CC BY
55
УДК 669.018.44:669.017.165
В.В. Герасимов1, Н.В. Петрушин1, Е.М. Висик
УСОВЕРШЕНСТВОВАНИЕ СОСТАВА Н РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИИ ЛИТЬЯ МОНОКРИСТАЛЛИЧЕСКИХ ЛОПАТОК ИЗ ЖАРОПРОЧНОГО ИНТЕРМЕТАЛЛИДНОГО СПЛАВА
С помощью компьютерного конструирования усовершенствован химический состав монокристаллического жаропрочного интерметаллидного сплава на основе никеля с кристаллографической ориентацией (КТО) <111>, обладающего высоким комплексом служебных свойств: плотность 8,0 г/см3, oJJ00 =130 МПа, oJ00° =53 МПа, о^00 =370 МПа на
базе 2101 циклов. Разработаны технологические параметры литья монокристаллических малогабаритных неохлаждаемых рабочих лопаток ГТД с КТО <111> из этого сплава. Получены опытные партии малогабаритных неохлаждаемых рабочих лопаток с выходом годных по монокристаллической структуре не менее 95% - в условиях опытно-промышленного производства ВИАМ и 80% - в производственных условиях машиностроительного предприятия.
Ключевые слова: жаропрочные интерметаллидные сплавы, монокристаллы, механические свойства, технология литья, компьютерное конструирование сплавов.
CAD was used to improve chemical composition of single crystal intermetallic Ni-based superalloy with crystallographic orientation (CGO) <111> providing an attractive combination of operation properties: density - 8,0 g/cm3; long-term strength - 130 MPa at 1100°C and 53 MPa at 1200°C and a_1=370 MPa at 900°C on the base of 2101 cycles. The process parameters for casting of uncooled single crystal small-sized rotor blades of GTE with CGO <111> from the above alloy were developed. Experimental lots of uncooled small-sized rotor blades were produced with the single crystal structure yield at least 95% under conditions of pilot production at VIAM and 80% - under industrial conditions.
Keywords: heat-resistant intermetallic alloys, single crystals, mechanical properties, casting technology, CAD of alloys.
Федеральное государственное унитарное предприятие «Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов» Государственный научный центр Российской Федерации [Federal state unitary enterprise «Ail-Russian scientific research institute of aviation materials» State research center of the Russian Federation] E-mail: [email protected]
Введение
Без применения новых материалов и технологий производства из них деталей газотурбинных двигателей (ГТД) невозможно обеспечить повышенный уровень требований к турбинным лопаткам перспективных ГТД [1]. Одним из перспективных направлений повышения эксплуатационных характеристик турбинных лопаток - наиболее нагруженных деталей ГТД - является применение направленной кристаллизации для получения лопаток с монокристаллической структурой из жаропрочных интерметал-лидных сплавов [2-5]. Отечественная технология монокристаллического литья турбинных лопаток, разработанная в ВИАМ, основана на применении промышленных установок для направленной кристаллизации типа УВНК-9 с охлаждением керамических форм с кристаллизуемым сплавом в жидком алюминии (метод LMC - Liquid Metal Cooling, осевой градиент температуры перед фронтом роста ~60°C/cm, скорость кристаллизации 0,5-0,8 см/мин). Для формирования монокристаллического строения лопатки с заданной кристаллографической ориентацией (КГО) используются специаль-
ные затравочные монокристаллы (затравки) из сплава системы Ni-W с температурой плавления на ~160°С выше температуры солидус жаропрочного сплава [6-8]. Использование затравочной технологии литья позволяет получить монокристаллические отливки с любой заданной ориентацией - как в аксиальном, так и в азимутальном направлениях.
К жаропрочным интерметаллидным сплавам, разработанным в ВИАМ и предназначенным для изготовления лопаток, относятся многокомпонентные сплавы на основе никеля (типа ВКНА) с гетерофазной структурой (у'+у), где у'-фаза - на основе интерме-таллида №3Л1, у-фаза - никелевый многокомпонентный твердый раствор [9-11]. Сплавы типа ВКНА, легированные алюминием в количестве 8-9% (по массе), объемная доля у'-фазы в которых достигает 80-90%, отличаются пониженной по сравнению со сплавами типа ЖС плотностью и стабильностью структурно-фазовых характеристик, что обеспечивает сопротивление высокотемпературной ползучести и окислению, а также работоспособность материала до 1250°С. Важным направлением совершенствования этих сплавов с целью повышения их эксплуатационных свойств является метод компьютерного конструирования, заменивший существовавший ранее малоэффективный способ подбора легирующих компонентов методом «проб и ошибок» [12-16].
В данной работе представлены результаты конструирования нового интерметал-лидного сплава на основе никеля (типа ВКНА-25) и отработки технологического процесса литья малогабаритных неохлаждаемых рабочих монокристаллических лопаток из этого сплава с КГО <111> в условиях опытно-промышленного производства ВИАМ и литья опытных партий таких лопаток в производственных условиях машиностроительного предприятия.
Материалы и методы
Поиск композиции нового сплава проводился методом компьютерного конструирования [14, 16] на базе системы легирования жаропрочного интерметаллидного сплава ВКНА-25, химический состав которого приведен в табл. 1.
Таблица 1
Химический состав жаропрочного интерметаллидного сплава_
Сплав Содержание элементов, % (по массе)
N1 Л1 Со Сг W Т1 Мо Яе
ВКНА-25 Основа 8,1-8,6 4,0-5,0 5,6-6,0 2,5-3,5 0,3-0,7 4,5-5,5 1,2-1,6
Выбраны основные параметры, закладываемые в расчет:
- плотность менее 8,0 г/см ;
- объемное содержание у'-фазы >80%;
- параметр кристаллической решетки у'-фазы >0,357 нм;
- температура солидус >1330°С;
- приемлемая фазовая стабильность сплава.
Указанные значения характеристик, определяющих высокую работоспособность и сопротивление ползучести монокристаллических интерметаллидных сплавов на основе никеля, достигнуты при использовании принципов сбалансированного легирования [12-17]. К ним можно отнести следующие положения:
- объемное содержание у'-фазы для упрочнения матричного у-твердого раствора должно быть максимальным;
- температура плавления фаз эвтектического (перитектического) происхождения (Гэвт) должна быть максимальной;
- температура солпдус (Тз) должна быть максимальной: если легирование сплава повышает Т§, то диффузионная подвижность атомов в таком сплаве будет ниже;
- для достижения высоких значений прочности и сопротивления ползучести, период кристаллических решеток у-твердого раствора и у'-фазы должен быть максимальным, а период решетки у-твердого раствора - больше, чем у у'-фазы;
- сведение к минимуму сбалансированного суммарного содержания «тяжелых» тугоплавких металлов Та, Мо) - для уменьшения плотности сплава;
- исключение из системы легирования таких элементов, как Т1, N и ИГ - для уменьшения объемного содержания неравновесных фаз эвтектического (перитектиче-ского) происхождения и повышения температуры солидус сплава;
- введение в систему легирования сплава Та, в наибольшей степени повышающего период кристаллических решеток у'-фазы и у-твердого раствора.
Алгоритм поиска композиции конструируемого сплава
В выбранной системе легирования Ni-Al-Cr-Ta-Co-Mo-W-Re концентрации компонентов задавали в соответствии с матрицей полного факторного эксперимента типа 2п+1, где п - количество переменных факторов, равное 4. В качестве переменных факторов (легирующих элементов) выбраны Сг, Та, W и Мо. Концентрации других компонентов (А1, Со, Яе) выбранной системы легирования сплава оставались постоянными и соответствовали их концентрациям в сплаве ВКНА-25. Далее в компьютерном эксперименте проводили оценку сбалансированности химического состава всех 2п+1 вариантов сплава, которую определяли параметром ЬЕ [17]:
АЕ^Есплав-ЕЪ, (1)
п п
где £о=0,036Лсплав+6,28; Есалав ЕС ; А™ =2 ACi; Аъ и С, - соответственно атом-
¡=1 ¡=1
ная масса, количество валентных электронов и атомная доля ¡-го элемента в сплаве; п - число компонентов, включая основу сплава.
Значения параметров А, Е и Мё для химических элементов (¡) приведены в табл. 2.
Таблица 2
Параметры компонентов конструируемого сплава_
Параметр Значения параметров для химических элементов
А1 Сг Мо W Та Со Яе N1
А Е Мё 26,98 3 1,9 52 6 1,142 95,94 6 1,55 183,85 6 1,655 180,95 5 2,224 59,93 9 0,777 186,21 7 1,267 58,69 10 0,717
В координатах «Е0-Ашлав» параметр Е0 определяет границу фазовой стабильности жаропрочного никелевого сплава. Обычно литейные жаропрочные никелевые сплавы, в том числе интерметаллидные сплавы типа ВКНА, имеют значение параметра Есплав, отличающееся от Е0 на величину +АЕ, называемую «дисбалансом легирования». Величина и знак АЕ определяют склонность жаропрочных никелевых сплавов к образованию нежелательных фаз. Например, в сплавах с большим отрицательным дисбалансом легирования (А.Ё<0) велика вероятность образования карбидов типа М6С, а-фаз на основе W и Мо, а также топологически плотноупакованных фаз. Сплавы с АЕ>0 склонны к образованию фаз типа №3Т1, №3№ и эвтектических (перитектических) фаз
на основе Ni3Al. Если &Е=0, сплав считается сбалансированным. В данной работе химический состав интерметаллидного сплава на основе никеля считали сбалансированным (т. е. сплав состоял только из у'- и у-фаз), если для него выполнялось условие AE>0.
Для дополнительной оценки склонности составов всех 2n+1 вариантов интерметаллидного сплава к фазовой нестабильности, в работе также использовали известный расчетный метод New PHACOMP (Md) [18]. Прогноз фазовой нестабильности по методу New PHACOMP (Md) осуществляли путем сопоставления рассчитанного значения параметра (Md)y для у-твердого раствора с критической величиной (Md)KpHT, полученной экспериментально. В работе принимали, что композиция сплава, которая удовлетворяла условию (Md)y<(Md)KpHT (при (Md)KpHT=0,98), является фазово-стабильной. Величину (Md)y вычисляли по формуле (значения (Md)i для элементов (i) - см. табл. 2):
где С1 - атомная доля 1-го элемента в у-фазе сплава; п - число элементов, включая основу фазы.
Для выбранных фазово-стабильных композиций, определяемых параметрами (Md)y и АБ (при АБ>0; (Md)y<0,98), рассчитывали физико-химические, структурно-фазовые и механические характеристики. С учетом достигнутых расчетным путем значений этих характеристик для фазово-стабильных композиций, выбирали интерметал-лидный сплав для экспериментальных исследований.
Сплав выбранной композиции получали вакуумно-индукционной плавкой. Затем на установке УВНК-9А с компьютерной системой управления отливали цилиндрические заготовки образцов (диаметр 16 мм, длина 185 мм) с монокристаллической структурой с аксиальным направлением, близким к КГО <111>.
С этой целью были использованы «девятипальчиковые» керамические оболочковые формы с восьмью слоями огнеупорного покрытия, собранные в керамический блок. Каждая «пальчиковая» форма имела в нижнем основании затравочную полость, в которую перед плавкой устанавливалась тугоплавкая затравка из сплава системы Ni-W с заранее проверенной КГО <111> В печи подогрева форм установки УВНК-9А одновременно размещаются два блока таких форм, в которые заливается расплав. За один производственный цикл получали 18 цилиндрических отливок образцов.
Для обеспечения выхода годных по монокристаллической структуре отливок с заданной КГО, в работе определены следующие параметры технологического процесса литья:
- скорость и температура нагрева керамических форм до заливки в них расплава;
- величина перегрева расплава и температура его заливки в формы;
- местоположение затравок в керамических формах относительно нагревателей установки;
- скорость перемещения форм с расплавом из зоны нагрева в зону охлаждения.
Определение КГО полученных монокристаллических отливок из интерметаллидного сплава осуществляли на рентгеновском дифрактометре ДРОН-3. Исследования микроструктуры сплава проводили на сканирующем электронном микроскопе 1БМ-840.
Образцы сплава для механических испытаний при растяжении, на длительную прочность и многоцикловую усталость (МнЦУ), которые проводили по стандартным методикам, изготовлены из цилиндрических литых отливок монокристаллического строения, главная ось которых совпадала с КГО <111> (в пределах допуска 10 град).
Испытания при растяжении для определения характеристик кратковременной прочности и пластичности проводили при температуре 1200°С. Испытания на длитель-
n
(2)
ную прочность проводили при температурах 1100 и 1200°С в воздушной атмосфере без жаростойкого покрытия на поверхности образцов.
Обработку результатов испытаний на длительную прочность осуществляли с использованием параметрического уравнения Ларсона-Миллера:
Р=(20+1ёТр)Т, (3)
где Р - параметр Ларсона-Миллера; тр - время до разрушения, ч; Т - температура, К.
Испытания на МнЦУ (чистый изгиб) проводили при температуре 900°С при вращении гладких образцов, цикл нагружения - симметричный (Я=-1) синусоидальной формы, частота цикла {составляла 50 Гц. Результаты испытаний на МнЦУ обрабатывались методом математической статистики - использовали линейный регрессионный анализ с одной независимой переменной:
№к=Д (4)
где N - число циклов до разрушения при заданном напряжении о; к и А - постоянные, определяемые экспериментально.
Результаты и обсуждения
На основе расчетов определен состав композиции, обеспечивающий в выбранной системе легирования заданные условия конструирования для большинства оптимизирующих параметров и характеристик интерметаллидного сплава. Выбранный двухфазный (у'+у)-сплав содержит 1,3% (по массе) Та и имеет более низкие, чем у сплава ВКНА-25, концентрации Сг и W (далее - сплав 09-73). В табл. 3 представлены рассчитанные значения характеристик сконструированного сплава и сплава-аналога ВКНА-25.
Таблица 3
Физико-химические и структурно-фазовые характеристики жаропрочных иитерметаллидиых сплавов иа основе никеля_
Характеристики Значения характеристик сплавов
разрабатываемого 09-73 аналога ВКНА-25
Физико-химические:
4 г/см3 8,05 8,01
т °с эвт? ^ 1330 1317
Т& °с 1336 1328
Т , °с 1411 1391
Структурно-фазовые: Б0, % (объемн.) оу, нм 87 0,3574 82 0,3574
ау, нм 0,3594 0,3602
Параметры фазовой стабильности: ДБ 0,057 0,022
(Ш)т 0,962 0,995
Длительная прочность: о100", МПа 153 147
о10000, МПа 119 123
Примечание: Н - плотность; Тэвт - температура плавления эвтектической (перитектической) у'-фазы; Т8 -
г-р т, , , /^огпол\ 100(0 1000?
температура солидус; Ть - температура ликвидус; г0 - количество у'-фазы (<850°С); о100 , о1000 - соответственно 100- и 1000-часовая длительная прочность при температуре 1000°С для монокристаллов сплава с ориентацией <001>, оу и а1 - периоды кристаллических решеток у' и у соответственно.
Микроструктура
Отливки из разрабатываемого сплава после литья имели типичную для монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов с КГО <111> структуру дендритно-ячеистого строения, в которой первично кристаллизуемой фазой является у-твердый раствор в виде дендритов (рис. 1, а). Вследствие микроликвации легирующих элементов в процессе направленной кристаллизации исследуемого сплава в пределах дендритных ячеек монокристаллических отливок наблюдается химическая и структурная неоднородность. Размер и форма частиц у'-фазы значительно различаются в осях дендритов (см. рис. 1, б) и междендритных областях (см. рис. 1, в), в последних частицы у'-фазы в 3-5 раз крупнее, чем в осях дендритов.
Установлено, что в процессе высокотемпературных испытаний на длительную прочность монокристаллы интерметаллидного сплава претерпевают существенную эволюцию микроструктуры. Частицы у'-фазы сращиваются в пластины (так называемая рафт-микроструктура, см. рис. 1, г), в результате специфической коагуляции. Затем происходит огрубление рафт-микроструктуры и на последней стадии ползучести (перед разрушением) она претерпевает топологическую инверсию, т. е. сращивающиеся в процессе ползучести пластины у'-фазы образуют односвязную матрицу, а ранее одно-связный матричный у-твердый раствор - изолированные друг от друга прослойки. Других фаз, кроме у' и у, в структуре сплава после длительных высокотемпературных испытаний не обнаружено, что свидетельствует о высокой фазовой стабильности нового сплава.
Рис. 1. Структура монокристалла интерметаллидного сплава 09-73 с аксиальной КГО <111> после направленной кристаллизации:
а - дендритно-ячеистая структура; б - частицы у'-фазы в оси дендрита первого порядка; в -частицы у'-фазы в междендритном участке; г - рафт-микроструктура у'-фазы после испытаний на длительную прочность при 1200°С (тр=257 ч)
Механические свойства
По результатам испытаний при растяжении при температуре 1200°С определены значения характеристик кратковременной прочности и пластичности монокристаллов сконструированного интерметаллидного сплава на основе никеля 09-73 с КГО <111>, представленные в табл. 4. Для сравнения приведены паспортные значения аналогичных характеристик сплава с монокристаллической структурой ВКНА-25 с КГО <111>.
Таблица 4
Механические свойства при растяжении при температуре 1200°С сплавов 09-73 и ВКНА-25 _
Сплав ов Оо,2 5 V
МПа %
09-73 ВКНА-25 280 180 260 170 6 20 5 39
По данным табл. 4 видно, что сплав 09-73 при температуре 1200°С обладает более высокой прочностью и меньшей пластичностью, чем сплав ВКНА-25.
Экспериментальные данные по длительной прочности использованы для определения в уравнении (3) численных значений параметра Ларсона-Миллера, по которым рассчитаны средние значения длительной прочности при температурах 1100 и 1200°С на базе 100 ч интерметаллидного сплава на основе никеля 09-73 с КГО <111> (табл. 5).
Таблица 5
Длительная прочность и многоцикловая усталость сплавов 09-73 и ВКНА-25
Сплав Т, °с о100, МПа МнЦУ: о-ь МПа, на базе 2-10' циклов
(при Я=-1; £=50 Гц)
09-73 900 - 370
1100 130 -
1200 53 -
ВКНА-25 900 - 370
1100 130 -
1200 48 -
По данным табл. 5 видно, что сплав 09-73 по длительной прочности превосходит сплав-аналог ВКНА-25.
Экспериментальные данные по многоцикловой усталости использованы для определения численных значений коэффициентов в уравнении (4), по которому затем проведена оценка предела выносливости о-1 на базе 2-107 циклов. Полученное значение о-1 для сплава 09-37 с КГО <111> (см. табл. 5) оказалось таким же, как и для сплава ВКНА-25 с КГО <111>.
Технологические свойства, отливка лопаток
Оценку технологичности интерметаллидного сплава 09-73 проводили при отработке технологии литья из этого сплава малогабаритных неохлаждаемых рабочих монокристаллических лопаток с КГО <111> в условиях опытно-промышленного производства ВИАМ и в производственных условиях машиностроительного предприятия. Для этого разработаны конструкции литейных блоков малогабаритных лопаток ГТД, обеспечивающие получение монокристаллических лопаток заданной кристаллографической ориентации. Ввиду малых размеров деталей разработаны одно-, двух- и трехъярусные конструкции литниково-питающих систем для блоков малоразмерных рабочих и сопловых лопаток ГТД со стартовыми основаниями, затравочными гнездами и кри-сталловодами.
Отливку лопаток проводили в ВИАМ на установке УВНК-9А, а в заводских условиях - на установке ВИП-НК (рис. 2). Обе установки имеют двухуровневую систему компьютерного управления. Однако система управления установки УВНК-9А обладает на порядок большими оперативностью изменения и контроля всех технологических параметров процесса, информативностью для оператора, логической доступностью для обслуживающего персонала и одновременным представлением параметров как в графической, так и в цифровой форме.
Рис. 2. Установки ВИП-НК (а) и УВНК-9А (б) для производства монокристаллических отливок образцов и лопаток
Мнемосхема установки УВНК-9А с компьютерным управлением, на экране которой в любой момент «окно» со схемой установки можно переключить на «окно» с графиками изменения температур в масштабе реального времени, представлена на рис. 3. На левой половине экрана - схема продольного сечения установки с указанием элементов вакуумной системы, приводов горизонтального перемещения, глубины вакуума, на правой половине экрана - схема поперечного сечения установки с указанием температур нагревателей, скорости и пути перемещения форм и «окно технолога».
Рис. 3. Мнемосхема установки УВНК-9А с компьютерным управлением
Процессы плавки и заливки малогабаритных неохлаждаемых лопаток из нового интерметаллидного сплава, а также последующей направленной кристаллизации осуществляли в вакууме при давлении ~5-10-1 Па. Шихтовую заготовку из сплава расплавляли в плавильном индукционном тигле и нагревали до температуры 1590°С. Далее расплав заливали в нагретый до рабочих температур (1570±10°С) блок керамических
форм, после чего осуществляли процесс направленной кристаллизации со скоростью погружения в кристаллизатор 8-10 мм/мин.
По окончании процесса кристаллизации холодный блок керамических форм с закристаллизовавшимся сплавом извлекали из установки и удаляли керамическую оболочку. От полученных отливок отрезали стартовые конусы и проводили контроль их кристаллографической ориентации.
По результатам визуального контроля макроструктуры и дифрактометрического определения кристаллографической ориентации монокристаллических отливок полученных опытных партий лопаток установлено, что выход годных по макроструктуре отливок с отклонением от КГО <111> не более 10 град составил: 95% - для лопаток, полученных в условиях ВИАМ, и 80% - для лопаток, полученных в заводских условиях.
Внешний вид модельных блоков, керамических форм и полученных лопаток из конструируемого интерметаллидного сплава представлен на рис. 4 и 5.
Рис. 4. Внешний вид модельного блока (а), блоков малоразмерных сопловых (б) и рабочих лопаток (в) из нового интерметаллидного сплава, изготовленных в условиях опытно-промышленного производства ВИАМ
Рис. 5. Внешний вид блоков керамических форм (а) и малогабаритных рабочих лопаток (б) из нового интерметаллидного сплава, изготовленных в производственных условиях машиностроительного предприятия
Результаты исследований микроструктуры литых монокристаллических лопаток из разрабатываемого интерметаллидного сплава показали, что при направленной кристаллизации в них формируется дисперсная дендритная структура, характерная для монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов с КГО <111>, c междендритным расстоянием 250 мкм в пере лопатки и 290 мкм - в замке. Таким образом, разработанные режимы литья лопаток обеспечивают высокие скорости охлаждения при кристаллизации нового интерметаллидного сплава [19].
Заключение
На основе расчетов фазового состава, температур солидус и ликвидус, параметров кристаллических решеток у'- и у-фаз, плотности, параметров фазовой стабильности жаропрочных интерметаллидных сплавов на основе никеля сконструирован новый ин-терметаллидный сплав типа ВКНА-25 для производства турбинных неохлаждаемых монокристаллических лопаток с кристаллографической ориентацией <111>, обладающий повышенными характеристиками высокотемпературной кратковременной и длительной прочности. Для улучшения фазовой стабильности суммарное содержание тугоплавких металлов (W, Ta, Mo) в сплаве сведено к минимуму.
Экспериментально определены характеристики кратковременной прочности и пластичности при температуре 1200°С, длительной прочности при температурах 1100 и 1200°С (на базе 100 ч) и многоцикловой усталости при температуре 900°С (на базе
7 3
2-10 циклов) нового интерметаллидного сплава (d=8,0 г/см ).
На установке УВНК-9А отработаны температурно-скоростные режимы литья монокристаллических отливок образцов и малогабаритных неохлаждаемых лопаток ГТД из нового интерметаллидного сплава с КГО <111>.
Получены опытные партии малогабаритных неохлаждаемых лопаток с выходом годных по монокристаллической структуре не менее 95% - в условиях опытно-промышленного производства ВИАМ и 80% - в производственных условиях машиностроительного предприятия.
ЛИТЕРАТУРА
1. Каблов E.H. Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 7-17.
2. Бунтушкин В.П., Базылева O.A. Литейные жаропрочные сплавы на основе интерметаллида никеля и их применение для высокотемпературных деталей ГТД /В сб.: Авиационные материалы и технологии. Вып. «Высокожаропрочные материалы для современных и перспективных газотурбинных двигателей и прогрессивные технологии их производства». М.: ВИАМ. 2003. С. 18-24.
3. Герасимов В.В., Висик Е.М. Технологические аспекты литья деталей горячего тракта ГТД из интерметаллидных никелевых сплавов типа ВКНА с монокристаллической структурой //Литейщик России. 2012. №2. С. 19-23.
4. Герасимов В.В., Висик Е.М., Никитин В.А., Зернова М.Г. Опыт освоения технологии литья секторов сопловых лопаток с монокристаллической структурой из сплава ВКНА-4У //Авиационные материалы и технологии. 2012. №4. С. 13-18.
5. Бондаренко Ю.А., Каблов E.H. Направленная кристаллизация жаропрочных сплавов с повышенным температурным градиентом //МиТОМ. 2002. №7. С. 20-23.
6. Каблов E.H., 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 /В сб.: Литейные жаропрочные сплавы. Эффект С.Т. Кишкина. М.: Наука. 2006. С. 185-183.
7. Каблов E.H., Толорайя В.Н. ВИАМ - основоположник отечественной технологии литья монокристаллических турбинных лопаток ГТД и ГТУ //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 105-117.
8. Базылева O.A., Аргинбаева Э.Г., Туренко Е.Ю. Жаропрочные литейные интерметаллидные сплавы //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 57-60.
9. Каблов E.H., Бунтушкин В.П., Базылева O.A., Герасимов В.В., Тимофеева О.Б. Жаропрочные сплавы на основе интерметаллида Ni3Al /В сб. трудов Международной науч.-технич. конф. «Научные идеи С.Т. Кишкина и современное материаловедение». М.: ВИАМ. 2006. С. 71-75.
10. Каблов E.H., Бунтушкин В.П., Базылева O.A. Конструкционные жаропрочные материалы на основе соединения Ni3Al для деталей горячего тракта ГТД //Технология легких сплавов. 2007. №2. С. 75-80.
11. Каблов E.H., Герасимов В.В., Висик Е.М., Демонис И.М. Роль направленной кристаллизации в ресурсосберегающей технологии производства деталей ГТД //Труды ВИАМ. 2013. №3. Ст. 01 (viam-works.ru).
12. Каблов E.H., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой (Часть I) //Материаловедение. 1997. №4. С. 32-39.
13. Каблов E.H., Светлов И.Л., Петрушин Н.В. Никелевые жаропрочные сплавы для литья лопаток с направленной и монокристаллической структурой (Часть II) //Материаловедение. 1997. №5. С. 14-16.
14. Каблов E.H., Петрушин Н.В. Компьютерный метод конструирования литейных жаропрочных никелевых сплавов /В сб.: Литейные жаропрочные сплавы. Эффект С.Т. Кишкина. М.: Наука. 2006. С. 56-78.
15. Каблов E.H., Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Демонис И.М. Никелевые литейные жаропрочные сплавы нового поколения //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С.36-52.
16. Петрушин Н.В., Чабина Е.Б., Назаркин P.M. Конструирование жаропрочных интерметал-лидных сплавов на основе у'-фазы с высокой температурой плавления. Часть 2. //МиТОМ. 2012. №3 (681). С. 20-23.
17. Морозова Г.И. Компенсация дисбаланса легирования жаропрочных никелевых сплавов //МиТОМ. 2012. №12 (690). С. 52-56.
18. Zhang J.S., Hu Z.Q., Murata Y., Morinaga M., Yukawa N. Design and development of hot corrosion-resistant nickel-base single-crystal superalloys by the d-electrons alloy design theory: Part II. Characterization of the phase stability //Metallurgical Transaction A. 1993. V. 24. P.2443-2450.
19. Герасимов B.B., Висик E.M., Колядов E.B. Взаимосвязь формы фронта кристаллизации со структурой жаропрочных сплавов в процессе направленной кристаллизации //Труды ВИАМ. 2014. №6. Ст. 02 (viam-works.ru).
