Кристаллография, 2019, T. 64, № 5, стр. 712-719

Ориентационное соотношение и размерное несоответствие кристаллических решеток Nb-матрицы и γ-силицида в композите системы Nb–Si

А. В. Заводов 1*, Д. В. Зайцев 1, Н. А. Кузьмина 1, И. Л. Светлов 1

1 Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов ГНЦ РФ
Москва, Россия

* E-mail: zavodovad@gmail.com

Поступила в редакцию 02.04.2018
После доработки 26.12.2018
Принята к публикации 10.01.2019

Полный текст (PDF)

Аннотация

Методами просвечивающей электронной микроскопии установлены ориентационные соотношения между кристаллическими решетками твердого раствора Nb и частиц γ-силицидов Nb5Si3: {110}Nb||{100}γ; 〈111〉Nb||〈001〉γ. Плоскостями сопряжения являются плоскости двух типов: {110}Nb||{100}γ и {111}Nb||{001}γ. Плоскости первого типа образуют между собой ступеньки под углом 120°. Для подтверждения правильности вычисленных ориентационных соотношений и сравнения с экспериментальными картинами электронной дифракции использованы методы математического моделирования, позволяющие строить совмещенные электронограммы нескольких фаз и осуществлять наклон модельного кристалла. Построена модель межфазной границы в двух сечениях и предложено структурное обоснование морфологии поверхности раздела частицы и матрицы. Вычислено размерное несоответствие между кристаллическими решетками матрицы и γ-силицида.

ВВЕДЕНИЕ

Кристаллография и морфология диффузионно-контролируемых твердотельных реакций во многом определяются ориентационными и размерными соотношениями между кристаллическими решетками матричной фазы и продуктов превращений. Этот принцип справедлив для всех без исключения твердофазных реакций в процессе термической обработки или эксплуатационной деградации структуры и свойств различных сплавов – магниевых, титановых, циркониевых, железных, никелевых, кобальтовых и других с различными кристаллическими решетками.

Существует несколько прогнозных моделей, среди которых стыковая модель совпадения наиболее проста и эффективна для предсказания ориентационных соотношений и габитусных плоскостей в гетерогенных сплавах, состоящих из фаз с различными кристаллическими решетками [1]. Например, согласно этой модели, индексы параллельных плоскостей и направлений, а также габитусных плоскостей в системах ГПУ–ОЦК существенно зависят от отношения периодов кристаллических решеток сопрягаемых фаз [2]. Модель предсказывает возможную зигзагообразную структуру границы раздела между сопрягающимися решетками [2, 3].

В теории и практике физического материаловедения никелевых и кобальтовых жаропрочных сплавов ориентационные соотношения и размерные несоответствия периодов кристаллических решеток фаз являются важными параметрами, определяющими термостабильность и микроструктуру при высоких напряжениях и температурах [48].

Аналогичные проблемы возникают в естественных эвтектических композитах на основе легированной системы Nb–Si, состоящих из Nb-матрицы с ОЦК-решеткой и армирующей фазы в виде силицидов ниобия Nb5Si3 различных полиморфных модификаций α и γ [9]. Силицид α-Nb5Si3 имеет тетрагональную кристаллическую решетку, а силицид γ-Nb5Si3 – гексагональную [1013]. Многообразие вариантов сопряжения фаз различных модификаций в композитах Nb–Si разных составов является причиной неоднозначности экспериментально определенных ориентационных соотношений [1418].

В связи с этим основные задачи настоящей работы состояли в экспериментальном определении аксиальной текстуры Nb-матрицы и армирующей фазы γ-силицида, формирующейся в процессе получения композита методом направленной кристаллизации, ориентационного соотношения между силицидами и Nb-матрицей, а также размерного несоответствия межплоскостных расстояний сопрягаемых плоскостей на границе раздела Nb-матрицы и γ-силицида.

ОБЪЕКТЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

Композиты системы Nb–Si–Ti–Hf–Al–Cr–Mo–W–Zr получали в два этапа: вначале получали сплав, близкий к эвтектическому составу с равноосной структурой (прекурсор), а затем собственно композиты методом направленной кристаллизации прекурсоров. Для выравнивания микроликвационной неоднородности слитки гомогенизировали в вакууме в течение 10 ч.

Методом рентгеновской дифракции определено направление преимущественного роста Nb-матрицы и силицида ниобия. Для съемки использовали цилиндрический образец с полированной торцевой поверхностью. Для удаления деформированного слоя применяли электролитическое травление. Съемку проводили на дифрактометре ДРОН-4 в геометрии Брэгга–Брентано (CuKα-излучение), применяли θ–2θ-сканирование в диапазоне углов 2θ 30°–142°.

Образцы для просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ) изготовили в виде дисков таким образом, чтобы их плоскости были перпендикулярны и параллельны оси кристаллизации. Полученные диски утоняли на SiC-бумаге до 50 мкм, а далее в среде аргона на установке ионного травления PIPSII фирмы Gatan.

Дифракционный анализ проводили с помощью микроскопа Jem 200 CX фирмы Jeol при рабочем ускоряющем напряжении 160 кВ и длине камеры 820 мм. Анализ дифракционных картин и вычисление ориентационных соотношений выполняли с применением методов математического моделирования. Прямые ПЭМ-изображения получены в микроскопе Tecnai G2 F20 S-TWIN фирмы FEI при рабочем ускоряющем напряжении 200 кВ.

Ориентационные соотношения между кристаллическими решетками твердого раствора Nb (матрица) и силицидами ниобия γ-Nb5Si3 вычисляли в несколько этапов. Сначала определяли тип и параметры кристаллических решеток матрицы и силицидов (периодов и углов), затем получали электронограммы с совмещенными сетками на межфазной границе. После этого задавали ориентационные соотношения и моделировали дифракцию на двух фазах. На последнем этапе проводили проверку совпадения расчетных дифракционных картин с экспериментальными при двух угловых положениях образца.

Все матричные вычисления осуществляли в Mathcad. Результаты расчета визуализировали в программной среде Borland Delphi 7.

РЕЗУЛЬТАТЫ И ИХ ОБСУЖДЕНИЕ

Определение аксиальной текстуры Nb-матрицы и фазы γ-Nb5Si3. На рис. 1 приведены прямые полюсные фигуры для отражений 222Nb и 002γ, полученные в поперечном сечении монолитного образца композита Nb–Si. Для матрицы Nb в поперечном сечении характерно наличие текстуры [111]. Выделения силицида ниобия γ-Nb5Si3 имеют текстуру [001]. Таким образом, направлениями роста монолитного образца являются направления типа 〈111〉Nb||〈001〉γ. Подобное соответствие направлений кристаллизации твердого раствора и силицидов совпадает с результатами, приведенными в [19, 20].

Рис. 1.

Прямые полюсные фигуры в поперечном сечении монолитного образца: а – отражение 222Nb; б – отражение 002γ.

Определение ориентационных соотношений между силицидами и Nb-матрицей. Матрица сплава представляет собой твердый раствор Nb c ОЦК-решеткой. В исследуемом сплаве наблюдались силициды двух типов, различающиеся размерами и морфологией (рис. 2). Первые – это крупные силициды, образующиеся по эвтектоидной реакции в процессе направленной кристаллизации. На ПЭМ-изображениях (рис. 2а), полученных в режиме детектирования обратно отраженных электронов, γ-силициды соответствуют светлым областям. Вторые – более мелкие силициды, выпадающие при охлаждении из твердого раствора ниобия с уменьшением растворимости легирующих элементов (рис. 2б).

Рис. 2.

Микроструктура образца в поперечном сечении: а – первичные γ-силициды (светлые области); б – вторичные силициды, выделяющиеся в твердом растворе Nbтр.

Все изученные силициды, как крупные, так и мелкие, обладают гексагональной решеткой (пр. гр. P63/mcm) c периодами аγ ≈ 7.57 и сγ ≈ 5.21 Å, соответствующими γ-силицидам ниобия. Период твердого раствора ниобия согласно данным рентгеноструктурного анализа составляет аNb ≈ 3.27 Å.

Первичный силицид. На рис. 3 приведена электронограмма граничной области матрицы с крупным силицидом на оси зоны [111]Nb||[001]γ. Неравномерное распределение интенсивности двух сеток рефлексов связано в первую очередь с тем, что область селекторной диафрагмы наполовину занята матрицей, а наполовину – частицей силицида, что и приводит к такому эффекту.

Рис. 3.

Электронограмма граничной области (ось зоны [111]Nb||[001]γ). Крупные ромбы – решетка Nb, мелкие – решетка γ-силицида. Рефлексы от решеток Nb и γ-силицида обозначены крупными и мелкими символами соответственно.

Для составления ориентационных соотношений необходимо выбрать в двух решетках два совпадающих направления (они уже выбраны – это оси зон [111]Nb и [001]γ) и две параллельные плоскости. Параллельным плоскостям (hkl)Nb и (hkl')γ соответствуют рефлексы hklNb и $h{\kern 1pt} {\text{'}}k{\kern 1pt} {\text{'}}l_{\gamma }^{'}$, лежащие на одной прямой с нулевым узлом обратной решетки. Таким свойством на рис. 3 обладают, например, почти совпадающие рефлексы 0$\bar {1}$1Nb и 0$\bar {3}$0γ.

В общем виде, если в решетку Nb встроен хотя бы один γ-силицид, то одна из его плоскостей семейства {100}γ параллельна одной из плоскостей семейства {110}Nb, а его ось [001]γ параллельна одной из осей семейства 〈111〉Nb, что можно для краткости выразить в условной форме: {110}Nb||{100}γ; 〈111〉Nb||〈001〉γ.

Ориентационные соотношения между двумя решетками можно определить матрицей перехода. Воспользуемся рис. 3, чтобы выразить каждый базисный вектор обратной решетки γ-силицида линейной комбинацией базисных векторов обратной решетки ниобия. Обозначив символом H(hkl) радиус-вектор узла hkl, запишем:

$\begin{gathered} {\mathbf{H}}{{(100)}_{\gamma }}{\kern 1pt} ||{\kern 1pt} {\mathbf{H}}{{(10\bar {1})}_{{{\text{Nb}}}}};\;{\mathbf{H}}{{(010)}_{\gamma }}{\kern 1pt} ||{\kern 1pt} {\mathbf{H}}{{(01\bar {1})}_{{{\text{Nb}}}}}; \\ {\mathbf{H}}{{(001)}_{\gamma }}{\kern 1pt} ||{\kern 1pt} {\mathbf{H}}{{(111)}_{{Nb}}}. \\ \end{gathered} $

Последняя пара векторов направлена по осям двух зон [001]γ||[111].

Обозначив базисы обратных решеток силицида и ниобия как $({\mathbf{a}}_{1}^{*},{\mathbf{a}}_{2}^{*},{\mathbf{a}}_{3}^{*})\quad$ и $({\mathbf{A}}_{1}^{*},{\mathbf{A}}_{2}^{*},{\mathbf{A}}_{3}^{*})\quad$ соответственно, свяжем системы координат двух обратных решеток следующими преобразованиями:

${\mathbf{a}}_{1}^{*} = 0.353{\mathbf{A}}_{1}^{*} - 0.353{\mathbf{A}}_{3}^{*},$
${\mathbf{a}}_{2}^{*} = 0.353{\mathbf{A}}_{2}^{*} - 0.353{\mathbf{A}}_{3}^{*},$
${\mathbf{a}}_{3}^{*} = 0.362{\mathbf{A}}_{1}^{*} + 0.362{\mathbf{A}}_{2}^{*} + 0.362{\mathbf{A}}_{3}^{*},$
т.е. ${\mathbf{a}}_{i}^{*} = ({{\alpha }_{{ik}}}){\mathbf{A}}_{k}^{*}$, где
$({{\alpha }_{{ik}}}) = \left( {\begin{array}{*{20}{c}} {0.353}&0&{ - 0.353} \\ 0&{0.353}&{ - 0.353} \\ {0.362}&{0.362}&{0.362} \end{array}} \right)$
– матрица перехода.

Коэффициенты матрицы при векторах ${\mathbf{A}}_{k}^{*}$ найдены по формуле:

${{{\alpha }}_{{ik}}} = \frac{{\left| {{{{\mathbf{H}}}_{i}}} \right|}}{{{\text{|}}{\mathbf{a}}_{i}^{*}{\text{|}}}}{{h}_{{ik}}} \cdot {\mathbf{A}}_{k}^{*},$
где Hi – радиус-вектор узла hkl на электронограмме решетки Nb, направленный вдоль i-го базисного вектора ${\mathbf{a}}_{i}^{*}$ обратной решетке γ-силицида; hik – соответствующий индекс Миллера, т.е. h, k или l. Для вычисления брали следующие параметры решеток: аγ = 7.57, сγ = 5.21, аNb = 3.27 Å.

Известно, что матрица перехода, связывающая базисы двух обратных решеток, преобразует также координаты узлов прямой решетки к разным базисам. Поэтому при умножении вектора [111]Nb на матрицу (αik слева получим параллельный ему вектор в решетке γ-силицида:

${{\left[ {u\text{v}w} \right]}_{{\gamma }}}\, = \,\left( {\begin{array}{*{20}{c}} {0.353}&0&{ - 0.353} \\ 0&{0.353}&{ - 0.353} \\ {0.362}&{0.362}&{0.362} \end{array}} \right){{\left( {\begin{array}{*{20}{c}} 1 \\ 1 \\ 1 \end{array}} \right)}_{{{\text{Nb}}}}}\, = \,{{\left( {\begin{array}{*{20}{c}} 0 \\ 0 \\ {1.087} \end{array}} \right)}_{{\gamma }}}{\kern 1pt} .$

Для подтверждения правильности результатов покажем на рис. 4а наложение дифракционной картины на оси зоны [111]Nb, рассчитанной по программе Electronogramm (свидетельство о гос. регистрации № 2018619581). На удалении от центра картины, где интенсивность матричных отражений низка и не засвечивает отражения силицида, можно наблюдать разделение рефлексов $\bar {3}\bar {6}0$γ и $\bar {1}\bar {2}\bar {3}$Nb, что очень хорошо воспроизводится в расчетной дифракционной картине. Для проверки ориентационного соотношения наклоним реальный кристалл и модельный на один и тот же угол, например, на 26°. Совмещенная картина дифракции на рис. 4б подтверждает правильность расчетов и заданного ориентационного соотношения.

Рис. 4.

Наложение расчетных электронограмм на экспериментальные: а – ось зоны [111]Nb||[001]γ; б – ось зоны [225]Nb||[$\bar {1}\bar {1}$3]γ после наклона на 26° относительно [111]Nb.

Вторичный силицид. На рис. 5 представлены электронограммы выделенной области с мелким силицидом. Из электронограммы на оси зоны [111]Nb видно, что ориентации вторичного и первичного силицидов различаются.

Рис. 5.

Электронограммы матрицы и силицида при двух углах наклона относительно плоскости фольги: а – 0°, ось зоны [111]Nb||[22$\bar {1}$]γ; б – 34°, ось зоны [110]Nb||[210]γ.

Предположив, что такая ориентация является одним из эквивалентных вариантов указанного выше соотношения, методом перебора всех возможных ориентаций, рассчитанных программой, нашли направление $[22\bar {1}]$γ удовлетворяющее электронограмме на рис. 5а.

Наклонив образец на 34° относительно направления [$\bar {1}$10], получили вторую электронограмму на оси зоны [110]Nb (рис. 5б), которая полностью совпадает с расчетной. Ориентационные соотношения в этом случае и матрица перехода представляются как:

${{(110)}_{{{\text{Nb}}}}}{\kern 1pt} ||{\kern 1pt} {{(100)}_{\gamma }},\;[1\bar {1}\bar {1}]{\kern 1pt} ||{\kern 1pt} {{[001]}_{\gamma }},$
$({{\alpha }_{{ik}}}) = \left( {\begin{array}{*{20}{c}} {0.353}&{0.353}&0 \\ {0.353}&0&{0.353} \\ {0.362}&{ - 0.362}&{ - 0.362} \end{array}} \right).$

Для расчета осей зон силицида в направлениях Nb-матрицы [111]Nb, (рис. 5) умножим соответствующие векторы на матрицу (αik) слева:

${{[u\text{v}w]}_{{\gamma }}} = ({{\alpha }_{{ik}}}){{\left( {\begin{array}{*{20}{c}} 1 \\ 1 \\ 1 \end{array}} \right)}_{{{\text{Nb}}}}} = {{\left( {\begin{array}{*{20}{c}} {0.705} \\ {0.705} \\ { - 0.362} \end{array}} \right)}_{{\gamma }}};$
${{[u\text{v}w]}_{{\gamma }}} = ({{\alpha }_{{ik}}}){{\left( {\begin{array}{*{20}{c}} 1 \\ 1 \\ 0 \end{array}} \right)}_{{{\text{Nb}}}}} = {{\left( {\begin{array}{*{20}{c}} {0.705} \\ {0.353} \\ 0 \end{array}} \right)}_{{\gamma }}},$
где направления векторов гексагональной решетки [0.705 0.705 $0.\bar {3}\bar {6}\bar {2}$] и [0.705 0.353 0] совпадают с направлениями векторов [22$\bar {1}$]γ и [220]γ соответственно, являющихся осями зон γ-силицида на рис. 5.

Определение сопрягающихся плоскостей матрицы и γ-силицида. Определив ориентационные соотношения между кристаллическими решетками матрицы и силицида, нельзя сказать, по каким плоскостям проходит межфазная граница. Ориентационные соотношения задают только расположение двух решеток друг относительно друга, но ничего не говорят о плоскости раздела матрицы и частицы силицида. Кроме того, возникает вопрос о геометрии границы. Какие плоскости формируют границу раздела фаз и замыкают ее вокруг объемной частицы силицида?

Результаты исследования межфазной границы в режиме детектирования прямого пучка позволили ответить на эти вопросы. На рис. 6 показана межфазная граница между твердым раствором Nb и частицей первичного силицида Nb5Si3. На рис. 6а ориентация матрицы и силицида соответственно [111]Nb и [001]γ. Граница между матрицей и силицидом параллельна направлению [$\bar {2}$11]Nb матрицы или [010]γ силицида. Однако было бы некорректно утверждать, что граница находится в плоскости типа (110)Nb||(100)γ, не убедившись, что при данной ориентации образца межфазная граница направлена перпендикулярно изображению.

Рис. 6.

Межфазная граница между Nbтр и γ-силицидом в направлении [111]Nb: а – исходное изображение; б – после фурье-преобразования.

С этой целью подготовили образец, плоскость которого перпендикулярна плоскости первого образца, а ориентация совпадает с ориентацией матрицы [$\bar {2}$11]Nb, и убедились, что межфазная граница проходит вдоль направления матрицы [111]Nb или [001]γ силицида. Это позволяет однозначно утверждать, что граница раздела фаз проходит по плоскостям типа (110)Nb||(100)γ. Также при этой ориентации наблюдается второй тип границ, образующий с плоскостями типа (110)Nb||(100)γ угол 90°. Границы второго типа располагаются в плоскостях (111)Nb||(001)γ.

Определение размерного несоответствия межплоскостных расстояний сопрягающихся плоскостей матрицы Nb и γ-силицида. На рис. 7 схематично изображена граница раздела между ОЦК-матрицей и частицей силицида. На данной схеме слева обозначена область матрицы в направлении [111], разными оттенками обозначены плоскости А, В и С, располагающиеся на разных уровнях. Справа – область силицида ниобия, где светлыми кругами обозначены узлы элементарной ячейки. Темные круги представляют собой сечение примитивной гексагональной решетки в направлении [001], имеющей период приблизительно в 3 раза меньший, чем у силицида. Такое представление позволяет проще изобразить сопряжение двух решеток.

Рис. 7.

Схема межфазной границы между Nb-матрицей и γ-силицидом.

На рис. 6б, полученном после фурье-обработки изображения высокого разрешения, подробно показано сопряжение Nb-матрицы c силицидом. Плоскости (0$\bar {1}$1) твердого раствора переходят в плоскости (010) гексагональной решетки силицида. На одно межплоскостное расстояние (010)γ приходятся три межплоскостных расстояния (0$\bar {1}$1)Nb. Замечено, что период кристаллической решетки твердого раствора Nb меняется от 3.15 Å вблизи границ с силицидами до 3.29 Å вдали от частиц, что подтверждается прямыми изображениями. Это может быть связано с искажениями кристаллической решетки твердого раствора Nb вблизи частиц силицида.

Используя параметры решетки aNb = 3.15 и aγ = = 7.59 Å, по стандартным формулам находим межплоскостные расстояния сопрягающихся плоскостей:

$3d{{(0\bar {1}1)}_{{{\text{Nb}}}}} = 6.68\;\quad{{\AA}};\quad d{{(010)}_{{\gamma }}} = 6.57\quad\;{{\AA}}.$

Различие в межплоскостных расстояниях определяет несовпадение кристаллических решеток при стыковке Nb-матрицы и γ-силицида Nb5Si3 на межфазной границе и выражается в данном случае как:

${{{\Delta }}_{{{\text{Nb}}/{\gamma }}}} = 2\frac{{3d{{{(0\bar {1}1)}}_{{{\text{Nb}}}}} - d{{{(010)}}_{{\gamma }}}}}{{3d{{{(0\bar {1}1)}}_{{{\text{Nb}}}}} + d{{{(010)}}_{{\gamma }}}}} \times 100{\% } = 1.66\% .$

Для сравнения следует привести степени несовпадения решеток в монокристаллах жаропрочных никелевых и кобальтовых сплавов: 0.2–0.5% [18] и 0.5–0.9% [19] соответственно. В случае монокристаллов жаропрочных никелевых и кобальтовых сплавов матрицей является твердый раствор с ГЦК-решеткой, а упрочняющей фазой – частицы интерметаллидной γ'-фазы также с ГЦК-решеткой. Таким образом, в данном случае сопрягаются фазы ГЦК–ГЦК. В исследованном композите на основе легированной системы Nb–Si матрицей является твердый раствор ниобия с ОЦК-решеткой, а армирующей фазой γ-Nb5Si3 – силицид ниобия с гексагональной решеткой. Здесь происходит сопряжение фаз ОЦК–ГПУ и, как следствие, несовпадение решеток в ниобиевом композите больше – 1.66%.

Формирование границы замкнутого тела. Межфазная граница является трехмерным объектом и должна замыкаться, образуя ограниченную область. Морфология границы раздела зависит, в частности, от типа сопрягаемых кристаллических решеток. Для образования замкнутого контура линия границы должна постоянно изменять направление. Вероятно, изменяя направление, граница образует ступеньку, оставаясь в эквивалентных плоскостях типа {110}Nb||{100}γ. Угол между двумя эквивалентными плоскостями таких типов составляет 120°. Продолжая таким образом отклоняться, граница образует замкнутый контур. На рис. 8 справа схематично изображено разбиение криволинейной межфазной границы на прямолинейные отрезки в одних и тех же эквивалентных плоскостях. Подтверждение такого поведения границы можно увидеть на рис. 6а, где она образовала две ступеньки в направлении [$\bar {1}\bar {1}$0]γ.

Рис. 8.

Схематичное разбиение криволинейной границы эквивалентными плоскостями.

В другом сечении при ориентации матрицы [$\bar {2}$11]Nb плоскостью сопряжения является плоскость (001)γ||(111)Nb, располагающаяся под углом 90° к плоскостям типа {110}Nb. На рис. 8 слева представлено разбиение криволинейной границы в продольном сечении. Таким образом, весь объем частицы Nb5Si3 можно сложить из правильных шестигранных призм. На поверхность тела будут выходить плоскости двух типов: {100}γ и {001}γ.

Отметим, что при образовании ступеньки под углом 90° межфазная граница каждый раз переходит в эквивалентную плоскость другого типа, в то время как разворот границы на 120° оставляет ее в тех же эквивалентных плоскостях {110}Nb||{100}γ.

ВЫВОДЫ

В сплаве системы Nb–Si после направленной кристаллизации вдоль ориентационной оси [111] матрицы ниобия обнаружены γ-силициды двух типов: первичные, ориентированные вдоль направления [001]γ, и вторичные, имеющие различные ориентации, удовлетворяющие ориентационному соотношению в общем виде.

С применением математического моделирования и наложения расчетных электронограмм на экспериментальные картины дифракции определены ориентационные соотношения между γ-силицидами и Nb-матрицей. Кристаллические решетки всех силицидов характеризуются общими соотношениями с матрицей: {110}Nb||{100}γ; 〈111〉Nb||〈001〉γ.

Методом высокоразрешающей микроскопии определены плоскости сопряжения силицида с матрицей Nb: {110}Nb||{100}γ и {111}Nb||{001}γ. Предложена модель сопрягающихся плоскостей и вычислено их размерное несоответствие на границе раздела фаз, составляющее 1.66%.

Обоснована зигзагообразная морфология границы раздела фаз, при которой образуются ступеньки двух типов – под углами 120° и 90°. Межфазная граница всегда остается в эквивалентных плоскостях двух типов: {100}γ и {001}γ.

Работа выполнена в рамках развития комплексного научного направления 2.1. “Фундаментально-ориентированные исследования” (“Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года”) [21].

Список литературы

  1. Zhang M.-X., Kelly P.M. // Scripta. Mater. 2005. V. 52. P. 965.

  2. Zhang M.-X., Kelly P.M. // Acta Mater. 2009. V. 53. P. 1073.

  3. Zhang M.-X., Kelly P.M. // Acta Mater. 2009. V. 53. P. 1085.

  4. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Ефимочкин И.Ю. // Вестн. МГТУ им. Н.Э. Баумана. Сер. “Машиностроение”. 2011. № SP2. С. 164.

  5. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Карпов М.И. и др. // Материаловедение. 2017. № 2. С. 24.

  6. Оспенникова О.Г., Рассохина Л.И., Битюцкая О.Н., Гамазина М.В. // Тр. ВИАМ: электрон. науч.-технич. журн. 2017. № 4. С. 3.

  7. Лощинин Ю.В., Дмитриева В.В. Пахомкин С.И., Размахов М.Г. // Авиационные материалы и технологии. 2017. № 2 С. 41.

  8. Каблов Е.Н., Бондаренко Ю.А., Ечин А.Б. // Авиационные материалы и технологии. 2017. № S. С. 24

  9. Светлов И.Л., Кузьмина Н.Ф., Нейман А.В. // Материаловедение. 2015. № 3. С. 50.

  10. Кузьмина Н.А., Еремин Н.Н., Марченко Е.И. и др. // Кристаллография. 2018. Т. 63. № 3. С. 358.

  11. Каблов Е.Н., Кузьмина Н.А., Еремин Н.Н. и др. // Журн. структур. химии. 2017. Т. 58. № 3. С. 547.

  12. Марченко Е.И., Кузьмина Н.А., Еремин Н.Н. // Тр. ВИАМ: электрон. науч.-техн. журн. 2017. Т. 51. № 3. С. 35.

  13. Guo J.T., Tian Y.X., Gheng G.M. et al. //J. Alloys Compd. 2009. V. 470. P. 606.

  14. Sekido N., Wei F.G., Kimura Y. et al. // Philos. Mag. Lett. 2006. V. 86. P. 89.

  15. Cheng G.M., Tian Y.X., He L.L. // J. Mater. Res. 2009. V. 24. P. 192.

  16. Cheng G., Tian Y., He L. et al. // Philos. Mag. 2009. V. 89. P. 2801.

  17. Li Y.L., Ma C.L., Zhang H. Proc. ASME Turbo Expo 2013. Texas, June 3–7, 2013. P. V05AT21A006 .

  18. Tian Y.X., Guo J.T., Gheng G.M. et al. // Mater. Des. 2009. V. 30. P. 2274.

  19. Ma X., Guo X., Fu M., Guo H. // Scripta. Mater. 2017. V. 139. P. 108.

  20. Li Y., Miura S., Ohsasa K. et al. // Intermetallics. 2011. V. 19. P. 460.

  21. Каблов Е.Н., Оспенникова О.Г., Пискорский В.П. и др. // Авиационные материалы и технологии. 2015. № S2. С. 5.

Дополнительные материалы отсутствуют.