Статьи
Исследовано изменение структурно-фазового состояния жаропрочного деформируемого никелевого сплава ЭК151 для дисков турбин, дополнительно легированного рением и танталом. Установлено, что легирование рением приводит к существенному снижению диффузионной активности основных легирующих элементов и дополнительному упрочнению твердого раствора. Легирование сплава ЭК151 танталом увеличивает количество упрочняющей γʹ-фазы, способствует формированию более термодинамически устойчивых карбидов и частиц γʹ-фазы.
Введение
Для создания новых современных летательных аппаратов необходимо постоянное повышение рабочих температур газотурбинного двигателя (ГТД), что требует создания сплавов с высокими жаропрочными свойствами, обладающих структурной и фазовой стабильностью [1, 2]. Основным материалом для изготовления дисков турбины – одной из ответственных деталей горячего тракта авиационных двигателей, являются деформируемые жаропрочные никелевые сплавы, свойства которых во многом определяют эксплуатационные характеристики газотурбинного двигателя (ГТД) и стационарных энергетических установок (ГТУ) [3–8]. Повышение характеристик жаропрочных сплавов достигается путем оптимизации их химического состава с помощью легирования и микролегирования [9–12] и совершенствования технологий получения полуфабрикатов дисков [10, 13–15].
Никелевые жаропрочные сплавы являются дисперсионно-твердеющими. При охлаждении из γ-твердого раствора, имеющего гранецентрированную кубическую решетку, выделяется когерентная γʹ-фаза (интерметаллидное соединение на основе Ni3Al), упрочняющая матрицу. Упрочнение границ зерен достигается благодаря выделению на них карбидов типа МС на основе Nb, Ti, W, а также избирательному микролегированию В и редкоземельными элементами. Вероятность образования ТПУ фаз (s, m и фаз Лавеса) и карбидов типа М6С, приводящих к разупрочнению сплава, должна быть сведена к минимому [3, 9, 16]. Гетерофазная теория жаропрочности была сформулирована академиком С.Т. Кишкиным после открытия γʹ-фазы [17]. Одним из основных принципов этой теории является принцип многокомпонентного легирования, направленный на совершенствование гетерофазного строения сплавов. Многокомпонентное легирование γ-твердого раствора и γʹ-фазы обеспечивает высокую фазовую и структурную стабильность сплавов [2, 16].
Формирование структуры сплавов на никелевой основе (типа ЭК151-ВГНК) для малогабаритных дисков диаметром 200–300 мм в условиях принципиально нового технологического процесса, основанного на совместном применении высокоградиентной направленной кристаллизации (ВГНК) и изотермической штамповки, приводит к получению более однородных по структуре и химическому составу деталей, чем в случае их изготовления по серийной технологии. Для сплава типа ЭК151-ВГНК структура штамповок, полученных с применением данной технологии, представляет собой зерна γ-твердого раствора 4–6 балла, внутри которых наблюдаются мелкодисперсные выделения γʹ-фазы размером 0,2–0,4 мкм, когерентно связанные с γ-твердым раствором; по границам зерен расположены крупные частицы γʹ-фазы размером 5–8 мкм. Материал легче деформируется, это позволяет разрабатывать на его основе (сплав ЭК151) высокожаропрочные композиции путем дополнительного легирования [13, 18].
Известно успешное применение рения и тантала в литейных жаропрочных никелевых сплавах, применяемых для изготовления лопаток ГТД [19, 20]. Концентрируясь в γ-твердом растворе, рений снижает скорость диффузионных процессов при рабочих температурах, повышая термостабильность γ-матрицы, поэтому с увеличением содержания рения растет длительная прочность литейных жаропрочных сплавов. В работе [21] аналогичный результат получен для деформируемого сплава на основе никеля. Введение в состав сплава тантала способствует увеличению количества упрочняющей γʹ-фазы и формированию более термодинамически устойчивых карбидов и частиц γ′-фазы, таким образом повышается жаропрочость материала.
В данной работе исследовано изменение структурно-фазового состояния жаропрочного деформируемого никелевого сплава, дополнительно легированного рением и танталом, с целью обоснования возможности повышения свойств материала традиционным способом – путем оптимизации химического состава.
Материалы и методы
Изучены структура и фазовый состав материала штамповок из деформируемого никелевого жаропрочного сплава типа ЭК151-ВГНК, дополнительно легированного танталом и рением (1,5% (по массе) каждого), в процессе их получения – как в литом, так и термообработанном состоянии. Штамповки изготовлены во ФГУП «ВИАМ» из материала собственной выплавки с использованием технологии ВГНК и изотермической штамповки [13, 18]. Все образцы получены из слитков ВГНК диаметром 100 мм с ориентацией, близкой к монокристаллу с КГО [001]. Гомогенизирующий отжиг слитков проведен при максимальной температуре (1200°С) со ступенчатым охлаждением. Сплав ЭК151 выбран в качестве основы в связи с тем, что он освоен в промышленном производстве, а диски из него успешно эксплуатируются в современных ГТД. Сплав ЭК151-ИД работоспособен при температурах до 750°С, с кратковременными забросами до 800°С [9].
Для исследования изменения структурно-фазового состояния сплавов применен комплексный подход [22, 23]. Выполнен качественный и количественный металлографический анализ микроструктуры сплавов. Микроструктура образцов исследована методами оптической металлографии на микроскопе Leica MRM и сканирующей электронной микроскопии на растровом микроскопе JSM-840. Исследования проводили на шлифах, после их травления в реактиве состава: HNO3 (70 см3)+HCl (20 см3)+NaF (5 г)+H2O (110 см3). Для образцов в литом и гомогенизированном состояниях определяли объемную долю избыточных фаз в междендритной области по методу секущихлиний. Основные характеристики микроструктуры (морфология, распределение и размеры выделений упрочняющей gʹ-фазы) на различных стадиях переработки материала определены путем проведения количественного анализа посредством обработки изображений, полученных на растровом электронном микроскопе JSM-840, с применением компьютерных программ Leica Q550MW и Image Expert Pro3.
Оценку ликвационной неоднородности и определение состава избыточных фаз выполнили с помощью метода локального микрорентгеноспектрального анализа (МРСА) на установке JCMA-733 (фирма Jeol, Япония). Локальность метода 1 мкм2, глубина анализа 1 мкм. Снимки исследованных структур получены в специальном режиме СОМРО, изображение в котором формируется обратноотраженными электронами.
Измеряли состав сплава в центре дендритной оси первого порядка и в междендритной области, а также состав избыточных фаз. Коэффициенты ликвации (Kл) легирующих элементов (отношение их локальных массовых концентраций в центре оси дендрита к таковым в междендритной области) рассчитывали по формуле [24]:
Kлi=Cдi/Смдi,
где Kлi – коэффициент ликвации i-го легирующего элемента; Cдiи Смдi – концентрации i-го легирующего элемента в осях дендритов и междендритных областях соответственно.
Результаты
Изучение микроструктуры и определение фазового состава сплава типа ЭК151-ВГНК проведено на образцах трех плавок: паспортного состава, дополнительно легированной танталом, дополнительно легированной рением. Микроструктура исследованных образцов в литом состоянии показана на рис. 1 (режим СОМРО, нетравленные шлифы). Результаты количественного МРСА приведены в табл. 1–3.
Рисунок 1. Микроструктура слитков сплава ЭК151-ВГНК в литом состоянии (режим СОМРО, нетравленые шлифы) паспортного состава (а), дополнительно легированных рением (б) и танталом (в)
Таблица 1
Локальный состав сплава ЭК151-ВГНК паспортного состава
в литом состоянии (рис. 1, а)
|
Место анализа |
Содержание элементов, % (по массе) |
Суммарное содержание, % (по массе) |
|||||||
|
Ni |
Сr |
Co |
Ti |
Al |
W |
Mo |
Nb |
||
|
Ось дендрита |
54,4 |
11,4 |
16,3 |
1,8 |
3,5 |
5,3 |
5,8 |
1,8 |
100,3 |
|
Междендритная область |
54,3 |
9,4 |
14,5 |
3,6 |
5,0 |
4,1 |
4,4 |
4,4 |
99,7 |
|
Коэффициент ликвации |
– |
1,2 |
1,1 |
0,5 |
0,7 |
1,3 |
1,3 |
0,4 |
– |
|
γʹ-эвтектическая фаза |
63,3 |
3,0 |
11,5 |
6,1 |
6,3 |
1,3 |
1,6 |
6,7 |
99,8 |
|
Фаза 1 («серая») |
60,4 |
2,3 |
12,1 |
6,1 |
3,9 |
2,3 |
1,4 |
11,3 |
99,8 |
|
Фаза 2 («белая») |
22,4 |
13,5 |
17,9 |
1,1 |
0,9 |
5,2 |
17,9 |
20,9 |
99,8 |
|
Карбид МС |
3,2 |
0,8 |
0,7 |
14,3 |
Н/о* |
2,5 |
3,9 |
67,5 |
92,9** |
* Н/о – не обнаружено.
** Остальное (до 100%) – углерод.
Таблица 2
Локальный состав сплава ЭК151-ВГНК,
дополнительно легированного рением, в литом состоянии (рис. 1, б)
|
Место анализа |
Содержание элементов, % (по массе) |
Суммарное содержание, % (по массе) |
||||||||
|
Ni |
Cr |
Co |
Ti |
Al |
W |
Mo |
Nb |
Re |
||
|
Ось дендрита |
53,9 |
10,7 |
15,5 |
1,7 |
3,8 |
4,2 |
4,4 |
2,1 |
3,6 |
99,9 |
|
Междендритная область |
55,6 |
9,5 |
13,7 |
3,5 |
4,9 |
2,5 |
4,1 |
4,7 |
1,3 |
99,8 |
|
Коэффициент ликвации |
– |
1,1 |
1,1 |
0,5 |
0,8 |
1,7 |
1,1 |
0,5 |
2,8 |
– |
|
γʹ-эвтектическая фаза |
63,8 |
3,1 |
10,7 |
6,3 |
6,4 |
1,6 |
1,3 |
5,9 |
0,9 |
100,0 |
|
γ-эвтектическая фаза |
50,6 |
10,9 |
17,1 |
2,8 |
1,9 |
3,0 |
5,3 |
4,9 |
3,1 |
99,6 |
|
Фаза 1 («серая») |
62,5 |
3,2 |
12,5 |
6,0 |
3,1 |
0,9 |
1,5 |
10,4 |
Н/о |
100,1 |
|
Фаза 2 («белая») |
25,9 |
12,7 |
16,1 |
1,0 |
0,3 |
3,2 |
17,6 |
18,5 |
4,8 |
100,1 |
|
Карбид МС |
2,7 |
0,7 |
0,7 |
18,3 |
Н/о* |
2,6 |
6,4 |
61,2 |
0,3 |
92,9** |
* Н/о – не обнаружено.
** Остальное (до 100%) – углерод.
Таблица 3
Локальный состав сплава ЭК151-ВГНК,
дополнительно легированного танталом, в литом состоянии (рис. 1, в)
|
Образец |
Место анализа |
Содержание элементов, % (по массе) |
Суммарное содержание, % (по массе) |
||||||||
|
Al |
Cr |
Co |
Ni |
Mo |
Ta |
W |
Nb |
Ti |
|||
|
Центр слитка |
Ось дендрита |
3,2 |
11,7 |
14,7 |
56,6 |
4,7 |
1,1 |
4,2 |
1,7 |
1,9 |
99,8 |
|
Междендритная область |
4,0 |
10,5 |
13,3 |
55,6 |
5,4 |
2,9 |
1,1 |
4,1 |
3,4 |
100,3 |
|
|
Коэффициент ликвации |
0,8 |
1,1 |
1,1 |
– |
0,9 |
0,4 |
3,8 |
0,4 |
0,6 |
– |
|
|
γʹ-эвтектическая фаза |
5,2 |
2,9 |
10,4 |
64,4 |
0,9 |
3,6 |
0,2 |
6,2 |
6,4 |
100,2 |
|
|
Карбид МС (в эвтектике) |
Н/о* |
0,7 |
0,7 |
2,9 |
2,5 |
12,9 |
1,9 |
63,4 |
11,4 |
96,4** |
|
|
Фаза 1 («светлая») |
0,6 |
14,5 |
16,2 |
24,5 |
19,6 |
2,0 |
3,7 |
15,5 |
1,5 |
98,1 |
|
|
Фаза 2 («серая») |
3,4 |
3,8 |
11,9 |
58,2 |
2,3 |
4,3 |
0,3 |
9,7 |
6,2 |
100,1 |
|
|
Карбид МС (в решетке) |
Н/о |
0,9 |
0,7 |
2,1 |
6,7 |
20,8 |
5,1 |
41,1 |
16,8 |
94,5** |
|
|
Край слитка |
Ось дендрита |
3,5 |
11,6 |
14,5 |
56,2 |
4,6 |
1,8 |
3,9 |
1,8 |
1,9 |
99,8 |
|
Междендритная область |
4,1 |
10,4 |
13,4 |
55,9 |
4,9 |
3,3 |
1,5 |
3,7 |
3,3 |
100,5 |
|
|
Коэффициент ликвации |
0,9 |
1,1 |
1,1 |
– |
0,9 |
0,6 |
2,6 |
0,5 |
0,6 |
– |
|
|
γʹ-эвтектическая фаза |
5,1 |
3,1 |
10,8 |
64,0 |
1,3 |
4,6 |
0,3 |
5,3 |
5,8 |
100,3 |
|
|
Карбид МС (в эвтектике) |
Н/о |
0,8 |
0,6 |
2,6 |
1,2 |
12,3 |
1,5 |
63,1 |
11,1 |
93,2** |
|
|
Фаза 1 («светлая») |
0,7 |
13,1 |
15,5 |
25,5 |
17,6 |
2,9 |
4,3 |
17,5 |
1,3 |
98,4 |
|
|
Фаза 2 («серая») |
3,1 |
3,5 |
11,7 |
59,4 |
2,1 |
4,2 |
0,2 |
9,1 |
6,5 |
99,8 |
|
|
Карбид МС (в решетке) |
Н/о |
1,0 |
0,9 |
2,2 |
6,4 |
20,9 |
4,9 |
42,4 |
16,4 |
95,1** |
|
* Н/о – не обнаружено.
** Остальное (до 100%) – углерод.
По данным, приведенным в табл. 1–3, следует, что в сплаве ЭК151-ВГНК в литом состоянии независимо от дополнительного легирования присутствуют избыточные фазы: γʹ-эвтектическая, первичные карбиды МС и две избыточные фазы, одна из которых на основе Cr, Co, Mo и Nb, вторая – обогащена Nb. В образцах в литом состоянии оси дендритов обогащены Re, W, Cr и Co, а межосные пространства – Al, Ti, Та, Мо и Nb. В сплавах – паспортного состава и дополнительно легированногом рением – не наблюдается разницы в коэффициентах ликвации по основным легирующим элементам в различных зонах слитка ВГНК. При легировании танталом коэффициент ликвации вольфрама в литом состоянии возрастает с 1,3 до 3,8, а ликвация в центральной зоне слитка выше, чем на периферии (табл. 3). При легировании танталом в междендритной области также обнаружены два вида первичных карбидов МС на основе Nb, Та и Ti. Существенно изменился вид карбидов – в структуре сплава ЭК151-ВГНК с танталом присутствуют первичные карбиды в форме «иероглифов», образующие так называемые «карбидные решетки» между осями дендритов второго порядка, что характерно для сплавов, содержащих тантал [3]. Карбиды в решетках являются более высокотемпературными и отличаются по составу (концентрация тантала выше) от карбидов МС глобулярной формы, расположенных в зоне эвтектики, в которых выше содержание ниобия и титана. Морфология избыточных фаз: γʹ-эвтектической, фазы на основе Cr, Co, Mo, Nb и фазы, обогащенной Nb, при дополнительном легировании сплава ЭК151-ВГНК не изменилась.
Дополнительное легирование сплава ЭК151-ВГНК в литом состоянии рением и танталом влияет на изменение объемной доли избыточных фаз. В сплаве паспортного состава объемная доля избыточных фаз по данным количественного металлографического анализа составляет 3,0%. Введение в сплав тантала повышает объемную долю избыточных фаз с 3,0 до 4,54% вследствие образования «карбидных решеток» между осями дендритов второго порядка. Легирование сплава рением снижает объемную долю избыточных фаз до 1,7%.
Исследования микроструктуры, проведенные методом растровой электронной микроскопии, показали, что во всех образцах наблюдается размерная неоднородность частиц γʹ-фазы, связанная с ликвационной неоднородностью: частицы в осях дендритов мельче, чем в межосных пространствах. Дополнительное легирование рением или танталом приводит к уменьшению частиц γʹ-фазы по сравнению с частицами этой фазы в сплаве паспортного состава.
С целью выравнивания химического состава и структуры слитка ВГНК перед деформацией проводят гомогенизирующий отжиг. Изучение микроструктуры и фазового состояния образцов из сплава ЭК151-ВГНК (паспортного состава и дополнительно легированных рением и танталом) после гомогенизирующего отжига показало, что в процессе отжига происходит выравнивание химического состава материала в объеме слитка, что приводит к снижению коэффициентов ликвации основных легирующих элементов, однако полного устранения ликвационной неоднородности не происходит. Так, при легировании рением сохраняется значительная неоднородность по Re и W, коэффициенты ликвации этих элементов составляют 1,5 и 1,4 соответственно.
Гомогенизирующий отжиг во всех изученных плавках, кроме плавки с танталом, приводит к растворению избыточных фаз и выравниванию состава карбидов МС. В плавке, легированной танталом, карбиды МС, находящиеся в решетках, коагулируют, однако в целом их морфология не изменяется. Выравнивания состава карбидов также не происходит. В этом случае повышенное, по сравнению со сплавом паспортного состава, содержание карбидной фазы сохраняется и после гомогенизирующего отжига.
Исследование микроструктуры сплава после гомогенизирующего отжига методом растровой электронной микроскопии показало, что во всех исследованных образцах из сплава ЭК151-ВГНК сохраняется размерная неоднородность частиц γʹ-фазы: в осях дендритов они мельче, чем в межосных областях. Количественная оценка размера частиц γʹ-фазы произведена с помощью компьютерной программы Image Expert Pro3. Наиболее существенная разница в размерах частиц γʹ-фазы наблюдается в сплаве при легировании его рением: в оси дендритов они имеют размер 0,7 мкм, а в межосной области 1,0 мкм.
После деформации штамповки были термообработаны по стандартному режиму для сплавов данного класса: закалка с температуры полного растворения упрочняющей γʹ-фазы и двухступенчатое старение для обеспечения наиболее полного выделения вторичной γʹ-фазы [3, 15]. Исследована микроструктура, определен локальный химический состав и объемная доля γʹ-фазы и карбидов. Микроструктура термообработанных образцов приведена на рис. 2. Структура всех штамповок практически одинакова и представляет собой γ-матрицу с мелкими частицами упрочняющей γʹ-фазы (0,1 мкм), крупными скоагулированными выделениями γʹ-фазы (2–3 мкм) и первичными карбидами. Границы зерен прямые с частицами γʹ-фазы и вторичными карбидами и боридами.
Рисунок 2. Микроструктура образцов из сплава ЭК151-ВГНК после полной термической обработки (режим СОМРО, нетравленые шлифы) паспортного состава (а), дополнительно легированных рением (б) и танталом (в)
Исследования показали, что после полной термической обработки в штамповке из сплава ЭК151-ВГНК паспортного состава происходит практически полное устранение ликвационной неоднородности. Коэффициенты ликвации всех легирующих элементов близки к единице. По данным МРСА после полной термической обработки наблюдаются следующие фазы: γ-матрица с включениями γʹ-фазы, первичные карбиды MC на основе Nb и Ti. Объемная доля γʹ-фазы составляет ~52%, карбидов: ~1%.
В штамповке из сплава ЭК151-ВГНК, дополнительно легированной рением, полного устранения ликвационной неоднородности не происходит, что свидетельствует о снижении диффузионной активности основных легирующих элементов. Коэффициенты ликвации вольфрама и рения составляют 1,2. Объемная доля γʹ-фазы и карбидов при введении в сплав рения не изменяется.
При дополнительном легировании сплава ЭК151-ВГНК танталом, после полной термической обработки повышенное содержание карбидной фазы сохраняется (объемная доля составляет 1,3%) и состав карбидов не выравнивается. По сравнению со сплавом паспортного состава также увеличивается объемная доля γʹ-фазы – до ~54%.
В процессе испытаний на длительную прочность при 650°С и напряжении 1070 МПа образцов из сплава ЭК151-ВГНК, дополнительно легированных рением и танталом, изменения их фазового состава по сравнению с термообработанным состоянием не происходит. Коэффициенты ликвации рения и вольфрама остаются на уровне термообработанного состояния (плавка с рением) и состав карбидов (плавка с танталом) не изменяется, что свидетельствует о сохранении фазовой стабильности сплава с рением и танталом при 650°С в течение 250 ч.
Обсуждение и заключения
Исследование структуры, ликвационной неоднородности и локального фазового состава сплава ЭК151-ВГНК показало, что дополнительное легирование рением и танталом оказывает влияние на его структурно-фазовое состояние.
При введении в сплав рения уменьшается доля избыточных фаз в литом состоянии. Наблюдается существенное снижение диффузионной активности основных легирующих элементов и в процессе термической обработки (гомогенизирующего отжига слитка, промежуточных отжигов при деформации и окончательной термообработки) полного выравнивания локального химического состава не происходит. Введение рения способствует также дополнительному упрочнению твердого раствора.
При введении в состав сплава тантала увеличивается количество упрочняющей γʹ-фазы и карбидов типа МС, состав которых в процессе термической обработки не выравнивается, что свидетельствует об их высокой термической стабильности.
Введение в никелевые жаропрочные деформируемые сплавы рения и тантала способствует повышению структурной стабильности материала, что позволит продлить ресурс изготовленных из него дисков ГТД.
2. Бокштейн С.З., Кишкин С.Т., Шалин Р.Е. Структурная стабильность конструкционных материалов /В сб. Авиационные материалы на рубеже XX–XXI веков. М.: ВИАМ. 1994. С. 547–553.
3. Суперсплавы II /Под ред. Ч.Т. Симса, Н.С. Столоффа, У.К. Хагеля. М.: Металлургия. 1995. Кн. 1. 384 с.
4. Чабина Е.Б., Филонова Е.В., Ломберг Б.С., Бакрадзе М.М. Структура современных деформируемых никелевых сплавов //Все материалы. Энциклопедический справочник. 2012. №6. С. 22–27.
5. Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Бакрадзе М.М., Мазалов И.С. Высокотемпературные жаропрочные никелевые сплавы для деталей газотурбинных двигателей //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 52–57.
6. Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Бакрадзе М.М. Новый жаропрочный никелевый сплав для дисков газотурбинных двигателей и газотурбинных установок //Материаловедение. 2010. №7. С. 24–28.
7. Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Лимонова Е.Н., Летников М.Н., Бакрадзе М.М., Чабина Е.Б., Латышев В.Б. Жаропрочные никелевые сплавы для дисков ГТД. Жаропрочные свариваемые сплавы для деталей горячего тракта ГТД /В сб. тезисов Международной научн.-технич. конф. «Актуальные вопросы авиационного материаловедения». М.: ВИАМ. 2007. С. 19–20.
8. Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Латышев В.Б., Чабина Е.Б. Жаропрочные деформируемые сплавы для горячего тракта газотурбинных двигателей (ГТД) /В кн. 75 лет. Авиационные материалы. Избранные труды «ВИАМ» 1932–2007»: Юбилейный науч.-технич. М.: ВИАМ. 2008. С. 59–64.
9. Чабина Е.Б., Филонова Е.В., Ломберг Б.С., Морозова Г.И. Эволюция структуры и фазового состава деформируемых жаропрочных никелевых сплавов для дисков ГТД с усложнением их легирования //МиТОМ. 2015. №3 (717). С. 8–12.
10. Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Бакрадзе М.М. Особенности легирования и термической обработки жаропрочных никелевых сплавов для дисков газотурбинных двигателей нового поколения //Авиационные материалы и технологии. 2010. №2. С. 3–8.
11. Ломберг Б.С., Бакрадзе М.М., Чабина Е.Б., Филонова Е.В. Влияние микролегирующих элементов на структурно-фазовую стабильность и свойства жаропрочного деформируемого сплава (при длительных наработках) //Металлург. 2013. №9. С. 93–97.
12. Чабина Е.Б., Филонова Е.В., Ломберг Б.С., Зайцев Д.В. Особенности формирования структуры высокожаропрочного никелевого сплава при комплексном микролегировании лантаноидами //Металлы. 2014. №6. С. 62–69.
13. Каблов Е.Н., Оспенникова О.Г., Ломберг Б.С. Комплексная инновационная технология изотермической штамповки на воздухе в режиме сверхпластичности дисков из супержаропрочных сплавов //Авиационные материалы и технологии. 2012. №S. С. 129–141.
14. Ломберг Б.С., Бакрадзе М.М., Чабина Е.Б., Филонова Е.В. Взаимосвязь структуры и свойств высокожаропрочных никелевых сплавов для дисков газотурбинных двигателей //Авиационные материалы и технологии. 2011. №2. С. 25–30.
15. Бакрадзе М.М., Овсепян С.В., Шугаев С.А., Летников М.Н. Влияние режимов закалки на структуру и свойства штамповок дисков из жаропрочного никелевого сплава ЭК151-ИД //Труды ВИАМ. 2013. №9. Ст. 01 (viam-works.ru).
16. Морозова Г.И. Компенсация дисбаланса легирования жаропрочных никелевых сплавов //МиТОМ. №12. 2012. С. 52–56.
17. Каблов Е.Н., Бронфин М.Б. Эффект С.Т. Кишкина, или почему структура жаропрочных никелевых сплавов должна быть гетерофазной /В сб. Литейные жаропрочные сплавы. Эффект С.Т. Кишкина: научн.-техн. сб.; Под. ред. Е.Н. Каблова. М.: Наука. 2006. С. 7–14.
18. Скляренко В.Г., Моисеев Н.В., Герасимов В.В., Петрушин Н.В., Чабина Е.Б. Разработка технологии формирования регламентированной структуры в штамповках дисков их слитков высокоградиентной кристаллизации сплава ЭК151 /В сб. тезисов Международной научн.-технич. конф. «Актуальные вопросы авиационного материаловедения». М.: ВИАМ. 2007. С. 70–71.
19. Каблов Е.Н., Петрушин Н.В., Василенок Л.Б., Морозова Г.И. Рений в жаропрочных никелевых сплавах для лопаток газовых турбин (продолжение) //Материаловедение. 2000. №3. С. 38–43.
20. 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.
21. Бакрадзе М.М., Ломберг Б.С., Овсепян С.В., Чабина Е.Б., Филонова Е.В. Влияние рения на фазовый состав и свойства жаропрочного деформируемого сплава на никелевой основе для дисков турбин ГТД //Материаловедение. 2015. №1. С. 38–44.
22. Физическое металловедение. Т. 1. Атомное строение металлов и сплавов /Под ред. Р.У. Кана, П. Хаазена. М.: Металлургия. 1987. 639 с.
23. Чабина Е.Б., Алексеев А.А., Филонова Е.В., Лукина Е.А. Применение методов аналитической микроскопии и рентгеноструктурного анализа для исследования структурно-фазового состояния материалов //Труды ВИАМ. 2013. №5. Ст. 06 (viam-works.ru).
24. Голиков И.Н., Масленков С.Б. Дендритная ликвация в сталях и сплавах. М.: Металлургия. 1977. 223 с.
2. Bokshtejn S.Z., Kishkin S.T., Shalin R.E. Strukturnaja stabil'nost' konstrukcionnyh materialov [Structural stability of constructional materials] /V sb. Aviacionnye materialy na rubezhe XX–XXI vekov. M.: VIAM. 1994. S. 547–553.
3. Supersplavy II [Superalloys II] /Pod red. Ch.T. Simsa, N.S. Stoloffa, U.K. Hagelja. M.: Metallurgija. 1995. Kn. 1. 384 s.
4. Chabina E.B., Filonova E.V., Lomberg B.S., Bakradze M.M. Struktura sovremennyh deformiruemyh nikelevyh splavov [Structure of modern deformable nickel alloys] //Vse materialy. Jenciklopedicheskij spravochnik. 2012. №6. S. 22–27.
5. Lomberg B.S., Ovsepjan S.V., Bakradze M.M., Mazalov I.S. Vysokotemperaturnye zharoprochnye nikelevye splavy dlja detalej gazoturbinnyh dvigatelej [High-temperature heat resisting nickel alloys for details of gas turbine engines] //Aviacionnye materialy i tehnologii. 2012. №S. S. 52–57.
6. Lomberg B.S., Ovsepjan S.V., Bakradze M.M. Novyj zharoprochnyj nikelevyj splav dlja diskov gazoturbinnyh dvigatelej i gazoturbinnyh ustanovok [New heat resisting nickel alloy for disks of gas turbine engines and gas turbine units] //Materialovedenie. 2010. №7. S. 24–28.
7. Lomberg B.S., Ovsepjan S.V., Limonova E.N., Letnikov M.N., Bakradze M.M., Chabina E.B., Latyshev V.B. Zharoprochnye nikelevye splavy dlja diskov GTD. Zharoprochnye svarivaemye splavy dlja detalej gorjachego trakta GTD [Heat resisting nickel alloys for disks GTD. Heat resisting welded alloys for details of hot path of GTD] /V sb. tezisov Mezhdunarodnoj nauchn.-tehnich. konf. «Aktual'nye voprosy aviacionnogo materialovedenija». M.: VIAM. 2007. S. 19–20.
8. Lomberg B.S., Ovsepjan S.V., Latyshev V.B., Chabina E.B. Zharoprochnye deformiruemye splavy dlja gorjachego trakta gazoturbinnyh dvigatelej (GTD) [Heat resisting deformable alloys for hot path of gas turbine engines (GTD)] /V kn. 75 let. Aviacionnye materialy. Izbrannye trudy «VIAM» 1932–2007»: Jubilejnyj nauch.-tehnich. M.: VIAM. 2008. S. 59–64.
9. Chabina E.B., Filonova E.V., Lomberg B.S., Morozova G.I. Jevoljucija struktury i fazovogo sostava deformiruemyh zharoprochnyh nikelevyh splavov dlja diskov GTD s uslozhneniem ih legirovanija [Evolution of structure and phase composition of deformable heat resisting nickel alloys for disks GTD with complication of their alloying] //MiTOM. 2015. №3 (717). S. 8–12.
10. Lomberg B.S., Ovsepjan S.V., Bakradze M.M. Osobennosti legirovanija i termicheskoj obrabotki zharoprochnyh nikelevyh splavov dlja diskov gazoturbinnyh dvigatelej novogo pokolenija [Features of alloying and thermal processing of heat resisting nickel alloys for disks of gas turbine engines of new generation] //Aviacionnye materialy i tehnologii. 2010. №2. S. 3–8.
11. Lomberg B.S., Bakradze M.M., Chabina E.B., Filonova E.V. Vlijanie mikrolegirujushhih jelementov na strukturno-fazovuju stabil'nost' i svojstva zharoprochnogo deformiruemogo splava (pri dlitel'nyh narabotkah) [Influence of microdoping elements on structural and phase stability and property of heat resisting deformable alloy (at long practices)] //Metallurg. 2013. №9. S. 93–97.
12. Chabina E.B., Filonova E.V., Lomberg B.S., Zajcev D.V. Osobennosti formirovanija struktury vysokozharoprochnogo nikelevogo splava pri kompleksnom mikrolegirovanii lantanoidami [Features of forming of structure of high-heat resisting nickel alloy at complex microalloying lanthanoids] //Metally. 2014. №6. S. 62–69.
13. Kablov E.N., Ospennikova O.G., Lomberg B.S. Kompleksnaja innovacionnaja tehnologija iz-otermicheskoj shtampovki na vozduhe v rezhime sverhplastichnosti diskov iz superzharoprochnyh splavov [Complex innovative technology of isothermal punching on air in mode of superplasticity of disks from superhot strength alloys] //Aviacionnye materialy i tehnologii. 2012. №S. S. 129–141.
14. Lomberg B.S., Bakradze M.M., Chabina E.B., Filonova E.V. Vzaimosvjaz' struktury i svojstv vysokozharoprochnyh nikelevyh splavov dlja diskov gazoturbinnyh dvigatelej [Interrelation of structure and properties of high-heat resisting nickel alloys for disks of gas turbine engines] //Aviacionnye materialy i tehnologii. 2011. №2. S. 25–30.
15. Bakradze M.M., Ovsepjan S.V., Shugaev S.A., Letnikov M.N. Vlijanie rezhimov zakalki na strukturu i svojstva shtampovok diskov iz zharoprochnogo nikelevogo splava JeK151-ID [Influence of modes of tempering on structure and property of punchings of disks from heat resisting EK151-ID nickel alloy] //Trudy VIAM. 2013. №9. St. 01 (viam-works.ru).
16. Morozova G.I. Kompensacija disbalansa legirovanija zharoprochnyh nikelevyh splavov [Compensation of imbalance of alloying of heat resisting nickel alloys] //MiTOM. №12. 2012. S. 52–56.
17. Kablov E.N., Bronfin M.B. Jeffekt S.T. Kishkina, ili pochemu struktura zharoprochnyh nikelevyh splavov dolzhna byt' geterofaznoj [Kishkina or why the structure of heat resisting nickel alloys has to be heterophase] /V sb. Litejnye zharoprochnye splavy. Jeffekt S.T. Kishkina: nauchn.-tehn. sb.; Pod. red. E.N. Kablova. M.: Nauka. 2006. S. 7–14.
18. Skljarenko V.G., Moiseev N.V., Gerasimov V.V., Petrushin N.V., Chabina E.B. Razrabotka tehnologii formirovanija reglamentirovannoj struktury v shtampovkah diskov ih slitkov vysokogradientnoj kristallizacii splava JeK151 [Development of technology of forming of the regulated structure in punchings of disks of their ingots of high-gradient crystallization of alloy ЭК151] /V sb. tezisov Mezhdunarodnoj nauchn.-tehnich. konf. «Aktual'nye voprosy aviacionnogo materialovedenija». M.: VIAM. 2007. S. 70–71.
19. Kablov E.N., Petrushin N.V., Vasilenok L.B., Morozova G.I. Renij v zharoprochnyh nikelevyh splavah dlja lopatok gazovyh turbin (prodolzhenie) [Reny in heat resisting nickel alloys for blades of gas turbines (continuation)] //Materialovedenie. 2000. №3. S. 38–43.
20. Kablov E.N. Fiziko-himicheskie i tehnologicheskie osobennosti sozdanija zharoprochnyh splavov, soderzhashhih renij [Physical and chemical and technological features of creation of the hot strength alloys, containing reniye] //Vestnik Moskovskogo universiteta. Ser. 2: Himija. 2005. T. 46. №3. S. 155–167.
21. Bakradze M.M., Lomberg B.S., Ovsepjan S.V., Chabina E.B., Filonova E.V. Vlijanie renija na fazovyj sostav i svojstva zharoprochnogo deformiruemogo splava na nikelevoj osnove dlja diskov turbin GTD [Influence of reniye on phase structure and property of heat resisting deformable nickel-based alloy for disks of turbines GTD] //Materialovedenie. 2015. №1. S. 38–44.
22. Fizicheskoe metallovedenie. T. 1. Atomnoe stroenie metallov i splavov [Physical metallurgical science. T. 1. Nuclear structure of metals and alloys] /Pod red. R.U. Kana, P. Haazena. M.: Metallurgija. 1987. 639 s.
23. Chabina E.B., Alekseev A.A., Filonova E.V., Lukina E.A. Primenenie metodov analiticheskoj mikroskopii i rentgenostrukturnogo analiza dlja issledovanija strukturno-fazovogo sostojanija materialov [Application of methods of analytical microscopy and the rentgenostrukturny analysis for research of structural and phase condition of materials] //Trudy VIAM. 2013. №5. St. 06 (viam-works.ru).
24. Golikov I.N., Maslenkov S.B. Dendritnaja likvacija v staljah i splavah [Dendritic segregation in stalyakh and alloys]. M.: Metallurgija. 1977. 223 s.