Разработка технологии нанесения электровзрывным методом термобарьерных покрытий с внешним керамическим слоем и связующим слоем на основе высокоэнтропийного сплава на теплонагруженные детали газотурбинных установок из жаропрочных никелевых сплавов

Актуальность предлагаемого решения заключается в необходимости решения комплексной проблемы повышения рабочих температур, сопротивляемости термоциклическому разрушению, стойкости к CMAS-коррозии и сроков службы теплонагруженных деталей газотурбинных установок, в частности лопаток высокого давления. Для решения этой задачи требуются разработка новых материалов и методов нанесения термобарьерных покрытий с улучшенными эксплуатационными свойствами, что позволит повысить термическую эффективность турбин, снизить риск деградации и увеличить межсервисные интервалы. Создание новых авиационных газотурбинных двигателей или модификация существующих требует повышения температуры газа перед турбиной, снижения удельной массы двигателя, снижения расхода воздуха на охлаждение рабочих лопаток турбины. Такая тенденция развития вызывает рост температуры газа на поверхности лопаток турбин высокого и низкого давления турбореактивных двигателей, что приводит к уменьшению их рабочего ресурса. Термоберьерные покрытия (ТБП) играют ключевую роль для защиты теплонагруженных компонентов газотурбинного двигателя. В современных моделях турбореактивных двигателей температура на поверхности этих компонентов варьируется в диапазоне от 1300 °C до более чем 1500 °C [1,2]. Такие температуры могут превышать максимально допустимую температуры для жаропрочных сплавов, применяемых для лопаток турбин высокого давления (например, Hastelloy X-MP 1260-1355 °C; Rene 95-MP 1343 °C; IN 718-MP 1260-1336 °C и т.д.) [3]. Применение ТБП в сочетании с другими механизмами охлаждения позволяет снизить температуру на поверхности лопаток турбин до 300 °C [4]. Подобные покрытия представляют из себя многослойные системы из нескольких материалов с различной природой и химическими свойствами. Подложкой для ТБП выступают жаропрочные сплавы на основе никеля. На них наносится металлическое жаростойкое связующее покрытие (МЖСП) и керамическое теплоизоляционное покрытие (КТИП). В условиях эксплуатации под воздействием высоких температур, превышающих 700 °C [5] между этими двумя слоями образуется третий слой, называемый термически выращенным оксидным слоем (ТВОС) [6,7]. Основной задачей КТИП является защита нижележащих слоев от разрушения при повышенных температурах и термоциклических напряжений, возникающих при работе двигателя [8,9]. Обычно КТИП состоит из керамических материалов, которые могут быть нанесены различными способами. Толщина верхнего слоя может значительно варьироваться в зависимости от области применения, варьируясь до миллиметров, но обычно составляет от 100 до 600 мкм [10,11]. В качестве перспективных материалов для КТИП рассматривают иттрий-стабилизированный диоксид циркония (YSZ) с добавками одного или нескольких оксидов редкоземельных металлов [12,13]. В отличие от КТИП, основная роль МЖСП заключается в обеспечении защиты компонентов подложки из жаропрочных сплавов от интенсивного окисления и коррозии, одновременно повышая прочность сцепления между керамическим верхним слоем и компонентами подложки [14]. В настоящее время можно выделить два основных типа МЖСП [15,16]: выделяют два основных типа покрытий: диффузионные алюминидные покрытия, осаждаемые с помощью искрового плазменного спекания, химическое осаждение из газовой фазы и проч.; покрытия системы MCrAlX, где M – Ni и/или Co, X – Zr, Y, Hf и/или Si, создаваемые обычно при помощи воздушно-плазменного напыления, плазменного напыления при низком давлении, электронно- лучевое нанесения методом осаждения из паровой фазы или высокоскоростного газопламенного напыления. Первая категория представлена алюминидами Ni и Pt (Ni,Pt)Al. Первоначально они использовались самостоятельно, без керамического покрытия. Система NiAl обладает хорошей стойкостью к окислению при 1200 ◦C, имеет низкую плотность и высокую температуру плавления 1638 ◦C [17]. Слой Pt толщиной 5-10 мкм наносится методом электроосаждения с последующей диффузией и алюминированием. Также отмечается, что включение Ir и Ru повышает как стойкость к горячей коррозии, так и прочность [18,19]. Вторая категория, представленная покрытиями системы MCrAlY, содержащими 10-30% Co, 15-25% Cr и 8-12% Al, [4] из- за своих превосходных механических свойств и высокой устойчивостью к окислению и коррозии является более распространенной. Включение иттрия в состав покрытий MCrAlY эффективно препятствует диффузии алюминия наружу, что приводит к увеличению адгезии ТВОС [20], который состоит в основном из оксида алюминия (Al2O3), является неотъемлемой частью механизма функционирования систем связующего покрытия, поскольку он обеспечивает изоляцию, предотвращает окисление и способствует общей долговечности ТБП [4].. Хотя MCrAlY хорошо зарекомендовал себя в качестве МЖСП, его характеристики и эффективность при повышенных температурах более 1100 °C ухудшаются [21,22]. За десятилетия исследований оба типа МЖСП более совершенными, что привело к созданию оптимизированных покрытий, которые в настоящее время используются на коммерческой основе. В настоящее время исследования в области адгезионных покрытий сосредоточены на разработке новых способов увеличения их срока службы путем добавления нанооксидной дисперсии [23], функциональной градации [24], «умных» покрытий. Разрушение МЖСП является основным фактором, ограничивающим срок службы лопаток турбин с защитными ТБП [25]. Поскольку эффективность работы газотурбинных двигателей напрямую зависит от их рабочей температуры, особое внимание уделяется разработке новым ТБП, которые позволят эксплуатировать газотурбинные двигатели при больших рабочих температурах, для улучшения топливной эффективности и экологичности [21]. Благодаря лучшим механическим свойствам и стабильности при повышенных температурах, высокоэнтропийные сплавы (ВЭС) представляют особый интерес в качестве замены традиционных MСrAlY в роли МЖСП [9]. Наиболее популярное определение ВЭС было предложено профессором Йе в 2004 году [26]. Согласно нему ВЭС содержат от пяти до тринадцати основных элементов. В случае сплавов с меньшим числом компонентов энтропия смешения в большинстве систем сплавов не будет достаточно высокой, чтобы уравновесить энтальпию смешения и обеспечить образование фаз твердого раствора. С другой стороны, количество элементов, превышающее 13, не даст существенных преимуществ. Концентрация каждого компонента в сплаве должна варьироваться в пределах от 5 до 35 ат% [27,28]. Таким образом, сплавы не обязательно должны быть эквимолярными, что значительно увеличивает возможность получения соответствующих свойств. Легирующие добавки также допускаются в концентрации менее 5 % для улучшения свойств материала [29]. Для замены существующих МЖСП системы MсrAlY покрытия на основе ВЭС в первую очередь должны высокую устойчивость к окислению. Для ТБП крайне важно формирования ТВОС, состоящего из α-Al2O3. На начальной стадии окисления из-за медленной диффузии Al из МЖСП к поверхности, на ней образуются оксиды, не обладающие защитными свойствами, такие как Cr2O3 и NiO. Хотя Al обладает более высокой реакционной способностью по отношению к кислороду по сравнению с Cr и Ni, скорость его диффузии недостаточна для поддержания исключительного образования α-Al2O3 [5]. Присутствие Ti и Si в составе ВЭС способствует образованию Al2O3, что позволяет получить повышенную стойкость к окислению. Однако добавление Ti и Si приводит к снижению механических свойств ВЭС [30]. Совместимость со сплавами на основе никеля - еще один важный аспект, требующий наличия легирующих элементов, которые поддерживают стабильную структуру твердого раствора и способствуют пластичности, обеспечивая необходимый баланс между прочностью и пластичностью, что достигается за счет включения Ni или других легирующих элементов, включая Co, Cr, Cu, Fe, Mn, Pd и Pt, которые сохраняют стабильную структуру твердого раствора при высоких температурах, не претерпевая фазовых переходов с никелем.Кроме того, для обеспечения структурной целостности при термоциклировании важно обеспечить постепенный переход между слоями в ТБП. Наконец, важно обеспечить высокую термическую стабильность, избегая фазовых превращений первого порядка в эксплуатационном температурном диапазоне [9]. Некоторые ВЭС продемонстрировали выдающиеся механические свойства и устойчивость к окислению при повышенных температурах [31], и поэтому являются перспективными кандидатами для применения в качестве МЖСП. Многие опубликованные исследования, касающиеся ВЭС, описывают базовую конфигурацию CrFeCoNi с дополнительными элементами, которые могут придавать свойства, аналогичные свойствам известных сплавов [32,33]. Среди существующих ВЭС системы AlCoCrFeNi демонстрируют высокую термическую стабильность и механические свойства при больших температурах [34–36]. Однако было отмечено, что стойкость к окислению сплавов системы AlCoCrFeNi крайне низка. Продукты окисления содержат смешанные оксиды, демонстрируют высокую скорость роста и низкую устойчивость к расслоению. В своих работах [37,38] Батлер и соавторами исследовали поведение при окислении равного атомного процента AlCoCrFeNi HEA при 1050 °C. Было обнаружено, что на поверхности ВЭС образовалось большое количество неглиноземистых оксидов (например, Cr2O3). После 100 ч испытаний произошло значительное отслоение оксидного слоя. Недавние исследования демонстрируют, что легирование ВЭС AlCoCrFeNi Y и Hf в равноатомных соотношениях позволяет значительно увеличить сопротивляемость отслоению оксидной пленки, что объясняется быстрым формированием α-Al2O3 [39,40]. В работе [41] было продемонстрировано, что легированный Y и Hf сплав демонстрирует очень низкую скорость окисления и высокую устойчивость к отслоению оксидной пленки. Высокостабильная наноструктура рассматриваемого. сплава способствует повышению однородности распределения Y и Hf и, таким образом, усиливает эффект легирующих элементов, снижающих внутренние напряжения, возникающие при росте Al2O3. Для нанесения МЖСП используются различные подвиды термического напыления [42,43]. Суть метода термического напыления заключается в нагреве до расплавленного или близкого к расплавленному состояния напыляемого материала в виде порошка, проволоки, стержня или суспензии и переноса его на подложку для формирования слоя нужного материала. Процессы термического напыления подразделяются на три основные категории: 1) использование источников энергии от сгорания топлива, например, высокоскоростное газопламенное напыление; 2) образование плазмы или дуги с использованием электрической энергии, например, атмосферное плазменное напыление, электровзрывное напыление; 3) низкотемпературные процессы, использующие энергию расширяющихся газов, например, холодное распыление[32]. Корректировка методов термического напыления позволяет создавать ВЭС с значительно отличающимися характеристиками. Большой диапазон подвидов термических методов напыления покрытий позволяет манипулировать характеристиками ВЭС и адаптировать их к конкретным условиям эксплуатации [33]. Источником энергии для высокоскоростного газопламенного напыления покрытий является сжигание углеводородного топлива (керосина, метана, пропана, пропилена, ацетилена или природного газа) [44]. В результате частицы напыляемого материала нагреваются и направляются к подложке. Дальнейшее ускорение частиц наносимого покрытия до скорости 2000 м/с производится при помощи сопла Лаваля. Несмотря на то, что температура напыляемых частиц при высокоскоростном газопламенном напылении относительно ниже, чем при плазменных методах напыления, их более высокая скорость позволяет получать покрытия высокой пористости [32]. При холодном распылении ускорение частиц напыляемого покрытия осуществляется с помощью газа высокого давления, который проходит через сопло Лаваля. Одним из преимуществ CS является то, что исходное сырье практически не нагревается, что позволяет избежать плавления и любых зависящих от температуры фазовых превращений или окисления [32]. Атмосферное плазменное напыление является наиболее универсальным методом термического напыления, который имеет мало ограничений в отношении напыляемых материалов. Поэтому данный метод нашел обширное применение в промышленности [45]. Материал покрытия (порошок или проволока) вводится в поток плазмы, где может происходит полное или частичное плавление, после чего производится осаждение в виде пластинчатых капель исходного материала на подложку и формирование покрытия. Многочисленные технологические параметры, основными из которых являются расход газа, потребляемая мощность, расход газа-носителя, расстояние между слоями и скорость подачи порошка, имеют решающее значение для определения плотности, качества и однородности покрытия. Рассматриваемая технология экономически привлекательна, поскольку производится при нормальных условиях. Основным недостатком является окисление частиц покрытия в процессе переноса в расплавленном виде на поверхность подложки [46]. Атмосферное плазменное напыление лучше всего подходит для формирования керамических покрытий с пористостью менее нескольких процентов, но может быть оптимизирована для снижения окисления металлических порошков. В частности, может применяться распыление в среде инертного газа или в условиях мягкого вакуума/восстановительной атмосферы, однако, в таком случае значительно возрастает стоимость [45]. Альтернативой существующим методам нанесения покрытий на основе ВЭС может стать электровзрывное напыление. В рассматриваемом методе используется ток высокой плотности, генерируемый импульсным разрядом накопительного конденсатора, для нагрева напыляемых материалов (порошка, проволоки или фольги) путем омического нагрева, заставляя их плавиться, испаряться, постепенно расширяться и, наконец, взрываться. Полученные продукты высокотемпературного и высокоскоростного электрического взрыва распыляются на поверхность подложки с образованием покрытия [47–49]. Ссылки на исследования, подтверждающие актуальность: 1. Liu L. et al. Nondestructive Thickness Measurement of Thermal Barrier Coatings for Turbine Blades by Terahertz Time Domain Spectroscopy: 2 // Photonics. Multidisciplinary Digital Publishing Institute, 2023. Vol. 10, No 2. P. 105. 2. Song J. et al. Multi-Scale Structural Design and Advanced Materials for Thermal Barrier Coatings with High Thermal Insulation: A Review: 2 // Coatings. Multidisciplinary Digital Publishing Institute, 2023. Vol. 13, No 2. P. 343. 3. Biswas S. et al. Materials for Gas Turbine Engines: Present Status, Future Trends and Indigenous Efforts // J Indian Inst Sci. 2022. Vol. 102, No 1. P. 297–309. 4. Bogdan M., Peter I. A Comprehensive Understanding of Thermal Barrier Coatings (TBCs): Applications, Materials, Coating Design and Failure Mechanisms: 5 // Metals. Multidisciplinary Digital Publishing Institute, 2024. Vol. 14, No 5. P. 575. 5. Takahashi R. et al. Heat treatment for TGO growth on NiCrAlY for TBC application // Materials Research Express. 2019. Vol. 6. P. 126442. 6. Hille T.S., Suiker A.S.J., Turteltaub S. Microcrack nucleation in thermal barrier coating systems // Engineering Fracture Mechanics. 2009. Vol. 76, No 6. P. 813–825. 7. Li B. et al. Design of Thermal Barrier Coatings Thickness for Gas Turbine Blade Based on Finite Element Analysis // Mathematical Problems in Engineering. 2017. Vol. 2017, No 1. P. 2147830. 8. Jalilvand V. et al. The effect of bond coat on the high-temperature behavior of HVOF-sprayed (Co,Ni)O coating on Cu-Ni-Fe anodes // Surface and Coatings Technology. 2022. Vol. 441. P. 128576. 9. Shahbazi H. et al. High Entropy Alloy Bond Coats for Thermal Barrier Coatings: A Review // Journal of Thermal Spray Technology. 2023. Vol. 33. 10. Padture N.P., Gell M., Jordan E.H. Thermal Barrier Coatings for Gas-Turbine Engine Applications // Science. American Association for the Advancement of Science, 2002. Vol. 296, No 5566. P. 280–284. 11. Hille T.S. Lifetime Modeling of Thermal Barrier Coatings. 2009. 12. Lakiza S.M. et al. Thermal Barrier Coatings: Current Status, Search, and Analysis // Powder Metall Met Ceram. 2018. Vol. 57, No 1. P. 82–113. 13. Vaßen R. et al. Overview on advanced thermal barrier coatings // Surface and Coatings Technology. 2010. Vol. 205, No 4. P. 938–942. 14. Clarke D.R., Oechsner M., Padture N.P. Thermal-barrier coatings for more efficient gas-turbine engines // MRS Bulletin. 2012. Vol. 37, No 10. P. 891–898. 15. Cojocaru C.V., Aghasibeig M., Irissou E. NiCoCrAlX (X = Y, Hf and Si) Bond Coats by Cold Spray for High Temperature Applications // J Therm Spray Tech. 2022. Vol. 31, No 1. P. 176–185. 16. Haynes J.A., Ferber M.K., Porter W.D. Thermal cycling behavior of plasma-sprayed thermal barrier coatings with various MCrAlX bond coats // J Therm Spray Tech. 2000. Vol. 9, No 1. P. 38–48. 17. Wang H. et al. High temperature oxidation resistance and microstructure change of aluminized coating on copper substrate // Transactions of Nonferrous Metals Society of China. 2015. Vol. 25, No 1. P. 184–190. 18. Zhou C.G., Song Y.X. 10 - Oxidation and hot corrosion of thermal barrier coatings (TBCs) // Thermal Barrier Coatings / ed. Xu H., Guo H. Woodhead Publishing, 2011. P. 193–214. 19. Marino K.A., Hinnemann B., Carter E.A. Atomic-scale insight and design principles for turbine engine thermal barrier coatings from theory // Proceedings of the National Academy of Sciences. 2011. Vol. 108, No 14. P. 5480–5487. 20. Karaoglanli A.C. Structure and durability evaluation of blast furnace slag coatings and thermal barrier coatings (TBCs) under high temperature conditions // Surface and Coatings Technology. 2023. Vol. 452. P. 129087. 21. He J. Advanced MCrAlY alloys with doubled TBC lifetime // Surface and Coatings Technology. 2022. Vol. 448. P. 128931. 22. Rahimi J., Javadi Sigaroodi M.R., Poursaeidi E. Thermal shock resistance of thermal barrier coating with different bondcoat types and diffusion pre-coating // Ceramics International. 2023. Vol. 49, No 2. P. 2061–2072. 23. Okada M. et al. Deposition and Oxidation of Oxide-Dispersed CoNiCrAlY Bondcoats // J Therm Spray Tech. 2014. Vol. 23, No 1. P. 147–153. 24. Khoddami A.M., Sabour A., Hadavi S.M.M. Microstructure formation in thermally-sprayed duplex and functionally graded NiCrAlY/Yttria-Stabilized Zirconia coatings // Surface and Coatings Technology. 2007. Vol. 201, No 12. P. 6019–6024. 25. Anupam A., Guruvidyathri K., Vaidya M. Development of High-Entropy Alloys as Bond Coats: A Thermodynamic and Kinetic Perspective // Trans Indian Natl. Acad. Eng. 2023. 26. Yeh J.-W. et al. Nanostructured High-Entropy Alloys with Multiple Principal Elements: Novel Alloy Design Concepts and Outcomes // Advanced Engineering Materials. 2004. Vol. 6, No 5. P. 299–303. 27. Yeh J.W. et al. High-Entropy Alloys – A New Era of Exploitation // Materials Science Forum. Trans Tech Publications Ltd, 2007. Vol. 560. P. 1–9. 28. Tokarewicz M., Grądzka-Dahlke M. Review of Recent Research on AlCoCrFeNi High-Entropy Alloy: 8 // Metals. Multidisciplinary Digital Publishing Institute, 2021. Vol. 11, No 8. P. 1302. 29. Zhou Y.J. et al. Microstructure and compressive properties of multicomponent Alx(TiVCrMnFeCoNiCu)100−x high-entropy alloys // Materials Science and Engineering: A. 2007. Vol. 454–455. P. 260–265. 30. Jadhav M. et al. An investigation on high entropy alloy for bond coat application in thermal barrier coating system // Journal of Alloys and Compounds. 2019. Vol. 783. P. 662–673. 31. Huang P.-K. et al. Multi-Principal-Element Alloys with Improved Oxidation and Wear Resistance for Thermal Spray Coating // Advanced Engineering Materials. 2004. Vol. 6, No 1–2. P. 74–78. 32. Meghwal A. et al. Thermal Spray High-Entropy Alloy Coatings: A Review // J Therm Spray Tech. 2020. Vol. 29, No 5. P. 857–893. 33. Ossiansson M. et al. Assessment of CrFeCoNi and AlCrFeCoNi High-Entropy Alloys as Bond Coats for Thermal Barrier Coatings // J Therm Spray Tech. 2022. Vol. 31, No 4. P. 1404–1422. 34. Nong Z.-S. et al. Investigation on structural stability of as-cast Al0.5CrCuFeMnTi high entropy alloy // Vacuum. 2020. Vol. 182. P. 109686. 35. Kumar A. et al. Microstructural and mechanical properties of AlCoCrCuFeNiSix (x = 0.3 and 0.6) high entropy alloys synthesized by spark plasma sintering // Journal of Alloys and Compounds. 2021. Vol. 856. P. 158193. 36. Lu J. et al. Y-doped AlCoCrFeNi2.1 eutectic high-entropy alloy with excellent oxidation resistance and structure stability at 1000°C and 1100°C // Corrosion Science. 2021. Vol. 180. P. 109191. 37. Butler T.M., Weaver M.L. Oxidation behavior of arc melted AlCoCrFeNi multi-component high-entropy alloys // Journal of Alloys and Compounds. 2016. Vol. 674. P. 229–244. 38. Butler E.N., Evenson K.R. Prevalence of Physical Activity and Sedentary Behavior Among Stroke Survivors in the United States // Topics in Stroke Rehabilitation. Taylor & Francis, 2014. Vol. 21, No 3. P. 246–255. 39. Lu J. et al. Y/Hf-doped AlCoCrFeNi high-entropy alloy with ultra oxidation and spallation resistance // Corrosion Science. 2020. Vol. 166. P. 108426. 40. Lu J. et al. Effect of Al content on the oxidation behavior of Y/Hf-doped AlCoCrFeNi high-entropy alloy // Corrosion Science. 2020. Vol. 170. P. 108691. 41. Lu J. et al. Y-Hf co-doped Al1.1CoCr0.8FeNi high-entropy alloy with excellent oxidation resistance and nanostructure stability at 1200°C // Scripta Materialia. 2021. Vol. 203. P. 114105. 42. Jang H.-J. et al. Mechanical characterization and thermal behavior of HVOF-sprayed bond coat in thermal barrier coatings (TBCs) // Surface and Coatings Technology. 2006. Vol. 200, No 14. P. 4355–4362. 43. Yang G.-J. et al. Isothermal Oxidation Behavior of NiCoCrAlTaY Coating Deposited by High Velocity Air-Fuel Spraying // J Therm Spray Tech. 2012. Vol. 21, No 3. P. 391–399. 44. Silvello A. et al. Microstructural, Mechanical and Wear Behavior of HVOF and Cold-Sprayed High-Entropy Alloys (HEAs) Coatings // J Therm Spray Tech. 2022. Vol. 31, No 4. P. 1184–1206. 45. Boulos M.I., Fauchais P.L., Heberlein J.V.R. Thermal Spray Fundamentals: From Powder to Part. Cham: Springer International Publishing, 2021. 46. Zhang F. et al. High temperature oxidation behavior of atmosphere plasma sprayed AlCoCrFeNi high-entropy alloy coatings // Materials Chemistry and Physics. 2022. Vol. 282. P. 125939. 47. Wang X. et al. Electrical explosion spray of Ag/C composite coating and its deposition behavior // Ceramics International. 2022. Vol. 48, No 4. P. 4497–4504. 48. Kikkawa F., Tamura H., Kondo K. Ti-B-C composite coating produced by electrothermally exploded powder-spray technique // J Therm Spray Tech. 2006. Vol. 15, No 1. P. 92–96. 49. Liu Z. et al. An experimental study on synthesizing submicron MoSi2-based coatings using electrothermal explosion ultra-high speed spraying method // Surface and Coatings Technology. 2008. Vol. 202, No 13. P. 2917–2921.

Применение разрабатываемой технологии может в долгосрочной перспективе снизить капитальные затраты на закупку и амортизацию оборудования для нанесения термобарьерных покрытий, в частности EB-PVD установок. Вторичным эффектом применения разрабатываемой технологии является снижение затрат на обслуживание теплонагруженных частей газотурбинных установок и авиационных двигателей. В настоящее время трудно точно оценить конкретный экономический эффект из-за отсутствия репрезентативных полевых данных по долговечности и поведению покрытий в реальных эксплуатационных условиях, неопределённости затрат на внедрение и сертификацию.

Разрабатываемая технология будет вводится на этапе подготовке, сразу после механической обработки и операций поверхностной подготовки и заменит или дополнит традиционные этапы нанесения связующих и керамических слоёв. Технологический процесс располагается перед окончательной термообработкой и операциями контроля качества. Внедрение предлагаемой технологии изменяет последовательность и требования к предшествующим и последующим операциям; появляется необходимость в специализированном оборудовании для процедуры электровзрывного нанесения покрытия. К положительным эффектам внедрения технологии стоит отнести снижение затрат на обслуживание, простоту ремонта, отсутствие зависимости от зарубежных поставщиков. Из отрицательных эффектов внедрения стоит отметить, необходимость крупных затрат на оборудование, переобучение персонала для работы с новым оборудованием.

Машиностроение и ОПК