автореферат диссертации по металлургии, 05.16.01, диссертация на тему:Исследование и разработка жаропрочных материалов на основе алюминидов никеля

На правах рукописи

ДРОЗДОВ АНДРЕЙ АЛЕКСАНДРОВИЧ

ИССЛЕДОВАНИЕ И РАЗРАБОТКА ЖАРОПРОЧНЫХ МАТЕРИАЛОВ НА ОСНОВЕ АЛЮМИНИДОВ НИКЕЛЯ

Специальность 05.16.01 «Металловедение и термическая обработка металлов»

Автореферат Диссертации на соискание ученой степени кандидата технических наук

Москва, 2005 год

Работа выполнена в Институте металлургии и материаловедения им. A.A. Байкова Российской академии наук

Научный руководитель:

Официальные оппоненты:

Ведущая организация:

доктор технических наук, професор Поварова Кира Борисовна

доктор технических наук, професор Светлов Игорь Леонидович

доктор технических наук, професор Баринов Сергей Миронович

Федеральное государственное унитарное предприятие Российской Федерации «Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина (ФГУП «ЦНИИчермет им. И.П. Бардина»), г. Москва

Защита диссертации состоится « 29 » июня 2006 года в 14 часов на заседании диссертационного совета Д 002.060.01 в Институте металлургии и материаловедения им. А.А.Байкова Российской академии наук по адресу: 119991, ГСП-1, г.Москва, Ленинский проспект, 49.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке Института металлургии и материаловедения им. А.А.Байкова Российской академии наук

Автореферат разослан «29» мая 2006 года

Ученый секретарь Диссертационного совета, Доктор технических наук, профессор

Блинов В.М.

2_00&

ОБЩАЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность работы. Сопловые и рабочие лопатки, а также мьг»1 ие другие ответственные детали Горячего тракта современных ГТД изготавливают из ■ сложнолегированных, многокомпонентных жаропрочных никелевых суперсплавов, основы создания, производства и применения которых в авиации заложил академик С.Т. Кишкин. Большой вклад в развитие авиационных никелевых суперсплавов внесли Б.Н. Каблов, Б.С. Ломберг, И.Л. Светлов, Н.В. Петрушин и др. Высокая жаропрочность как зарубежных, так и отечественных никелевых литейных суперсплавов определяется большой объемной долей (до 50-60 об.%) и высокой дисперсностью частиц упрочняющей фазы-у'№3А1 (у'вт), выделившихся при охлаждении и термической обработке (ТО) из пересыщенного твердого раствора на основе N1 (у), а также оптимальным мисфитом. Замедление диффузионных процессов в объеме и на межфазных у/у' границах в жаропрочных никелевых сплавах достигается увеличением содержания в у- и у'-твердых растворах «медленных, тяжелых» тугоплавких металлов, таких легирующих элементов (ЛЭ) как вольфрам, молибден, тантал, рений, некоторые, из которых несколько повышают температуру солидус (до 1360-1380°С). Однако при этом повышается плотность сплава; увеличивается опасность образования охрупчивающих сплавы топологически плотноупакованных фаз, аккумулирующих тугоплавкие ЛЭ, что приводит к обеднению ими у- и у'-твердых растворов. Это усложняет и, следовательно, удорожает ТО сплавов, поскольку сужаются оптимальные температурные интервалы, и возрастает время, необходимое для различных стадий ТО. Следует также отметить, что легирование тугоплавкими металлами никелевых (у + у')-суперсплавов уменьшает, но не устраняет основную причину их разупрочнения при высокотемпературной работе - уменьшение объемной доли вторичных выделений у'-фазы №3А1 вследствие повышения её растворимости в у- №-матрице.

Для нового поколения авиационных и ракетных двигателей необходимы конструкционные материалы, которые можно эксплуатировать при температурах выше 1100 °С, имеющие низкую плотность. Анализ данных о свойствах, имеющихся в распоряжении материаловедов, жаропрочных материалов на основе тугоплавких металлов (\¥, Мо, №>, Та), интерметаллидов, керамик и композиционных материалов показал, что наиболее перспективными для замены в ряде конструкций суперсплавов являются легкие материалы на основе интерметаллидов (ИМ), особенно, алюминидов переходных металлов с упорядоченной структурой, имеющих более высокие температуры плавления и низкую

р0С. НАЦИОНАЛЬНАЯ БИБЛИОТЕКА С.-Петербург

ОЭ 20(£акт£?{

плотность. Большой интерес представляют сплавы на основе алюминидов никеля Ni3Al (Тпл = 1395°С; плотность р~7,5 г/см3) и NiAl (Т,ш = 1640°С; плотность р~5,9 г/см3), которые, в отличие от Ni-суперсплавов, не нуждаются или нуждаются в меньшей степени в защите от окисления, благодаря более высокому содержанию Al. Кроме того, возможно изготовление из них полуфабрикатов и изделий сложной формы в рамках хорошо отработанного технологического процесса получения и обработки Ni-суперсплавов.

Наиболее продвинутыми являются низколегированные сплавы на основе интерметаллида Ni3Al с ГЦК упорядоченной типа Ll0 кристаллической структурой, рабочие температуры которых на 100-150°С выше рабочих температур никелевых суперсплавов. Эти сплавы типа ВКНА, разработанные в ФГУП «ВИАМ» В.П. Бунтушкиным с сотрудниками совместно с сотрудниками ИМЕТ РАН, обладают благоприятным сочетанием пластичности при низких и средних температурах и жаропрочности при температурах выше 1000°С.

Что касается сплавов на основе более тугоплавкого моноалюминида никеля NiAl с ОЦК упорядоченной типа В2 кристаллической структурой, то для создания на его основе конструкционных материалов необходимо преодолеть два его основных недостатка: низкотемпературную хрупкость и относительно невысокую жаропрочность при рабочих температурах.

Для разработки легких жаропрочных конструкционных материалов на основе интерметаллидов представляло интерес выявить причины повышенной термостабильности при рабочих температурах >1000°С малолегированных сплавов на основе Ni3Al типа ВКНА по сравнению с традиционными, высоколегированными никелевыми суперсплавами и разработать пути повышения низкотемпературной пластичности и жаропрочности сплавов на основе NiAl.

Целью работы являлась разработка принципов создания легких, пластичных, термически стабильных, жаропрочных конструкционных сплавов на основе алюминидов никеля с Траб > Траб Ni-cплавов.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

1. Выявление основных факторов, обуславливающих потерю термической стабильности традиционных никелевых суперсплавов при температурах выше рабочих температур (1050-1100°С).

2. Анализ факторов, определяющих повышенную термическую стабильность структуры и свойств сплавов ИМ на примере литейных сплавов на основе Ni3Al, которая обеспечивает повышение рабочих температур и долговечности по сравнению с никелевыми суперсплавами.

3. Анализ тройных диаграмм состояния Ni-Al-ЛЭ, установление физико-химических закономерностей взаимодействия ЛЭ с алюминидами никеля и выбор на этой основе систем легирования и композиций, фазовый состав и объемные'доли структурных составляющих коТирых не меняется (слабо меняется) при повышении температуры, что должно обеспечить повышение рабочих температур, а также выбор композиций, в которых в равновесии с алюминидом никеля находятся вязкие пластичные фазы, что обеспечивает повышение низкотемпературной пластичности и/или вязкости разрушения сплавов.

4. Исследование влияния легирования, структуры, формирующейся при кристаллизации и термомеханической обработки на фазовый состав, структуру и свойства сплавов на основе NiAl и разработка базового сплава на основе NiAl, в котором реализованы принципы повышения низкотемпературной пластичности и жаропрочности.

Научная новизна работы:

1. Проведен анализ строения тройных диаграмм состояния NI-Al-ЛЭ. Установлены закономерности взаимодействия алюминидов никеля с ЛЭ и вторыми фазами. Это позволило обосновать принципы повышения низкотемпературной пластичности и определило выбор составов гетерофазных конструкционных сплавов на основе алюминидов никеля, в которых в равновесии с алюминидами находится вязкая составляющая -твердый раствор на основе металлов VIII группы с ГЦК неупорядоченной структурой.

2. Выявлены причины, обуславливающие более высокую термостабильность, при температурах выше 1000°С, низколегированных легких сплавов на основе Ni3Al типа ВКНА по сравнению с традиционными, высоколегированными и более тяжелыми жаропрочными никелевыми сплавами. Впервые сформулированы принципы создания термически стабильных жаропрочных конструкционных сплавов на основе Ni3Al:

• упорядоченная структура основы направленно закристаллизованного сплава y'-Ni3Al, которая сохраняется до Ts и имеет преимущество по жаропрочности по сравнению с неупорядоченной структурой основы (y-Ni) никелевых суперсплавов;

• формирование в равновесии с у'- вязкой структурной составляющей - у-твердого раствора на основе Ni с неупорядоченной ГЦК структурой, что обеспечивает низкотемпературную пластичность и вязкость разрушения Ni3Al-сплавов, не содержащих бор;

• формирование самоорганизующейся при направленной кристаллизации (НК) структуры естественного эвтектического композита (эвтектика Ь*->у'+у прижата к №3А1), в котором сохраняется "Соотношение объемных долей у' и у-фаз при Тра6>1100°С;

• -твердорастворное легирование обеих фаз гетерофазного у'-№3А1+10-15% об.у-№ сплава;

• формирование при НК за счет ликвации самоорганизующейся стабильной дендритной у'+у структуры, в которой оси обогащены тугоплавкими элементами (XV), а межосевые пространства - более легкоплавкими (ТО, что также обеспечивает упрочнение литейного сплава по типу естественных композитов.

3. Впервые получен пластичный сплав на основе Р-№А1, пластичность которого обеспечивается стабилизацией в равновесии с (3-Ы1А1 вязкой составляющей - твердого раствора на основе у(№, Со) с неупорядоченной ГЦК структурой.

Практическая ценность. Разработанные принципы повышения низкотемпературной пластичности путем стабилизации в равновесии с алюминидами никеля вязкой структурной составляющей и выбора термически стабильных гетерофазных (у'+у) и (Р+у) композиций в близи эвтектических составов, что обеспечивает сохранения фазового состава и соотношения объемных долей фаз при Тра6, реализованы в (у'-^-сплавах на основе №3А1 типа ВКНА, которые используются не только в сопловых, но и в рабочих лопатках ГТД типа ТВД-20. Пластичные (Р+у)-сплавы на основе №А1 могут быть использованы в качестве деформируемых, более легких, чем никелевые суперсплавы, сплавов для дисков ГТД.

Данные по физико-химическому анализу диаграмм состояния и анализу закономерностей взаимодействия алюминидов системы М-А! с легирующими элементами и вторыми фазами, принципы подбора легирующих элементов для создания легких конструкционных термически стабильных при рабочих температурах выше 1100°С сплавов на основе №3А1 и №А1, обладающих запасом низкотемпературной пластичности и вязкости разрушения включены в курс лекций «МАТИ» - Российского государственного технологического университета им. К.Э. Циолковского по дисциплинам «Новые металлические материалы», «Металлические материалы со спецсвойствами», «Новые материалы и технологические процессы». Также эти данные используются ООО Научно-технический центр «Материалы и Технологии» при разработке конструкционных сплавов на основе №А1 и №3А1, выборе легирующих элементов для интерметаллидных матриц КМ на основе алюминидов никеля.

Разработанная экспрессная методика оценки характеристик высокотемпературной прочности путем измерения горячей твердости используется ООО «Пластимет» при разработке технологии пластической деформации проказой жаропрочных и жаростойких Кпхерметаллидных сплавов на основе №3А1 и технологии экструзии композиционных материалов на основе №А1.

Основные положения, выносимые на защиту:

1 .Анализ диаграмм состояния №-А1-ЛЭ Ш-УШ-1 групп, установление закономерностей взаимодействия с указанными ЛЭ и выбор на этой основе: 1) гетерофазных сплавов в которых в равновесии с алюминидами никеля находится вязкая составляющая - твердые растворы с ГЦК неупорядоченной структурой на основе №, что обеспечивает низкотемпературную пластичность композиций; 2) выбор в качестве основы сплавов (у'+у) и (р+у) композиций, близких к эвтектическим, в которых при повышении температур до Траб соотношение фаз практически не меняется, что обеспечивает высокую - термическую стабильность композиций.

2.Сравнительный анализ механизмов упрочнения никелевых сплавов и сплавов на основе №3А1, позволивший установить природу более высокой термической стабильности низколегированных сплавов на основе №3А1 по сравнению с высоколегированными никелевыми сплавами: 1) сохранение упорядоченной структуры №3А1 до Т5, что обеспечивает преимущество по жаропрочности по сравнению с неупорядоченной структурой у-№; 2) упрочнение за счет создания, самоорганизующейся при кристаллизации, гетерофазной структуры, близкой к эвтектическому составу Ь<->у'-ну (естественный композит); 3) упрочнение у-составляющей эвтектики дисперсными выделениями у'-фазы; 4) упрочнение литейного НК сплава по типу естественных композитов за счет ликвации: формирование при НК стабильной дендритной у'+у структуры, в которой оси обогащены вольфрамом, а межосевые пространства - титаном.

3.Реализация разработанных принципов повышения низкотемпературной пластичности путем стабилизации в равновесии с алюминидами никеля вязкой структурной составляющей и выбора термически стабильных гетерофазных (у'+7) и (Р+у) композиций вблизи эвтектических составов в сплавах на основе №3А1 типа ВКНА, которые используются не только в сопловых, но и в рабочих лопатках ГТД типа ТВД-20 и в пластичных сплавах на основе №А1 для применения в качестве деформируемых сплавов, более легких, чем никелевые суперсплавы, сплавов для дисков ГТД.

Публикации и апробация работы: Основные результаты диссертации отражены в 11 публикациях в отечественных и зарубежных изданиях, список которых приводится в конце автореферата. Результаты раСигы были доложены и обсужде,,/,, на: Третьем Международном аэрокосмическом конгрессе IAC2000, Москва; 15Th International Plansee Seminar «Powder Metallurgical High Performance Materials», Austria, Tyrol, Reutte, 2001, IV, V Уральских школах-семинарах металловедов-молодых ученых, Россия, Екатеринбург, 2002, 2003, конференции молодых специалистов и ученых Института металлургии и материаловедения им. А.А. Байкова Российской академии наук, Москва, 2005; конкурсе работ молодых ученых, проведенном президиумом РАН в 2005 году (удостоена медали).

Структура и объем работы. Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов, списка литературы. Диссертация изложена на 132 страницах машинописного текста, содержит 38 рисунков, 13 таблиц, библиографию (90 литературных источников).

СОДЕРЖАНИЕ РАБОТЫ

Во введении выявлены причины пониженной термостабильности традиционных никелевых суперсплавов при температурах выше 1000-1100°С. Показано, что их разупрочнение при указанных температурах определяется, прежде всего уменьшением объемной доли вторичных выделений у'-фазы Ni3Al (у'вт) вследствие повышения её растворимости в y-Ni-матрице, огрублением не растворившихся частиц у'вт, развитием диффузионных процессов. Отмечено, что легирование тугоплавкими металлами никелевых (у + у')-суперсплавов, с целью замедления диффузионных процессов, уменьшает, но не устраняет основную причину их разупрочнения при высокотемпературной работе - уменьшение объемной доли вторичных выделений у'-фазы Ni3Al вследствие повышения её растворимости в у- Ni-матрице.

Обоснована актуальность разработки принципов создания легких, пластичных, термически стабильных, жаропрочных конструкционных сплавов на основе алюминидов никеля с Трз6 > Тра6 Ni-сплавов. Сформулирована цель и поставлены задачи исследования.

Первая глава посвящена анализу состояния вопроса. Рассмотрены достоинства и недостатки интерметаллидов, в частности алюминидов никеля Ni3Al и NiAl , как основы для создания конструкционных жаропрочных сплавов. Выявлены основные факторы

(низкотемпературная хрупкость и невысокая жаропрочность нелегированных ИМ), препятствующие широкому применению указанных интерметаллидов как конструкционных материалов взамен никелевых жароь^ъчных сплавов Улучшение характеристик низкотемпературной пластичности алюминидов никеля путем легирования возможно только для №3А1 при введении микроприсадок бора Однако, легирование бором может приводить к снижению температуры плавления из-за образования борсодержащих эвтектик, а также к горячеломкости (снижение пластичности при температурах 300...850°С на воздухе из-за более интенсивного проникновения кислорода в обогащенные бором границы зерен). Для №А1 легирующие элементы, существенно повышающие его пластичность, найдены не были. Показано, что недостатком повышения низкотемпературной пластичности материалов на основе алюминидов путем измельчения зерна является резкое снижение сопротивления ползучести (развитие зернограничной ползучести) при высоких (рабочих) температурах. Так как при температурах > 0,5 Тпл решающее влияние на прочность, долговечность и сопротивление ползучести оказывают диффузионные процессы, то для повышения жаропрочности необходимо легирование наиболее «медленными» тугоплавкими металлами, такими как Мо, Та, N1), Ж Твердорастворное легирование однофазных сплавов на основе №А1 и №3А1 не обеспечивает достаточного повышения жаропрочности, чтобы сделать их конкурентоспособными с никелевыми суперсплавами.

Проведенный анализ способов упрочнения при высоких температурах и повышения низкотемпературной пластичности сплавов на основе №А1 и №3А1 показал, что для достижения оптимального сочетания свойств необходимо: формировать в сплавах в равновесии с указанными алюминидами, путем легирования и подбора оптимального фазового состава, вязкую структурную составляющую - твердый раствор с неупорядоченной структурой на основе металлов с ГЦК кристаллической решеткой в виде изолированных или сплошных прослоек; легировать сплавы элементами, уменьшающими скорость развития диффузионных процессов в сплавах при повышенных температурах; использовать метод НК для уменьшения доли поперечных границ и для создания эвтектических «естественных» композитов с самоорганизующейся при кристаллизации структурой.

Во второй главе приведено описание способов получения сплавов ИМ и описание методов исследования структуры, фазового состава и свойств сплавов.

В качестве объектов исследования были выбраны:

- сплавы ВКНА-4У в виде лопаток, с монокристаллической структурой, мЯ^оразмерного ГТД ТВД-20 в исходном состоянии и после наработок в течении 5-000 ч и за 4800 циклов;

- сплавы ЖС6У в виде лопаток, с крупнозернистой равноосной структурой, малоразмерного ГТД ТВД-20 в исходном состоянии и после наработок в течении 5000 ч и за 4800 циклов;

- сплав ВКНА-1В, полученный методом высокоградиентной направленной кристаллизации, в исходном состоянии и после термической обработки;

- сплавы системы Ni-Al-Co вблизи границы ((3+у)/(Р+у+у') фазовых областей, легированные, совместно или раздельно, Ti, Mo, Hf, Та, V, Cr, Zr, Nb в количестве от 0,27 до 23 ат.% в зависимости от растворимости в Р-фазе.

Слитки (Р+у)-сплавов массой до 20 г выплавляли в дуговой вакуумной печи с вольфрамовым не расходуемым электродом с 5-и кратным переплавом исходной шихты в атмосфере очищенного аргона. Слитки 060 мм и массой 10 кг получали методом вакуумной индукционной плавки с кристаллизацией в футерованной чугунной изложнице. ЛЭ вводились в расплав матричного сплава Ni-Co-Al. Равномерность распределения компонентов в объеме материала обеспечивалась выдержкой сплава на разных этапах переплава при температурах 1480-1580°С по 10 мин и электромагнитным перемешиванием в течение 2-5 мин. Обточенные слитки подвергали деформации путем экструзии при 1200°С с коэффициентом вытяжки 1:10 или осадкой при 1200 С со степенью деформации 50%.

Направленную кристаллизацию Ni-Al-Co-Me сплавов осуществляли на сконструированной в ВИАМ установке УНВЭС-3. Температура расплава составляла 1700°С, керамическую форму охлаждали расплавом олова с температурой 450 С при опускании ее со скоростью 4 мм/мин. Градиент кристаллизации составлял 200-250 °С/см. Образцы после НК исследовали без термической обработки.

Изучение микроструктуры проводилось методами оптической металлографии и растровой микроскопии на приборах «Neophot-32» и «LEO-430». Фазовый состав определяли на дифрактометре «Дрон-3», распределение элементов в структурных составляющих микрорентгеноспектральным анализом проводили на СЭМ «LEO-430» с приставкой «Link Pentafit». Плотность исследуемых образцов определяли методом гидростатического взвешивания. Дифференциальный термический анализ (ДТА) проводился на установке «Setaram», скорость нагрева составляла 5 °С/мин.

Кратковременные испытания на растяжение проводили на

установке типа «Instron». Длительные испытания на растяжение проводили на установках типа «ВП-8». Испытания образцов сплавов ИММ на растяжение проводились на воздухе при температурах от 20 до 900°С на 5-кратйых разрывных образцах. Твердость^ло Виккерсу определяли при нагрузке 10 кг и микротвердость при нагрузке 100 г. В качестве экспрессного и экономичного метода для сравнительной оценки жаропрочности сплавов использовали измерение твердости до 1100°С, которое осуществлялось вдавливанием индентора в виде пирамиды из синтетического сапфира с уголом при вершине 136±1° при нагрузке 2 кг в атмосфере аргона.

В третей главе проведен анализ тройных ДС систем Ni-Al-X, где Х-металл или металлоид. С целью обоснования выбора ЛЭ и легирующих фаз (ЛФ) для твердорастворного упрочнения и для создания гетерофазных сплавов на основе алюминидов никеля проведены систематизация и анализ имеющихся данных по строению тройных ДС Ni-Al-X, растворимости легирующих элементов в алюминидах никеля и информация о фазах находящихся в равновесии с этими алюминидами.

Существуют два основных варианта двойной диаграммы состояния (ДС) системы Ni-Al, предполагающие две разные схемы кристаллизации этих сплавов: (1) y'-Ni3 AI-фаза образуется по перитектической реакции L+ß-NiAl<-»y'-Ni3Al и образует с y-Ni эвтектику L<->y'+y; (2) у'-№3А1-фаза образуется по перитектической реакции L+y<-»y'-Ni3Al и образует с ß-NiAl эвтектику L<-»y'+ ß-NiAl. Температуры упомянутых реакций различаются незначительно (3-10°С). Не обсуждая правомерность обоих вариантов ДС, стоит отметить, что в тройных и многокомпонентных ДС типа Ni-Al-X-Y картина становится еще менее определенной, поскольку в них возможны четырехфазные равновесия и переход от одной схемы кристаллизации к другой даже при незначительном изменении состава многокомпонентного сплава. В настоящей работе принято за основу, что в многокомпонентном ИМ сплаве реализуется первая схема кристаллизации.

На растворимость ЛЭ в алюминидах никеля и характер замещения позиций Ni и/или AI в решетках алюминидов никеля оказывают влияние как размерный и электрохимический факторы, так и различие в электронном строении переходных и непереходных металлов. Никель и алюминий сильно различаются как по электронному строению, так и по размерному фактору (Ni -spd переходный электроотрицательный металл VIII группы с электронной конфигурацией валентных электронов (tfs2) с RaT= 0,124 нм, а AI - непереходный электроположительный металл III

группы с электронной конфигурацией валентных электронов (з2р') с 1^=0,143 нм).

В у'-№3А1 переходные металлы Ш-У групп Бс, У, РЗМ (редкоземельные металлы), Т1, Ъх, Н^ V, №>, Та, а также непереходные металлы и неметаллы (Ъп, Оа, Ое, и Бп), занимают позиции преимущественно в А1 подрешетке, металлы VIII и I групп (Со, Р1, Ли и Си занимают позиции преимущественно в N1 подрешетке, тогда как Ре, Мп, Сг (возможно, W, Мо) - равновероятно в № и А1 подрешетках. Растворимость ЛЭ, замещающих А1, увеличивается в ряду (ат.%): переходные металлы -Мо (до 5% Мо),Та (V, 1ЧЬ, Щ Ъх), Сг (до 15-18% Сг), Л (замещает до половины атомов А1); непереходные металлы и неметаллы - 1п, (БЬ) Бп (замещает до 30% А1), (замещает до 50% А1), Оа, ве образуют непрерывные ряды твердых растворов №3(А1, ве) и Ni3(Al, йа), замещая до 100% А1. Платина, кобальт, медь замещают в решетке у'-№3А1 от 10 до 30ат.%№.

Т| (рт) Т1Ы1

Рис. 1. Схемы тройных ДС систем №-А1-ЛЭ: а - растворимость ЛЭ в Р-№А1 и у'-№3А1; б - №-А1 Со (первый тип ДС); в - №-А1-Сг (второй тип ДС); г - №-А1-Т1 (третий тип ДС).

Растворимость элементов, замещающих в >ЛА1 позиции в А1-подрешетке, увеличивается при 1100°С от (ат.%) < 0,1% для W, Мо до -1,4 Щ 1,7 Nb, ~2,5 Та, 7,8 Сг, Т1, -12% V. При этом максимум растворимости *ПЭ в №А1 смещается в сторону иперстехиометрических составов *с' содержанием N1 более 50% тем больше, чем больше атомный радиус ЛЭ отличается от такового для замещаемого металла (А1) (рис. 1 а).

Непрерывные ряды твердых растворов образуются между №А1 и изоморфными моноалюминидами МеА1, где Ме=Со, Ре, Мп (а также, вероятно, с Рс1А1, ЛиА1) и Си3А1. Из этого следует, что Ре, Со (Рс1, Ли) и Си замещают преимущественно № в р-твердом растворе, независимо от того, какова в нем концентрация А1. Мп может замещать как А1 (богатая никелем сторона №А1), так и никель (богатая алюминием сторона №А1)

Повышение прочности и жаропрочности алюминидов возможно при твердорастворном легировании. Величина твердорастворного упрочнения пропорциональна искажению кристаллической решетки алюминида при легировании элементами, замещающими либо А1, либо N1. При низких (до 0,5 Тпл) температурах упрочнение тем больше, чем больше изменение периода кристаллической решетки алюминида на единицу (например 1 ат.%) вводимого ЛЭ. Максимальное изменение (увеличение) периода кристаллической решетки у-№3А1 типа Ь12 и р-№А1 типа В2 наблюдаться при введении Ме, атомный радиус которого много больше, чем атомный радиус замещаемого А1 и тем более N1 Щ Бс, Та).

Классификация тройных системы №-А1-Х как базы для направленного выбора жаропрочных конструкционных сплавов показала, что условно эти системы можно разделить на три основных типа. Характерные ДС 1-Ш типов приведены на рис. 1 б-г.

К первому типу (см рис 1 б) могут быть отнесены системы №-А1-Ме, где Ме - металл преимущественно VIII группы (Ре, Со, Рс1, Яи, 14) и I группы (Си), являющийся до некоторой степени аналогом никеля, то есть имеет близкие к никелю электронное строение и размеры атомов, образует стабильные алюминиды, которые в ряде случаев являются аналогами алюминидов никеля. Для этих систем характерна высокая растворимость элемента в рассматриваемом алюминиде никеля, вплоть до образования непрерывных рядов твердых растворов между изоморфными фазами. Ко второму типу (см рис 1 в)могут быть отнесены системы №-А1-Ме, где Ме -металл групп (Сг, Мо, Яе) и металл первого длинного периода V

группы (V). Эти металлы не склонны к образованию стабильных алюминидов, но могут образовывать стабильные соединения с никелем. Тройные алюминиды в этих системах отсутствуют. Эти ЛЭ обладают ограниченной растворимостью в алюминидах никеля, которая для металлов первого длинного периода может являться весьма значительной.

Следует отметить, что наиболее простыми (не содержат соединений с №) являются системы с элементами У-УИ групп (V, Сг, Мп), которые как и N1 принадлежат первому длинному периоду. В системах с более тяжелыми тугоплавкими металлами 2^!г-3 периодов образуются соединения ?{Э с N1, а растворимость ЛЭ в №3А1 и №А1 невелика. Различия в строении ДС с ЛЭ, принадлежащими к одной группе периодической системы, но разным периодам, свидетельствуют о том, что характер взаимодействия ЛЭ с алюминидами никеля определяется не только сходством или различием конфигурацией валентных электронов (в данном случае ЛЭ и N1), но и различиями в строении внутренних оболочек атомов. К третьему типу (см рис. 1 г) могут быть отнесены системы №-А1-Ме, где Ме -электроположительные металлы III, IV и V групп (Бс, У, Ьа, РЗМ, Т1, Ъх, Щ №>, Та), атомный радиус которых значительно больше такового для алюминия и тем более никеля (или близок к атомному радиусу А1 СП, N1), Та), т. е. элементы, резко отличающиеся от N1 по электрохимическому и размерному факторам. Эти ЛЭ образуют собственные стабильные алюминиды и стабильные соединения с никелем. В системах третьего типа обычно образуются многочисленные тройные алюминиды. Отметим несколько характерных особенностей указанных ДС.

Наибольший интерес, с точки зрения разработки конструкционных сплавов обладающих низкотемпературной пластичность и технологичностью, представляют системы М-АЬМе4™, где в равновесии с алюминидами никеля находятся твердые растворы на основе металлов VIII группы (№, Со, Ре и др.), имеющие неупорядоченную ГЦК кристаллическую решетку. Они демонстрируют высокие характеристики пластичности и могут быть использованы либо как вязкая структурная составляющая в сложнолегированных сплавах, например Р-№А1+у-(№-Со) или у'№3А1+у-(ЪП), либо как упрочняющая фаза в указанных гетерофазных системах, обеспечивающая эффективное повышение жаропрочности и высокой термической стабильности при рабочих температурах свыше 1000°С в сплавах эвтектического состава, расположенных на псевдобинарных разрезах соответствующих тройных или многокомпонентных ДС. В системах с металлами VI группы (Сг, Мо, \У) и V группы (V) в равновесии с алюминидами никеля находятся твердые растворы с неупорядоченной ОЦК кристаллической решеткой на основе тугоплавких, но холодноломких металлов, которые не могут быть использованы для повышения низкотемпературной пластичности алюминидов никеля, но являются эффективными упрочняющими (армирующими) фазами в направленно закристаллизованных эвтектических КМ. В системах с металлами IV и V групп (Т1, 7л, Щ ЫЬ, Та) в равновесии с алюминидами никеля находятся тройные алюминиды

типа фаз Лавеса, Гейслера, которые также, как и тугоплавкие ОЦК твердые растворы на основе металлов VI группы, не могут служить вязкой составляющей в сплавах на основе алюминидов никеля, но могут быть использованы, как упрочняющие фазы.

Основой для разработки термически стабильных конструкционных гетерофазных сплавов являются псевдобинарные разрезы NiAl (Ni3Al) - ГЦК или ОЦК твердый раствор металлов VI-VIII группы, а также псевдобинарные разрезы NiAl (№3А1)-тройной ИМ (фазы Лавеса, Гейслера) в системах с металлами IV и V групп. Высокая термическая стабильность сплавов эвтектического (или близкого к эвтектическому) состава определяется тем, что при повышении температуры объемная доля обеих составляющих эвтектику фаз практически не меняется.

Четвертая глава посвящена изучению природы термической стабильности структуры интерметаллидных сплавов на основе y'-Ni3Al типа ВКНА и сравнительному анализу термостабильности ИМ сплавов и Ni-суперсплавов.

Оценка термостабильности сплавов на основе Ni3Al проводилась на примере сплава ВКНА-4У Моно, разработанного ВИАМ совместно с ИМЕТ. Он имеет двухфазную структуру -90 об.% y'-Ni3Al+10 об.% y-Ni (рис.2, а). Благодаря близким значениям периодов кристаллической решетки обеих фаз при получении сплава методом направленной кристаллизации не происходит нарушения роста кристаллитов и зарождения «паразитных» равноосных зерен, что позволяет получать сплав с монокристаллической структурой марки ВКНА-4УМоно. При этом пластичность при комнатной температуре достигает 30%, а прочность 1340 МПа.

Для сравнения был выбран широко применяющийся традиционный никелевый гетерофазный жаропрочный сплав ЖС6У (рис. 2, б), представляющий собой твердый раствор на основе Ni с ГЦК структурой, упрочненный вторичными выделениями у'-фазы, являющейся твердым раствором на основе интерметаллида Ni3Al с упорядоченной ГЦК кристаллической структурой (Ll2). Структура сплава: у+у'+карбиды. Высокая жаропрочность как зарубежных так и отечественных никелевых суперсплавов типа ЖС (ЖС6, ЖС26, ЖС32 и других) определяется большой объемной долей (до 45-60 об.%) и высокой дисперсностью вторичных выделений у'-фазы Ni3Al, образовавшихся при старении пересыщенного твердого раствора на основе Ni и имеющих кубоидную форму, период кристаллической решетки которых отличается от такового для Ni-матрицы на 0,3- 0,5%.

У"1» l-'/ii i* A*. </

Зултн

Рис. 2. Характерные микроструктуры сплавов ВКНА-4У Моно (а) и ЖС6У (б) в исходном состоянии.

Из сплавов ВКНА-4УМоно и ЖС6У были изготовлены рабочие лопатки турбины двигателя ТВД-20. Лопатки были вмонтированы в одну турбину. Структура лопаток исследовалась после наработки на двигателе в течение 5000 ч и после 4800 циклов.

После наработки 5000 часов (рис. 3 а) и за 4800 циклов можно отметить следующие характерные особенности структуры выходной кромки горячего сечения пера лопатки из сплава ВКНА-4У:

-сплав сохранил однородную двухфазную (у'+у) - структуру; -объемная доля у'- фазы практически не изменилась; -новые фазы не обнаружены;

-в прерывистых прослойках у- фазы образовались дисперсные вторичные выделения у'-фазы, выделившиеся из пересыщенного у-твердого раствора на основе Ni под воздействием высоких температур и напряжений; образовавшаяся структура подобна таковой для традиционных никелевых жаропрочных сплавов;

-произошло укрупнение всех структурных составляющих, свидетельствующее о том, что материал пера лопатки при наработке подвергался перегреву по крайней мере до 1150°С.

Для сплава ЖС6У можно отметить следующие характерные особенности структуры выходной кромки горячего сечения пера лопатки после наработки 5000 часов и за 4800 циклов (рис. 3 б):

-структура сплава остается гетерофазной (у+у'+карбиды); -зернограничные включения карбидов дробятся и образуют цепочки;

-за 4800 циклов резко уменьшилась объемная доля у'-фазы, выделения которой сохраняются при рабочих температурах преимущественно вблизи стабилизированных карбидами границ зерен (менее 20 об.%) и в междендритных пространствах в виде прерывистых

Рис. 3. Микроструктуры сплавов ВКНА-4У (а) и ЖС6У (б) после наработки 5000ч.

прослоек в у-матрице (твердый раствор на основе N1) и практически исчезают в осях дендритов (1-7об.%).

Последнее изменение структуры свидетельствует о том, что при наработке лопатки из серийного сплава ЖС6У также подвергались перегреву по крайней мере до 1150°С, что вызвало изменения в структуре серийного сплава (уменьшение доли упрочняющей у'вх-фазы при рабочей температуре), ведущие к значительному или полному его разупрочнению при рабочих температурах. Следует отметить, что в зоне замка той же лопатки, (замок не подвергается перегреву), изменения структуры соответствуют обычным, свойственным данному сплаву, и преимущественно связаны с укрупнением структурных составляющих.

Металлографическое исследование горячих зон выходных кромок рабочих лопаток турбины двигателя ТВД-20, изготовленных из сплава ВКНА-4УМоно и серийного сплава ЖСбУ в исходном состоянии и после наработки на двигателе в течение 5000 час. и за ресурс 4800 циклов позволяет сделать определенные заключения об их работоспособности.

Монокристаллические рабочие лопатки из опытного сплава ВКНА-4УМоно на основе интерметаллида у'-№3А1 сохраняют работоспособность в условиях длительной работы с забросами температур по крайней мере до 1150°С, что обеспечивается высокой стабильностью структуры сплава, формирующейся при кристаллизации в результате эвтектического превращения Ь<-»у'+у. Высокая жаропрочность обусловлена сохранением высокой объемной доли у'-фазы и практически мало меняющимся соотношением долей у' и у-фаз; некоторое возможное снижение жаропрочности из-за огрубления обеих структурных составляющих компенсируется упрочнением прослоек у-фазы дисперсными вторичными выделениями у'-фазы, благодаря чему в сплаве дополнительно создаются участки со структурой, свойственной

жаропрочным никелевым сплавам.

Изменения в структуре лопаток из серийного сплава ЖС6У в тех ^же условиях показывают, что его структура менее стабильна, при забросах температуры происходит растворение частиц упрочняющей у'-фазы, уменьшение ее объемной доли, что ведет к разупрочнению серийного сплава, ухудшению его работоспособности.

Возникает вопрос о причинах, определяющих преимущества низколегированного интерметаллидного сплава по жаропрочности при температурах >1150°С. Очевидно, что в этом случае речь может идти не о твердорастворном или дисперсном упрочнении, а о термически стабильном структурном упрочнении. Этот тип упрочнения определяется стабильностью размера, морфологии и расположения тех или иных участков макро или микроструктуры, образованием термически стабильных сегрегации ЛЭ или нано (микро) выделений фаз, обогащенных легирующими элементами с различной химической активностью, т.е. речь идет о преимущественном термически стабильном структурном упрочнении двух типов.

К первому типу может быть отнесена стабильность объемной доли, размера, морфологии и расположения фаз, присутствующих в эвтектическом сплаве с самоорганизующейся при кристаллизации структурой. Практически имеет место упрочнение по типу «естественных композитов» литейных сплавов на основе у'-№3А1 с формирующейся при НК дендритной и монокристаллической структурой. Состав сплавов соответствует равновесному эвтектическому ( эвтектика у'+у прижата к у' фазе), или близок к таковому (с избытком первичных выделений у'-№3А1).

Ко второму типу может быть отнесена стабильность сохранения ликвационной неоднородности, образовавшейся при НК литейных сплавов. Самоорганизовавшаяся при НК в литом материале эвтектического состава дендритная структура, в которой оси дендритов обогащены тугоплавкими металлами, а межосные пространства - более легкоплавкими («естественный» композит), является более стабильной, чем структура никелевых жаропрочных сплавов, которую формируют в процессе ступенчатой термообработки «высокотемпературный отжиг (гомогенизация и растворение)» и «низкотемпературный отжиг (старение)». Эта ТО, продолжительность которой может достигать 80 часов для современных высоколегированных тугоплавкими элементами №-супереплавов, направлена на возможно более полное выравнивание распределения ЛЭ с целью получения дисперсно-упрочненных сплавов (легированные у'вт -частицы кубоидной формы в легированной у-матрице).

Преимущество литого материала перед термически обработанным подтверждает проведенное экспрессное испытание на жаропрочность методом «горячей» твердости сплава ВКНА-1В в литом состоянии, после гом^. енизации и обработанного по ступенчатому режиму «гомогенизация-старение». При 1100°С горячая твердость сплава на основе №3А1 в литом состоянии выше, чем после обработки по режимам, обеспечивающим максимальные характеристики жаропрочности никелевых сплавов. Так при 1100°С кратковременная горячая твердость по Виккерсу (НУ) сплава ВКНА-1В на основе №3А1, полученного НК, в литом состоянии составляет 107 кгс/мм2, после гомогенизации при 1200°С, 4ч - 83 кгс/мм2, а после термообработки по режиму «гомогенизация (растворение) при 1200°С, 4ч и последующего старения при 900°С, 10 ч - 88 кгс/мм2. После выдержки индентора при 1100°С под нагрузкой в течение 60 мин. различие сохраняется: 67, 53 и 52 кгс/мм2 соответственно.

Пятая глава посвящена разработке легких жаропрочных конструкционных сплавов на основе ИШ с повышенной низкотемпературной пластичностью. В качестве основы сплавов из двух возможных систем №-А1-Со и №-А1-Ре, в которых Р-№А1 находится в равновесии с у-"№ твердым раствором с неупорядоченной ГЦК структурой, была выбранна система №-А1-Со, в которой имеется достаточно широкая Р+у область и отсутствуют низкотемпературные превращения в у(№,Со) твердых растворах, свойственные некоторым сплавам №-А1-Ре. Кроме того, известно что, Со повышает сопротивление ползучести №А1 и его жаростойкость.

Для исследования были выбранны (Р+у)-сплавы вблизи границы (Р+у)/(Р+7+У) фазовых областей, чтобы определить максимально возможное количество А1 и минимальное количество Со, обеспечивающие стабильный р+у фазовый состав сплава, оценить оптимальную объемную долю у-фазы, а также влияние появления у'-фазы на свойства сплавов. Микроструктурное исследование подтвердило образование Ь<-»Р+у эвтектики, которая в сплавах с малым содержанием у-фазы выглядит как вырожденная эвтектика, образуя оболочки у-фазы по границам зерен р-фазы (рис. 4). Высокотемпературный отжиг приводит к некоторому уменьшению объемной доли у-фазы в доэвтектических сплавах.

Исследование влияния деформации на структуру и свойства было проведено более детально на трех сплавах с различным соотношением р/у фаз (см. таблицу 1). Микроструктурное исследование деформированных (е=50%) и отожженных (1300°С, 10ч) сплавов, а также анализ данных по механическим свойствам в интервале температур 20-900°С показал, что по

Рис.4. Характерные микроструктуры (р+у) сплавов системы №-А1-Со (ат.%): а-41№-29А1-30Со; б - 42,6№-25,2А1-32,2Со.

Таблица 1.

Механические свойства деформированных сплавов №-А1-Со после термической обработки.

Сплав, ат.% у, об.% ^ИСП С ав, МПа Оо,2, МПа 5,%

41№-29А1- ЗОСо 7±2 20 800 Ра 240 врушился X 230 эупко 49 75

39№-26А1-35Со 28±3 20 800 900 1060 240 100 490 230 90 31 33 114 31 54 40

36№-18А1-46Со 77±3 20 800 900 1090 400 160 490 250 150 30 10 12 31 10 12

стабильности структуры и совокупности свойств сплав с -30 об.% у-фазы является перспективным в качестве основы для создания сложнолегированных деформируемых и тем более литейных (расплавов, в которых можно реализовать твердорастворное легирование р- и у-фаз, т.к. обладает большим запасом пластичности в широком интервале температур при достаточно высоких характеристиках прочности.

Чтобы оценить влияние легирования на структуру и свойства в сплавы вводили (совместно или раздельно) Т1, Ът, Щ V, 1ЧЬ, Та, Сг, Мо, содержание которых, в зависимости от растворимости в №А1, варьировалось от 0, 27 до 23 ат.%. Легирование вносит изменения в структуру и фазовый состав деформированных и/или термически обработанных р+у сплавов. Изменяется морфология вторичных у-частиц

выделившихся из пересыщенного р-твердого раствора от дисперсных округлых с коэффициентом неравноосности 1/с1~ 1 (все сплавы с Мо) и //с/ < 3 (все сплавы с Сг) до пластинчато-перистых с 1/(1= 10-20 (в сплавах с ЫЬ, Та и особенно в сплавах с Т1). В последнем случае образуется некое подобие видманштеттовой структуры. Появляются дополнительные к Р+у фазы - а-фаза в сплавах, содержащих >13% Сг, о-фаза в сплавах, содержащих >2% Мо, у'-фаза в сплавах с металлами IV и V групп содержащих >4% Т1 или 1,0% Щ Та, №>, ц-фаза в сплавах с >2% Н£ Появление в (р+у)-сплавах у'-фазы, по данным ДТА, приводит к резкому снижению температуры начала превращения с участием жидкой фазы.

Легирование всеми элементами, не приводящее к образованию дополнительных фаз, повышает характеристики прочности при комнатной и повышенных (900°С) температурах. Максимальное упрочнение при всех температурах и особенно при 900 С демонстрируют сплавы, легированные ~2 мас.% Т1, в том числе дополнительно легированные 1-4 мае. % Сг, 0,5 мас.% ЫЬ, Та, Мо. Так, при 900°С для сплава с ~2 мас.% Т1 0„=335 МПа, для сложнолегированного с 2,9 мае. % Т1, 0,5 % ЫЬ/Та, 1,0 % Сг и 0,5 % Мо а„=330 МПа, тогда как прочность базового сплава при этой температуре 100 МПа, а сплава с 6,3 мас.% Мо 205 МПа. Характеристики пластичности при комнатной температуре максимальны (5=8-12%) для сплавов с ~2 мас.% Т1, в том числе сложнолегированных; минимальную пластичность имеет сплав с 6,3 мас.% Мо (8=3%), что объясняется отрицательным влиянием хрупких выделений а-фазы.

Анализ долговечности и пластичности при кратковременных и длительных испытаниях при 900°С (р+у)-сплавов с равноосной мелкозернистой рекристаллизованной структурой показал, что наиболее стабильны во всем интервале температур испытаний (20-900°С) характеристики пластичности сплавов, легированных титаном- 5=8-12, Ф=10-12 при кратковременных испытаниях и 5=6-18, ср=8-30% при длительных испытаниях при 900°С. Время до разрушения при нагрузке 100 МПа и температуре 900°С сплава с ~2 мас.% Т1 составляет 20 часов. У всех остальных сплавов (с Сг, Мо), имеющих более низкую пластичность при комнатной температуре, наблюдается резкий рост пластичности при повышении температуры до 900°С: 5=17-47; ф=49-70 при кратковременных испытаниях и 5=-30-50, <р=30-50% при длительных испытаниях, что указывает на увеличение в этих сплавах объемной доли у-фазы с повышением температуры и соответственно, ухудшает долговечность этих сплавов. Время до разрушения для них при нагрузке 100 МПа и температуре 900°С не превышало 5 часов. При переходе от материала с мелкозернистой равноосной структурой (деформация и

термическая обработка) к материалу с малой долей поперечных границ (НК) долговечность при 900°С сплавов с титаном увеличивается на 2 порядка (с^б .часов для сплава с 2,9 мае. % Т1, 0,5 % №>/Та, 1,0 % Сг и 0,5 % Мо до 612 часов при нагрузке 100 МПа). ' 1

ВЫВОДЫ:

1. На основании анализа тройных диаграмм состояния №-А1-ЛЭ установлены закономерности взаимодействия алюминидов никеля с ЛЭ и вторыми фазами, что позволило обосновать принципы повышения низкотемпературной пластичности и определило выбор составов гетерофазных сплавов на основе алюминидов никеля, в которых в равновесии с алюминидами находится вязкая составляющая - твердый раствор основе металлов VIII группы с ГЦК неупорядоченной структурой.

2. Впервые на основании анализа тройных диаграмм состояния №-А1-ЛЭ обоснован выбор термически стабильных композиций сплавов алюминидов никеля на псевдобинарных разрезах эвтектического типа №А1(№3А1) - ЛЭ вблизи эвтектических составов.

3. Впервые сформулированы принципы повышения термической стабильности структурно-фазового состояния и свойств сплавов на основе №3А1 (упорядоченная структура основы НК сплава у'-№ЗА1, упрочнение за счет создания при НК гетерофазных у'+у структур и твердорастворного легирования каждой структурной составляющей, сохранение объемных долей у'- и у-фаз при Тра6 >1100°С (естественный эвтектический у'+у композит), формирование при НК стабильной дендритной у'+у структуры, в которой оси обогащены тугоплавкими элементами (\У), а межосевые пространства - более легкоплавкими элементами ("П) (естественный композит).

4. Выбраны перспективные композиции сплавов на основе р-Ы1А1, содержащие вязкую составляющую у-твердый раствор N¡-00 в составе эвтектики (Р+у). Впервые получены легированные Р-№А1+у-(№-Со) сплавы с повышенной по сравнению с хрупким Р-№А1 пластичностью. Изучено влияние легирования на фазовый состав, структуру и свойства указанных сплавов. Показано, что максимальные характеристики прочности имеют сплавы, легированные (мас.%) ~2 "Л, в том числе с 0,5% Та/ЫЬ/Мо, 1%Сг. Установлено, что направленной кристаллизацией можно повысить долговечность сплавов при 900°С на два порядка.

5. Установленные в работе принципы повышения низкотемпературной пластичности путем стабилизации в равновесии с алюминидами никеля вязкой структурной составляющей и выбора термически стабильных гетерофазных (у'+у) и (Р+у) сплавов в близи эвтектических составов

реализованы в сплавах на основе №3А1 типа ВКНА и в пластичных сплавах на основе №А1.

Материалы диссертации опубликованы в следующих раСогах:

1 Поварова К Б, Казанская Н К, Ломберг Б С, Дроздов А А, Бондаренко Ю А Конструкционные жаропрочные (ßNiAl + у)-сплавы системы Ni-Co-Al-Me с улучшенной низкотемпературной пластичностью // Сборник тезисов Третий Международный аэрокосмический конгресс IAC'2000

2 Povarova К В , Kazanskay N К , Lomberg В С , Drozdov А А, Gerasimov V V Structural High-Temperature (ßNiAI+T)-Alloys Based on Ni-Al-Co-Me Systems with an Improved Low-Temperature Ductility // Proceedings of 15n International Plansee Seminar, Eds G Knennger, P Rödhammer and H Wildner, Plansee Holding AG, Reutte, 2001, Vol 1

3 Поварова К Б, Казанская Н К, Ломберг Б С, Дроздов А А Принципы создания конструкционных сплавов на основе NiAl для высокотемпературной службы // Сборник тезисов межотраслевой научно-практической конференции, «ВИАМ», 2002, с 34.

4 Поварова К Б, Казанская Н К , Дроздов А А, Скачков О А Тугоплавкий интерметаллид RuAl как основа нетрадиционных жаропрочных сплавов // Металлы, 2002, №3, с 35-47

5 Дроздов А А Сравнительная характеристика термостабильности структуры Ni-суперсплавов и сплавов на основе Ni3Al на примере сплавов ЖС6У и ВКНА-4У моно // IV Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых, посвященная 130-летаю со дня рождения С С Штейнберга Материалы Международной молодежной научно-практической конференции, Екатеринбург, 18-23 ноября 2002 г - Екатеринбург ГОУ УГТУ-УПИ, 2002, с 83.

6 Поварова К Б, Казанская Н К , Дроздов А А, Титова Т Ф, Банных И О Оценка жаропрочности литых сплавов на основе RuAl и других моноапюминидов методом горячей твердости // Металлы, 2003, №2, с 35-43

7 Поварова К Б, Казанская Н К, Бунтушкин В П, Дроздов А А, Костогрыз В Г, Бахарев В Г, Миронов В И , Базылева О.А, Банных И О Термостабильность структуры сплава на основе NiiAl и его применение в рабочих лопатках малоразмерных ГТД. // Металлы, 2003, №3, с.95-100.

8 Дроздов А А Экспрессная сравнительная оценка жаропрочности литых интерметаплидов RuAl, "NiAI, NiiAI и сплавов на их основе методом горячей твердости // V Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых Сборник тезисов, 2003, с 78

9 Поварова К Б, Казанская Н К, Дроздов А.А, Антонова А В Изучение возможности создания термически стабильных конструкционных материалов на базе алюминидов переходных металлов систем Ni-Al-X, Ru-Al-X, Ti-AI-X, где X - легирующий элемент или фаза // Металлы, 2005, №2, с.78-87.

Ю Поварова КБ, Дроздов А А, Казанская НК, Бунтушкин ВП Сравнительный анализ принципов создания жаропрочных никелевых суперсплавов и сплавов на основе интерметаллида Ni3Al (у'-фаза) // Перспективные материалы 2005, №2, с Ю-19

11 Поварова К Б, Казанская Н К , Дроздов А А, Бунтушкин В П, Банных И О Распределение легирующих элементов в направленно закристаллизованных сплавах типа ВКНА на основе y'-Ni3AI // Металлы, 2006

»1 А2 67»

Заказ № 267/05/06 Подписано в печать 25.05.06 Тираж 100 экз. Усл. п.л. 0.8

ООО «Цифровичок», тел. (495)797-75-76; (495)778-22-20

Введение

Глава! Алюминиды никеля - основа для создания конструкционных жаропрочных сплавов нового поколения.

1.1 Пластичность и вязкость разрушения алюминидов никеля и сплавов на их основе.

1.2 Повышение характеристик прочности алюминидов никеля и сплавов на их основе.

Глава 2. Способы получения сплавов и методы исследования их структуры и свойств.

2.1 Получение (р+у) сплавов на основе NiAl системы Ni-AI-Co и их термическая обработка.

2.2 Сплавы на основе Ni3AI.

2.3 Методы исследования структуры, фазового состава и свойств.

Глава 3. Диаграммы состояния систем Ni-AI-ЛЭ (где ЛЭ -легирующий элемент или фаза) - основа выбора состава термостабильных жаропрочных сплавов и композитов.

3.1 Система Al-Ni.

3.2 Тройные диаграммы состояния систем Ni-AI-Me (Ме-металл или металлоид l-Vlllrpynn периодической системы).

3.2.1 Твердые растворы на основе алюминидов никеля.

3.2.2 Классификация систем Ni-AI-Me.

3.2.3 Фазы, находящиеся в равновесии с алюминидами никеля.

3.3 Оценка возможности использования легирования для повышения жаропрочности и низкотемпературной пластичности NiAI.

Глава 4. Термическая стабильность сплавов на основе

Ni3AI.

4.1 Строение сплавов серии ВКНА.

4.2 Сравнительное исследование сплавов на основе Ni3AI и никелевых жаропрочных сплавов.

Глава 5. Исследование структуры и свойств и разработка

3(NiAI)+y(Ni)-cnnaBOB на основе системы Ni-AI-Co.

5.1 Структура и свойства (р+у)-сплавов системы Ni-AI

5.2 Влияние легирования на фазовый состав и свойства (р+у)-сплавов системы Ni-AI-Co.

5.2.1 Структура и фазовые превращения в сплавах системы Ni-AI-Co-Me.

5.2.2 Свойства сплавов системы Ni-AI-Co-Me. 106 Основные выводы по работе 116 Литература 118 Приложение

Для нового поколения авиационных и ракетных двигателей необходимы конструкционные материалы, имеющие низкие плотность и которые можно эксплуатировать при температурах выше 1100 °С.

Повышение температуры газа перед турбиной ГТД обеспечивает: увеличение работы цикла; повышение удельной мощности; уменьшение габаритов и снижение веса двигателя; снижение удельного расхода топлива.

Пути решения проблемы: применение новых схем двигателя; охлаждение рабочих лопаток турбины; создание новых жаропрочных сплавов; создание технологии изготовления и обработки, обеспечивающих заданную структуру.

Сопловые и рабочие лопатки, а также многие другие ответственные детали горячего тракта современных ГТД изготавливают из сложнолегированных многокомпонентных жаропрочных никелевых суперсплавов, основы создания, производства и применения которых в авиации заложил академик С.Т. Кишкин. Большой вклад в развитие авиационных никелевых суперсплавов внесли Б.Н. Каблов, Б.С. Ломберг, И.Л. Светлов, Н.В. Петрушин и др. Современные никелевые суперсплавы представляют собой твердые растворы на основе Ni с ГЦК неупорядоченной структурой (матрица), упрочненные дисперсными выделениями у'-фазы, являющейся легированным твердым раствором на основе интерметаллида (ИМ) Ni3AI с упорядоченной ГЦК кристаллической структурой (112). Формирование оптимальной структуры осуществляется термической обработкой (ТО) литейных и термопластической обработкой деформируемых суперсплавов. Высокая жаропрочность как зарубежных, так и отечественных никелевых литейных суперсплавов определяется большой объемной долей (до 50-60 об.%) и высокой дисперсностью вторичных выделений у'вт, выделившихся при охлаждении и ТО пересыщенного твердого раствора на основе Ni (у), а также оптимальным мисфитом, то есть разницей в периодах кристаллической решетки у'вт и у-матрицы.

Условия высокотемпературной работы тяжело нагруженных деталей современных авиационных деталей газотурбинных двигателей (ГТД) при термоциклировании и знакопеременных нагрузках интенсифицируют в материале диффузионные и усталостные процессы, которые приводят к деградации структуры и, следовательно, к снижению жаропрочности, пластичности и вязкости разрушения, что ограничивает как рабочие температуры, так и срок службы наиболее нагруженных деталей ГТД. Необходима стабилизация структуры, уменьшение движущих сил процессов, развивающихся в материале в этих условиях.

Потолок рабочих температур Ni-суперсплавов (1050-1100°С) определяется их разупрочнением при указанных температурах, прежде всего из-за уменьшения объемной доли вторичных выделений у'-фазы Ni3AI (у'вт) вследствие повышения её растворимости в y-Ni-матрице, огрублением не растворившихся частиц у'вт вследствие развития диффузионных процессов. Замедление диффузионных процессов в объеме и на межфазных у/у' границах в жаропрочных никелевых сплавах достигается увеличением содержания в у- и у'-твердых растворах «медленных, тяжелых» тугоплавких металлов, таких легирующих элементов (ЛЭ) как вольфрам, молибден, тантал, рений, некоторые из которых несколько повышают температуру солидус (до 1360-1380°С). Однако при этом повышается плотность сплава; увеличивается опасность образования охрупчивающих сплавы топологически плотноупакованных (ТПУ) фаз (р, 5, ц, а), аккумулирующих тугоплавкие ЛЭ, что приводит к обеднению ими у- и у'-твердых растворов. Это усложняет и, следовательно, удорожает термическую обработку сплавов, поскольку сужаются оптимальные температурные интервалы, и возрастает время, необходимое для различных стадий ТО. Следует также отметить, что легирование тугоплавкими металлами никелевых (у + у')-суперсплавов, с целью замедления диффузионных процессов, уменьшает, но не устраняет основную причину их разупрочнения при высокотемпературной работе - уменьшение объемной доли вторичных выделений у'-фазы Ni3AI вследствие повышения её растворимости в у- Ni-матрице.

Анализ данных о свойствах, имеющихся в распоряжении материаловедов, жаропрочных материалов на основе тугоплавких металлов (W, Mo, Nb, Та), интерметаллидов, керамик и композиционных материалов показал, что наиболее перспективными для замены в ряде конструкций Ni-суперсплавов являются легкие материалы на основе интерметаллидов (ИМ), особенно, алюминидов переходных металлов с упорядоченной структурой, имеющих более высокие температуры плавления и низкую плотность. Большой интерес представляют сплавы на основе алюминидов никеля Ni3AI (Тпл = 1395°С; плотность р~7,5 г/см3) и NiAl (Тпл = 1640°С; плотность р~5,9 г/см3), которые, в отличие от Ni-суперсплавов, не нуждаются или нуждаются в меньшей степени в защите от окисления, благодаря более высокому содержанию AI. Кроме того, возможно изготовление из них полуфабрикатов и изделий сложной формы в рамках хорошо отработанного технологического процесса получения и обработки Ni-суперсплавов.

Наиболее продвинутыми являются низколегированные сплавы на основе интерметаллида Ni3AI с ГЦК упорядоченной типа 110 кристаллической структурой, рабочие температуры которых на 100-Т50°С выше рабочих температур никелевых суперсплавов. Эти 6 сплавы типа ВКНА, разработанные в ФГУП «ВИАМ» В.П. Бунтушкиным с сотрудниками совместно с сотрудниками ИМЕТ РАН, обладают благоприятным сочетанием пластичности при низких и средних температурах и жаропрочности при температурах выше 1000°С.

Что касается сплавов на основе более тугоплавкого моноалюминида никеля NiAl с ОЦК упорядоченной типа В2 кристаллической структурой, то для создания этих материалов необходимо преодолеть два его основных недостатка: низкотемпературную хрупкость и относительно невысокую жаропрочность при рабочих температурах.

Для разработки легких жаропрочных конструкционных материалов на основе интерметаллидов представляло интерес выявить причины повышенной термостабильности при рабочих температурах выше 1100°С малолегированных сплавов на основе Ni3AI и разработать пути повышения низкотемпературной пластичности и жаропрочности сплавов на основе NiAl.

В связи с эти в работе были сформулированы цель и задачи исследования.

Целью работы являлась разработка принципов создания легких, пластичных, термически стабильных, жаропрочных конструкционных сплавов на основе алюминидов никеля с Траб > Траб Ni-сплавов.

Для достижения поставленной цели решались следующие задачи:

1. выявление основных факторов, обуславливающих потерю термической стабильности традиционных никелевых суперсплавов при температурах выше рабочих температур (1050-1100°С);

2. проведение анализа факторов, определяющих повышенную термическую стабильность структуры и свойств сплавов ИМ на примере литейных сплавов на основе Ni3AI, которая обеспечивает повышение рабочих температур и долговечности по сравнению с никелевыми суперсплавами;

3. анализ тройных диаграмм состояния Ni-AI-ЛЭ, установление физико-химических закономерностей взаимодействия ЛЭ с алюминидами никеля и выбор на этой основе систем легирования и композиций, фазовый состав и объемные доли структурных составляющих которых не меняется (слабо меняется) при повышении температуры, что должно обеспечить повышение рабочих температур, а также выбор композиций, в которых в равновесии с алюминидом никеля находятся вязкие пластичные фазы, что обеспечивает повышение низкотемпературной пластичности и/или вязкости разрушения сплавов;

4. исследование влияния легирования и способа получения на фазовый состав, структуру и свойства сплавов на основе NiAl и разработка базового сплава на основе NiAl, в котором реализованы принципы повышения низкотемпературной пластичности и жаропрочности.

Основные выводы по работе:

1. На основании анализа тройных диаграмм состояния Ni-AI-ЛЭ установлены закономерности взаимодействия алюминидов никеля с ЛЭ и вторыми фазами, что позволило обосновать принципы повышения низкотемпературной пластичности и определило выбор составов гетерофазных сплавов на основе алюминидов никеля, в которых в равновесии с алюминидами находится вязкая составляющая - твердый раствор основе металлов VIII группы с ГЦК неупорядоченной структурой.

2. Впервые на основании анализа тройных диаграмм состояния Ni-AI-ЛЭ обоснован выбор термически стабильных композиций сплавов алюминидов никеля на псевдобинарных разрезах эвтектического типа NiAI(Ni3AI) - ЛЭ вблизи эвтектических составов.

3. Впервые сформулированы принципы повышения термической стабильности структурно-фазового состояния и свойств сплавов на основе Ni3AI (упорядоченная структура основы НК сплава y'-Ni3AI, упрочнение за счет создания при НК гетерофазных у'+у структур и твердорастворного легирования каждой структурной составляющей, сохранение объемных долей у'- и у-фаз при Траб >1100°С (естественный эвтектический у'+у композит), формирование при НК стабильной дендритной у'+у структуры, в которой оси обогащены тугоплавкими элементами (W), а межосевые пространства - более легкоплавкими элементами (Ti) (естественный композит).

4. Выбраны перспективные композиции сплавов на основе (3-NiAI, содержащие вязкую составляющую у-твердый раствор Ni-Co в составе эвтектики (Р+у). Впервые получены легированные p-NiAI+y-(Ni-Co) сплавы с повышенной по сравнению с хрупким p-NiAl пластичностью. Изучено влияние легирования на фазовый состав, структуру и свойства указанных сплавов. Показано, что максимальные характеристики прочности имеют сплавы, легированные (мас.%) ~2 Ti, в том числе с 0,5% Ta/Nb/Mo, 1%Сг. Установлено, что направленной кристаллизацией можно повысить долговечность сплавов при 900°С на два порядка.

5. Установленные в работе принципы повышения низкотемпературной пластичности путем стабилизации в равновесии с алюминидами никеля вязкой структурной составляющей и выбора термически стабильных гетерофазных (у'+у) и (р+у) сплавов в близи эвтектических составов реализованы в сплавах на основе Ni3AI типа ВКНА и в пластичных сплавах на основе NiAl.

1. Sims Т., Stoloff S., Hagel С. Superalloys 1.. New-York. Chichester, Brisbone, Toronto, Singapore, 1987, 615 p.

2. Поварова К.Б., Банных O.A. Интерметаллиды новый класс легких жаропрочных и жаростойких материалов // Технология легких сплавов, 1992, №5, с.26-32.

3. Fleischer R.L. Miscelaneous Novel Intermetallics. // Intermetallic Compounds Practice, Eds. Westbrook J.H., Fleischer R.L. J.Willey and sons, 1994, v.2, p.237-256

4. Dimiduk D.M., Miracle D.B., Ward C.H. Development of intermetallic materials for aerospace. // Materials Science and Technology. 1992, V.8 april, p.367-375.

5. Булыгин И.П., Бунтушкин В.П., Базылева О.А. Литейный сплав на основе интерметаллида Ni3AI для монокристаллических рабочих лопаток турбин ГТД // Авиационная промышленность. 1997, №3-4, с. 61-65.

6. Intermetallic Alloy Development. A program Evaluation Panel on Intermetallic Alloy Development, Commitee on Industrial

7. Technology Assesments, National Materials Advisory Board, Commission on Engineering and Technical Systems, National Research Counsil. Publ. NMAB-487-1 National Academy Press. Washington, D.C. 1997, 51 p.

8. Николаев А.Г., Егоров Е.Б., Коростелин A.A. и др. Новый способ получения жаростойкого проводника для нагревательных элементов//Сталь, 1994, №10, с.83-85.

9. Baker I., Shulson E.M.//Met. Trans., 1984, 15A, N6, p.1129-1136.

10. Pascoe R.T., Newey C.W.//Met. Sci. J., 1986, 2, 138-143

11. Савицкий E.M., Бурханов И.В., Заливян И.М.//Проблемы прочности, 1972, №11, 111-113.

12. Pascoe R.T., Newey C.W.//Phys. Stat. Sol., 1968, 29, N1, 357-366.

13. Liu C.T.//Ordered alloys, Oakridge National Laboratory. Review, 1983, 16, N4, 38-41.

14. Ogura Т., Hanada S., Masumoto Т., Izumi 0.//Metallurgical Trans., 1985, 16A, N3, 441-443.

15. Takasugi Т., George E.P., Pope D.P., Izumi 0.//Scripta Met., 1985, 19, N4, 551-556.

16. Baker I., Munroe P.R.//J. Metals, 1988, 40, N2, 28-31.

17. Liu C.T. Ni3AI aluminid alloys // Structural Intermetallics / Ed. Darolia R., Lewandowski J.J., Liu C.T. a.o. Metals and Materials Society, 1993, p.365-377.

18. Liu C.T., White C.L.//Acta Met., 1987, 35, N3, 643-649.

19. Whittenberger J.D.//J. Mater. Sci., 1987, 22, N2, 394.

20. Briant C.L., Таub A.I.//Acta Metall., 1988, 36, N10, 2761-2770.

21. Kim Y.-W.//Journal of Metals, 1989, 41, N7, 24-30.

22. Aoki К., Izumi 0.//J. Jap. Inst. Met., 1979, 43, 1190.

23. Taub H.I., Huang S.C., Chang K.M.//Temperature ordered intermetallic alloys (ed. C.C.Koch e.a.), Mater. Res. Symp. Proc., 1985, 39,221-228.

24. Bond G.M., Robertson I.M., Birnhaum H.K.//J. Mater. Res., 1987, 2, 436-440.

25. Takasugi Т., Masahashi N.m Izumi 0.//Scr. Metall., 1986, 20, 13171321.

26. Полякова H.A., Гольберг В.В., Шевакин А.Ф. // ФФМ, 1990, №1, с.206-208.

27. Бунтушкин В.П., Базылева О.А., Поварова К.Б., Казанская Н.К. Влияние структуры на механические свойства легированного интерметаллида Ni3AI. // Металлы, 1995, №3, с. 74-80.

28. Бунтушкин В.П., Поварова К.Б., Банных О.А., Казанская Н.К., Шипова Г. Влияние кристаллографической ориентации на механические свойства монокристаллов легированного интерметаллида Ni3AI // Металлы, 1998, №2, с. 49-53.

29. Поварова К.Б., Ломберг Б.С., Филин С.А., Казанская Н.К., Школьников Д.Ю., Беспалова М.Д. Структура и свойства (р+у)-сплавов системы Ni-AI-Co // Металлы, 1994, №3, с77.

30. Ломберг Б.С., Поварова К.Б., Школьников Д.Ю., Казанская Н.К. Влияние легирования на структуру и механические свойствадеформированных (З-NiAI + у-сплавов системы Ni-AI-Co // Металлы, 1998, №3

31. Sauthoff G.Z. // Z. Metallkunde, 1990, Bd-81, H. 12, P.855-861.

32. Shulson E.M., Baker D.R. //Scripta metallurgica 1983, V. 17, p. 519522.

33. Манегин Ю.В., Дзнеладзе Ж.И., Скачков O.A., Соловьев З.П. // сб.: Порошковая металлургия, изд. ЦНИИЧМ, 1981, с.61-80; сб.: Металлические порошки, их свойства и применение. М., ЦНИИЧМ. 1983, с.61-65.

34. Поварова К.Б., Малиенко Е.И., Ларин В.В., Плахтий В.Д., Дьяконов Д.Я. Релаксация неравновесного фазово-структурного состояния закристаллизованной при прокатке ленты из сплава на основе Ni3AI // Металлы, 1997, №4, с.56-64.

35. Lui S.-C., Davenport J.W., Plummer E.W., Zenner D.M., Fernando G.W. Electronic structure of NiAl // Physical Review. B. 1990, V.42, №3, P. 1582-1597.

36. Fox A.G., Tabernor M.A. The Gonding charge denity of (3NiAI // Acta metal. Mater., 1991, V.39, №4, P.669-678.

37. Банных О.А., Марчукова И.Д., Поварова К.Б., Шевакин А.Ф. Исследование рентгеноэлектронных спектров валентной зоны интерметаллида NiAl, легированного Со, Fe и Мп // Металлы, 1994, №6, с.142-146.

38. Банных О.А., Поварова К.Б., Сумин В.В., Казанская Н.К., Фадеева Н.В., Беспалова М.Д. Нетронографическое изучение атоиного упорядочения в псевдодвойных разрезах системы NiAI-FeAl и NiAI-CoAl // Металлы, 1995, №3, с.81-85.

39. Orchiai S., Оуа Y, Suzuki Т. //Acta Metall, 1984, V.32, Р.289-298.

40. Поварова К.Б., Филин С.А., Масленков С.Б. Фазовые равновесия с участием (3-фазы в системах Ni-AI-Me (Ме-Со, Fe, Мп, Си) при 900 и 1100°С // Металлы, №5, с. 179-188.

41. Cotton J.D., Noebe R.D., Kaufman M.J. Ternary alloying effects in polycrystalline (3-NiAI // Structural Intermettallics, Eds. Darolia R., Lewandowski J.J., Liu C.T. a.o. The Minerals Metals and Materials Society, 1993, p.365-377.

42. Kumar K.S., Brown S.A. // Scr. Met. Et Mater. 1992, №2, P.197-202.

43. Банных O.A., Поварова К.Б., Браславская Г.С., Богатова М.Н., Масленков С.Б. Физико-химические аспекты легирования и механические свойства сплавов на основе TiAl // сб.: Проблемы металлургии легких и специальных сплавов. М., 1991, с. 326344.

44. Поварова К.Б., Николаев А.Г., Левашов Е.К., Казанская Н.К. Получение конструкционных материалов на основе NiAl методом СВС-компактирования // Металлург, 1996, №5, с.9-10.

45. Васильева А.Г., Устинов Л.М., Жамнова В.И. и др. // Вестник МВТУ, 1991, №1, с.91-96.

46. Field R.D. II Intermetalic HP Turbine Technology Development, G.E. Aircraft Engins, 1991.

47. Miller M.K., Larson D.J., Russel K.F Characterization of segregation in nicel and titanium aluminides II Structural intermetallides ed. By M.V.Nathal et.al., The Minerals, Metals and Materials Society, 1997, p.53-62.

48. Горелик С.С., Расторгуев Л.Н., Скоков Ю.А. Рентгеновский и электроннооптический анализ. М.: Металлургия, 1989, 366 с.

49. Браун Л.С., Треш X. Рентгеноспектральный микроанализ. В кн.: Приборы и методы физического металловедения. М. Мир. 1974, с. 221-270.

50. Li W.B., Henshall L.J., Hooper R.M., Easterling K.E. The Mechanisms of Indentation Creep // Acta Metallurgica et Materialia. 1991, v. 39, №12, p. 3099-3110.

51. Siegel R.W., Foudere G.E., Mechanical Properties of Nanophase Metals // Nanostructural Materials. 1995, v. 6, p. 205-216.

52. Банных O.A., Поварова К.Б., Буров И.В., Заварзина Е.К., Титова Т.Ф., Заварзин И.А., Иванов В.И. Структура и некоторые свойства литых сплавов на основе TiAl, легированных V, Nb, Та, Hf, Zr II Металлы. 1998, № 3, с. 31-41.

53. Поварова К.Б., Заварзина Е.К., Юдковский С.И., Фридман А.Г., Иванченко В.Г. Структура и свойства сплавов хромового угла системы Cr-Ti-Si. // Металлы. 1996, № 3, с. 95-103.

54. Золоторевский B.C. Механические испытания и свойства металлов. М.: Металлургия. 1983, 352 с.

55. Толубеев Ю.С., Багров Г.Н. Ларионов В.В. и др. Установки для измерения твердости при температурах до 2000°С. В кн. Теоретические и экспериментальные методы исследованиядиаграмм состояния металлических систем. М.: Наука. 1969, с. 205-212.

56. Толубеев Ю.С., Багров Г.Н. Ларионов В.В. и др. Установки для измерения твердости при температурах до 2000°С. В кн. Теоретические и экспериментальные методы исследования диаграмм состояния металлических систем. М.: Наука. 1969, с. 205-212.

57. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник под общ. ред. Н.П. Лякишева. М.^Машиностроение», т.1. 1996, 992 е., т.2 1997, 1024 е., т.З. кн. 1 2001.

58. К. Hilpert, D.Kobertz, V.Venugopal, M.Miller, H.Gerads, F.J.Bremer, H.Nickel Phase Diagram Studies on the Al-Ni Sistem // Z. Naturforsch. 42a, 1987, p. 1327-1332.

59. А.Н.Ефимов, В.П.Бунтушкин «Влияние метода получения и структуры на свойства интерметаллидного сплава ВКНА-4У» // Авиационная промышленность, 1991, №5, с.36-37.

60. Поварова К.Б., Филин С.А., Масленков С.Б. Фазовые равновесия с участием 3-фазы в системах Ni-AI-Me (Ме-Со, Fe, Мп, Си) при 900 и 1100°С. // Известия АН СССР, Металлы. 1993. № 1. с. 191-205.

61. Ochiai S., Оуа Y., Suzuki Т. Solubility data in Ni3AI with ternary additions. // Bull. Alloy Res. Lab. Prec. Mach. And elektr. 1983. №52. P. 1.

62. TernaryAlloys: A Comprehensive Compendium of Evaluated Constitutional Data and Phase Diagrams // Edited by G. Petzow and G. Effenberg. Weinheim; New-York: VCH. Cop., 1990.

63. Масленков С.Б., Филин С.А., Дзенеладзе Ж.И. и др. Деп. ИМЕТ АН СССР, ВИНИТИ, 08.12.88, №8693-В88.

64. Абрамов В.О. и др. исследование структуры и свойств легированного моноалюминида никеля. // Краткие сообщения по физике. 1988. №9. С. 52.

65. Westbrook J. Н. Temperature dependence of hardness of equiatomic iron group aluminides// J/ Electrochem. Soc. 1956. V. 103. P. 54.

66. Mishima Y., Ochiai S., Suzuki T. Lattice parameters of Ni(y), Ni3A1 (y') and Ni3Ga(y') solid solutions with addition of transition and B-subgroup elements. //Acta Metallurgica. 1985. V.103. №6. P. 116.

67. Банных O.A., Лякишев Н.П., Поварова К.Б. Принципы создания новых материалов на основе алюминидов для работы при высоких температурах// Перспективные материаллы, 1995, №3, с. 69-80.

68. Polvani R.S., Tzeng W., Strutt P.R. // Metall. Trans. 1976, V.7A, P.33-40.

69. Polvani R.S., Strutt P.R. , Tzeng W. // EMSA, 34th Annual Meeting, Claitofs Publishing Div., Baton Rouge, LA, 1976, P.595.

70. Whittenberger D., Westfall L.J., Nathal M.V. // Scr. Metal., 1989, V.23, P.2127.

71. Whittenberger D., Reviere R., Noebe R.D., Oliver B.F. // Scr. Metal., 1992, V.26, P.987-992.

72. Reip С.P., Sauthoff G. Intermetallics, 1996, V.4, N.5, P.377-385.

73. Бунтушкин В.П., Каблов Е.Н., Базылева О.А. «Механические и эксплуатационные свойства литейного жаропрочного сплава на основе интерметаллида Ni3AI». // Металлы, 1995, №3, с.70-73.

74. Поварова К.Б., Бунтушкин В.П., Дроздов А.А. и др. Термостабильность структуры сплава на основе Ni3AI и его применение в рабочих лопатках малоразмерных ГТД. // Металлы, 2003, №3, с.95-100.

75. Каблов Е.Н., Ломберг Б.С., Бунтушкин В.П., Голубовский Е.Р., Мубояджан С.А. «Сплав на основе интерметаллида Ni3AI -перспективный материал для лопаток турбин» // МиТОМ, 2002 г., №7, с.16-19.

76. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой (часть 1) // Металловедение, 1997, №4, с.32-39.

77. Broomfield R.W., Ford D.A., Bhangu J.К. et al. Development and turbine engine performance of three advanced rhenium containing superalloys for single crystal solidified blades and vanes // J. Eng. Gas Turbines Power. 1998, V.120, July, P.595-608.

78. Петрушин H.B., Светлов И.Л. Физико-химические и структурные характеристики жаропрочных никелевых сплавов // Металлы, 2001, № 2, С.63-73.

79. Л.В.Ларина, О.Д.Мелимевкер, В.П.Бунтушкин. «Влияние структуры на жаропрочные свойства интерметаллидного сплава ВКНА-4У» // сб. ВИАМ «Вопросы авиационной науки и техники», 1992, №2, с.30-33.

80. Г.М.Глезер, Е.Б.Качанов, С.Т.Кишкин, Е.А.Кулешова, Н.Г.Орехов, В.Н.Толораия, Р.Е.Шалин. «Современные литейные жаропрочные сплавы для рабочих лопаток ГТД» // сб ВИАМ «Авиационные материалы на рубеже XX-XXI веков» 1994, с.244-252.

81. Поварова К.Б., Казанская Н.К., Дроздов А.А., Бунтушкин В.П., Банных И.О. Распределение легирующих элементов в направленно закристаллизованных сплавах типа ВКНА на основе y'-Ni3AI. // Металлы, 2006 (сдана в печать).

82. Jung J., Sauthoff G. Greep behaviour of the intermetallic B2 phase (Ni, Fe)AI with strengthening soft precipies // Z/ Metallkunde. 1989. B. 80. H. 7. S. 484.

83. Rudy M., Sauthoff G. The influence of grain size and composition on 1000 to 1400 К slow plastic flow properties of NiAl // J. Mater. Sci. 1988. N23. P. 235.

84. Sauthoff G. Intermetallic phases-materials developments and properties//Z. Metallkunde. 1989. B. 80. H. 5. S. 337.