CC BY
10
ВЕСТНИК ЮГОРСКОГО ГОСУДАРСТВЕННОГО УНИВЕРСИТЕТА
_2020 г. Выпуск 2 (57). С. 41-49_
DOI: 10.17816/byusu20200241-49
УДК 544
Работа выполнена при финансовой поддержке РФФИ в рамках научных проектов № 18-41-220004 и № 18-08-01475.
Х. Ж. Цуи, А. А. Григорьевская, П. Ю. Гуляев
СЦЕНАРИИ СТРУКТУРООБРАЗОВАНИЯ В ВОЛНЕ ГОРЕНИЯ СИСТЕМЫ NI-AL C УПРОЧНЯЮЩИМИ ДОБАВКАМИ
В работе были изучены микроструктуры, образующиеся в волне горения системы Ni-Al с упрочняющими добавками частиц высокотемпературной керамики, состоящих из дибори-да 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.
Ключевые слова: самораспространяющийся высокотемпературный синтез, композиты, микроструктура, механизм эволюции.
H. Z. Cui, A. A. Grigoryevskaya, P. Yu. Gulyaev
MECHANISM OF STRUCTURAL FORMATION IN THE COMBUSTION WAVE OF THE NI-AL SYSTEM WITH STRENGTHENING ADDITIVES
In the work, microstructures formed in the combustion wave of the Ni-Al system with hardening additives of high-temperature ceramic particles consisting of titanium diboride and corundum were studied. Microstructures and shapes vary depending on the content of ceramic additives in the NiAl matrix. Particles of TiB2 take the most diverse elementary forms, such as bars, plates, herringbones, regular cubic structures and cuboids. These results outline a real-time strategy of self-assembly processes to create diversified microstructures. Some grains of titanium diboride 2-5 цт in size are embedded in corundum clusters, and a small number of TiB2 particles are dispersed in the NiAl matrix. It is assumed that the higher the content of reinforcing additives, the more uniform the distribution of the ceramic skeleton will be present in the NiAl matrix.
Key words: composites; self-propagation high-temperature synthesis; microstructure; evolution mechanism.
Введение
Благодаря низкой плотности, высокой температуре плавления, хорошей теплопроводности и хорошей коррозионной стойкости [1] интерметаллиды №А1 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 №-А1. Добавление в №А1 различных легирующих элементов, таких как Мо [4], Т [5], Сг [6] и редкоземельные металлы [7], является эффективным способом улучшения его свойств. При добавлении или формировании частиц керамики, таких как А1203 [8; 9], Т1Б2 [10], №Б2 [11] и ТЮ [12; 13], прочность и свойства пластичности композиционного материала №-А1 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 №А1, армированных ^В2, №Б2, Т1С, А1203, 2гБ2 [15] и [16]. Наибольший интерес представляют упрочняющие порошковые добавки из керамики ТВ2 и А1203 в разных матрицах системы №-А1 из-за их одинакового коэффициента теплового расширения, химической и физической совместимости [17]. Основная идея нашей работы состоит в том, что, добавляя ^В2 в керамику А1203, можно предотвратить рост зерен А1203 и распространение трещин в матрице системы №-А1. Следовательно, мелкозернистая и хорошо распределенная фаза ^В2 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 структу-рообразования в волне горения системы №-А1 с упрочняющими добавками ^В2 и А1203, 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 № (99,9 %, 38-50 мкм) марки ПНК-УТ3 и порошок А1 (99,9 %, 75 мкм) марки ПА4, а в качестве исходных компонентов упрочняющих добавок использовался порошок В203 (98 %, 75 мкм) и порошок ТЮ2 (98 %, 45 мкм). Порошковые смеси рассматривались как две части: одна представляла собой, как видно на рис. 1, эквимолярную смесь порошков N1 + А1, в которой мольное соотношение было установлено равным п (№): п (А1) = 1: 1, другая представляла собой А1 + Т102 + Б203, в которой мольное соотношение фиксировали до п (А1): п (Т102): п (Б203) = 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 № и А1 при насыпной плотности: а -математическая модель [16]; Ь - 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 Л1+ 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:
№+Л1=№Л1 (1)
10Л1+3ТЮ2 +3В203 = 3та2 +5Л1203 (2)
Процесс зажигания волны СВС, распространение реакции по образцу и последующие стадии догорания и структурообразования показаны на рис. 2.
b
Рисунок 2 - Схема прохождения реакции СВС, инициированной электронагревом (а), 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» (а); мгновенное положение «горячих точек» во фронте волны горения - между исходными (внизу) и конечными (вверху) продуктами СВС (Ь); морфология поверхности образца
со следами слоёв горения (с)
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 №+А1 волна реакции СВС распространялась в устойчивом режиме со скоростью около 20-25 мм/с. При добавлении А1+ТЮ2+В2О3 в №+А1 время задержки зажигания увеличивается из-за внутреннего теплоот-вода 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 А1+ТЮ2+В2О3 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 №+А1 упрочняющей инертной добавки А1+ТЮ2+В2О3 при различных массовых долях 0,5 %, 10 %, 15 %, 20 %, 25 % и 30 % соответственно.
В отсутствие добавок продукты реакции состоят из фазы №А1, что находится в полном соответствии с реакцией (1). По мере увеличения доли упрочняющей добавки А1+ТЮ2+В2О3 наряду с фазой №А! появляются керамические фазы В2О3, Т1В2 и А12О3 (см. рис. 4).
30%Jt (Í t J * — NiAl ' — * — AI:Öj
J II ' t L ■ - JV - . Д
ü'Kb, J . 1 1___. ,., л _ _A_
13%.. L ■ J j
low J L „ _J zfc
Л А
lh Jl J
И) 4Г) 50 60 70 МО
2&С)
Рисунок 4 - Рентгенограммы продуктов синтеза с различной долей А1+ТЮ2+В2О3
Из приведенных выше данных рентгенофазного анализа видно, как при увеличении массовой доли содержания реагента А1+ТЮ2+В2О3 в исходной смеси растет доля упрочняющей керамической фазы Т1В2 и А12О3. 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 (Ь). На рис. 5 показана микроструктура фазы №А1 в отсутствие добавок.
Рисунок 5 - Микроструктура №А1 без добавок: (а) - металлография; (Ь) и (с) - СЭМ
В образцах, содержащих только №+А1, зерна №А1 образуются в результате растворения частицы N1 в расплаве А1 (см. рис. 5а), а в объеме зерна наблюдается скелет из №3А1 на месте остановившейся границы растворения, как видно на рис 5Ь и 5с [20; 22].
Увеличение содержания до 10 % в исходной смеси А1+ТЮ2+В203 дает рост адиабатической температуры в волне СВС, что приводит к полному растворению N1 и формированию зерна матрицы №Л1, вдоль границы которой растут частицы (~ 5 мкм) Т1В2 и А1203, как показано на рис. 6 (а) и (Ь).
Рисунок 6 - Микроструктура №А1 +10 % (Т1Б2-А1203): (а) - СЭМ; (Ь) - визуализация
Когда содержание А1+ТЮ2+Б203 увеличивается до 20 %, фаза ^В2 в виде частиц меньше 5 мкм, в основном в форме кубов или кубоидов, собирается в конгломераты с Л1203, как показано на рис. 7.
Рисунок 7 - Микроструктура №А1 +20 % (Т1В2-Л1203): (а) - СЭМ; (Ь) - визуализация
45
Такие агрегации (60-70 мкм) кластеров частиц ^В2-Л1203 дают нерегулярные конгломераты, а некоторые частицы ^В2 по-прежнему распределяют на границе зерен матрицы [25]. При дальнейшем увеличении содержания А1+ТЮ2+В203 количество частиц ^В2 увеличивается. Но размер кластеров частиц ^В2-Л1203 становится меньше. Кроме того, некоторые частицы ^В2 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 HVi00 = 3 98 и HVi00 = 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 Адиабатическая
(HV) температура, °С
Чистый NiAl 398±19 1638
NiAl - 5 % (TiB2-Al2Ü3) 410±21 1665
NiAl -10 % (TiB2-Al2Ü3) 501±25 1692
NiAl -15 % (TiB2-Al2Ü3) 567±28 1719
NiAl - 20 % (TiB2-Al2O3) 595±29 1745
NiAl - 25 % (TiB2-Al2O3) 608±31 1772
NiAl - 30 % (TiB2-Al2Ü3) 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 Т1В2 (а) и конгломератов c А12О3 (Ь)
Все вышеперечисленное вносит большой вклад в рост зерен Т1В2 в виде кубов или кубиков, как показано на рисунке 9 (а). Кроме того, большое количество А12О3 прилипает к зернам Т1В2, как показано на рисунке 9 (Ь), и растет вокруг них. Поскольку нет границ для разделения пространств между зернами ^В2, как показано на фиг. 6 (Ь), зерна А12О3 развиваются свободно, пока не соприкоснутся друг с другом, образуя конгломераты, как показано на фиг. 7 и (Ь). Между тем есть также несколько отдельных кубов или кубоидов Т1В2, импрегнированных в расплав №А1, и некоторые зерна А12О3 прилипают к примесям в жидкости №А1.
Наконец, когда №А1 начинает затвердевать, почти все вышеупомянутые твердые фазы, которые образуются до №А1, будут выталкиваться к границам зерен аналогично тому, как показано на рис. 8 и 8 (Ь), что вносит вклад в формирование измельченных зерен №А1. Более того, зерна А12О3, которые образуются на примесях, могут оставаться в матрице №А1, чтобы помочь улучшить твердость. Эти зерна А12О3 могут скапливаться вместе и становиться большими конгломератами из-за самодиффузии А12О3. 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: N1, А1, Т1В2 и А12О3 образцы композитов (ПВ2+А12О3)/(№А1) с увеличением содержания (А1+ТЮ2+В2О3) прямо пропорционально содержат больше керамических фаз Т1В2 и А12О3, которые генерируются в матрице №А1.
2. При малом содержании реагента (А1+ТЮ2+В2О3), когда он составляет менее 10 %, упрочняющие добавки (НВ2+А12О3) растут в альтернативную игольчатую структуру через режим самосборки.
3. Когда образуется больше НВ2+А12О3, частицы Т1В2 будут свободно расти и полностью развиваться, и в конечном итоге они будут иметь форму куба, кубоида или шестиугольника. В то же время большие агломераты А12О3, которые образуются вокруг зерен Т1В2, имеют тенденцию соединяться вместе, образуя большие нерегулярные конгломераты.
4. Микротвердость матричного композита №А1 увеличивается на 50 % с НУ (398±19) до НУ (608±31) из-за измельчения зернистости структуры композита при увеличении содержания упрочняющей добавки (^В2+А12О3) до 25 %.
5. Добавление А1+ТЮ2+В2О3 в №+А1 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.
Литература
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 China. - 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. Riyadi, 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 milling / 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. Soroki-na, N. Blinova. - DOI: 10.1007/s10973-017-6840-0 // Journal of Thermal Analysis and Calorime-try. - 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 pyrome-try 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 государственного 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 тепловых 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 py-rometry / A. V. Dolmatov, I. V. Milyukova, P. Y. Gulyaev. - DOI: 10.1088/17426596/1281/1/012010 // 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 самораспространяющегося 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.
