Высокотемпературные фазовые и структурные превращения в

ВИАМ/2008-205064
Высокотемпературные фазовые и структурные
превращения в монокристаллах жаропрочного
никелевого сплава, содержащего рений и
рутений
Н.В. Петрушин
И.Л. Светлов
А.И. Самойлов
О.Б. Тимофеева
Е.Б. Чабина
Апрель 2008
Всероссийский институт авиационных материалов (ФГУП
«ВИАМ» ГНЦ РФ) – крупнейшее российское государственное
материаловедческое предприятие, на протяжении 80 лет
разрабатывающее и производящее материалы, определяющие
облик современной авиационно-космической техники. 1700
сотрудников ВИАМ трудятся в более чем 30 научноисследовательских лабораториях, отделах, производственных
цехах и испытательном центре, а также в 4 филиалах
института. ВИАМ выполняет заказы на разработку и поставку
металлических и неметаллических материалов, покрытий,
технологических процессов и оборудования, методов защиты
от коррозии, а также средств контроля исходных продуктов,
полуфабрикатов и изделий на их основе. Работы ведутся как по
государственным программам РФ, так и по заказам ведущих
предприятий авиационно-космического комплекса России и
мира.
В 1994 г. ВИАМ присвоен статус Государственного
научного центра РФ, многократно затем им подтвержденный.
За разработку и создание материалов для авиационнокосмической и других видов специальной техники 233
сотрудникам ВИАМ присуждены звания лауреатов различных
государственных премий. Изобретения ВИАМ отмечены
наградами на выставках и международных салонах в Женеве и
Брюсселе. ВИАМ награжден 4 золотыми, 9 серебряными и 3
бронзовыми медалями, получено 15 дипломов.
Возглавляет институт лауреат государственных премий
СССР и РФ, академик РАН, профессор Е.Н. Каблов.
Статья
подготовлена
для
опубликования
журнале «Материаловедение», № 10, 2008 г.
Электронная версия доступна по адресу: www.viam.ru/public
в
Высокотемпературные фазовые и структурные
превращения в монокристаллах жаропрочного никелевого
сплава, содержащего рений и рутений
Н.В. Петрушин, И.Л. Светлов, А.И. Самойлов,
О.Б. Тимофеева, Е.Б. Чабина
Всероссийский институт авиационных материалов
Методом компьютерного конструирования рассчитан химический и
фазовый составы рений- и рутенийсодержащего жаропрочного никелевого
сплава
для
отливки
монокристаллов.
Исследована
микроструктура,
коэффициенты ликвации и мисфит-фактор монокристаллов сплава в литом
состоянии
после
термической
обработки
и
длительных
высокотемпературных испытаний.
В соответствии с международной классификацией в настоящее время
разработано пять поколений жаропрочных никелевых сплавов (ЖНС) для
литья монокристаллических лопаток газовых турбин. ЖНС первого
поколения содержат традиционные легирующие элементы, такие как Al, Ti,
Cr, Mo, W, Та, Nb, Hf. В состав ЖНС второго и третьего поколений вводят
легирующий элемент Re в количестве 2–4 и 5–6% (маc.) соответственно. К
четвертому и пятому поколениям относятся ренийсодержащие ЖНС,
дополнительно легированные Ru в количестве 2–6%. Вполне естественно,
что в различных сплавах, условно относящихся к одному из указанных
поколений, основные легирующие элементы присутствуют в различных
комбинациях.
Каждое
новое
поколение
ЖНС
позволяет
увеличить
температурную работоспособность сплава на 20–25°С [1]. Многочисленные
экспериментальные данные свидетельствуют о положительном влиянии Re
на жаропрочность никелевых сплавов [1–6]. Оно обусловлено увеличением
температуры солидуса сплава, повышенной растворимостью рения в
никелевом твердом растворе и увеличением периода его кристаллической
решетки, снижением коэффициентов диффузии легирующих элементов.
Однако
ренийсодержащие
ЖНС
имеют
склонность
к
выделению
топологически плотноупакованных (ТПУ) фаз при рабочих температурах и
больших эксплуатационных ресурсах [7, 8].
Для стабилизации фазового состава и снижения вероятности выделения
ТПУ фаз ренийсодержащие ЖНС легируют рутением [8–12]. Рутений
обладает рядом несомненных преимуществ по сравнению с рением: он имеет
плотность почти в 2 раза меньшую, чем рений. Двойные и тройные
диаграммы состояния рутения с основными ТПУ-образующими элементами
(вольфрам,
хром
и
молибден)
имеют
значительно
более
узкие
концентрационные и температурные области существования ТПУ фаз по
сравнению с аналогичными диаграммами с рением [13–16]. Можно
предположить,
что
на
гипотетических
диаграммах
рений-
и
рутенийсодержащих ЖНС также существуют многомерные фазовые объемы
с ТПУ соединениями. Поэтому с термодинамической точки зрения в любых
равновесных рений-, рутенийсодержащих ЖНС возможно существование
ТПУ фаз. Объемная доля ТПУ фаз в структуре сплавов определяется не
только химическим составом, но и кинетическим фактором, а именно:
диффузией в никелевом твердом растворе тугоплавких элементов, которые
входят
в
состав
ТПУ
фаз.
Рений
и
рутений
обладают
низкими
коэффициентами диффузии в никеле [17, 18]. К недостаткам рутения следует
отнести его высокую стоимость как элемента платиновой группы.
В настоящее время в США, Франции и Японии проводятся интенсивные
работы по созданию и исследованию ЖНС четвертого и пятого поколений.
Об этом свидетельствует ряд докладов по этой проблематике на
международной конференции Superalloys 2004 [10–12]. Химический состав
наиболее известных монокристаллических ЖНС приведен в табл. 1.
Таблица 1.
Сплав
Cr
ЖС40
6,1
PWA-1480 10,0
CMSX-2 8,0
МС2
8,0
АМ3
8,0
Химический состав монокристаллических жаропрочных
никелевых сплавов I–IV поколений [1–6, 8–12]
Содержание легирующих элементов, % (маc.)
Плотность,
г/см3
Ti Mo W
Re Та
Al
Ru Co
Другие
–
1,5
1,0
1,5
2,0
4,0
–
0,6
2,0
2,25
6,9
4,0
8,0
8,0
5,0
I поколение
–
7,0 5,6
– 12,0 5,0
–
6,0 5,6
–
6,0 5,0
–
3,5 6,0
II поколение
2,0
–
5,8
3,0 6,5 5,6
3,0 7,0 6,2
–
–
–
–
–
0,5
5,0
5,0
5,0
5,5
0,2Nb
–
–
–
–
8,80
8,70
8,56
8,63
8,25
–
–
–
7,0
9,0
8,0
8,724
8,70
8,63
–
–
8,1
10,0
1,1Nb
0,1Hf
0,05C;
0,2Hf
1,4Nb
0,1 Hf
–
12,5
0,05C;
0,01Y;
0,15Hf
0,1Nb;
0,03Hf
0,1 Hf
0,02Y;
0,02Ce;
0,02La
8,97
ЖС36
CMSX-4
Rene N5
4,0
6,5
7,0
1,1
1,0
–
1,6
0,6
2,0
11,0
6,0
5,0
SMP14
PWA-1484
4,8
5,0
–
–
1,0
2,0
7,6
6,0
Rene N6
4,2
–
1,4
6,0
3,9 7,2 5,4
3,0 8,7 5,6
III поколение
5,4 7,2 5,75
CMSX-10
2,0
0,2
0,4
5,0
6,0
8,0
5,7
–
3,0
TMS-75
ЖС47
3,0
2,5
–
–
2,0
2,0
6,0
1,3
5,0
9,3
6,0
8,8
6,0
5,75
–
–
12,0
11,0
4,0
3,0
0,2
16,5
2,0
6,0
6,0
6,0
MC-NG
EPM-102
4,0
2,0
0,4
–
1,0
2,0
5,0
6,0
IV поколение
4,0 5,0 6,0
5,95 8,25 5,55
TMS-138
TMS-162
6,0
2,9
–
–
3,0
3,9
6,0
5,8
5,0
4,9
6,0
5,6
6,0
5,8
–
0,03C;
0,15Hf
–
0,1 Hf
–
8,95
9,05
–
9,089
8,75
9,2
–
–
Цель данной работы заключалась в исследовании микроструктуры и
фазового состава монокристаллов из опытного никелевого жаропрочного
сплава, который наряду с обычным легирующим комплексом содержал
рений и рутений.
Методика и материал исследований
Оценка фазовой нестабильности
Особенности легирования ЖНС, а также неравновесные условия
кристаллизации могут приводить (при некотором «критическом» составе) к
образованию из расплава эвтектики γ+γ', других нежелательных фаз, в
основном ОЦК-твердых растворов на основе вольфрама или молибдена
(α-фазы) и ГПУ-твердых растворов на основе рения (δ-фаза). Кроме того, при
длительном высокотемпературном воздействии в результате твердофазных
реакций
в
сплавах
с
неблагоприятным
сочетанием
концентраций
легирующих элементов или из-за ликвации могут образовываться ТПУ фазы
различного типа [7]. По своей природе ТПУ фазы относятся к хрупким
электронным соединениям переходных элементов. В ЖНС они выделяются
из γ-твердого раствора в форме пластин. Помимо кристаллической структуры
ТПУ фазы различаются содержанием тугоплавких металлов.
Известно
несколько
методик
оценки
расчетным
путем
фазовой
нестабильности ЖНС [19–23]. Одной из них является методика оценки
несбалансированности легирования никелевого сплава, которую можно
определить параметром ∆Е [21]:
n
n
i =1
i =1
∆Е = ∑ Ei Ci − 0,036∑ Ai Ci − 6,28,
(1)
где Е i , C i , A i – соответственно, количество валентных электронов
(sp-электроны алюминия, ds-электроны переходных металлов), концентрация
и атомная масса i-го компонента; n – число компонентов сплава, включая
основу сплава.
Согласно [21] ЖНС, у которых ∆Е>0, проявляют склонность к образованию
фаз типа Ni3Ti, Ni3Nb и эвтектических (перитектических) фаз на основе Ni 3Al;
при ∆Е=0 сплав считается по химическому составу сбалансированным. В
сплавах с большим отрицательным значением параметра ∆Е велика вероятность
образования двойных карбидов или ТПУ фаз. Уравнение (1) выведено из
экспериментальных данных по фазовому анализу семейства ЖНС с атомной
массой не выше 60 и, как отмечено в [22], его корректное использование для
прогнозирования
соотношении
фазовой
W,
экспериментального
Та,
стабильности
Re
в
ЖНС,
сумме
подтверждения.
содержащих
свыше
∆Е-метод
16%
был
в
(маc.),
разном
требует
использован
при
разработке монокристаллических ЖНС с высоким содержанием рения [6].
Для теоретической оценки вероятности образования ТПУ фаз в ЖНС
широко используются результаты расчетов по методу New РНАСОМР
[19, 20]. Согласно этой методике расчета определяют средние параметры Md
для γ-твердого раствора или сплава по следующей формуле [19]:
n
Md = ∑ Ci ( Md )i ,
(2)
i =1
где C i – атомная доля i-элемента в γ-твердом растворе или в сплаве; (Md) i –
величина параметра Md (энергетический уровень d-орбиталей) i-го элемента;
n – количество элементов, включая основу.
Значения (Md) i элементов представлены в табл. 2.
Таблица 2.
Значения параметра (Md) i основных элементов
жаропрочных сплавов [19]
Параметр Ti
Cr
Со
Ni
Nb
Mo
Hf
Та
W
Re
Al
Ru*
(Md) i 2,271 1,142 0,777 0,717 2,117 1,55 3,02 2,224 1,655 1,267 1,9 1,006
* Взято из работы [8].
Md-метод предсказывает вероятность выделения
ТПУ
фаз, если
рассчитанный параметр ( Md ) γ для γ-фазы превосходит критическое
значение, заранее определенное из эксперимента. Этот метод был
использован при разработке монокристаллических ЖНС третьего поколения
[5]. При этом принималось, что сплавы, для которых рассчитанное значение
( Md ) γ ≤0,907,
не
будут
содержать
ТПУ
фазы.
Однако
практика
использования Md-метода для прогнозирования фазовой нестабильности
широкого круга НЖС показала, что, также как и в методе РНАСОМР [21],
критическое значение параметра (Md) γ зависит от общего состава сплава.
Так, при разработке НЖС четвертого поколения было установлено [8], что в
поле,
ограниченном
известным
критическим
значением
параметра
(Md) γ =0,907, до 40% исследованных сплавов обнаруживали фазовую
нестабильность.
При
этом
численные
значения
критических
(Md) γ -
параметров понижаются по мере повышения содержания рения и рутения в
этих сплавах.
Анализ данных о растворимости при температурах 900–1000°С элементов
в ГЦК γ-твердом растворе никелевых систем Ni–Me (Me=Cr, Mo, W, Re, Ru)
[9], а также данные по твердофазовым равновесиям γ ↔ γ+σ, γ ↔ γ+α,
γ ↔ γ+δ в известных изотермических (Т≤1000°С) сечениях тройных и
четверных диаграмм состояния систем Ni–Со–Cr, Ni–Cr–Mo, Ni–Cr–Nb,
Ni–Al–Mo, Ni–Al–W, Ni–Al–Re, Ni–Cr–Ru, Ni–Al–Ru, Ni–Co–Ru, Ni–Al–Mo–W
[10–12, 19–21, 24–27] показал, что связь между предельным химическим
составом γ-фазы, характеризуемым средней атомной массой компонентов
фазы, и соответствующим ему значением параметра (Md) γ (критическим
значением) можно описать достаточно точно следующим уравнением:
( Md ) γ крит = 1,44 − 0,009 Аγ ,
(3)
где Аγ – средняя атомная масса компонентов γ-фазы.
На рис. 1 показана построенная по уравнению (3) зависимость
критического параметра (Md)γ крит от средней атомной массы γ-твердого раствора
(прямая 1) в сравнении с известным из литературы [5] критическим
значением параметра (Md)γ
крит =0,907
(прямая 2); там же представлены
(разными точками) рассчитанные по формуле (3) значения (Md) γ -параметра
γ-твердых растворов (900°С) некоторых монокристаллических ЖНС.
Рисунок 1. Зависимости (Md) γ -параметра (900°С) от химического состава,
характеризуемого средней атомной массой компонентов, для γ-твердого раствора
монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов ЕРМ-102, TMS-162,
TMS-138, CMSX-4, NC-MG и CMSX-10 (химический состав γ-твердого раствора
сплавов рассчитывали по методу [28]): 1 – расчетная, построена
с помощью уравнения (3); 2 – по литературным данным [5]
Из данных, приведенных на рис. 1, следует, что с термодинамической
точки зрения, представленной моделью (3), γ-твердые растворы указанных
сплавов нестабильны. Тогда как по критерию (Md) γ крит =0,907 некоторые из
этих сплавов (CMSX-4, MC-NG, CMSX-10) не склонны к образованию ТПУ
фаз, что, однако, не подтверждается результатами экспериментов.
Конструирование сплава
Поиск композиции жаропрочного рений- и рутенийсодержащего сплава
для
экспериментального
исследования
осуществляли
методом
компьютерного конструирования [28] на базе никелевой системы Ni–Al–Cr–
Mo–W–Та–Со–Re–Ru.
Алгоритм компьютерного поиска композиций нового сплава состоял в
следующем. В выбранной системе легирования задаваемые концентрации по
каждому из восьми компонентов разбивали на три уровня (минимальный,
средний и максимальный) и составляли матрицу планирования полного
факторного эксперимента для восьми переменных факторов типа ПФЭ 2n, где
n-факторы (концентрации элементов) варьировали на двух уровнях значений.
Далее в компьютерном эксперименте проводили оценку сбалансированности
химического состава всех 2n вариантов сплава на основе расчета по формуле
(1) параметра фазовой стабильности ∆Е. Композицию ЖНС считали
сбалансированной по химическому составу (т.е. имела фазовый состав γ/γ'),
если для нее выполнялось условие -0,04≤∆Е≤0 [23]. Затем сбалансированные
композиции оценивали с помощью уравнения (3) и по методу New
PHACOMP Md [19].
Для дальнейших исследований выбирались те составы сплава, для
которых при максимальной средней атомной массе компонентов γ-твердого
раствора обеспечивалось наименьшее значение (Md) γ -параметра, причем для
них выполнялись условия (Md) спл <0,975 и (Md) γ <0,907.
Для выбранных фазово-стабильных композиций сплава рассчитывали по
методу [28] физико-химические, структурно-фазовые и жаропрочные
характеристики. Основными факторами, определившими выбор наиболее
перспективного состава сплава, стали периоды кристаллических решеток
γ-твердого раствора (а γ в м), γ'-фазы (а γ' в м) и их размерное несоответствие
(мисфит) ∆а, которые рассчитывали по моделям, полученным в [28] методом
регрессионного анализа:
∆а=(а γ –а γ' )/а γ ;
(4)
а γ ⋅1010 =3,5219+0,00221(Al)+0,00122(Cr)+0,00412(Мо)+0,00435(W)+
+0,00693(Та)+0,00059(Со)+0,00595(Nb)+0,00302(Ti)+0,00142(V)+
+0,00382(Re)+0,00303(Ru)+0,01559(Hf);
(5)
а γ' ⋅1010 =3,5691+0,00014(Cr)+0,00097(Мо)+0,00151(W)+0,00398(Та)–
–0,00002(Со)+0,00275(Nb)+0,00149(Ti)–0,00189(V)–0,00504(Re)+
+0,00083(Ru)+0,01339(Hf),
(6)
где символами химических элементов обозначены их концентрации
(в % (ат.)) в γ- и γ'-фазах ЖНС.
С целью достижения максимальных характеристик жаропрочности в
выбранной системе легирования расчетным путем было установлено, что
величина мисфита должна быть положительной при а γ >а γ' и, по крайней
мере, в 2–3 раза больше, чем у монокристаллических ЖНС с традиционной
системой легирования, для которых ∆а=0,1–0,2% [3].
С учетом достигнутого максимального расчетного значения мисфита для
экспериментального изучения был выбран сплав (далее сплав ВЖМ4®),
содержащий (в % (мас.)): 6 Al, 6 Re, 4 Мо, 4 Ru, 2,5 Cr, 6 Со, 4 W, 4,5 Та, а
также РЗМ. В табл. 3 приведены полученные расчетным путем основные
физико-химические, структурно-фазовые и жаропрочные характеристики
этого сплава в сравнении с данными эксперимента.
Таблица 3.
Характеристики монокристаллического жаропрочного никелевого сплава ВЖМ4
Характеристики сплава
Значения характеристик
расчет
эксперимент
Физико-химические:
d, кг/м3
8969
8871
Т п.р , °С
1335
1300
Т эвт , °С
1315
1320
T S , °C
1373
1370
T L , °С
1439
1436
Структурно-фазовые:
F 0 (850°C), %
60,5
62,8
F эвт , %
3,4
3,0
0,45
0,35
∆а (20°С), %
Параметры фазовой стабильности:
(Md )спл
0,971
–
(Md )γ
0,905
–
∆Е
Длительная прочность:
-0,039
–
, МПа
σ1000
100
299,3
305
, МПа
σ1000
1000
194,6
200
, МПа
σ1100
100
180,2
170
Примечание, d – плотность; Т п.р – температура полного растворения γ'-фазы в γ-твердом растворе
(солвус γ'); Т эвт – температура плавления неравновесной эвтектики (γ+γ'); T S – температура
солидуса; T L – температура ликвидуса; F 0 – количество дисперсной γ'-фазы (≤850°С); F эвт –
количество неравновесной эвтектики (γ+γ'); σ100 , σ1000 – соответственно, 100- и 1000-часовая
1000
1000
длительная прочность при температуре 1000°С; σ100 – 100-часовая длительная прочность при
1100
температуре 1100°С (для монокристаллов с ориентацией <001>).
Экспериментальное
изучение
сплава
ВЖМ4
проводили
на
монокристаллических образцах (диаметр 16 мм, длина 190 мм) с осевой
ориентацией, близкой к кристаллографическому направлению <001>,
которые были отлиты * методом LMC (Liquid Metal Cooling) на тугоплавких
затравках в промышленной установке для направленной кристаллизации
УВНК-9 [29]. Контроль совершенства монокристаллической структуры
(блочность) и отклонения от направления <001> полученных образцов
осуществлялся методом рентгеноструктурного анализа на приборе ДРОН-3.
Для
формирования
оптимальной
микроструктуры
с
однородным
распределением в γ-матрице кубовидных частиц γ'-фазы размером ~0,5 мкм
проводили термическую обработку монокристаллов сплава, включавшую
ступенчатую гомогенизацию в интервале температур 1285–1320°С в течение
26 ч и двухступенчатое старение при температурах 1130 и 870°С.
Микроструктурные
электронном
исследования
микроскопе
JSM-840,
проводили
локальный
на
сканирующем
химический
состав
определяли количественным методом микрорентгеноспектрального анализа
(МРСА)
на
установке
JSMA-733.
Мисфит
исследовали
методом
дифрактометрии на аппарате ДРОН-3 с компьютерной обработкой по
программе
«Outset»
[30]
суммарного
профиля
γ/γ'
рефлекса
(222),
полученного в рентгеновском FeK α -излучении. Температуры фазовых
превращений определяли методом дифференциального термического анализа
на приборе ВДТА-8М (скорость нагрева образцов диаметром 7 мм и длиной
7 мм в гелии составляла 20°С/мин).
(Окончание следует)
Список литературы:
1. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Демонис И.М. Литейные жаропрочные
никелевые сплавы для перспективных авиационных ГТД // Технология легких сплавов.
2007. №2. С. 6–16.
*
Монокристаллы сплава получены под руководством В.В. Герасимова.
2. Erickson G.L. The development and application of CMSX-10 // In: Superalloys 1996 /
R.D. Kissinger, D.J. Deye, D.L. Anton et al. (Eds.). Publ. of the Minerals, Metals &
Materials Society. Seven Springs Mountain Resort, Champion (Pennsylvania). P. 35–43.
3. Каблов E.H., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья
лопаток с направленной и монокристаллической структурой // Материаловедение. №4.
С. 32–39; №5. С. 14–17.
4. Caron P., Khan T. Third generation superalloys for single crystal blades// High Temp. Mater.
for Power Engineering: Proc. Conf. Part II, Liege (Belgium) – Germany: Forschungszentrum
Julich GmbH. 1998. P. 897–912.
5. Hino H., Yoshioka Y., Nagata K. et al. Design of high Re containing single crystal
superalloys for industrial gas turbines. Material for Advanced Power Engineering // High
Temperature Materials for Power Engineering 1998: Proc. of Conf. Part II, Liege (Belgium)
– Germany: Forschungszentrum Julich GmbH. 1998. P. 1129–1137.
6. Каблов
E.H.,
Петрушин
H.В.,
Сидоров
В.В.,
Демонис
И.М.
Разработка
монокристаллических высокорениевых жаропрочных никелевых сплавов методом
компьютерного конструирования // В сб.: Авиационные материалы и технологии. Вып.
Высокорениевые жаропрочные сплавы, технология и оборудование для производства
сплавов и литья монокристаллических турбинных лопаток ГТД. – М.: ВИАМ, 2004.
С. 22–36.
7. Rae С.М.F., Karunaratne М.S.A., Small С.J. et al. Topologically close packed phases in an
experimental rhenium-containing single crystal superalloy // In: Superalloys 2000. Champion
(Pennsylvania): Publ. of the Minerals, Metals & Materials Society. Seven Springs Mountain
Resort. 2000. P. 767–776.
8. Caron P. High γ' solvus new generation nickel-based superalloys for single crystal turbine
blade applications // In: Superalloys 2000. Champion (Pennsylvania): Publ. of the Minerals,
Metals & Materials Society. Seven Springs Mountain Resort. 2000. P. 737–746.
9. O’Hara K.S., Walston W.S., Ross E.W., Darolia R. Nickel base superalloy and article // US
Patent №5482789. January 9. 1996.
10. Argence D., Vernault C., Desvallees Y., Fournier D. MC-NG: a 4th generation single-crystal
superalloy for future aeronautical turbine blades and vanes // In: Superalloys 2000 /
Т.M. Pollock, R.D. Kissinger, R.R. Bowman et al. (Eds.). Publ. of the Minerals, Metals &
Materials Society. Seven Springs Mountain Resort, Champion (Pennsylvania). 2000.
P. 829–837.
11. Walston S., Cetel A., MacKay R. et al. Joint development of a fourth generation single
crystal superalloy // In: Superalloy 2004 / K.A. Green, Т.M. Pollock, H. Harada et al. (Eds.)
Publ. of the Minerals, Metals & Materials Society. Seven Springs Mountain Resort,
Champion (Pennsylvania). 2004. P. 15–24.
12. Koizumi Y., Kobayashi Т., Yokokawa T. et al. Development of next-generation Ni-base
single crystal superalloys // In: Superalloys 2004 / K.A. Green, Т.M. Pollock, H. Harada et
al. (Eds.) Publ. of the Minerals, Metals & Materials Society. Seven Springs Mountain Resort,
Champion (Pennsylvania). 2004. P. 35–43.
13. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник. Т. 2. / Под ред.
Н.П. Лякишева. – М.: Машиностроение, 1999. 872 с.
14. Saunders N. Phase diagram calculation for Ni-based superalloys // In: Superalloys 1996 /
R.D. Kissinger, D.J. Deye, D.L. Anton et al. (Eds.). Publ. of the Minerals, Metals &
Materials Society. Seven Springs Mountain Resort, Champion (Pennsylvania). 1996.
P. 101–110.
15. Huang W., Chang Y.A. A thermodynamic description of the Cr–Ni–Re–Al system //
Materials Science and Engineering. 1999. V. A259. P. 110–119.
16. Miyasaki H., Murata Y., Morinaga M. //Tetsu-Tu-Hagane. 1994. V. 2. N 80. P. 161.
17. Chong Long Fu, Roger Reed, Anderson Janotti and Maja Kremar. On the diffusion of
alloying elements in the nickel-base superalloys // In: Superalloys 2004 / K.A. Green,
Т.M. Pollock, H. Harada et al. (Eds.) Publ. of the Minerals, Metals & Materials Society.
Seven Springs Mountain Resort, Champion (Pennsylvania). 2004. P. 867–876.
18. Karunaratne M.S.A., Reed R.C. Interdiffusion of the platinum-group metals in nickel at
elevated temperatures // Acta Materialia. 2003. V. 51. P. 2905–2919.
19. Morinaga М., Yukawa N., Adachi H., Ezaki H. and Murata Y. New PHACOMP and its
application to alloy design // In: Superalloys 1984 / M. Gell et al. (Eds.). Warrendate, PA:
The Metallurgical Society of AIME. 1984. P. 523–532.
20. Yukawa N., Morinaga М., Ezaki H. and Murata Y. Alloy design of superalloys by the
d-electrons concept // High Temp. Alloys for Gas Turbines and Other Applications. Proc. of
Conf. Liege (Belgium, 6–9 October 1986). Dordrecht: C. R. M. 1986. P. 935–944.
21. Суперсплавы II: Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных
энергоустановок / Под ред. Ч.Т. Симс, Н.С. Столофф, У.К. Хагель; Пер. с англ. (Кн. I /
Под ред. Р.Е. Шалина). – М.: Металлургия, 1995. 384 с.
22. Морозова Г.И. Закономерность формирования химического состава γ'/γ-матрицы
многокомпонентных никелевых сплавов// Докл. АН СССР. 1991. Т. 320. №6.
С. 1413–1416.
23. Самойлов А.И., Морозова Г.И., Кривко А.И., Афоничева О.С. Аналитический метод
оптимизации легирования жаропрочных никелевых сплавов // Материаловедение. №2.
С. 14–17.
24. Muracle D.В., Lark K.A., Srinavasan V., Lipsitt Н.A. Nickel-Aluminum-Molybdenum phase
equilibrium// Met. Trans. 1984. V. 15A. P. 481–486.
25. Масленков С.Б., Никандрова В.Г. Исследование диаграммы состояния Ni–Mo–W //
Изв. АН СССР. Металлы. 1980. №2. С. 220–223.
26. Удовский
А.Л.,
Молдавский
В.Г.,
Олдаковская
О.О.
Экспериментальное
и
теоретическое исследование фазовых равновесий системы Ni–W–Мо в интервале
1173–2273 К // CALPHAD. 1990. Р. 80.
27. Диаграммы состояния металлических систем. – М.: ВИНИТИ, 1974. С. 218; 1980.
С. 172.
28. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В. Компьютерный метод конструирования литейных
жаропрочных никелевых сплавов // В сб.: Авиационные материалы и технологии. Вып.
Высокорениевые жаропрочные сплавы, технология и оборудование для производства
сплавов и литья монокристаллических турбинных лопаток ГТД. – М.: ВИАМ, 2004.
С. 3–21.
29. Каблов Е.Н., Герасимов В.В., Висик Е.М. Технологические особенности получения
монокристаллических
образцов
и
турбинных
лопаток
из
высокорениевых
жаропрочных сплавов на установках УВНК-9 и ВИАМ-1790 // В сб.: Авиационные
материалы и технологии. Вып. Высокорениевые жаропрочные сплавы, технология и
оборудование для производства сплавов и литья монокристаллических турбинных
лопаток ГТД. – М.: ВИАМ, 2004. С. 91–97.
30. Самойлов А.И., Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Рощина И.Н. Размерное несоответствие
кристаллических решеток γ- и γ'-фаз в никелевых ренийсодержаших жаропрочных
сплавах // В сб.: Авиационные материалы и технологии. Вып. Высокорениевые
жаропрочные сплавы, технология и оборудование для производства сплавов и литья
монокристаллических турбинных лопаток ГТД. – М.: ВИАМ, 2004. С. 48–57.