Изменение структурно-фазового состояния жаропрочного деформируемого никелевого сплава при легировании танталом и рением
Исследовано изменение структурно-фазового состояния жаропрочного деформируемого никелевого сплава ЭК151 для дисков турбин, дополнительно легированного рением и танталом. Установлено, что легирование рением приводит к существенному снижению диффузионной активности основных легирующих элементов и дополнительному упрочнению твердого раствора. Легирование сплава ЭК151 танталом увеличивает количество упрочняющей γʹ-фазы, способствует формированию более термодинамически устойчивых карбидов и частиц γʹ-фазы.
Введение
Для создания новых современных летательных аппаратов необходимо постоянное повышение рабочих температур газотурбинного двигателя (ГТД), что требует создания сплавов с высокими жаропрочными свойствами, обладающих структурной и фазовой стабильностью [1, 2]. Основным материалом для изготовления дисков турбины – одной из ответственных деталей горячего тракта авиационных двигателей, являются деформируемые жаропрочные никелевые сплавы, свойства которых во многом определяют эксплуатационные характеристики газотурбинного двигателя (ГТД) и стационарных энергетических установок (ГТУ) [3–8]. Повышение характеристик жаропрочных сплавов достигается путем оптимизации их химического состава с помощью легирования и микролегирования [9–12] и совершенствования технологий получения полуфабрикатов дисков [10, 13–15].
Никелевые жаропрочные сплавы являются дисперсионно-твердеющими. При охлаждении из γ-твердого раствора, имеющего гранецентрированную кубическую решетку, выделяется когерентная γʹ-фаза (интерметаллидное соединение на основе Ni3Al), упрочняющая матрицу. Упрочнение границ зерен достигается благодаря выделению на них карбидов типа МС на основе Nb, Ti, W, а также избирательному микролегированию В и редкоземельными элементами. Вероятность образования ТПУ фаз (s, m и фаз Лавеса) и карбидов типа М6С, приводящих к разупрочнению сплава, должна быть сведена к минимому [3, 9, 16]. Гетерофазная теория жаропрочности была сформулирована академиком С.Т. Кишкиным после открытия γʹ-фазы [17]. Одним из основных принципов этой теории является принцип многокомпонентного легирования, направленный на совершенствование гетерофазного строения сплавов. Многокомпонентное легирование γ-твердого раствора и γʹ-фазы обеспечивает высокую фазовую и структурную стабильность сплавов [2, 16].
Формирование структуры сплавов на никелевой основе (типа ЭК151-ВГНК) для малогабаритных дисков диаметром 200–300 мм в условиях принципиально нового технологического процесса, основанного на совместном применении высокоградиентной направленной кристаллизации (ВГНК) и изотермической штамповки, приводит к получению более однородных по структуре и химическому составу деталей, чем в случае их изготовления по серийной технологии. Для сплава типа ЭК151-ВГНК структура штамповок, полученных с применением данной технологии, представляет собой зерна γ-твердого раствора 4–6 балла, внутри которых наблюдаются мелкодисперсные выделения γʹ-фазы размером 0,2–0,4 мкм, когерентно связанные с γ-твердым раствором; по границам зерен расположены крупные частицы γʹ-фазы размером 5–8 мкм. Материал легче деформируется, это позволяет разрабатывать на его основе (сплав ЭК151) высокожаропрочные композиции путем дополнительного легирования [13, 18].
Известно успешное применение рения и тантала в литейных жаропрочных никелевых сплавах, применяемых для изготовления лопаток ГТД [19, 20]. Концентрируясь в γ-твердом растворе, рений снижает скорость диффузионных процессов при рабочих температурах, повышая термостабильность γ-матрицы, поэтому с увеличением содержания рения растет длительная прочность литейных жаропрочных сплавов. В работе [21] аналогичный результат получен для деформируемого сплава на основе никеля. Введение в состав сплава тантала способствует увеличению количества упрочняющей γʹ-фазы и формированию более термодинамически устойчивых карбидов и частиц γ′-фазы, таким образом повышается жаропрочость материала.
В данной работе исследовано изменение структурно-фазового состояния жаропрочного деформируемого никелевого сплава, дополнительно легированного рением и танталом, с целью обоснования возможности повышения свойств материала традиционным способом – путем оптимизации химического состава.
Материалы и методы
Изучены структура и фазовый состав материала штамповок из деформируемого никелевого жаропрочного сплава типа ЭК151-ВГНК, дополнительно легированного танталом и рением (1,5% (по массе) каждого), в процессе их получения – как в литом, так и термообработанном состоянии. Штамповки изготовлены во ФГУП «ВИАМ» из материала собственной выплавки с использованием технологии ВГНК и изотермической штамповки [13, 18]. Все образцы получены из слитков ВГНК диаметром 100 мм с ориентацией, близкой к монокристаллу с КГО [001]. Гомогенизирующий отжиг слитков проведен при максимальной температуре (1200°С) со ступенчатым охлаждением. Сплав ЭК151 выбран в качестве основы в связи с тем, что он освоен в промышленном производстве, а диски из него успешно эксплуатируются в современных ГТД. Сплав ЭК151-ИД работоспособен при температурах до 750°С, с кратковременными забросами до 800°С [9].
Для исследования изменения структурно-фазового состояния сплавов применен комплексный подход [22, 23]. Выполнен качественный и количественный металлографический анализ микроструктуры сплавов. Микроструктура образцов исследована методами оптической металлографии на микроскопе Leica MRM и сканирующей электронной микроскопии на растровом микроскопе JSM-840. Исследования проводили на шлифах, после их травления в реактиве состава: HNO3 (70 см3)+HCl (20 см3)+NaF (5 г)+H2O (110 см3). Для образцов в литом и гомогенизированном состояниях определяли объемную долю избыточных фаз в междендритной области по методу секущихлиний. Основные характеристики микроструктуры (морфология, распределение и размеры выделений упрочняющей gʹ-фазы) на различных стадиях переработки материала определены путем проведения количественного анализа посредством обработки изображений, полученных на растровом электронном микроскопе JSM-840, с применением компьютерных программ Leica Q550MW и Image Expert Pro3.
Оценку ликвационной неоднородности и определение состава избыточных фаз выполнили с помощью метода локального микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) на установке JCMA-733 (фирма Jeol, Япония). Локальность метода 1 мкм2, глубина анализа 1 мкм. Снимки исследованных структур получены в специальном режиме СОМРО, изображение в котором формируется обратноотраженными электронами.
Измеряли состав сплава в центре дендритной оси первого порядка и в междендритной области, а также состав избыточных фаз. Коэффициенты ликвации (Kл) легирующих элементов (отношение их локальных массовых концентраций в центре оси дендрита к таковым в междендритной области) рассчитывали по формуле [24]:
Kлi=Cдi/Смдi,
где Kлi – коэффициент ликвации i-го легирующего элемента; Cдiи Смдi – концентрации i-го легирующего элемента в осях дендритов и междендритных областях соответственно.
Результаты
Изучение микроструктуры и определение фазового состава сплава типа ЭК151-ВГНК проведено на образцах трех плавок: паспортного состава, дополнительно легированной танталом, дополнительно легированной рением. Микроструктура исследованных образцов в литом состоянии показана на рис. 1 (режим СОМРО, нетравленные шлифы). Результаты количественного МРСА приведены в табл. 1–3.
Рисунок 1. Микроструктура слитков сплава ЭК151-ВГНК в литом состоянии (режим СОМРО, нетравленые шлифы) паспортного состава (а), дополнительно легированных рением (б) и танталом (в)
Таблица 1
Локальный состав сплава ЭК151-ВГНК паспортного состава
в литом состоянии (рис. 1, а)
Место анализа | Содержание элементов, % (по массе) | Суммарное содержание, % (по массе) | |||||||
Ni | Сr | Co | Ti | Al | W | Mo | Nb | ||
Ось дендрита | 54,4 | 11,4 | 16,3 | 1,8 | 3,5 | 5,3 | 5,8 | 1,8 | 100,3 |
Междендритная область | 54,3 | 9,4 | 14,5 | 3,6 | 5,0 | 4,1 | 4,4 | 4,4 | 99,7 |
Коэффициент ликвации | – | 1,2 | 1,1 | 0,5 | 0,7 | 1,3 | 1,3 | 0,4 | – |
γʹ-эвтектическая фаза | 63,3 | 3,0 | 11,5 | 6,1 | 6,3 | 1,3 | 1,6 | 6,7 | 99,8 |
Фаза 1 («серая») | 60,4 | 2,3 | 12,1 | 6,1 | 3,9 | 2,3 | 1,4 | 11,3 | 99,8 |
Фаза 2 («белая») | 22,4 | 13,5 | 17,9 | 1,1 | 0,9 | 5,2 | 17,9 | 20,9 | 99,8 |
Карбид МС | 3,2 | 0,8 | 0,7 | 14,3 | Н/о* | 2,5 | 3,9 | 67,5 | 92,9** |
* Н/о – не обнаружено.
** Остальное (до 100%) – углерод.
Таблица 2
Локальный состав сплава ЭК151-ВГНК,
дополнительно легированного рением, в литом состоянии (рис. 1, б)
Место анализа | Содержание элементов, % (по массе) | Суммарное содержание, % (по массе) | ||||||||
Ni | Cr | Co | Ti | Al | W | Mo | Nb | Re | ||
Ось дендрита | 53,9 | 10,7 | 15,5 | 1,7 | 3,8 | 4,2 | 4,4 | 2,1 | 3,6 | 99,9 |
Междендритная область | 55,6 | 9,5 | 13,7 | 3,5 | 4,9 | 2,5 | 4,1 | 4,7 | 1,3 | 99,8 |
Коэффициент ликвации | – | 1,1 | 1,1 | 0,5 | 0,8 | 1,7 | 1,1 | 0,5 | 2,8 | – |
γʹ-эвтектическая фаза | 63,8 | 3,1 | 10,7 | 6,3 | 6,4 | 1,6 | 1,3 | 5,9 | 0,9 | 100,0 |
γ-эвтектическая фаза | 50,6 | 10,9 | 17,1 | 2,8 | 1,9 | 3,0 | 5,3 | 4,9 | 3,1 | 99,6 |
Фаза 1 («серая») | 62,5 | 3,2 | 12,5 | 6,0 | 3,1 | 0,9 | 1,5 | 10,4 | Н/о | 100,1 |
Фаза 2 («белая») | 25,9 | 12,7 | 16,1 | 1,0 | 0,3 | 3,2 | 17,6 | 18,5 | 4,8 | 100,1 |
Карбид МС | 2,7 | 0,7 | 0,7 | 18,3 | Н/о* | 2,6 | 6,4 | 61,2 | 0,3 | 92,9** |
* Н/о – не обнаружено.
** Остальное (до 100%) – углерод.
Таблица 3
Локальный состав сплава ЭК151-ВГНК,
дополнительно легированного танталом, в литом состоянии (рис. 1, в)
Образец | Место анализа | Содержание элементов, % (по массе) | Суммарное содержание, % (по массе) | ||||||||
Al | Cr | Co | Ni | Mo | Ta | W | Nb | Ti | |||
Центр слитка | Ось дендрита | 3,2 | 11,7 | 14,7 | 56,6 | 4,7 | 1,1 | 4,2 | 1,7 | 1,9 | 99,8 |
Междендритная область | 4,0 | 10,5 | 13,3 | 55,6 | 5,4 | 2,9 | 1,1 | 4,1 | 3,4 | 100,3 | |
Коэффициент ликвации | 0,8 | 1,1 | 1,1 | – | 0,9 | 0,4 | 3,8 | 0,4 | 0,6 | – | |
γʹ-эвтектическая фаза | 5,2 | 2,9 | 10,4 | 64,4 | 0,9 | 3,6 | 0,2 | 6,2 | 6,4 | 100,2 | |
Карбид МС (в эвтектике) | Н/о* | 0,7 | 0,7 | 2,9 | 2,5 | 12,9 | 1,9 | 63,4 | 11,4 | 96,4** | |
Фаза 1 («светлая») | 0,6 | 14,5 | 16,2 | 24,5 | 19,6 | 2,0 | 3,7 | 15,5 | 1,5 | 98,1 | |
Фаза 2 («серая») | 3,4 | 3,8 | 11,9 | 58,2 | 2,3 | 4,3 | 0,3 | 9,7 | 6,2 | 100,1 | |
Карбид МС (в решетке) | Н/о | 0,9 | 0,7 | 2,1 | 6,7 | 20,8 | 5,1 | 41,1 | 16,8 | 94,5** | |
Край слитка | Ось дендрита | 3,5 | 11,6 | 14,5 | 56,2 | 4,6 | 1,8 | 3,9 | 1,8 | 1,9 | 99,8 |
Междендритная область | 4,1 | 10,4 | 13,4 | 55,9 | 4,9 | 3,3 | 1,5 | 3,7 | 3,3 | 100,5 | |
Коэффициент ликвации | 0,9 | 1,1 | 1,1 | – | 0,9 | 0,6 | 2,6 | 0,5 | 0,6 | – | |
γʹ-эвтектическая фаза | 5,1 | 3,1 | 10,8 | 64,0 | 1,3 | 4,6 | 0,3 | 5,3 | 5,8 | 100,3 | |
Карбид МС (в эвтектике) | Н/о | 0,8 | 0,6 | 2,6 | 1,2 | 12,3 | 1,5 | 63,1 | 11,1 | 93,2** | |
Фаза 1 («светлая») | 0,7 | 13,1 | 15,5 | 25,5 | 17,6 | 2,9 | 4,3 | 17,5 | 1,3 | 98,4 | |
Фаза 2 («серая») | 3,1 | 3,5 | 11,7 | 59,4 | 2,1 | 4,2 | 0,2 | 9,1 | 6,5 | 99,8 | |
Карбид МС (в решетке) | Н/о | 1,0 | 0,9 | 2,2 | 6,4 | 20,9 | 4,9 | 42,4 | 16,4 | 95,1** | |
* Н/о – не обнаружено.
** Остальное (до 100%) – углерод.
По данным, приведенным в табл. 1–3, следует, что в сплаве ЭК151-ВГНК в литом состоянии независимо от дополнительного легирования присутствуют избыточные фазы: γʹ-эвтектическая, первичные карбиды МС и две избыточные фазы, одна из которых на основе Cr, Co, Mo и Nb, вторая – обогащена Nb. В образцах в литом состоянии оси дендритов обогащены Re, W, Cr и Co, а межосные пространства – Al, Ti, Та, Мо и Nb. В сплавах – паспортного состава и дополнительно легированногом рением – не наблюдается разницы в коэффициентах ликвации по основным легирующим элементам в различных зонах слитка ВГНК. При легировании танталом коэффициент ликвации вольфрама в литом состоянии возрастает с 1,3 до 3,8, а ликвация в центральной зоне слитка выше, чем на периферии (табл. 3). При легировании танталом в междендритной области также обнаружены два вида первичных карбидов МС на основе Nb, Та и Ti. Существенно изменился вид карбидов – в структуре сплава ЭК151-ВГНК с танталом присутствуют первичные карбиды в форме «иероглифов», образующие так называемые «карбидные решетки» между осями дендритов второго порядка, что характерно для сплавов, содержащих тантал [3]. Карбиды в решетках являются более высокотемпературными и отличаются по составу (концентрация тантала выше) от карбидов МС глобулярной формы, расположенных в зоне эвтектики, в которых выше содержание ниобия и титана. Морфология избыточных фаз: γʹ-эвтектической, фазы на основе Cr, Co, Mo, Nb и фазы, обогащенной Nb, при дополнительном легировании сплава ЭК151-ВГНК не изменилась.
Дополнительное легирование сплава ЭК151-ВГНК в литом состоянии рением и танталом влияет на изменение объемной доли избыточных фаз. В сплаве паспортного состава объемная доля избыточных фаз по данным количественного металлографического анализа составляет 3,0%. Введение в сплав тантала повышает объемную долю избыточных фаз с 3,0 до 4,54% вследствие образования «карбидных решеток» между осями дендритов второго порядка. Легирование сплава рением снижает объемную долю избыточных фаз до 1,7%.
Исследования микроструктуры, проведенные методом растровой электронной микроскопии, показали, что во всех образцах наблюдается размерная неоднородность частиц γʹ-фазы, связанная с ликвационной неоднородностью: частицы в осях дендритов мельче, чем в межосных пространствах. Дополнительное легирование рением или танталом приводит к уменьшению частиц γʹ-фазы по сравнению с частицами этой фазы в сплаве паспортного состава.
С целью выравнивания химического состава и структуры слитка ВГНК перед деформацией проводят гомогенизирующий отжиг. Изучение микроструктуры и фазового состояния образцов из сплава ЭК151-ВГНК (паспортного состава и дополнительно легированных рением и танталом) после гомогенизирующего отжига показало, что в процессе отжига происходит выравнивание химического состава материала в объеме слитка, что приводит к снижению коэффициентов ликвации основных легирующих элементов, однако полного устранения ликвационной неоднородности не происходит. Так, при легировании рением сохраняется значительная неоднородность по Re и W, коэффициенты ликвации этих элементов составляют 1,5 и 1,4 соответственно.
Гомогенизирующий отжиг во всех изученных плавках, кроме плавки с танталом, приводит к растворению избыточных фаз и выравниванию состава карбидов МС. В плавке, легированной танталом, карбиды МС, находящиеся в решетках, коагулируют, однако в целом их морфология не изменяется. Выравнивания состава карбидов также не происходит. В этом случае повышенное, по сравнению со сплавом паспортного состава, содержание карбидной фазы сохраняется и после гомогенизирующего отжига.
Исследование микроструктуры сплава после гомогенизирующего отжига методом растровой электронной микроскопии показало, что во всех исследованных образцах из сплава ЭК151-ВГНК сохраняется размерная неоднородность частиц γʹ-фазы: в осях дендритов они мельче, чем в межосных областях. Количественная оценка размера частиц γʹ-фазы произведена с помощью компьютерной программы Image Expert Pro3. Наиболее существенная разница в размерах частиц γʹ-фазы наблюдается в сплаве при легировании его рением: в оси дендритов они имеют размер 0,7 мкм, а в межосной области 1,0 мкм.
После деформации штамповки были термообработаны по стандартному режиму для сплавов данного класса: закалка с температуры полного растворения упрочняющей γʹ-фазы и двухступенчатое старение для обеспечения наиболее полного выделения вторичной γʹ-фазы [3, 15]. Исследована микроструктура, определен локальный химический состав и объемная доля γʹ-фазы и карбидов. Микроструктура термообработанных образцов приведена на рис. 2. Структура всех штамповок практически одинакова и представляет собой γ-матрицу с мелкими частицами упрочняющей γʹ-фазы (0,1 мкм), крупными скоагулированными выделениями γʹ-фазы (2–3 мкм) и первичными карбидами. Границы зерен прямые с частицами γʹ-фазы и вторичными карбидами и боридами.
Рисунок 2. Микроструктура образцов из сплава ЭК151-ВГНК после полной термической обработки (режим СОМРО, нетравленые шлифы) паспортного состава (а), дополнительно легированных рением (б) и танталом (в)
Исследования показали, что после полной термической обработки в штамповке из сплава ЭК151-ВГНК паспортного состава происходит практически полное устранение ликвационной неоднородности. Коэффициенты ликвации всех легирующих элементов близки к единице. По данным МРСА после полной термической обработки наблюдаются следующие фазы: γ-матрица с включениями γʹ-фазы, первичные карбиды MC на основе Nb и Ti. Объемная доля γʹ-фазы составляет ~52%, карбидов: ~1%.
В штамповке из сплава ЭК151-ВГНК, дополнительно легированной рением, полного устранения ликвационной неоднородности не происходит, что свидетельствует о снижении диффузионной активности основных легирующих элементов. Коэффициенты ликвации вольфрама и рения составляют 1,2. Объемная доля γʹ-фазы и карбидов при введении в сплав рения не изменяется.
При дополнительном легировании сплава ЭК151-ВГНК танталом, после полной термической обработки повышенное содержание карбидной фазы сохраняется (объемная доля составляет 1,3%) и состав карбидов не выравнивается. По сравнению со сплавом паспортного состава также увеличивается объемная доля γʹ-фазы – до ~54%.
В процессе испытаний на длительную прочность при 650°С и напряжении 1070 МПа образцов из сплава ЭК151-ВГНК, дополнительно легированных рением и танталом, изменения их фазового состава по сравнению с термообработанным состоянием не происходит. Коэффициенты ликвации рения и вольфрама остаются на уровне термообработанного состояния (плавка с рением) и состав карбидов (плавка с танталом) не изменяется, что свидетельствует о сохранении фазовой стабильности сплава с рением и танталом при 650°С в течение 250 ч.
Обсуждение и заключения
Исследование структуры, ликвационной неоднородности и локального фазового состава сплава ЭК151-ВГНК показало, что дополнительное легирование рением и танталом оказывает влияние на его структурно-фазовое состояние.
При введении в сплав рения уменьшается доля избыточных фаз в литом состоянии. Наблюдается существенное снижение диффузионной активности основных легирующих элементов и в процессе термической обработки (гомогенизирующего отжига слитка, промежуточных отжигов при деформации и окончательной термообработки) полного выравнивания локального химического состава не происходит. Введение рения способствует также дополнительному упрочнению твердого раствора.
При введении в состав сплава тантала увеличивается количество упрочняющей γʹ-фазы и карбидов типа МС, состав которых в процессе термической обработки не выравнивается, что свидетельствует об их высокой термической стабильности.
Введение в никелевые жаропрочные деформируемые сплавы рения и тантала способствует повышению структурной стабильности материала, что позволит продлить ресурс изготовленных из него дисков ГТД.
- Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» //Авиационные материалы и технологии. 2015. №1 (34). С. 3–33.
- Бокштейн С.З., Кишкин С.Т., Шалин Р.Е. Структурная стабильность конструкционных материалов /В сб. Авиационные материалы на рубеже XX–XXI веков. М.: ВИАМ. 1994. С. 547–553.
- Суперсплавы II /Под ред. Ч.Т. Симса, Н.С. Столоффа, У.К. Хагеля. М.: Металлургия. 1995. Кн. 1. 384 с.
- Чабина Е.Б., Филонова Е.В., Ломберг Б.С., Бакрадзе М.М. Структура современных деформируемых никелевых сплавов //Все материалы. Энциклопедический справочник. 2012. №6. С. 22–27.
- Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Бакрадзе М.М., Мазалов И.С. Высокотемпературные жаропрочные никелевые сплавы для деталей газотурбинных двигателей //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 52–57.
- Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Бакрадзе М.М. Новый жаропрочный никелевый сплав для дисков газотурбинных двигателей и газотурбинных установок //Материаловедение. 2010. №7. С. 24–28.
- Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Лимонова Е.Н., Летников М.Н., Бакрадзе М.М., Чабина Е.Б., Латышев В.Б. Жаропрочные никелевые сплавы для дисков ГТД. Жаропрочные свариваемые сплавы для деталей горячего тракта ГТД /В сб. тезисов Международной научн.-технич. конф. «Актуальные вопросы авиационного материаловедения». М.: ВИАМ. 2007. С. 19–20.
- Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Латышев В.Б., Чабина Е.Б. Жаропрочные деформируемые сплавы для горячего тракта газотурбинных двигателей (ГТД) /В кн. 75 лет. Авиационные материалы. Избранные труды «ВИАМ» 1932–2007»: Юбилейный науч.-технич. М.: ВИАМ. 2008. С. 59–64.
- Чабина Е.Б., Филонова Е.В., Ломберг Б.С., Морозова Г.И. Эволюция структуры и фазового состава деформируемых жаропрочных никелевых сплавов для дисков ГТД с усложнением их легирования //МиТОМ. 2015. №3 (717). С. 8–12.
- Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Бакрадзе М.М. Особенности легирования и термической обработки жаропрочных никелевых сплавов для дисков газотурбинных двигателей нового поколения //Авиационные материалы и технологии. 2010. №2. С. 3–8.
- Ломберг Б.С., Бакрадзе М.М., Чабина Е.Б., Филонова Е.В. Влияние микролегирующих элементов на структурно-фазовую стабильность и свойства жаропрочного деформируемого сплава (при длительных наработках) //Металлург. 2013. №9. С. 93–97.
- Чабина Е.Б., Филонова Е.В., Ломберг Б.С., Зайцев Д.В. Особенности формирования структуры высокожаропрочного никелевого сплава при комплексном микролегировании лантаноидами //Металлы. 2014. №6. С. 62–69.
- Каблов Е.Н., Оспенникова О.Г., Ломберг Б.С. Комплексная инновационная технология изотермической штамповки на воздухе в режиме сверхпластичности дисков из супержаропрочных сплавов //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 129–141.
- Ломберг Б.С., Бакрадзе М.М., Чабина Е.Б., Филонова Е.В. Взаимосвязь структуры и свойств высокожаропрочных никелевых сплавов для дисков газотурбинных двигателей //Авиационные материалы и технологии. 2011. №2. С. 25–30.
- Бакрадзе М.М., Овсепян С.В., Шугаев С.А., Летников М.Н. Влияние режимов закалки на структуру и свойства штамповок дисков из жаропрочного никелевого сплава ЭК151-ИД //Труды ВИАМ. 2013. №9. Ст. 01 (viam-works.ru).
- Морозова Г.И. Компенсация дисбаланса легирования жаропрочных никелевых сплавов //МиТОМ. №12. 2012. С. 52–56.
- Каблов Е.Н., Бронфин М.Б. Эффект С.Т. Кишкина, или почему структура жаропрочных никелевых сплавов должна быть гетерофазной /В сб. Литейные жаропрочные сплавы. Эффект С.Т. Кишкина: научн.-техн. сб.; Под. ред. Е.Н. Каблова. М.: Наука. 2006. С. 7–14.
- Скляренко В.Г., Моисеев Н.В., Герасимов В.В., Петрушин Н.В., Чабина Е.Б. Разработка технологии формирования регламентированной структуры в штамповках дисков их слитков высокоградиентной кристаллизации сплава ЭК151 /В сб. тезисов Международной научн.-технич. конф. «Актуальные вопросы авиационного материаловедения». М.: ВИАМ. 2007. С. 70–71.
- Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Василенок Л.Б., Морозова Г.И. Рений в жаропрочных никелевых сплавах для лопаток газовых турбин (продолжение) //Материаловедение. 2000. №3. С. 38–43.
- Каблов Е.Н. Физико-химические и технологические особенности создания жаропрочных сплавов, содержащих рений //Вестник Московского университета. Сер. 2: Химия. 2005. Т. 46. №3. С. 155–167.
- Бакрадзе М.М., Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Чабина Е.Б., Филонова Е.В. Влияние рения на фазовый состав и свойства жаропрочного деформируемого сплава на никелевой основе для дисков турбин ГТД //Материаловедение. 2015. №1. С. 38–44.
- Физическое металловедение. Т. 1. Атомное строение металлов и сплавов /Под ред. Р.У. Кана, П. Хаазена. М.: Металлургия. 1987. 639 с.
- Чабина Е.Б., Алексеев А.А., Филонова Е.В., Лукина Е.А. Применение методов аналитической микроскопии и рентгеноструктурного анализа для исследования структурно-фазового состояния материалов //Труды ВИАМ. 2013. №5. Ст. 06 (viam-works.ru).
- Голиков И.Н., Масленков С.Б. Дендритная ликвация в сталях и сплавах. М.: Металлургия. 1977. 223 с.