Растворимость рения и рутения в γ′-фазе и физико-химические свойства никелевых сплавов системы Ni‒Al‒Re‒Ru

Е. С. Елютин, Н. В. Петрушин, Ф. Н. Карачевцев, Е. Б. Чабина
УДК
539.2
DOI
10.18577/2307-6046-2023-0-6-3-14
версия в формате pdf (935.74 КБ)
Цитирование
Е. С. Елютин, Н. В. Петрушин, Ф. Н. Карачевцев, Е. Б. Чабина Растворимость рения и рутения в γ′-фазе и физико-химические свойства никелевых сплавов системы Ni‒Al‒Re‒Ru // Труды ВИАМ. 2023. № 6. DOI: 10.18577/2307-6046-2023-0-6-3-14. URL: https://test.viam.ru/journal/2023/6/1
Ключевые слова
никелевые сплавы, направленная кристаллизация, плоский фронт роста, сегрегация элементов, растворимость рения и рутения в γʹ- и β-фазах, температуры γʹ-солвус, солидус и ликвидус
Аннотация

Проведена направленная кристаллизация с плоским фронтом никелевого сплава системы Ni‒Al‒Re‒Ru. В результате получена отливка с переменным по длине содержанием Al, Re и Ru (градиентная отливка). Установлено, что при кристаллизации в градиентной отливке последовательно формируются никелевые сплавы со структурами γ + γʹ, γʹ, γʹ + β. Определены растворимости Re и Ru в γʹ- и β-фазах сплавов γ + γʹ, γʹ, γʹ + β. Для этих же сплавов определены температуры γ'-солвус, солидус и ликвидус. Обнаружено, что в никелевой системе Ni–Al–Re–Ru фаза γʹ образуется по перитектической реакции L + γ → γ' при 1374 °С и по эвтектической реакции L → γʹ + β ‒ при 1372 °С.

Введение

Совершенствование авиационных ГТД главным образом связано с ростом температуры газа, что обеспечивается внедрением новых материалов и технологий [1–3]. В перспективных двигателях достижение высоких эксплуатационных характеристик возможно путем применения монокристаллических лопаток из жаропрочных никелевых сплавов (ЖНС), содержащих Re и Ru [4, 5]. Введение Re значительно повышает жаропрочность сплавов [6, 7]. Однако при длительном высокотемпературном воздействии Re способствует образованию нежелательных топологически плотно упакованных (ТПУ) фаз, приводящих к снижению жаропрочности [8]. Введение в ренийсодержащие сплавы Ru уменьшает скорость выделения и равновесную объемную долю ТПУ-фаз, что повышает их фазовую стабильность [9]. При доказанной пользе совместного легирования ЖНС рением и рутением исследование причин данного явления является многофакторной задачей ввиду сложного многокомпонентного состава сплавов.

Одной из причин выделения ТПУ-фаз в ренийсодержащих ЖНС является низкая растворимость рения в многокомпонентной γʹ-фазе, составляющая 0,3‒0,6 % (атомн.), и высокая – в γ-твердом растворе, вследствие малого значения коэффициента распределения рения между γʹ- и γ-фазами: KRe ≈ 0,1 (где ,   ‒ соответственно концентрации в % (атомн.) i-гоэлемента в γʹ- и γ-фазах) [10–12]. Данная особенность рения наблюдается на изотермическом (при температуре 1000 °С) сечении диаграммы состояния системы Ni–Al–Re (рис. 1, а), рассчитанном методом Calphad [13]. Экспериментально установлено, что предельная растворимость Re в γ′-фазе никелевого сплава со структурой γʹ + α(Re) этой системы составляет ~1 % (атомн.) [14]. Это значительно ниже, чем растворимость молибдена и вольфрама в γ′-фазе тройных систем Ni‒Al‒Mo и Ni‒Al‒W, составляющая соответственно 6,0 и 5,5 % (атомн.) [15, 16]. Растворимость рутения в γʹ-фазе системы Ni–Al–Ru (рис. 1, б), согласно данным работы [17], составляет ~5 % (атомн.). Отметим, что растворимость рутения в многокомпонентной γʹ-фазе ЖНС значительно меньше и составляет 0,8‒1,9 % (атомн.) с коэффициентом распределения KRu = 0,3‒0,5 [18, 19].

 

 

Рис. 1. Сечения фазовых диаграмм состояния тройных систем Ni–Al–Re (а) и Ni–Al–Ru (б) при температуре 1000 °С [13, 17]

 

Информация о влиянии рения и рутения на растворимость легирующих элементов в γ′-фазе ЖНС неоднозначна. В работе [20] отмечается, что при легировании ЖНС рутением часть атомов рения вытесняется из γ-твердого раствора в γʹ-фазу. Рений также вытесняет вольфрам из γ-твердого раствора в γʹ-фазу, но не влияет на распределение молибдена между фазами, рутений не влияет на распределение вольфрама и молибдена в γʹ- и γ-фазах [21].

Цель данной работы – исследование растворимости рения и рутения в γʹ-фазе никелевых сплавов четырехкомпонентной системы Ni‒Al‒Re‒Ru и физико-химических свойств (температуры фазовых превращений γ′-солвус, солидус и ликвидус) этих сплавов.

 

Материалы и методы

Предмет исследования – четырехкомпонентные сплавы на никелевой основе системы Ni‒Al‒Re‒Ru, которые получали путем направленной кристаллизации с плоским фронтом роста выбранного первичного (исходного) сплава состава, здесь и далее – % (по массе): Ni–11Al–3Re‒3Ru (или Ni–21,8Al–0,9Re‒1,6Ru (% (атомн.)).

Концентрации Re и Ru в первичном сплаве выбирали с помощью анализа фазовых диаграмм состояния тройных систем Ni–Al–Re и Ni–Al–Ru [13, 17], а также таким образом, чтобы они соответствовали типичным монокристаллическим ЖНС четвертого поколения [4].

В отличие от технологии направленной кристаллизации, используемой в промышленности для производства турбинных лопаток авиационных двигателей [22, 23], направленная кристаллизация с плоским фронтом достаточно широко используется в физико-химическом анализе металлических материалов [24–28]. В ходе кристаллизации с плоским фронтом роста первичного сплава его компоненты сегрегируют в твердую и жидкую фазы в соответствии со своими коэффициентами распределения между твердой и жидкой фазами [24, 29]. В результате кристаллизуется отливка образца с разным по длине и однородным по сечению химическим и фазовым составом (отливка образца с макросегрегацией или градиентная отливка образца). Это позволяет из отливки изготовить образцы с разным химическим составом и провести их исследование.

В данной работе кристаллизацию с плоским фронтом роста выполняли на лабораторном оборудовании по методу Бриджмена–Стокбаргера [30, 31]. Скорость перемещения тигля с расплавом составляла 6 мм/ч, градиент температуры в расплаве перед фронтом роста составлял G ≈ 150 °С/см. Указанные параметры направленной кристаллизации обеспечили условия плоского фронта роста и получение отливок исследуемого сплава с макросегрегацией компонентов.

На рис. 2 показана полученная методом направленной кристаллизации отливка образца диаметром ~2 см и длиной ~15 см. Отливку образца разрезали перпендикулярно направлению роста с шагом ~1 см. На торцевой поверхности полученных дисков изготавливали микрошлифы для исследования микроструктуры и фазового состава. Затем от дисков отбирали стружку для определения химического состава и вырезали образцы диаметром ~0,4 см и толщиной ~0,1 см для определения физико-химических свойств сплавов – температур γʹ-солвус (), солидус (TS) и ликвидус (TL).

 

 

 

Рис. 2. Отливка образца с макросегрегацией, полученная методом направленной кристаллизации с плоским фронтом роста первичного сплава Ni–11Al–3Re‒3Ru

Химический состав сплавов определяли методом атомно-эмиссионного анализа, температуры , TS и TL – методом дифференциального термического анализа (ДТА) при нагреве образцов в среде гелия со скоростью 20 °С/мин. Погрешность определения температур составляет ±3 °С.

Микроструктуру исследовали методом растровой электронной микроскопии (РЭМ). Подготовка микрошлифов проведена с помощью химического травления. Фазовый состав образцов определяли на нетравленных микрошлифах методом рентгеноспектрального микроанализа (РСМА).

Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

 

Результаты и обсуждение

Закристаллизованная с плоским фронтом роста отливка из сплава состава Ni–11Al–3Re‒3Ru (рис. 2) не имела стартовой области (области с равноосной зеренной структурой) и в области направленного роста состояла из длинных столбчатых зерен, простирающихся вплоть до прибыльной части, затвердевшей самопроизвольно после завершения процесса направленной кристаллизации.

Атомно-эмиссионный анализ различных участков отливки образца выявил изменение концентрации компонентов (макросегрегацию) в области направленного роста, приведенное на рис. 3 в виде кривых распределения Al, Re и Ru по отношению к доле закристаллизованного сплава – доле твердой фазы q.

 

 

Рис. 3. Распределениеалюминия, рутения и рения по длине области направленного роста отливки образца после кристаллизации с плоским фронтом роста первичного сплава состава Ni–11Al–3Re‒3Ru в зависимости от доли твердой фазы q

 

Видно, что концентрация алюминия CAl изменяется с ~10 % (по массе) в начальной части до ~12 % (по массе) в конечной части области направленного роста отливки образца. Следовательно, в ходе кристаллизации с плоским фронтом роста расплава состава Ni–11Al–3Re‒3Ru алюминий оттесняется в жидкую фазу. В сечениях вблизи q ≈ 50 %, где CAl ≈ 11 % (по массе), наблюдается перелом на зависимости CAl = f(q)с почти скачкообразным увеличением параметра CAl, что, по-видимому, связано с изменением типа фазового превращения при кристаллизации. Содержание Re соответственно уменьшается с 3,7 до 1,8 % (по массе), т. е. Re оттесняется в процессе кристаллизации с плоским фронтом роста в твердую фазу. Сегрегация Ru по длине области направленного роста отливки не наблюдается, его концентрация практически не изменяется по длине градиентной отливки образца, наблюдается только тенденция к увеличению его концентрации с 3,01 до 3,22 % (по массе).

Согласно результатам исследования с использованием методов РЭМ, РСМА и ДТА, градиентная отливка из первичного сплава состава Ni–11Al–3Re‒3Ru, сформировавшаяся в результате макросегрегации компонентов Al, Re и Ru, имеет различные по длине микроструктуру, фазовый состав и физико-химические свойства.

Микроструктура в нижней части области направленного роста отливки при q < 50 % представлена двумя фазами переменного состава: γ′-фазой на основе интерметаллического соединения Ni3Al в виде крупных частиц размером ~5 мкм (темное поле на рис. 4, а) и матричным твердым γ-раствором элементов в никеле (светлые прожилки на рис. 4, а). Химический состав этих фаз, полученный методом РСМА, приведен в табл. 1.

 

 

 

Рис. 4. Микроструктура (РСМА) сплавов системы Ni–Al–Re‒Ru после направленной кристаллизации с плоским фронтом в поперечных сечениях градиентной отливки из первичного сплава состава Ni–11Al–3Re‒3Ru с долей твердой фазы q: 11 (а), 60 (б) и 98 % (в)

 

Коэффициенты распределения Re и Ru между γʹ- и γ-фазами Ki(где   – соответственно концентрация в % (атомн.) i-гоэлемента в γʹ- и γ-фазах) в четырехкомпонентных сплавах системы Ni–Al–Re‒Ru со структурой γ + γʹ составляют KRe = 0,6 и KRu= 0,4 соответственно (табл. 1). Предельная растворимость Re и Ru в γʹ-фазе этих сплавов составляет соответственно 1,1 и 1,5 % (атомн.) при максимальной растворимости алюминия, равной 21,1 % (атомн.).

В сплавах, вырезанных из средней части области направленного роста градиентной отливки (q= 60‒70 %), методом РЭМ наблюдали только одну фазу (рис. 4, б) состава, % (атомн.): Ni‒23,1Al‒0,6Re‒1,9Ru (табл. 1). Концентрация Al в этой фазе аналогична его концентрации в γʹ-фазе систем Ni‒Al‒X (где X: Mo, W, Ta и др.) [32, 33]. Поэтому эту фазу следует отнести к γ′-фазе на основе интерметаллического соединения Ni3Al, легированной Re и Ru. Растворимость Re и Ru в γʹ-фазе этого состава составляет 0,5 и 1,9 % (атомн.) соответственно.

Микроструктура верхней части отливки в области направленного роста при q > 70 % (рис. 4, в)состоит из матричной γ′-фазы, концентрация Al в которой составляет 23,6 % (атомн.), и пластинчатых фазовых выделений состава в % (атомн.): Ni‒34,2Al‒7,1Ru (табл. 1). Методом РСМА наличие Re в химическом составе пластинчатой фазы не обнаружено. Судя по химическому составу, эту фазу можно отнести к моноалюминиду NiAl (β-фаза), легированному Ru в количестве 7,1 % (атомн.). Растворимость Re и Ru в γʹ-фазе этого двухфазного сплава составляет 0,5 и 1,4 % (атомн.)
соответственно.

Таблица 1

Химический состав сплавов, их фаз и коэффициенты распределения элементов

между фазами в различных сечениях* отливки образца после кристаллизации

с плоским фронтом роста первичного сплава состава Ni–11Al–3Re‒3Ru

 

Таким образом, экспериментальные данные свидетельствуют о том, что растворимость Re и Ru в γʹ-фазе исследованных четырехкомпонентных сплавов системы Ni–Al–Re‒Ru значительно меньше, чем в соответствующих трехкомпонентных системах Ni–Al–X (где X: Re, Ru). Вместе с тем в системе Ni–Al–Re‒Ru суммарная растворимость (Re + Ru) больше, чем растворимость Re в системе Ni–Al–Re, но меньше, чем растворимость Ru в системе Ni–Al–Ru. Следует учесть, что в четырехкомпонентной системе Ni‒Al‒W‒Mo суммарная растворимость (W + Mo) в γʹ-фазе выше, чем растворимость W и Mo в γʹ-фазе соответствующих трехкомпонентных систем Ni–Al–X (где X: W, Mo) [15, 34].

Методом ДТА при нагреве образцов, отобранных из области направленного роста градиентной отливки из первичного сплава состава Ni–11Al–3Re‒3Ru, определены температуры фазовых превращений (, TS и TL) в сплавах системы Ni–Al–Re‒Ru с различной структурой. В табл. 2 показаны экспериментальные результаты этого анализа.

Видно, что увеличение температуры полного растворения  никелевых сплавов γ + γʹ четырехкомпонентной системы Ni–Al–Re‒Ru с повышением значений q обусловлено возрастанием содержания Al в сплаве γ + γʹ. Кроме того, численные значения температуры  хорошо согласуются с кривой растворимости Al в Ni на диаграмме состояния бинарной системы Ni–Al, представленной в справочнике [35]. Это позволяет сделать вывод, что γ′-фаза в сплавах γ + γʹ образуется путем распада матричного γ-твердого раствора при охлаждении с температуры TS. Температура  повышается с 1327 °С при CAl = 19,8 % (атомн.) до 1342 °C при CAl = 20,5 % (атомн.). При этом Re и Ru заметного влияния на эту характеристику не оказали, как это отмечалось ранее для ЖНС, в части касающейся их легирования Ru [26] и Re [36]. Концентрационная зависимость температур TS и TL никелевых сплавов структуры γ + γʹ незначительная и может быть объяснена разнонаправленным влиянием Re и Ru на эти свойства. Отметим, что в никелевых трехкомпонентных системах Ni–Al–X (где X: Re, Ru) рений повышает температуру TS [27], а рутений практически не влияет на температуру TL [37].

 

Таблица 2

Температуры фазовых превращений в никелевых сплавах различных сечений

отливки образца после кристаллизации с плоским фронтом роста

первичного сплава состава Ni–11Al–3Re‒3Ru

 

Доля твердой фазы q, %

Концентрация элемента

в Ni-сплаве, % (атомн.)

Структура сплава

 

TS

TL

Al

Re

Ru

°С

14

19,8

1,1

1,7

γ + γʹ

1327

1387

1431

26

20,1

1,1

1,6

1334

1383

1426

40

20,5

0,9

1,6

1342

1380

1427

63

22,7

0,7

1,7

γʹ

–

1374

1404

75

23,1

0,6

1,7

γʹ + β

–

1372

1404

88

23,3

0,5

1,6

–

1372

1401

 

Сопоставляя результаты, приведенные в табл. 1 и 2 для сплавов со структурами γʹ и γʹ + β, с новой версией фрагмента диаграммы состояния системы Ni‒Al в области составов, соответствующих γ′-фазе [38–41], можно заключить следующее:

– последние порции никелевого расплава состава (% (атомн.)) Ni‒22,7Al‒0,7Re‒1,7Ru кристаллизуются по перитектической реакции с образованием γʹ-фазы при температуре 1374 °С;

– последние порции никелевых расплавов состава (% (атомн.)) Ni‒23,1Al‒0,6Re‒1,7Ru и Ni‒23,3Al‒0,5Re‒1,6Ru кристаллизуются по эвтектической реакции с образованием двойной эвтектики γʹ + β при температуре 1372 °С.

 

Заключения

При направленной кристаллизации с плоским фронтом роста первичного четырехкомпонентного сплава состава Ni–11Al–3Re‒3Ru происходит макросегрегация компонентов. Изготовленная отливка образца имеет разный химический состав по длине (градиентная отливка), а также различные физико-химические и структурно-фазовые характеристики.

Установлено, что в градиентной отливке при направленной кристаллизации алюминий оттесняется в расплав и его содержание повышается с возрастанием доли закристаллизовавшегося расплава, а рений, напротив, оттесняется в твердую фазу и его содержание уменьшается, при этом рутений не сегрегирует в ходе направленной кристаллизации и его концентрация по длине градиентной отливки остается постоянной.

При направленной кристаллизации в зависимости от распределения Al, Re и Ru по длине градиентной отливки последовательно формируются сплавы с фазовым составом: γ + γʹ, γʹ и γʹ + β, где γ – твердый раствор Re и Ru в Ni; γʹ ‒ фаза на основе интерметаллида Ni3Al, легированного Re и Ru; β – фаза на основе алюминида никеля (NiAl), легированного Ru.

В четырехкомпонентных сплавах системы Ni–Al–Re‒Ru определена растворимость компонентов Re и Ru в γʹ-фазе, составляющая в сплаве на основе γ + γʹ: 1,1 и 1,5 % (атомн.); в сплаве на основе γʹ-фазы: 0,5 и 1,9 % (атомн.); в сплаве на основе γʹ + β: 0,5 и 1,4 % (атомн.) соответственно; растворимость Ru в β-фазе составляет 7,1 % (атомн.); наличие Re в β-фазе не обнаружено. По сравнению с трехкомпонентными сплавами систем Ni–Al–X (где X: Ru, Re) одновременное взаимодействие Re и Ru уменьшает их растворимость в γ′-фазе четырехкомпонентных сплавов Ni–Al–Re‒Ru.

Определены температуры полного растворения γ′-фазы в матричном γ-твердом растворе (γʹ-солвус), солидус и ликвидус никелевых сплавов со структурами на основе γ + γʹ, γʹ и γʹ + β системы Ni–Al–Re‒Ru. В сплавах на основе γ + γʹ температура солвус γʹ-фазы повышается с 1327 °С при СAl = 19,8 % (атомн.) до 1342 °C при СAl = 20,5 % (атомн.), Re и Ru заметного влияния на эту характеристику не оказали. Обнаружено незначительное совместное влияние Re и Ru на температуры солидус и ликвидус никелевых сплавов на основе γ + γʹ.

Обнаружено, что в четырехкомпонентной системе Ni–Al–Re–Ru при кристаллизации γʹ-фаза образуется по перитектической реакции L + γ → γʹ при температуре 1374 °С и по эвтектической реакции L → γʹ + β ‒ при температуре 1372 °С.

Литература
  1. Работы ведущих авиадвигателестроительных компаний в обеспечении создания перспективных авиационных двигателей (аналитический обзор) / под общ. ред. В.А. Скибина, В.И. Солонина. М.: ЦИАМ, 2010. 678 с.
  2. Каблов Е.Н. Материалы нового поколения – основа инноваций, технологического лидерства и национальной безопасности России // Интеллект и технологии. 2016. № 2 (14). С. 16–21.
  3. Логунов А.В. Жаропрочные никелевые сплавы для лопаток и дисков газовых турбин. Рыбинск: Газотурбинные технологии, 2017. 854 с.
  4. Reed R.C. The Superalloys. Fundamentals and Applications. Cambridge: United Kingdom at University Press, 2006. 372 p.
  5. Бондаренко Ю.А. Тенденции развития высокотемпературных металлических материалов и технологий при создании современных авиационных газотурбинных двигателей // Авиационные материалы и технологии. 2019. № 2 (55). С. 3–11. DOI: 10.18577/2071-9140-2019-0-2-3-11.
  6. 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.
  7. Lu F., Antonov S., Zheng Y. et al. Effect of Re on long-term creep behavior of nickel-based single-crystal superalloys for industrial gas turbine applications // Superalloys 2020. TMS, 2020. P. 218–227.
  8. Светлов И.Л., Петрушин Н.В., Епишин А.И., Елютин Е.С. Синергическое влияние рения и рутения на длительную прочность монокристаллов никелевых жаропрочных сплавов III‒IV поколений // Физика металлов и металловедение. 2022. Т. 123. № 8. С. 888–894.
  9. Matuszewski K., Rettig R., Matysiak H. et al. Effect of ruthenium on the precipitation of topologically close packed phases in Ni-base superalloys of 3rd and 4th generation // Acta Materialia. 2015. Vol. 95. P. 274‒283. DOI: 10.1016/j.actamat.2015.05.033.
  10. Glatzel U. Microstructure and internal strains of undeformed and creep deformed samples of a Nickel-base superalloy. Berlin: Verlag Dr. Köster, 1994. 80 p.
  11. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Морозова Г.И., Светлов И.Л. Физико-химические факторы жаропрочности никелевых сплавов, содержащих рений // Авиационные материалы и технологии. 2004. № 1. С. 37–47.
  12. Shu D., Tian S., Liu L. et al. Influence of Re/Ru on concentration in γ/γʹ phases of in nickel-base single crystal superalloys // Materials and Design. 2017. Vol. 132. P. 198–207.
  13. Saunders N. Phase diagram calculation for Ni-base superalloys // Superalloys 1996. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 1996. P. 101–110.
  14. Петрушин Н.В., Бронфин М.Б., Чабина Е.Б., Дьячкова Л.А. Фазовые превращения и структура направленно закристаллизованных интерметаллидных сплавов системы Ni–Al–Re // Металлы. 1994. № 3. С. 85–93.
  15. Chakravorty S., West D.R.F. Constitution of Ni3Al–Ni3Mo–Ni3W section of Ni–Al–Mo–W system // Materials Science and Technology. 1986. Vol. 2. No. 10. P. 989–996.
  16. Удовский А.Л., Олдаковский И.В., Молдавский В.Г. Теоретические и экспериментальные исследования фазовых равновесий системы Ni–NiAl–W в интервале 900–1500 °С // Металлы. 1991. № 4. С. 112–123.
  17. Tryon B., Pollock T.M. Experimental assessment of the Ru‒Al‒Ni ternary phase diagram at 1000 and 1100 C // Materials Sciences and Engineering A. 2006. Vol. 430. P. 266–276.
  18. Van Sluytman J.S., La Fontaine A., Cairney J.M., Pollock T.M. Elemental portioning of platinum metal containing Ni-base superalloys using electron microprobe analysis and atom probe tomography // Acta Materialia. 2010. Vol. 58. P. 1952–1962.
  19. Кузнецов В.П., Лесников В.П., Конакова И.П. и др. Структурные и фазовые превращения в монокристаллическом никелевом сплаве, легированном рением и рутением, в условиях испытаний на длительную прочность // Металловедение и термическая обработка металлов. 2015. № 8 (722). С. 55–59.
  20. Wang X.G., Liu J.L., Jin T., Sun X.F. The effects of ruthenium additions on tensile deformation mechanisms of single crystal superalloys at different temperatures // Materials and Design. 2014. Vol. 63. P. 286–293.
  21. Wang Y.-J., Wang C.-J. The alloying mechanisms of Re, Ru in quaternary Ni-based superalloys γ/γʹ interface: A first principle calculation // Materials Science and Engineering A. 2008. Vol. 490. P. 242–249.
  22. Каблов Е.Н., Герасимов В.В., Висик Е.М. Технологические особенности получения монокристаллических образцов и турбинных лопаток из высокорениевых жаропрочных сплавов на установках УВНК-9 и ВИАМ-1790 // Авиационные материалы и технологии. 2004. № 1. С. 91–97.
  23. Каблов Е.Н., Ечин А.Б., Бондаренко Ю.А. История развития технологии направленной кристаллизации и оборудования для литья лопаток газотурбинных двигателей // Труды ВИАМ. 2020. № 3 (87). Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 18.10.2022). DOI: 10.18577/2307-6046-2020-0-3-3-12.
  24. Вигдорович В.Н., Вольпян А.Е., Курдюмов Г.М. Направленная кристаллизация и физико-химический анализ. М.: Химия, 1976. 200 с.
  25. Epishin A., Brückner U., Portella P.D., Link T. Influence of small rhenium additions on the lattice spacing of nickel solid solution // Scripta Materialia. 2003. Vol. 48. P. 455–459.
  26. Епишин А.И., Родин А.О., Бокштейн Б.С., Светлов И.Л. Взаимная диффузия в бинарных сплавах системы Ni–Re // Физика металлов и металловедение. 2015. Т. 116. № 2. С. 184–190.
  27. Петрушин Н.В., Елютин Е.С., Чабина Е.Б. Фазовые и структурные превращения при направленной кристаллизации с плоским фронтом интерметаллидных эвтектических сплавов на основе никеля // Труды ВИАМ. 2020. № 3 (87). Ст. 02. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 16.01.2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2020-0-3-13-29.
  28. Petrushin N.V., Elyutin E.S., Nazarkin R.M. et al. Segregation of alloying elements in directionally solidified Re–Ru-containing Ni-based superalloy // Inorganic Materials: Applied Research. 2016. Vol. 7. No. 6. P. 824–831.
  29. Kurz W., Fisher D.J. Fundamentals of solidification. Fourth revised edition. Uetikon-Zuerich: Trans Tech Publications Ltd., 1998. 306 p.
  30. Bridgman P.W. Certain physical properties of single crystals of tungsten, antimony, bismuth, tellurium, cadmium, zinc, and tin // Proceedings of the American Academy of Arts and Sciences. 1925. Vol. 60. P. 305–383. DOI: 10.2307/25130058.
  31. Курц В., Зам П.Р. Направленная кристаллизация эвтектических материалов. М.: Металлургия, 1980. 274 с.
  32. Лашко Н.Ф., Заславская Л.В., Козлова М.Н. и др. Физико-химический фазовый анализ сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1978. 336 с.
  33. Суперсплавы II. Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок: в 2 кн. / под ред. Ч.Т. Симса, Н.С. Столоффа, У.К. Хагеля; пер. с англ. М.: Металлургия, 1995. Кн. 1. 768 с.
  34. Шалин Р.Е., Светлов И.Л., Качанов Е.Б., Толорайя В.Н., Гаврилин О.С. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов. М.: Машиностроение, 1997. 336 с.
  35. Барабаш О.М., Коваль Ю.Н. Кристаллическая структура металлов и сплавов: справочник. Киев: Наукова Думка, 1986. 598 с.
  36. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для лопаток с направленной и монокристаллической структурой (часть I) // Материаловедение. 1997. № 4. С. 32–39.
  37. Feng Q., Nandy T.K., Tin S., Pollock T.M. Solidification of high-refractory ruthenium-containing superalloys // Acta Materialia. 2003. Vol. 51. No. 1. P. 269‒284. DOI: 10.1016/S1359-6454(02)00397-X.
  38. Bremer F.J., Beyss M., Karthaus E. et al. Experimental analysis of the Ni–Al phase diagram // Journal Crystal Growth. 1988. Vol. 87. No. 2–3. P. 185–192.
  39. Hilpert K., Kobertz D., Venugopal V. et al. Phase diagram studies on the Al–Ni system // Zeitschrift fur Naturforschung. 1987. Vol. 42a. P. 1327–1332.
  40. Verhoeven J.D., Lee J.H., Laabs F.C., Jones L.L. The phase equilibria of Ni3Al evaluated by directional solidification and diffusion couple experiment // Journal Phase Equilibrium. 1991. Vol. 12. No. 1. P. 15–23.
  41. Удовский А.Л., Олдаковский И.В., Молдавский В.Г. О ревизии диаграммы состояния системы никель–алюминий // Доклады АН СССР. 1991. Т. 317. № 1. С. 161–165.