. Appl. Phys. Lett. 1985, 49, 146.

80.Maurice D.R., Courtney T. Metal. Trans. 21A, 1990, 289.

81.Maurice D., Courtney T.H. Metallurgical Mater. Trans., 1994, 25A, January, 147-158.

82.Courtney T.H. Material Transactions, 1995, 36, N 2, 110-123.

83.Gaffet E., Abdellaoni M.N. Malhouroux Gaffet. Mater. Transact, 1995, 36, N 2, 198-209.

84.Stevulova N.S., Balintova M., Tka ova J. Mater. Synthesis Processing, 2000, 8, N 5/6, 265-271.

85.Уракаев Ф.Х. Трение и износ, 1980, 1, 1078-1081.

86.Уракаев Ф.Х., Жогин И.Л., Гольдберг Е.Л. Известия СО АН СССР. Сер. хим., 1985, 8, 124-130.

87.Жогин И.Л., Уракаев Ф.Х. Известия СО АН СССР. Сер. хим. 1985, 11, 129.

88.Urakaev F.Kh., Boldyrev V.V. Powder Technology, 2000, 107, N 2, 93-107.

89.Urakaev F.Kh., Boldyrev V.V. Powder Technology, 2000, 107, N 3, 197206.

90.Айнбиндер С.Б., Клокова Э.Ф. О возникновении сцепления металлов при совместной пластической деформации// Журн. техн. Физики. 1955. Т.25, вып. 13. С. 2356 - 2364.

91.Benjamin J.S., Mercer P.D. Dispersion strengthened superalloys mechanical alloying//Metall. Trans.A. 1970. Vol. 1, N 10. P. 2943 - 2951.

92.Benjamin J.S., Volin T.E. The Mechanism of mechanical alloying // Met. Trans. 1974. Vol. 5, N8. C. 1929 - 1934.

93.Gilman P.S., Benjamin J.S. Mechanical alloying//Annu. Rev. Mater. Sci. 1983. Vol. 13. P. 279 - 300.

94.Benjamin J.S., Bomford M.J. Dispersion strengthened aluminum made by mechanical alloying=Дисперсноупрочненный алюминий, полученный путем механического легирования // Met. Trans. A. 1977. Vol. 8, N 8. P.1301 - 1305.

95.Gilman P.S., Nix W.D. The structure and properties of aluminum alloys produced by mechanical alloying: Powder processing and resultant powder structures//Ibid. 1983. Vol. 12, N 5.P. 813 - 884.

96.Ma E., Atzmon M. Alloy phase formation by mechanical alloying: constraints and mechainisms//Mod.Phys.Lett.B. 1992. Vol.6, N 3.P. 127 -138.

97.Григорьева Т.Ф., Баринова А.П., Болдырев В.В. Влияние размерного фактора и концентрации электронов на степень пересыщения твердых растворов на основе меди, полученных механохимическим синтезом//Изв. РАН. Неоргнич. Материалы. 1996. Т. 32, N 1. C. 41 - 43.

98.Benjamin J.S., Volin T.E., Weber J.H. Dispersoids in mechanically alloyed superalloys// High Temp. - High Pressur. 1975. Vol. 6, N 4. P. 443 - 446.

99.Wilson E.G. Production of nitride dispersion - strengthened alloys. Europ. Pat. Appl. EP 225047 (CL. C22C1/10), 10 jun. 1987, GB Appl. 85/29316, 28 Nov. 1985. 3 p.

100. Tiaiment T.J., Schwarz R.B. Synthesis and characterization of mechanically alloyed Ni - Sn powders//J. Less - Common Met. 1988. Vol. 140. P. 99 - 112.

101. Shingu P.H. Яблочный пирог и механическое легирование //Solid State Phys. 1991. Vol. 26, N 4. P. 55 - 59.

102. Shinghu H. Механическое легирование/JJap.Soc. Technol. Plast. 1991. Vol. 32, N 368. P. 1116 - 1120.

103. Айдзава Тацухико, Кихара Дзюндзи. Механическое легирование с использованием механизма циклической деформации//Ктгоки Metals and Technol. 1995. Vol. 65, N 12. P. 49 - 55.

104. Добромыслов А.В., Чурбаев Р.В., Ельктн В.А. Механическое легирование сплавов системы титан - медь под высоким давлением//Физика металлов и металловедение. 1999. Т. 87, №2. С. 59 -64.

105. Базаров И.П. Термодинамика. - М.:Высшая школа, 1984. - 260 с.

106. Войтович Р.Ф. Тугоплавкие соединения. Справочник. - Киев: Наукова думка, 1971. - 220 с.

107. Мурач Н.Н., Верятин У.Д. Внепечная металлотермия. -М.:Металлургиздат, 1965. - 105 с.

108. Самсонов Г.В., Чистяков Ю.Д.//Успехи химии, 1956. - Т.25. -Вып. 10. - С. 1223 - 1230.

109. Елютин В.П., Павлов Ю.А., Левин Б.Е. Производство ферросплавов: 2 - е изд. - М.:Металлургиздат, 1957. - 280 с.

110. Шидловский А.А, Основы пиротехники. - М.:Машиностроение, 1964. - 400с.

111. Подергин В.А., Корчагин М.А.//БУ ВИНИТИ ''Депонированные научные работы'', 1983, №2, с. 105.

112. Новиков Н.П,, Боровинская И.П., Мержанов А.Г.//Процессы горения в химической технологии и металлургия. - Черноголовка. 1975. - С.158 - 165.

113. Металлотермические процессы в химии и металлургии: Сборник статей. - Новосибирск: Наука, СО, 1971.

114. Пазухин В.А., Фишер А.Я. Вакуум в металлургии. -М.:Металлургиздат, 1956. - 520с.

115. Анциферова И.В., Зенков А.И. Оценка потенциальных рисков воздействия нанодисперсных порошков металлических и

неметаллических соединений на окружающую среду и персонал // Экологически безопасные нанотехнологии в промышленности (NANOTECH'2011): материалы XII Междунар. науч.-практ. конф., 30 нояб. - 2 дек. - Казань, 2011. - С. 43-51.

116. Luther Wolfgang. Industrial applications of nanomaterials: chances and risks - technological analysis / VDI Technologiezentrum GmbH. -Dusseldorf, 2005. - P. 112.

117. Jackson M.R., Bewley B.P., Rowe R.G., Skelly D.W.//JOM. 1996. V. 48. №1. P. 39 - 44.

118. Bewley B.P., Levandovsky J.J., Jackson M.R.//JOM. 1997. V.49. №8. P.44, 45, 67.

119. Bewley B.P., Jackson M.R., Subramanian P.R.//JOM. 1999. V.51 №4. P. 32 - 36.

120. Bewley B.P., Jackson M.R., Subramanian P.R.//Metallurgical and Materials Transactions. 2003. V. 34A. №10. P. 2043 - 2052.

121. Патент США №5932033.

122. Патент США №5942055.

123. Sands R.L./Modem Developments Metallurgy. New York: Plenum Press, 1966. V.2.P.219.

124. Allen M.M., Athey R.L., Moore J.B.//Metals Engineering Quarterly. 1970. P.20.

125. Патент США № 5932033.

126. Патент США № 6409848.

127. Патент Японии 2004232013.

128. Chang K.M., Bewley B.P., Sattley J.A., Jackson M.R.//Journal of Metals (JOM). 1992. V.44. №6. P.59.

129. Poyne G.T., Trasey V.A., Watkinson J.F. Powder Metallurgy Interscience Publishers. New York, 1961. P. 701

130. Holiday P.R., Cox A.R., Patterson R.J./Proc. First Int. Conf. On Rapid Solidification Processing: Principles and Technologies. Claitor's Publishing Division, Baton Rouge, Louisuana. 1977. P.229.

131. Irman R.//Techn. Rundschau (Bern.). 1949. P. 19.

132. Benjamin J.S.//Metall. Trans. 1970. P.2943.

133. Гессингер Г.Х. Порошковая металлургия жаропрочных сплавов/Пер. с англ. - Челябинск: Металлургия, челябинское отделение, 1988. С. 18 - 24.

134. Subramanian P.R., Mendiratta M.G., Dimiduk D.M.//JOM. 1996. V. 48. №1. P.33 - 38.