CC BY
5
Научная статья УДК 539.2
DOI: 10.18577/2307-6046-2023-0-6-3-14
РАСТВОРИМОСТЬ РЕНИЯ И РУТЕНИЯ В у'-ФАЗЕ И ФИЗИКО-ХИМИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА НИКЕЛЕВЫХ СПЛАВОВ СИСТЕМЫ Ni-Al-Re-Ru
Е.С. Елютин1, Н.В. Петрушин1, Ф.Н. Карачевцев1, Е.Б. Чабина1
Федеральное государственное унитарное предприятие «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Национального исследовательского центра «Курчатовский институт», Москва, Россия; admin@viam.ru
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 У + у', у', у' + [. Определены растворимости Re и Ru в у'- и [-фазах сплавов у + у', у', у' + [. Для этих же сплавов определены температуры у'-солвус, солидус и ликвидус. Обнаружено, что в никелевой системе Ni-Al-Re-Ru фаза у' образуется по перитектической реакции L + у ^ у' при 1374 С и по эвтектической реакции L ^ у' + [ - при 1372 °С.
Ключевые слова: никелевые сплавы, система Ni-Al-Re-Ru, направленная кристаллизация, плоский фронт роста, сегрегация элементов, растворимость рения и рутения в у'-и [-фазах, температуры у'-солвус, солидус и ликвидус
Для цитирования: Елютин Е.С., Петрушин Н.В., Карачевцев Ф.Н., Чабина Е.Б. Растворимость рения и рутения в у'-фазе и физико-химические свойства никелевых сплавов системы Ni-Al-Re-Ru // Труды ВИАМ. 2023. № 6 (124). Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru. DOI: 10.18577/2307-6046-2023-0-6-3-14.
Scientific article
SOLUBILITY OF RHENIUM AND RUTHENIUM
IN THE у'-PHASE AND PHYSICOCHEMICAL PROPERTIES
OF NICKEL ALLOYS OF THE Ni-Al-Re-Ru SYSTEM
E.S. Elyutin1, N.V. Petrushin1, F.N. Karachevtsev1, E.B. Chabina1
federal State Unitary Enterprise «All-Russian Scientific-Research Institute of Aviation Materials» of National Research Center «Kurchatov Institute», Moscow, Russia; admin@viam.ru
Abstract. Directional solidification with a flat front of a nickel alloy of the Ni-Al-Re-Ru system was performed. As a result, a casting with a variable length content of the elements Al, Re and Ru (gradient casting) was obtained. It is established that during solidification in a gradient casting, nickel alloys with the structures у + у', у', у' + [ are successively formed. The solubility's of Re and Ru in the y' and [ phases of the у + у', у', у' + [ alloys were determined. For the same alloys, the temperatures y'-solvus, solidus and liquidus are determined. It was found that in the Ni-Al-Re-Ru nickel system, the y' phase is formed by a peritectic reaction L + у ^ y' at 1374 °C and a eutectic reaction L ^ y' + [ at 1372 °C.
Keywords: nickel alloys, Ni-Al-Re-Ru system, directional solidification, flat growth front, segregation of alloying element, solubility of rhenium and ruthenium in the y' and [ phases, temperature y'-solvus, temperature solidus, temperature liquidus
For citation: Elyutin E.S., Petrushin N.V., Karachevtsev F.N., Chabina E.B. Solubility of rhenium and ruthenium in the у'-phase and physicochemical properties of nickel alloys of the Ni-Al-Re-Ru system. Trudy VIAM, 2023, no. 6 (124), paper no. 01. Available at: http://www.viam-works.ru. DOI: 10.18577/2307-60462023-0-6-3-14.
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 ренийсодер-жащие 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 у'-фазе, составляющая 0,3-0,6 % (атомн.), и высокая - в у-твердом растворе, вследствие малого значения коэффициента распределения рения между у'- и у-фазами: К^ ~ 0,1 (где К = С/ / С], С] и С] - соответственно концентрации в % (атомн.) /-го элемента в у'- и у-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 у'-фазе никелевого сплава со структурой у' + a(Re) этой системы составляет ~1 % (атомн.) [14]. Это значительно ниже, чем растворимость молибдена и вольфрама в у'-фазе тройных систем Ni-Al-Mo и №-А1-^ составляющая соответственно 6,0 и 5,5 % (атомн.) [15, 16]. Растворимость рутения в у'-фазе системы №-А1-Ки (рис. 1, б), согласно данным работы [17], составляет ~5 % (атомн.). Отметим, что растворимость рутения в многокомпонентной у'-фазе ЖНС значительно меньше и составляет 0,8-1,9 % (атомн.) с коэффициентом распределения К^ = 0,3-0,5 [18, 19].
а) Re
Al
Y
Содержание Al, % (атомн.)
в
б) Ni
90
/у'-80
# 70
60 ^ 50 40 30 20 10 Al
Ru
10 20 30 40 50 60 70 80 90
Содержание Ru, % (атомн.)
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 у'-фазе ЖНС неоднозначна. В работе [20] отмечается, что при легировании
ЖНС рутением часть атомов рения вытесняется из у-твердого раствора в у'-фазу. Рений также вытесняет вольфрам из у-твердого раствора в у'-фазу, но не влияет на распределение молибдена между фазами, рутений не влияет на распределение вольфрама и молибдена в у'- и у-фазах [21].
Цель данной работы - исследование растворимости рения и рутения в у'-фазе никелевых сплавов четырехкомпонентной системы Ni-Al-Re-Ru и физико-химических свойств (температуры фазовых превращений у'-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 [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 у'-солвус ( Гпур ), солидус и ликвидус (Ть).
> 10 мм Направление роста -
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 Гпур, Т^ и Ть - 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 рентгено-спектрального 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 №-11А1-3Ке-3Ки (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 А1, Яе и Яи по отношению к доле закристаллизованного сплава - доле твердой фазы д.
14
12
2 д
к 8
С к
53 ^ н
и ^
Я ь
Й к
ш а
л 2
и и
« н
О ^
О
10 -
8 -
4
2
-♦ А1
-А Яи -■ Яе
20 40 60 80
Доля твердой фазы, %
100
Рис. 3. Распределение алюминия, рутения и рения по длине области направленного роста отливки образца после кристаллизации с плоским фронтом роста первичного сплава состава №-11А1-3Яе-3Яи в зависимости от доли твердой фазы д
6
0
Видно, что концентрация алюминия СА1 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 №-11А1-3Ке-3Ки алюминий оттесняется в жидкую фазу. В сечениях вблизи д ~ 50 %, где СА1 ~ 11 % (по массе), наблюдается перелом на зависимости СА1 = _Дд) с почти скачкообразным увеличением параметра См, что, по-видимому, связано с изменением типа фазового превращения при кристаллизации. Содержание Яе соответственно уменьшается с 3,7 до 1,8 % (по массе), т. е. Яе оттесняется в процессе кристаллизации с плоским фронтом роста в твердую фазу. Сегрегация Яи 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 Л], 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: у'-фазой на основе интерметаллического соединения №3А1 в виде крупных частиц размером ~5 мкм (темное поле на рис. 4, а) и матричным твердым у-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 №-А1-Яе-Яи после направленной кристаллизации с плоским фронтом в поперечных сечениях градиентной отливки из первичного сплава состава №-ПА1-3Яе-3Яи с долей твердой фазы q: 11 (а), 60 (б) и 98 % (в)
Коэффициенты распределения Re и Ru между у'- и у-фазами К (где К^ = С] / С]; С] и С/ - соответственно концентрация в % (атомн.) ¡-го элемента в у'- и у-фазах) в
четырехкомпонентных сплавах системы №-А1-Ке-^ со структурой у + у' составляют К^ = 0,6 и К^ = 0,4 соответственно (табл. 1). Предельная растворимость Re и Ru в у'-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 ^ = 60-70 %), методом РЭМ наблюдали только одну фазу (рис. 4, б) состава, % (атомн.): Ni-23,1Л1-0,6Re-1,9Ru (табл. 1). Концентрация А1 в этой фазе аналогична его концентрации в у'-фазе систем М-А1-Х (где X: Мо, W, Та и др.) [32, 33]. Поэтому эту фазу следует отнести к у'-фазе на основе интерметаллического соединения №3А1, легированной Re и Ru. Растворимость Re и Ru в у'-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 у'-фазы, концентрация А1 в которой составляет 23,6 % (атомн.), и пластинчатых фазовых выделений состава в % (атомн.): №-34,2А1-7,Жи (табл. 1). Методом РСМА наличие Re в химическом составе пластинчатой фазы не обнаружено. Судя по химическому составу, эту фазу можно отнести к моноалюминиду №А1 ф-фаза), легированному Ru в количестве 7,1 % (атомн.). Растворимость Re и Ru в у'-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 №-11А1-3Ке-3Яи
Параметр Доля твердой Концентрация, % (атомн.), и величина К, соответствующего элемента
фазы д, % А1 Яе Яи
С, 19,9 1,2 1,7
а 20,3 1,1 1,5
С] 11 12,0 1,7 3,5
К 1,7 0,6 0,4
С 20,6 1,0 1,6
С] 21,1 0,9 1,5
С] 48 13,7 1,5 3,5
К 1,5 0,6 0,4
С, 22,7 0,7 1,7
С] 63 22,9 0,5 1,9
С, 23,4 0,5 1,6
С] 94 23,6 0,5 1,4
Св 34,2 0 7,1
* Сечения отливки характеризовали долей твердой фазы д.
Примечание. Сi - концентрация ,-го элемента в сплаве; С] , Су и Св - соответственно концентра-
ции ,-го элемента в у'-, у- и р-фазах; К^ = С] / С] -ду у'- и у-фазами. коэффициенты распределения ,-го элемента меж-
Таким образом, экспериментальные данные свидетельствуют о том, что растворимость Re и Ru в у'-фазе исследованных четырехкомпонентных сплавов системы Ni-Al-Re-Ru значительно меньше, чем в соответствующих трехкомпонентных системах М-А1-Х (где X: Re, Ru). Вместе с тем в системе Ni-Al-Re-Ru суммарная растворимость (Re + Ru) больше, чем растворимость Re в системе №-А1-Яе, но меньше, чем растворимость Ru в системе №-А1-Яи. Следует учесть, что в четырех-компонентной системе Ni-Al-W-Mo суммарная растворимость (W + Мо) в у'-фазе выше, чем растворимость W и Мо в у'-фазе соответствующих трехкомпонентных систем М-А1-Х (где X: W, Мо) [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 ( Гпур , Т§ и Тц) в сплавах системы №-А1-Яе-Яи с различной структурой. В табл. 2 показаны экспериментальные результаты этого анализа.
Видно, что увеличение температуры полного растворения Гпур никелевых сплавов у + у' четырехкомпонентной системы №-А1-Яе-Яи с повышением значений д обусловлено возрастанием содержания А1 в сплаве у + у'. Кроме того, численные значения
температуры Гпур хорошо согласуются с кривой растворимости А1 в № на диаграмме
состояния бинарной системы №-А1, представленной в справочнике [35]. Это позволяет сделать вывод, что у'-фаза в сплавах у + у' образуется путем распада матричного
у-твердого раствора при охлаждении с температуры Т$. Температура Гпур повышается с
1327 °С при Са1 = 19,8 % (атомн.) до 1342 °С при Са1 = 20,5 % (атомн.). При этом Яе и Яи заметного влияния на эту характеристику не оказали, как это отмечалось ранее для ЖНС, в части касающейся их легирования Яи [26] и Яе [36]. Концентрационная зависимость температур Т^ и ТЦ никелевых сплавов структуры у + у' незначительная и может быть объяснена разнонаправленным влиянием Яе и Яи на эти свойства. Отметим, что в никелевых трехкомпонентных системах М-А1-Х (где X: Яе, Яи) рений повышает температуру Т^ [27], а рутений практически не влияет на температуру ТЦ [37].
Таблица 2
Температуры фазовых превращений в никелевых сплавах различных сечений
отливки образца после кристаллизации с плоским фронтом роста __первичного сплава состава №-11А1-3Ке-3Кц _
Доля твердой фазы д, % Концентрация элемента в №-сплаве, % (атомн.) Структура сплава 1 ' 1 п.р Ts Тц
А1 Яе Яи °С
14 19,8 1,1 1,7 У + у' 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 У' - 1374 1404
75 23,1 0,6 1,7 У' + в - 1372 1404
88 23,3 0,5 1,6 - 1372 1401
Сопоставляя результаты, приведенные в табл. 1 и 2 для сплавов со структурами у' и у' + Р, с новой версией фрагмента диаграммы состояния системы №-А1 в области составов, соответствующих у'-фазе [38-41], можно заключить следующее:
- последние порции никелевого расплава состава (% (атомн.)) №-22,7А1-0,7Яе-1,7Яи кристаллизуются по перитектической реакции с образованием у'-фазы при температуре 1374°С;
- последние порции никелевых расплавов состава (% (атомн.)) №-23,1А1-0,6Яе-1,7Яи и №-23,3А1-0,5Яе-1,6Яи кристаллизуются по эвтектической реакции с образованием двойной эвтектики у' + в при температуре 1372 °С.
Заключения
При направленной кристаллизации с плоским фронтом роста первичного четы-рехкомпонентного 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 А1, Яе и Яи по длине градиентной отливки последовательно формируются сплавы с фазовым составом: у + у', у' и у' + Р, где у - твердый раствор Яе и Яи в №; у' - фаза на основе интерме-таллида №3А1, легированного Яе и Яи; Р - фаза на основе алюминида никеля (№А1), легированного Яи.
В четырехкомпонентных сплавах системы №-А1-Ке-Ки определена растворимость компонентов Яе и Яи в у'-фазе, составляющая в сплаве на основе у + у': 1,1 и
1,5 % (атомн.); в сплаве на основе у'-фазы: 0,5 и 1,9 % (атомн.); в сплаве на основе у' + ß: 0,5 и 1,4 % (атомн.) соответственно; растворимость Ru в ß-фазе составляет 7,1 % (атомн.); наличие Re в ß-фазе не обнаружено. По сравнению с трехкомпонентны-ми сплавами систем Ni-Al-X (где X: Ru, Re) одновременное взаимодействие Re и Ru уменьшает их растворимость в у'-фазе четырехкомпонентных сплавов Ni-Al-Re-Ru.
Определены температуры полного растворения у'-фазы в матричном у-твердом растворе (у'-солвус), солидус и ликвидус никелевых сплавов со структурами на основе у + у', у' и у' + ß системы Ni-Al-Re-Ru. В сплавах на основе у + у' температура солвус у'-фазы повышается с 1327 °С при CA = 19,8 % (атомн.) до 1342 °C при CAi = 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 у + у'.
Обнаружено, что в четырехкомпонентной системе Ni-Al-Re-Ru при кристаллизации у'-фаза образуется по перитектической реакции L + у ^ у' при температуре 1374 °С и по эвтектической реакции L ^ у' + ß - при температуре 1372 °С.
Список источников
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: 10.18577/2071-91402019-0-2-3-11.
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 topologi-cally 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 y/y' 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 y/y' 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 directional-ly 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.
References
1. The work of leading aircraft engine companies in ensuring the creation of advanced aircraft engines (analytical review). Ed. V.A. Skibin, V.I. Solonin. Moscow: TsiAM, 2021, 678 p.
2. Kablov E.N. Materials of the new generation - the basis of innovation, technological leadership and national security of Russia. Intellekt i tekhnologii, 2016, no. 2 (14), pp. 16-21.
3. Logunov A.V. Heat-resistant nickel alloys for blades and disks of gas turbines. Rybinsk: Gas Turbine Technologies, 2017, 854 p.
4. Reed R.C. The Superalloys. Fundamentals and Applications. Cambridge: United Kingdom at University Press, 2006, 372 p.
5. Bondarenko Yu.A. Trends in the development of high-temperature metal materials and technologies in the production of modern aircraft gas turbine engines. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2019, no. 2 (55), pp. 3-11. DOI: 10.18577/2071-9140-2019-0-2-3-11.
6. Kablov E.N. Physico-chemical and technological features of the creation of heat-resistant alloys containing rhenium. Vestnik Moskovskogo universiteta. Ser. 2: Chemistry, 2005, vol. 46, no. 3, рр.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, pp.218-227.
8. Svetlov I.L., Petrushin N.V., Epishin A.I., Elyutin E.S. Synergistic effect of rhenium and ruthenium on the long-term strength of single crystals of nickel heat-resistant alloys III-IV generations. Fizika metallov i metallovedenie, 2022, vol. 123, no. 8, pp. 888-894.
9. Matuszewski K., Rettig R., Matysiak H. et al. Effect of ruthenium on the precipitation of topologi-cally close packed phases in Ni-base superalloys of 3rd and 4th generation. Acta Materialia, 2015, vol. 95, pp. 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. Kablov E.N., Petrushin N.V., Morozova G.I., Svetlov I.L. Physical and chemical factors of heat resistance of nickel alloys containing rhenium. Aviacionnye materialy i tekhnologii, 2004, no. 1, pp. 37-47.
12. Shu D., Tian S., Liu L. et al. Influence of Re/Ru on concentration in y/y' phases of in nickel-base single crystal superalloys. Materials and Design, 2017, vol. 132, pp. 198-207.
13. Saunders N. Phase diagram calculation for Ni-base superalloys. Superalloys 1996. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 1996, рр. 101-110.
14. Petrushin N.V., Bronfin M.B., Chabina E.B., Dyachkova L.A. Phase transformations and structure of directionally crystallized intermetallic alloys of the Ni-Al-Re system. Metally, 1994, no. 3, pp. 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, pp. 989-996.
16. Udovskiy A.L., Oldakovskiy I.V., Moldavskiy V.G. Theoretical and experimental studies of phase equilibria of the Ni-NiAl-W system in the range of 900-1500 °С. Metally, 1991, no. 4, pp. 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, pp. 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, pp. 1952-1962.
19. Kuznetsov V.P., Lesnikov V.P., Konakova I.P. Structural and phase transformations in a single-crystal nickel alloy alloyed with rhenium and ruthenium under conditions of long-term strength testing. Metallovedenie i termicheskaya obrabotka metallov, 2015, no. 8 (722), pp. 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 y/y' interface: A first principle calculation. Materials Science and Engineering A, 2008, vol. 490, pp.242-249.
22. Kablov E.N., Gerasimov V.V., Visik E.M. Technological features of obtaining single-crystal samples and turbine blades from high-rhenium heat-resistant alloys at UVNK-9 and VIAM-1790 units. Aviacionnye materialy i tekhnologii, 2004, no. 1, pp. 91-97.
23. Kablov E.N., Echin A.B., Bondarenko Yu.A. History of development of directional crystallization technology and equipment for casting blades of gas turbine engines. Trudy VIAM, 2020, no. 3 (87), paper no. 01. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: October 18, 2022). DOI: 10.18577/2307-6046-2020-0-3-3-12. (дата обращения: 18.10.2022). DOI: 10.18577/2307-60462020-0-3-3-12.
24. Vigdorovich V.N., Volpyan A.E., Kurdyumov G.M. Directed crystallization and physical and chemical analysis. Moscow: Khimiya, 1976, 200 p
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, pp. 455-459.
26. Epishin A.I., Rodin A.O., Bokshtein B.S., Svetlov I.L. Mutual diffusion in binary alloys of the Ni-Re system. Fizika metallov i metallovedeniye, 2015, vol. 116, no. 2, pp. 184-190.
27. Petrushin N.V., Elyutin E.S., Chabina E.B. Phase and structural transformations in directionally solidified with plant front intermetallic eutectic Ni-based alloys. Trudy VIAM, 2020, no. 3 (87), paper no. 02. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: January 16, 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, pp. 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, pp. 305-383. DOI: 10.2307/25130058.
31. Kurts V., Deputy P.R. Directed crystallization of eutectic materials. Moscow: Metallurgiya, 1980, 274 p.
32. Lashko N.F., Zaslavskaya L.V., Kozlova M.N. et al. Physico-chemical phase analysis of steels and alloys. Moscow: Metallurgiya, 1978, 336 p.
33. Superalloys II. Heat-resistant materials for aerospace and industrial power plants: in 2 books. Ed. Ch.T. Sims, N.S. Stoloff, W.K. Hagel. Trans. from Engl. Moscow: Metallurgiya, 1995, book 1, 768 p.
34. Shalin R.E., Svetlov I.L., Kachanov E.B., Tolorayya V.N., Gavrilin O.S. Single crystals of nickel heat-resistant alloys. Moscow: Mashinostroenie, 1997, 336 p.
35. Barabash O.M., Koval Yu.N. Crystal structure of metals and alloys: reference book. Kyiv: Naukova Dumka, 1986, 598 p.
36. Kablov E.N., Svetlov I.L., Petrushin N.V. Nickel heat-resistant alloys for blades with directional and single-crystal structure (part I). Materialovedenie, 1997, no. 4, pp. 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, pp. 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, pp. 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, pp. 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, pp. 15-23.
41. Udovskiy A.L., Oldakovskiy I.V., Moldavskiy V.G. On the revision of the state diagram of the nickel-aluminum system. Doklady AN SSSR, 1991, vol. 317, no. 1, pp. 161-165.
Информация об авторах
Елютин Евгений Сергеевич, ведущий инженер, НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, admin@viam.rn
Петрушин Николай Васильевич, главный научный сотрудник, д.т.н., НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, admin@viam.rn Карачевцев Федор Николаевич, начальник лаборатории, к.х.н., НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, admin@viam.rn Чабина Елена Борисовна, ведущий научный сотрудник, к.т.н., НИЦ «Курчатовский институт» - ВИАМ, admin@viam.rn
Information about the authors
Evgeny S. Elyutin, Leading Engineer, NRC «Kur-chatov Institute» - VIAM, admin@viam.ru
Nikolay V. Petrushin, Chief Researcher, Doctor of Sciences (Tech.), NRC «Kurchatov Institute» -VIAM, admin@viam.ru
Fedor N. Karachevtsev, Head of Laboratory, Candidate of Sciences (Chem.), NRC «Kurchatov Institute» - VIAM, admin@viam.ru Elena B. Chabina, Leading Researcher, Candidate of Sciences (Tech.), NRC «Kurchatov Institute» -VIAM, admin@viam.ru
Статья поступила в редакцию 29.03.2023; одобрена и принята к публикации после рецензирования 13.04.2023 The article was submitted 29.03.2023; approved and accepted for publication after reviewing 13.04.2023
