Статьи
C помощью компьютерного конструирования на основе гранулированного жаропрочного никелевого сплава ВЖ178П рассчитан химический состав экспериментального сплава с нулевым γ/γ′-мисфитом и высокой фазовой стабильностью для дисков газовых турбин. После равноосной кристаллизации и последующей термической обработки микроструктура сплава состоит из γ-фазы, упрочненной сферическими частицами γ'-фазы размером ~0,2 мкм. После испытаний на ползучесть (при 750 °С, σ = 650 МПа, τ = 99 ч и при 850 °С, σ = 300 МПа, τ = 705 ч) исследована микроструктура и проанализированы механизмы ползучести сплава. Следов образования топологически плотноупакованных фаз в сплаве не обнаружено.
Введение
Деформируемые жаропрочные сплавы на никелевой основе используют для производства дисков турбин высокого давления авиационных газотурбинных двигателей. В отличие от сплавов для лопаток турбин высокого давления, длительно работающих при температурах >1000 °С, дисковые сплавы имеют рабочие температуры в интервале 650–800 °С. Для обеспечения необходимого ресурса газотурбинных двигателей дисковые жаропрочные никелевые сплавы (ЖНС) должны обладать повышенной конструкционной прочностью в интервале рабочих температур [1–3].
Для надежной эксплуатации деталей горячего тракта газотурбинного двигателя, изготовленных из деформируемых ЖНС, необходимо подробно исследовать эволюцию микроструктуры и определить вероятные механизмы пластической деформации в процессе ползучести, так как они могут различаться. Причина заключается в увеличении диффузионной подвижности атомов легирующих элементов с повышением температуры, растворении упрочняющих частиц γ′-фазы и температурном изменении энергии дефектов упаковки (ДУ) [4, 5].
Опубликованы работы, в которых анализируются взаимодействия атомов легирующих элементов с дефектами структуры в ЖНС [6–10]. В результате такого взаимодействия на деформационных дефектах структуры сегрегируют атомы легирующих элементов, что приводит к локальным фазовым превращениям и выделению η- и χ-фаз, а также топологически плотноупакованных (ТПУ) фаз. Например, в работе [6] исследовали монокристаллы кристаллографической ориентации [001] дискового ЖНС марки ME3 после испытаний на ползучесть при температуре 760 °С под действием сжимающего напряжения 552 МПа. Обнаружено, что перерезание g¢-частиц осуществляется парами частичных дислокаций Шокли а/6<112> с образованием ДУ внедрения SESF (локальная структура D024, η-фаза), на которых наблюдали микросегрегацию элементов Co, Ta, Nb и Ti.
Микросегрегацию на ДУ подробно исследовали в работах [11, 12]. Методом атомно-зондовой томографии в отечественном дисковом гранулированном ЖНС марки ВВ751П обнаружены скопления γ-стабилизирующих элементов размером 1‒4 нм внутри частиц упрочняющей γ′-фазы [13].
В интервале рабочих температур дисковых сплавов реализуются различные механизмы ползучести в зависимости от температуры и приложенного напряжения[14–16]. При температурах <800 °С коэффициенты диффузии легирующих элементов малы, поэтому дисперсные частицы γ′-фазы термостабильны. Скорость ползучести при этих температурах контролируется перерезанием γ′-частиц дислокациями. При этом конкретный механизм перерезания определяется уровнем приложенного напряжения. При более высоких температурах, когда скорость диффузии значительно возрастает, дислокации обходят γ′-частицы путем переползания по межфазным границам γ/γ′ (переползание дислокаций).
Для понимания влияния легирования на механические характеристики и эксплуатационные свойства ЖНС важно знать структурно-фазовое состояние сплавов и химический состав фазовых составляющих [17–21]. Эти данные помогают выбрать оптимальный химический состав сплава и технологические параметры изготовления изделий, от которых зависят комплекс свойств и ресурс эксплуатируемых деталей.
Дислокационные механизмы пластической деформации дисковых ЖНС при температуре 650‒850 °С путем движения сверхструктурных дислокаций в частицах γ′-фазы с образованием антифазных границ APB, ДУ вычитания SISF, микродвойников, а также диффузионного переползания дислокациями частиц γ′-фазы рассмотрены в работе [22].
Авторы данной статьи в работе [10] наблюдали микросегрегацию на ДУ атомов легирующих элементов Cr, Со, Mo, W, образование атмосфер Сузуки и в дальнейшем выделение на ДУ пластинчатых частиц ТПУ-фазы стехиометрического состава (Co, Cr)3(Mo, W) после испытаний на ползучесть при температуре 750 °С в дисковом гранулированном ЖНС марки ВЖ178П [23], разработанном в НИЦ «Курчатовский институт» − ВИАМ (рис. 1)
Рис. 1. Топологически плотноупакованная фаза (черные пластины) в структуре сплава ВЖ178П после испытаний на ползучесть продолжительностью ~100 ч при температуре 750 °С (светлопольное ПЭМ-изображение) [10]
Цель данной работы заключалась в поиске в пределах технических условий на гранулированный ЖНС марки ВЖ178П концентраций легирующих элементов Al, Cr, Co, Ti, Mo, W, Nb, Ta, Hf, C и B, обеспечивающих повышение фазовой стабильности сплава для дисков газовых турбин; исследовании микроструктуры и механизмов ползучести в интервале температур 750−850 °С полученных образцов сплава усовершенствованного состава (далее – экспериментальный сплав).
Работа выполнена с использованием оборудования ЦКП «Климатические испытания» НИЦ Курчатовский институт» − ВИАМ в рамках реализации комплексной научной проблемы 2.1. «Фундаментально-ориентированные исследования» («Стратегические направления развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года») [24].
Материалы и методы
Объектом исследования служили образцы экспериментального ЖНС, химический состав которого рассчитан методом компьютерного конструирования [25] в соответствии с алгоритмом, подробно изложенным в работе [26]. При этом принимали, что химический состав усовершенствованного сплава сбалансирован и, следовательно, сплав является фазово-стабильным, если выполняются условия 0 ≥ ∆Е ≥ −0,04 [27, 28] и (Мd)γ ≤ 0,93 [29], где ∆Е и (Мd)γ − параметры фазовой стабильности, характеризующие склонность ЖНС к выделению ТПУ-фаз при длительном высокотемпературном воздействии.
Методом компьютерного конструирования также рассчитаны структурно-фазовые характеристики экспериментального сплава. Результаты расчета в сравнении со значениями аналогичных характеристик сплава марки ВЖ178П приведены в табл. 1.
Таблица 1
Характеристики жаропрочных никелевых сплавов для дисков газотурбинных двигателей
|
Характеристики |
Значения характеристик для сплавов |
||
|
экспериментального |
ВЖ178П (расчет) |
||
|
расчет |
опыт |
||
|
Суммарная концентрация γ′-образующих легирующих элементов Al, Ti, Ta, Nb, Hf в сплаве (Σγ′), % (по массе) |
10,10 |
− |
11,13 |
|
Суммарная концентрация γ-стабилизирующих легирующих элементов Cr, Co, Mo, W, V в сплаве (Σγ), % (по массе) |
33,0 |
− |
33,69 |
|
Содержание g¢-фазы(Vγʹ), % (объемн.), при температуре, °С: 20 700 800 900 1000 1100 1200 |
50,1 50,1 49,4 44,6 34,8 20,2 0,7 |
− − − − − − − |
56,6 56,6 55,9 50,8 40,5 25,1 4,5 |
|
γ/γ′-мисфит(δ*) при температуре 20 °С, % |
+0,004 |
−0,08 |
+0,17 |
|
Температура, °C: γ′-сольвус() солидус(TS) ликвидус(TL) |
1203 1259 1355 |
1190 1260 1342 |
1219 1250 1342 |
|
Плотность сплава(d), г/см3 |
8,34 |
− |
8,36 |
|
Параметр фазовой стабильности, рассчитанный методом: баланса легирования (DE)[27, 28] New PHACOMP (Мd)γ[29] |
‒0,036 0,927 |
− − |
‒0,156 0,944 |
|
* δ=(aγ−aγ′)/aγ, где aγ′иaγ– периоды кристаллических решеток γ′-фазы и γ-твердого раствора соответственно. |
|||
Исходя из принятых параметров фазовой стабильности ∆Е и (Мd)γ, сплав ВЖ178П склонен к дестабилизации структуры при длительном высокотемпературном воздействии, что нашло экспериментальное подтверждение в работе [10]. В экспериментальном ЖНС по сравнению со сплавом ВЖ178П снижена суммарная концентрация γ′-образующих легирующих элементов Al, Ti, Ta, Nb, Hf при приблизительно равной суммарной концентрации γ-стабилизирующих легирующих элементов Cr, Co, Mo, W, V. Незначительно уступая сплаву ВЖ178П по количеству γ′-фазы и температуре γ′-сольвус, экспериментальный сплав имеет существенное преимущество по параметрам фазовой стабильности ∆Е и (Мd)γ. Кроме того, в отличие от сплава ВЖ178П, для которого рассчитанное значение γ/γ′-мисфита равно 0,17 % при температуре 20 °С, экспериментальный сплав характеризуется значением данного параметра, приближенным к нулевому δ = 0,004 % (аγ ≈ аγ′, 20 °С). В этом случае в экспериментальном сплаве между γ-твердым раствором и микрочастицами γ′-фазы должна осуществляться когерентная связь без упругой деформации их решеток и, следовательно, морфология γ′-частиц определяется только фактором минимизации поверхностной энергии границы раздела фаз [30, 31], т. е. должна быть сферической.
Заготовки образцов длиной 70 мм и диаметром 16 мм экспериментального сплава с поликристаллической равноосной структурой получены вакуумной индукционной плавкой шихтовых материалов с последующим вакуумным переплавом полученного слитка и литьем методом равноосной кристаллизации. Далее литые заготовки образцов сплава подвергали длительному гомогенизирующему отжигу при температуре выше температуры γ′-сольвус с последующим охлаждением с высокой скоростью до комнатной температуры, затем – двухступенчатому старению, как это принято при термической обработке ЖНС для дисков газотурбинных двигателей [32].
Термически обработанные образцы с рабочей частью 25 мм и диаметром 5 мм из экспериментального сплава испытывали на испытательной машине УТС-1300 на ползучесть в соответствии с ГОСТ 3248–81 до разрыва при температуре 750 °С и напряжении 650 МПа, а также при 850 °С и 300 МПа соответственно.
Микроструктуру сплава исследовали методами сканирующей (СЭМ) и просвечивающей электронной микроскопии (ПЭМ). Локальный химический состав фазовых составляющих определяли методом рентгеноспектрального микроанализа в ПЭМ с применением энергодисперсионного спектрометра.
Для определения периодов кристаллических решеток γ- и γ′-фаз сплава в термически обработанном состоянии анализировали рентгеновский рефлекс 222, который записывали в Cu Kα-излучении с применением дифрактометра ДРОН-3. Расшифровка дифрактограммы, включая разделение суммарного дублета 222 (γ+γ′)-фаз на фазовые синглеты γ- и γ′-фаз, осуществлена с применением специализированной программы OUTSET при допущении, что острый пик высокой интенсивности отвечает отражению от γ′-фазы, а широкий пик с меньшей интенсивностью соответствует γ-твердому раствору [33].
Температуры γ′-сольвус, солидус и ликвидус сплава определяли на образцах после литья методом дифференциального термического анализа.
Результаты и обсуждение
На рис. 2 представлена микроструктура экспериментального сплава после полного цикла термической обработки – исходное состояние сплава. В отличие от гранулированного сплава ВЖ178П (рис. 1) [10], а также деформируемого ЖНС марки ВЖ175-ИД [34], в которых вторичные упрочняющие микрочастицы γ′-фазы имеют кубоидную морфологию, упрочнение исследуемого экспериментального сплава осуществляется вторичными микрочастицами γ′-фазы размером ~0,2 мкм округлой (сферической) морфологии, типичной для ЖНС с близкими к нулю значениями γ/γ′-мисфита. Третичные выделения γ′-фазы в виде наночастиц размером 10–50 нм, так же как и в сплавах ВЖ178П, ВЖ175-ИД, располагаются в прослойках матричного γ-твердого раствора. В исходной микроструктуре экспериментального сплава наблюдаются частичные дислокации и ДУ.
Рис. 2. Микроструктуры экспериментального сплава после полного цикла термической обработки: а – выделения вторичных микрочастиц и третичных наночастиц γʹ-фазы в γ-матрице (СЭМ); б – вторичные микрочастицы γʹ-фазы с дефектами упаковки и частичными дислокациями (темное поле в сверхструктурном рефлексе, ПЭМ)
На рис. 3 приведена рентгеновская дифрактограмма (222) исследуемого экспериментального сплава при температуре 20 °С, выполненная в Cu Kα-излучении.
Рис. 3. Рентгеновская дифрактограмма (222) экспериментального сплава при температуре 20 °С, выполненная в Cu Kα-излучении, и разделение суммарного (γ+γ¢)-рефлекса на синглеты γ- и γ′-фаз (γ/γ′-мисфит δ = −0,08 %)
Экспериментальный сплав с микрочастицами округлой формы γ′-фазы имеет небольшой отрицательный (аγ<aγʹ) мисфит, равный −0,08 % при температуре 20 °С. Следует отметить, что сфероидальные γʹ-микрочастицы в экспериментальном сплаве сформировались в процессе первой ступени старения в температурном интервале 900−1000 °С, а рентгеновское определение мисфита выполнено при температуре 20 °С. Поэтому, согласно данным работ [35−37], при повышении температуры сплава величина мисфита, отрицательная при комнатной температуре (аγ < aγʹ), вследствие большего коэффициента линейного теплового расширения γ-твердого раствора, чем γʹ-фазы, смещается в область нулевых или положительных значений. Результаты расчета температурной зависимости γ/γ′-мисфита по модели, описанной в работе [38], показали, что значение мисфита при температуре 950 °С для экспериментального сплава составляет +0,04 %, что близко к нулю.
На рис. 4 представлены кривые ползучести образцов экспериментального сплава при температуре 750 °С, напряжении 650 МПа, времени до разрушения τ = 99 ч, а также при 850 °С, 300 МПа и 705 ч. Кривые ползучести имеют типичный для ЖНС экспоненциальный характер с практически отсутствующей первой стадией [39].
Рис. 4. Кривые ползучести экспериментального сплава: 1 ‒ при температуре 750 °С и напряжении 650 МПа; 2 ‒ при 850 °С и 300 МПа
Результаты испытаний экспериментального сплава на длительную прочность проанализированы с использованием классического параметра Ларсона–Миллера:
P = T(20+logτ),
где Т – температура, К; τ – время до разрушения, ч [40].
Полученные для экспериментального сплава значения параметра Р, равные 22501 (при 750 °С, σ = 650 МПа) и 25659 (при 850 °С, σ = 300 МПа), оказались близки к значениям данных параметров литейных коррозионностойких ЖНС марок IN-738 (Р = 25300 при σ = 300 МПа), IN-792 (Р = 23000 при σ = 650 МПа и Р = 25700 при σ = 300 МПа) [41] и ВЖЛ23 (Р = 25806 при σ = 300 МПа) [42]. Для гранулированного сплава ВЖ178П значения параметра Р составляют 22400 и 24150 соответственно.
На рис. 5 приведены микроструктуры экспериментального сплава после испытаний на ползучесть при температуре 850 °С и напряжении 300 МПа продолжительностью 705 ч.
Рис. 5. Микроструктуры сплава после испытаний на ползучесть при температуре 850 °С (СЭМ): а – головка образца; б – рабочая часть образца
В процессе ползучести исходные сферические частицы γ′-фазы в рабочей части образца коагулируют и приобретают форму «гантелей» в результате диффузионного сращивания двух соседних частиц (рис. 5, б). Отсутствие пластинчатой γ/γ′-структуры, известной как рафт-структура [43], также свидетельствует о низкой абсолютной величине γ/γ′-мисфита при температуре испытания, поскольку для ее формирования требуется наличие значительных мисфитных напряжений. В головке образца диаметр γ′-частиц остается таким же, как и в исходном состоянии, хотя незначительное количество частиц также имеет «гантельную» морфологию (рис. 5, а). На рис. 6, а приведено при большем увеличении СЭМ-изображение микроструктуры образца экспериментального сплава после испытаний на ползучесть при температуре 850 °С. На некоторых поверхностях γ′-частиц виден топографический рельеф, напоминающий террасированные горные склоны. Такой рельеф образуется в результате диффузионного переползания частиц γ′-фазы дислокациями с векторами Бюргерса b = а/2[110]. На ПЭМ-изображении микроструктуры образца экспериментального сплава после испытаний на ползучесть при температуре 850 °С (рис. 6, б) в результате образования дифракционного контраста визуализируются аналогичные дислокации на γ/γ′-интерфейсах, некоторые из которых имеют дугообразную форму. Подобные дислокационные конфигурации типичны для случая преодоления γ′-частиц дислокациями путем переползания по γ/γ′-интерфейсу при повышенных температурах ползучести, когда диффузия атомов значительно ускоряется. Отметим, что при таких условиях испытаний следов перерезания частиц γ′-фазы путем скольжения дислокаций в сплаве не обнаружено.
Рис. 6. Диффузионное переползание дислокаций а/2[110] по поверхностям раздела γ/γ′-фаз в процессе ползучести сплава при температуре 850 °С: а – СЭМ-изображение частиц γ′-фазы и схема диффузионного переползания частиц γ′-фазы дислокациями; б – ПЭМ-изображение частиц γ′-фазы с дислокациями (стрелкой показаны дугообразные дислокации на
γ/γ′-поверхности)
Распределение концентраций легирующих элементов в γ′- и γ-фазах экспериментального сплава в исходном состоянии и после испытаний на ползучесть (табл. 2) незначительно зависит от условий испытаний и носит общеизвестный характер [44]. Для сравнения в табл. 2 также приведены аналогичные данные для ЖНС марки ВЖ178П, полученные авторами в данной работе и дополненые результатами из работы [10].
Таблица 2
Распределение легирующих элементов в фазах жаропрочных никелевых сплавов
|
Сплав |
Состояние сплава |
Фаза |
Концентрации легирующих элементов в фазе, % (атомн.) |
|||||||
|
γ′-образующие |
γ-стабилизирующие |
|||||||||
|
Ni |
Al |
Ti |
Cr |
Co |
Mo |
W |
||||
|
Экспериментальный |
После термической обработки |
γ |
48 |
2,5 |
0,5 |
22 |
21 |
3,5 |
1,5 |
|
|
γ′ |
72 |
12 |
4,5 |
1 |
5 |
1,5 |
1,5 |
|||
|
После испытаний на ползучесть при 750 °С, σ = 650 МПа, τ = 99 ч |
γ |
53 |
2,5 |
1,5 |
19,5 |
19 |
2 |
1 |
||
|
γ′ |
72 |
10,5 |
5 |
2,5 |
5 |
0,5 |
1,5 |
|||
|
ТПУ |
Не обнаружена |
|||||||||
|
После испытаний на ползучесть при 850 °С, σ = 300 МПа, τ = 705 ч |
γ |
47,5 |
2 |
0,5 |
23,5 |
22 |
2 |
1 |
||
|
γ′ |
75 |
10,5 |
4 |
1 |
6,5 |
1 |
1,5 |
|||
|
ТПУ |
Не обнаружена |
|||||||||
|
ВЖ178П |
После термической обработки |
γ |
40 |
1 |
− |
30 |
24 |
3,5 |
1 |
|
|
γ′ |
75 |
9,5 |
4 |
1,5 |
7,5 |
0,5 |
0,5 |
|||
|
После испытаний на ползучесть при 750 °С, σ = 628 МПа, τ = 100 ч |
γ |
39 |
1 |
− |
30 |
27 |
1 |
1 |
||
|
γ′ |
75 |
10 |
4,5 |
− |
8 |
0,5 |
0,5 |
|||
|
ТПУ |
18 |
− |
− |
30 |
30 |
11 |
11 |
|||
На рис. 7 приведены микроструктуры экспериментального сплава после испытаний на ползучесть при температуре 750 °С. В этом случае характерными дефектами структуры являются микродвойники, перерезающие частицы γ′-фазы (рис. 7, а), и дислокации с векторами Бюргерса a/2á011ñ, которые перерезают γ′-частицы и диссоциируют в объеме частиц γ′-фазы с образованием ДУ.
Рис. 7. Микроструктуры сплава после испытаний на ползучесть при температуре 750 °С (ПЭМ): а – микродвойники, перерезающие частицы γ′-фазы, дефекты упаковки (ДУ) в
γ′-частице; б – ДУ, частичные дислокации в γ′-частицах и схема перерезания сферической частицы двумя частичными дислокациями с образованием между ними ДУ в γ′-частице
Для более полного понимания механизмов ползучести проведены дополнительные исследования экспериментального сплава при температуре 750 °С, направленные на поиск сегрегаций легирующих элементов на ДУ в упрочняющей γ′-фазе или γ/γ′-интерфейсе. Действительно, как следует из рис. 8, полученная карта распределения легирующих элементов на ДУ в γ′-фазе экспериментального сплава после испытаний на ползучесть показывает наличие сегрегаций атомов таких элементов, как Cr и Co. Сегрегаций на ДУ других легирующих элементов не выявлено.
Рис. 8. Дефект упаковки (ДУ) в упрочняющей γ′-фазе (а) экспериментального сплава и сегрегации легирующих элементов Cr и Co на ДУ (б). STEM HAADF – сканирующая просвечивающая электронная микроскопия с использованием широкоугольного кольцевого темнопольного детектора
Используя полученные экспериментальные данные, можно предложить модель образования ДУ в результате перерезания частицы γ′-фазы дислокациями в процессе низкотемпературной (≤750 °С) ползучести ЖНС, представленную на рис. 9. Для пояснения кристаллографической ориентации дислокаций и ДУ изображены кубические частицы γ′-фазы, хотя в действительности в исследованном сплаве они имели сферическую морфологию.
Рис. 9. 3D-модель образования дефектов упаковки (ДУ) в результате перерезания частицы γ′-фазы дислокациями при низкотемпературной ползучести: а – две дислокации типа a/2<011>на межфазной границе γ/γ′; б − расщепление дислокаций a/2<011> на четыре частичные типа a/6<112> и внедрение двух из них с b = a/6[] в объем γ′-частицы. СДУ – сложный дефект упаковки
На первом этапе ползучести образуются ДУ в γ′-фазе. Согласно работам [5, 7, 16] этот процесс происходит следующим образом. Сначала у межфазной границы γ/γ′ встречаются две полные дислокации типа a/2á011ñ, расположенные в соседних плоскостях скольжения (111) (рис. 9, а). Далее дислокации a/6[] расщепляются на две частичные дислокации Шокли по реакции
Первая дислокация a/6[], испытывающая бóльшую силу Пича–Келлера, внедряется в γʹ-частицу, при этом за ней образуется сложный дефект упаковки (СДУ). Затем по реакции расщепляется другая полная дислокация и образовавшаяся частичная дислокация a/6[] также внедряется в γʹ-частицу. При ее движении происходит структурное превращение СДУ ДУ, но между внедренными дислокациями остается СДУ (рис. 9, б). На ДУ происходит сегрегация γ-стабилизирующих легирующих элементов, таких как Co, Cr, Mo и W, − явление, известное как образование атмосферы Сузуки [45]. В работе [10] наблюдали перерезание частиц γʹ-фазы путем скольжения дислокаций в процессе ползучести ЖНС марки ВЖ178П в течение ~100 ч при температуре 750 °C и напряжении 628 МПа. Перерезание частиц γ′-фазы сопровождалось образованием ДУ с последующей сегрегацией на них атомов легирующих элементов Co, Cr, W, Mo и выделением ТПУ-фазы (Co,Cr)3(Mo,W).
Исходя из ПЭМ-изображений микроструктур (рис. 6 и 7), можно предположить, что изменение условий испытания экспериментального сплава привело к смене механизмов ползучести: дислокации преодолевают частицы g¢-фазы либо путем переползания по γ/γ′-интерфейсу при температуре ползучести 850 °С, либо путем перерезания частиц при температуре ползучести 750 °С и образования ДУ в объеме γ′-фазы.
Из анализа данных табл. 2 следует, что концентрация γ-стабилизирующих элементов Cr и Co в трех фазовых составляющих γ, γ′ и ТПУ ЖНС до и после испытаний на ползучесть приблизительно одинакова и не зависит от температуры испытания. Тогда как концентрация Ni, равная 40 % (атомн.) в γ-фазе сплава ВЖ178П, в ТПУ-фазе снижается до 18 % (атомн.). Что касается атомов Mo и W, то их концентрации в γ- и γ′-фазах невелики и колеблются в интервалах 1−3,5 и 0,5−1,5 % (атомн.) соответственно. Однако в ТПУ-фазе содержание этих элементов возрастает до 11 % (атомн.). Возникает вопрос, каким образом эти легирующие элементы достигают ДУ внутри объемов частиц γ′-фазы и образуют на них сегрегации. По мнению авторов данной статьи, транспортировка этих элементов осуществляется путем трубчатой диффузии вдоль частичных дислокаций а/6<112> на границе раздела ДУ и кристаллической решетки γ′-фазы.
Заключения
Методом компьютерного конструирования на основе гранулированного ЖНС марки ВЖ178П определены концентрации легирующих элементов Al, Cr, Co, Ti, Mo, W, Nb, Ta, Hf, C и B, обеспечивающие при испытании на ползучесть при температурах 750 °С (время до разрушения образца τ = 99 ч при напряжении σ = 650 МПа) и 850 °С (время до разрушения образца τ = 705 ч при напряжении σ = 300 МПа) высокую фазовую стабильность экспериментального сплава с нулевым γ/γ′-мисфитом для дисков газовых турбин.
Экспериментально показано, что в интервале температур 750−850 °С происходит смена механизмов пластической деформации в процессе ползучести экспериментального сплава. При температуре 750 °С механизм ползучести сплава осуществляется перерезанием γ'-частиц скользящими полными дислокациями a/2<011ñ с последующим их расщеплением в объеме частиц на частичные дислокации Шокли а/6<112> и образованием ДУ, на которых происходит сегрегация атомов легирующих элементов Со и Cr. При температуре ползучести 850 °С полные дислокации a/2<011> преодолевают частицы γ′-фазы путем диффузионного переползания по поверхностям раздела γ/γ′-фаз. При этой температуре испытаний в экспериментальном сплаве не обнаружены сегрегации атомов легирующих элементов на деформационных дефектах и следы образования ТПУ-фазы.
Показано, что в экспериментальном сплаве с пониженной суммарной концентрацией γ′-образующих элементов Al, Ti, Nb, Hf нулевой γ/γ′-мисфит достигается при температуре первой ступени старения, в результате чего морфология частиц γ′-фазы становится сферической.
Для экспериментального сплава рассчитаны (некоторые характеристики также экспериментально определены) объемная доля частиц упрочняющей γ′-фазы (50,1 % (объемн.), 20−700 °С) и ее температурная зависимость в интервале 700−1200 °С, γ/γ′-мисфит (δ = −0,08 %, aγ′ > аγ, 20 °С; δ ≈ 0, aγ′ ≈ аγ, 950 °C), плотность (8,34 г/см3), температуры полного растворения γ′-фазы в γ-матрице (γ′-сольвус, 1190 °C), солидус (1260 °C) и ликвидус (1342 °C).
Благодарности
Авторы выражают благодарность ведущему инженеру НИЦ «Курчатовский институт» – ВИАМ Р.М. Назаркину за проведение рентгеновского анализа.
2. Гарибов Г.С., Гриц Н.М., Востриков А.В., Федоренко Е.А. Разработка и исследование нового гранулируемого высокопрочного жаропрочного никелевого сплава ВВ752П для перспективных изделий авиационной техники // Технология легких сплавов. 2011. № 1. С. 7–11.
3. Логунов А.В., Шмотин Ю.Н., Храмин Р.В. и др. Влияние легирующих элементов на прочностные свойства жаропрочных никелевых сплавов для дисков газовых турбин // Электрометаллургия. 2021. № 3. С. 2–13.
4. Barba D., Alabort E., Pedrazzini S. et al. On the microtwinning mechanism in a single crystal superalloy // Acta Materialia. 2017. Vol. 135. P. 314‒329. DOI: 10.1016/j.actamat.2017.05.072.
5. Светлов И.Л., Петрушин Н.В., Епишин А.И., Карашаев М.М., Елютин Е.С. Монокристаллы жаропрочных никелевых сплавов, легированных рением и рутением (обзор). Часть 1 // Авиационные материалы и технологии. 2023. № 1 (70). Ст. 03. URL: http://www.journal.viam.ru (дата обращения: 04.10.2023). DOI: 10.18577/2713-0193-2023-0-1-30-50.
6. Smith T.M., Esser B.D., Antolin N. et al. Segregation and η-phase formation along stacking faults during creep at intermediate temperatures in Ni-base superalloys // Acta Materialia. 2015. Vol. 100. P. 19‒31. DOI: 10.1016/j.actamat.2015.08.053.
7. Barba D., Smith T.M., Miao J. et al. Segregation-assisted plasticity in Ni-based superalloys // Metallurgical Materials Transactions. 2018. Vol. 49A. P. 4173−4185. DOI: 10.1007/s11661-018-4567-6.
8. Smith T.M., Gabb T.P., Wertz K.N. et al. Enhancing the creep strength of next-generation disk superalloys via local phase transformation strengthening // Superalloys 2020. Pennsylvania: Minerals, Metals, Materials Series, 2020. P. 726–736.
9. Lilensten L., Antonov S., Gault B. et al. Enhanced creep performance in a polycrystalline superalloy driven by atomic-scale phase transformation along planar faults // Acta Materialia. 2021. Vol. 202. P. 232‒242.
10. Светлов И.Л., Зайцев Д.В., Карашаев М.М., Епишин А.И., Петрушин Н.В. Микросегрегация легирующих элементов на деформационных дефектах структуры в гранулированном никелевом сплаве // Физика металлов и металловедение. 2023. Т. 124. № 6. С. 517−523. DOI: 10.31857/S0015323023600296.
11. Viswanathan G.B., Sarosi P.M., Henry M.F. et al. Investigation of creep deformation mechanisms at intermediate temperatures in René 88 DT // Acta Materialia. 2005. Vol. 53. P. 3041–3057.
12. Бер Л.Б., Рогожкин С.В., Хомич А.А., Залужный А.Г. Распределение атомов легирующих элементов между частицами γ- и γʹ-фаз в жаропрочном никелевом сплаве // Физика металлов и металловедение. 2022. Т. 123. № 2. С. 177‒191.
13. Рогожкин С.В., Бер Л.Б., Никитин А.А., Хомич А.А., Разницын О.А., Лукьянчук А.А., Шутов А.С., Карашаев М.М., Залужный А.Г. Исследование гранулированного никелевого сплава методом атомно-зондовой томографии // Физика металлов и металловедение. 2020. Т. 121. № 1. С. 1‒12.
14. Saada G., Veyssiere P. Kear-Wilsdorf locks and mechanical properties of L12 alloys // MRS Online Proceedings Library. 1992. Vol. 288. P. 411−416. DOI: 10.1557/PROC-288-411.
15. Rae C., Vorontsov V., Kovarik L., Mills M. Dislocations in a Ni-based superalloy during low temperature creep // MATEC Web of Conferences. 2014. Art. 01006. DOI: 10.1051/matecconf/20141401006.
16. Smith T.M., Unocic R.R., Deutchman H., Mills M.J. Creep deformation mechanism mapping in nickel base disk superalloys // Materials at High Temperatures. 2016. Vol. 33. No. 4−5. P. 372−383. DOI: 10.1080/09603409.2016.1180858.
17. Зайцев Д.В., Сбитнева С.В., Бер Л.Б., Заводов А.В. Определение химического состава частиц основных фаз в изделиях из гранулируемого никелевого жаропрочного сплава ЭП741НП // Труды ВИАМ. 2016. № 9 (45). С. 61–71. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 04.10.2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2016-0-9-8-8.
18. Петрушин Н.В., Оспенникова О.Г., Светлов И.Л. Монокристаллические жаропрочные никелевые сплавы для турбинных лопаток перспективных ГТД // Авиационные материалы и технологии. 2017. № S. С. 72–103. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-72-103.
19. Логунов А.В. Жаропрочные никелевые сплавы для лопаток и дисков газовых турбин. Рыбинск: Газотурбинные технологии, 2017. 854 с.
20. Jena A.K., Chaturvedj M.C. The role of alloying elements in the design of nickel-base superalloys // Journal of Material Science. 1984. Vol. 19. P. 3121–3139.
21. Murakumo T., Kobayashi T., Koizumi Y., Harada H. Creep behavior of Ni-base single-crystal superalloys with various γ'-volume fraction // Acta Materialia. 2004. Vol. 52. P. 3737–3744.
22. Unocic R.R., Vismanathan G.B., Sarosi P.M. et al. Mechanisms of creep deformation in polycrystalline Ni-base disk superalloy // Materials Science and Engineering A. 2008. Vol. 483−484. P. 25‒32.
23. Бакрадзе М.М., Скугорев А.В., Бубнов М.В., Перевозов А.С., Летников М.Н., Шестаков А.А. Разработка технологии получения заготовок дисков турбины газотурбинных двигателей из нового гранулируемого жаропрочного сплава ВЖ178П методом ГИП + деформация // Технология легких сплавов. 2018. № 3. С. 21–27.
24. Каблов Е.Н. Инновационные разработки ФГУП «ВИАМ» ГНЦ РФ по реализации «Стратегических направлений развития материалов и технологий их переработки на период до 2030 года» // Авиационные материалы и технологии. 2015. № 1 (34). С. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
25. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В. Компьютерный метод конструирования литейных жаропрочных никелевых сплавов // Авиационные материалы и технологии. 2004. № 1. С. 3–21.
26. Петрушин Н.В., Висик Е.М., Елютин Е.С. Усовершенствование химического состава и структуры литейного жаропрочного никелевого сплава с малой плотностью // Труды ВИАМ. 2021. № 4 (98). Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 04.10.2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2021-0-4-3-15.
27. Самойлов А.И., Морозова Г.И., Кривко А.И., Афоничева О.С. Аналитический метод оптимизации легирования жаропрочных никелевых сплавов // Материаловедение. 2000. № 2. С. 14–17.
28. Морозова Г.И. Компенсация дисбаланса легирования жаропрочных никелевых сплавов // Металловедение и термическая обработка металлов. 2012. № 12 (690). С. 52–56.
29. Morinaga M., Yukawa N., Adachi H., Ezaki H. New phacomp and its applications to alloy design // Superalloys 1984. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 1984. P. 523–532.
30. Мартин Дж., Доэрти Р. Стабильность микроструктуры металлических систем. М.: Атомиздат, 1978. 280 с.
31. Reed R.C. The Superalloys. Fundamentals and Applications. Cambridge: United Kingdom at University Press, 2006. 372 p.
32. Логунов А.В., Шмотин Ю.Н. Современные жаропрочные никелевые сплавы для дисков газовых турбин (материалы и технологии). М.: Наука и технология, 2013. 264 с.
33. Самойлов А.И., Назаркин Р.М., Моисеева Н.С. Определение мисфита во фрагментированных монокристаллах никелевых жаропрочных сплавов // Труды ВИАМ. 2013. № 5. Ст. 02. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 31.08.2023).
34. Летников М.Н., Ломберг С.Б., Оспенникова О.Г., Бакрадзе М.М. Влияние скорости охлаждения при закалке на микроструктуру и свойства жаропрочного деформируемого никелевого сплава ВЖ175-ИД // Авиационные материалы и технологии. 2019. № 2 (55). С. 21–30. DOI: 10.18577/2071-9140-2019-0-2-21-30.
35. Glatzel U. Microstructure and internal strains of undeformed and creep-deformed samples of a nickel-base superalloy. Berlin: Verlag Dr. Köster, 1994. 80 p.
36. Karunaratne M.S.A., Kyaw S., Jones A. et al. Modeling the coefficient of thermal expansion in Ni-based superalloys and bond coatings // Journal Materials Science. 2016. Vol. 51. P. 4213–4226. DOI: 10.1007/s10853-015-9554-3.
37. Петрушин Н.В., Епишин А.И., Светлов И.Л., Нольце Г., Елютин Е.С., Соловьев А.Е. Влияние знака γ/γ′-мисфита на структуру и длительную прочность монокристаллов никелевых жаропрочных сплавов // Материаловедение. 2022. № 3. С. 17–26. DOI: 10.31044/1684-579X-2022-0-3-17-26.
38. Епишин А.И., Петрушин Н.В., Светлов И.Л., Нольце Г. Модель для прогнозирования температурной зависимости γ/γʹ-мисфита в жаропрочных никелевых сплавах // Материаловедение. 2021. № 3. С. 9–18. DOI: 10.31044/1684-579X-2021-0-3-9-18.
39. Каблов Е.Н., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов. М.: Машиностроение, 1998. 463 с.
40. Larson F.R., Miller J. A time-temperature relationship for rupture and creep stresses // Transactions ASME. 1952. Vol. 74. P. 765–771.
41. High-Temperature High-Strength Nickel Base Superalloy ‒ Data Supplement. Toronto: Nickel Development Institute, 1995. No. 393. P. 1−19.
42. Петрушин Н.В., Голынец С.А., Римша Э.Г., Рыжков П.В. Механические свойства коррозионностойкого жаропрочного никелевого сплава ВЖЛ23 // Труды ВИАМ. 2023. № 8 (126). Ст. 01. URL: http://www.viam-works.ru (дата обращения: 04.10.2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2023-0-8-3-12.
43. Nabarro F.R.N. Rafting in superalloys // Metallurgical and Materials Transactions A. 1996. Vol. 27. No. 3. P. 513‒530. DOI: 10.1007/BF02648942.
44. Лашко Н.Ф., Заславская Л.В., Козлова М.Н., Морозова Г.И., Сорокина К.П., Яковлева Е.Ф. Физико-химический фазовый анализ сталей и сплавов. М.: Металлургия, 1978. 336 с.
45. Хирт Д.Ж., Лоте И. Теория дислокаций. М.: Атомиздат, 1972. 600 с.
2. Garibov G.S., Grits N.M., Vostrikov A.V., Fedorenko E.A. Development and study of a new granular high-strength heat-resistant nickel alloy VV752P for promising aircraft equipment. Tekhnologiya legkikh splavov, 2011, no. 1, pp. 7–11.
3. Logunov A.V., Shmotin Yu.N., Khramin R.V. et al. The influence of alloying elements on the strength properties of heat -resistant nickel alloys for gas turbine disks. Electrometallurgiya, 2021, no. 3, pp. 2–13.
4. Barba D., Alabort E., Pedrazzini S. et al. On the microtwinning mechanism in a single crystal superalloy. Acta Materialia, 2017, vol. 135, pp. 314‒329. DOI: 10.1016/j.actamat.2017.05.072.
5. Svetlov I.L., Petrushin N.V., Epishin A.I., Karashaew M.M., Elyutin E.S. Single crystals of nickel-based superalloys alloyed with rhenium and ruthenium (review). Part 1. Aviation materials and technologies, 2023, no. 1 (70), paper no. 03. Available at: http://www.journal.viam.ru (accessed: October 04, 2023). DOI: 10.18577/2713-0193-2023-0-1-30-50.
6. Smith T.M., Esser B.D., Antolin N. et al. Segregation and η-phase formation along stacking faults during creep at intermediate temperatures in Ni-base superalloys. Acta Materialia, 2015, vol. 100, pp. 19‒31. DOI: 10.1016/j.actamat.2015.08.053.
7. Barba D., Smith T.M., Miao J. et al. Segregation-assisted plasticity in Ni-based superalloys. Metallurgical Materials Transactions, 2018, vol. 49A, pp. 4173−4185. DOI: 10.1007/s11661-018-4567-6.
8. Smith T.M., Gabb T.P., Wertz K.N. et al. Enhancing the creep strength of next-generation disk superalloys via local phase transformation strengthening. Superalloys 2020. Pennsylvania: Minerals, Metals, Materials Series, 2020, pp. 726–736.
9. Lilensten L., Antonov S., Gault B. et al. Enhanced creep performance in a polycrystalline superalloy driven by atomic-scale phase transformation along planar faults. Acta Materialia, 2021, vol. 202, pp. 232‒242.
10. Svetlov I.L., Zaitsev D.V., Karashaev M.M., Epishin A.I., Petrushin N.V. The microsgation of the alloying elements on deformation defects of the structure in granular nickel alloy. Fizika metallov i metallovedenie, 2023, vol. 124, no. 6, pp. 517−523. DOI: 10.31857/S0015323023600296.
11. Viswanathan G.B., Sarosi P.M., Henry M.F. et al. Investigation of creep deformation mechanisms at intermediate temperatures in René 88 DT. Acta Materialia, 2005, vol. 53, pp. 3041–3057.
12. Ber L.B., Rogozhkin S.V., Khomich A.A., Zaluzhny A.G. The distribution of atoms of the alloying elements between the particles γ- and γʹ-fasm in a heat-resistant nickel alloy. Fizika metallov i metallovedenie, 2022, vol. 123, no. 2, pp. 177–191.
13. Rogozhkin S.V., Ber L.B., Nikitin A.A., Khomich A.A., Raznitsyn O.A., Lukyanchuk A.A., Shutov A.S., Karashaev M.M., Zaluzhny A.G. The study of granular nickel alloy by nuclear-zonian tomography. Fizika metallov i metallovedenie, 2020, vol. 121, no. 1, pp. 1–12.
14. Saada G., Veyssiere P. Kear-Wilsdorf locks and mechanical properties of L12 alloys. MRS Online Proceedings Library, 1992, vol. 288, pp. 411−416. DOI: 10.1557/PROC-288-411.
15. Rae C., Vorontsov V., Kovarik L., Mills M. Dislocations in a Ni-based superalloy during low temperature creep. MATEC Web of Conferences, 2014, art. 01006. DOI: 10.1051/matecconf/20141401006.
16. Smith T.M., Unocic R.R., Deutchman H., Mills M.J. Creep deformation mechanism mapping in nickel base disk superalloys. Materials at High Temperatures, 2016, vol. 33, no. 4−5, pp. 372−383. DOI: 10.1080/09603409.2016.1180858.
17. Zaysev D.V., Sbitneva S.V., Ber L.B., Zavodov A.V. Determination of the main phase’s particles chemical composition in products from granulated nickel superalloy EP741NP. Trudy VIAM, 2016, no. 9, paper no. 08. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: October 04, 2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2016-0-9-7-7.
18. Petrushin N.V., Ospennikova O.G., Svetlov I.L. Single-crystal Ni-based superalloys for turbine blades of advanced gas turbine engines. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2017, no. S, pp. 72−103. DOI: 10.18577/2071-9140-2017-0-S-72-103.
19. Logunov A.V. Heat-resistant nickel alloys for shoulder blades and disks of gas turbines. Rybinsk: Gas turbine technologies, 2017, 854 p.
20. Jena A.K., Chaturvedj M.C. The role of alloying elements in the design of nickel-base superalloys. Journal of Material Science, 1984, vol. 19, pp. 3121–3139.
21. Murakumo T., Kobayashi T., Koizumi Y., Harada H. Creep behavior of Ni-base single-crystal superalloys with various γ'-volume fraction. Acta Materialia, 2004, vol. 52, pp. 3737–3744.
22. Unocic R.R., Vismanathan G.B., Sarosi P.M. et al. Mechanisms of creep deformation in polycrystalline Ni-base disk superalloy. Materials Science and Engineering A, 2008, vol. 483−484, pp. 25‒32.
23. Bakradze M.M., Skugorev A.V., Bubnov M.V., Derevzov A.S., Sumynikov M.N., Shestakov A.A. Development of technology for obtaining blanks of gas turbine gas turbine engines from a new granular heat-resistant alloy VZh178P method + deformation. Tekhnologiya legkikh splavov, 2018, no. 3, pp. 21–27.
24. Kablov E.N. Innovative developments of FSUE «VIAM» SSC of RF on realization of «Strategic directions of the development of materials and technologies of their processing for the period until 2030». Aviacionnye materialy i tehnologii, 2015, no. 1 (34), pp. 3–33. DOI: 10.18577/2071-9140-2015-0-1-3-33.
25. Kablov E.N., Petrushin N.V. Computer method for constructing casting heat-resistant nickel alloys. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2004, no. 1, pp. 3–21.
26. Petrushin N.V., Visik E.M., Elyutin E.S. Improvement of the chemical composition and structure of castable nickel-base superalloy with low density. Part 2. Trudy VIAM, 2021, no. 4 (98), paper no. 01. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: October 04, 2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2021-0-4-3-15.
27. Samoilov A.I., Morozova G.I., Krivko A.I., Afonicheva O.S. The analytical method for optimizing the alloying of heat-resistant nickel alloys. Materialovedenie, 2000, no. 2, pp. 14–17.
28. Morozova G.I. Compensation for the imbalance of the focus of heat-resistant nickel alloys. Metallovedenie i termicheskaya obrabotka metallov, 2012, no. 12 (690), pp. 52–56.
29. Morinaga M., Yukawa N., Adachi H., Ezaki H. New phacomp and its applications to alloy design. Superalloys 1984. Pennsylvania: Minerals, Metals & Materials Society, 1984, pp. 523–532.
30. Martin J., Dortart R. The stability of the microstructure of metal systems. Moscow: Atomizdat, 1978, 280 p.
31. Reed R.C. The Superalloys. Fundamentals and Applications. Cambridge: United Kingdom at University Press, 2006, 372 p.
32. Logunov A.V., Shmotin Yu.N. Modern heat-resistant nickel alloys for gas turbine disks (materials and technologies). Moscow: Nauka i tekhnologiya, 2013, 264 p.
33. Samojlov A.I., Nazarkin R.M., Moiseeva N.S. Definition miss-fit in fragmental single crystals of nickel hot strength alloys. Trudy VIAM, 2013, no. 5, paper no. 02. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: August 31, 2023).
34. Letnikov M.N., Lomberg B.S., Ospennikova O.G., Bakradze M.M. The influence of quench rate on microstructure and mechanical properties of nickel-based wrought superalloy VZh175-ID. Aviacionnye materialy i tehnologii, 2019, no. 2 (55), pp. 21–30. DOI: 10.18577/2071-9140-2019-0-2-21-30.
35. Glatzel U. Microstructure and internal strains of undeformed and creep-deformed samples of a nickel-base superalloy. Berlin: Verlag Dr. Köster, 1994, 80 p.
36. Karunaratne M.S.A., Kyaw S., Jones A. et al. Modeling the coefficient of thermal expansion in Ni-based superalloys and bond coatings. Journal Materials Science, 2016, vol. 51, pp. 4213–4226. DOI: 10.1007/s10853-015-9554-3.
37. Petrushin N.V., Epishin A.I., Svetlov I.L., Nolce G., Elyutin E.S., Soloviev A.E. The influence of the sign γ/γ′-Mismephite on the structure and long-term strength of monocrystals of nickel heat-resistant alloys. Materialovedenie, 2022, no. 3, pp. 17–26. DOI: 10.31044/1684-579x-2022-0-3-17-26.
38. Epishin A.I., Petrushin N.V., Svetlov I.L., Nolce G. Model for predicting the temperature dependence of γ/γʹ-Mysfit in heat-resistant nickel alloys. Materialovedenie, 2021, no. 3, pp. 9–18. DOI: 10.31044/1684-579X-2021-0-3-9-18.
39. Kablov E.N., Golubovsky E.R. The heat resistance of nickel alloys. Moscow: Mechanical Engineering, 1998, 463 p.
40. Larson F.R., Miller J. A time-temperature relationship for rupture and creep stresses. Transactions ASME, 1952, vol. 74, pp. 765–771.
41. High-Temperature High-Strength Nickel Base Superalloy ‒ Data Supplement. Toronto: Nickel Development Institute, 1995, no. 393, pp. 1−19.
42. Petrushin N.V., Golinets S.A., Rimsha E.G., Ryzhkov P.V. Mechanical properties of corrosion-resistant nickel-based superalloy VZhL23. Trudy VIAM, 2023, no. 8 (126), paper no. 01. Available at: http://www.viam-works.ru (accessed: October 04, 2023). DOI: 10.18577/2307-6046-2023-0-8-3-12.
43. Nabarro F.R.N. Rafting in superalloys. Metallurgical and Materials Transactions A, 1996, vol. 27, no. 3, pp. 513‒530. DOI: 10.1007/BF02648942.
44. Lashko N.F., Zaslavskaya L.V., Kozlova M.N., Morozova G.I., Sorokina K.P., Yakovleva E.F. Physico-chemical phase analysis of steels and alloys. Moscow: Metallurgy, 1978, 336 p.
45. Hirt D.Zh., Lota I. Theory of dislocations. Moscow: Atomizdat, 1972, 600 p.