CC BY
96
РЗМ (Ce+Y) позволило стабилизировать содержание алюминия в сплаве: полученные значения совпадают с расчетными.
На основании полученных результатов была выплавлена плавка массой 60 кг вы-сокорениевого безуглеродистого сплава по разработанной технологии. При плавке использовали особо чистые шихтовые материалы: дробь никелевую карбонильную ДНК, хром электролитический рафинированный ЭРХ, кобальт К1АУ. Металл разливали в чугунные кокили диаметром 80 мм.
Был получен стабильный химический состав сплава по основным легирующим элементам, а содержание примесей - кислорода, азота, серы и углерода составляло: [О], [N1, И < 0,001% каждого, [С] < 0,005%.
Таким образом, можно констатировать, что разработана технология выплавки ре-нийсодержащих безуглеродистых жаропрочных сплавов для литья монокристаллических лопаток ГТД, которая обеспечивает:
- ультравысокую чистоту металла по нитридам, оксидам, карбидам, сульфидам и примесям цветных металлов: [К], [О], < 0,001% каждого; [С] < 0,005%; [РЬ], [К], № [И], [Л§], [Лб], ^п] < 1-10"4 % каждого;
- сужение пределов легирования в 1,5-2 раза;
- стабильную бездефектную монокристаллическую структуру лопаток, что позволит повысить выход годного по этому параметру в 1,5-2раза;
- повышение долговечности сплава при температурах 900-1000°С на 30-50%.
Получение ультранизких содержаний примесей в готовом металле позволит выйти отечественному производителю шихтовых заготовок из жаропрочных ренийсодер-жащих безуглеродистых сплавов для монокристаллического литья на современный мировой уровень, уже достигнутый передовыми зарубежными фирмами.
УДК 669.24:669.236
Е.Н. Каблов, И.Л. Светлов, Н.В. Петрушин
НИКЕЛЕВЫЕ ЖАРОПРОЧНЫЕ СПЛАВЫ, ЛЕГИРОВАННЫЕ РУТЕНИЕМ
В последние годы жаропрочные никелевые сплавы (ЖНС) для литья монокристаллических лопаток авиационных ГТД легируют дефицитными элементами VII-VIII групп Периодической системы, такими как рений, рутений, иридий, платина и др. [1-3]. Хорошо известны ЖНС 2 и 3 поколений, которые наряду с традиционным комплексом легирующих элементов содержат до 3-6% (по массе) рения соответственно. Полученные к настоящему времени результаты свидетельствуют о положительном влиянии рения на жаропрочность ЖНС [2]. Рениевые ЖНС обладают исключительно высокими характеристиками длительной прочности, но при этом возрастает их плотность, стоимость и увеличивается вероятность выделения вредных топологически плотноупакованных (ТПУ) фаз при длительной эксплуатации. Для стабилизации фазового состава и снижения вероятности выделения ТПУ фаз высокорениевые ЖНС предложено легировать рутением. Рутений обладает рядом несомненных преимуществ по сравнению с рением: он имеет почти в два раза меньшую плотность, менее склонен к образованию ТПУ фаз и практически не ликвирует в процессе кристаллизации. Недостатком рутения является его более высокая стоимость по сравнению с рением (за 1 г $4,5 против $1-1,2).
Двойные диаграммы Ni-Re и №-Ки [4] имеют аналогичный вид (рис. 1) и относятся к простым диаграммам с перитектикой и ограниченной растворимостью (Re или Ru) в твердом состоянии. Предельная растворимость рутения в никеле при перитекти-ческой температуре составляет 34,5 против 17,4% (атомн.) для рения. Отметим также, что оба элемента повышают температуры ликвидус и солидус бинарных никелевых сплавов, при этом Re оказывает более сильное влияние.
а) б)
Содержание Яе % (по массе) Содержание Яи % (по массе)
Рис. 1. Диаграммы состояния двойных систем №-Яе (а) и №-Яи (б) [4]
Тройные диаграммы №-А1-Ке и №-А1-Ки менее изучены, особенно первая. На рис. 2 представлены два изотермических сечения при температурах 1000 и 1040°С в системе №-А1-Ке, которые рассчитаны методом Са1рЬаё [5, 6]. С. Миязаки [7] изучил распределение легирующих элементов между у'- и у-фазами в системе №-А1-Ке методом рентгеновского микроанализа.
Рис. 2. Изотермические сечения диаграммы состояния тройной системы №-А1-Яе при 1000 (а) и 1040°С (б) [5, 6]
На рис. 2, б исследованные сплавы обозначены точками. Видно, что экспериментальные данные находятся в хорошем соответствии с рассчитанными фазовыми полями и сплавы с содержанием рения больше 2% (атомн.) лежат в трехфазной области.
На рис. 3 изображено изотермическое сечение при 550°С в системе №-Л1-Яи, построенное по результатам эксперимента [8]. Следует обратить внимание на незначительную растворимость рутения в интерметаллиде №зЛ1.
Влияние Яе и Яи на температуры ликвидус и солидус в тройных системах на основе никеля такое же, как в бинарных никелевых сплавах, но в меньшей степени. На рис. 4 показана зависимость температуры ликвидус в тройных сплавах системы N1-19% (атомн.) Л1-Ме (Ме = 1г, Яи, ЯЬ, Рг, Рё) от содержания элементов платиновой группы [9]. Видно, что Яи незначительно повышает температуру ликвидус. В сложно-легированных ЖНС рений значительно повышает температуры ликвидус и солидус [1], аналогичное влияние обнаруживается и при введении рутения [10].
Содержание элементов, % (атомн.)
Рис. 4. Влияние элементов платиновой группы на температуру ликвидус в тройных никелевых сплавах N1-19% (атомн.) Л1-Ме (где Ме: 1г, Яи, ЯЬ, Рг, Рё) [9]
Наиболее показательным параметром, характеризующим фазовые составы ЖНС, является коэффициент распределения /-го легирующего элемента между у'- и у-фазами
Кг=УХ , (1)
где У/ иХ/ - концентрации /-го легирующего элемента в у'- и у-фазах соответственно.
Поскольку Re и Ru образуют широкие области твердых растворов в бинарных и тройных диаграммах состояния, а в у'-фазе растворяются мало, то они преимущественно распределяются в у-фазе и имеют K<1, т. е. KRe^0,l, а KRu= 0,3-0,6 в зависимости от состава сплава. В порядке увеличения коэффициентов распределения у-стабилизи-рующие элементы можно расположить в следующий ряд [9, 11-13]:
KRe<Kcr<KMo<KRu<Kco<Kw<Kir . (2)
Отсюда видно, что по коэффициенту распределения рутений попадает в одну группу с молибденом и кобальтом. Следует, однако, отметить некоторую условность такой ранжировки, поскольку численные значения коэффициента распределения /-го элемента в значительной степени зависят от состава сплавов, т. е. от его взаимодействия с другими легирующими элементами.
Преимущественное распределение Re и Ru в твердом растворе имеет два важных следствия. Во-первых, легирование твердого раствора тугоплавкими элементами понижает скорость диффузионных процессов, контролирующих процессы разупрочнения ЖНС в условиях высокотемпературной ползучести. Во-вторых, поскольку атомные радиусы r рения и рутения больше, чем у никеля (rRu/rNi=1,063 и rRe/rNi=1,103), они увеличивают период кристаллической решетки твердого раствора. Следовательно, эти элементы положительно влияют на численные значения несоответствия периодов кристаллических решеток у- и у'-фаз (мисфит), которое является определяющим фактором длительной прочности при высоких температурах.
В ЖНС легирующие элементы взаимодействуют друг с другом, что приводит к изменению таких параметров, как коэффициенты распределения, температуры ликвидус, солидус, у'-солвус, а также к появлению новых, чаще всего нежелательных фаз. Общеизвестно, что основным недостатком высокорениевых ЖНС является их склонность к выделению топологически плотноупакованных (ТПУ) фаз со всеми вытекающими негативными последствиями. Поэтому для стабилизации фазового состава высо-корениевых сплавов в работе [11] предложено часть рения заменить рутением.
Несмотря на то что первые патенты на ЖНС с рутением известны с начала 80 -х годов прошлого века, открытые публикации в периодической печати появились недавно. В трудах конференции «Superalloys 2000» опубликованы две французские статьи [14, 15], посвященные разработке ЖНС с рением и рутением методом компьютерного проектирования.
Среди нескольких экспериментальных сплавов с различным соотношением легирующих элементов был выбран ЖНС состава (% по массе): 4,0Cr; 1,0Mo; 5,0W; 4,0Re; 4,0Ru; 6,0Al; 0,5Ti; 5,0Ta; 0,1 Si; 0,1Hf [14], который в дальнейшем был запатентован французской фирмой ONERA под торговой маркой MC-NG (Mono Crystal-Nouvelle Generation) как ЖНС четвертого поколения [15]. Французские моторостроительные фирмы Snecma и Turbomeca используют сплав MC-NG для отливки монокристаллических рабочих лопаток ТВД ГТД М88 для истребителя "Рафаль".
Наиболее важным и показательным является влияние рутения на механические свойства ЖНС, в частности на длительную прочность. К сожалению, в литературе отсутствуют систематические и надежные данные по этому вопросу, и поэтому весьма трудно провести сравнительный анализ пределов длительной прочности ЖНС 3 поколения и сплавов с рутением. В табл. 1 даны полученные авторами расчетным путем оценочные значения пределов длительной прочности. Оценки сделаны на основе экспериментальных данных [11, 14-16], полученных при иных температурах и напряжениях.
Таблица 1
Характеристики длительной прочности монокристаллов с ориентацией <001> из жаропрочных рений- и рутенийсодержащих никелевых сплавов (расчетные данные)
Сплав 1000 °100 1000 ° 500 1000 °1000 1100 °100 1150 °100
МПа
Яепе N6 (5,4%Яе) 246 182 160 - -
СМ8Х-10 (6%Яе) 292 225 180 - -
МС^ (4%Яе, 4%Яи) 247 186 170 146 120
Таким образом, основываясь на литературных данных можно заключить, что в ЖНС рутений повышает температуры ликвидус и солидус, не изменяет объемной доли упрочняющей у'-фазы, а также обладает свойством вытеснять из твердого раствора те у-стабилизирующие элементы, коэффициенты распределения которых находятся правее в ряду неравенств (2).
Для более полного понимания причин положительной роли рутения необходимо выяснить его влияние на другие физико-химические и структурно-фазовые параметры ЖНС, а также механические свойства.
В статье приведены предварительные результаты исследования температур ликвидус, солидус и у'-солвус, коэффициентов ликвации, периодов кристаллических решеток у'- и у-фаз и длительной прочности монокристаллов экспериментальных жаропрочных никелевых сплавов, содержащих до 4% рутения.
Выбор композиций рутенийсодержащих ЖНС для экспериментальных исследований осуществлялся методом компьютерного конструирования [17]. При этом в качестве базовой была взята сложнолегированная никелевая система Ni-Al-Cr-Mo-W-Ta-Co-Re-Ru, в которой концентрации компонентов варьировались на трех уровнях - максимальном, среднем и минимальном. Причем уровни концентраций (табл. 2) задавались в соответствии с современной тенденцией легирования высокожаропрочных никелевых сплавов для монокристаллического литья [1-3].
Таблица 2
Уровни варьирования концентраций легирующих элементов при поиске оптимальной композиции рутенийсодержащего жаропрочного сплава для _монокристаллического литья_
Элементы А1 Сг Мо W Та Со Яе Яи
Интервалы варьирования, % (по массе) 5,0-6,0 2,0-6,0 0,5-2,5 1,0-6,0 6,0-9,0 8,0-12,0 6,0-9,0 1,0-4,0
Поиск композиции сплава осуществлялся в два этапа. Сначала, с использованием формулы для расчета параметров фазовой стабильности АЕ [18] и Мё [19], в выбранной области концентраций легирующих элементов были найдены химические составы сплавов, удовлетворяющие критериям фазовой стабильности, а именно -0,04<АЕ<0 и Мё(у)<0,9; Мё(у/у')<0,975. Затем рассчитывались основные физико-химические и структурные характеристики выбранных таким образом сплавов. Из результатов этих расчетов следовало, что количество композиций фазово-стабильных сплавов, которые удовлетворяли заранее выбранным условиям конструирования, достаточно велико. Поэтому в данном случае одному из факторов жаропрочности - мисфиту - была при-
писана определяющая роль. Выбор из оставшихся композиций самых жаропрочных
осуществлялся при помощи регрессионного уравнения длительной прочности о^0 в
зависимости от химического состава, которое было выведено на основе экспериментальных данных этого параметра для монокристаллов с ориентацией <001> различных жаропрочных никелевых сплавов [17].
В результате для экспериментального изучения были выбраны два никелевых фа-зово-стабильных сплава, отвечающих максимальным значениям параметра длительной
прочности . Предлагаемые химические составы сплавов, а также некоторые из
рассчитанных характеристик этих сплавов приведены соответственно в табл. 3 и 4.
Таблица 3
Расчетный химический состав жаропрочных сплавов, выбранных методом компьютерного конструирования
Условная Содержание элементов, % (по массе)
марка сплава N1 Яе Яи А1 Та ЕСг, Мо, Со С
52 Основа 7,0 2,0 5,9 6,5 8,8 7,5 0,005
71 Основа 7,4 4,0 5,9 6,0 9,1 7,1 0,005
Таблица 4
Характеристики* сконструированных жаропрочных рений- и рутенийсодержащих никелевых сплавов (расчетные данные для монокристаллов
с ориентацией <001>)
Условная марка сплава 3 г/см 1000 °100 , МПа Т А п.р Ts Ть Fо Да ДЕ Ый (у/у')
°С %
52 71 8,79 8,99 285 290 1316 1302 1372 1381 1419 1433 65.5 62.6 0,21 0,19 -0,03 -0,08 0,971 0,973
* Тп.р., Т8, Ть - температуры соответственно полного растворения у'-фазы, солидус и ликвидус; ^о - количество у'-фазы; Да - параметр размерного несоответствия периодов кристаллических решеток у- и у'- фаз; ДЕ, Ый (у/у') - параметры фазовой стабильности.
Выплавку* экспериментальных сплавов осуществляли в вакуумной индукционной печи из шихтовых материалов, которые используются в металлургическом производстве серийных жаропрочных никелевых сплавов. Введение же нового легирующего элемента рутения осуществлялось особым образом, для чего из рутениевого порошка методом холодного прессования изготовлялась специальная шихтовая заготовка.
Монокристаллические заготовки для металлофизических исследований и механических испытаний получали в печи для направленной кристаллизации с применением тугоплавких затравок с кристаллографической ориентацией <001>**.
Методом дифференциального термического анализа (ДТА) на установке ВДТА-8М [20] были определены температуры фазовых превращений в литых монокристаллах из экспериментальных сплавов (табл. 5).
* Выплавка сплавов осуществлялась под руководством В.В. Сидорова.
** Отливка монокристаллов проводилась под руководством В.В. Герасимова.
Таблица 5
Экспериментальные значения температур фазовых превращений
_в рутенийсодержащих никелевых сплавах _
Условная марка Т J п.р Т J эвт TS Tl
сплава ° С
52 1295 1322 1358 1422
71 1306 - 1367 1450
Полученные монокристаллы из экспериментальных сплавов имели хорошо выраженную дендритно-ячеистую структуру с междендритным расстоянием 180-220 мкм. Их микроструктура имела типичный вид (рис. 5)*. В межосных пространствах залегают эвтектические колонии фаз у-у', объемное содержание которых составляет 2-3%. Вблизи эвтектики наблюдаются литейные сферические микропоры диаметром 5-7 мкм. Причиной образования литейных микропор является разница молярных объемов расплава эвтектического состава и твердой эвтектики, кристаллизующейся в последнюю очередь в условиях недостаточного питания междендритных капилляров, которые перекрываются осями второго порядка.
а) б)
Рис. 5. Фотографии типичной микроструктуры монокристаллов из исследованных сплавов в литом состоянии: а - эвтектические колонии фаз у-у' (х2000); б - литейная микропора (х5000); в - форма, размер и распределение частиц упрочняющей у'-фазы в у-твердом растворе оси дендрита (х 10000); г - форма, размер и распределение частиц упрочняющей у'-фазы в у-твердом растворе междендритных областей (х 10000)
* Исследования на растровом электронном микроскопе проводились О.Б. Тимофеевой.
В литом состоянии размер и морфология частиц упрочняющей у'-фазы существенно различаются в осях и межосных пространствах. В последних частицы у'-фазы в 3-5 раз крупнее, чем в осях дендритов, и имеют менее строгую огранку поверхности.
Размерная и морфологическая неоднородность частиц у'-фазы является прямым следствием дендритной ликвации в процессе направленной кристаллизации. Об этом свидетельствуют результаты определения коэффициентов ликвации легирующих элементов методом МРСА (микрорентгеноспектральный анализ)*, значения которых (Кл/) приведены в табл. 6. Там же для сравнения представлены данные по характеристикам ликвации в монокристаллах жаропрочного высокорениевого сплава ЖС47, выращенных в аналогичных условиях. Видно, что рутений практически не влияет на коэффициенты ликвации основных легирующих элементов сплава, за исключением рения, коэффициент ликвации которого в рутенийсодержащих сплавах 52 и 71 в два раза выше (по сравнению со сплавом ЖС47). По-видимому, это обусловлено повышенной растворимостью рения в расплаве в присутствии рутения. Как и следовало ожидать, рутений, подобно хрому и молибдену, относится к слаболиквирующим элементам.
Таблица 6
Локальный химический состав и коэффициенты ликвации* легирующих элементов в литых монокристаллах жаропрочных рений- и рутенийсодержащих никелевых сплавов
Сплав Место Содержание элементов, % (по массе),
анализа и К. и величина Кл для соответствующего элемента
Cr Mo Al W Ta Co Ni Re Ru
52 Ось дендрита 4,1 2,5 4,6 3,6 4,2 7,7 58,3 13,0 1,9
Междендритная 2,7 1,9 6,6 1,3 11,0 5,5 67,6 1,6 1,6
область
К лг 0,7 0,8 1,4 -2,8 2,6 -1,4 1,2 -6,8 0,8
71 Ось дендрита 3,9 1,7 4,2 3,6 4,0 7,5 58,1 13,6 3,2
Междендритная 3,3 1,5 6,2 1,3 10,6 6,2 65,2 2,5 2,8
область
К лг 0,8 0,9 0,7 -2,8 2,7 -1,2 1,2 -5,4 0,9
ЖС47 Ось дендрита 2,7 1,7 3,9 1,5 5,3 11,5 57,7 17,0 -
Междендритная 2,2 1,4 5,4 1,4 10,5 10,0 65,0 5,0 -
область
К лг 0,8 0,8 1,4 -2,1 2,0 -1,2 1,1 -3,4 -
* Коэффициент ликвации Кл/ = Смд/ /Сод/, где Со.д/ и Смд/ - концентрация /'-го легирующего элемента в осях дендритов и междендритных областях соответственно.
Монокристаллы экспериментальных рутенийсодержащих сплавов подвергались многоступенчатой термической обработке. Она включала трехступенчатый гомогенизирующий отжиг в температурном интервале между температурой полного растворения у'-фазы и температурой солидус и двухступенчатое старение соответственно в интервале температур 1050-1150 и 800-900°С. Во избежание локального оплавления междендритных участков монокристаллов первые три ступени гомогенизации проводили при температуре ниже температуры у'-солвус, при этом происходило полное растворение эвтектики у-у'.
* Проводился Е.Б. Чабиной.
После гомогенизации размер и морфология частиц у'-фазы существенно выравниваются, хотя в междендритных областях они остаются несколько крупнее и приобретают кубовидную форму (рис. 6), а малоугловые границы монокристаллов декорируются частицами у' -фазы неправильной формы.
а) б) в)
Рис. 6. Фотографии типичной микроструктуры монокристаллов из исследованных сплавов после полного цикла термической обработки:
а, б - форма, размер и распределение частиц упрочняющей у '-фазы в у-твердом растворе (х 10000) оси дендрита (а) и междендритных областей (б); в - микропора после гомогенизации (х5000)
Подобные микроструктурные изменения характерны для обоих сплавов и являются следствием неполной гомогенизации рения, тогда как коэффициенты ликвации остальных легирующих элементов близки к единице в пределах погрешности их определения (табл. 7). При этом размер микропор увеличивается примерно в 2 раза (по сравнению с литым состоянием). Поры локализуются в междендритных пространствах в местах растворившейся эвтектики у-у' (рис. 6, в). В результате высокотемпературного старения размер частиц у ' -фазы возрос до 0,35-0,40 мкм и они приобрели более строгую кубическую огранку, а после низкотемпературного старения заметных изменений микроструктуры монокристаллов не наблюдалось. Значение параметра несоответствия периодов кристаллических решеток у- и у -фаз в термически обработанном сплаве 52 составляло 0,18 против 0,09% для сплава ЖС47*.
После повторной гомогенизации сплава 52 при температуре 1340°С в течение 20 ч коэффициент ликвации рения понизился до значения -1,2, а ликвация остальных легирующих элементов полностью выравнялась (см. табл. 7). Соответственно не удалось обнаружить видимых различий в морфологии и размерах частиц у -фазы в осях и межо-сных пространствах.
Из термически обработанных таким образом монокристаллов с ориентацией <001> экспериментальных сплавов 52 и 71 изготовлялись образцы для испытаний на длительную прочность (одноосное растяжение) при температурах 900 и 1000°С в воздушной атмосфере без жаростойких покрытий поверхности образцов.
* Рентгеноструктурный анализ проводился И.Н. Рощиной.
Полученные экспериментальные данные по характеристикам длительной прочности этих сплавов* представлены на рис. 7 в виде зависимости напряжения а от параметра Ларсена-Миллера P = ДС+logT), где т - время до разрушения, ч; Т - температура, К; С = 20. Там же для сравнения приведена кривая Ларсена-Миллера для монокристаллов с ориентацией <001> из сплава ЖС47, содержащего 9% рения.
а, МПа
10001 I I I I I I
Таблица 7
Локальный химический состав и коэффициенты ликвации элементов в монокристаллах
рутенийсодержащих никелевых жаропрочных сплавов после термообработки
Сплав Место анализа и Содержание элементов, % (по массе),
К и величина Кл для соответствующего элемента
ш Cr Mo Al W Ta Co Ni Re Ru
52 Ось дендрита 4,0 2,4 5,2 2,6 6,7 6,8 61,6 9,0 1,8
Междендритная 3,8 2,4 6,1 2,3 8,5 6,7 63,1 5,6 1,7
область
К ш 1,0 1,0 1,2 -1,1 1,3 1,0 1,0 -1,6 0,9
52 после К 1,0 1,1 1,0 -1,0 1,0 1,0 1,0 -1,2 1,0
повторной
гомогени-
зации
71 Ось дендрита 3,7 1,9 4,9 2,6 6,1 7,2 60,6 9,2 3,5
Междендритная 3,7 1,9 5,2 2,3 6,5 6,9 63,5 6,2 3,4
область
К лг 1,0 1,0 1,1 -1,1 1,1 1,0 1,0 -1,5 1,0
Рис . 7. Зависимость длительной прочности с от параметра Ларсена-Миллера Р для монокристаллов с ориентацией <001> из жаропрочных никелевых сплавов, содержащих рений и рутений:
-ЖС47 (9% Яе); ■ - сплав 52 (7%Яе,
2%Яи) ; ▲ - сплав 71 (7%Яе, 4%Яи)
100 _____ ^
26 27 28 29 30 31 32
P = T(20+logx)10"3
Результаты этих испытаний, обработанные по методу Ларсена-Миллера, показывают, что экспериментальные рутенийсодержащие сплавы имеют достаточно высокую длительную прочность, сравнимую с длительной прочностью высокорениевого сплава ЖС47.
ЛИТЕРАТУРА
1. Каблов Е.Н., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой. //Материаловедение, 1997, № 4, с. 32; № 5, с. 14-17.
2. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Василенок Л.Б., Морозова Г.И. Рений в жаропрочных никелевых сплавах для лопаток газовых турбин //Материаловедение, 2000, № 2, с. 23-29; № 3, с. 38-43.
* Испытания проводились под руководством Е.Р. Голубовского и К.К. Хвацкого.
3. Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Физико-химические и структурные характеристики жаропрочных никелевых сплавов //Металлы, 2001, № 2, с. 63-73.
4. Диаграммы состояния двойных металлических систем: Справочник, Т. 2 /Под ред. Н.П. Лякишева.- М.: Машиностроение, 1999, 872 с.
5. Saunders N. Phase diagram calculation for Ni-base superalloys // Superalloys: A Publ. of the Minerals, Met. & Mat. Soc.- Champion (Pennsylvania), 1996, р. 101-110.
6. Huang W, Chang Y.A. A thermodynamic description of the Cr-Ni-Re-Al system //Mat. Sciences and Eng., 1999, v. A259, р. 110-119.
7. Miyazaki S., Murata Y., Morinaga M. //Tetsu-To-Hagane 80, 1994, v. 2, p. 161-165.
8. Диаграммы состояния металлических систем.- М.: ВИНИТИ, 1980, с. 172.
9. Murakami H., Honma T., Koizumi Y., Harada H. Distribution of platinum group metals in Ni-base single-crystal superalloys // Superalloys: A Publ. of the Minerals, Met. & Mat. Soc.- Champion (Pennsylvania), 2000, p. 747-756.
10. Feng Q., Nandy T.K., Tin S., Pollock T.M. Solidification of high-refractory ruthenium-containing superalloys //Acta Materialia, 2003, v. 51, №1, р. 269-284.
11. O'Hara K.S., Walston W.S., Ross E.W., Darolia R. Nickel base superalloy and article // Pat. 5482789 (US) Int. Cl.6 09.01.1996.
12. Zheng Y., Wang X., Dong J., Han Y. Effect of Ru addition on cast nickel base superalloy with low content of Cr and high content of W //Superalloys: A Publication of the Minerals, Met. & Mat. Soc.- Champion (Pennsylvania), 2000, р. 305-311.
13. Yokokawa T., Osawa M., Nishida K. et al. Partitioning behavior of platinum group metals on the у and y' phases of Ni-base superalloys at high temperatures //Scripta Materialia, 2003, v. 49, p. 1041-1046.
14. Caron P. High y' solvus new generation nickel-based superalloys for single crystal turbine blade application //Superalloys: A Publ. of the Minerals, Met. & Mat. Soc.- Champion (Pennsylvania), 2000, p. 737-746.
15. Argence D., Vernault C., Desvallees Y., Fournier D. MC-NG: A 4th generation single-crystal superalloy for future aeronautical turbine blades and vanes //Superalloys: A Publ. of the Minerals, Met. & Mat. Soc.- Champion (Pennsylvania), 2000, p. 829-837.
16. Kobayashi T., Koizumi Y., Nakazawa S. et al. Design of high rhenium containing single crystal superalloys with balanced intermediate and high temperature creep strengths //Advances in Turbine Mat., Design and Manufacturing: Publ. in Proc. of the Fourth Intern. Charles Parson Turbine Conf.- Newcastle (UK), 1977, р. 766-773.
17. Петрушин Н.В., Каблов Е.Н. Компьютерный метод конструирования литейных жаропрочных никелевых сплавов, с. 3-21 (настоящего сборника).
18. Морозова Г.И. Закономерность формирования химического состава у'/у-матрицы многокомпонентных никелевых сплавов.- ДАН СССР, 1991, т. 320, № 6, с. 1413-1416.
19. Yukawa N., Morinaga M., Ezaki H., Murata Y. Alloy design of superalloys by the ^-electrons concept //High Temp. Alloys for Gas Turbines and Other Applications: Proc. of Conf., Liege (Belgium).- Dordrecht: C.R.M., 1986, р. 935-944.
20. Петрушин Н.В., Черкасова Е.Р. Зависимость температур фазовых превращений от температуры нагрева расплавов //Металловедение и термическая обработка металлов. 1993, № 1, с. 22-25.
