Фазовые превращения в тройных интерметаллидах на основе Ni3Al и жаропрочных никелевых сплавах и структура в монокристаллическом состоянии тема автореферата и диссертации по физике, 01.04.07 ВАК РФ

Обязательный беспл п и л I

_ ШДфШЬР^описи_I

СТЕПАНОВА Наталья Николаевна

ФАЗОВЫЕ ПРЕВРАЩЕНИЯ В ТРОЙНЫХ ИНТЕРМЕТАЛЛИДАХ НА ОСНОВЕ №зА1 И ЖАРОПРОЧНЫХ НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВАХ И СТРУКТУРА В МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКОМ СОСТОЯНИИ

Специальность 01.04.07 -физика конденсированного состояния

Автореферат диссертации на соискание ученой степени доктора физико-математических наук

Екатеринбург - 2004

Работа выполнена в Ордена Трудового Красного Знамени Институте физики металлов Уральского Отделения РАН.

Официальные оппоненты:

доктор физико-математических наук, профессор Козлов Э. В.

доктор физико-математических наук, профессор Мирзаев Д.А.

доктор технических наук Косицы н СВ.

Ведущая организация - Физико-технический институт

Уральского Отделения РАН, г. Ижевск.

Защита состоится «_»_2004 г. в_ч_мин. на

заседании диссертационного совета Д 004.003.01 в Институте физики металлов УрО РАН по адресу: 620219, г. Екатеринбург, ул. С. Ковалевской, 18.

С диссертацией можно ознакомиться в библиотеке ИФМ УрО РАН.

Автореферат разослан

2004 г.

Ученый секретарь Совета доктор физико-математически?' —}

Н.Н. Лошкарева

ОБШДЯ ХАРАКТЕРИСТИКА РАБОТЫ

Актуальность темы. Интерметаллическос соединение №зА1 (у'-фаза) является основной упрочняющей фазой современных никелевых жаропрочных сплавов [1]. Особенностью этого соединения являются температурные аномалии его деформационных характеристик и связанный с ними эффект термического упрочнения. Благодаря этому исследуемый сплав имеет важное практическое значение. Основное направление исследований сплавов на основе №зА1, как правило, связано с их механическими свойствами.

Изучению физических свойств соединения особенно в

условиях легирования, уделялось меньше внимания, в то же время такое исследование представляет несомненный интерес.

Соединение №зА1 упорядочено по типу Ы2 и существует в узком интервале концентраций вблизи 75 ат. % N1 [1]. Характерной особенностью его является способность растворять практически все переходные элементы. Известно, что каждый легирующий элемент имеет . свой тип замещения. Многочисленные экспериментальные данные [2], позволяют утверждать, что атомы МЪ, И, V, W будут преимущественно замещать позиции алюминия, атомы Со входят в подрешетку никеля. Такие элементы, как Ре и Сг, могут в равной мере замещать как позиции никеля, так и позиции алюминия.

В настоящее время диаграммы состояния тройных сплавов на основе №зА1 построены в виде отдельных разрезов, как правило, изотермических [1, 3-5]. Политермические разрезы, включающие область кристаллизации, крайне редки и относятся, в основном, к сплавам системы №зА1-Ре [4]. Такое отсутствие информации о процессах кристаллизации в какой-то мере связано с тем, что после отжига литые поликристаллические образцы тройных сплавов однофазны [ 1 ]. Но при этом в структуре сплава, имеющего состав в пределах области гомогенности у'-фазы, могут присутствовать области, формировавшиеся по различным механизмам.

В данной работе исследованы различные аспекты проблемы стабильности тройных сплавов на основе интерметаллического соединения №зА1. Прежде всего, рассмотрено влияние легирования на фазовые превращения, происходящие по мере охлаждения тройных сплавов, при комнатной температуре имеющих состав в пределах области гомогенности фазы на основе №зА1. Исследования проведены на монокристаллических образцах сплавов на

РОСНАЦИОНАЛЬНАЯ

БИБЛИОТЕКА СПе О»

помощью направленной кристаллизации по методу Бриджмена. Получение таких монокристаллов представляет самостоятельный интерес.

Далее обсуждается стабильность самой у'-фазы. По характеру межатомного взаимодействия >11зА1 близок к химическим соединениям. При анализе его сил связи выделяют не только металлическую и ковалентную оставляющую, но и ионный вклад [6]. При отклонении от стехиометрии позиции недостающих атомов остаются вакантными, с этим связывают узкую область гомогенности двойного сплава №зА1.

Важнейшим параметром, характеризующим упорядоченное состояние, является степень дальнего порядка & Для тройных интерметаллических соединений на основе в которых не только

компоненты сплава, но и легирующий элемент имеют четкую локализацию в определенной подрешетке, введение понятия «степень дальнего порядка» не имеет смысла, хотя ее формально можно определить по рентгеновским данным. Она будет равна единице и это экспериментально подтверждается для ряда тройных сплавов. В качестве параметра, характеризующего стабильность упорядоченного состояния, не может выступать также и температура полного разупорядочения сплава, поскольку в данном случае она находится выше температуры плавления. Поэтому возрастает интерес к энергетическим параметрам стабильности упорядоченного состояния, таким, как энергия упорядочения.

Несмотря на то, что интерметаллическое соединение №зА1 часто используется в качестве теоретической модели для изучения процессов упорядочения [6-7], экспериментальные работы, посвященные межатомному взаимодействию в тройных сплавах на основе единичны [8-9] и не дают систематического представления об изменениях энергетических параметров межатомного взаимодействия при легировании.

В настоящее время не существует строгой теории, определяющей выбор типа замещения для произвольного легирующего элемента. В то же время, необходимость обсуждения данного вопроса вызвана существенным влиянием типа замещения на формирование однофазного у' состояния в ходе кристаллизации и охлаждения в твердом состоянии, стабильность упорядоченного состояния и физические свойства тройных сплавов.

Наряду с проблемой формирования однофазного у' состояния в тройных сплавах, существует обратная проблема - повышения стабильности к растворению интерметаллидной у'-фазы при нагреве. Особую актуальность она приобретает для жаропрочных никелевых сплавов.

Сплавы эти сложнолегированы и являются гетерофазными. Изделия из этих сплавов получают в монокристальном состоянии для использования в условиях высокотемпературного нагружения. Строго говоря, кристалл из такого сплава, полученный методом направленной кристаллизации, не является монокристаллом, даже если принять во внимание отсутствие болыпеугловых границ. Тем не менее, в отношении целого ряда физических свойств, прежде всего -механических, кристаллы никелевых жаропрочных сплавов ведут себя как монокристаллы в точном смысле этого слова. Поэтому понятие «монокристалл» в настоящее время широко применяется в литературе для их описания и использовано в данной работе.

В настоящее время все активнее предпринимаются попытки изменения физических и технологических свойств жаропрочных никелевых сплавов в твердом состоянии с помощью какого-либо воздействия на расплав перед кристаллизацией. В данной работе рассмотрены два вида воздействия на расплав: высокотемпературная обработка расплава (ВТОР) и введение в расплав ультрадисперсного порошка (УДП) карбонитрида титана перед получением монокристального изделия.

Промышленное применение таких видов воздействия на расплав требует определения целого ряда технологических параметров выращивания монокристалла, например, сочетания скорости кристаллизации с градиентом температуры при заданной кристаллографической ориентации оси роста.

Задачей данного исследования являлось:

- изучение закономерностей формирования однофазного состояния в ходе кристаллизации и последующего охлаждения тройных сплавов на основе интерметаллического соединения (Х=ЫЬ, Т1, V, Со, Сг, Ре);

- изучение влияния легирования на стабильность упорядоченного состояния в тройных сплавах на основе интерметаллического соединения с различным типом замещения;

исследование термической стабильности структуры промышленных жаропрочных сплавов непосредственно в области рабочих температур на монокристальных образцах, полученных при различных условиях высокотемпературной обработки расплава (ВТОР) и выбор оптимального режима ВТОР с целью повышения их длительной прочности;

- изучение влияния условий кристаллизации промышленных жаропрочных сплавов на структуру монокристаллических отливок сложной формы, в том числе - турбинных лопаток, с целью обеспечения однородности ростовой структуры, высокого совершенства кристаллического строения и повышения термической стабильности структуры в области рабочих температур.

Для достижения поставленной задачи:

Рассмотрены условия формирования стабильного фазового состава и образования метастабильных фаз при выращивании монокристаллов сплавов методом направленной кристаллизации.

Изучены ростовая структура и фазовый состав кристаллов модельной системы в которой при легировании возможно

реализовать все возможные типы замещения.

Проведено обобщение результатов структурных исследований и данных дифференциально-термического анализа и представлена общая схема формирования фазового состава при температуре солидуса для монокристаллов тройных сплавов на основе №зА1.

Для серии тройных сплавов на основе №зА1-Х, где Х= ТС, V, W, Сг, Fe, экспериментально изучено влияние дегирования на ряд физических свойств: параметр кристаллической решетки, температурная зависимость удельного электросопротивления, температура начала разупорядочения, температурная зависимость коэффициента термического расширения, включая величину энергии упорядочения, которая использована в дальнейшем для оценки стабильности упорядоченного состояния.

Данные эксперимента обсуждаются с привлечением результатов компьютерного моделирования (методом первопринципной молекулярной динамики в сочетании с анализом электронной структуры зонными и кластерными методами), использованного для расчета энергетических параметров межатомного взаимодействия сплавов на основе легированных Fe, Расчеты, результаты

которых привлекаются автором для обсуждения экспериментальных результатов, выполнены Ю.С. Митрохиным на параллельном кластере PARC в Вычислительном центре Удмуртского государственного университета, г. Ижевск.

Изучено влияния условий кристаллизации на совершенство кристаллического строения и термическую стабильность структуры монокристаллов никелевых жаропрочных сплавов. Рассмотрены два способа воздействия на расплав перед получением монокристального слитка: высокотемпературная обработка расплава (ВТОР) и введение в расплав ультрадисперсного порошка карбонитрида титана; для каждого из них определены оптимальные условия кристаллизации.

Основные результаты работы, определяющие ее научную новизну:

1. Предложена схема формирования однофазного у' состояния в ходе кристаллизации и последующего охлаждения в твердом состоянии для тройных сплавов на основе интерметаллического соединения

X, где Х= Nb, Ti, V, W, Сг, Fe, Co. Проведена корреляция между характером ростовой структуры и фазовым составом сплава, сформированными в результате кристаллизации, и типом замещения для данного легирующего элемента.

Для тройных сплавов на основе №зА1-Х проведена корреляция между предпочтительным для данного легирующего элемента X типом замещения и степенью локализации его валентных d-электронов.

2. На основе экспериментальных данных уточнен фрагмент тройной диаграммы состояний системы NijAl-Fe в области составов, соответствующих/-фазе: построен полигермический разрез по линии

до состава уточнено положение тройной

области р+у+у' на изотермическом разрезе 1290°С.

3. Впервые для широкого круга легирующих элементов (Nb, Ti, V, W, Сг, Fe, Co) определена температурная зависимость коэффициента термического расширения. Впервые для легированного сплава (Ni75Al19Nb6) определены модули упругости, температура Дебая, фактор анизотропии.

4. Методом высокотемпературной рентгенографии при исследовании явлений релаксации наблюдалось явление сверхструктурного сжатия кристаллической решетки в упорядоченной

-фазе как на однофазных образцах тройных сплавов Ti, W, Co, Fe), так и для у'-фазы в составе жаропрочного никелевого сплава.

5. Впервые с помощью исследования явлений релаксации при измерениях удельного электросопротивления определены значения энергии упорядочения АЕ для сплавов на основе №зА1-Х (Х= N1}, Т^ XV, V, Со). Для всех исследованных тройных сплавов полученные значения ДЕ выше, чем в двойном сплаве №зА1, что коррелирует с увеличением области гомогенности у'-фазы при легировании.

6. Методы первопринципной молекулярной динамики (пакет УЛБР) в сочетании с расчетами электронной структуры зонными и кластерными методами (ТБ-ЬМТО-ЛБЛ) использованы для изучения причин, определяющих тип замещения при введении третьего элемента (на примере № и Со) в соединение №зА1. Показано, что для атома легирующего элемента, находящегося в оптимальной для него позиции замещения локальная плотность состояний на уровне Ферми близка к нулю. В неоптимальной позиции уровень Ферми совпадает с пиком локальной плотности состояний. В качестве критерия оптимальной позиции замещения выбран минимум полной энергии системы.

7. На основе результатов экспериментального исследования в сочетании с компьютерным моделированием электронной структуры тройного сплава показано, что легирование ниобием приводит к увеличению сил связи в тройном сплаве по сравнению с двойным

8. На температурной зависимости удельного электросопротивления при приближении к температуре плавления фиксируется критическая точка Компьютерное моделирование изменений в электронном спектре для сплавов при температуре позволяет связать ее с началом разупорядочения.

9. Применительно к жаропрочным никелевым сплавам разработана методика определения объемной доли упрочняющей интерметаллидной . - фазы при заданной температуре на основе данных высокотемпературных рентгеновских исследований.

10. Развито представление о расслоении твердого раствора, вызванном растворением -фазы при нагреве никелевых жаропрочных сплавов и имеющем место в широком интервале температур (от температуры начала растворения . Расслоение сохраняется при длительных изотермических выдержках образцов (до 10 ч) и должно учитываться при описании эволюции структуры сплава в данной температурной области.

11. При получении монокристаллов из промышленных жаропрочных никелевых сплавов рассмотрены два способа воздействия на расплав перед кристаллизацией: высокотемпературная обработка расплава (ВТОР) и введение в расплав ультрадисперсного порошка карбонитрида титана. Показано, что для каждого из них существует оптимальный режим, который повышает устойчивость упрочняющей интерметаллидной у'-фазы к растворению при нагреве в твердом состоянии.

12. Определен комплекс технологических параметров кристаллизации монокристальных изделий сложной формы из сплава ЖС-32, выращенных при введении в расплав ультрадисперсного порошка карбонитрида титана (М^Ю^. Повышение совершенства кристаллической структуры' и фазовой стабильности улучшило эксплуатационные свойства изделий при 1000°С.

Научная и практическая значимость работы.

Закономерности, полученные при обобщении новых данных о формировании однофазного состояния для ряда сплавов на основе позволяют прогнозировать фазовый состав при температуре солцдуса и последовательность фазовых превращений по мере охлаждения в твердом состоянии для тройных сплавов на основе №зА1 с различным типом замещения.

Полученные данные о температурах фазовых равновесий в тройных сплавах на основе представляют интерес как для

корректного выбора температурного интервала исследований при изучении физических свойств таких сплавов, так и для повышения фазовой стабильности многокомпонентных никелевых жаропрочных сплавов в высокотемпературной области.

Полученные в диссертационной работе экспериментальные значения ряда физических свойств тройных сплавов на основе представляют справочные данные. Совокупность таких данных может быть использована для анализа влияния легирования на характер межатомных взаимодействий в интерметаллическом соединении

Новый методический подход к обработке результатов высокотемпературных рентгеновских исследований позволяет использовать этот метод для оценки стабильности структуры монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов в интервале рабочих температур. Углубление представлений о процессах, происходящих

непосредственно в области рабочих температур открывает возможности повышения эксплуатационных свойств изделий из никелевых жаропрочных сплавов в условиях высокотемпературного нагружения.

Определение ряда технологических параметров позволяет применить кристаллизацию с введением ультрадисперсных порошков карбонитрида титана в расплав никелевых жаропрочных сплавов при получении монокристальных изделий в промышленных условиях. Исследования выполнены по заказу ОАО «НПО «Сатурн», г. Москва.

Личный вклад диссертанта состоит в постановке задач, выборе и отработке исследовательских методик, организации совместных работ с рядом исследовательских коллективов, в получении и обработке экспериментальных результатов, написании статей и отчетов.

Научные результаты работы могут быть использованы для развития современной теории фазовых превращений, в частности для анализа влияния легирования на фазовый состав и физические свойства интерметаллических соединений.

Работа выполнена при частичной поддержке программы фундаментальных исследований Президиума РАН «Направленный синтез веществ с заданными свойствами и создание функциональных материалов на их основе».

Основные результаты диссертации обсуждались на следующих конференциях: ХШ-е Всесоюзное совещание «Получение, структура, физ. свойства и применение высокочистых и монокристальных тугоплавких и редких металлов», Суздаль, 1990; Всесоюзная научно-техническая конференция «Проблемы производства аморфных и микрокристаллических материалов», Челябинск, 1991; II школа-семинар «Физика конденсированного состояния», Екатеринбург, 1998; IX Российская конференция «Структура и свойства металлических расплавов», Екатеринбург, 1998; 4-е Собрание металловедов России, Пенза, 1998 г.; Международная конференция «Совершенствование литейных процессов», Екатеринбург, 1999; Международная конференция (JUNIOR EUROMAT», Лозанна, Швейцария, 2000; XIV-я Уральская школа металловедов-термистов, Ижевск, 1998 г.; XV-я Уральская школа металловедов-термистов, Екатеринбург, 2000; XVI-я Уральская школа металловедов-термистов, Уфа, 2002 г.; III Национальная конференция по применению рентгеновского,

синхротронного излучения, нейтронов и электронов для исследования материалов (РСНЭ-2001) Москва, ИК РАН, 2001; IV Российская конференция «Структура и свойства аустенитных сталей и сплавов», Екатеринбург, 2001; XVII совещание по использованию рассеяния нейтронов в исследованиях конденсированного состояния (РНИКС-2002), Гатчина, 2002; VII Международная школа-семинар «Эволюция дефектных структур в конденсированных средах», Казахстан, Усть-Каменогорск, 2003; конференция «Высокопроизводительные вычисления и технологии» (ВВТ-2003), Ижевск, 2003.

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, трех глав, заключения и списка литературы. Объем работы 218 страниц, она включает в себя 90 рисунков, 32 таблицы. Список цитированной литературы включает 190 наименований.

По теме диссертации опубликованы 25 печатных работ. Список их приведен в конце автореферата.

СОДЕРЖАНИЕ ДИССЕРТАЦИИ

Во введении обосновывается актуальность темы, сформулирована цель исследований, отражена новизна полученных результатов, их научная и практическая ценность.

В первой главе обсуждается формирование однофазного у' состояния в ходе кристаллизации и последующего охлаждения в тройных сплавах на основе

В течение ряда лет шла дискуссия о характере равновесной диаграммы состояния для №зА1 [1, 3]. Большинство экспериментальных фактов подтверждает правильность диаграммы Хилперта [3], рис. 1. Неоднозначность выводов различных исследователей при построении диаграммы состояния двойного сплава возникла из-за того, что кристаллизация соединения происходит в узком интервале

температур с участием перитектической и эвтектической реакций. При этом практически при одной температуре возможно образование трех фаз: собственно у'-фазы, у твердого раствора на основе никеля (ГЦК) и

(фаза на основе интерметаллического соединения упорядоченного по типу В2 (CsQ). В такой системе легко образуются мстастабильные фазы.

На основе соединения возможно образование твердых

растворов замещения практически со всеми переходными элементами

[1], рис. 2. Химические элементы, выбранные в данном исследовании в качестве легирующих, являются основными компонентами жаропрочных сплавов. Для них в ходе многочисленных экспериментов установлен тип замещения [1, 2]. Известно, что атомы "Л, V, W будут преимущественно замещать позиции алюминия, атомы Со входят в подрешетку никеля. Такие элементы, как Бе и С г, могут в равной мере замещать как позиции никеля, так и позиции алюминия.

Это определило выбор системы №зА1-Ре в качестве модельной при изучении структуры тройных сплавов на основе Среди всех

тройных диаграмм состояния диаграмма этой

Рис. 1. Высокотемпературный участок фазовой диаграммы системы №-А1 вблизи №3А1[3].

Рис. 2. Изотермический разрез (1100°С) сводной тройной диаграммы состояния системы №зА1 X, где X - переходный элемент [1].

•т. У.

системы в настоящее время изучена наиболее подробно, поскольку железо рассматривалось в качестве возможного пластификатора. К сожалению, пластичность сплавов на- основе №зА1 достигается при таком содержании, железа, которое приводит к существенному снижению температуры солидуса тройного сплава. [4]. Кроме того, значительный успех в пластификации был достигнут при легировании элементами внедрения (бор) [1], и построение диаграммы состояния системы №зА1-Ре не было завершено.

Проведение структурных исследований в сочетании с дифференциально-термического анализом (ДТА) позволило проследить последовательность фазовых и структурных превращений, приводящих к формированию однофазного у' состояния.в ходе кристаллизации и последующего охлаждения, для серии, сплавов №зА1-Ре различного состава, при комнатной температуре находящихся в пределах области гомогенности у'-фазы, табл. 1.

Рис. 3. Политермические разрезы тройной диаграммы состояния для серии сплавов , в которых железо при легировании

замещало атомы алюминия: а - по результатам данной работы; б-по [5].

Для исследования использованы монокристаллические образцы сплавов на основе полученные с помощью направленной

кристаллизации по методу Бриджмена.

Уточнены положение тройной Р+у+у' области на изотермическом разрезе при 1290°С участка тройной, диаграммы состояния вблизи состава №зА1 и политермический разрез по л —и1з(А1,Еа) о

7 ат. % Бе, рис. З.а, 4.

Построена схема фазового состава сплавов системы №зА1-Ре при температуре солидуса в зависимости от типа замещения для атомов железа, рис. 5. Последовательность фазовых превращений при

охлаждении сплава задана его фазовым составом, образованным в ходе кристаллизации.

В' пределах 1-2 ат. % легирующего элемента тройные сплавы, независимо от типа замещения, однофазное у'-состояние образуется непосредственно в ходе кристаллизации.

Таблица 1. Температуры фазовых превращений сплавов системы №зА1-Fe по данным ДТА, °С.

Замещение позиций алюминия

№ Состав, ат. % №-А1-Ре интервал кристалл., «8-^ °С точка внутри переходы в твердом состоянии

1 75-22-3 1318-1374 1343 +У+1Г 1200 у'+у-^у'

2 75-20-5 1319-1389 1351 ж+у—>ж 716 у'+у-^у'

3 75-18-7 1349-1391 через у 1272 у->у'+у 721 у'+у->у'

Замещение позиций алюминия и никеля одновременно

4 73-23-4 1317-1376 1348 ж-Ну'->ж Чу-Нуг 1285 у'+у-»у'

5 71-21-8 1323-1367 1348 ж+7'-»ж +У+7 1249 у'-ну-»/

Замещение позиций никеля

6 73-25-2 1317-1383 1352 ж+у'—>ж +У'+Р 1196 у'+Р->у'

7 71-25-4 1321-1369 1345 Ж+Р~>ж +Р+У 1292 Р+у+у' ->у+У 1079 у+у'-»у'

Температуры фазовых превращений определены при нагреве. Точность измерений ±3°С.

Рис. 4. Изотермические разрезы тройной диаграммы состояния №-AI-Fe: a - разрез 1290°С, (•) - составы, исследованные в данной работе, (о) - составы из [4];

б - схема фазового состава сплавов системы №зА1-Ре при температуре солидуса.

Сплавы, в которых железо в равной мере замещает позиции никеля и алюминия, после кристаллизации имеют фазовый состав у+у' (до 10 ат. % Бе). Замещение железом позиций никеля приводит к кристаллизации с участием Р-фазы. При охлаждении происходит превращение у'+Р->у'. По мере роста концентрации легирующего элемента фазовый состав эвтектики меняется на у+Р, что приводит к более сложной последовательности превращений при охлаждении, через перитектоидную реакцию к двухфазному состоянию и далее происходит распад у твердого раствора

В том случае, когда легирующий элемент входит одновременно в обе подрешетки соединения, кристаллизация завершается формированием двухфазного состояния У+7'. Охлаждение сопровождается распадом у твердого раствора, образуются частицы интерметаллида с характерной кубоидной морфологией.

При замещении железом позиций алюминия фазовый состав при температуре солидуса также у+у'. По мере возрастания концентрации железа результатом кристаллизации становится однофазное у состояние

и вся интерметаллидная фаза в образце образуется по механизму распада.

Обобщение результатов металлографических, электронно микроскопических, рентгеновских и нейтронографических

исследований в сочетании с данными дифференциально-термического анализа (ДТА) позволило установить общие закономерности в последовательности фазовых и структурных превращений, приводящих к формированию однофазного состояния в ходе кристаллизации и последующего охлаждения ряда тройных сплавов на основе интерметаллического соединения №}А1-Х (Х= Со, Fe, W, V, Ti) в зависимости от типа замещения, присущего данному легирующему элементу, табл. 2. Схема эта аналогична полученной при изучении системы рис. 5.

Различие состоит в том, что при легировании элементами, которые могут замещать в обоих подрешетках (Fe, Сг), при высокой концентрации легирующего элемента кристаллизация может закончиться формированием однофазного состояния и образуется при его распаде, в то время как при легировании элементами, для которых преимущественным является замещение позиций алюминия (№, W, V, ТС), кристаллизация заканчивается в области Тройные сплавы на основе переходных элементов

подрешетки алюминия, при комнатной температуре входящие в область гомогенности /-фазы, при нагреве невозможно полностью перевести в состояние твердого раствора. Они остаются интерметаллидами, в то время как сплавы №}А1-Х (Х= Со, Fe) становятся упорядочивающимися сплавами.

Схема рис. 5 представляется достаточно естественной, она как бы разворачивает диаграмму двойного сплава №}А1 в объем. При высокой скорости кристаллизации, когда -фаза не успевает образоваться, область эвтектики р+у, присутствующая на равновесной фазовой диаграмме, расширяется, захватывая соседние области Р+у' и

Неоднозначность выводов различных исследователей, возникшая при построении диаграммы состояния тройных сплавов на основе связана, по-видимому, с тем, что структура, сформированная с участием метастабильных фаз и последующим перитектоидным превращений в твердом состоянии, описывалась как равновесная.

Таблица 2. Температуры фазовых превращений по данным ДТА, °С. Замещение позиций никеля, дендритная ростовая структура

Состав сплава, ат. % интервал кристалл., Ь-и, °С переход

№-А1-Ре 73-25-2 1383-1317 1196

№-А1-Сг 72-24-4 1405-1375 1300

№-А1-Со 67-25-8 1410-1385 1310

Замещение позиций алюминия и никеля одновременно,

Состав сплава, ат. % интервал кристалл., ^ °с переход у'+у->у'

№-А1-Ре 71-21-8 1367-1323 1249

М-А1-Сг 72-22-6 1358-1302 1267

№-А1-Со 73-23-4 1390-1332 1268

№-А1-МЪ 73-21-6 1357-1319 1210

Замещение позиций алюминия, ячеистая ростовая структура

Состав сплава, ат. % интервал кристалл., °С переход

М-А1-Ре 75-22-3 1374-1318 1190

М-А1-Сг 75-22-3 1378-1310 1218

№-А1-]МЪ 75-19-6 1385-1360 1150

№-А1-У 75-21-4 1405-1380 1250

Ni-Al-Ti 75-18-7 1405-1375 1150

75-22-3 1425-1400 1200

Направленная кристаллизация не является препятствием для образования метастабильной эвтектики р+у, табл. 3. В данной работе

для сплавов (№,Х)зА1, где (X = Сг, Со, Fe), таким режимом являлась кристаллизация со скоростью мм/мин, в сочетании с низким

градиентом температуры G= 50 град/см. Режим 11<1 мм/мин., G=80 град/см обеспечил формирование равновесного фазового состава как для двойного сплава так и для серии тройных сплавов на основе

№зА1.

Таблица 3. Температуры фазовых превращений по данным ДГА для ряда сплавов на основе закристаллизованных в

метастабильных условиях, °С.

Состав сплава, ат. % Интервал кристаллиз., ts.iL, °С Перитек- тоидная реакция Переход у+у'—уу'

№3А1-Ре 73-25-2 1321-1369 1196 1006

№3А1-Сг 72-24-4 1375-1405 1305 1250

№3А1-Со 67-25-8 1385-1410 1310 1200

Поликристаллические образцы тройных сплавов после отпуска по рентгеновским данным однофазны.

В литых образцах сплавов, в которых легирующий элемент замещает никель, возможно присутствие небольшого количества второй фазы, участвовавшей в кристаллизации. Применение дифракции тепловых нейтронов позволило идентифицировать эту фазу как Объемная доля этой остаточной фазы в монокристаллических образцах, например, №б7С08А125 не превышала 1 %.

Известно [10], что если р-фаза пересыщена атомами никеля (для двойного сплава NiAl содержит 62,5 ат. % N1 и более), то закалка ее от температуры выше 1000°С приводит к развитию мартенситного превращения с образованием тетрагональной фазы,

упорядоченной по типу 1Л0. С помощью рентгеновского микроанализа в монокристальных образцах исследованных сплавов состав определен:

для №б7А12зСо8 - 57 ат. % N1 + 37 ат. % А1 + 6 ат. % Со; для №7,АЬРе4 - 59,3 ат. % № + 36,4 ат. % А1 + 4,3 ат. % Ре; для №72А124Сг4 - 61,5 ат. % № + 35,5 ат. % А1 + 3 ат. % Сг.

Поскольку монокристаллы были закалены практически от температуры кристаллизации, то при электронно микроскопическом исследовании для образцов (Ni,X)3Al, где X = Сг, Со, Fe, наряду с участками у'-фазы, наблюдались участки тетрагональной фазы Ll0 с характерной структурой, образованной, пластинами попарно двойниковой ориентации.

Во второй главе обсуждается вопрос о влиянии легирования на свойства и, в частности, на стабильность упорядоченного

состояния.

Состав исследованных сплавов для каждого легирующего элемента был выбран в центральной части области гомогенности по изотермическому разрезу 1100°С сводной тройной диаграммы состояния [1], рис. 2. Именно в этом смысле сравнимы полученные экспериментальные данные. Состав сплавов приведен в табл. 4. Степень дальнего порядка S определена рентгеновским способом на монокристаллических образцах через соотношение интенсивностей сверхструктурного (001) и структурного (002) рефлексов.

Электрическое сопротивление р измеряли бесконтактным способом во вращающемся магнитном поле [11].

Для двойного, соединения Ni3Al, также как и для всех исследованных тройных сплавов, на температурной зависимости удельного электросопротивления при приближении к

Таблица 4. Состав исследованных сплавов, параметр кристаллической решетки а при 20°С, температура начала разупорядочения критическая точка в жидком состоянии степень дальнего порядка S.

Сплав a, нм ta,°C t °C S, (20°C)

NÍ7J,3Al24,3 0,35705 1330±5 1925+5 0,98±0,05

NÍ7jAli9Nb6 0,35956 1330 1925 0,96

NÍ75AI21V4 0,35668 1260 1750 0,96

NÍ75AI18TÍ7 0,35912 1310 1850 0,94

Ni75AI22W3 0,35887 1310 1700 0,96

NÍ7iAl2iFe8 0,35714 1175 1840 0,85

NÍ67AI25C08 0,35705 1150 1850 0,85

NÍ72Al24Cf4 0,35702 1100 1825 0,78

температуре плавления фиксируется критическая точка за которой следует резкий спад значений р, рис. 5, 6.

Компьютерное моделирование изменений в электронном спектре для сплавов №зА1-Х, (Х= N1), Со) при температуре 1а позволяет связать ее с началом разупорядочения. Для сплава Т^зА^МЬе в упорядоченном состоянии характерны самые высокие значения удельного электросопротивления среди исследованных сплавов, рис. 6. Расчет (методом ЬМТО) полной плотности состояний (ТБОБ) показал, что при температуре 20°С ТБОБ на уровне Ферми низка. Моделирование позволяет объяснить это тем, что парциальные вклады близки к нулю практически для всех состояний, кроме ё-состояний никеля, которые имеют низкую подвижность из-за высокой эффективной массы. При температуре начала разупорядочения

плотность состояний на уровне Ферми увеличивается и электросопротивление сплава уменьшается. В сплаве Г^А^КЬв такие изменения в электронном спектре начинаются уже при 1150°С.

Сплавы плавятся, будучи частично упорядоченными.

Разрушение при плавлении упорядоченного состояния приводит к образованию в расплаве состояния с ближним порядком [11]. Проявляется это в том, что при высокотемпературном нагреве и последующем охлаждении расплава фиксируется критическая точка в жидкости табл. 4, рис. 5, 6.

1000 1200 1400 1600 1800 ^С

Рис. 5. Температурная зависимость электросопротивления для сплава с различным содержанием алюминия.

-температура солидуса и ликвидуса, соответственно.

Р, ю-8

Омм

130

120

ПО

100

90

80

70

>Г|<7А1иСо»

1000 1200 1400 1600 1800 ^'С

Рис. 6. Температурная зависимость удельного электросопротивления для сплавов Т^АИ^МЬй и ЭДбуА^Сов. (•) - нагрев, (о) - охлаждение.

Для определения энергии упорядочения в сплавах №зА1 с третьим элементом использовали явления релаксации. Эксперимент состоял в быстром нагреве образца до заданной температуры с последующей изотермической выдержкой. Измеряли величину электросопротивления, рис. 7. Вид кривых релаксации, характерный для упорядоченного состояния (увеличение значений с некоторой скоростью V (скоростью релаксации) и далее их стабилизация), меняется при переходе в область начала разупорядочения, теперь наблюдается уменьшение значений р.

Энергии активации упорядочения и разупорядочения

определены из уравнения Аррениуса для скорости релаксации У= А ехр ((}а/ЛТ), где А - постоянная, (}а - энергия активации упорядочения, К - универсальная газовая постоянная, Т - температура по шкале Кельвина. Отсюда <3д может быть определено как Я tgа по графику зависимости 1п{Др/Дх) от обратной температуры (1/Т). В качестве примера на рис. 8 такие графики показаны дня образца №7$А119МЬб.

Значения энергии активации упорядочения ()ау для всех сплавов оказываются близкими, табл. 5. Значения энергии активации разупорядочения исследованных сплавов сильно различаются

между собой в зависимости от типа легирования. Энергия упорядочения по определению АЕ равна разности между (2АР и (}ау.

Рис. 7. Серия кривых, показывающая поведение электросопротивления р в ходе изотермической выдержки при различных температурах для сплава

Рис. 8: Графики для определения энергии активации упорядочения О/ (а) и разупорядочения (?ар (б) для образца Др/Дт -изменение электросопротивления в ходе изотермической выдержки, Т - температура изотермической выдержки.

Таблица 5. Энергия активации упорядочения ()АУ и разупорядочения (2ар и энергия упорядочения ДЕ в тройных сплавах на основе №зА1.

<3/, АЕ,

Сплав кДж/моль кДж/моль кДж/моль

N¡75.3^24,3 50±5 249±20 200±20

М75А1,9КЬб 44 416 370

№67А1г5С08 32 374 340

№75А121У4 42 531 490

МтзАЫ'Пт 55 655 600

МтзАЬАУз 62 604 540

Значения АЕ для всех легированных сплавов выше, чем в двойном №зА1. Самые высокие значения энергии упорядочения получены для сплавов ^^А^НуИ №75А12г\^з.

Возможность повышения энергии упорядочения в сплаве АзВ при легировании рассмотрена в [12]. Упорядоченное состояние такого сплава определяется высокой энергией связи атомов А-В. При этом связи типа А-А также могут иметь высокую энергию, хотя и меньшую, чем А-В.

Введение третьего элемента X вносит некоторое конфигурационное разупорядочение в сплав. Однако для тройных сплавов на основе ОДА1 предположение, например, об дополнительном упорядочении по третьему элементу не подтверждается результатами рентгеновских исследований. Рост энергии упорядочения при легировании можно объяснить действием другого фактора -изменением соотношения энергий парного взаимодействия. В том случае, когда между атомами третьего элемента сохраняется сильное взаимодействие Х-Х и это взаимодействие может дополнительно усилить связи типа А-А, введение третьего элемента будет разрушать дальний порядок в сплаве. Если третий элемент при легировании будет способствовать разрушению связей типа А-А, то это само по себе приведет к росту энергии упорядочения.

Расчет энергий эффективного парного взаимодействия проведен методом сильной связи (ТБМБ) с помощью пакета ОХОК Показано, что в двойном сплаве значение энергии эффективного

взаимодействия для пар атомов №-А1 (-1,0915 вУ)1 отражающее тенденцию к установлению дальнего порядка в сплаве, и №-№ (-1,091 вУ), отражающее тенденцию к расслоению, близки по своей величине. Легирование ниобием приводит к уменьшению взаимодействия №-№ (0,461 вУ), энергия взаимодействия атомов №-№ (-2,003 вУ) также велика. В результате повышается стабильность упорядоченного состояния.

Уменьшение взаимодействия между атомами никеля при легировании ниобием экспериментально подтверждено исследованиями электронной структуры сплава ЭДу^^МЪб методом рентгеновской фотоэлектронной спектроскопии, рис. 9. При переходе от №зА1 к №75А119М)б спектральные характеристики заметно изменяются. Ширина экспериментальных кривых, на половине высоты для №75А1,9№>6 меньше на 0,5 еУ по сравнению с №зА1. Добавление 6 % атомов ниобия к №зА1 увеличивает долю (¿-состояний в общей плотности состояний сплава ЭДтзА^МЬб. Большая локализация й-состояний КЬ по сравнению с Б-, р- состояниями А1 приводит к уменьшению перекрытия волновых функций соседних атомов. Кроме того, параметр решетки в тройном сплаве больше, чем в (см. табл.

4), что также способствует уменьшению перекрытия волновых функций. Совместное влияние этих двух факторов должно привести к заметному уменьшению межатомного взаимодействия ё-состояний никеля.

Для расчета энергий эффективного парного взаимодействия методом сильной связи, кроме значения параметра кристаллической решетки а, табл. 4, были использованы также значения модулей упругости.

Модули упругости для сплава №зА1 приведены в [1]. Данных для тройных сплавов на основе №зА1 в литературе нет. Упругие свойства сплава были определены на монокристаллических образцах

с помощью акустических измерений. В табл. 6, 7 приведены компоненты тензора модулей упругости сц-, модуль сдвига О, модуль объемного сжатия В и фактор анизотропии А=2с^ Дсп - С12). Температура Дебая Тс определена по методу Лейбфрида.

б

в г

Рис. 9. Фотоэлектронные спектры для сплавов №зА1 и №75А]19МЬб:

а, б - расчетные спектры, размытые на 0,6 в¥;

в, г - сравнение расчетных кривых с данными эксперимента.

Таблица 6. Модули упругости с,у, плотность р и температура Дебая То жаропрочных сплавов; указана объемная доля у'-фазы в сплаве

Сплав об. % у' То,К сн, ГН/м2

Си С12 С44

№3А1* 100 360 223 148 125

М67М)19А1б 100 467 240 141 129

ВКНА-4У 90 382 215 145 117

ЖС-36 64 447 249 152 130

ЦНК-8МП 48 472 254 152' 131

* поданным [ 1 ].

Таблица 7. Модуль объемного сжатия В, фактор анизотропии А и модуль сдвига О исследованных сплавов

г по данным [ 1 ].

Вопросом близким к влиянию легирования на величину энергии упорядочения является вопрос о факторах, определяющих, тип замещения для данного легирующего элемента. Тип легирования существенно влияет на свойства тройного сплава. Так, легирование элементами, замещающими алюминий, приводит к изменению параметра кристаллической решетки а, повышает хрупкость в поликристаллическом состоянии, делает еще более выраженным пик термического упрочнения, тогда как замещение позиций никеля изменениями значений а не сопровождается, приводит к пластификации и уменьшению (вплоть до полного исчезновения [1]) пика термического упрочнения. Тройные сплавы в зависимости от типа легирования различается по температурной зависимости коэффициента термического расширения а , табл. 8.

Заметим, что в температурном интервале 1000-1200°С значения а для сплавов, легированных хромом и железом, приближаются к значениям для сплавов, легированных элементами подрешетки алюминия. Причина этого состоит в том, что для тройных сплавов на основе элементов, входящих при комнатной температуре в обе подрешетки (в данном случае, хрома и железа), по-видимому, существует температурная зависимость типа замещения [7]. В высокотемпературной области атомы этих легирующих элементов все более стремятся к замещению позиций алюминия, а в подрешетке никеля образуются вакансии, число которых увеличивается при повышении температуры. В [7] вывод о температурной зависимости типа замещения был сделан на основе теоретического анализа.

Экспериментально полученная температурная зависимость коэффи-циента термического расширения а, табл. 8, подтверждает правильность расчета [7].

Таблица 8. Значения параметра кристаллической решетки а при комнатной температуре и коэффициент термического расширения для серии тройных сплавов на основе

Сплав ат/о, им а, град"1 х105 а, град*1 х105

при 20°С 20-1000°С 1000-1200°С

№75,ЗА124,3 0,35705 1,51±0,04 1,91

№75А119№>6 0,35956 1,46 1,92

№75А121У4 0,35668 1,45 1,83

№75А118Т17 0,35912 1,30 1,84

№71А121ре8 0,35714 1,77 2,10

Мб7А125С()8 0,35707 1,77 1,59

№72А124СГ4 0,35702 1,63 2,41

Для сплавов №зА1-Х, при легировании элементами, замещающими алюминий (Х=Т1, V, \У, ЫЬ), степень дальнего порядка практически не меняется (£« 1); табл. 4. Для сплавов №зА1-Х, легированных элементами, которые могут замещать позиции никеля (Х=Бе, Сг, Со), по мере увеличения концентрации легирующего элемента происходит понижение степени дальнего порядка, вплоть до регистрации точки полного разупорядочения 11с в твердом состоянии, т.е. происходит вызванный изменением концентрации легирующего элемента переход от поведения, свойственного интерметаллиду, к упорядочивающемуся сплаву.

В настоящее время теоретический анализ выбора типа замещения для какого-либо легирующего элемента проводится, как правило, в рамках термодинамического подхода - через анализ свободной энергии сплава (например, [7]).

В данной работе такой анализ проведен для ниобия и кобальта, поскольку при легировании оба эти элемента повышают энергию упорядочения по сравнению с двойным сплавом, табл. 5 , и в то же

время представляют два различных типа замещения. Использованы методы первопринципной молекулярной динамики (пакет VASP). Была вычислена полная энергия системы Е для различных вариантов размещения третьего элемента X на узлах А1 и № в упорядоченном сплаве №зА1-Х, табл. 9. Атомы МЪ будут размещаться на узлах А1, а атомы Со - на узлах никеля, поскольку это положение соответствует минимуму энергии в обоих случаях.

Предпринята попытка проанализировать изменения в электронной структуре сплава при легировании на основе анализа локальной

плотности состояний (ЬБОЗ), вычисление которой также реализовано в пакете VASP для каждого из 32 атомов в суперячейке. LDOS характеризует электронную структуру отдельного атома с учетом его ближайшего окружения [12]. Результаты расчета приведены на рис. 1012. В исходном сплаве №зА1 локальная плотность состояний и для

Таблица 9. Полная энергия Е и энергия Ферми Ер, рассчитанные для суперячейки с 32 атомами.

атома никеля, и для атома алюминия на уровне Ферми близка к нулю, рис. 10. Заметим, что и для атома ниобия, и для атома кобальта в оптимальной позиции замещения локальная плотность близка к нулю. В неоптимальной - попадает на пик плотности состояний.

Из зонных расчетов известно, что в том случае, когда уровень Ферми попадает на главный пик плотности состояний ЩЕ), то состояние, как правило, оказывается неустойчивым. По-видимому, для интерметаллического соединения №зА1 действует тот же критерий: положение как атомов ниобия на узлах никеля, так и атомов кобальта в позициях алюминия, придает системе неустойчивость.

В полной плотности состояний (TDOS) эти детали также проявляются, хотя и оказываются в значительной степени

сглаженными, поскольку на уровне Ферми плотность состояний в основном образована с1-электронами никеля.

Строгой теории выбора типа замещения при легировании №зА1 в настоящее время не существует, поэтому так распространены различные корреляции, например, с размерным фактором, разностью валентностей или электроотрицательностей легирующего атома и атома никеля. При обсуждении межатомного взаимодействия в интерметаллических соединениях переходных металлов большое внимание уделяется d-электронам. Стабильность упорядоченного состояния оказывается зависящей от целого ряда факторов, в том числе, от квазилокализованных и коллективизированных состояний в электронном спектре сплава. Так, в [14] для двойного сплава А3В, где А атом переходного металла, при упорядочении выбор типа сверхструктуры (между Ыг и какой-то другой, например, БОи) обосновывался через степень локализации d-состояний атома А.

В [14] была также отмечена зависимость между температурами перехода порядок-беспорядок и величиной интегралов перекрывания d-d-орбиталей разноименных атомов в упорядоченных сплавах и интерметаллидах состава АзВ на основе элементов подгрупп никеля и меди. Между приведенными величинами существует корреляция: высокая термодинамическая стабильность наблюдается для тех сплавов, где выше величина интегралов перекрывания.

В данной работе для тройных сплавов на основе №зА1-Х проведена корреляция между предпочтительным для данного легирующего элемента X типом замещения и степенью локализации его й-электронов. Для количественной оценки степени локализации данного переходного элемента можно использовать величину ширины с1-зоны [12]. Чем более делокализованы d-состояния в атоме легирующего элемента, тем сильнее выражена для него тенденция к замещению позиций алюминия.

Явления релаксации можно наблюдать при измерении различных физических величин, зависящих от упорядоченного состояния сплава, в частности, параметра кристаллической решетки а у'-фазы. При исследованиях явлений релаксации методом высокотемпературной рентгенографии на серии тройных сплавов с переходными

элементами наблюдалось явление сверхструктурного сжатия (уменьшение величины а ходе изотермической выдержки).

<Ц0 0.И

ом о.и

0,10

I < 0,01

о

• Al.Ni.Al 12 10 Я | «

0 1 2 3 ад 4 А 5 г^Л б 3 4 о

Рис. 10. Локальная плотность состояний (ЬБОБ) для атома алюминия и никеля в двойном сплаве N¿3 А1. Вертикальной линией показано положение уровня Ферми.

12 3 4 5 6

Рис. 11. Локальная плотность состояний (ЬООБ) для атома ниобия в тройном сплаве №эА1-№: при замещении атома алюминия и никеля. 7

Со ш поя [цп № (|! (

1 1 » 1 1 1 1> .

лАы ■и м 1' и д

Уу /V л Л.

12)4}«

Рис. 12. Локальная плотность состояний для атома кобальта при замещении позиций алюминия и никеля.

В главе 1 рассматривалось формирование однофазного состояния в ходе кристаллизации и последующего охлаждения в твердом состоянии. Представляет интерес также обратная задача: стабильность структуры сплава по отношению к растворению у'-фазы в условиях высокотемпературного нагрева. Для тройных сплавов обсуждается соотношение между растворением у'-фазы и началом разупорядочения. Так, наложение этих процессов в одном температурном интервале (так как это происходит к сплавах №зА1-Ре и №зА1-Сг) является препятствием для проведения экспериментов по определению энергий активации упорядочения и разупорядочения методом измерения электросопротивления (приводит к увеличению ошибки измерения при определении времени релаксации). Такие измерения проводились только на образцах, где процессы растворения и

разупорядочения происходят в разных температурных интервалах.

В главе 3 рассмотрено влияние условий кристаллизации на термическую стабильность структуры и совершенство кристаллического строения монокристаллов жаропрочных сплавов. Все исследованные монокристаллы выращены в заводских условиях (НПО «Сатурн», г. Москва). Состав сплавов приведен в табл. 10.

Таблица 10. Химический состав исследованных жаропрочных сплавов, масс. %. Основа сплава - никель.

Сплав Сг ТС Мо Ие Та А1 Со 2х С

ЖС-26 5,0 1,0 1,1 11,7 - - 5,8 9,0 1,6 0,05 0,15

ЖС-32 5,0 - 1,0 8,3 4,0 4,0 6,0 9,0 1,5 0,05 0,16

ЖС-32 5,0 - 1,0 8,3 4,0 4,0 6,0 9,0 - 0,05 0,02

ЖС-36 3,9 1,1 1,2 11,5 2,0 - 5,9 8,9 0,9 - 0,02

цнк- 8МП 12, 3 4,5 - 6,7 - - 4,1 8,7 5 1,5 - < 0,02

ВКНА-4У 5,0 1,0 5,0 2,5 - - 8,7 4,0 1,1 - £ 0,02

Для исследования термической стабильности структуры сплава можно воспользоваться рентгеновской методикой с нагревом образца непосредственно в вакуумной камере дифрактометра. Однако эта методика практически не применяется дня жаропрочных сплавов.

Основные фазы сплава: у'-фаза и у-твердый раствор - изоморфны (ГЦК), когерентны, параметры кристаллической решетки этих фаз близки, поэтому рентгеновские отражения от этих фаз при комнатной температуре накладываются, образуя суммарную линию

Повышение разрешения при рентгеновской съемке линии (004) выявило в температурном интервале выше 850°С рядом с суммарной линией со стороны малых углов 20 появление дополнительного пика. В настоящее время наличие трех пиков в составе суммарной дифракционной линии является признанным фактом. Однако нет согласия в его трактовке. Зарубежными исследователями появление третьего пика трактуется как тетрагональное искажение решетки или -фазы, или у твердого раствора. Возможно, такой подход сформировался из-за того, что исследования проводились на образцах после деформации. При этом появление третьего пика в температурной области растворения у'-фазы не обсуждается.

В данной работе исследованы монокристаллические образцы без предварительной деформации. Проводился анализ формы линии (004), рис. 13. Перед разделением пиков проведена процедура выделения истинного физического профиля суммарной рентгеновской линии

с помощью Фурье-анализа.

Появление третьего пика в области температур от начала растворения у'-фазы до 1100°С вызвано расслоением твердого раствора при растворении -фазы. В местах растворения -фазы вновь образовавшийся твердый раствор обогащен алюминием, никелем, ниобием, что приводит к увеличению параметра кристаллической решетки и появлению дополнительного пика в составе линии (004) со стороны малых углов 29. Расслоение имеет место как в широком интервале температур, так и в ходе изотермической выдержки (до 10 ч) при любой заданной температуре из этого интервала.

Изменение относительной интенсивности дополнительного пика, входящего в состав суммарной линии (004), по мере нагрева образца в вакуумной камере дифрактометра описывает скорость растворения

у'-фазы. Точность определения объемной доли фазы в сплаве по рентгеновским данным составляет ±5 %. Методика опубликована нами в 1995 г. Аналогичный подход, начиная с 1996 г., развивается в настоящее время во Франции [15].

Кроме рентгеновских исследований существуют и другие методы определения объемной доли интерметаллидной у'-фазы. Ранее сотрудники ВИАМа Н.В. Петрушин, А.В. Логунов, А.И. Ковалев получили Авторское свидетельство № 687965, 16.05.77 на «способ определения относительного объемного содержания упрочняющей у'-фазы в жаропрочных никелевых сплавах», в основе которого анализ температурной зависимости удельного электросопротивления и данные дифференциального термического анализа. В результате была предложена формула (1), связывающая объемную долю -фазы при заданной температуре Ут с объемной долей при комнатной температуре У0 через соотношение температур начала 1нр. и конца растворения у'-фазы ^р с точностью ± 3 %:

рос.'национальная]

БИБЛИОТЕКА I СТ1<тербург I 08 ТОО акт I

»__ . г

Расчет температурного изменения объемной доли у'-фазы по формуле (1) и данные рентгеновского эксперимента находятся в хорошем согласии, что подтверждает связь третьего пика с расслоением твердого раствора.

При нагреве до 1200°С и выше ускорение диффузионных процессов приводит к выравниванию состава твердого раствора и далее в составе суммарной линии у + у' присутствуют только два пика. При рабочих температурах (1000°С) растворение у'-фазы для всех исследованных сплавов выражено слабо, что обеспечивает высокий уровень длительной прочности монокристальных образцов. Затем растворение у'-фазы ускоряется, рис. 14.

В настоящее время в промышленности широко используются различные методы воздействия на расплав с целью изменения свойств жаропрочных сплавов в твердом состоянии. Одним из них является высокотемпературная обработка расплава (ВТОР), в результате применения которой увеличивается количество упрочняющей -фазы, улучшается ее морфология и повышается равномерность ее распределения по сечению дендритов; оптимальная технология может привести к полной ликвидации карбидных колоний с морфологией типа «китайский шрифт», при этом уменьшается количество карбидов; достигается более равномерное распределение легирующих элементов по микрообъемам сплава [16].

Заметим, что кристаллизация с использованием ВТОР не сопровождается изменением значений ^ Р и ^ Р [17], но может привести к повышению устойчивости у'-фазы при нагреве в температурном интервале растворения. В этом случае формула (1), выведенная для традиционной технологии, уже не будет правильно описывать процесс растворения -фазы.

Использование высокотемпературной рентгеновской методики позволило провести сравнительные исследования монокристаллических образцов сплавов ЖС-32, ЖС-26 и ЖС-36, закристаллизованных в различных условиях перегрева расплава (ВТОР), рис. 14. Выбор температур перегрева расплава для образцов ЖС-32 иллюстрирует рис. 15.

р-108, Ом м 140 130 120 110 100

ЖС-32 1830°С

'-o-v-o-**

ч ^ Т t

X д/ 1630°С 17404:

1 1 Г 1 1 1 1

1200 1300 1400 1500 1600 1700 1800 t,°C

Рис. 15. Температурная зависимость удельного электросопротивления -для сплава ЖС-32. Разрушение ближнего порядка, связанного с у'-фазой, происходит при tmi = 1740°С; связанного с карбидной фазой при t^ =1830°С. (•) - нагрев, (о) - охлаждение.

Наибольшей- устойчивостью к растворению обладает у'-фаза в образцах, закристаллизованных с ВТОР 1740°С для сплавов ЖС-32, ЖС-26 и ВТОР 1760°С для сплава ЖС-36. Температура ВТОР в данном случае совпадает с критической точкой, при которой в расплаве заканчивается разрушение ближнего порядка со структурой типа

Таблица 11. Изменение параметров ростовой структуры и механических свойств монокристаллов сплава ЖС-32 в зависимости от режима ВТОР.

ВТОР D, м км d, м км е, град L, мкм lTty, мкм -г 10 00

1600°С 280±20 32±3 15,0 ±1,0 35±5 0,42 ±0,05 1,00

1650°С 240 33 10,0 48 0,40 1,11

1700°С 240 35 10,0 50 0,43 1,16

1740°С 260 40 8,0 50 0,40 1,65

1830°С 240 40 8,0 42 0,45 1,54

т - длительная прочность (время до разрушения) при 270 МПа, 1000°С в относительных единицах.

Повышение устойчивости у'-фазы к растворению способствует повышению уровня длительной прочности монокристальных образцов при 1000°С, что подтверждается данными механических испытаний, табл. 11-13. Приведены средние значения следующих параметров: Л -величина дендритной ячейки, й - дендритный параметр второго рода, 6 -суммарная разориентация между блоками монокристалла, Ь - размер карбидов, Нм -микротвердость, Ш/ - размер частиц у-фазы.

Таблица 12. .Изменение параметров ростовой структуры и механические свойства монокристаллов сплава ЖС-26 в зависимости от режима ВТОР.

ВТОР 0, мкм (1, мкм е, град ь, мкм "V, мкм _ 1000 "220 _ 1000 ^140

1600°С 320 ±20 32±3 12,0 ±1,0 50±5 0,40 ±0,05 1,00 1,00

1650°С 310 38 8,0 60 0,40 1,62 1,51

1740°С 300 40 6,0 115 0,45 1,19 1,44

1830°С 290 40 6,0 145 0,60 0,97 0,90

х - длительная прочность при 1000°С в относительных единицах для двух режимов нагружения: 220 МПа и 140 МПа.

Таблица 13. Изменение параметров ростовой структуры и механические свойства монокристаллов сплава ЖС-36 в зависимости от ВТОР.

ВТОР Д мкм 4 мкм е, град Я„ пу, нм 1000 Т280

1600°С 340 ±30 67±5 8±1 400 420± 50 1,00

1650°С 340 65 7 500 420 0,95

1700°С 350 67 4 480 430 1,04

1760°С 310 53 4 500 400 1,40

1830°С 375 70 4 490 450 1,28

т - длительная прочность при 280 МПа, 1000°С в относительных единицах.

Определен режим кристаллизации монокристальных отливок из сплава ЖС-36 с осью роста <100>, имитирующих форму турбинной лопатки (ВТОР 1760°С, скорость кристаллизации К = 5 мм/мин., температурный градиент 0=100 град./мм), позволяющий получить однородную структуру и высокое совершенство кристаллического строения по всей длине изделия.

Другим методом воздействия на свойства сплава в твердом состоянии является введение в расплав ультрадисперсного порошка (УДП) карбонитрида титана с последующей кристаллизацией монокристаллического слитка. Метод предложен В.П. Сабуровым [18]. Работа выполнялась по заказу НПО «Сатурн», г. Москва, одновременно двумя группами исследователей:

в первую группу входили сотрудники ВИАМа под руководством Е.А. Кулешовой; этой группой изучалось, в частности, методами экстрагирования, влияние введения УДП на количество и состав карбидной и интерметаллидной фазе;

во вторую группу входили сотрудники ИФМ УрО РАН под руководством Д.П. Родионова, в том числе и автор данной работы; в задачу этой группы входило исследование однородности ростовой структуры и совершенства кристаллической структуры отливок, различной формы, в том числе - имитирующих форму турбинной лопатки, и подбирались технологические параметры ввода УДП в расплав.

Исследован сплав ЖС-32 с различным содержанием углерода (0,02 и 0,16 масс. %). Ультрадисперсный порошок (УДП) карбонитрида титана TiCN (0,02 об. %) вводится в расплав в виде таблетки, будучи спеченным с металлом-активатором. Синтетические тугоплавкие частицы TiCN имели размеры 10-7- 10-6 м. При спекании на границе частиц карбонитрида и металла-связки образуется диффузионный слой, способствующий растворению их в расплаве. В качестве металлов-активаторов использованы никель, титан, и хром (добавки обозначены Как М-ТКГО, ТЧ-ТЧСЧ Сг-ТСС^.

Кристаллизация монокристального слитка с осью роста <001> приводит к формированию ячеисто-дендритной ростовой структуры, табл. 14. Влияние введения УДП для углеродистого сплава проявляется в том, что у дендритов появляются оси второго и третьего порядка, повышается совершенство кристаллического строения

монокристального слитка. Карбиды (типа МеС) становятся дисперсными.

Таблица 14. Параметры ростовой структуры монокристаллов <001> сплава ЖС-32

УДП £), мкм й, мкм Д9,град Д9,о1, град ш, им

углеродистый сплав

без УДП 260 40 1.8 15.0 ± 1.0 480 ±50

±30 ±10 ±0.2

350 40 0.8 9.0 460

1.5 7.0

Сг-ТЮИ 410 37 0.7 8.0 420

0.3 6.4

"П-ТССИ 370 36 1.5 12.0 450

0.6 7.0

низкоуглеродистый сплав

без УДП 390 42 0.6 0.7 430

0.5 1.5

330 48 0.1 3.0 300

1.5 1.0

Сг-ТСЫ 340 46 0.7 0.8 260

1.5 1.5

1) - величина дендритной ячейки, и - дендритный параметр второго рода, пу - размер частиц упрочняющей у'-фазы. Д9 - разориентация между блоками, ДЭк* - суммарная разориентация по сечению кристалла,

верхнее значение соответствует продольному сечению, нижнее значение - поперечному сечению.

Введение УДП в расплав углеродистого сплава ЖС-32 (0,16 масс. % С) перед кристаллизацией монокристального слитка практически не оказывает влияния на стабильность упрочняющей интерметаллидной фазы ее размеры и морфологию. Повышается совершенство кристаллического строения монокристалла, табл. 14, что положительно влияет на механические свойства, табл. 15, 16. Рост длительной прочности образцов, полученных с добавкой М-ХЮ^ табл. 16, связан с увеличением количества -фазы (на 1-2 %).

Таблица 15. Результаты испытаний на растяжение монокристальных образцов сплава ЖС-32 при комнатной температуре:

- предел прочности, - предел текучести, 5 - относительное удлинение, у - относительное сужение образца.

Добавка св, МПа сто 2, МПа 5,%

углеродистый сплав

без УДП 1095 900 9,4 9,2

Сг-ТССЫ 1168 953 8,4 9,0

•п-тсси 1107 847 8,8 9,3

1210 905 8,2 9,5

низкоуглеродистый сплав

без УДП 1143 893 13,8 13,3

Сг-ТССИ 1215 893 13,8 12,5

м-тта 1105 927 15,8 7,8

Введение УДП в расплав низкоуглеродистого сплава (0,02 масс. % С) сильно влияет на устойчивость у'-фазы к растворению в интервале температур 1150-1250°С. Cr-TiCN значительно повышает стабильность у'-фазы при нагревании, что приводит к росту длительной прочности при испытаниях с относительно низком уровнем нагружения (140 МПа, 1000°С), табл. 16. Введение в расплав Ni-TiCN понижает температуру полного растворения у'-фазы, табл. 17, но сопровождается ростом объемной доли у'-фазы, устойчивой к растворению в интервале температур до 1100°С. Такие образцы имеют преимущества при высоком уровне нагружения, табл. 16.

Таблица 16. Время до разрушения при 1000°С в зависимости от типа УДП добавки для образцов сплава ЖС-32 при различных условиях нагружения (в относительных единицах)

Углеродистый Низкоуглеродистый

Добавка сплав сплав,

185 МПа 300 МПа 140 МПа 280 МПа

без УДП 1,00 1,00 1,00 1,00

Сг-Т1СЫ 1,32 1,12 1,37 1,34

ТМПСЫ 1,09 0,92 - -

1,19 1,20 1,18 1,74

Таблица 17. Температура полного растворения у'-фазы 1пр по ДТА.

Добавка 4. ОГ 1пв , ^

0,02 масс. % С 0,16 масс. % С

без УДП 1275 ±3 1280

Сг-ИСИ 1273 1295

ТС-ТлСЫ 1273 -

1268 1257

Таблица 18. Параметры ростовой структуры для различных скоростей кристаллизации К, определенные в трех сечениях для цилиндрических монокристаллов <001> из сплава ЖС-32 при введении УДП (М^Ю^: 1 - у затравки, 2 - средняя часть; 3 - конец кристалла.

Я мм/мин номер реза Д мкм 4 мкм лв, град. Ави.у, град. т, мкм

5 2 420 60 6,0 1,8 0,65

±20 ±5 ±1,0 ±0,2 ±0,05

10 1 320 60

2 350 58 8,0 4,4 0,46

3 360 48

30 1 290 40

2 260 30 12,0 5,8 0,42

3 285 30

40 1 200 35

2 220 30 20,0 6,0 0,40

3 225 30

50 1 185 30

2 163 22 20,0 6,0 0,40

3 225 27

Л - скорость кристаллизации; I) - величина дендритной ячейки; (I -дендритный параметр второго рода; - суммарная угловая

разориентация между блоками кристалла; Л0„у - угловая разориентация между соседними крупными блоками; т - размер частиц у'-фазы.

Растворение дисперсных частиц в расплаве сопровождается выделением тепла, что меняет условия концентрационного переохлаждения перед фронтом растущего кристалла. В результате удается обеспечить требуемое совершенство кристаллического строения монокристалла, увеличив скорость кристаллизации низкоуглеродистого сплава до 10 мм/мин. вместо 5 мм/мин. по традиционной технологии. Положительное влияние УДП на свойства монокристаллических отливок, связано также с уменьшением содержания газовых примесей (кислорода и азота).

Определен комплекс оптимальных технологических параметров кристаллизации, обеспечивающих формирование однородной ростовой структуры и высокое совершенство кристаллического строения монокристальных изделий из сплава ЖС-32 с кристаллографической ориентацией оси роста <100>, выращенных с введением в расплав ультрадисперсного порошка карбонитрида титана (М^Ю^: температура твердофазной активации (ТФА) 1000°С; количество вводимой добавки 0,03-0,05 об. %; температура ввода добавки 1650°С; длительность выдержки 10 мин.; температурный градиент О = 100 град/см; скорость роста Я = 10 мм/мин.

При введении УДП по сравнению со стандартной технологией выплавки ряд параметров структуры имеет ту же тенденцию изменения, как и в случае применения ВТОР, табл. 19. При подборе оптимальных параметров ввода УДП большая часть карбидов выделяется в дисперсной форме. Кроме того, введение УДП может приводить к

Таблица 19. Параметры ростовой структуры монокристаллов <001> углеродистого сплава ЖС-32 в зависимости от способа воздействия на расплав.

Технология выплавки А мкм 4 мкм Об. доля эвтекг., % Об. доля карб, % Микротвердость де, град.

Оси, МПа Междевдр. МПа

стандартная 280 ±20 32 ±10 2,5 1,7 4800 4700 15,0 ±1,0

ВТОР 1740°С 260 40 2,0 1,3 5200 4600 8,0

УДП 350 40 2,2 1,4 5200 4600 9,0

ВТОР+УДП 365 48 2,3 1,1 5200 4700 1 8,0

увеличению объемной доли у'-фазы. Однако эти два вида воздействия на расплав по-разному влияют на ростовую структуру сплава: ВТОР приводит к уменьшению дендритного параметра 1-го рода D, введение УДП сопровождается ростом D. Оба эти воздействия по отдельности приводят к увеличению дендритного параметра 2-го рода d, сочетание этих воздействий еще более усугубляет эту тенденцию.

Ввод УДП в расплав в сочетании с ВТОР позволяет в широких пределах варьировать параметры структуры.

ОСНОВНЫЕ РЕЗУЛЬТАТЫ И ВЫВОДЫ

1. Показано, что для тройных сплавов на основе интерметаллического соединения ЭДзА], легированных МЪ, Т^ V, W, Сг, Fe, Со, существует взаимосвязь между типом замещения для данного легирующего элемента и фазовым составом тройного сплава при температуре солидуса, определяющим последовательность фазовых превращений при формировании однофазного у' состояния по мере охлаждения сплава.

В пределах 1-2 ат. % легирующего элемента тройные сплавы, независимо от типа замещения, после кристаллизации однофазны состояние). По мере роста концентрации легирующего элемента фазовый состав тройных сплавов на основе при температуре

солвдуса зависит от типа замещения. В том случае, когда легирующий элемент замещает атомы никеля, кристаллизация идет с участием фазы (МА1). Если легирующий элемент замещает позиции алюминия или может входить в обе подрешетки соединения одновременно, то кристаллизация завершается формированием двухфазного состояния

у+7'.

Для тройных сплавов на основе проведена корреляция

между предпочтительным для данного легирующего элемента X типом замещения и степенью локализации его d-электронов. Чем более делокализованы d-состояния в атоме легирующего элемента, тем сильнее выражена для него тенденция к замещению позиций алюминия. 2. На основании расчета, выполненного для модельного кристалла М,,А1, показано, что для атома легирующего элемента, находящегося в оптимальной для него позиции замещения локальная плотность состояний на уровне Ферми близка к нулю. В неоптимальной позиции уровень Ферми совпадает с пиком локальной плотности состояний. В

качестве критерия оптимальной позиции замещения выбран минимум полной энергии системы.

3. Экспериментально определены значения энергии упорядочения Л К для сплавов на основе 1\цА1-Х (Х= 1\Ь, Т1, \¥, У, Со). Для тройных сплавов №зА1-Х значения АЕ выше, чем в двойном сплаве №зА1, что указывает на повышение стабильности интерметаллического соединения при легировании. Самые большие значения энергии упорядочения АЕ получены для сплавов, легированных элементами, замещающими позиции алюминия.

В результате комплексного экспериментального и теоретического исследования показано, что легирование приводит к увеличению энергии связи в соединении №зА1.

4. Установлено, что при нагреве никелевых жаропрочных сплавов в широком интервале температур (от температуры начала растворения фазы 1нр до 1100°С) имеет место расслоение твердого раствора, связанное с растворением у'-фазы. Расслоение сохраняется при длительных изотермических выдержках образцов (до 10 ч) и должно учитываться при описании эволюции структуры сплава в данной температурной области.

Применительно к жаропрочным никелевым сплавам разработана методика определения объемной доли упрочняющей интерметаллидной у'-фазы при заданной температуре на основе данных высокотемпературных рентгеновских исследований.

5. Установлено, что для каждого из двух видов воздействия на расплав никелевого жаропрочного сплава (высокотемпературной обработки расплава (ВТОР) и введения в расплав ультрадисперсного порошка (УДП) карбонитрцда титана), существует оптимальный режим, приводящий к повышению устойчивости интерметаллидной к растворению при высокотемпературном нагреве.

Наибольшей устойчивостью к растворению обладает у'-фаза в монокристаллических образцах, температура ВТОР которых совпадает с критической точкой, при которой в расплаве заканчивается разрушение ближнего порядка со структурой типа №зА1.

6. Определены технологические параметры кристаллизации с введением в расплав ультрадисперсного порошка карбонитрида (УДП) титана при получении монокристаллических отливок сложной формы из жаропрочных никелевых сплавов. Повышение совершенства кристаллической структуры и фазовой стабильности привело к

увеличению длительной прочности монокристаллических образцов из сплава ЖС-32 при температуре испытаний 1000°С в 1,7 раза.

Список цитированной литературы:

1. Stoloff N.S. Physical and mechanical metallurgy of Ni3Al and its alloys/ Internation. Mater. Rev.-1989.- V. 34.-N4.-P. 153-184.

2. Sluiter M.H.F., Kawazoe Y. Site preference of ternary additions in Ni3Al/ Phys. Review B. - 1995. - V. 51.- N 7.- P. 4062-4073.

3. Hilpert K. et al. Phase diagram studies on Ni-Al system/Z. Naturforsch.-1987.- V. 42A.- P. 1327-1392.

4. Cahn R.W., Siemers P.A., Geiger J.E., Bardhan P. The order-disorder transformation in Ni3Al and NijAl-Fe alloys. I. Determination of the transition temperatures and their relation to ductility/Acta Metal.- 1987.- V. 35.- N 11.- P. 2737-2751.

5. Masahashi N., Kawazoe H., Takasugi T. et al. Phase relation in the section Ni3Al -Ni3Fe ofthe Al-Fe-Ni system/Zs. Metallkde.-1987.-V. 78.-N 11.-P. 788-794.

6. Ito O., Tamaki H. Molecular orbital approach to the chemical bonding at grain boundary in / - Ni3Al/Acta Mater.-1995.- V. 43.- N 7.- P. 2731-2735.

.7. Enomoto M., Harada H. Analysis ofy7y equilibrium in Ni-AI-X alloys by the cluster variation method with the Lennard-Jones potential/Metal. Trans.- 1989.- V. 20A- P.649-664.

1 8. Поварова К.Б., Сумин В.В., Казанская Н.К. и др. Изучение влияния легирования интерметаллида Ni3Al переходными металлами на его структуру и межатомное взаимодействие методами рассеяния нейтронов/Металлы.- 2000.-№4.-С. 53-57.

9. Kozubski R., Cadeville M.C. In Situ resistometric investigation on ordered kinetics in Ni3Al/Phys. F. Met. Phys.-1988. -V. 23.- P. 45-48.

10. Литвинов B.C., Зеленин Л.П., Шкляр Р.Ш. Бездиффузионное превращение в Ni-Al сплавах с решеткой хлористого цезия/ФММ.-1971.- Т. ЗГ.-Вып. 1.- С. 138-142.

11. Николаев Б.В., Тягунов Г.В. Исследование удельного электросопротивления сплавов системы Ni-Al/Расплавы.- 1995.- № 4.- С. 22-30.

12. Теория фаз в сплавах/BE. Панин, Ю.А. Хон, И.И. Наумов и др. -Новосибирск: Наука, 1984. - 223 с.

13. Харрисон У. Электронная структура и свойства твердых тел. Физика химической связи. - М.: Мир, 1983,- Т. 2. - 332 с.

14. Структуры и стабильность упорядоченных фаз7 ЭВ. Козлов, В.Н. Дементьев; Н.Н. Кормин, Д.М. Штерн.- Томск: Изд-во Томского университета, 1994. - 248 с.

15. Roycr A., Bastie P., Bellet D., Hennion B. Mesure par diffraction neutronique de la fraction de phase y* dans le superalliage monocristallin AMI entre, 20 et 1300°CyRev. Met. (FT.).- 1996.- V. 93,- N 2.- P. 207-213.

16. Баум Б.А., Ларионов В.Н., Коваленко Л.В., Тягунов Г.В., Кулешова Е.А. Ресурсосбережение и улучшение служебных характеристик отливок из жаропрочных никелевых сплавов посредством высокотемпературной обработки расплава/Известия АН. Металлы. - 1993.- № 1.- С. 31-37.

17. Петрушин Н.В., Черкасова Е.Р. Зависимость температур фазовых превращений и структуры жаропрочных никелевых сплавов от температуры нагрева расплавов/МиТОМ. - 1993.- № 1.- С.22-25.

18. Сабуров В.П., Стасюк Г.Ф., Микитась A.M. Влияние комплексного легирования на кинетику кристаллизационных процессов жаропрочных сплавов/Известия вузов. Черная металлургия. - 1989.- № 8.- С. 92-95.

Основное содержание диссертации опубликовано в следующих работах:

1. Хлыстов Е.Н., Степанова Н.Н., Сазонова В А., Родионов Д.П., Ларионов В.Н., Кашапов О.Р. Формирование структуры модифицированных монокристаллов <001 > жаропрочного никелевого сплава/ФММ. - 1992. - № 5. - С. 47-54.

2. Сазонова В.А., Акшенцев Ю.Н., Родионов Д.П., Виноградова Н.И., Степанова Н.Н. Микроструктура быстро закристаллизованных никелевых жаропрочныхсплавов/ФММ. - 1992. -№ 5 - С. 150-154.

3.Степанова Н.Н., Сазонова В.А., Родионов Д.П., Кашапов О.Р., Хлыстов Е.Н. Влияние параметров кристаллизации на совершенство монокристаллов никелевого жаропрочного сплава/ФММ. - 1994. - Т. 77. - Вып. 6. - С. 137-145.

4. Степанова Н.Н., Родионов Д.П., Сазонова В А., Турхан Ю.Э. Высокотемпературное рентгеновское исследование монокристаллов <001> никелевого жаропрочного сплава. Ч. 1/ФММ. - 1995. -Т. 80. -Вып. 6. -С. 74-82.

5. Степанова Н.Н., Родионов ДП., Сазонова В.А., Турхан Ю.Э. Высокотемпературное рентгеновское исследование монокристаллов <001> никелевого жаропрочного сплава. II. Нагрев в инертной и окислительной среде /ФММ. - 1997. - Т. 83. - Вып. 1. - С. 125-131.

6.Акшенцев Ю.Н., Степанова Н.Н., Сазонова В.А., Родионов Д.П. Ростовая структура монокристаллов №зА1, легированных третьим элементом/ ФММ. -1997. - Т. 84. - Вып. 3. - С. 130-137.

7. Степанова Н.Н., Родионов Д.П., Сазонова В.А., Акшенцев Ю.Н., Турхан Ю.Э. Высокотемпературное рентгеновское исследование монокристаллов <001> жаропрочного сплава на основе интерметаллида Ni3Al / ФММ. - 1997. - Т. 84. - Вып. 6. - С. 130-138.

8. . Степанова Н.Н., Сазонова В.А., Родионов Д.П., Турхан Ю.Э. Исследование стабильности /-фазы в монокристаллах жаропрочного никелевого сплава методами высокотемпературной рентгенографии// ФММ. - 1998. - Т. 85. - Вып. 1. - С. 105-110.

9. Степанова Н.Н., Сазонова В.А., Родионов Д.П., Турхан Ю.Э., Хлыстов Е.Н. Влияние условий кристаллизации на стабильность фазового состава монокристаллов жаропрочного никелевого сплава при нагреве / ФММ. - 1998. -Т. 86. -Вып. 3. -С. 106-113.

10. Stepanova N.N., Sazonova V. A., Rodionov D.P. Influence of solidification conditions on /-phase thermal stability in <001> single crystal of Ni-based superalloys/ Scripta Mater. - 1999. -V. 40.- No. 5. - P. 581-585.

11. Степанова H.H., Савин О.В., Акшенцев Ю.Н., Баум Б.А., Сазонова В.А., Турхан Ю.Э. Структура и свойства Ni3Al, легированного третьим элементом. 1. Влияние легирования на фазовые равновесия/ ФММ. -

1999. - Т. 88. - Вып. 4. - С. 69-75.

12. Степанова Н.Н., Савин О.В., Акшенцев Ю.Н., Баум Б.А., Барышев Е.Е. Структура и свойства Ni3Al, легированного третьим элементом. 2. Кинетика упорядочения/ ФММ. - 2000. - Т. 90. - Вып. 1. - С. 66-71.

13. Барышев Е.Е., Савин О.В., Степанова Н.Н., Акшенцев Ю.Н. Изучение процессов кристаллизации интерметаллических сплавов на основе системы Ni-Al / Сб. Совершенствование литейных процессов, Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 1999.- С. 247-251.

14. Савин О.В., Степанова Н.Н., Барышев Е.Е. Фазовые равновесия легированного интерметаллида Ni3Al / Сб. Физические свойства металлов и сплавов, Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 1999.- С. 98-106.

15. Степанова Н.Н., Савин О.В., Родионов Д.П., Акшенцев Ю.Н., Сазонова В.А., Турхан Ю.Э. Рентгеновское исследование кинетики упорядочения в Ni3Al, легированном третьим элементом / ФММ. -

2000. - Т. 90. -Вып. 2. - С. 50-56.

16. Stepanova N.N., Rodionov D.P., Sazonova V.A., Khlystov E.N. Structure formation in <001> single crystals of a nickel-based superalloy solidified with TiCN powder addition/ Mater. Sci. Engin. - 2000. - V. 284 A. - P. 88-92.

17. Тягунов Г.В., Савин О.В., Степанова Н.Н. Экспериментальное изучение свойств 1штерметаллидных сплавов на основе системы никель-алюминий и физическое моделирование их строения / Сб. Фундаментальные проблемы металлургии, Екатеринбург: УГТУ-УПИ,

2000. - С. 13-15.

18. Savin O.V., Stepanova N.N., Akshentsev Yu. N., Rodionov D.P. Ordering kinetics investigation in the ternary Ni3Al-X alloys/Scripta Materialia. -

2001. - V. 45. - N 8. - P. 883-888.

19. Савин О.В., Степанова Н.Н., Акшенцев Ю.Н Влияние легирования на фазовые равновесия в Ni3Al / Сб. Физические свойства металлов и сплавов.- Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2001. - С. 181-184.

20. Лепихин СВ., Степанова Н.Н., Акшенцев Ю.Н., Савин О.В. Влияние легирования железом на температуры фазовых переходов в Ni3Al/C6. Физические свойства металлов и сплавов. - Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2002. - С. 192-196.

21. Степанова Н.Н., Родионов Д.П., Турхан Ю.Э., Сазонова В. А., Хлыстов Е.Н. Фазовая стабильность жаропрочных никелевых сплавов, закристаллизованных после высокотемпературной обработки расплава

/ФММ. - 2003. - Т. 95. - Вып. 6. - С. 100-107.

22. Ринкевич А.Б., Степанова Н.Н., Родионов Д.П., Сазонова В.А. Упругие свойства жаропрочных сплавов на никелевой основе/ ФММ. - 2003. -Т. 96.-Вып. 2.-С. 114-122.

23. Митрохин Ю.С., Степанова Н.Н., Белаш В.П., Акшенцев Ю.Н. Моделирование сплавов системы Ni-Al-X (X = Со, Nb) методами первопринципной молекулярной динамики. - Сб. Высокопроизводительные вычисления и технологии. - Ижевск: УдГУ, 2003. - С. 270-274.

24. Степанова Н.Н., Теплоухов С.Г., Дубинин С.Ф., Акшенцев Ю.Н., Родионов Д.П., Пархоменко В.Д. Исследование структуры кристаллов Ni3Al и (Ni,Co)3Al, выращенных по методу Бриджмена / ФММ. -2003. - Т. 96. - Вып. 6. - С. 84-91.

25. Степанова Н.Н., Митрохин Ю.С., Белаш В.П., Акшенцев Ю.Н., Савин О.В. Влияние легирования на межатомное взаимодействие в интерметаллическом соединении Ni3A1 / Фундаментальные проблемы современного материаловедения. - 2004. - № 1. - С. 226-230.

Отпечатано на Ризографе ИФМ УрО РАН тираж 85 зак.26 объем 2 печ.л.формат В0х85 1/16

620219 г.Екатеринбург ГСП-170 ул.С.Ковалевской, 18

Ш-5135

ВВЕДЕНИЕ.

ГЛАВА 1. ФОРМИРОВАНИЕ ОДНОФАЗНОГО у' СОСТОЯНИЯ В ХОДЕ КРИСТАЛЛИЗАЦИИ И ПОСЛЕДУЮЩЕГО ОХЛАЖДЕНИЯ В ТРОЙНЫХ СПЛАВАХ НА ОСНОВЕ Ni3Al.

1.1. Условия образования метастабильных фаз при выращивании кристаллов сплавов Ni3Al и (Ni,Co)3Al по методу Бриджмена.

1.2. Ростовая структура и фазовый состав кристаллов системы Ni3Al-Fe.

1.3. Фазовые превращения в тройных сплавах на основе Ni3Al, легиро ванных переходными элементами с различным типом замещения.

Заключение по главе 3.196

ВЫВОДЫ.199

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ.202

СПИСОК ПУБЛИКАЦИЙ АВТОРА.215

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы. Интерметаллическое соединение Ni3Al (у'-фаза) упорядочено по типу Lb и существует в узком интервале концентраций вблизи 75 ат. %Ni [1].

Особенностью этого соединения являются температурные аномалии его деформационных характеристик и связанный с ними эффект термического упрочнения [1, 2]. Благодаря этому исследуемый сплав имеет важное практическое значение, у'-фаза является основной упрочняющей фазой современных никелевых жаропрочных сплавов [3-7]. В настоящее время продолжаются попытки использования Ni3Al в качестве самостоятельного конструкционного материала [1-2, 8-13]. Трудности технического применения №зА1 связаны с хрупкостью этого материала в поликристаллическом состоянии [1-2, 8], преодолеть которую пытаются, в том числе, с помощью легирования. Поэтому основное направление исследований сплавов на основе №зА1 связано с их механическими свойствами.

Вместе с тем, физические свойства соединения №зА1, особенно в условиях легирования, изучены в меньшей степени. В литературе, например, отсутствуют данные о модулях упругости для тройных сплавов на основе №зА1 или о влиянии легирования на температурную зависимость коэффициента термического расширения. Несомненный научный и практический интерес для таких сплавов представляет изучение влияния легирования на формирование в тройных сплавах однофазного у' состояния в ходе кристаллизации и последующего охлаждения в твердом состоянии. Именно этот аспект проблемы рассматривается в данной работе.

В течение ряда лет шла дискуссия о характере равновесной диаграммы состояния для №зА1 [1, 14-19, А-1]. В настоящее время большинство экспериментальных фактов подтверждает правильность диаграммы Хилперта [16].

Неоднозначность выводов различных исследователей при построении диаграммы состояния двойного сплава возникла из-за того, что кристаллизация соединения Ni3Al происходит в узком интервале температур с участием перитектической и эвтектической реакций [16]. При этом практически при одной температуре возможно образование трех фаз: собственно у'-фазы, у твердого раствора на основе никеля (ГЦК) и р-фазы (фаза на основе интерметаллического соединения NiAl, упорядоченного по типу В2 (CsCl). В такой системе легко образуются метастабильные фазы.

Следует обратить внимание на то, что если фазовый состав и морфология ростовой структуры для двойного сплава №зА1, закристаллизованного в метастабильных условиях, в настоящее время описаны [20-21], то для легированных сплавов этот вопрос остается открытым.

Характерной особенностью соединения Ni3AI является его способность растворять практически все переходные элементы [1, 22-23]. Легирование переходными элементами расширяет область гомогенности у'-фазы [1]. Многочисленные экспериментальные данные, обзор которых приведен в [24], позволяют утверждать, что атомы Nb, Ti, V, W будут преимущественно замещать позиции алюминия, атомы Со входят в подрешетку никеля. Такие элементы, как Fe и Сг, могут в равной мере замещать как позиции никеля, так и позиции алюминия.

В настоящее время диаграммы состояния многих тройных сплавов на основе Ni3Al построены в виде отдельных разрезов, как правило, изотермических [1, 25-29]. Политермические разрезы, включающие область кристаллизации, крайне редки и относятся, в основном, к сплавам системы NijAl-Fe [1, 30]. Такое отсутствие информации о процессах кристаллизации в какой-то мере связано с тем, что после отжига литые поликристаллические образцы тройных сплавов, имеющие состав в пределах области гомогенности у'-фазы, однофазны [1]. Но при этом в структуре сплава могут присутствовать области у'-фазы, формировавшиеся по различным механизмам.

В данной работе для исследования использованы монокристаллические образцы сплавов на основе №зА1, полученные с помощью направленной кристаллизации по методу Бриджмена [31]. Получение таких монокристаллов представляет самостоятельный интерес.

В настоящее время среди всех возможных диаграмм состояния тройных сплавов на основе ЭДзА1 наиболее подробно изучена тройная диаграмма системы Ni3Al-Fe. Интерес к диаграмме состояния системы Ni3Al-Fe [30, 33-37] был вызван тем, что железо рассматривалось в качестве возможного пластификатора, поскольку проблема технологического применения сплавов на основе Ni3Al в поликристаллическом состоянии состоит в их повышенной хрупкости. Устранить интеркристаллитную хрупкость в настоящее время пытаются с помощью легирования. К сожалению, достаточная пластичность достигается при таком содержании железа, которое приводит к существенному снижению температуры плавления тройного сплава [30]. Кроме того, значительный успех в пластификации был достигнут при легировании элементами внедрения (бор) [8], и построение диаграммы состояния системы Ni3Al-Fe не было завершено.

Между тем, сплавы NisAl-Fe представляют интерес для изучения не только с технологической, но прежде всего с физической точки зрения, поскольку железо является переходным элементом, который при легировании может занимать в кристаллической решетке №зА1 позиции как атомов никеля, так и атомов алюминия [1]. Это определило выбор системы NiaAl-Fe в качестве модельной для исследования структуры легированных сплавов на основе №зА1.

Интерметаллическое соединение №зА1 упорядочено по типу LU, т.е. имеет ГЦК решетку, в узлах которой находятся атомы алюминия, а атомы никеля центрируют грани. В настоящее время электронная структура соединения №зА1 подробно исследована экспериментальными методами [32]. При описании сил связи в двойном соединении №зА1 выделяют не только металлическую и ковалентную составляющие, но и ионный вклад [38]. Сложилось представление, согласно которому обмен местами для атомов алюминия и никеля энергетически чрезвычайно невыгоден и при отклонении от стехиометрии в позициях недостающих атомов образуются вакансии. Именно с этим обстоятельством связывают узкую область гомогенности соединения N13AI [39].

Известно, что каждый легирующий элемент имеет выраженную тенденцию к замещению позиций в определенной подрешетке двойного сплава N13AI [1, 24]. В тесной связи обсуждением влияния типа замещения на характер формирования однофазного у' состояния в тройных сплавах на основе Ni3Al, находится вопрос о стабильности упорядоченного состояния в условиях легирования.

Известно, что стабильность металлических фаз определяется типом образующих их элементов, электронной концентрацией, электроотрицательностью и размерным фактором [39]. В упорядоченных фазах из-за свойственной им высокой симметрии появляются дополнительные факторы стабильности, связанные с перестройкой электронной структуры [40,41].

Важнейшим параметром, характеризующим упорядоченное состояние является степень дальнего порядка S. В классической теории Брэгга-Уильямса этот параметр вводился для двойных сплавов [42]. Для тройных интерметаллических соединений, по характеру межатомного взаимодействия находящихся ближе к химическим соединениям, введение понятия «степень дальнего порядка» не имеет смысла, хотя ее конечно же, можно формально определить по рентгеновским данным. Она всегда будет равна единице.

Действительно, при легировании №зА1 многими элементами степень дальнего порядка в тройном сплаве 1 [45-47], также как и для двойного сплава [48-50]).

Таким образом, значение степени дальнего порядка не может характеризовать стабильность упорядоченного состояния. В качестве такого параметра на может выступать и температура полного * разупорядочения сплава, поскольку в данном случае она находится выше температуры плавления. Тем самым возрастает интерес к энергетическим параметрам стабильности упорядоченного состояния. В данной работе ставилась задача экспериментального определения энергии упорядочения для серии тройных сплавов на основе №зА1 с различным типом замещения.

Интерметаллическое соединение №зА1, в том числе в условиях легирования третьим элементом, часто используется в качестве теоретической модели для изучения процессов упорядочения [38, 43, 5156]. Влияние легирования в таких работах рассматривается, как правило, с точки зрения устранения интеркристаллитной хрупкости сплава N13AI. ^ Энергия упорядочения АЕ в этом случае выступает в качестве параметра, уменьшение которого при легировании будет иметь следствием повышение пластичности сплава в поликристаллическом состоянии. Существует точка зрения [39, 51-52], что при образовании тройного сплава некоторые легирующие элементы (Ti, Nb, W) приводят к повышению энергии упорядочения, в то время как другие элементы (Cr, Fe) будут ее понижать.

Экспериментальные работы, посвященные межатомному взаимодействию в тройных сплавах на основе №зА1, единичны [58-59] и не позволяют сформировать систематическое представление об изменениях энергетических параметров межатомного взаимодействия, происходящих в сплаве №зА1 при легировании.

Особый интерес приобретают результаты экспериментального % исследования явлений релаксации, которые позволяют непосредственно определить энергию упорядочения АЕ интерметаллического соединения как разность между двумя кинетическими величинами: энергиями активации разупорядочения и упорядочения, ДЕ= QaP - QaV [60]. Проведение экспериментов по исследованию процессов релаксации требует точной постановки задачи. Так, исследование явлений релаксации было использовано в серии работ [61-63] для изучения кинетики упорядочения №зА1 стехиометрического состава и сплавов на его основе, легированных Fe и В. Возможности исследования были ограничены выбором экспериментального метода - использован четырехточечный метод измерения электросопротивления при нагреве образца не выше * 700°С, т.е. в температурном интервале, далеко отстоящем от точки начала разупорядочения (1330°С для N13AI стехиометрического состава).

Утверждения авторов [61-63] о том, что ими экспериментально определены энергии активации упорядочения и разупорядочения оказываются необоснованными, поскольку полученные значения QaP и QaV совпадают с точностью до ошибки измерения (± 0,2 eV). Например, для сплава Ni3Al стехиометрического состава: Qav = 3 eV (289 кДж/моль) и Qap = 2,87 eV (277 кДж/моль), соответственно. Чтобы обойти возникшую трудность, в [61-63] обсуждение полученных результатов проводится чисто через кинетическое описание (энергия образования вакансии) и сравнение значений энергии активации Qa с энергией активации диффузии в N13AI и тройных сплавах на его основе.

Какие-либо другие данные об измерении энергии упорядочения АЕ в №зА1 в литературе отсутствуют.

Таким образом, в настоящее время в литературе нет систематических данных о влиянии легирования на энергетические параметры межатомного взаимодействия в тройных сплавах на основе №зА1 и результаты как теоретических, так и экспериментальных исследований такого рода представляют интерес.

В настоящее время в литературе широко обсуждается вопрос о факторах, влиянием которых для какого-либо определенного легирующего элемента обусловлен выбор типа замещения при введении его в кристаллическую решетку сплава №зА1 [24, 43, 57, 59, 65-67]. Обзор экспериментальных работ, привлекающих различные структурные методы для определения положения атома легирующего элемента в какой-либо подрешетке для целого ряда сплавов, приведен в [24]. К сожалению, не для всех легирующих элементов в настоящее время имеются достаточно полные экспериментальные данные.

Для решения вопроса о предпочтительном типе замещения используются также методы компьютерного моделирования. Результат таких исследований в значительной степени зависит от выбранного метода расчета и не всегда совпадает с данными эксперимента, например, в [68] такие элементы как Nb и W отнесены к элементам подрешетки никеля, что противоречит экспериментальным данным [1, 24]. В любом случае, для того, чтобы предсказать возможный тип замещения для каждого легирующего элемента необходимо проводить достаточно сложные расчеты. Поэтому в настоящее время для тройных сплавов на основе Ni3Al так распространены различные корреляции между типом замещения и, например, размерным фактором или такими величинами, как различие валентностей или электроотрицательностей по Полингу для атома никеля и атома X; одновременно продолжаются попытки систематизации легирующих элементов по преимущественному типу замещения [46,59, 64-67].

Таким образом, строгой теории, определяющей выбор типа замещения для произвольного легирующего элемента, в настоящее время не существует и вопрос требует дополнительного изучения.

Наряду с проблемой формирования однофазного у' состояния в тройных сплавах, существует обратная проблема - повышения стабильности к растворению интерметалл и дно й у'-фазы в сплавах, имеющих фазовый состав у+у'. К такому типу сплавов относятся никелевые жаропрочные сплавы.

Интерметаллическая фаза на основе N13AI (у'-фаза) является основной упрочняющей фазой никелевых жаропрочных сплавов, представляющих важную группу высокопрочных материалов, используемых в авиационной технике [3-7]. Изделия из этих сплавов получают в монокристальном состоянии для использования в условиях высокотемпературного нагружения.

Сплавы эти сложнолегированы и являются гетерофазными. Строго говоря, кристалл из такого сплава, полученный методом направленной кристаллизации, не является монокристаллом, даже если принять во внимание отсутствие в таком кристалле болыпеугловых границ [31]. Однако в отношении целого ряда физических свойств, прежде всего -механических (в определенных условиях нагружения), кристаллы никелевых жаропрочных сплавов ведут себя как монокристаллы в точном смысле этого слова. Поэтому понятие «монокристалл» в настоящее время широко используется в литературе для описания кристаллов никелевых жаропрочных сплавов [1,31].

Условия эксплуатации монокристальных изделий из таких сплавов предъявляет высокие требования к термической стабильности структуры. Под стабильностью в данной работе имеется в виду устойчивость у'-фазы к растворению в условиях высокотемпературного нагрева. Это уточнение необходимо в силу того, что проблему обеспечения фазовой стабильности часто связывают со склонностью сплава к образованию избыточных интерметаллических фаз, имеющих неблагоприятную морфологию (ТТТУ-фазы) [4,69].

В настоящее время все активнее предпринимаются попытки изменения физических и технологических свойств жаропрочных никелевых сплавов в твердом состоянии с помощью какого-либо воздействия на расплав перед кристаллизацией. В данной работе рассмотрены два вида воздействия на расплав с последующим получением монокристального слитка.

Первый из них, высокотемпературная обработка расплава (ВТОР) перед кристаллизацией, нашел широкое применение в промышленности [70-75]. ВТОР существенно влияет на свойства сплава в твердом состоянии: увеличивается количество упрочняющей у'-фазы, повышается равномерность ее распределения; улучшается морфология у'-фазы и карбидной фазы; достигается более равномерное распределение легирующих элементов по микрообъемам сплава [71]. Применение такого типа воздействий на расплав приводит к существенному росту длительной прочности монокристальных образцов. Среди факторов, определяющих уровень длительной прочности таких монокристаллов, важное значение придается также стабильности упрочняющей интерметаллидной фазы. Трудность проведения таких исследований состоит в том, что обработка ВТОР практически не влияет на температуру полного растворения у'-фазы [73], а именно этот параметр, как правило, используется для количественной оценки стабильности у'-фазы по отношению к растворению. Данные исследований in situ процесса растворения у'-фазы в связи с ВТОР в литературе практически отсутствуют.

В настоящей работе для изучения стабильности у'-фазы на монокристальных образцах современных промышленных сплавов ЖС-32, ЖС-36, ЖС-26, ВКНА-4У, ЦНК-8МП* непосредственно в условиях нагрева использован метод высокотемпературной рентгенографии [А-2, А-3]. Применение этого метода к данному кругу образцов до последнего времени было крайне ограничено из-за трудностей, возникающих при интерпретации полученных результатов [76-79]. Экстраполяция данных, полученных на такого типа объектах рентгеновскими методами при комнатной температуре, на высокотемпературное состояние не в полной мере выявляет специфику процесса растворения [80].

Использованный автором данной работы оригинальный подход к обработке данных высокотемпературной рентгенографии применительно к жаропрочным никелевым сплавам (1995 г.) позволяет определить объемную долю упрочняющей интерметаллидной у'-фазы в сплаве при заданной температуре [А-2, А-4]. Аналогичный подход развивается сейчас во Франции - Bellet D., Bastie Р., начиная с 1996 г. [81-82].

Другим видом воздействия на расплав жаропрочных никелевых сплавов, приводящим к росту длительной прочности в твердом состоянии, является кристаллизация с предварительным введением в расплав ультра дисперсного порошка (УДП) карбонитрида титана. Такой способ кристаллизации, как правило, используется для измельчения зерна в отливке [83] и не является типичным в практике получения монокристаллов. Этот метод для монокристальных отливок был предложен В.П. Сабуровым с целью повышения длительной прочности изделий из углеродсодержащих никелевых сплавов как способ воздействия на карбидную подсистему сплава [84-85]. Однако увеличение длительной прочности монокристаллических образцов при введении УДП в расплав, полученное на жаропрочных никелевых сплавах, с низким содержанием углерода, оказалось даже выше, чем на углеродистых [А-5]. состав исследованных сплавов приведен в табл. 3.1, стр. 125.

Кристаллизация жаропрочных никелевых сплавов при введении УДП в расплав жаропрочных никелевых сплавов ранее не применялась. Отсутствие ясного представления о причинах увеличения длительной прочности монокристальных образцов, закристаллизованных после введения УДП в расплав, затрудняло применение этого перспективного метода в промышленных условиях. Этот этап исследований в данной работе выполнен на монокристальных образцах сплава ЖС-32 с различным содержанием углерода.

Промышленное применение обработки ВТОР или введения УДП при плавке жаропрочных никелевых сплавов требовало также определения целого ряда технологических параметров выращивания монокристалла, например, сочетания скорости кристаллизации с градиентом температуры при заданной кристаллографической ориентации оси роста.

В задачу данного исследования входило:

- изучение закономерностей формирования однофазного у' состояния в ходе кристаллизации и последующего охлаждения тройных сплавов на основе интерметаллического соединения №зА1-Х (X=Nb, Ti, W, V, Со, Cr, Fe);

- изучение влияния легирования на стабильность упорядоченного состояния в тройных сплавах на основе интерметаллического соединения Ni3Al с различным типом замещения; исследование термической стабильности структуры промышленных жаропрочных сплавов непосредственна в области рабочих температур на монокристальных образцах, полученных при различных условиях высокотемпературной обработки расплава (ВТОР) и выбор оптимального режима ВТОР с целью повышения их длительной прочности;

- изучение влияния условий кристаллизации промышленных жаропрочных сплавов на структуру монокристаллических отливок сложной формы, в том числе - турбинных лопаток, с целью обеспечения однородности ростовой структуры, высокого совершенства кристаллического строения и повышения термической стабильности структуры в области рабочих температур.

В диссертации приведены результаты экспериментальных исследований, выполненных в Отделе прецизионной металлургии ИФМ УрО РАН.

Для достижения поставленной задачи:

Рассмотрены условия формирования стабильного фазового состава и образования метастабильных фаз при выращивании монокристаллов сплавов №зА1-Х методом направленной кристаллизации.

Изучены ростовая структура и фазовый состав кристаллов модельной системы NisAI-Fe, в которой при легировании возможно реализовать все возможные типы замещения.

Проведено обобщение результатов структурных исследований и данных дифференциально-термического анализа и представлена общая схема формирования фазового состава при температуре солидуса для монокристаллов тройных сплавов на основе №зА1.

Для серии тройных сплавов на основе №зА1-Х, где Х= Nb, Ti, V, W, Сг, Fe, Со, экспериментально изучено влияние легирования на ряд физических свойств, включая величину энергии упорядочения, которая использована в дальнейшем для оценки стабильности упорядоченного состояния.

Данные эксперимента обсуждаются с привлечением результатов компьютерного моделирования (методом первопринципной молекулярной динамики в сочетании с анализом электронной структуры зонными и кластерными методами), использованного для расчета энергетических параметров межатомного взаимодействия сплавов на основе №зА1, легированных Nb, Fe, Со. Расчеты выполнены Ю.С. Митрохиным в Вычислительном центре Удмуртского государственного университета, г. Ижевск.

Изучено влияния условий кристаллизации на совершенство кристаллического строения и термическую стабильность структуры монокристаллов никелевых жаропрочных сплавов. Рассмотрены два способа воздействия на расплав перед получением монокристального слитка: высокотемпературная обработка расплава (ВТОР) и введение в расплав ультрадисперсного порошка карбонитрида титана; для каждого из них определены оптимальные условия кристаллизации.

Основные результаты работы, определяющие ее научную новизну:

1. Предложена схема формирования однофазного у' состояния в ходе кристаллизации и последующего охлаждения в твердом состоянии для тройных сплавов на основе интерметаллического соединения Ni3Al-X, где Х= Nb, Ti, V, W, Cr, Fe, Co. Проведена корреляция между характером ростовой структуры и фазовым составом сплава, сформированными в результате кристаллизации, и типом замещения для данного легирующего элемента.

Для тройных сплавов на основе Ni3Al-X проведена корреляция между предпочтительным для данного легирующего элемента X типом замещения и степенью локализации его валентных ^/-электронов.

2. На основе экспериментальных данных уточнен фрагмент тройной диаграммы состояний системы Ni3Al-Fe в области составов, соответствующих у'-фазе: построен политермический разрез по линии №зА1 - Ni3Fe до состава NivsAligFe?; уточнено положение тройной области р+у+у' на изотермическом разрезе 1290°С.

3. Экспериментально для серии легированных сплавов на основе Ni3Al-X, где Х= Nb, Ti, V, W, Сг, Fe, Со, определен ряд физических величин: а) степень дальнего порядка при комнатной температуре, б) параметр кристаллической решетки, в) температурная зависимость удельного электросопротивления, г) температура начала разупорядочения.

Впервые для широкого круга легирующих элементов определена температурная зависимость коэффициента термического расширения.

Впервые для легированного сплава (NivsAligNbe) определены модули упругости, температура Дебая, фактор анизотропии.

4. Методом высокотемпературной рентгенографии при исследовании явлений релаксации наблюдалось явление сверхструктурного сжатия кристаллической решетки в упорядоченной у'-фазе как на однофазных образцах тройных сплавов №зА1-Х (Х= Nb, Ti, W, Со, Fe), так и для у'-фазы в составе жаропрочного никелевого сплава.

5. Впервые с помощью исследования явлений релаксации при измерениях удельного электросопротивления определены значения энергии упорядочения АЕ для сплавов на основе Ni3Al-X (Х= Nb, Ti, W, V, Со). Для всех исследованных тройных сплавов полученные значения АЕ выше, чем в двойном сплаве №зА1, что коррелирует с увеличением области гомогенности у'-фазы при легировании.

6. Методы первопринципной молекулярной динамики (пакет VASP) в сочетании с расчетами электронной структуры зонными и кластерными методами (TB-LMTO-ASA) использованы для изучения причин, определяющих тип замещения при введении третьего элемента (на примере Nb и Со) в соединение №зА1. Показано, что для атома легирующего элемента, находящегося в оптимальной для него позиции замещения локальная плотность состояний на уровне Ферми близка к нулю. В неоптимальной позиции уровень Ферми совпадает с пиком локальной плотности состояний. В качестве критерия оптимальной позиции замещения выбран минимум полной энергии системы.

7. На основе результатов экспериментального исследования в сочетании с компьютерным моделированием электронной структуры тройного сплава J^Al^Nbe показано, что легирование ниобием приводит к увеличению сил связи в тройном сплаве по сравнению с двойным N13AI.

8. На температурной зависимости удельного электросопротивления при приближении к температуре плавления фиксируется критическая точка ta. Компьютерное моделирование изменений в электронном спектре для сплавов №зА1-Х, (Х= Nb, Со) при температуре ta позволяет связать ее с началом разупорядочения.

9. Применительно к жаропрочным никелевым сплавам разработана методика определения объемной доли упрочняющей интерметаллидной у'-фазы при заданной температуре на основе данных высокотемпературных рентгеновский исследований.

10. Развито представление о расслоении твердого раствора, вызванном растворением у'-фазы при нагреве никелевых жаропрочных сплавов и имеющем место в широком интервале температур (от температуры начала растворения у'-фазы tH.p. до 1100°С). Расслоение сохраняется при длительных изотермических выдержках образцов (до 10 ч) и должно учитываться при описании эволюции структуры сплава в данной температурной области.

11. При получении монокристаллов из промышленных жаропрочных никелевых сплавов рассмотрены два способа воздействия на расплав перед кристаллизацией: высокотемпературная обработка расплава (ВТОР) и введение в расплав ультрадисперсного порошка карбонитрида титана. Показано, что для каждого из них существует оптимальный режим, который повышает устойчивость упрочняющей интерметаллидной у'-фазы к растворению при нагреве в твердом состоянии.

12. Определен комплекс технологических параметров кристаллизации монокристальных изделий сложной формы из сплава ЖС-32, выращенных при введении в расплав ультрадисперсного порошка карбонитрида титана (Ni-TiCN). Повышение совершенства кристаллической структуры и фазовой стабильности улучшило эксплуатационные свойства изделий при 1000°С.

Научная и практическая значимость работы.

Закономерности, полученные при обобщении новых данных о формировании однофазного состояния для ряда сплавов на основе Ni3Al, позволяют прогнозировать фазовый состав при температуре солидуса и последовательность фазовых превращений по мере охлаждения в твердом состоянии для тройных сплавов на основе Ni3Al с различным типом замещения.

Полученные данные о температурах фазовых равновесий в тройных сплавах на основе Ni3Al представляют интерес как для корректного выбора температурного интервала исследований при изучении физических свойств таких сплавов, так и для повышения фазовой стабильности многокомпонентных никелевых жаропрочных сплавов в высокотемпературной области.

Полученные в диссертационной работе экспериментальные значения ряда физических свойств тройных сплавов на основе Ni3Al представляют справочные данные. Совокупность таких данных может быть использована для анализа влияния легирования на характер межатомных взаимодействий в интерметаллическом соединении Ni3Al.

Новый методический подход к обработке результатов высокотемпературных рентгеновских исследований позволяет использовать этот метод для оценки стабильности структуры монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов в интервале рабочих температур. Углубление представлений о процессах, происходящих в условиях нагрева непосредственно в области рабочих температур открывает возможности повышения эксплуатационных свойств изделий из никелевых жаропрочных сплавов в условиях высокотемпературного нагружения.

Определение совокупности технологических параметров позволяет применить кристаллизацию с введением ультрадисперсных порошков карбонитрида титана в расплав никелевых жаропрочных сплавов при получении монокристальных изделий в промышленных условиях. Исследования выполнены по заказу ОАО «А. Люлька - Сатурн», г. Москва.

Научные результаты работы могут быть использованы для развития современной теории фазовых превращений, в частности для анализа влияния легирования на фазовый состав и физические свойства интерметаллических соединений.

Результаты работы были представлены в виде основного достижения на Научной сессии ИФМ УрО РАН по итогам 1996, 2000 и 2003 года.

Работа выполнена при частичной поддержке программы фундаментальных исследований Президиума РАН «Направленный синтез веществ с заданными свойствами и создание функциональных материалов на их основе».

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, трех глав, заключения и списка литературы. Объем работы 218 страниц, она включает в себя 90 рисунков, 32 таблицы. Список цитированной литературы включает 190 наименований.

выводы

Исследованы различные аспекты стабильности тройных сплавов на основе интерметаллического соединения №зА1 и жаропрочных никелевых сплавов. Прежде всего, рассмотрено влияние легирования на фазовые превращения, происходящие по мере охлаждения тройных сплавов на основе №зА1, при комнатной температуре имеющих состав в пределах области гомогенности у'-фазы. Далее обсуждается стабильность самой у'-фазы. Выраженное влияние типа замещения как на формирование однофазного у' состояния, так и на физические свойства и стабильность упорядоченного состояния в тройных сплавах вызвало необходимость обсуждения факторов, которыми для данного легирующего элемента обусловлен тип замещения в кристаллической решетке соединения Ni3AI.

Кроме задачи формирования однофазного у' состояния при охлаждении, представляет интерес обратная задача: стабильность у'-фазы по отношению к растворению в условиях высокотемпературного нагрева, в частности, в зависимости от условий кристаллизации монокристаллического слитка. Особую актуальность она приобретает для жаропрочных никелевых сплавов.

В данной работе получены следующие основные результаты:

1. Показано, что для тройных сплавов на основе интерметаллического соединения Ni3Al, легированных Nb, Ti, V, W, Сг, Fe, Со, существует взаимосвязь между типом замещения для данного легирующего элемента и фазовым составом тройного сплава при температуре солидуса, определяющим последовательность фазовых превращений при формировании однофазного у' состояния по мере охлаждения сплава.

В пределах 1-2 ат. % легирующего элемента тройные сплавы, независимо от типа замещения, после кристаллизации однофазны (у'-состояние). По мере роста концентрации легирующего элемента фазовый состав тройных сплавов на основе №зА1 при температуре солидуса зависит от типа замещения. В том случае, когда легирующий элемент замещает атомы никеля, кристаллизация идет с участием р-фазы (NiAl). Если легирующий элемент замещает позиции алюминия или может входить в обе подрешетки соединения одновременно, то кристаллизация завершается формированием двухфазного состояния у+у'.

Для тройных сплавов на основе Ni3Al-X проведена корреляция между предпочтительным для данного легирующего элемента X типом замещения и степенью локализации его ^-электронов. Чем более делокализованы {/-состояния в атоме легирующего элемента, тем сильнее выражена для него тенденция к замещению позиций алюминия.

2. На основании расчета, выполненного для модельного кристалла №зА1, показано, что для атома легирующего элемента, находящегося в оптимальной для него позиции замещения локальная плотность состояний на уровне Ферми близка к нулю. В неоптимальной позиции уровень Ферми совпадает с пиком локальной плотности состояний. В качестве критерия оптимальной позиции замещения выбран минимум полной энергии системы.

3. Экспериментально определены значения энергии упорядочения АЕ для сплавов на основе Ni3Al-X (Х= Nb, Ti, W, V, Со). Для тройных сплавов Ni3Al-X значения АЕ выше, чем в двойном сплаве N13AI, что указывает на повышение стабильности интерметаллического соединения при легировании. Самые большие значения энергии упорядочения АЕ получены для сплавов, легированных элементами, замещающими позиции алюминия.

В результате комплексного экспериментального и теоретического исследования показано, что легирование приводит к увеличению энергии связи в соединении N13AI.

4. Установлено, что при нагреве никелевых жаропрочных сплавов в широком интервале температур (от температуры начала растворения у'-фазы tH.p. до 1100°С) имеет место расслоение твердого раствора, связанное с растворением у'-фазы. Расслоение сохраняется при длительных изотермических выдержках образцов (до 10 ч) и должно учитываться при описании эволюции структуры сплава в данной температурной области.

Применительно к жаропрочным никелевым сплавам разработана методика определения объемной доли упрочняющей интерметаллидной у'-фазы при заданной температуре на основе данных высокотемпературных рентгеновских исследований.

5. Установлено, что для каждого из двух видов воздействия на расплав никелевого жаропрочного сплава (высокотемпературной обработки расплава (ВТОР) и введения в расплав ультрадисперсного порошка (УДП) карбонитрида титана), существует оптимальный режим, приводящий к повышению устойчивости интерметаллидной у'-фазы к растворению при высокотемпературном нагреве.

Наибольшей устойчивостью к растворению обладает у'-фаза в монокристаллических образцах, температура ВТОР которых совпадает с критической точкой, при которой в расплаве заканчивается разрушение ближнего порядка со структурой типа N13AI.

6. Определены технологические параметры кристаллизации с введением в расплав ультрадисперсного порошка карбонитрида (УДП) титана при получении монокристаллических отливок сложной формы из жаропрочных никелевых сплавов. Повышение совершенства кристаллической структуры и фазовой стабильности привело к увеличению длительной прочности монокристаллических образцов из сплава ЖС-32 при температуре испытаний 1000°С в 1,7 раза.

В заключение автор выражает свою благодарность постоянным соавторам Д.П. Родионову, Ю.Н. Акшенцеву, В.А. Сазоновой, Ю.Э. Турхану, В.П. Белаш, а также О.В. Савину и С.В. Лепихину за сотрудничество при проведении эксперимента; а также Ю.С. Митрохину, выполнившему компьютерное моделирование, результаты которого привлекаются в данной работе для обсуждения экспериментальных результатов.

Автор также благодарит зам. главного металлурга ОАО «А. Люлька-Сатурн» Е.Н. Хлыстова за предоставленные монокристальные образцы; В.В. Попова, В.В. Кондратьева, IQ.H. Коурова, О.Д. Шашкова, В.В. Николаева, И.Г. Бродову за полезное обсуждение результатов на различных этапах выполнения работы.

1. Stoloff N.S. Physical and mechanical metallurgy of №зА1 and its alloys / Internation. Mater. Rev.- 1989.- V. 34.- N 4.- P. 153-184.

2. Гринберг Б.А., Иванов M.A. Интерметаллиды N13AI и TiAl: микроструктура, деформационное поведение / Екатеринбург: УрО РАН, 2002. -360 с.

3. Суперсплавы. II/Под ред. Симса Ч., Столоффа Н., Хагеля В. М.: Металлургия, 1995. - Кн. 1.- 384 с.

4. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов /Шалин Р.Е., Светлов И.Л., Качанов Е.Б. и др. М.: Машиностроение, 1997.- 336 с.

5. Каблов Е.Н., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов / М.: Машиностроение, 1998.- 463 с.

6. Жаропрочность литейных никелевых сплавов и их защита от окисления/Под ред. Б.Е. Патона.- Киев: Наукова думка, 1987. 256 с.

7. Строганов Г.Б., Чепкин В.М. Литейные жаропрочные сплавы для газовых турбин/М.: ОНТИ, МАТИ., 2000. 128 с.

8. Masahashi N. Physical and mechanical properties in Ni3Al with and without boron/ Mater. Sci. Eng.- 1997.- V. 223A.- P. 42-53.

9. Поварова К.Б., Банных O.A. Принципы создания конструкционных сплавов на основе интерметаллидов. Ч. 1/Материаловедение. 1999.-№2.-С. 27-33.

10. Поварова К.Б., Банных О.А. Принципы создания конструкционных сплавов на основе интерметаллидов. Ч. 2/Материаловедение. 1999.-№3.-С. 29-37.

11. Бунтушкин В.П., Каблов Е.Н., Базылева О.А., Морозова Г.И. Сплавы на основе алюминида никеля/ МиТОМ- 1999.- № 1.- С. 32-34.

12. Верин А.С. Интерметаллид №зА1 как основа жаропрочного сплава/ МиТОМ. 1997.- № 5.- С.26-28.

13. Бунтушкин В.П., Каблов Е.Н., Базылева О.А. Механические и эксплуатационные свойства литейного жаропрочного сплава на основе интерм еталл и да №зА1/Металлы. 1995.- № 3.- С. 70-73.

14. Alexander W., Vanghan N., Investigation of phase equilibria in Al-Ni system/ J. Inst. Metals.- 1937.- V. 1.- P. 247-254.

15. Хансен M., Андерко К. Структура двойных сплавов / М.: Металлургиздат, 1962. 1488 с.

16. Hilpert К. et al. Phase diagram studies on Ni-Al system/Z. Naturforsch. -1987.- V. 42A.- P. 1327-1392.

17. Battezzatti L., Baricco M., Pascale L. High temperature thermal analysis of Ni-Al alloys around the y' composition / Scripta Mater. 1998. -V. 39.-N1.- P. 87-93.

18. Крымов В.Л., Михайлов А.В., Фукс Д.Л. Влияние легирования сплавов системы Ni-Al на фазовые равновесия в области 50-75 ат. % Ni/ Порошковая металлургия. 1985.- № 10.- С. 79-81.

19. Петрушин Н.В. Бронфин М.Б., Чабина Е.Б., Дьячкова Л.А. Фазовые превращения и структура направленно закристаллизованных интерметаллидных сплавов Ni-Al-Re / Металлы.- 1994,- № 3.- С. 8593.

20. Lee J.H., Verhoeven J.D. Eutectic formation in the Ni-Al system / J. Cryst. Growth.- 1994.- V. 143. N 1-2.- P. 86-102.

21. Hunziker O., Kurz W. Solidification microstructure maps in Ni-Al alloys /Acta Mater.- 1997.- V. 45.- N 12.- P. 4981-4992.

22. Морозова Г.И. Роль электронного и размерного факторов в самоорганизации у'-фазы и ее стабильности / ДАН СССР.- 1986.Т. 288. № 6.- С. 1415-1418.

23. Морозова Г.И. Феномен у'-фазы в жаропрочных никелевых сплавах /ДАНСССР.- 1992.-Т. 325.-№6.-С. 1193-1197.

24. Sluiter M.H.F., Kawazoe Y. Site preference of ternary additions in Ni3Al / Phys. Review B. 1995.- V. 51.- N 7.- P.4062-4073.

25. Поварова К.Б., Ломберг Б.С., Филин C.A., Казанская Н.К., Школьников Д.Ю., Беспалова М.Д. Структура и свойства сплавов (р+у) системы Ni-Al-Co/Металлы.- 1994. -№3. С. 77-84.

26. Поварова К.Б., Филин С.А., Масленков С.Б. Фазовые равновесия с участием Р фазы в системах Ni-Al-Me (Me = Со, Fe, Mn, Сг) при 900 и 1100°С/Металлы. 1993.-№ 1.- С. 191-195.

27. Basuki Е., Crosky A., Greeson В. Interdiflusion behavior in aluminide-based RENE 80H at 1150°C/Mater. Sci. Eng.- 1997.- V. A224.- P. 27-32.

28. Chakravorty S., Sadiq S., West D.R.F. Constitution of the Ni3Cr-Ni3Al-Ni3W system/J. Mater. Sci.- 1989.- V. 24.- P. 577-583.

29. Удовский А.Л., Олдаковский И.В. Молдаковский В.Г. Теоретические и экспериментальные исследования фазовых равновесий системы Ni-Ni3Al-W в интервале 900-1500°С/Металлы.-1991.-№4.-С. 112-122.

30. Cahn R.W., Siemers Р.А., Geiger J.E., Bardhan P. The order-disorder transformation in Ni3Al and Ni3Al-Fe alloys. I. Determination of the transition temperatures and their relation to ductility/Acta Metal.- 1987 -V.35.-N11.- P. 2737-2751.

31. Родионов Д.П., Счастливцев В.М. Стальные монокристаллы / Екатеринбург: УрО РАН, 1996. 274 с.

32. Min B.I., Freeman A.J., Jansen H.J.F. Magnetism, electron structure and Feimi surface of Ni3Al / Phys. Rev. В.- 1988.- V. 37.- N 12.- P. 67576762.

33. Cahn R.W., Siemers P.A., Hall E.L. The order-disorder transformation in №зА1 and Ni3Al-Fe alloys. II. Phase transformations and microstructures /Acta Metall.- 1987.- V. 35.- N 11.- P. 2753-2764.

34. Horton J.A., Santella M.L. Microstructures and mechanical properties of Ni3Al alloyed with iron additions/ Metal. Trans.- 1987.- V. A18.- P.1265-1276.

35. Pascarelli S., Boseherini F., Mobilio S. et al. Local structure of Lb -ordered Ni75(Al1.xFex)25 alloys / Phys. Rev. В.- 1994.- V. 49.- N 21.-P. 14984-14990.

36. Masahashi N., Kawazoe H., Takasugi T. et al. Phase relation in the section Ni3Al Ni3Fe of the Al-Fe-Ni system / Zs. Metallkde.- 1987 -V. 78.-N11.- P. 788-794.

37. Rivlin V.C., Raynor G.V. Critical evaluation of constitution of aluminium-iron-nickel system/ Inst.metall. Rev.- 1980.- V. 25.- P. 79.

38. Ito O., Tamaki H. Molecular orbital approach to the chemical bonding at grain boundary in y' Ni3Al/Acta Mater.- 1995.-V. 43.- N 7.- P. 27312735.

39. Теория фаз в сплавах. /Под ред. Панина В.Е., Хона Ю.А., Наумова И.И. и др. Новосибирск: Наука, 1984. - 223 с.

40. Структуры и стабильность упорядоченных фаз / Козлов Э.В., Дементьев В.Н., Кормин Н.Н., Штерн Д.М. Томск: Изд-во Томского университета, 1994.- 248 с.

41. Стабильность фаз и фазовые равновесия в сплавах переходных металлов / Бонар А.А., Великанова Т.Я., Даниленко В.М., Дементьев

42. B.М., Козлов Э.В., Лукашенко Г.М., Сидорко В.Р., Штерн Д.М. -Киев: Наукова Думка, 1991,- 200 с.

43. Шульце Г. Металлофизика/М.: Мир, 1971.- 503 с.

44. Enomoto М., Harada Н. Analysis of у'/у equilibrium in Ni-Al-X alloys by the cluster variation method with the Lennard-Jones potential/ Metal. Trans.- 1989 V. 20A.-P.649-664.

45. Chakravorty S., Sadiq S., West D.R.F. Constitution of the Ni3Cr- Ni3Al-Ni3W system/ J. Mater. Sci.- 1989.- V. 24.- P. 577-583.

46. Гоманьков В.И., Третьякова C.M., Фыкин Л.Е. Структурные превращения в сплавах квазибинарных систем со сверхструктурой LI2 /ФММ.- 1997.- Т.84.- Вып. 5.- С. 71-77.

47. Гоманьков В.И., Третьякова С.М., Фыкин Л.Е., Чевычелов В.А. Структурные состояния интерметаллида №зА1 и положения атомов легирующих элементов в его решетке/ФММ.- 2000.- Т. 90 Вып. 4.1. C. 91-97.

48. Jena А.К., Chaturvedi М.С. The role of alloying elements in the design of nickel-base superalloys / J. Mater. Sci.- 1984.- V. 19.- N 10,- P. 31213139.

49. Pope D.P., Garin J.L. The temperature dependence of the long-range order parameter of Ni3Al/J. Appl. Cryst.- 1977.- V. 10.- N 1.- P. 14-17.

50. Solly В., Winquist G. A note on the yield stress behaviour of Ni3Al // Scand. J. Metall.- 1973.- V. 2.- N 4.- P. 183-186.

51. Stoeckinger G.R., Neumann J.p. Determination of the order in the intermetallic phase Ni3Al as function of temperature / J. Appl. Cryst.-1970,- V.3.-N1.- P. 32-38.

52. Богданов В.И., Рубан A.B., Фукс Д.Л. Энергия связи и термодинамическая стабильность фазы №3А1//ФММ.- 1982,- Т. 53.-Вып. 3.- С. 521-524.

53. Кишкин С.Т., Логунов А.В., Портной К.И., Богданов В.И., Кулешова Е.А., Фукс Д.Л. Корреляция характеристик межатомной связи и механических свойств в многокомпонентных никелевых сплавах // ДАН СССР.-1981.- Т. 256.- № 4.- С. 900-903.

54. Saito Y. The Monte Carlo simulation of the ordering kinetics of fee to Lb structure in Ni-Al-X ternary alloys // Mater. Sci. Eng. 1997.- V. 223A. -N1-2.-P. 10-16.

55. Pareige C., Soisson F., Martin G., Blavette D. Ordering and phase separation in Ni-Cr-Al Monte Carlo simulations vs three-dimentional atom probe//Acta Mater. 1999.- V. 47.- N 6. - P. 1889-1899.

56. Marty A., Calvayrae Y., Guillet F. et al. Thermodinamics of order in dilute fee ternary alloys/Phys. Rev. B. 1991.- V. 44.- N 21.- P. 1164011648.

57. Старостенков М.Д., Дудник E.A., Плешкова Д.М., Дудник В.Г. Механизмы разупорядочения сверхструктуры LI2 с формированием цепочек из точечных дефектов замещения//Сб. Эволюция дефектных структур в конденсированных средах,- Барнаул, 2003.- С. 57-58.

58. Masahashi N., Takasugi Т., Izumi О., Kawazoe Н. The phase diagram of the pseudobinary Ni3Al-Ni3Mn system/Z. Metallkd. 1986.- V. 77.- N 4 -P. 212-217.

59. Lawniczak-Jablonska K., Wojnecki R., Kachniarz J. The influence of Fe atom location on the electronic structure of Ni3Ali.xFex: LMTO calculation and x-rays spectroscopy / J. Phys.: Condens. Matter.- 2000.- V. 12.-P. 2333-2350.

60. Кривоглаз М.А., Смирнов А.А. Теория упорядочивающихся сплавов /М.: ФМЛ, 1958. 388 с.

61. Kozubski R., Cadeville M.C. In Situ resistometric investigation on ordered kinetics in Ni3Al/ Phys. F.: Met. Phys.- 1988,- V. 23,- P. 45-48.

62. Kozubski R., Soltys J., Cadeville M.C. Long-range order kinetics in Ni3Alo.4Feo.6/J. Phys.: Condens. Matter.- 1990.- V. 2.- N 15,- P. 34513458.

63. Dimitrov C., Zhang X., Dimitrov O. Kinetics of long-range order relaxation in №зА1: The effect of stoichiometry / Acta Mater.- 1996,-V. 44.- N4.- P. 1691-1699.

64. Raju S., Mohandas E., Raghunathan V.S. A study of ternary element site substitution in №зА1 using psevdopotential orbital radii based structure maps,/ ScripraMater.- 1996.- V. 34.-N l.-P. 1785-1790.

65. Iotova D., Kioussis N., Say Peng Lim Electronic structure and elastic properties of the Ni3X (X = Mn, Al, Ga, Si, Ge) intermetallics / Phys. Review В.-1996,- 54-11.- N 20.- P. 14413-14422.

66. Ruban A.V., Skriver H.L. Calculated site substitution in y'- Ni3Al / Solid State Comm.- 1996.- V. 99.-N 11.- P. 813-817.

67. Нечаев И.А., Демиденко B.C. Закономерности в электронном строении сверхструктуры Ь1г сплавов никеля с р-элементами III и IV групп/ФММ,- 2000.- Т. 90.- № 6.- С. 12-17.

68. Mekhrabov А.О., Akdeniz M.V., Arer М.М. Atomic ordering characteristics of N13AI intermetallics with substitutional ternary additions /Acta Mater.- 1997.- V. 45.- N 3.- P. 1077-1083.

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

70. Николаев Б.В., Тягунов Г.В., Баум Б.А. Влияние подготовки расплава на структуру и свойства интерметаллидного сплава на основе Ni3Al/ Изв. АН СССР. Металлы. 1991.- № 1,- С. 104-110.

71. Жидкая сталь / Баум Б.А., Хасин Г.А., Тягунов Г.В. и др. М.: Металлургия, 1984. - 206 с.

72. Петрушин Н.В., Черкасова Е.Р. Зависимость температур фазовых превращений и структуры жаропрочных никелевых сплавов от температуры нагрева расплавов/МиТОМ.- 1993.- № 1.- С.22-25.

73. Тягунов Г.В., Барышев Е.Е., Костина Т.К., Баум Б.А., Лесников В.П., Семенова И.П. Влияние длительных высокотемпературных выдержек на структуру и свойства жаропрочного сплава ЖС6У/ФММ.- 1998.Т. 86.- Вып. 1.- С. 93-99.

74. Родионов П.Д., Кулешова Е.А., Сазонова В.А., Виноградова Н.И., Родионов Д.П., Ларионов В.Н. Влияние высокотемпературной обработки расплава на структуру монокристаллов жаропрочных сплавов/ФММ.-1991.- № 4.- С. 95-102.

75. Nathal M.V., Mackay R.A., Garlic R.G. Temperature dependence of у -у' lattice mismatch in nickel-base superalloys / Mater. Sci. Engin.- 1985.-N75.-P. 195-205.

76. Lahrman D.F., Field R.D., Darolia R., Fraser H.l. Investigation of techniques for measuring lattice mismatch in a rhenium containing nickel base superalloy/Acta Met.- 1988.- V. 36.- N 5 P. 1309-1320.

77. Никулина H.B., Усиков М.П., Сорокина Л.П., Бронфин М.Б., Игнатова И. А. Анализ изменения тонкой структуры литых монокристаллов двухфазного жаропрочного сплава с изоморфными когерентными частицами при отжиге/ФММ,- 1992.- № 2.- С. 90-95.

78. Royer A., Bastie P., Bellet D., Hennion В. Mesure par diffraction neutronique de la fraction de phase y' dans le superalliage monocristallin AMI entre 20 et 1300°C/ Rev. Met. (Fr.).- 1996.- V. 93.- N 2.- P. 207213.

79. Royer A., Bastie P., Veron M. Temperature dependence of superstructure and fundamental reflections: study of a creep deformed single crystal nickel base superalloy AMI/Mater. Sci. Engin. A.- 1997.- V. 234-236.-P. 1110-1113.

80. Штремель M.A. Прочность сплавов. 4.2. Деформация/М.: МИСиС, 1997.-527 с.

81. Сабуров В.П. Суспензионное модифицирование сталей и сплавов ультрадисперсными порошками / Литейное производство. 1991.-№4.- С. 14-16.

82. Сабуров В.П., Стасюк Г.Ф., Микитась А.М. Влияние комплексного легирования на кинетику кристаллизационных процессов жаропрочных сплавов / Известия вузов. Черная металлургия. 1989.-№ 8.- С. 92-95.

83. Теплоухов С.Г., Чернобровкин В.В., Высоцкая Л.А. и др. Применение метода параллельной регистрации нейтронов внейтронографических исследованиях монокристаллов / ПТЭ.- 1983.Т. 3. С. 37-39.

84. Косицын С.В., Литвинов B.C., Катаева Н.В. , Архангельская А.А. Структурная и фазовая стабильность жаростойких (Р+у) сплавов системы Ni-Co-Cr-А1 /МиТОМ.- 2000,- №11.- С. 21-28.

85. Лесникова Е.Г., Литвинов B.C. Влияние хрома. на стабильность никельалюминиевых Р-твердых растворов/Терм, обработка и физика металлов. Свердловск: изд. УПИ.- 1978.- Вып. 4.- С. 76-80.

86. Башев В.Ф., Мирошниченко И.С„ Доценко Ф.Ф. Особенности кристаллизации сплавов Al-Ni при сверхбыстром охлаждении / Металлы. 1989.- № 6.- С. 55-58.

87. Литвинов B.C., Зеленин Л.П., Шкляр Р.Ш. Бездиффузионное превращение в Ni-Al сплавах с решеткой хлористого цезия / ФММ,-1971.- Т. 31.- Вып. 1.- С. 138-142.

88. Лесникова Е.Г., Литвинов B.C., Архангельская А.А. Стабильность р-фазы в никель-алюминиевых сплавах и влияние на нее железа и кобальта/ФММ. 1974.- Т. 38.- Вып. 3.- С. 580-585.

89. Rosen S., Goebel J.A. The crystal structure of nickel-rich NiAl and martensitic NiAl/Trans. Metallurg. Soc. AIME.- 1968.- V. 242.- N 4,-P. 722-724.

90. Гусева Л.Н., Макаров E.C. О структуре сплавов никеля с алюминием в области р-фазы при высоких температурах / ДАН СССР.- 1951.Т. 77. -№ 4.- С. 615-616

91. Bradley A.J. Microscopical studies on the iron-nickel-aluminium system. Part II. The braekdown of the body-centered cubic lattice / J. Iron steel Inst. 1951.- V. 168. - P. 233-242.

92. David S.A., Jemian W.A., Lui C.T., Horton J.A. / Welding.- 1985.- V. 64.- P. 22-35.

93. Rawlings R.D., Slaton-Bevan A.E. The alloying behavior and mechanical properties of №зА1 (y'-phase) with ternary additions / J. Mater. Sci. -1975.- V. 10. -N3. P. 505-514.

94. Corey C.L., Lisowsky B. Phase decomposition in near Ni3Al alloys/ Trans. Met. Soc. AIME. 1967.- V. 239. - N 2. - P. 239-243.

95. Inoue A., Tomioka H., Masumoto T. Microstructure and mechanical properties of rapidly quenched LI2 alloys in Ni -A1 -X systems / Metal. Trans. 1983. - V. A14. - N 7. - P. 1367-1377.

96. Feder R., Mooney M., Nowick A.S./Acta Metall.-1958. V. 6,- P. 266263.

97. Гинье А. Рентгенография кристаллов/М.: ФМЛ, 1961. 604 с.

98. Старенченко С.В., Старенченко В.А., Колупаева С.Н., Пантюхова О.Д. Генерация точечных дефектов в сплавах со сверхструктурой Lb /Известия вузов. Физика. 2000. - № 1. - С. 66-70.

99. Николаев Б.В., Тягунов Г.В. Исследование удельного электросопротивления сплавов системы Ni-Al/Расплавы. 1995. - № 4.- С. 22-30.

100. Wu Y.P., Tso N.C., Sanchez J.M., Tien J.K. Ternary site occupation in Ll2 intermetallics/Acta Metall. 1989. - v. 37. - № 10. - P. 2835-2840.

101. Corey C.L., Lisowsky B. Electrical resistivity study of N13AI alloys / Trans. Metal. Soc. AIME.- 1967. V. A239. - P. 239-245.

102. Сюткина В.И., Кислицина И.Е., Абдулов P.3., Руденко В.К. Электросопротивление сплава СизАи с добавкой третьего элемента/ ФММ. 1986. - Т. 61. - Вып. 3. - С. 504-509.

103. Удовский А.А., Олдаковский И.В., Молдавский В.Г. О ревизии диаграммы состояния системы никель-алюминий / ДАН СССР. -1991.- т. 317. № 1. - С. 123-127.

104. Попов JI.E., Козлов Э.В., Голосов Н.С. Теория равновесных антифазных границ в упорядоченных твердых растворах типа СизАи/ Изв. Вузов. Физика. 1966. - №2. - С. 55-63.

105. Конева Н.А., Козлов Э.В., Попов JI.E. Антифазные границы скольжения и конфигурация дислокаций в упорядоченном сплаве / Изв. Вузов. Физика. 1973. - № 2. - С. 136-138.

106. Kozubski R., Soltys J., Cadeville M.C., Pierron-Bohnes V., Kim Т.Н., Schwander P., Hahn J.P., Kostorz G., Morgiel J. Long-range ordering kinetics and ordering energy in Ni3Al-based y' alloys / Intermetallics.-1993.- V.I.- P. 139-150.

107. Kozubski R. Long-range ordering kinetics in Ni3Al-based intremetallic compounds with Ll2-type superstructure/Progress in Mater. Sci. 1997. -V. 41. - P.l-59.

108. ПЗ.Барышев E.E., Савина Л.Г., Баум Б.А., Тягунов Г.В. О роли кластеров при кристаллизации металлов / Сб. Физические свойства металлов и сплавов. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2002. - С. 172-177.

109. Анисимов В.И., Ганин Г.В. Ковалентная связь в сплавах №зА1, Соз^/ФММ. 1989. - Т. 68. - Вып. 1. - С. 203-205.

110. Козлов Э.В., Старенченко С.В. Структура изолированных и периодических АФГ/В кн. : Планарные дефекты в упорядоченных сплавах и интерметаплидах. Барнаул, 1989.- С. 43-56.

111. Nautiyal Т., Auluck S. Electronic structure and Fermi surface of №зА1/ Phys. Rev. B. 1992. - V. 45. - N 24. - P. 13930-13937.

112. Нечаев И.А., Демиденко B.C., Дубовик A.B., Симаков В.И., Москвичев А.Ю. Никелевые состояния р-типа и структурная неустойчивость интерметаллида МзА1/ФММ. 1998. - Т. 85. - № 1. -С. 159-161.

113. Andersen O.K. Linear method in bond theory/Phys. Rev. B. 1975. -V. 12.-N 8.-P. 3060-3083.

114. Andersen O.K., Jepsen O. Explicit, first -principles tight-binding theory / Phys. Rev. Lett.- 1984. V. 53. - N 27. - P. 2571-2578.

115. Schoijet M., Girifalco L.A. Diffusion in order-disorder alloys. The face centered AB3 alloy/Phys. Chem. Solids.- 1968. V. 29.- N 6,- P. 911-912.

116. Yoo M.H. High-temperature ordered intermetallic alloys / Ed. N.S. Stoloff et. al. MRS Symposia Proc. (Materials Res. Soc., Pittsburgh), 1987.- N81.-P.207.

117. Ono K., Stern R. Elastic constants of Ni3Al between 80° and 600°K/ Trans. Met. Soc. AIME. 1969.- V. 245. -N 2. - P. 171-172.

118. Dicson R.W., Wachtman J.B. Elastic constants of single crystal Ni3Al from 10° to 850°C/J. Appl. Phys. 1969. - V. 40. - N 5. - P. 2276-2279.

119. Kayser F.X., Stassis C. The elastic constants of №зА1 at 0 and 23.5°C/ Phys. Status Solidi. 1981 .- V. 64. - P. 335-342.

120. Золотаревский B.C. Механические свойства металлов / M.: Металлургия, 1983. 352 с.

121. Физическая акустика. Динамика решетки / Под ред. Мэзона У. -М.: Мир, 1968. Т. 3. - 391с.

122. Физическое металловедение. Фазовые превращения в металлах и сплавах и сплавы с особыми физическими свойствами/Под ред. Кана Р.У., Хаазена П. М.: Металлургия, 1987. - Т. 2. - 624 с.

123. Электронная микроскопия в металловедении цветных металлов/ Васильева JI.A., Малашенко Л.М., Тофпенец P.JL Минск: Наука и техника, 1989. - 208 с.

124. Светлов И.Л., Олдаковский И.В., Петрушин Н.В., Игнатова И.А. Концентрационная зависимость периодов решеток у- и у'-фаз никелевых жаропрочных сплавов/Металлы,- 1991.- № 6.- С. 150-157.

125. Mohan Rao P.V., Suryanarayana S.V., Satyanarayana Murthy К., Nagender natdu S.V. The high-temperature thermal expansion of Ni3Al measured by X-ray diffraction and dilatation methods / J. Phys. Condens. Matter.- 1989. V.l. - P. 5357-5361.

126. Betteridge W. Relation between the degree of the order and the lattice parameter of Cu3Au/J. Inst. Met. 1949 .- V. 75. - N 7. - P. 559-570.

127. Регель A.P. Безэлектродный метод измерения электропроводности и возможности его применения для задач физико-химического анализа/ЖНХ. 1956. - Т. 11. - С. 1271-1277.

128. Horsfield А.Р., Bratkovsky A.M. et al. Bond-order potential theory and implementation/Phys. Rev. B. 1996. - V. 53. - P. 12694-1299.

129. Colombo L. A source code for tight-binding molecular dynamics simulation/Сотр. Mat. Sci. 1998 - V. 12. - P. 278-287.

130. Харрисон У. Электронная структура и свойства твердых тел. Физика химической связи/М.: Мир, 1983. Т. 2. - 332 с.

131. Volverton С. Site substitution of ternary additions to Ni3Al (y') from electronic-structure calculations / Phys. Rev. В.- 1994.- V. 49,- P. 1235112354.

132. Kresse G., Hafiier J. Ab initio molecular dynamics for liquid metals^ Phys. Rev. B. 1993. - V. 47. - N 1 - P. 558-561.

133. Kresse G., Hafiier J. Ab initio molecular dynamics simulation of the liquid-metal-amorphous-semiconductor transition in germanium / Phys. Rev. B. 1994. - V. 49. - N 20. - P. 14251-14269.

134. Kresse G., Furthmuller J. Efficient iterative schemes for ab initio total-energy calculations using a plane-wave basis set/Phys. Rev. B. 1996. -V. 54.-N16.-P. 11169-11186.

135. Lu Z.W., Wei S.H., Zunger A. First-principles statisticfl mechanics of structural stability of intermetallic compounds/Phys. Rev. B. 1991. - V. 44.-N 2.-P. 512-544.

136. Kresse G., Joubert J. From ultrasoft pseudopotentials to the projector augmented-wave method/Phys. Rev. B.-1999. -V. 59. N 3. - P. 17581775.

137. Бокштейн C.3., Бронфин М.Б., Дутова И.А., Кишкин С.Т. Давление пара и термодинамические свойства у'-фазы системы Ni-Al / В кн.: Химия металлических сплавов. М.: Наука, 1973. - С. 188-195.

138. Aaron Н., Kotler G. Second phase dissolution/Metal. Trans. 1971. -V. 2. - N 2. - P. 393-408.

139. Strunz P., Gilles R., Mukheiji D., Wiedenmann A., Wahi R.P., Zrnik J. Microstructural characterization of single-crystal nickel-base superalloys by small-angle neutron scattering/Material Structure. 1999.- V. 6,- N 2.-P. 91-95.

140. Nabarro F. Rafting in superalloys/Met. Mater. Trans. 1996. -V. 27A. -N3. - P. 513-530.

141. Bruckner U., Epishin A., Link T. Local X-ray diffraction analysis of the structure of dendrites in single-crystal nickel-base superalloys / Acta Mater.- 1997. V. 45. - N 12. - P. 5223-5231.

142. V6lkl R., Glatzel U., Feller-Kniepmeier M. Measurement of the lattice misfit in the single crystal based superalloys CMSX-4, SRR 99 and SC 16 by convergent beam electron diffraction/Acta Mater. 1998. - V. 46. - N 12.-P. 4395-4404.

143. Biermann H, Strehler M., Mughrabi H. High-temperature X-ray measurements of the lattice mismatch of creep-deformed monocrystals of the Ni-based single crystal superalloy SRR 99 / Scripta Met. Mater.1995. V. 32. - N 9. - P. 1405-1410.

144. Biermann H., Von Grossmann B. Nransmission X-ray diffraction of single-crystal nickel-base superalloy CMSX-6 / Met. Mater. Trans. A. -1999. V. 30. - N 7. - P. 1880-1882.

145. Никулина H.B., Усиков М.П., Бронфин М.Б., Сорокина Л.П. Электронно-микроскопический метод определения величины несоответсвия решеток изоморфных когерентных фаз / Заводская лаборатория. -1991. № 9. - С. 69-72.

146. Nembach Е., Schanzer S., Trinckauf К. The antiphase boundary energy of y' precipitates in nickel-based superalloys/Philosophical Mag. 1992.-V. A66 .-N5.-P. 729-738.

147. Calderon H.A., Voorhees P.W., Murray J.L., Kostorz G. Ostwald ripening in concentrated alloys/Acta Met. Mater. 1994 V. 42. - N 3 .P. 991-1000.

148. Mukherji D., Gilles R., Strunz P., Lieske S., Wiedenmann A., Wahi R.P. Measurement of y' precipitate morphology by small angle neutron scattering/Scripta Met. Mater.- 1999. V. 41. -N 1. - P. 31-38.

149. Gnaupel-Herold Т., Reimers W. Stress states in the creep deformed single crystal nickel base superalloy SC 16/Scripta Met. Mater. 1995. -V. 33.-N4.-P. 615-621.

150. Peng Z., Glatzel U., Link Т., Feller-Kniepmeier M. Change of phase morphologies during creep of CMSX-4 at 1253 К/Scripta Met. Mater.1996. V. 34. - N 2. - P. 221-226.

151. Buffiere J.-Y., Cheynet M.-C., Ignat M. STEM analysis of the local chemickal composition in the nickel base superalloy CMSX-2 after creep at high temperature/Scripta Met. Mater.- 1996. V. 34.- N 3.- P. 349-356.

152. Saito M., Aoyama Т., Hidaka K. et al. Concentration profiles and the rafting mechanism of Ni based superalloys in the initial stage of high temperature creep tests/ Scripta Met. Mater.- 1996.- V. 34. N 8,- P. 1189-1194.

153. Kakehi K. Influence of secondary precipitates and crystallographic orientation on the strength of single crystals of a nickel-based superalloy / Met. Mater. Trans.- 1999.- V. 30 A.- N 5.- P. 1249-1259.

154. Strunz P., Gilles R., Mukherji D., Wiedenmann A., Wahi R.P., Zrnik J. Microstructural characterization of single-crystal nickel-base superalloysby small-angle neutron scattering/Materials Structure.- 1999.- V. 6. N 2. -P. 91-95.

155. Ramesh R., Vasudervan R., Kolster B. X-ray evidence for structural transformation in №зА1 alloys at higher temperatures / Naturwissen-schaften.- 1990.- V. 77.- N 1.- P. 129-130.

156. Yavari A.R., Bochu B. Ll2 ordering in Ni3Al-Fe disordered by rapid quenching/Phylosoph. Magazin.- 1989.- V. 59A. N 3. - P. 697-705.

157. Горностырев Ю.Н., Бахтеева Н.Д., Виноградова Н.И. и др. Роль внутренних напряжений в эволюции морфологии частиц у'-фазы в никелевых сплавах при высокой температуре/ФММ. 1993. - № 12. -С. 83-89.

158. Louchet F., Veron М., Brechet Y., Hazotte A., Buffiere J.-Y., Bastie P., Rouer A. New tends in directional coarsening of superalloys under stress/ Rev. Met. (Fr.). 1998,- V. 95. -N 12. - C. 1481-1490.

159. Chen W., Immarigeon J.-P. Thickening behaviour of y' precipitates in nickel based superalloy during rafting / Scripta Mater.- 1998. V. 39. -N2.-P. 167-174.

160. Kraft S., Altenberger I., Mighrabi H. Directional у у' coarsening in a monocrystalline nickel-based superalloy during low-cycle thermo-mechanical fatigue / Scripta Met. Mater.- 1995. - V. 32. - N 3. - P. 411416.

161. Nathal M.V. Effect of initial gamma prime size on the elevated temperature creep properties of single crystal nickel base superalloys / Metal. Trans.- 1987. V. 18A. - N 11. - P. 1961-1970.

162. Блейкмор Дж. Физика твердого тела/М.: Мир, 1988. 608 с.

163. Лось В.Ф., Репецкий С.П., Гаркуша В.В. Влияние ближнего и дальнего порядка на энергетические характеристики и электропроводность сплава/Металлофизика. 1991.- Т. 13. - № 9.- С. 28-39.

164. Дьяконов В.П. Справочник по алгоритмам и программам на языке БЕЙСИК для ПЭВМ/М.: Наука, 1987. 240 с.

165. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой. Ч. 1 / Материаловедение. 1997.-№4.- С. 32-38.

166. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой. Ч. 2 / Материаловедение. 1997. -№ 5. - С. 14-17.

167. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Василенок Л.Б., Морозова Г.И. Рений в жаропрочных никелевых сплавах для лопаток газовых турбин. Ч. 1 / Материаловедение. 2000. - № 2. - С. 23-29.

168. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Василенок Л.Б., Морозова Г.И. Рений в жаропрочных никелевых сплавах для лопаток газовых турбин. Ч. 2/ Материаловедение. 2000. - № 3. - С. 38-43.

169. Trivedi R. Interdendritic spacing. Part П. A comparison of theory and exsperiment/Metal. Trans. 1984. - V. 15A. - P. 977-982.

170. Vijayakumar M., Tewari S.N., Lee J.E., Curreri P.A. Dendrite spacing in directionally solidified superalloy PWA-1480 / Mater. Sci. Eng. 1991. -V. 132A. - P. 195-201.

171. Петрушин H.B., Монастырская E.B., Применение направленной кристаллизации к решению проблем разработки и оптимизации жаропрочных материалов/Материаловедение. 1998. - № 5. - С. 210.

172. Жеманюк П.Д., Лысенко Н.А., Клочихин В.В., Цивирко Э.И. Влияние состава и технологических факторов на структуру и свойства никелевых сплавов/МиТОМ. 2001. - № 9. - С. 19-23.

173. Цивирко Э.И., Жеманюк П.Д., Клочихин В.В., Наумик В.В., Лунев В.В. Процессы кристаллизации, структура и свойства отливок из никелевых жаропрочных сплавов/МиТОМ. 2001. - № 10. - С. 13-17.

174. Поклад В.А., Рудницкий С.В., Хаютин С.Г. и др. Дифракционные исследования субструктуры монокристаллических лопаток газотурбинных двигателей/Материаловедение .- 2002.-№ 11. С. 2834.

175. Толорайя В.Н., Орехов Н.Г., Ломберг Б.С. Коррозионно-стойкие жаропрочные сплавы для крупногабаритных монокристальных турбинных лопаток/МиТОМ. 2003. - № 1. - С. 30-32.

176. Бунтушкин В.П., Ефимов В.Е., Николаев Б.В. Влияние микродобавок на критическую температуру расплава и жаропрочность литейного сплава на основе интерметаллида №зА1 / Металлы.- 1995,- № 3.- С. 60-69.

177. Liu С.Т. Structural Intermetallics / Ed. Darolia R. et. al. Publ.: TMS. Warrendale, PA, USA, 1993.- P. 365-377.

178. Sigli C., Sanchez J.M. Theoretical description of phase equelibrium in binary alloys/Acta Metall- 1985,- V. 33. N 6. - P. 1097-1104.

179. Mighrabi H., Ott M., Tetzlaff U. New microstructural concepts of optimize the high-temperature strength of y'-hardened monocrystalline nickel-based superalloys / Mater. Sci. Engin.- 1997. V. A 234-236. - P. 434-437.

180. Косицын С.В., Катаева Н.В., Косицына И.И., Литвинов B.C. Атомное упорядочение в Р-твердом растворе эвтектических Уу сплавов Ni-Co-Cr-Al с образованием сверхструктур высокого ранга №5А13/Изв. АН. Серия: физическая. 2001. - Т. 65. - № 6. - С. 811813.

181. Muller A., Gnaupel-Herold Т., Reimers W. Small lattice mismatches in highly imperfect single crystals: A probe into phase specific strains and stresses/Phys. Stat. Sol.- 1997. V. 159 A. - N 47. - P. 375-396.

182. Bor T.-C., Delhez R., Mittemeijer E.J., Van der Giessen E. Simulation of X-rays diffraction-line broadening for a material containing misfitting precipitates/Mater. Sci. Engin.- 1997. V. 234-236 A. - P. 896-899.

183. Courths R., Lobus S. Electronic band structure of Cu3Au: an angle-resolved photoemission study along the 001. direction // Phys. Rev. B. -1999. V. 60. - N 11. - P. 8055-8066.

184. Leroux C., Loiseau A., Cadeville M.C., et. al. Order-disoreder transformation in Co3oPt7o alloy: evidence of wetting from the antiphase boundaries/J. Phys.: Condens. Matter.- 1990. N 2. - P. 3479-3495.1. Список публикаций автора:

185. А-1. Акшенцев Ю.Н., Степанова Н.Н., Сазонова В.А., Родионов Д.П. Ростовая структура монокристаллов Ni3Al, легированных третьим элементом/ФММ. 1997. - Т. 84. - Вып. 3. - С. 130-137.

186. А-2. Степанова Н.Н., Родионов Д.П., Сазонова В.А., Турхан Ю.Э. Высокотемпературное рентгеновское исследование монокристаллов <001> никелевого жаропрочного сплава/ ФММ. -1995. Т. 80. - Вып. 6. - С. 74-82.

187. А-3. Stepanova N.N., Sazonova V.A., Rodionov D.P. Influence of solidification conditions on y'-phase thermal stability in <001> single crystal of Ni-based superalloys/Scripta Mater. 1999. - V. 40. - N. 5. -P. 581-585.

188. A-4. Степанова H.H., Родионов Д.П., Турхан Ю.Э., Сазонова В.А., Хлыстов Е.Н. Фазовая стабильность жаропрочных никелевых сплавов, закристаллизованных после высокотемпературной обработки расплава/ФММ. 2003. - Т. 95. - Вып. 6. - С. 100-107.

189. А-5. Хлыстов Е.Н., Степанова Н.Н., Сазонова В.А., Родионов Д.П., Ларионов В.Н., Кашапов О.Р. Формирование структуры модифицированных монокристаллов <001> жаропрочного никелевого сплава/ФММ. 1992. - № 5. - С. 47-54.

190. А-6. Степанова Н.Н., Теплоухов С.Г., Дубинин С.Ф., Акшенцев Ю.Н., Родионов Д.П., Пархоменко В.Д. Исследование структуры кристаллов Ni3Al и (№,Со)зА1, выращенных по методу Бриджмена/ ФММ. 2003. - Т. 96. - Вып. 6. - С. 84-91.

191. А-7. Лепихин С.В., Степанова Н.Н., Акшенцев Ю.Н., Савин О.В. Влияние легирования железом на температуры фазовых переходов в №зА1/ Сб. Физические свойства металлов и сплавов. -Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 2002. С. 192-196.

192. А-8. Степанова Н.Н., Савин О.В., Акшенцев Ю.Н., Баум Б.А., Сазонова В. А., Турхан Ю.Э. Структура и свойства №зА1, легированного третьим элементом. 1. Влияние легирования на фазовые равновесия/ФММ. 1999. - Т. 88 . - Вып. 4. - С. 69-75.

193. А-9. Барышев Е.Е., Савин О.В., Степанова Н.Н., Акшенцев Ю.Н. Изучение процессов кристаллизации интерметаллических сплавов на основе системы Ni-Al / Сб. Совершенствование литейных процессов. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 1999. - С. 247-251.

194. А-10. Степанова Н.Н., Митрохин Ю.С., Белаш В.П., Акшенцев Ю.Н., Савин О.В. Влияние легирования на межатомное взаимодействие в интерметаллическом соединении №зА1 / Фундаментальные проблемы современного металловедения. -2004.-№ 1.-С. 226-230.

195. А-11. Митрохин Ю.С., Степанова Н.Н., Белаш В.П., Акшенцев Ю.Н. Моделирование сплавов системы Ni-Al-X (X = Со, Nb) методами первопринципной молекулярной динамики / Сб. Высокопроизводительные вычислительные технологии. Ижевск: УдГУ,2003.-С. 270-274.

196. А-12. Сазонова В.А., Акшенцев Ю.Н., Родионов Д.П., Виноградова Н.И., Степанова Н.Н. Микроструктура быстро закристаллизованных никелевых жаропрочных сплавов / ФММ. -1992. -№ 5. -С. 150-154.

197. А-13. Степанова Н.Н., Савин О.В., Родионов Д.П., Акшенцев Ю.Н., Сазонова В.А., Турхан Ю.Э. Рентгеновское исследование кинетики упорядочения в №зА1, легированном третьим элементом/ ФММ. 2000. - Т. 90. - Вып. 2. - С. 50-56.

198. А-14. Степанова Н.Н., Сазонова В.А., Родионов Д.П., Турхан Ю.Э. Исследование стабильности у'-фазы в монокристаллах жаропрочного никелевого сплава методами высокотемпературной рентгенографии/ФММ. 1998. - Т. 85. - Вып. 1. - С. 105-110.

199. А-15. Степанова Н.Н., Савин О.В., Акшенцев Ю.Н., Баум Б.А., Барышев Е.Е. Структура и свойства №зА1, легированного третьим элементом. 2. Кинетика упорядочения/ФММ. 2000. - Т. 90. - Вып. 1.-С. 66-71.

200. А-16. Ринкевич А.Б., Степанова Н.Н., Родионов Д.П., Сазонова

201. B.А. Упругие свойства жаропрочных сплавов на никелевой основе/ ФММ. 2003. - Т. 96. - Вып. 2. - С. 114-122.

202. А-17. Savin O.V., Stepanova N.N., Akshentsev Yu. N., Rodionov D.P. Ordering kinetics investigation in the ternary N13AI-X alloys / Scripta Materialia. 2001. - V. 45. - N 8. - P. 883-888.

203. A-18. Савин O.B., Степанова H.H., Барышев Е.Е. Фазовые равновесия легированного интерметаллида №зА1 / Сб. Физические свойства металлов и сплавов. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 1999.1. C. 98-106.

204. А-20. Савин О.В., Степанова Н.Н., Акшенцев Ю.Н Влияние легирования на фазовые равновесия в №зА1 / Сб. Физические свойства металлов и сплавов. Екатеринбург, УГТУ-УПИ, 2001. -С. 181-184.

205. А-21. Степанова Н.Н., Сазонова В.А., Родионов Д.П., Кашапов О.Р., Хлыстов Е.Н. Влияние параметров кристаллизации на совершенство монокристаллов никелевого жаропрочного сплава / ФММ. 1994. - Т. 77. - Вып. 6. - С. 137-145.

206. А-22. Stepanova N.N., Rodionov D.P., Sazonova V.A., Khlystov E.N. Structure formation in <001> single crystals of a nickel-based superalloy solidified with TiCN powder addition / Mater. Sci. Engin. -2000. V. 284 A. - P. 88-92.

207. A-23. Степанова H.H., Родионов Д.П., Сазонова B.A., Акшенцев Ю.Н., Турхан Ю.Э. Высокотемпературное рентгеновское исследование монокристаллов <001> жаропрочного сплава на основе интерметаллида №зА1 /ФММ. 1997. - Т. 84. - Вып. 6. - С. 130-138.

208. А-24. Степанова Н.Н., Сазонова В.А., Родионов Д.П., Турхан Ю.Э., Хлыстов Е.Н. Влияние условий кристаллизации на стабильность фазового состава монокристаллов жаропрочного никелевого сплава при нагреве/ФММ. 1998. - Т. 86. - Вып. 3. -С.106-113.

209. А-25. Степанова Н.Н., Родионов Д.П., Сазонова В.А., Турхан Ю.Э. Высокотемпературное рентгеновское исследование монокристаллов <001> никелевого жаропрочного сплава. II. Нагрев в инертной и окислительной среде/ФММ. 1997. - Т. 83. - Вып. 1. -С. 125-131.