Развитие метода направленной кристаллизации для решения задач физического металловедения никелевых и кобальтовых жаропрочных сплавов*

Введение

Многокомпонентное легирование жаропрочных никелевых и кобальтовых γ′-упрочненных сплавов, литье по существующим промышленным технологиям, например, монокристаллических лопаток газотурбинных двигателей и установок из этих сплавов в условиях повышенной скорости охлаждения жидко-твердой зоны отливок при кристаллизации, а также длительное воздействие повышенной температуры при эксплуатации часто приводят к фазовой нестабильности их структуры и фазового состава. Последнее связано с образованием в структуре сплавов вредных фаз различного типа: эвтектической (перитектической) γʹ(Ni₃Аl)-фазы, фаз с объемноцентрированной кубической решеткой твердых растворов вольфрама (молибдена) (α-фазы) и с гексагональной плотноупакованной решеткой твердых растворов рения (рутения) (δ-фазы), интерметаллидных топологически плотноупакованных фаз (σ, μ, R и др.), оказывающих отрицательное влияние на служебные свойства сплавов.

Необходимость прогнозирования образования вредных фаз в существующих жаропрочных никелевых сплавах и создания фазово-стабильных композиций сплавов привела к разработке различных расчетных методов для оценки их фазовой стабильности [1–4]. Однако прогнозирование условий образования этих фаз с необходимой точностью в большинстве случаев не представляется возможным. Причины − сложность химического состава сплавов, отсутствие многомерных фазовых диаграмм состояния, неравновесные условия кристаллизации. Поэтому наряду с совершенствованием методов прогнозирования фазовой нестабильности композиций сплавов актуальными остаются экспериментальные исследования фазовых равновесий в многокомпонентных системах жаропрочных сплавов и поиск оптимальных областей их легирования. Для упрощения способов решения таких задач весьма продуктивным представляется подход, совмещающий физико-химический анализ и технологию направленной кристаллизации в режиме плоского фронта роста (нормальная направленная кристаллизация – ННК) [5–7].

В первой части данной статьи [7] отмечено, что в процессе ННК исходного (первичного) многокомпонентного сплава вследствие макросегрегации химических компонентов между твердой и жидкой фазами материал однонаправленно закристаллизованной отливки (градиентная отливка с макросегрегацией) имеет переменный вдоль высоты химический состав. Изготовив из различных по высоте участков такой отливки образцы, можно изучить концентрационные зависимости физико-химических и структурно-фазовых характеристик исследуемых сплавов и определить оптимальные области их легирования.

Основная цель второй части данной статьи – продемонстрировать возможности технологии ННК для подготовки образцов, необходимых для последующего изучения и решения некоторых актуальных задач физического металловедения сплавов на основе никеля и кобальта. К числу таких задач относятся установление влияния легирующих элементов Re, Ru, Ta и Al на температуры γʹ-сольвус, солидус и ликвидус монокристаллических никелевых жаропрочных сплавов, оптимизация химического и фазового состава монокристаллических никелевых и кобальтовых γ/γʹ-сплавов, определение влияния легирующих элементов Al и W на предел текучести при сжатии и жаростойкость γʹ-упрочненных сплавов на основе кобальта.

Работа выполнена при поддержке ЦКП «Климатические испытания» НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ.

Концентрационные зависимости температур γʹ-сольвус, солидус и ликвидус никелевых жаропрочных γ/γʹ-сплавов с рением и рутением

Температуры γʹ-сольвус(или полного растворения фазы γʹ в матричном g-твердом растворе Т_solv), солидус T_S и ликвидус T_L (характеристические температуры жаропрочного сплава) во многих случаях определяют жаропрочность и технологические параметры сплавов на никелевой и кобальтовой основах [8, 9]. Так, температура γʹ - сольвус характеризует не только термическую стабильность γʹ -фазы и γʹ/γʹ -структуру сплавов в целом, но и определяет в первом приближении их температурную работоспособность – с увеличением Т_solv (т. е. с уменьшением растворимости γʹ -фазы) возрастает высокотемпературная длительная прочность. Сплавы с более высокой температурой солидус имеют более низкую гомологическую температуру, и, следовательно, диффузионная подвижность атомов в таких сплавах будет ниже, а стабильность и жаропрочность выше. Характеристические температуры определяют и некоторые технологические свойства сплавов. В частности, способность жаропрочного сплава к монокристаллическому литью лопаток без ростовых дефектов типа «струйная ликвация» (freckles) и с пониженной микросегрегацией легирующих элементов зависит от температурного интервала кристаллизации сплава ΔТ_кр = T_кр ‒ T_S (T_кр ‒ температура начала кристаллизации), который в этом случае должен быть минимальным [10]. С целью устранения химической и структурной неоднородности материала лопатки подвергаются гомогенизирующей термической обработке. Температура такой обработки выбирается на основе данных о температуре γʹ -сольвус сплава, из которого изготовлена лопатка.

Если характеристические температуры никелевых сплавов традиционного легирования можно рассчитать существующими методами компьютерного моделирования с высокой точностью, то для жаропрочных Re–Ru-содержащих никелевых сплавов эти возможности ограничены недостаточной базой экспериментальных данных [11–13].

В работе [14] представлены результаты систематических исследований характеристических температур жаропрочных Re–Ru-содержащих никелевых сплавов в области концентраций, характерных для монокристаллических жаропрочных никелевых сплавов V и VI поколений [15, 16].

С этой целью использовали градиентную отливку (длиной ~100 мм, диаметром 20–22 мм), полученную ННК экспериментального γ/γʹ-сплава состава (% (по массе)) Ni−2,5Cr−2Mo−1,3W−8,8Ta−9Re−5,75Al−11Co−6Ru. После ННК градиентная отливка имела столбчатую однонаправленную структуру с макроскопической сегрегацией Re, Ru, Ta и Al по высоте (рис. 1). Вдоль высоты отливки в материале концентрации Re и Ru уменьшаются, Ta и Al увеличиваются, а Cr, Co, W и Mo не изменяются. Следовательно, материал градиентной отливки с изменяющимся вдоль высоты химическим составом должен иметь переменные свойства или фазовые характеристики. К ним относятся характеристические температуры T_L, T_S, Т_solv и количество γ′-фазы в сплавах, изменение которых вдоль высоты отливки приведено на рис. 2.

По результатам обработки экспериментальных данных авторы работы [14] рассчитали регрессионные уравнения (модели), описывающие зависимость характеристических температур фазовых превращений Т_solv, T_S, T_L (°C) в никелевых γ/γʹ-сплавах от концентраций легирующих элементов Al, Ta, Re и Ru в пределах исследованной системы легирования:

Т_solv = 1263 + 29,7C_Al – 17,3C_Re + 1,2C_Ta + 2,5C_Ru, R² = 0,773,                  (1)

T_S = 1160 + 21,9C_Al + 11,7C_Re – 5,5C_Ta + 5,5C_Ru, R² = 0,865,                     (2)

T_L = 1291+ 5,8C_Al + 9,2C_Re + 0,4C_Ta + 2,7C_Ru, R² = 0,941,                          (3)

где C_i (i: Al, Re, Ta, Ru) – концентрации элементов в γ/γʹ-сплаве, % (по массе); R – множественный коэффициент корреляции.

Из моделей (1)–(3) следует, что для достижения максимальных значений температуры γ′-сольвус жаропрочный сплав должен быть легирован максимально возможным количеством алюминия и тантала при минимально возможном содержании рения. Рений значительно повышает температуры ликвидус и солидус, понижает температуру γ′-сольвус, а рутений слабо влияет на эти характеристические температуры γ/γ′-сплавов.

Усовершенствование химического состава γ/γʹ-сплавов на основе никеля и кобальта

Сплав типа ЖС40

Данный тип сплава характеризуется предельным легированием γ- и γ′-фаз, достигаемым практически равным содержанием в сплаве W, Та и Мо (C_W ≈ C_Ta ≈ C_Mo, % (атомн.)) при повышенной их суммарной концентрации (C_W + C_Ta + C_Mo > 18 % (по массе)) [1, 17]. При ячеисто-дендритном росте в монокристаллических отливках из таких сплавов образуются нежелательные эвтектические γ′_эвт-фазы и фазы с объемноцентрированной кубической кристаллической решеткой твердых растворов вольфрама (фаза α_W) или молибдена (фаза α_Mo) [18]. Необходимо определить концентрации легирующих элементов, гарантирующие отсутствие выделений этих фаз в сплаве ЖС40 при производстве монокристаллических лопаток по существующим промышленным технологиям литья.

В работе [6] рассмотрено применение технологии ННК с целью усовершенствования жаропрочного никелевого сплава типа ЖС40 исходного (первичного) состава (% (по массе)) Ni−5,1Al−6,5Сr−7,3W−7,3Та−4,8Мо−0,5Nb. Материал в полученной градиентной отливке из этого сплава имел переменный по высоте химический и фазовый состав и, соответственно, физико-химические характеристики (табл. 1, рис. 3).

В начальной части отливки (рис. 3, а, табл. 1, сечение 1) наблюдали выделения α_W-фазы, в конечной (рис. 3, б, табл. 1, сечение 4) – выделения фаз  и α_Mo. В интервале между ними находится искомая концентрационная двухфазная область γ/γ'-сплавов (табл. 1, сечения 2 и 3). Из данных табл. 1 следует, что сплавы, расположенные между сечениями 2 и 3 градиентной отливки, имеют более благоприятные значения характеристических температур, чем сплавы сечений 1 и 4 этой же отливки. В структуре сплавов этих сечений образуются нежелательные α- и -фазы.

Кобальтовый сплав Co‒W‒Al‒Ta

В качестве альтернативы жаропрочным никелевым сплавам в последние 10−15 лет рассматриваются кобальтовые сплавы с аналогичной γ/γ′-микроструктурой, в которых матрицей является g-твердый раствор кобальта с гранецентрированной кубической решеткой, а упрочнителем – интерметаллидные выделения Co₃Al (γ′-фаза). Однако в бинарной системе Co–Al выделения Co₃Al являются метастабильными, что неприемлемо для высокотемпературного применения. В 2006 г. в работе [19] показано, что термическую стабильность γ′-выделений в кобальтовых сплавах можно обеспечить путем легирования кобальтового сплава вольфрамом, при котором образуются стабильные γ′-выделения со стехиометрией Co₃(Al, W) и упорядоченной структурой L1₂. Для повышения температуры γ′-сольвус предложено дополнительно легировать кобальтовый сплав танталом (табл. 2) [9, 19–26].

Предполагается, что для γʹ-упрочненных кобальтовых сплавов можно найти ряд важных практических применений в качестве нового класса высокотемпературных материалов. Для этого имеются следующие основания [22]: жаропрочные кобальтовые сплавы обладают более высокими температурами ликвидус и солидус по сравнению с никелевыми жаропрочными сплавами (табл. 2), что делает их привлекательными для высокотемпературного применения. Вследствие достаточно небольшого интервала между температурами ликвидус и солидус они обладают необходимыми литейными свойствами и пониженной микросегрегацией компонентов по дендритным ячейкам. Это имеет особое значение при получении методами литья крупногабаритных лопаток для энергетических газовых турбин. Кобальтовые сплавы характеризуются значительным температурным интервалом γ-однофазной области (310−480 °С [22]), где они проявляют высокую пластичность и легко деформируются, что облегчает получение из них кованых или листовых материалов. С учетом отмеченных свойств жаропрочные кобальтовые γ/γ′-сплавы считаются перспективными материалами для изготовления турбинных дисков и жаровых труб, технология производства которых предусматривает деформирование при высоких температурах.

Однако термическая стабильность микроструктуры γ′-упрочненных кобальтовых сплавов существенно ниже, чем жаропрочных сплавов на основе никеля [29–31]. Кроме того, при литье они склонны к образованию выделений неравновесных эвтектик в междендритных пространствах. Так, согласно работе [32], микроструктура (рис. 4) кобальтового сплава состава (% (атомн.)) Co−9,4W−8,4Al−1,9Ta, или состава (% (по массе)) Co−24,5W−3,2Al−4,8Ta, полученного по промышленной технологии [33], в дендритах и междендритных пространствах состояла из высокодисперсных частиц интерметаллида Co₃(Al, W, Ta), распределенных в матричном γ-твердом растворе на основе кобальта (рис. 4, б). В междендритных пространствах отмечены крупные частицы фазы, по-видимому, эвтектического происхождения (рис. 4, а), которые образовались, по данным дифференциального термического анализа (ДТА), при температуре ~1365 °С.

Кривые ДТА литого сплава состава (% (по массе)) Co−24,5W−3,2Al−4,8Ta приведены на рис. 5. Их интерпретация в сопоставлении с литой микроструктурой сплава (рис. 4) позволила определить последовательность и температуры образования основных фаз при охлаждении расплава и нагреве твердого сплава. При охлаждении в интервале от 1433 до 1445 °С первично образуется кобальтовый твердый раствор в виде дендритов. Это сопровождается экзотермическим эффектом, проявляющимся на ДТА-кривой высокотемпературным пиком Д−Е (рис. 5). При дальнейшем охлаждении на кривой ДТА наблюдается тепловой эффект превращения при температуре 1365 °С (точка Ж), связанный с выделением эвтектической фазы в междендритных областях. По данным микрозондового анализа, эта фаза имеет следующий химический состав (% (по массе)): 44,1Co−29,5W−1,3Al−25,1Ta.

На кривой ДТА при нагреве кобальтового сплава наблюдаются эндотермические тепловые эффекты превращений, связанные с растворением γʹ-фазы в матричном кобальтовом γ-твердом растворе в интервале температур от ~850 до T_solv = 1095 °C (γ′-сольвус, точка А) и плавлением сплава. Выше температуры T_solv наблюдается локальный тепловой эффект, обусловленный началом плавления при Т_эвт = 1342 °С (точка Б) эвтектической фазы, которую называют неравновесным солидусом (incipient melting) [34]. В этом случае под температурой истинного солидус сплава T_S (T_solv ≤ Т_эвт ≤ T_S) подразумевается температура, ограничивающая снизу непрерывный температурный интервал плавления [35]. Для исследованного сплава на основе Со температура солидус составила 1380 °С (точка В). Его плавление заканчивается при температуре ликвидус T_L = 1441 °С (точка Г). Таким образом, измеренные значения характеристических температур T_solv = 1095 °С, T_S = 1380 °С и T_L = 1441 °С сплава состава (% (атомн.)) Co−9,4W−8,4Al−1,9Ta, или состава (% (по массе)) Co−24,5W−3,2Al−4,8Ta, хорошо согласуются с данными научно-технической литературы (табл. 2).

Для предотвращения образования неравновесных эвтектик и установления двухфазной γ/γʹ-области в кобальтовом сплаве в работе [32] применен метод ННК. После ННК первичного сплава состава (% (по массе)) Co−24,5W−3,2Al−4,8Ta в градиентной отливке общей высотой ~90 мм сформировалась структура, состоящая из трех характерных зон (участков). В стартовой (нижней) зоне длиной ~15 мм образовалась дендритно-ячеистая структура кобальтового сплава с микроликвацией W и Ta, т. е. с пониженной их концентрацией в центре дендритной ячейки и повышенной ‒ на ее периферии. В результате на границах дендритных ячеек появились неравновесные выделения интерметаллидной фазы эвтектического происхождения (светлые выделения на рис. 6, а) состава (% (по массе)) 43,2Co−34,2W−0,5Al−22,1Ta.

В зоне ориентированного (плоского фронта) роста градиентной отливки протяженностью ~45 мм в структуре кобальтового сплава отсутствуют выделения эвтектических фаз, обнаружены только две фазы − высокодисперсные частицы γʹ-фазы (Co₃(Al, W, Ta)) кубоидной формы (светлые частицы на рис. 6, б) и матричный кобальтовый γ-твердый раствор. В конечной части отливки формируется дендритно-ячеистая структура кобальтового сплава с выделениями в междендритных пространствах эвтектической фазы состава (% (по массе)) 42,3Co−34,6W−0,8Al−22,3Ta (светлые частицы на рис. 6, в).

Распределение концентраций компонентов кобальтового сплава по высоте градиентной отливки в зависимости от доли твердой фазы приведено в табл. 3. Концентрации изменяются незначительно. Следовательно, в отличие от никелевых [14] кобальтовые сплавы обладают низкой сегрегационной способностью, что согласуется с данными работы [25].

В работе [32] с использованием данных рентгеноструктурного анализа для кобальтовых сплавов (табл. 3) рассчитана объемная доля γ′-фазы, оказавшаяся равной ~70 %, что согласуется с результатами работ [20, 24]. Получены экспериментальные значения характеристических температур Т_solv, T_S и T_L, периодов решетки γʹ-фазы, γ-твердого раствора и γ/γ′-мисфита этих же кобальтовых сплавов (табл. 4). Особенностью кобальтовых сплавов с γ/γ′-микроструктурой является положительный γ/γʹ-мисфит (определяемый по формуле [36]), т. е. период кристаллической решетки для γʹ-фазы больше, чем для γ-матрицы.

Таблица 4. Характеристики кобальтовых сплавов в различных зонах градиентной отливки из первичного сплава состава (% (атомн.)) Co−9,4W−8,4Al−1,9Ta в зависимости от доли твердой фазы

Доля твердой фазы, %	Тsolv	TS	TL	aγ	aγʹ	δ, %
	°C			нм
11	1094	1385	1440	0,3579	0,360	0,59
44	–	–	–	0,3583	0,3599	0,46
50	1093	1386	1440	–	–	–
80	–	–	–	0,3587	0,3597	0,27
Примечание. Тsolv – температура полного растворения γ′-фазы в γ-твердом растворе (γ′-сольвус); TS – температура солидус; TL – температура ликвидус; aγ и aγʹ ‒ периоды решеток γ- и γ′-фаз соответственно; δ− γ/γ′-мисфит, определяемый по формуле [36].

При высокотемпературном длительном растяжении монокристаллов таких сплавов с аксиальной ориентацией <001> частицы γʹ-фазы коагулируют в форме γʹ-пластин, параллельных направлению приложенной нагрузки, образуя структуру так называемого P-рафтинга [9, 37, 38]. В монокристалле жаропрочного сплава с положительным γ/γʹ-мисфитом формируется композиционная γ/γ′-микроструктура, ориентированная вдоль направления приложения нагрузки, что, согласно работе [39], должно повысить его усталостную долговечность и сопротивление ползучести. Следует отметить, что жаропрочные никелевые сплавы, используемые в авиационной промышленности, имеют отрицательный γ/γ′-мисфит, определяемый по формуле, представленной в табл. 4. В таких сплавах для γʹ-фазы период решетки меньше, чем для γ-матрицы. При длительном высокотемпературном растяжении монокристаллов из этих сплавов c аксиальной кристаллографической ориентацией <001> исходные кубоидные частицы γʹ-фазы срастаются в пластины, ориентированные перпендикулярно направлению приложенной растягивающей нагрузки, образуя структуру так называемого N-рафтинга [37].

В работе [40] изучали влияние небольших вариаций сплава базового состава (% (по массе)) Co−24,5W−3,2Al−4,8Ta, или состава (% (атомн.)) Co−9,8W−8,8Al−2Ta, на сопротивление пластической деформации и жаростойкость при температуре 900 °C, которая рассматривается как возможная рабочая температура в случае применения кобальтовых сплавов в качестве материала для крупногабаритных лопаток энергетических газовых турбин (рис. 7). Для повышения эффективности исследований применен метод ННК. Полученные градиентные отливки в зоне плоского фронта (ориентированного) роста имели монокристаллическую структуру с макроскопической сегрегацией легирующих элементов по высоте (рис. 7, а). Подобную, но дендритную микросегрегацию Al и W наблюдали в литом сплаве состава (% (атомн.)) Co–9Al–9W в работе [41].

После термической обработки (гомогенизация при температуре 1300 °С в течение 24 ч и старение при температуре 700 °С в течение 48 ч) сплавы в отливках имели регулярную γ/γ′-микроструктуру с кубоидными выделениями частиц γ′-фазы размером ~0,2 мкм (рис. 7, г). Из различных по высоте участков отливок изготовлены образцы (диаметром 10 мм, длиной 15 мм)для испытаний на сжатие (рис. 7, в) и образцы (диаметром 10 мм, длиной 8 мм) для изучения жаростойкости.

Испытания образцов на сжатие со скоростью деформации ε = −10⁻³ с⁻¹ выполнены в вакууме при температуре 900 °C. Образцы нагревали путем пропускания электрического тока вдоль их оси (вставка на рис. 8, а). В качестве характеристики сопротивления пластической деформации при сжатии использовали предел текучести σ_0,2 – напряжение, при котором пластическая деформация составляла 0,2 %.

Результаты испытаний образцов на сжатие представлены на рис. 8, а (точки и аппроксимирующая их кривая красного цвета). Для образцов 3, 4 и 5, вырезанных из средней и конечной частей зоны ориентированного роста отливки, значения предела текучести практически одинаковы и составляют ~510 МПа. Однако для образцов 1 и 2, вырезанных из начальной части зоны ориентированного роста отливки, наблюдается повышение предела текучести до максимального значения (~560 МПа для образца 1). Такое повышение предела текучести коррелирует с повышенной концентрацией вольфрама, который улучшает сопротивление пластической деформации кобальтовых сплавов [42]. Вольфрам является эффективным упрочнителем твердых растворов с гранецентрированной кубической решеткой благодаря большому размеру атомов [43], увеличивает энергию антифазной границы в интерметаллиде Co₃(Al, W) [44] и обладает низкой диффузионной подвижностью в системе Co−W−Al−Ta [45].

Испытания на жаростойкость проведены по методике периодического взвешивания образцов (ГОСТ 6130‒71) через каждые 25, 50, 100, 200, 300, 400 и 500 ч окисления в воздушной атмосфере печи при температуре 900 °С с последующим охлаждением до комнатной температуры вне печи. Максимальная продолжительность выдержки составила 500 ч при семи циклах «нагрева–охлаждения». Степень окисления характеризовалась увеличением массы образца, отнесенной к площади его поверхности.

Результаты испытаний образцов на окисление представлены на рис. 8, б. При температуре 900 °С образцы 1, 3 и 4, вырезанные из начальной и средней частей зоны ориентированного роста отливки, имеют практически одинаковое сопротивление окислению, тогда как для образца 6, вырезанного из конечной части зоны ориентированного роста отливки с повышенным содержанием алюминия, скорость окисления на 35 % меньше. Данный результат логичен, так как алюминий является элементом, образующим защитный слой из Al₂O₃.

Исследование материала внутренних областей образцов после длительного отжига при температуре 900 °С показало, что γ/γʹ-микроструктура сохраняется, но происходит огрубление частиц γʹ-фазы. После отжига в течение 500 ч размер γʹ-частиц увеличился с 0,2 мкм (в исходном состоянии, рис. 7, г) до 0,35 мкм (рис. 9, а). Однако в приповерхностной зоне образцов микроструктура материала значительно изменена (рис. 9, б).

Под оксидным поверхностным слоем образца образовалась зона толщиной 1−2 мкм состава (% (атомн.)) Co−9,3W−5,8Al−1,6Ta, т. е. с пониженным по сравнению с внутренней областью содержанием алюминия (8,4 % (атомн.)). Уменьшение концентрации Al с 8,4 до 5,8 % (атомн.) в этом слое стало результатом его оттока к поверхности с образованием на ней слоя Al₂O₃. Следующая за ней зона толщиной 6 мкм состоит из матрицы сплава состава (% (атомн.)) Co−5,1W−8,9Al−0,4Ta и пластинчатых интерметаллидных выделений Co₃X, где X = 19W−4,3Ta−1,6Al (% (атомн.)). Вне этой измененной зоны наблюдается регулярная γ/γʹ-микроструктура кобальтового сплава. Подобное изменение приповерхностной микроструктуры окисленных образцов кобальтовых сплавов также описано в работах [46, 47].

Заключения

В процессе ННК сплавов различных систем легирования компоненты сегрегируют в твердую и жидкую фазы в соответствии с коэффициентами распределения и типом диаграммы состояния, формируются отливки с переменным по высоте химическим составом – градиентные отливки с макросегрегацией компонентов. Применение этой технологии для никелевых и кобальтовых жаропрочных сплавов позволило получить следующие результаты, важные для физического металловедения:

– для образцов, вырезанных из градиентной отливки из первичного сплава состава (% (по массе)) Ni−2,5Cr−2Mo−1,3W−8,8Ta−9Re−5,75Al−11Co−6Ru с переменным по высоте содержанием Re, Ru, Ta и Al (концентрации Cr, Co, W и Mo не изменяются), измерены температуры γʹ-сольвус, солидус и ликвидус. По результатам обработки экспериментальных данных рассчитаны регрессионные уравнения для никелевой системы Ni‒Cr‒Mo‒W‒Ta‒Re‒Al‒Co‒Ru, позволяющие прогнозировать значения этих характеристических температур в зависимости от содержания Al, Ta, Re и Ru в концентрационной области, соответствующей монокристаллическим жаропрочным никелевым сплавам V и VI поколений;

– выявлена оптимальная концентрационная область легирования, обеспечивающая формирование в монокристаллических отливках жаропрочного никелевого сплава ЖС40 системы Ni‒Al‒Cr‒W‒Ta‒Mo‒Nb с двухфазной γ/γ'-структурой и исключающая образование выделений избыточных фаз , α_W и α_Mo. В сплаве с γ/γ'-структурой доля γ′-фазы достигает 55,1 %, температуры γʹ-сольвус, солидус и ликвидус составили 1269−1276, 1355−1356 и 1409−1411 °С соответственно;

– выявлена оптимальная концентрационная область легирования жаропрочного кобальтового сплава базового состава (% (по массе)) Co−24,5W−3,2Al−4,8Ta, упрочненного высокодисперсными частицами интерметаллида Co₃(Al, W, Ta) (γʹ-фаза) с объемной долей ~70 %, что исключает образование выделений избыточных эвтектических фаз при литье монокристаллических отливок. Установлена важная особенность кобальтовых γ/γʹ-сплавов: в отличие от промышленных жаропрочных никелевых сплавов они обладают низкой сегрегационной способностью и положительным γ/γʹ-мисфитом (период решетки γʹ-фазы больше, чем γ-матрицы). Для монокристаллов γʹ-упрочненного кобальтового сплава, вырезанных из градиентных отливок, определены сопротивление пластической деформации при сжатии и циклическая жаростойкость при температуре 900 °С. Установлено, что с увеличением концентрации вольфрама с 8,6 до 9,3 % (атомн.) сопротивление пластической деформации при сжатии образцов, характеризуемое пределом текучести σ_0,2, повышается с ~510 до ~560 МПа, тогда как с увеличением концентрации алюминия с 8 до 9 % (атомн.) их скорость окисления снижается с ~0,24 до ~0,07 г/(м²·ч).

Продемонстрировано, что метод ННК можно эффективно применять для оптимизации химического и фазового состава, а также для исследования фазовых превращений, структурно-фазовых характеристик и физических свойств жаропрочных сплавов на основе никеля и кобальта.