Сценарии структурообразования в волне горения системы Ni-Al c упрочняющими добавками

Обложка

Цитировать

Полный текст

Аннотация

В работе были изучены микроструктуры, образующиеся в волне горения системы Ni-Al с упрочняющими добавками частиц высокотемпературной керамики, состоящих из диборида титана и корунда. Микроструктуры и формы меняются в зависимости от содержания керамических добавок в матрице NiAl. Частицы диборида титана принимают самые разнообразные элементарные формы, такие как столбчатые, пластинчатые, игольчатые, правильные кубические структуры и кубоиды. Эти результаты обрисовывают в общих чертах стратегию процессов самосборки в реальном времени для создания диверсифицированных микроструктур. Некоторые зерна диборида титана размером 2-5 мкм встраиваются в кластеры корунда, а небольшое количество частиц диспергируется в матрице NiAl. Предполагается, что чем выше содержание упрочняющих добавок, тем с большей однородностью распределения керамический скелет будет присутствовать в матрице NiAl.

Полный текст

Введение

Благодаря низкой плотности, высокой температуре плавления, хорошей теплопроводности и хорошей коррозионной стойкости [1] интерметаллиды NiAl широко применяются в высокотемпературных и коррозионных средах, таких как детали авиационных двигателей, газотурбинные лопатки, термобарьерные и антикоррозийные покрытия. Однако низкая пластичность при комнатной температуре и низкая прочность при высокой температуре ограничивают их применение в промышленности и производстве [2; 3]. В связи с этим в настоящее время большое число работ посвящено улучшению пластичности при комнатной температуре и высокотемпературной прочности интерметаллических соединений Ni-Al. Добавление в NiAl различных легирующих элементов, таких как Mo [4], Ti [5], Cr [6] и редкоземельные металлы [7], является эффективным способом улучшения его свойств. При добавлении или формировании частиц керамики, таких как Al2O3 [8; 9], TiB2 [10], NbB2 [11] и TiC [12; 13], прочность и свойства пластичности композиционного материала Ni-Al могут быть также значительно улучшены.

Хорошо известно, что технология самораспространяющегося высоко- температурного синтеза (СВС) имеет значительные преимущества, такие как низкое энергопотребление, недорогое производственное оборудование, простота эксплуатации и синтез композиционных компонентов на месте, по сравнению с другими обычными способами [14]. С помощью процесса СВС удобно получать широкий ряд матричных композитов NiAl, армированных TiB2, NbB2, TiC, Al2O3, ZrB2 [15] и TiN [16]. Наибольший интерес представляют упрочняющие порошковые добавки из керамики TiB2 и Al2O3 в разных матрицах системы Ni-Al из-за их одинакового коэффициента теплового расширения, химической и физической совместимости [17]. Основная идея нашей работы состоит в том, что, добавляя TiB2 в керамику Al2O3, можно предотвратить рост зерен Al2O3 и распространение трещин в матрице системы Ni-Al. Следовательно, мелкозернистая и хорошо распределенная фаза TiB2 будет способствовать повышению прочности и вязкости разрушения композиционного материала. Обычно это приводит к повышению стойкости к истиранию и вязкости разрушения в материалах режущего инструмента [18; 19].

Цель работы – экспериментальное обоснование предполагаемых механизмов структурообразования в волне горения системы Ni-Al с упрочняющими добавками TiB2 и Al2O3, объясняющих микроструктурную эволюцию в волне горения СВС и возможности улучшения пластичности в нормальных условиях, при одновременном повышении температурной прочности интерметаллидов.

Методика экспериментального исследования

В качестве исходных продуктов для формирования реакционной смеси горения волны СВС применялся коммерческий порошок чистого Ni (99,9 %, 38-50 мкм) марки ПНК-УТ3 и порошок Al (99,9 %, 75 мкм) марки ПА4, а в качестве исходных компонентов упрочняющих добавок использовался порошок B2O3 (98 %, 75 мкм) и порошок TiO2 (98 %, 45 мкм). Порошковые смеси рассматривались как две части: одна представляла собой, как видно на рис. 1, эквимолярную смесь порошков Ni + Al, в которой мольное соотношение было установлено равным n (Ni): n (Al) = 1: 1, другая представляла собой Al + TiO2 + B2O3, в которой мольное соотношение фиксировали до n (Al): n (TiO2): n (B2O3) = 10: 3: 3, и последнее добавляли в первое в массовых долях 0,5 %, 10 %, 15 %, 20 %, 25 % и 30 % соответственно.

 

Рисунок 1 – Структура пористой смеси порошков Ni и Al при насыпной плотности: a –математическая модель [16]; b – изображение сканирующей электронной микроскопии (СЭМ)

 

Для получения однородной смеси все порошки перемешивались в биконусном смесителе в течение 6 часов. Затем смеси выгружались в металлические формы с размерами и прессовались при давлении 150 МПа в цилиндрические брикеты диаметром d = 20 мм и высотой h = 20 мм. Было изготовлено семь типичных исходных брикетов с различным содержанием Al+ TiO2+B2O3. Для полного реагирования реагентов полученные компакты предварительно нагревали в электрической печи при 300 °С в течение 30 минут. После этого брикеты вместе с пресс-формами вынимали и на их поверхность насыпали небольшое количество инициирующего порошка диборида титана. Наконец, компакты зажигались вольфрамовой проволокой, раскаленной электрическим током до температуры 1200 °С. Реакции между порошками в исходной смеси были следующими:

                                                                      Ni+Al=NiAl                                                                  (1)

                                                 10Al+3TiO2 +3B2O3 = 3TiB2 +5Al2O3                                                            (2)

Процесс зажигания волны СВС, распространение реакции по образцу и последующие стадии догорания и структурообразования показаны на рис. 2.

 

Рисунок 2 – Схема прохождения реакции СВС, инициированной электронагревом (a), и компьютерная визуализация механизма эволюции исходной структуры в волне горения (b)

 

Устойчивость режима распространения волны горения СВС определялась in situ методом дифференциальной хроноскопии [22] по отклонению от средних значений нормальной и тангециальной составляющей скорости фронта горения, адиабатической температуре «горячих точек» (Hot Spots) и тепловой структуре фронта горения с помощью микропирометрического комплекса на основе высокоскоростной телевизионной камеры (ВидеоСпринт, модель VS-FAST, ООО Videoscan, Россия), как показано на рис. 3 [15].

 

Рисунок 3 – Высокоскоростная регистрация тепловой структуры волны СВС: карта возникновения «горячих точек» (a); мгновенное положение «горячих точек» во фронте волны горения – между исходными (внизу) и конечными (вверху) продуктами СВС (b); морфология поверхности образца со следами слоёв горения (c)

 

Кристаллические фазы продуктов определяли по рентгенограммам методом дифракции рентгеновских лучей (XRD, модель D/Max 2500PC Rigaku, Япония). Морфологию разрушения и микроструктуру наблюдали с помощью методов сканирующей электронной микроскопии (SEM, модель KYKY2800B) и полевой эмиссионной сканирующей электронной микроскопии (FESEM, NOVA NANOSEM 450, FEI). Составы образцов анализировали с помощью электронно-зондового микроанализа (EPMA, JXA-8230). Микротвердость измеряли с помощью FM-700 с нагрузкой 1 Н и выдерживали в течение 10 с. Для каждого соединения в тесте на микротвердость были взяты пять выемок и вычислено среднее из этих точек с учетом относительных ошибок.

Обсуждение результатов эксперимента

В образцах эквимолярной смеси порошков системы Ni+Al волна реакции СВС распространялась в устойчивом режиме со скоростью около 20–25 мм/с. При добавлении Al+TiO2+B2O3 в Ni+Al время задержки зажигания увеличивается из-за внутреннего теплоотвода в инертную добавку и поглощения части тепла, необходимой для начала реакции (2). Как только двухстадийная реакция (1) и (2) была инициирована, волна СВС перешла в режим диффузионной и гидродинамической неустойчивости расплава с повышением скорости распространения [20]. Например, когда содержание Al+TiO2+B2O3 увеличилось до 15 %, скорость движения фронта горения достигала 40 мм/с. Таким образом, вся стадия горения в компактах прошла за пренебрежимо малое время tгор=h/Vсвс < 500 мс подобно тепловому взрыву. После окончания синтеза образцы медленно охлаждали.

На рисунке 4 приведены рентгенограммы конечных продуктов синтеза, полученных путем добавления в исходную эквимолярную систему Ni+Al упрочняющей инертной добавки Al+TiO2+B2O3 при различных массовых долях 0,5 %, 10 %, 15 %, 20 %, 25 % и 30 % соответственно.

В отсутствие добавок продукты реакции состоят из фазы NiAl, что находится в полном соответствии с реакцией (1). По мере увеличения доли упрочняющей добавки Al+TiO2+B2O3 наряду с фазой NiAl появляются керамические фазы B2O3, TiB2 и Al2O3 (см. рис. 4).

 

Рисунок 4 – Рентгенограммы продуктов синтеза с различной долей Al+TiO2+B2O3

 

Из приведенных выше данных рентгенофазного анализа видно, как при увеличении массовой доли содержания реагента Al+TiO2+B2O3 в исходной смеси растет доля упрочняющей керамической фазы TiB2 и Al2O3. Более того, в конечных продуктах синтеза почти не наблюдается непрореагировавшее сырье. Таким образом, можно сделать вывод о полноте протекания реакций (1) и (2), в результате чего получены нужные упрочняющие фазы, как показано выше на рис. 2 (b). На рис. 5 показана микроструктура фазы NiAl в отсутствие добавок.

 

Рисунок 5 – Микроструктура NiAl без добавок: (a) – металлография; (b) и (c) – СЭМ

 

В образцах, содержащих только Ni+Al, зерна NiAl образуются в результате растворения частицы Ni в расплаве Al (см. рис. 5а), а в объеме зерна наблюдается скелет из Ni3Al на месте остановившейся границы растворения, как видно на рис 5b и 5c [20; 22].

Увеличение содержания до 10 % в исходной смеси Al+TiO2+B2O3 дает рост адиабатической температуры в волне СВС, что приводит к полному растворению Ni и формированию зерна матрицы NiAl, вдоль границы которой растут частицы (~ 5 мкм) TiB2 и Al2O3, как показано на рис. 6 (a) и (b).

 

Рисунок 6 – Микроструктура NiAl +10 % (TiB2-Al2O3): (a) – СЭМ; (b) – визуализация

 

Когда содержание Al+TiO2+B2O3 увеличивается до 20 %, фаза TiB2 в виде частиц меньше 5 мкм, в основном в форме кубов или кубоидов, собирается в конгломераты с Al2O3, как показано на рис. 7.

 

Рисунок 7 – Микроструктура NiAl +20 % (TiB2-Al2O3): (a) – СЭМ; (b) – визуализация

 

Такие агрегации (60–70 мкм) кластеров частиц TiB2-Al2O3 дают нерегулярные конгломераты, а некоторые частицы TiB2 по-прежнему распределяют на границе зерен матрицы [25]. При дальнейшем увеличении содержания Al+TiO2+B2O3 количество частиц TiB2 увеличивается. Но размер кластеров частиц TiB2-Al2O3 становится меньше. Кроме того, некоторые частицы TiB2 располагаются в матрице, как показано на рисунке 8.

 

Рисунок 8 – Микроструктура NiAl +30 % (TiB2-Al2O3): (a) – СЭМ; (b) – визуализация

 

Результаты испытаний на микротвердость и расчетные данные о адиабатической температуре двухстадийной реакции горения (1) и (2) для каждого состава полученных образцов приведены в таблице 1. Средние микротвердости матрицы в продуктах NiAl без и с 10 % (Al+TiO2+B2O3) равны HV100 = 398 и HV100 = 501 соответственно, которые близки к твердости чистого NiAl. Микротвердость дендридной структуры в продукте с 10 % (Al+TiO2+B2O3) HV100 в пределах (1160–1730) значительно колеблется. По сравнению с продуктом, имеющим добавку 10 % (Al+TiO2+B2O3), твердость белого куба или кубоидных кластеров в продуктах с 20 % и 30 % (Al+TiO2+B2O3) выше, а самая высокая твердость доходит до HV100 = 2700. Твердость темно-серых нерегулярных конгломератов (TiB2-Al2O3), которые выглядят как склеенные кубоидные частицы TiB2, в матрице Al2O3 достигает (1260-1480) HV100. Твердость образцов с 20 % и 30 % (Al+TiO2+B2O3) также варьируется от 570 до 1420 HV100, и их высокая твердость близка к твердости конгломератов (TiB2-Al2O3).

 

Таблица 1 – Микротвердость и адиабатическая температура образцов с различным содержанием добавок

Образец

Микротвердость

(HV)

Адиабатическая

температура, °С

Чистый NiAl

398±19

1638

NiAl – 5 % (TiB2-Al2O3)

410±21

1665

NiAl −10 % (TiB2-Al2O3)

501±25

1692

NiAl −15 % (TiB2-Al2O3)

567±28

1719

NiAl – 20 % (TiB2-Al2O3)

595±29

1745

NiAl – 25 % (TiB2-Al2O3)

608±31

1772

NiAl – 30 % (TiB2-Al2O3)

596±30

1799

 

Таким образом, когда содержание Al+TiO2+B2O3 составляет менее 10 %, то количество образованных в ходе протекания реакции (2) частиц TiB2 и Al2O3, так же, как и значение адиабатической температуры Tad реакционной системы, является явно недостаточным [24]. При увеличении до 30 % достигается более высокое значение Tad и образуется больше TiB2 и Al2O3.

 

Рисунок 9 – СЭМ изображения обычных частиц TiB2 (а) и конгломератов c Al2O3 (b)

 

Все вышеперечисленное вносит большой вклад в рост зерен TiB2 в виде кубов или кубиков, как показано на рисунке 9 (а). Кроме того, большое количество Al2O3 прилипает к зернам TiB2, как показано на рисунке 9 (b), и растет вокруг них. Поскольку нет границ для разделения пространств между зернами TiB2, как показано на фиг. 6 (b), зерна Al2O3 развиваются свободно, пока не соприкоснутся друг с другом, образуя конгломераты, как показано на фиг. 7 (a) и (b). Между тем есть также несколько отдельных кубов или кубоидов TiB2, импрегнированных в расплав NiAl, и некоторые зерна Al2O3 прилипают к примесям в жидкости NiAl.

Наконец, когда NiAl начинает затвердевать, почти все вышеупомянутые твердые фазы, которые образуются до NiAl, будут выталкиваться к границам зерен аналогично тому, как показано на рис. 8 (a) и 8 (b), что вносит вклад в формирование измельченных зерен NiAl. Более того, зерна Al2O3, которые образуются на примесях, могут оставаться в матрице NiAl, чтобы помочь улучшить твердость. Эти зерна Al2O3 могут скапливаться вместе и становиться большими конгломератами из-за самодиффузии Al2O3. Следовательно, твердость матрицы на рисунке 7 сильно варьируется, а самая высокая твердость близка к твердости конгломератов.

Выводы

  1. Обнаружено, что синтезированные в волне горения СВС из смеси порошков: Ni, Al, TiB2 и Al2O3 образцы композитов (TiB2+Al2O3)/(NiAl) с увеличением содержания (Al+TiO2+B2O3) прямо пропорционально содержат больше керамических фаз TiB2 и Al2O3, которые генерируются в матрице NiAl.
  2. При малом содержании реагента (Al+TiO2+B2O3), когда он составляет менее 10 %, упрочняющие добавки (TiB2+Al2O3) растут в альтернативную игольчатую структуру через режим самосборки.
  3. Когда образуется больше TiB2+Al2O3, частицы TiB2 будут свободно расти и полностью развиваться, и в конечном итоге они будут иметь форму куба, кубоида или шестиугольника. В то же время большие агломераты Al2O3, которые образуются вокруг зерен TiB2, имеют тенденцию соединяться вместе, образуя большие нерегулярные конгломераты.
  4. Микротвердость матричного композита NiAl увеличивается на 50 % с HV (398±19) до HV (608±31) из-за измельчения зернистости структуры композита при увеличении содержания упрочняющей добавки (TiB2+Al2O3) до 25 %.
  5. Добавление Al+TiO2+B2O3 в Ni+Al увеличивает время задержки зажигания из-за внутреннего теплоотвода в инертную добавку и поглощения части тепла, необходимой для начала реакции. Как только двухстадийная реакция инициирована, волна СВС переходит в режим диффузионной и гидродинамической неустойчивости с повышением скорости распространения и адиабатической температуры горения.
×

Об авторах

Хонг Жи Цуи

Шаньдунский университет науки и технологии

Автор, ответственный за переписку.
Email: director@ism.ac.ru

Доктор наук, Заслуженный профессор школы Тайшань, декан колледжа материаловедения и инженерии Шаньдунского университета науки и технологии

Китай

Анжелика Анатольевна Григорьевская

Алтайский государственный университет

Email: a.a.grig@bk.ru

Бакалавр факультета математики и информационных технологий

 

Россия, 656049, г. Барнаул, пр-т Ленина, д.61

Игорь Павлович Гуляев

Институт теоретической и прикладной механики  им. С. А. Христиановича СО РАН

Email: gulyaev@itam.nsc.ru

Старший научный сотрудник 

Россия, 630090, г. Новосибирск, ул. Институтская, д.4/1

Список литературы

  1. Ozdemir, O. A study on NiAl produced by pressure-assisted combustion synthesis / O. Ozdemir, S. Zeytin, S. Bindal // Vacuum. – 2010. – Vol. 84. – P. 430−437.
  2. Microstructures, mechanical and oxidation behaviors of C/C composites modified by NiAl alloy / H. C. Fang, P. Xiao, X. Xiong, G. J. Yu // Transactions of Nonferrous Metals Society of Chi-na. – 2016. – № 26 (1). – P. 196−202.
  3. Obtaining Radiation-resistant Material by SHS Method / M. Kozhanova, A. Kozhanov, I. Golubenko [et al.] // IOP Conference Series: Materials Science and Engineering. – 2019. – Vol. 521. – P. 012005.
  4. Ray, P. K. Formation of multilayered scale during the oxidation of NiAl−Mo alloy / P. K. Ray, M. Aking, M. J. Kramer // Applied Surface Science. – 2014. – № 301 – P. 107−111.
  5. Synthesis and fabrication of NiAl coatings with Ti under layer using induction heating / T. Ri-yadi, T. Zhang, D. Marchant, X. M. Zhu // Surface and Coatings Technology. – 2014. – № 258 (6). – P. 154−159.
  6. Martensitic transition and super elasticity of Co−Ni−Al ferromagnetic shape memory alloys with two-phase structure / Y. Tanak, K. Oikaw, Y. Sutou, K. Ishida // Materials Science and Engineering A. – 2006. – № 438. – P. 1054−1060.
  7. Correction factor in temperature measurements by optoelectronic systems / N. Bikberdina, R. Yunusov, M. Boronenko, P. Gulyaev // Journal of Physics: Conference Series. – 2017. – Vol. 917. – P. 052031.
  8. Microstructure evolution and mechanical properties of Ni3Al/Al2O3 composite during self-propagation high-temperature synthesis and hot extrusion / L. Y. Sheng, F. Yang, T. F. Xi [et al.] // Materials Science and Engineering A. – 2012. – № 555 (41). – P. 131−138.
  9. Effect of Ni addition on the preparation of Al2O3 –TiB2 composites using high-energy ball mill-ing / W. Yang, S. Dong, P. Luo [et al.] // Journal of Asian Ceramic Societies. – 2004. – № 2 (4). – P. 399−402.
  10. Effect of NiAl content on phases and microstructures of TiC−TiB2−NiAl composites fabricated by reaction synthesis / H.-Z. Cui, L. Ma, L. Cao, F. Teng // Transactions of Nonferrous Metals Society of China. – 2014. – № 24(2). – P. 346−353.
  11. Shokati, A. In situ synthesis of NiAl−NbB2 composite powder through combustion synthesis / A. Shokati, N. Parvin, A. Hemmati // Journal of Alloys and Compounds. – 2013. – № 549 (5). – P. 141−146.
  12. Borodina, K. Thermal analysis of reaction producing KXTiO2 / K. Borodina, S. Sorokina, N. Blinova. – doi: 10.1007/s10973-017-6840-0 // Journal of Thermal Analysis and Calorimetry. – 2018. – Vol. 131. – № 1. – P. 561–566.
  13. Чеклов, С. А. Тепловизионный метод контроля фазообразования в процессе СВ-синтеза / С. А. Чеклов, Д. О. Боброва, П. Ю. Гуляев. – Текст : непосредственный // Электронные средства и системы управления. – 2017. – № 1-2. – С. 123–125.
  14. Control of dispersed-phase temperature in plasma flows by the spectral-brightness pyrometry method / A. V. Dolmatov, I. P. Gulyaev, P. Yu. Gulyaev, V. I. Jordan. – doi: 10.1088/1757-899X/110/1/012058 // IOP Conference Series: Materials Science and Engineering. – 2016. – Vol. 110. – № 1. – P. 012058.
  15. Бороненко, М. П. Телевизионная измерительная система наносекундного разрешения / М. П. Бороненко, П. Ю. Гуляев. – Текст : непосредственный // Доклады Томского госу-дарственного университета систем управления и радиоэлектроники. – 2014. – № 1 (31). – С. 60–64.
  16. Моделирование фрактальных структур упаковок порошковых СВС-материалов / И. В. Милюкова, А. Л. Трифонов, С. А. Ширяев, П. Ю. Гуляев. – Текст : непосредственный // Ползуновский альманах. – 2007. – № 3. – С. 39–41.
  17. Оценка времени фазообразования в системе горения NiAl методом визуализации тепло-вых полей / М. П. Бороненко, А. Е. Серегин, П. Ю. Гуляев, И. В. Милюкова. – Текст : непосредствееный // Научная визуализация. – 2015. – Т. 7, № 5. – С. 102–108.
  18. Dolmatov, A. V. Investigation of structure formation in thin films by means of optical pyrome-try / A. V. Dolmatov, I. V. Milyukova, P. Y. Gulyaev. – doi: 10.1088/1742-6596/1281/1/012010 // Journal of Physics : Conference Series. – 2019. – Vol. 1281. – P. 012010.
  19. Григорьевская, А. А. Компьютерная визуализация радиационного теплопереноса в волне горения СВС / А. А. Григорьевская, П. Ю. Гуляев. – Текст : непосредственный // Ползуновский альманах. – 2019. – № 4. – С. 5–9.
  20. Limit of inert functional admixtures depending on the dispersion in the combustion synthesis of nickel aluminides / P. Gulyaev, A. Dolmatov, V. Jordan, Y. Panchenko. – doi: 10.1088/1742-6596/1134/1/012018 // Journal of Physics: Conference Series. – 2018. – Vol. 1134. – P. 012018.
  21. Анализ и оптимизация газотермического напыления по скорости и температуре частиц дисперсной фазы потока / А. В. Долматов, И. П. Гуляев, В. И. Кузьмин [и др.]. – Текст : непосредственный // Теплофизика и аэромеханика. – 2017. – № 24 (1). – С. 83–94.
  22. Cui, H. Z. Influence of micropores on structural instability of the combustion wave / H. Z. Cui, A. A. Grigoryevskaya, P. Yu. Gulyaev. – Текст : непосредственный // Вестник Югорского государственного университета. – 2019. – № 4 (55). – С. 33–40.
  23. Вычислительная методика расчета признаков спиновой неустойчивости СВС / А. А. Григорьевская, П. Ю. Гуляев, В. И. Иордан, И. А. Шмаков. – Текст : непосредственный // Высокопроизводительные вычислительные системы и технологии. – 2019. – Т. 3, № 2. – С. 82–91.
  24. Калачёв, А. В. Исследование тепловой структуры волны горения самораспространяю-щегося высокотемпературного синтеза / А. В. Калачёв, П. Ю. Гуляев, В. И. Иордан. – Текст : непосредственный // Известия Алтайского государственного университета. – 2005. – № 1 (35). – С. 104–109.
  25. Gulyaev, I. Experience in plasma production of hollow ceramic microspheres with required wall thickness / I. Gulyaev // Ceramics International. – 2015. – Vol. 41. – P. 101–107.

Дополнительные файлы

Доп. файлы
Действие
1. JATS XML
Скачать
2. Рисунок 1 – Структура пористой смеси порошков Ni и Al при насыпной плотности: a –математическая модель [16]; b – изображение сканирующей электронной микроскопии (СЭМ)

Скачать (82KB)
Метаданные
3. Рисунок 2 – Схема прохождения реакции СВС, инициированной электронагревом (a), и компьютерная визуализация механизма эволюции исходной структуры в волне горения (b)

Скачать (144KB)
Метаданные
4. Рисунок 3 – Высокоскоростная регистрация тепловой структуры волны СВС: карта возникновения «горячих точек» (a); мгновенное положение «горячих точек» во фронте волны горения – между исходными (внизу) и конечными (вверху) продуктами СВС (b); морфология поверхности образца со следами слоёв горения (c)

Скачать (71KB)
Метаданные
5. Рисунок 4 – Рентгенограммы продуктов синтеза с различной долей Al+TiO2+B2O3

Скачать (50KB)
Метаданные
6. Рисунок 5 – Микроструктура NiAl без добавок: (a) – металлография; (b) и (c) – СЭМ

Скачать (90KB)
Метаданные
7. Рисунок 6 – Микроструктура NiAl +10 % (TiB2-Al2O3): (a) – СЭМ; (b) – визуализация

Скачать (93KB)
Метаданные
8. Рисунок 7 – Микроструктура NiAl +20 % (TiB2-Al2O3): (a) – СЭМ; (b) – визуализация

Скачать (106KB)
Метаданные
9. Рисунок 8 – Микроструктура NiAl +30 % (TiB2-Al2O3): (a) – СЭМ; (b) – визуализация

Скачать (129KB)
Метаданные
10. Рисунок 9 – СЭМ изображения обычных частиц TiB2 (а) и конгломератов c Al2O3 (b)

Скачать (111KB)
Метаданные

© Цуи Х., Григорьевская А.А., Гуляев И.П., 2020

Creative Commons License
Эта статья доступна по лицензии Creative Commons Attribution-ShareAlike 4.0 International License.