Высоконикелевые аморфные и наноструктурные сплавы для создания термостойких неразъемных соединений конструктивных элементов из аустенитных сталей тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 01.04.07, кандидат наук Иванников Александр Александрович

• Иванников Александр Александрович
• кандидат наук
• 2020

Оглавление диссертации кандидат наук Иванников Александр Александрович

Оглавление

ВВЕДЕНИЕ

1. ОБЗОР ОБЪЕКТА ИССЛЕДОВАНИЙ И РАЗРАБОТОК

1.1 Описание аустенитной стали 18-10, как объекта исследований

1.2 Структурно-фазовые изменения в аустенитных сталях при деформации

1.3 Пайка материалов, как способ создания неразъёмных соединений

1.3.1 Классическое представление о пайке

1.3.2 Физико-химические особенности изотермической диффузионной пайки

1.3.3 Пайка аустенитных сталей

1.4 Термоциклирование, как ускоренный способ изучения сопротивления усталости

1.5 Заключение

2. МЕТОДИЧЕСКИЕ ОСОБЕННОСТИ ПРОВЕДЕНИЯ ВЫСОКОТЕМПЕРАТУРНОЙ ПАЙКИ И ИСПЫТАНИЙ СОЕДИНЕНИЙ

2.1 Изготовление кристаллических сплавов системы Ni-Cr-Si-Be и М-Сг-ЗьБе-Б

2.2 Получение быстрозакаленных сплавов-припоев

2.3 Определение температуры фазовых превращений в сплавах на никелевой основе

2.4 Пайка образцов

2.5 Приготовление образцов для металлографических исследований

2.6 Исследования структурно-фазового состояния кристаллических слитков и паяных соединений

2.7 Проведение испытаний для определения термостойкости паяных соединений

2.8 Механические испытания паяных образцов

2.9 Исследование температуры распайки паяных соединений

2.10 Выводы к разделу

3. ОПТИМИЗАЦИЯ СОСТАВОВ СПЛАВОВ-ПРИПОЕВ СИСТЕМЫ М-Сг-Бе-ЗьБ ДЛЯ ПОЛУЧЕНИЯ ВЫСОКОПРОЧНЫХ СОЕДИНЕНИЙ ИЗ КОРРОЗИОННОСТОЙКОЙ СТАЛИ

3.1 Диффузионная пайка сталей никелевыми борсодержащими сплавами-припоями

3.2 Исследование влияния режима высокотемпературной пайки сплавом-припоем №-7Cr-3,5Fe-4,5Si-2,6B на структуру и свойства соединений из стали

3.3 Определение особенностей формирования гетерогенной структуры в паяном соединении из стали 18-10, полученном с помощью припоя №-7Сг-4,5Зь3,5Бе-2,6Б

3.4 Изучение влияния концентрации бора в припое системы М-Сг-Ре-БьВ на

структуру соединений коррозионностойкой стали

3.5 Применение сплава-припоя системы М-Сг-Ре-БьВ с пониженным содержанием бора и повышенным содержанием хрома

3.6 Использование сплава-припоя системы М-Сг-Ре-БьВ с пониженным содержанием бора и повышенным содержанием хрома оптимизированного состава

3.7 Выводы к разделу

4. РАЗРАБОТКА БЫСТРОЗАКАЛЕННЫХ ЛЕНТОЧНЫХ ПРИПОЕВ СИСТЕМЫ М-Сг-БьВе ДЛЯ ПАЙКИ КОРРОЗИОННОСТОЙКОЙ СТАЛИ

4.1 Исследование структуры сплавов системы М-БьВе

4.1.1 Системы сплавов М-БьВе с концентрацией кремния 4мас.%

4.1.2 Системы сплавов М-БьВе с концентрацией кремния 5 мас.%

4.1.3 Системы сплавов М-БьВе с концентрацией кремния 6 мас.%

4.1.4 Системы сплавов М-БьВе с концентрацией бериллия 4 мас.%

4.2 Рентгеновский фазовый анализ сплавов системы М-БьВе

4.3 Измерение микротвердости сплавов на основе никеля с различным содержанием кремния и бериллия

4.4 Легирование сплавов системы М-БьВе хромом

4.5 Выбор оптимального режима пайки стали 18-10 припоем № -9,5Сг-5Бь3Ве

4.6 Измерение микротвердости и определение прочности при одноосном растяжении паяных образцов

4.7 Выводы к разделу

5. ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕРМОСТОЙКОСТИ ПАЯНЫХ СОЕДИНЕНИЙ СТАЛИ 1810, ПОЛУЧЕННЫХ С ПОМОЩЬЮ НИКЕЛЕВЫХ ПРИПОЕВ РАЗЛИЧНЫХ СОСТАВОВ

5.1 Металлографические исследования и изучение микротвердости после термоциклических испытаний

5.1.1 Сравнительные микроструктурные исследования

5.2 ДОРЭ анализ паяного соединения

5.3 Выводы к разделу

ОСНОВНЫЕ ВЫВОДЫ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ:

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность проблемы

Применение пайки как метода создания неразъёмных соединений позволяет получать изделия, которые могут выдерживать высокие температуры, механические нагрузки, влияние агрессивных сред в течение длительного времени без заметного ухудшения их свойств. Перспективными припоями, применяемыми для соединения коррозионностойких, жаропрочных сталей и сплавов, являются быстрозакаленные никелевые припои. Такие припои получают технологией сверхбыстрой закалки, что дает им определенные преимущества в процессе расплавления и взаимодействия расплава с паяемыми материалами. Это позволяет повысить качество пайки, уменьшить количество дефектов соединений, снизить степень образования химических соединений в швах.

На сегодняшний день основными припоями, которыми осуществляется пайка сталей аустенитного класса, являются никелевые сплавы, содержащие бор, образующий бориды с компонентами стали. Гетерогенная структура, образующаяся в результате пайки в околошовной зоне, характеризуется низкими эксплуатационными характеристиками, включая коррозионную стойкость и стойкость к усталостному разрушению. В этой связи оптимизация существующих составов и разработка новых быстрозакалённых сплавов-припоев, совершенствование их структурно-фазового состояния для минимизации гетерогенностей в паяном шве является актуальной задачей.

Высокие температуры эксплуатации и термоциклические нагрузки - обязательные условия эксплуатации многих энергонапряженных узлов, таких как сопла ракет, теплообменники, лопатки газотурбинных двигателей, поршни двигателей внутреннего сгорания, многие узлы атомной техники и энергетических турбин. Хорошо известно, что циклические изменения температуры, и её высокий уровень создают экстремальные состояния в паяных соединениях вследствие возможных изменений структуры и фазового состояния с элементами деградации, способствующими последующему разрушению соединения.

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Высоконикелевые аморфные и наноструктурные сплавы для создания термостойких неразъемных соединений конструктивных элементов из аустенитных сталей»

Цель работы

Получение термостойких паяных соединений в изделиях из стали 12Х18Н10Т с помощью высоконикелевых аморфных и наноструктурных сплавов-припоев.

Для достижения поставленной цели, решены следующие задачи:

• выявлены особенности формирования структурно-фазового состояния неразъемных соединений аустенитной стали 12Х18Н10Т (18-10), создаваемых с использованием аморфных сплавов-припоев системы Ni-Cr-Si-Fe-B различного состава, определяющие прочностные свойства соединений, и оптимизирован состав сплава-припоя по хрому, кремнию и бору для уменьшения гетерогенной структуры в паяном шве;

• исследовано фазовое равновесие в системе сплавов М^ьВе и определены составы, образующие низкотемпературные эвтектики, применимые для создания гомогенных структурно-фазовых состояний при получении неразъемных соединений;

• разработан сплав и отработана технология изготовления методом сверхбыстрой закалки из расплава нового ленточного быстрозакалённого нанокристаллического припоя М-^О-^-ЗВе мас.%;

• отработаны режимы прецизионной высокотемпературной пайки аустенитной стали 18-10 припоем Ni-9,5Cr-5Si-3Бe мас.%, позволяющие получать неразъемные соединения с однородным паяным швом;

• исследована сравнительная термостойкость паяных соединений аустенитной стали 18-10, полученных с помощью никелевых борсодержащих и безбористых сплавов-припоев разработанных составов.

Научная новизна

1. Впервые предложены составы сплавов-припоев систем Ni-Cr-Si-Fe-Б и Ni-Cr-Si-Бe и режимы пайки, обеспечивающие минимизацию количества хрупких фаз и структурных дефектов, высокие механические свойства и термостойкость неразъемных соединений, изготовленных из стали 18-10.

2. На основе результатов исследований микроструктуры и определения прочности паяных соединений аустенитной стали 18-10 оптимизирован состав сплава-припоя системы №-Cr-Si-Fe-Б по хрому, кремнию и бору, позволяющий минимизировать образование хрупких фаз в паяном шве.

3. На основе впервые проведенных исследований микроструктуры и термического анализа сплавов системы Ni-Cr-Si-Бe показана их перспективность для создания новых припоев, предназначенных для высокотемпературной пайки деталей, изготовленных из аустенитных сталей.

4. Разработаны составы и режимы получения сплавов-припоев системы Ni-Cr-Si-Be в виде гибких лент методом сверхбыстрой закалки расплава и режимы прецизионной высокотемпературной пайки аустенитной стали 18-10 созданным припоем.

Практическая значимость работы:

По результатам работы, связанным с разработкой сплава-припоя на основе системы №-С^ьВе, получен патент «Способ получения быстрозакаленного безбористого припоя на основе никеля для пайки изделий из коррозионностойких сталей, припой, паяное соединение и способ его получения».

Новый ленточный быстрозакалённый припой Ni-9,5Cr-5Si-3Be, мас.% и борсодержащий припой оптимизированного состава Ni-20Cr-7,5Si-4Fe-1,5B могут быть использованы для создания широкого спектра неразъемных соединений термонагруженных конструктивных элементов из коррозионностойкой стали 18-10, эксплуатируемых до температуры 450 оС на воздухе.

Результаты работы, связанные с отработкой режимов пайки аустенитной стали 18-10 сплавом-припоем Ni-7Cr-4,5Si-3,5Fe-2,6B, использованы в АО «Красная Звезда» для экспериментальной пайки стали 18-10. Получен акт о внедрении № 211-12-04/2016.

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Разработанные составы быстрозакаленных ленточных припоев: Ni-20Cr-7,5Si-4Fe-1,5B, Ni-9,5Cr-5Si-3Be и технологические режимы прецизионной высокотемпературной пайки аустенитной стали 18-10 этими припоями.

2. Результаты исследований структурно-фазового состояния в сплавах системы М-С^ьВе, политермические разрезы диаграммы системы №^-Бе.

3. Механизмы формирования гомогенного структурно-фазового состояния в зоне высокотемпературной диффузионной пайки стали 18-10 никелевыми сплавами-припоями М^СМ^^^Ее^^, М^С^^МЕе^^, №-9,5С^ь3Ве путем оптимизации состава и режимов пайки.

4. Результаты исследования механических свойств и термостойкости неразъемных соединений аустенитной стали 18-10, полученных с помощью припоев Ni-7Cг-4,5Si-3,5Fe-2,6B, №-20^-7^^-1^, Ni-9,5Cr-5Si-3Be.

Достоверность научных положений, результатов и выводов

Полученные результаты подтверждаются применением общепризнанных экспериментальных методик и современного сертифицированного высокоточного аналитического оборудования.

Личный вклад автора

Все экспериментальные результаты получены при непосредственном участии автора. Работы, посвященные пайке, изготовлению образцов, обработке и анализу данных проведены автором лично.

Апробация работы

Результаты работы были представлены на следующих конференциях: «Научная Сессии НИЯУ МИФИ» (г. Москва, 2012, 2015), VI-ая, VII-я, VIII-я Евразийская Научно-Практическая конференция ПРОСТ (г. Москва, 2012, 2014, 2016), Международная научно-техническая конференция Пайка-2013 (г. Тольятти, 2013), 10-я Международная Школа - конференция «Материалы для экстремальных условий эксплуатации: разработка, получение и применение» (г. Москва, 2015), 13-я Международная школа-конференция «Новые материалы - Жизненный цикл материалов: старение и деградация материалов в процессе эксплуатации ЯЭУ» (г. Москва, 2016), Конференция MRSFallMeeting&Exhibit, США (г. Бостон, 2016), VI Международная молодежная научная школа-конференция, посвященная 75-летию НИЯУ МИФИ и 95-летию академика Н.Г.Басова (г. Москва, 2017), 15-я Международная школа-конференция для молодых ученых и специалистов «Новые материалы - Материалы инновационной энергетики: разработка, методы исследования и применение» (г. Москва, 2017), 60-я Международная научная конференция "Актуальные проблемы прочности", (г. Витебск, 2018). 16-я Международная школа-конференция «Новые материалы: Толерантное ядерное топливо» (г. Москва, 2018), Международная научно-техническая конференция Пайка-2018 (г. Тольятти, 2018), Конференция LOT 2019. 12th International Conference on Brazing, High Temperature Brazing and Diffusion Bonding (г. Аахен, 2019), VI Международная научно-техническая конференция «Быстрозакаленные материалы и покрытия» (г. Москва, 2019), 17-я Международная школа-конференция «Новые материалы: Перспективные технологии» (г. Москва, 2019).

Публикации

По теме диссертации опубликовано 26 работ, включая 11 статей в журналах, индексируемых в системе цитирования ISI Web of Science и Scopus, 3 статьи в журналах, индексируемых ВАК, а также получен 1 патент на изобретение.

Структура и объем диссертации

Диссертация состоит из введения, 5 глав и выводов. Диссертационная работа изложена на 129 страницах и содержит 90 рисунков, 23 таблицы, 96 библиографических названий.

1. ОБЗОР ОБЪЕКТА ИССЛЕДОВАНИЙ И РАЗРАБОТОК

В 1 разделе диссертационной работы описан объект исследования - аустенитная хромоникелевая сталь и основные особенности процесса ее пайки. Рассмотрены сплавы-припои на основе Си, Fe, № и драгоценных металлов для высокотемпературного соединения сталей.

Приведены данные, связанные с термической усталостью материалов и представлены структурно-фазовые изменения, происходящие в аустенитных сталях при термоциклических нагрузках.

Описано применение метода дифракции обратно-рассеянных электронов (ДОРЭ) для исследования структурно-фазовых изменений в паяных соединениях при внешних воздействиях.

1.1 Описание аустенитной стали 18-10, как объекта исследований

Система элементов Бе-сг-№ хорошо изучена, так как является основой при производстве коррозионностойких сталей с аустенитной структурой. В сплавах этой системы существуют обширные области у-фазы, устойчивой в широком интервале температур: от отрицательной до температуры плавления. Введение в сталь достаточного количества элементов, расширяющих у-область, переводит ее в класс аустенитных. Сплавы со структурой у-фазы обладают ценными физико-химическими и механическими свойствами: высоким сопротивлением электрохимической и химической коррозии, жаропрочностью, хорошей деформируемостью и свариваемостью. Стали, содержащие более 12-13 % хрома, становятся коррозионностойкими, что обусловлено переходом электрохимического потенциала от отрицательных значений к положительным, а введение достаточного количества никеля делает их аустенитными [1,2] Необходимое для стабилизации у-фазы в стали количество № определяют по диаграмме Шеффлера, представленной на рисунке 1.1: Эта диаграмма показывает фазовый состав стали в зависимости от величины Сг- и №-эквивалентов.

В России широкое применение получили аустенитные стали 2Х18Н8, Х18Н9, 00Х18Н10, 08Х18Н10, 12Х18Н10Т и др. Содержание углерода в этих сталях оказывает сильное влияние на коррозионную стойкость и механические характеристики материала. Он может находиться в твердом растворе по механизму внедрения или в виде карбидов и карбонитридов. Структура сталей, зависящая от содержания легирующих элементов углерода, хрома и никеля, описывается псевдобинарными диаграммами фазовых равновесий.

Эквивалент

Рисунок 1.1 - Диаграмма Шеффлера [1]

На рисунке 1.2 приведен политермический разрез диаграммы состояния Fe-18Cr-8Ni мас.% с различным содержанием углерода.

Рисунок 1.2 - Политермический разрез диаграммы состояния Fe-Cr-Ni-С с постоянным содержанием Сг и № и переменным содержанием углерода [2]

Линия SE показывает предел растворимости углерода в у твердом растворе на основе железа. Ниже этой линии при медленном охлаждении углерод выделяется из раствора в виде карбида Сг23С6. Этот процесс можно подавить, если проводить быстрое охлаждение, например, закалку в воду. В этом случае фиксируется метастабильный аустенит, который в дальнейшем при нагреве можно подвергнуть распаду с выделением карбидной фазы. Стали с высоким содержанием углерода закаляют с повышенных температур, чтобы полностью перевести карбидную фазу в аустенит. Гомогенизированный аустенит обладает высокой пластичностью,

что важно при изготовлении деталей посредством холодной деформации. Аустенитные хромоникелевые стали обладают особой склонностью к наклепу. На рисунке 1.3 представлено изменение механических характеристик листовой стали от степени обжатия при холодной деформации. Предел прочности, текучести и твердость повышаются более чем в 2 раза.

НВ 6,Х бо.бо.МПа

ЬОО 85 1700

350 75 1500

300

150 55 1100

200 ¿5 ООО

150 35 700

100 25 500

50 15 300

О 5 100 О О

НВ / /V •Г

\ / '6,

\ \ //

'У

/ / ' \ \

/ / ч N \

Ч \ >

1

10

20 30 ЬО 50 60 70 00 Степено обтатия, У.

90

Рисунок 1.3 - Зависимость механических характеристик аустенитной стали Х18Н8 с 0,17% С от степени холодной деформации, полученной при обжатии [2]

Помимо прочностных свойств происходят изменения магнитных характеристик материала после холодной обработки. Это связано с у-а превращением аустенита. Повышение содержания никеля в сталях 18-8 увеличивает стойкость аустенита к превращению, но при этом ухудшает склонность к наклепу. Превращение у-а при холодной деформации относится к мартенситному типу. Высокие напряжения, возникающие при обработке, способствуют превращению метастабильного аустенита в мартенсит. Степень превращения зависит от температуры и интенсивности холодной деформации.

Титан в хромоникелевые стали добавляют для уменьшения склонности к межкристаллитной коррозии и повышения жаропрочности. Титан обладает более высоким сродством к углероду, чем хром и при нагреве до температур 850-900 °С при стабилизирующем отжиге сталей типа 18-10, карбид хрома Сг23С6, растворяясь в матрице, переходит в ТЮ. Добавление титана в хромоникелевые стали обычно ограничивают 0,7-0,8 мас.%, так как его избыток может приводить к образованию нитридов или оксидов титана, ухудшающих свойства материала. Добавление титана в аустенитные хромоникелевые стали, при определенной

термомеханической обработке может приводить к образованию интерметаллидов Бе2Т^ что повышает жаропрочность стали [2].

Таким образом, штатной термообработкой для сталей типа 18-10 является нагрев под закалку до температур 1020-1150 °С, выдержка для аустенизации и охлаждение в воде или на воздухе. Стабилизирующий отжиг при температурах 850-900 °С в течение 2-3 часов для повышения стойкости к межкристаллитной коррозии и последующее охлаждением на воздухе или с печью (для снятия остаточных напряжений).

1.2 Структурно-фазовые изменения в аустенитных сталях при деформации

Аустенит в отечественных сталях 2Х18Н8, Х18Н9, 00Х18Н10, 08Х18Н10, 12Х18Н10Т и зарубежных аналогах, относящихся к 300 серии, таких как 15Х18Н8 (АК1301), 08Х18Н8 (АШ304), 12Х18Н10 (АШ321) и 08Х17Н13М2 (АШ316) является метастабильной фазой при температурах близких к комнатной температуре [3,4]. В процессе пластической деформации развивается сдвиговое фазовое у (аустенит)^а' (мартенсит) превращение [5]. Процесс превращения аустенита в мартенсит схематически можно представить на рисунке 1.4.

X

и *

Я

о X

5

От

а /

Мн

«н°

Температура

Рисунок 1.4 - Напряжения, вызывающие мартенситное превращение при упругой деформации (участок а-б) и при пластической деформации (участок (б-в) [6]

Такое превращение проходит выше точки Мн (точка начала превращения для мартенсита охлаждения) и вызывается упругой или пластической деформацией. Таким образом, получают мартенсит напряжения или мартенсит деформации. Выше точки Мн в интервале температур Мн-Мн° упругие напряжения способствуют зарождению кристаллов мартенсита в тех же участках, в которых они образовались бы при более высоких переохлаждениях (ниже Мн без участия напряжений). Энергия напряжений от приложенной нагрузки добавляется к термодинамическому стимулу фазового превращения ДОоб аустенита в мартенсит. Выше температуры Мн° напряжения становятся выше предела текучести, и происходит пластическая

деформация. При этом под действием деформации формируются новые места для зарождения мартенситной фазы [7]. Чем выше температура относительно Мн, тем больше требуется напряжение для активации фазового превращения. Выше температуры Мд никакие напряжения не могут вызвать превращения [6].

В работе [8] исследовано влияние температуры холодной обработки на степень фазового превращения аустенита в мартенсит и изменение твердости образцов стали 18-8, 18-9 и 23-21 предварительно закаленных с температуры 1050 °С в воду с последующей деформацией до 15 % при температурах -196 °С, -50 °С и 20 °С. Первая цифра в названии стали соответствует содержанию хрома, вторая - никеля. Результаты приведены на рисунке 1.5. Показано, что наименьшей стойкостью к превращению при деформации обладает сталь 18-8.

500

400

Ь.300

200

/00 60

20

О

т! 0\

—_ v :

о--- 23-21

-200 -150 -100 -50

О

50

Температура дерорпации'С

Рисунок 1.5 - Влияние температуры деформации на изменение твердости и количества а-фазы в хромистых сталях с различным содержанием никеля [8]

С помощью рентгенофазового анализа и микроскопии выявлено, что мартенситная фаза образуется в основном по плоскостям скольжения. Степень превращения и необходимые для этого деформации зависят от химического состава стали, то есть от стабильности аустенитной фазы. В работе [3] описано исследование хромоникелевых сталей с различным содержанием легирующих элементов. Представлена методика по определению температуры Мд30. Температура Мд30 - это температура, при которой в структуре формируется около 50 % мартенсита при 30 % деформации.

Мд (°С) = 413[(С+N)]-9,2[Si]-8,1[Mn]-13,7[Cr]-9,5[Ni]-18,5[Mo] (1)

Где в квадратных скобках представлено содержанием элементов, которые присутствуют в стали, в массовых процентах.

Авторы работы [9] рассчитали значения Мд30 для сталей Л181 304 (08Х18Н8) и А1Б1 321 (12Х18Н10Т), которые составили 12 и 43 °С, соответственно. Было показано, что сталь А1Б1 321 имеет большую склонность к мартенситному превращению при испытаниях на малоцикловую усталость, чем А1Ш 304. Образцы испытывали на усталость при амплитуде деформации в 0,7% до разрушения. Число циклов для обоих материалов находилось в интервале 600-650. При этом в образце из стали А1Б1 304 образовалось 7% мартенсита, а в АДШ 321 - 12%.

В работе [5] проведен комплексный анализ мартенситного превращения в образцах из аустенитной стали АДШ 304 ЬК (03Х18Н11), подвергнутых испытаниям на выносливость. На рисунке 1 .6 приведены микроструктуры материала после разрушения при испытаниях с амплитудой деформации в интервале 0,5-1,4%. Повышение амплитуды деформации от 0,5% до 1,4% при циклировании приводит к значительной интенсификации мартенситного превращения.

Рисунок 1.6 - Микроструктура циклически деформированной аустенитной стали А1Б1 304ЬК с формирующимися мартенситными фазами при различных амплитудах деформации: (а) 0,5%,

(б) 0,85%, (в) 1,2% и (г) 1,4% [5]

Разрушение образцов, циклируемых при большей амплитуде, проходит при меньшем числе циклов, что показано на рисунке 1.7.

Рисунок 1.7 - Число циклов до разрушения образцов аустенитной стали АК1 304LN в зависимости от амплитуды деформации в интервале 0,5-1,4% [5]

В общем случае, деформированная структура аустенитной стали состоит из тетрагонального а'-мартенсита, аустенита и ГПУ 8-мартенсита. Причем в ряде случаев образования 8-мартенсита не происходит. Формирование структурно-фазового состояния в метастабильных аустенитных сталях сильно зависит от условий деформации и исходного состава и структуры стали. 8-мартенсита обнаруживается только с помощью рентгеноструктурного анализа, тогда как а' -мартенсит может быть определен количественно по измерению намагниченности.

Важным параметром при превращении является уровень критического напряжения, вызывающего скольжение (сдвиг) или двойникование. Деформация при низких температурах приводит к образованию мартенсита. А деформация при повышенных температурах вблизи точки Мд имеет сдвиговый характер и уже не приводит к мартенситному превращению аустенита.

Образование карбидов хрома по границам зерен приводит к локальному обеднению приграничных областей по хрому и уменьшению стабильности аустенита в этой зоне. В результате этого процесса, при охлаждении до низких температур формируется мартенситная фаза. Температура превращения зависит от степени метастабильности аустенита, то есть состава стали и перераспределения хрома.

Стали серии 300 отличаются быстрой кинетикой сдвигового фазового у^-а' превращения. Основными механизмами, ответственными за формирование структуры в аустенитной стали 10Х18Н8Д3БР при интенсивной пластической деформации (ИПД), являются процесс фрагментации в аустените и мартенситное превращение. Процесс фрагментации, т.е. появление границ зерен деформационного происхождения общего типа, начинается на ранних

стадиях деформации. Кроме того, при относительно небольших степенях деформации развивается двойникование, которое приводит к формированию развитой двойниковой структуры. Двойниковые границы способствует развитию сдвигового фазового у^-а' превращения при степени деформации свыше 1. Объемная доля аустенита уменьшается до 30% с увеличением степени деформации до 8-4. Перестройка решетки аустенита в решетку а'-мартенсита в процессе ИПД происходит с отклонением на 4-5° от известных ориентационных соотношений [10,11].

На ранних стадиях деформации 8-0,4 исходные аустенитные зерна, как показано на рисунке 1.8, вытягиваются вдоль направления течения металла, внутри них появляются вытянутые субзерна, окруженные границами деформационного происхождения (рисунок 1.8а). Средняя разориентировка границ растет с увеличением степени деформации. Значительная часть границ является результатом развития процессов деформационного двойникования на ранних стадиях деформирования. Двойникование происходит в семействе плоскостей {111}, что является типичным для металлов с ГЦК решеткой [12,13]. Увеличение степени деформации сопровождается ростом количества двойников, развитием множественного двойникования, которое приводит к формированию нанодвойниковой структуры. В некоторых случаях поперечный размер двойников составляет ~10 нм. Близко расположенные двойники и границы образуют участки, по своей морфологии, напоминающие микрополосы сдвига, которые отличаются повышенной плотностью дислокаций (рисунок 1.8б).

а б

а - степень деформации 8-0,4; б - степень деформации г~1 Рисунок 1.8 - Микроструктура аустенитной стали 10Х18Н8Д3БР после ИПД [10]

Увеличение степени деформации свыше г=1 инициирует фазовое у^-а' превращение, так как, аустенит в исследуемой стали метастабилен при комнатной температуре. На рисунке 1.9 показано, что зерна а'-мартенсита в первую очередь появляются на двойниках деформации,

вблизи их границ. Увеличенное изображение показывает формирование зародышей а'-мартенсита.

а - появление мартенсита на двойниках; б - формирование зародышей мартенсита

(увеличенное изображение)

Рисунок 1.9 - Карта фаз аустенитной стали 10Х18Н8Д3БР после ИПД до степени деформации

8-1,2 [10]

Одновременно с фазовым превращением в стали продолжает развиваться множественное двойникование, которое способствует зарождению а'-мартенсита в у-фазе. Фазовое превращение приводит к быстрому снижению количества аустенита до 60% в интервале степеней деформации 1,2-2. При фазовом у^-а' превращении пластинки а'-мартенсита значительно вытянуты в направлении приложенной деформации со средним поперечным размером структурных элементов 50 нм.

Двухфазная структура, сформировавшаяся в процессе холодной прокатки, характеризуется случайной разориентировкой между границами. Присутствуют как малоугловые границы, характерные для дислокационных стенок, так и большеугловые границы, характерные для границ общего типа.

1.3 Пайка материалов, как способ создания неразъёмных соединений

1.3.1 Классическое представление о пайке

Пайка - это образование соединения с межатомными связями путем нагрева соединяемых материалов ниже температуры их плавления. В процессе пайки происходит смачивание паяемых материалов припоем, затекание его в зазор и последующее затвердевание [14]. Пайка - это физико-химический процесс создания неразъемных соединений в результате взаимодействия жидкого расплава припоя с твердыми паяемыми материалами. В отличие от сварки при пайке не происходит локального расплавления основного материала, что позволяет

сохранить исходную геометрию изделия [15-22]. Этот процесс можно совместить с термообработкой паяемых материалов.

Широкое распространение пайка получила для соединения разнородных материалов, обладающих существенно различающимися свойствами [21].

При применении рациональных сочетаний паяемых материалов, припоев, технологических режимов пайки, оптимальной площади перекрытия надежность паяных соединений оказывается выше, чем сварных, в четыре раза для самолетов и в 20 раз - для космических аппаратов [19]. Использование пайки позволяет получить изделия, которые могут выдерживать высокие температуры, механические нагрузки, влияние активных сред в течение длительного времени без заметного ухудшения их свойств. Качество паяных соединений зависит от состава припоя и режима пайки (температура, время выдержки, скорость нагрева и охлаждения) [15].

1.3.2 Физико-химические особенности изотермической диффузионной пайки

Существует большое разнообразие видов пайки. В частности, пайку классифицируют по методу получения припоя, способу заполнения зазора припоем, степени его расплавления и условию кристаллизации паяного шва, используемым источникам нагрева и др. [22].

Высокую прочность паяного соединения обеспечивает диффузионная пайка [23]. Цель диффузионной пайки как самостоятельного способа получения паяных соединений заключается в проведении процесса затвердения таким образом, чтобы обеспечить наиболее гомогенную и равновесную структуру соединения, тем самым повысить температуру распайки шва, прочность, пластичность, электрическую проводимость, предотвратить образование малопластичной литой структуры с хрупкими химическими соединениями в швах. При диффузионной пайке затвердевание шва происходит в процессе изотермической выдержки, и поэтому формируется однородная структура соединения [9].

Изотермическое затвердевание паяного шва является результатом удаления из жидкого припоя компонентов-депрессантов (снижающих температуру его плавления), которое может происходить в результате:

а) диффузионного взаимодействия жидкого припоя с паяемым металлом;

б) испарения;

в) связывания их в тугоплавкие соединения.

Процесс диффузионной пайки хорошо исследован и нашел практическое применение [15,22]. Затвердевание в этом случае происходит в результате развития в системе «основной металл - прослойка» жидкого припоя диффузионных процессов и фазовых превращений,

направленных на установление такого фазового состояния, при котором уровень свободной энергии системы становится минимальным.

Принцип изотермической диффузионной пайки представлен на рисунке 1.10. Два листа чистого металла А соединяют, используя твердый припой А-В эвтектического состава Со. Между двумя частями основного металла (ОМ) поместили припой (П) (рисунок 1.10а). Затем конструкцию ОМ/П/ОМ нагревают до температуры пайки ТП, причем ТП принадлежит диапазону от температуры плавления припоя, до температуры плавления основного металла (рисунок 1.10б).

При температуре выше температуры эвтектического превращения (например, ТП) начинается растворение основного металла в жидком припое. Одновременно с растворением будут происходить диффузионные процессы, приближающие жидкую и твердую фазы к равновесным составам. На начальном этапе будет преобладать растворение твердого металла ОМ в жидком расплаве П, так как скорость диффузии в жидком металле на два-три порядка выше, чем в твердом. При этом толщина жидкой прослойки будет увеличиваться, то есть, межфазная граница будет перемещаться в сторону основного металла. Растворение закончится тогда, когда состав жидкой фазы станет близким к равновесному (точка СЖ на рисунке 1.10б) во всем ее объеме [25,26].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Иванников Александр Александрович, 2020 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ:

1. Калин Б.А. и др. Физическое материаловедение: Учебник для вузов. В 7 т. / Под общей ред. Б.А. Калина / 2-е изд. перераб. Том 6. Конструкционные материалы ядерной техники. - М.: НИЯУ МИФИ, 2012. - 733 с.

2. Меськин В.С. Основы легирования стали. - М.: Металлургиздат, 1959. - 690 с.

3. Химушин Ф.Ф. Нержавеющие стали. - М.: Металлургия, 1967. - 800 с.

4. Роганин М.Н. Взаимосвязь между изменением прочностных свойств аустенитной хромоникелевой стали 12Х18Н10Т, подвергнутой механико-термическому воздействию, и акустической эмиссией: Автореф. дис. канд. техн. наук. - Белгород, 2006. - 132 с.

5. Das A. Cyclic plasticity induced transformation of austenitic stainless steels // Mater. Charact. Elsevier Inc, - 2019. - Т. 149. - С. 1-25.

6. Новиков И.И., Золоторевский В.С., Портной. В.К. Металловедение. Том 2. - М.: МИСиС, 2014. - 528 с.

7. Reichel U. et al. Technological application of the martensitic transformation of some austentic stainless steels // Steel Res, - 1989. - Т. 60, - № 10. - С. 464-468.

8. Гуляев А.П., Черненко И.В. Влияние деформации при низких температурах на фазовые превращения и свойства аустенитной стали 1Х18Н9Т // Металловедение и обработка металлов, - 1957. - Т. 28, - № 5. - С. 2-7.

9. Hahnenberger F., Smaga M., Eifler D. Fatigue behavior and phase transformation in austenitic steels in the temperature range -60°C < T < 25°C // Procedia Eng, - 2011. - Т. 10. - С. 625630.

10. Шахова Я. Закономерности эволюции структуры аустенитной стали 10Х18Н8Д3БР в процессе холодной прокатки и отжига: Автореф. дис. канд. техн. наук. - Москва, 2013. -22 с.

11. Baak N. и др. Characterization of residual stresses in austenitic disc springs induced by martensite formation during incremental forming using micromagnetic methods // Mater. Test, - 2017. - Т. 59, - № 4. - С. 309-314.

12. Новиков И. И., Золоторевский В. С., Портной В. К., Белов Н. А., Ливанов Д. В., Медведева С. В., Аксёнов А. А. Е.Ю.В. Металловедение. Учебник. Том 1. Основы металловедения. - М.: НИТУ МИСиС, 2014. - 496 с.

13. Калин Б.А., Елманов Г.Н. и др. Физическое материаловедение: Учебник для вузов. В 7 т.

14

15

16

17

18

19

20

21

22

23

24

25

26

27

/ Под общей ред. Б.А. Калина / Том 1. Физика твердого тела. - М.: МИФИ, 2012. - 764 с. ГОСТ 17325-79. Пайка и лужение. Основные термины и определения. - М., 1979. - 22 с. Петрунин И.Е., Березников Ю.И. и др. Справочник по пайке / Под ред. И.Е. Петрунина. 3-е. изд., перераб. и доп. - М.:Машиностроение, 2003. - 480 с.

Понимаш И.Д., Орлов А.В., Рыбкин. Б.В. Вакуумная пайка реакторных матрериалов. -М.: Энергоатомиздат, 1995. - 192 с.

Фролов В., Плаунов В., Лоцманов С. Дорога открытий. - М.: [б. и.], 2009. - 488 с. Фролов В.П. и др. Пайка: опыт, исскуствл, наука. Сборник докладов научно-технических коференций за 1967-2002 гг. в двух томах . Том 1. (Лоцманов С.Н., Петрунин И.Е., Фролов В.П. Достижения и перспективы развития пайки (1967)). - М.: Альфа-Доминанта, 2005. - С. 11-16.

Фролов В.П. и др. Пайка: опыт, исскуство, наука. Сборник докладов научно-технических коференций за 1967-2002 гг. в двух томах . Том 1. (Лоцманов С.Н., Гржимальский Л.Л., Ильевский И.И., Петрунин И.Е., Фролов В.П. Пайка в девятой пятилетке (1971)). - М.: Альфа-Доминанта, 2005. - С. 20-22.

Фролов В.П. и др. Пайка: опыт, исскуство, наука. Сборник докладов научно-технических коференций за 1967-2002 гг. в двух томах. Том 1. (Лашко С.В., Лашко Н.Ф. Некоторые проблемные вопросы современного этапа развития пайки (1974)). - М.: Альфа-Доминанта, 2005. - С. 23-27.

Маркова И.Ю. Пайка металлических материалов с неметаллическими. Дефекты паяных соединений и контроль качества пайки. Конспект лекций. Информэлектро, 1988. - 53 с. Лашко С.В., Лашко Н.Ф. Пайка металлов. 4-е изд., перераб. и доп. - М.: Машиностроение, 1988. - 376 с.

Cook G.O., Sorensen C.D. Overview of transient liquid phase and partial transient liquid phase bonding // J. Mater. Sci. Springer US, - 2011. - Т. 46, - № 16. - С. 5305-5323. Хорунов В.Ф. Основы пайки тонкостенных конструкций из высоколегированных сталей. - Киев: Наукова Думка, 2008. - 238 с.

Ruiz-vargas J. и др. Journal of Materials Processing Technology Microstructure development during isothermal brazing of Ni / BNi-2 couples // J. Mater. Process. Tech. Elsevier B.V., -2013. - Т. 213, - № 1. - С. 20-29.

Ruiz-vargas J. и др. First melting stages during isothermal brazing , of Ni / BNi-2 couples // J. Mater. Process. Tech. Elsevier B.V., - 2013. - Т. 213, - № 12. - С. 2074-2080. Понимаш И. Д., Орлов Б. В., Рыбкин Б. В. Вакуумная пайка реакторных материалов. -М.: Энергоатомиздат, 1995. - 192 с.

28

29

30

31

32

33

34

35

36

37

38

39

40

41

42

Николаев Г.., Петрунин И. Е., Лоцманов С.Н. Пайка металлов. - М.: Металлургия, 1973. - 280 с.

Way M., Willingham J., Goodall R. Brazing filler metals // Int. Mater. Rev. Taylor & Francis, -2019. - Т. 16, - № 4. - С. 1-29.

Rabinkin A. Brazing with (NiCoCr)-B-Si amorphous brazing filler metals: alloys, processing, joint structure, properties, applications // Sci. Technol. Weld. Join, - 2004. - Т. 9, - № 3. - С. 181 -199.

Larsson H., Rassmus J., Lund S. Properties of pressure fatigue loaded brazed heat exchangers in stainless steel brazed with Cu- , Ni- or Fe-based fillers // Conference proceedings "LOT 2007" Aachen, - 2007. C. 135-139

Hartmann T. Metal Leaching of Brazed Stainless Steel Joints into Drinking Water. // Conference on Brazing, High Temperature Brazing and Diffusion Bonding, - 2015. C. 12-19 Elrefaey A. High-temperature brazing in aerospace engineering // Welding and joining of aerospace materials. Woodhead Publishing Limited, - 2012. - C. 345-383 Иванников А.А. и др. Пайка реакторной ферритно-мартенситной стали ЭП-823 быстрозакалённым ленточным припоем на основе железа // Перспективные материалы, -2014. - № 8. - С. 42-49.

Epelbaum C. и др. Joining steel tubes employing Fe-Si-B metallic // Journal of Material Science, - 2005. - Т. 40. - С. 4867-4871.

Khan T.I., Wallach R. Transient liquid-phase bonding of ferritic oxide dispersion strengthened superalloy MA957 using a conventional nickel braze and a novel iron-base foil // Journal of Material Science, - 1995. - Т. 30. - С. 5151-5160.

Weinstein M. и др. Properties of Selected Nickel and Iron Based Brazing Filler Metals // Wallcolmonoy. Technical paper, - 2015. - № 4. - С. 1-10.

Hartmann T. и др. New amorphous brazing foils for exhaust gas applications // International Brazing and Soldering Conference Materials, - 2009. - С. 1-9

Лукин В.И., Рыльников В.С. Припои на никелевой основе для пайки жаропрочных сплавов и сталей // Сварочное производство, - 2014. - Т. 7. - С. 36-42. Лякишев Н.П., Банных О.А., Рохлин Л.Л. Диаграммы состояния двойных металлических систем. Справочник в 3 т. - М.: Машиностроение, 1996. - 1024 с.

Tokunaga T. и др. Phase Equilibria in the Ni - Si - B System // Metallurgical and Materials Transactions, - 2003. - Т. 44, - № 9. - С. 1651-1654.

Lugscheider E., Knotek O., Kloehn K. Development of Nickel-Chromium-Silicon Base Filler Metals // Journal Weld. J. (Miami), - 1978. - Т. 57, - № 10. - C. 319-324.

43

44

45

46

47

48

49

50

51

52

53

54

55

56

57

Tokunaga T., Nishio K., Hasebe M. Thermodynamic study of phase equilibria in the Ni-Si-B system // J. Phase Equilibria, - 2001. - Т. 22, - № 3. - С. 291-299.

Lebrun N. et al. B-Ni-Si Ternary Phase Diagram Evaluation. Phase diagrams, crystallographic

and thermodynamic data // MSI Eureka (MSI Materials Science International Services), - 2010.

Chen Y. и др. The Microstructural Evolution of Vacuum Brazed 1Cr18Ni9Ti Using Various

Filler Metals // Materials (Basel), - 2017. - Т. 10, - № 4. - С. 2018-2025.

Chen Z. и др. Effect of brazing temperature and clearance on microstructure and mechanical

properties of 316L stainless steel brazed joints // Adv. Mater. Res, - 2012. - Т. 418-420. - С.

1242-1245.

Chen H., Gong J.M., Tu S.T. Numerical modelling and experimental investigation of diffusion brazing SS304/BNi2/SS304 joint // Sci. Technol. Weld. Join, - 2009. - Т. 14, - №1. - С. 3241.

Zorc B., Kosec L. Comparison of brazed joints made with BNi-1 and BNi-7 nickel-base brazing alloys // Rev. Metal, - 2000. - Т. 36, - № 2. - С. 100-107.

Kawakatsu I., Osawa T., Saito H. Brazed Joint Strength of Stainless Steel With Nickel Base Filler Metals // Nippon Kinzoku Gakkai-si, - 1979. - Т. 43, - № 11. - С. 1001-1007. Максимова С. В. Аморфные припои для пайки нержавеющей стали и титана и структура паяных соединений // Адгезия расплавов и пайка материалов, - 2007. - Т. 40. - С. 70-81. Karlsson L., Nordén H., Odelius H. Non-equilibrium grain boundary segregation of boron in austenitic stainless steels. Large scale segregation behaviour // Acta Metall. Pergamon, - 1988.

- Т. 36, - № 1. - C. 1-12.

Lugscheider E., Kloehn K., Lison R. Strength of High Temperature Brazed Joints - Influence of Brazing Parameters. // Weld. J. (Miami, Fla), - 1979. - Т. 58, - № 10. - С. 296-300. Jiang W., Gong J.M., Tu S.T. Effect of holding time on vacuum brazing for a stainless steel plate-fin structure // Mater. Des. Elsevier Ltd, - 2010. - Т. 31, - № 4. - С. 2157-2162. Jiang W., Gong J., Tu S.T. Effect of brazing temperature on tensile strength and microstructure for a stainless steel plate-fin structure // Mater. Des, - 2011. - Т. 32, - № 2. -С. 736-742. Lugscheider E., Partz K. High temperature brazing of stainless steel with nickel-base filler metals BNi-2 BNi-5 BNi-7 // Weld. J. WRS, - 1983. - С. 160-164.

Yong-wong L., Jong-Hoon K. Influence of Brazing Temperature on Strength and Structure of SUS304 Stainless Steel Brazed System with BNi-2 Filler Metal Fundamental Study on Brazeability with Ni-Based Filler Metall // Packag. Eng. Paju: ASE Korea Inc., - 2007. - Т. 3,

- № 3. - С. 5-17.

Tillmann W. и др. Investigations of the corrosion damage process of the brazed joint AISI

58

59

60

61

62

63

64

65

66

67

68

69

70

71

304L/BNi-2 // Results Phys. Elsevier B.V., - 2018. - № 12

Riggs B.B. и др. Thermodynamic and kinetic simulations of high temperature brazing: microstructure evolution in CMSX-4 joints // Sci. Technol. Weld. Join, - 2016. - Т. 1718, -№ 3. - С. 1-10.

Zorc B., Kosec L. Comparison of brazed joints made with BNi-1 and BNi-7 nickel-base brazing alloys // Rev. Metal, - 2010. - Т. 36, - № 2. - С. 100-107.

Tung S.K. и др. Evolution of nickel borides in Ni-Si-B brazed joints of nickel during post-braze heat treatment // Mater. Sci. Technol, - 2014. - Т. 13, - № 12. - С. 1051-1056. Hartmann T., Nutzel D. Nickel-chromium-based amorphous brazing foils for continuous furnace brazing of stainless steel // Conference on Brazing, High Temperature Brazing and Diffusion Bonding, - 2010. - С. 42-47.

Калин Б.А. и др. Влияние структурного состояния припоя на физико-механические свойства паяных соединений // Сварочное производство, - 2001. - Т. 8. - С. 38-41. DeCristofaro N., Bose D. Brazing and Soldering With Rapidly Solidified Filler Metals // Proc. Conf. Rapidly Solidified Materials, San Diego, CA, - 1986, - Т. 415-424 Rabinkin A. Brazing with amorphous foil performs // Adv. Mater. Process, - 2001. - Т. 159, -№ 6. - С. 65-67.

Калин Б. А., Алымов М. И. и др. Физическое материаловедение: Учебник для вузов. В 7 т. / Под общей ред. Б.А. Калина / Том 5. Материалы с заданными свойствами. - М.: МИФИ, 2012. - 700 с.

Калин Б.А., Федотов В.Т., Севрюков О.Н., Г.А.Е. и др. Аморфные ленточные припои для высокотемпературной пайки. Опыт разработки технологии производства и производства // Сварочное производство, - 1996. - Т. 1. - С. 15-19.

Welcome to Metglas - Home of the Metglas Brazing Foil. - URL: https://metglas.com/ Rabinkin A., Wenski E., Ribaudo A. Brazing stainless steel using a new MBF-series of Ni-Cr-B-Si amorphous brazing foils // Weld. World, Le Soudage Dans Le Monde, - 1998. - Т. 41, -№ 6. - С. 466-478.

Rettig R., Steuer S., Singer R.F. Diffusion of Germanium in Binary and Multicomponent Nickel Alloys // Journal of Phase Equilibria and Diffusion, - 2011. - Т. 32, - № 3. - С. 198205.

Dinkel M.K. и др. New boron and silicon free single crystal-diffusion brazing alloys // Superalloys, - 2008. - С. 211-220.

Патент США №3.753.800, 21.08.1973. Method of making nickel-chromium-beryllium alloy / Leonard B. Griffiths.

72

73

74

75

76

77

78

79

80

81

82

83

84

85

86

87

88

89

Патент США №2.089.587, 10.08.1937. Denture / Enrique G. Touceda.

Патент UK GB2116212B, 9.03.1983. Nickel-based soldering alloys / Kisuke Watanabe.

Walsh K.A., Vidal E.E. Beryllium chemistry and processing // ASM International, - 2009. - С.

575.

Hartmann T., Marsilius M. Brazing joint properties of Ni-Cr-Si-B-P amorphous brazing foils at elevated temperatures // Conf. Brazing, High Temp. Brazing Diffus. Bond, - 2016. - С. 239244.

Кеннеди А. Д. Ползучесть и усталость в металлах. - М.: Металлургия, 1965. - 312 с. Ланин А.Г., Федик И.И. Термопрочность материалов. - Подольск: НПО "Луч.", 2005. -312 с.

Бадьянов Б.Н., Давыдов В.А., Паршин С.Г. Сварочные процессы в электронном машиностроении: учебное пособие. - Ульяновск: Ульяновский ГТУ, 2007. - 268 с. Петрунин И.Е. Справочник по пайке. - М.: Металлургия, 2003. - 480 с. Парфенов А.Н. Введение в теорию прочности паяных соединений // Технологии в электронной промышленности, - 2008. - Т. 2. - С. 45-52.

ГОСТ 9450-76. Измерение микротвердости вдавливанием алмазных наконечников. - М., 1976. - 15 с.

ГОСТ 23046-78. Соединения паяные. Метод испытаний на удар. - М., 1979. - 15 с. ГОСТ 28830-90. Соединения паяные. Методы испытаний на растяжение и длительную прочность. - М., 1991. - 42 с.

Ivannikov A.A. и др. Rapid-quenched nickel-based solder for high-temperature brazing of various constructive elements // Tsvetnye Met, - 2014. - № 12. - С. 27-31. Rabinkin A. High-temperature brazing: filler metals and processing // Advances in brazing: Science, technology and applications. Woodhead Publishing Limited, - 2013. - № 1980. - С. 121-159 .

Chen W-S S.R.-K. Microstructural Evolution of Brazing 304 Stainless Steel Using an Amorphous (Ni, Fe)-based Foil // ISIJ Int, - 2012. - Т. 52, № 5. С. 939-941. Шура Е.А., Берштейн. М.Л. Фрактография и атлас фрактограм / Справ. Изд. Пер. с англ. / Под ред. Дж.Феллоуза. - М.: Металлургия, 1982. - 489 с.

Lee Y.W. и др. Mechanical Strength and Microstructural Characterization of SUS304 Brazed Joints with BNi-2 Filler Metal: Influence of Brazing Temperature and Time // Solid State Phenom, - 2009. - Т. 124-126. - С. 1673-1676.

Su C.Y. и др. Effect of mechanical properties using different filler metals on wide-clearance activated-diffusion-brazed Ni-based superalloy // J. Mater. Eng. Perform, - 2000. - Т. 9, - № 6.

- С. 663-668.

90. Simoes S. Diffusion Bonding and Brazing of Advanced Materials // Metals (Basel), - 2018. -Т. 8, - № 11. - С. 959.

91. Wielage B., Hoyer I. C. High temperature brazing with modified Ni-base brazing filler metals // International Conference on Brazing, High Temperature Brazing and Diffusion Welding, -2007. - С. 209-214.

92. Elmanov G.N., Ivanitskaya E.A., Zharikov E.S. Crystallization process of nickel-based amorphous alloys // Non-ferrous Met, - 2015. - С. 36-41.

93. Novosadov V.S. Assessment of the effect of fillets and special features of technology on the mechanical properties of brazed joints // Weld. Int, - 2017. - Т. 31, - № 10. - С. 802-808.

94. Кузнецов О. А., Погалов А.И. Прочность паяных соединений. - М.: Машиностроение, 1987. - 112 с.

95. Okane I. Fatigue Crack Growth Rate of Brazed Joint // Q. J. Japan Weld. Soc, - 1985. - Т. 3, -№ 1. - С. 132-139.

96. Каллистер У.Д. Материаловедение : от технологии к применению. - СПб.: НОТ, 2011. -894 с.