Разработка и исследование высокоэнтропийных сплавов с высокой удельной прочностью на основе системы Al-Cr-Nb-Ti-V-Zr тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат наук Юрченко Никита Юрьевич

• Юрченко Никита Юрьевич
• кандидат наук
• 2019

Оглавление диссертации кандидат наук Юрченко Никита Юрьевич

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

1.1 Подходы к разработке жаропрочных высокоэнтропийных сплавов и их свойства

1.1.1 Высокоэнтропийные суперсплавы (ВЭССы)

1.1.2 ВЭСы на основе тугоплавких металлов

1.2 Прогнозирование фазового состава ВЭСов

1.2.1 Критерии формирования фаз в ВЭСах

1.2.2 Термодинамическое моделирование ВЭСов

1.3 Постановка цели и задач исследования

ГЛАВА 2. МАТЕРИАЛ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Выбор материала исследования

2.2 Термодинамическое моделирование

2.3 Формулы для определения критериев формирования фаз

2.4 Термическая обработка

2.4.1 Гомогенизационный отжиг

2.4.2 Длительный отжиг

2.5 Методика измерения плотности

2.6 Механические испытания

2.6.1 Измерение микротвердости

2.6.2 Испытания на одноосное сжатие

2.6.3 Испытания на ползучесть

2.7. Методы структурного анализа

2.7.1 Растровая электронная микроскопия

2.7.2 Просвечивающая электронная микроскопия

2.7.3 Рентгеноструктурный анализ

2.8 Испытания на сопротивление окислению

ГЛАВА 3. ПРОГНОЗИРОВАНИЕ ФАЗОВОГО СОСТАВА СПЛАВОВ Al-Cr-Nb-П-^Г

3.1 Определение композиций для экспериментальных исследований

3.1.1 Определение эквиатомной композиции с однофазной структурой

3.1.2 Термодинамическое моделирование сплавов AlCrxNbTiV

3.1.3 Термодинамическое моделирование сплавов AlNЪTiVZrx

3.2 Разработка критерия формирования фаз Лавеса

Выводы по главе

ГЛАВА 4. ИССЛЕДОВАНИЕ СТРУКТУРЫ СПЛАВОВ Al-Сr-NЪ-Ti-V-Zr

4.1 Исследование структуры сплавов Al-Cr-NЪ-Ti-V-Zr в исходном состоянии

4.1.1 Исследование структуры сплава AlNЪTiV

4.1.2 Исследование структуры сплавов AlCrxNЪTiV

4.1.3 Исследование структуры сплавов АШЬЛУ/^

4.2 Исследование структурно-фазовой стабильности сплавов Al-Cr-NЪ-Ti-V-Zr

4.2.1 Исследование структуры сплавов Al-Cr-NЪ-Ti-V-Zr после отжига при 800°С или 1000°С

Выводы по главе

ГЛАВА 5. ИССЛЕДОВАНИЕ МЕХАНИЧЕСКИХ СВОЙСТВ СПЛАВОВ Al-Cr-МЪ^^^Г

5.1 Исследование механических свойств сплавов Al-Cr-NЪ-Ti-V-Zr в исходном состоянии

5.1.1 Исследование механических свойств сплава AlNЪTiV

5.1.2 Исследование механических свойств сплавов AlCrxNЪTiV

5.1.3 Исследование механических свойств сплавов AlNbTiVZrx

5.1.4 Исследование удельных механических свойств сплавов Al-Cr-Nb-Ti-V-Zr

5.2 Исследование механических свойств сплавов Al-Cr-Nb-Ti-V-Zr после длительной температурной выдержки

5.2.1 Исследование влияния отжига при 800°С или 1000°С на микротвердость сплавов Al-Cr-Nb-Ti-V-Zr

5.2.2 Исследование механических свойств сплавов Al-Cr-Nb-Ti-V-Zr после отжига при 800°С

5.3 Исследование сопротивления окислению и ползучести сплава AlNbTiVZr0,25

5.3.1 Исследование сопротивления окислению сплава AlNbTiVZro,25

5.3.2 Исследование сопротивления ползучести сплава AlNbTiVZr0,25

Выводы по главе

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Разработка и исследование высокоэнтропийных сплавов с высокой удельной прочностью на основе системы Al-Cr-Nb-Ti-V-Zr»

ВВЕДЕНИЕ

Актуальность темы исследования. Около 15 лет назад была предложена принципиально новая концепция легирования, основанная на разработке металлических сплавов с несколькими основными элементами, взятыми в приблизительно равных атомных концентрациях, которые получили название высокоэнтропийные (ВЭСы). Хотя высокая энтропия смешения, как было показано позже, не является ни достаточным, ни необходимым условием фазобразования в таких сплавах, однако, было принято сохранить этот термин с целью выделения их в отдельный класс [1]. Микроструктура ВЭСов подобна микроструктуре обычных сплавов, но твердый раствор является многоэлементным и может содержать частицы упрочняющих фаз. Данная концепция предложила обширные возможности для разработки новых сплавов для конструкционных и функциональных применений. В частности, одним из наиболее привлекательных направлений развития ВЭСов стало создание композиций, перспективных для высокотемпературной эксплуатации.

Изначально, основой для таких ВЭСов служили исключительно тугоплавкие металлы, такие как Мо, Та, ИЬ, V [2]. Сплавы имели однофазную ОЦК структуру и демонстрировали высокую прочность (400 МПа при Т =

-5

1600°С), но плотность, значительно большую (>12 г/см ), чем промышленные никелевые суперсплавы [3]. Стало очевидным, что увеличение удельной прочности, пусть и при проигрыше в температуре эксплуатации, должно быть первостепенным критерием при выборе составных компонентов. Однако, повышение прочности однофазных сплавов возможно только в случае усложнения их структуры, например, за счет упорядочения твердого раствора и/или выделения в них частиц упрочняющих фаз. Так, была представлена система Сг-ЫЬ-Т^^г [4,5], один из сплавов которой, CrNbTiVZr, имеющий плотность ~ 6,5 г/см3 и структуру, состоящую из ОЦК матрицы и частиц фазы Лавеса, продемонстрировал удельный предел текучести при температурах до 1000°С

более высокий, чем промышленные никелевые суперсплавы 1псопе1 718 и Haynes 230.

Учитывая возможность получения ВЭСов с конкурентными механическими свойствами при повышенных температурах в системе Сг-ИЪ-^^^г, существует потребность в дальнейшем увеличении удельной прочности сплавов. В связи с этим, наиболее привлекательным видится расширение числа основных компонентов системы сг-ыъ-^^-7г за счет введения металлов с меньшей плотностью, например, А1. Использование А1 в качестве легирующего элемента в ВЭСах на основе тугоплавких металлов уже показало свою эффективность не только для снижения плотности, но и для стабилизации твердого раствора. В частности, авторами [6] было показано, что замена Сг в сплаве CгMo0,5NbTao,5TiZr

-5

на А1 привела к понижению плотности с 8,2 до 7,4 г/см , предотвращению выделения неблагоприятной для низкотемпературной пластичности фазы Лавеса, а вплоть до 1000оС были получены высокие значения удельной прочности.

Таким образом, проведенные исследования демонстрируют перспективность разработки сплавов на основе системы а1-сг-иъ-^^-2г. Вместе с тем, остается неясным область существования твердого раствора, который может выступить основой для создания композиции с наименьшей плотностью, отсутствуют данные о влиянии концентраций тех или иных элементов на их структуру и фазовый состав. В свою очередь, используемые в настоящее время для создания ВЭСов подходы, основанные на термодинамическом моделировании и вычислении феноменологических параметров, являющихся модификацией правила Юм-Розери, хотя и позволяют удовлетворительно прогнозировать фазовый состав ВЭСов, но их применимость требует дальнейшего уточнения. Вызывают вопрос также возможные механизмы упрочнения в данных сплавах и методы управления ими за счет изменения химического состава. Помимо этого, практически полностью отсутствует информация о таких важных для высокотемпературных материалов характеристиках, как стабильность структуры при длительных выдержках при повышенных температурах, сопротивление ползучести и окислению.

Степень разработанности темы исследования

Исследованию и разработке ВЭСов, перспективных для высокотемпературных применений, уделено основное внимание в работах Сенькова О.Н. с соавторами. Однако имеющиеся данные свидетельствуют о необходимости проведения дальнейших исследований в этой области. Так, показана возможность создания относительно легких сплавов с высокой прочностью при повышенных температурах на примере системы Сг-ИЬ-^^^г. Тем не менее, не рассмотрена возможность модифицирования химического состава сплавов, в частности с помощью А1, с целью создания композиций с более высокой удельной прочностью. Также крайне слабо изучена связь между химическим и фазовым составом и их влияние на механические свойства. Кроме того, практически не исследованы стабильность структуры и фазового состава при длительных высокотемпературных отжигах, сопротивление окислению и ползучести.

Возможность прогнозирования фазового состава ВЭСов с помощью феноменологических параметров рассматривалась в ряде работ. В частности, в работах Жанга Ю. с соавторами, Янга Х. с соавторами, Гуо Ш. с соавторами, Полетти М. с соавторами, Сингха А. с соавторами, Ванга Ж. с соавторами, Тропаевски М. С. с соавторами, Тиана Ф. с соавторами, Йе Й. Ф. с соавторами, Сенькова О.Н. с соавторами были определены феноменологических критерии формирования твердых растворов в ВЭСах. Между тем, информация о предсказании с помощью таких критериев интерметаллидных фаз ограничена работами Тсая С. с соавторами, Салищева Г.А. и Степанова Н.Д. с соавторами, в которых разрабатывались критерии формирования сигма-фазы, а также работой Донга Й., в которой сообщалось о разработке универсального критерия для прогнозирования формирования любых типов интерметаллидных соединений. Однако данный критерий не применим для сплавов, в состав которых входит большое количество А1. Также не было уделено внимание предсказанию в ВЭСах такой обширной группы интерметаллидных соединений как фазы Лавеса,

которые, как было показано, в значительной мере обуславливают механические свойства ВЭСов на основе тугоплавких металлов.

С другой стороны, термодинамическое моделирование продемонстрировало хорошую согласованность между расчетными и экспериментальными данными, особенно для ВЭСов системы Cr-Nb-Ti-V-Zr, что позволяет говорить о перспективности применения такого метода для прогнозирования фазового состава новых композиций ВЭСов на основе модифицированной системы А1-Сг-иъ-^^^г. Однако необходимо проведение дальнейших исследований в данной области, так как зачастую термодинамическое моделирование как недооценивает, так и переоценивает стабильность той или иной, возможно, критически важной для механических свойств, фазы.

Данные аспекты определили тему исследования, постановку цели и задач.

Цель работы - исследование влияния химического состава на структуру и механические свойства высокоэнтропийных сплавов системы а1-сг-иъ-^^^г и

-5

разработка на этой основе композиции с плотностью менее 6 г/см , перспективной для высокотемпературного конструкционного применения.

В соответствии с этим в работе были поставлены следующие задачи:

1. Определить с помощью феноменологических параметров и термодинамического моделирования композиции сплавов А1-Сг-ИЬ-^^^г для экспериментальных исследований;

2. Исследовать влияние химического состава сплавов А1-Сг-ИЬ-^^^г на структуру и ее стабильность при длительных высокотемпературных отжигах;

3. Исследовать механические свойства сплавов A1-Cr-NЪ-Ti-V-Zr;

4. Разработать на основе полученных данных сплав с плотностью менее 6 г/см3, перспективный для высокотемпературного конструкционного применения, и исследовать его эксплуатационные свойства.

Научная новизна:

1) Совместно термодинамическим моделированием и расчетом феноменологических параметров показано существование в системе А1-Сг-ИЬ-Ть V-Zr эквиатомной композиции АШЬТ^ с однофазной структурой. Построены квази-бинарные фазовые диаграммы систем АШЬТ^-Сг и АШЬТ^^г, прогнозирующие образование фазы Лавеса С14 и о-фазы или фаз типа ZrxA1y различной стехиометрии при легировании сплава АШЬТ^, соответственно, Сг или Zr.

2) На основе анализа различных феноменологических параметров и данных по структуре и фазовому составу около 140 ВЭСов, представленных в литературе, разработан критерий формирования фаз Лавеса в ВЭСах. Показано, что фазы Лавеса преимущественно образуются, когда средние разницы атомных радиусов, 8Г, и электроотрицательностей по Аллену, ЛхАллен, больше 5,0% и 7,0%, соответственно. Данный критерий корректно работает для сплавов, состоящих из А1 и элементов 4, 5 и 6 групп.

3) Исследовано влияние легирования Сг и Zr на фазовый состав эквиатомного сплава АШЬТ^ с однофазной В2 упорядоченной структурой. Установлено, что добавка Сг или Zr приводит к снижению степени упорядочения В2 фазы и выделению вторых фаз: фазы Лавеса С14 в Сг-содержащих сплавах и фаз типа Zr5A1з и Лавеса С14 в сплавах с Zr.

4) Исследовано влияние Сг и Zr на упрочнение однофазного эквиатомного сплава АШЬТ^. Выявлено, что рост прочности в сплавах вызван как снижением степени упорядочения В2 фазы, равно как в сплавах A1NbTiVZrх твердорастворным, а в сплавах А1Сгх№Т^ также и дисперсионным упрочнением.

5) На основе проведенных исследований разработан сплав A1NbTiVZr0,25 с более высокими удельными пределами текучести и ползучести, по сравнению с применяемыми до температуры 600°С сплавами, а также с удовлетворительным сопротивлением окислению и стабильностью структуры и свойств при длительных высокотемпературных отжигов.

Теоретическая и практическая значимость работы

Теоретическая значимость работы заключается в том, что проведенные систематические исследования и установление связей между химическим и фазовыми составами, и их влияния на механические свойства высокоэнтропийных сплавов на основе тугоплавких металлов, а также определение критерия формирования фаз Лавеса в них могут служить методологической основой для создания практически-значимых композиций, перспективных для высокотемпературных применений. Практическая значимость работы заключается в разработке сплава с плотностью менее 6 г/см3 для возможного высокотемпературного конструкционного применения (Патент РФ № 2631066).

Методология и методы диссертационного исследования

Методологической основой исследования послужили работы ведущих зарубежных ученых в области многокомпонентных высокоэнтропийных сплавов, государственные стандарты РФ, а также положения физической химии, физических методов исследования, физики прочности и пластичности.

Для достижения поставленной цели и задач в диссертационной работе были использованы следующие методы: рентгеноструктурный анализ, сканирующая электронная микроскопия, просвечивающая электронная микроскопия, измерение микротвердости, испытания на одноосное сжатие, сопротивление окислению и ползучести.

На защиту выносятся следующие основные положения и результаты:

1) Результаты термодинамического моделирования и расчетов феноменологических параметров, на основе которых в системе A1-Cr-NЪ-Ti-V-Zr была определена эквиатомная композиция A1NbTiV с однофазной структурой и построены квази-бинарные фазовые диаграммы систем A1NbTiV-Cr и АТИ^^-Zr.

2) Анализ феноменологических параметров и структуры ВЭСов, приведший к разработке критерия формирования фаз Лавеса.

3) Результаты микроструктурных исследований и механических испытаний, позволившие установить влияние легирования Сг или Zr на структуру и механические свойства эквиатомного сплава AlNbTiV и разработать сплав с высокой удельной прочностью при Т < 800°С.

4) Экспериментальные данные, полученные в ходе испытаний на сопротивление окислению и ползучести разработанного сплава.

Апробация результатов работы

Материалы диссертации докладывались на следующих конференциях:У1 Международная конференция «Деформация и разрушение материалов и наноматериалов», 10-13 ноября 2015 г., Россия, Москва; Второй междисциплинарный молодежный научный форум с международным участием «Новые материалы», 1-4 июня 2016 г., Россия, Сочи; International Conference on High-Entropy Materials (ICHEM 2016), 6-9 ноября 2016 г., Тайвань, Синьчжу; XXVI International Materials Research Congress (IMRC), 20-25 августа 2017 г., Мексика, Канкун; IX-я Евразийская научно-практическая конференция «Прочность неоднородных структур» (ПРОСТ 2018), 24-26 апреля 2018 г., Россия, Москва; 2nd International Conference on High-Entropy Materials (ICHEM 2018), 9-12 декабря 2018 г., Республика Корея, Чеджу.

Степень достоверности результатов диссертации определяется применением комплекса современной экспериментальной техники и измерительных приборов, комплекса современных методов исследования, а также воспроизводимостью и непротиворечивостью результатов, полученных различными методами.

Вклад автора

Личное участие автора в полученных результатах состоит в выполнении основного объема экспериментальных исследований, изложенных в диссертационной работе, включающих: подготовку объектов исследования,

проведение экспериментов, обработку результатов исследования, участие в разработке методик проведения экспериментов и обсуждении полученных результатов, подготовку материалов для статей и докладов.

Публикации

По теме диссертации опубликовано 8 научных работ в научных журналах, включенных в перечень рецензируемых научных изданий, определенных ВАК, и 7 тезисов в сборниках трудов конференции, получен патент РФ на изобретение.

Структура и объем работы

Диссертация состоит из введения, пяти глав, заключения и списка литературы; изложена на 187 страницах, включает 65 рисунков и 25 таблиц. Список литературы содержит 241 наименование.

Автор выражает благодарность научному руководителю д.т.н. Салищеву Г.А. и к.т.н. Степанову Н.Д. за внесенный идейный вклад в работу и плодотворное обсуждение полученных результатов.

ГЛАВА 1. ОБЗОР ЛИТЕРАТУРЫ

Металлические сплавы с высоким комплексом механических и функциональных свойств остаются наиболее актуальными материалами для авиакосмической промышленности. Как правило, такие сплавы имеют в своем составе базовый элемент с содержанием ~ 80% (вес.) или более от общей массы. Даже жаропрочные сплавы с 12 элементами в одном сплаве часто содержат более 50% базового элемента. Данный подход к разработке и созданию сплавов связан с тем, что в многокомпонентных сплавах в процессе длительного воздействия повышенных рабочих температур возможно формирование интерметаллидных фаз. Образование таких фаз приводит к ухудшению механических свойств, коррозионной стойкости, стабильности микроструктуры. Однако относительно недавно была предложена принципиально новая концепция легирования, которая основывается на создании многокомпонентных сплавов с отсутствующим базовым элементом. Такие сплавы получили название высокоэнтропийных (ВЭСы). Одним из перспективных направлений развития ВЭСов является создание композиций для высокотемпературных применений, так называемых жаропрочных ВЭСов. Далее рассматриваются подходы к разработке таких сплавов, их свойства и способы прогнозирования фазового состава.

1.1 Подходы к разработке жаропрочных высокоэнтропийных сплавов и их

свойства

1.1.1 Высокоэнтропийные суперсплавы (ВЭССы)

Микроструктура никелевых и кобальтовых суперсплавов с превосходной высокотемпературной прочностью состоит в основном из у- и у'-фаз [7-16], где неупорядоченная у-фаза имеет структуру ГЦК и почти во всех случаях она образует непрерывную матричную фазу, а у' - это упорядоченная фаза со структурой L12. Так, недавно были представлены ВЭСы, содержащие у- и у'-фазы

[17-33] (таблица 1); ПЭМ изображения показаны на Рисунке 1. Поскольку их микроструктура аналогична структуре традиционных суперсплавов, было предложено определить эти ВЭСы как ВЭССы [34].

Рисунок 1 - ПЭМ изображение ВЭССа Al0.2CrFeCoNi2Cu0.2, содержащего yand у'-

фазы [20].

Как правило, суперсплавы на основе Ni не стабильны при высокой температуре. Высокое содержание Fe приводит к образованию обогащенной топологически плотноупакованной фазы (ТПУ) Fe-Cr при 900°C менее чем за 100 часов в некоторых промышленных суперсплавах на основе Ni, таких как Udimet 700, Hastelloy X и Rene 'N6 [32,35,36]. Для суперсплава RR2071 без Fe и более низким содержанием Cr, при 900°C также может быстро образовываться Р-фаза [140]. ВЭССы имеют более высокую стабильность при высокой температуре, по сравнению с традиционными суперсплавами на основе Ni. Так, было показано, что после старения при 900°С в течение 300 часов ВЭССа Al7.8Co20.6Cr12.2Feii.5Ni40.7TÍ7.2 образование ТПУ фаз не наблюдаются [32]. После изотермического старения при 1050°С в течение 500 часов микроструктура у -у' сплава Al7.8Co20.6Cr12.2Fe115Ni40.7Ti7.2 по-прежнему остаются стабильной [17]. В дополнение к высокой стабильности, большие концентрации более дешевых и меньшей плотности элементов Al, Fe, Cr и Ti могут снизить стоимость и плотность ВЭССов. Плотности для большинства исследованных ВЭССов

составляют менее 8,0 г/см , как показано в таблице 1. Напротив, плотность

-5

обычных никелевых суперсплавов составляет 8,5^9,0 г/см [37].

Таблица 1 - Микроструктуры различных ВЭССов.

Сплав Состояние Плотнос ть, г/см3 Микрострук тура Температ ура сольвуса / Диаме тр у' Объем ная доля у' Рабо ты

литое ГЦК+L12 840°С 10 нм 2о% [18]

Старение 700°С/24 ч ГЦК+L12 20 нм — [18]

А^СопСгпСивРепМзз Старение 700°С/5 ч 7,94 ГЦК+L12+C г- обогащенна я <2о нм 22% [19]

Старение 1150°С/5 ч ГЦК+L12 <1о нм --- [19]

А18Со17Сг14Си8Ре п№34,^о,1 Моо, 1Т il Литое ГЦК+L12 920°С 5 нм 15% [18]

Старение 700°С 24 ч, 7,96 ГЦК+Ь12 5о нм --- [18]

А10,2СгРеСо№2Си0,2 Старение 700°С/20 ч 8,16 ГЦК+Ь12 18,3 нм 18,5% [2о]

Спиннингов ание ГЦК+Ь12 — ---- — [21]

CoCrCuFeNiA1о,5 Литое 7,84 ГЦК1+ГЦК 2+ Ь12 ---- —

Старение 1000°С/1000 ч ГЦК1+ГЦК 2+ Ь12 ---- — [22]

Старение 550°С/150 ч 8,о3 ГЦК+ ЬЬ+С^ обогащенна 930°С 5 нм --- [23]

A1о,зCrCuFeNi2 я

Старение 700°С/50 ч ГЦК+ Ь12+ С^-обогащенна я 5о нм --- [23]

A10,3CrCoFeNi Старение 550°С/15о ч 7,83 ГЦК+ Ь12 <700°С 5 нм --- [23]

Старение 700°С/50 ч ГЦК+В2 --- --- [23]

A1CoCrFeNi2,1 Литое 7,44 ОЦК+ Ь12 --- --- --- [24,2 5]

А1юСо25С1^е15№3б^б Старение 900°С/5 ч 7,73 ГЦК+В2+ Ь12 1150°С 45о нм 45% [26]

Старение 900°С/50 ч ГЦК+В2+ Ь12 4бо нм 46 уо1,% [26]

A1о,зCoCrCuо,5FeNi Старение 1100°С/24 ч 7,94 ГЦК+ Ь12 (пластинчат ые и сферические ) — --- — [27]

A1CoCrCuFeNi Литое 7,44 В2+ Ь12+ОЦК — --- — [28]

(FeCoNiCr)94Ti2A14 Старение 650°С /4 ч 7,92 ГЦК+ Ь12+ Ь21 --- 19,4 нм 26,8% [29]

Старение ГЦК+ Ь12+ 25,2 23,3% [29]

800°С / 18 ч L2i нм

92,6 нм i6,2% [29]

Старение 1000°С/3 ч 253 нм

Al7,8Co20,6Cri2,2Feii,5Ni4Q,7Ti7,2 + Старение 800°С/20 ч 7,94 ГЦК+ Li2 1165°C 53% [i7]

Ali o,3ConCr7,5Fe9Ni48,6Ti5,8Tao,6Moo, 8Wo,4 Старение 1000°С/3 ч + Старение 800°С/20 ч 7,96 ГЦК+ Li2 1194°C 287 нм 7o% [i7]

Alio,2COi6,9Cr7,4Fe8,9Ni47,9Ti5,8MOo,9 Nbi,2Wo,4Co,4 Старение 1000°С/3ч + Старение 800°С/20 ч 7,82 ГЦК+ Li2 1199°C 29o нм 69% [3o]

Coi,5CrFeNii,5Tio,5 Старение 650 С/50 ч 8,o2 ГЦК+П+ Li2 800°C io нм — [3i]

Старение 750°С/50 ч ГЦК+П+ Li2 3o нм [3i]

Ni58,2AlioCoi3,8Cr6,3Fe4,9Ti6,8 7,83 ГЦК+ Li2 1234°C 43o нм 5o,6% [32]

Ni5o,5Al8,9Coi7,2Cr9,2Fe8,2Ti6 Старение 7,84 ГЦК+ Li2 1146°C 36o нм 4i,6% [32]

Ni42,7Al7,8Co2o,6Cri2,2Feii,5Ti5,2 1050°С/2 ч + Старение 7,86 ГЦК+ Li2 1087°C 29o нм 37,3% [32]

Ni35,iAl6,6Co23,9Cri5,2Fei4,8Ti4,4 900°С/300 ч 7,89 ГЦК+ Li2 1013°C i8o нм 27,4% [32]

Ni4o,7Al7,8Co2o,6Cri2,2Feii,5Ti7,2 7,78 ГЦК+ Li2 1165°C 32o нм 56,i% [32]

Старение 1150°С/3 ч + старение 800°С/1 ч 6 нм i5,8% [33]

Alo,2Coi,5CrFeNii,5Tio,3 Старение 1150°С/3 ч + старение 800°С/5 ч 7,95 ГЦК+ Li2 12 нм i8,5% [33]

Старение 1150°С/3 ч + старение 800°С/50 ч 45 нм 36,8% [33]

Старение 1150°С/3 ч + старение 800°С/100 ч 51 нм 42,9% [33]

Для сплавов, состоящих из у- и у'-фаз, параметр несоответствия 5 может быть выражен как:

ё = 2 (ay-ay)/(ау'+ aY) (1)

где Оу и Оу - параметры решетки у' и у-фаз соответственно. В суперсплавах на основе N1 параметр несоответствия отрицателен при комнатной температуре [11,38-41]. С ростом температуры несоответствие уменьшается, становится все более отрицательным и, следовательно, большим по величине [42,43]. Так, был измерен параметр несоответствия решетки, 5, ВЭССов Al7.8CO20.6Crl2.2Fell.5Ni40.7Ti7.2 [17], A1lо.зCOl7Cr7.5Fe9Ni48.6Ti5.8Taо.6MOо.8Wо.4 [17] и A110.2Co16.9Cr7.4Fe8.9Ni47.9Ti5.8Mo0.9NЪ1.2W0.4C0.4 [30]. Сообщалось, что они обладают положительными параметрами несоответствия и в этом случае |5| уменьшается с повышением температуры. Таким образом, сплавы должны обладать лучшими высокотемпературными свойствами, такими как более сильное твердорастворное упрочнение у-фазы и хорошая микроструктурная стабильность [38]. Кроме того, пластины, которые являются направленным укрупнением у'-фазы и образуются при нагрузке при высокой температуре, будут параллельны приложенному напряжению для сплавов с положительным параметром несоответствия решетки. Это уменьшит скорость деформации ползучести и повысит устойчивость к усталости, поскольку пластины, параллельные оси напряжений, приводят к медленному движению дислокаций с перемещением по горизонтали вдоль у/у'-границ и эффективно препятствуют распространению усталостных трещин, перпендикулярных оси напряжений. Хотя, по сравнению с суперсплавами на основе М, у ВЭССов есть некоторые очевидные преимущества, такие как более высокая стабильность при высокой температуре, более низкая стоимость, меньшая плотность и положительный параметр несоответствия, требуются дополнительные исследования. Например, увеличение концентрации Со, Сг и Fe в у-фазе приведет к тому, что сильные связи №-А1 (-22 кДж/моль) и М-Т! (-35 кДж/моль) в у'-фазе будут заменены относительно слабым связами, такими как Со-А1 (-19 кДж/моль) и Со-Т1 (-28 кДж/моль). Фаза у' с более слабой связью имеет меньшую термическую стабильность [21], и, следовательно, температура сольвуса у'-фазы [17] уменьшается. Однако небольшое добавление легирующих элементов может повысить температуру сольвуса у'-фазы ВЭССов. Сообщалось, что замещение 2 ат.% Т в сплаве Al7.8Co20.6Cr12.2Fe11.5Ni40.7Ti7.2 на N приводит к тому,

что М, А1, Ti переходят к фазе у'. Следовательно, сильная связь М-А1 (-22 кДж/моль), М-^ (-35 кДж/моль) в у' может быть усилена, а затем температура сольвуса у'-фазы сплава A17.8Co20.6Cr12.2Fe11.5Ni42.7Ti5.2 (1165°С) повышается, по сравнению с A17.8Co20.6Cr12.2Fe11.5Ni40.7Ti7.2 (1087°С) [17]. В частности, было показано, что добавление W, Мо и Ti к сплаву A18Co17Cr17Cu8Fe17Ni33 приводит к увеличению области существования у'-фазы для

Al8COl7Crl4CuвFel7Ni34.8Wо.lMoо.lTil [18].

Объемная доля и размер упорядоченных у'-частиц в суперсплавах существенно влияют на их механические свойства при повышенной температуре. Оптимальная объемная доля и размер упорядоченных у'-частиц в суперсплавах на основе М близки к 70% и 500 нм соответственно [44-49]. Однако, как показано в таблице 1, большая часть исследованных ВЭССов имеет объемную долю и размер упорядоченных у'-частиц меньше оптимального значения. Это говорит о том, что микроструктуру ВЭССов следует дополнительно оптимизировать.

В работе [23] сплав A10.3CrCuFeNi2 выдерживали при 550°С в течение 150 часов и при 700°С в течение 50 часов, при этом размер упорядоченных у'-частиц составил 5 нм и 50 нм, соответственно. В ВЭССе A10.2Co1.5CrFeNi1.5Ti0.3 [33] с увеличением времени старения при 800°С от 1 часа до 100 часов размер у' возрос с 6 до 51 нм, а объемная доля - с 15,8% до 42,9%. Помимо термообработки, небольшое добавление W, Мо и Т также увеличивает размер у'-частиц от 20 нм в сплаве A18Co17Cr17Cu8Fe17Ni33 до 50 нм в A18Co17Cr14Cu8Fe17Ni34.8W0.1Mo0.1Ti1 [18]. Из-за добавления Та объемная доля у'-фазы растет от 53% в Al7.8CO20.6Crl2.2Fell.5Ni40.7Ti7.2 до 70% в A1lо.зCOl7Cr7.5Fe9Ni48.6Ti5.8Taо.6MOо.8Wо.4 [50].

В работах [20,29] оценивали вклад у'-фазы в упрочнение ВЭССов при растяжении при комнатной температуры. Приращение предела текучести, вызванное частицами у'-№3(Т1,А1), составляет около 327 МПа в сплаве ^СоМСг^Т^Аи, где объемная доля и размер у'-частиц составляют соответственно 26,8% и 9,7 нм [29]. Присутствие у'-частиц в сплаве A10дCrFeCoNi2Cuoд приводит к увеличению на 259 МПа и 316 МПа пределов текучести и прочности при растяжении, соответственно, где размер у'-частиц

составляет 18,3 нм, а расстояние между частицами Ар оценивается как 15,8 нм [20].

Как правило, предел текучести металлов сильно уменьшается с ростом температуры. Однако для суперсплавов, состоящих в основном из у- и у'-фаз, предел текучести может увеличиваться с повышением температуры, как правило, до температуры в 800°С, при которой достигается пик напряжения. Для температур выше 800°С предел текучести быстро уменьшается [45], поскольку у'-фаза начинает быстро растворяться. Положительные температурные зависимости напряжений течения наблюдались также в ВЭССах Л110С025Сг8Ее15М36Т16 [26], Л110.зС017СГ7.5ре9М48.бТ15.8Та0.бМ00.81^0.4 [17], и А17.8С020.6СГ12.2ГеП.5М40.7Т17.2 [17]. Это явление можно объяснить увеличением прочности у'-фазы с температурой, вызванным термически активированным поперечным скольжением дислокаций от октаэдрической плосткости {111} до плоскости куба {100} [15,51]. Следует отметить, что увеличение температуры снижает предел текучести у-матрицы. Когда сплавы содержат относительно небольшую объемную долю у'-фазы, и снижение предела текучести у-матрицы не может быть компенсировано увеличением предела текучести у'-фазы, положительная температурная зависимость напряжений течения исчезает.

Кроме того, высокотемпературная прочность ВЭССов может быть дополнительно улучшена за счет увеличения искажений решетки и повышения энергии антифазных границ (АФГ), по сравнению с суперсплавами на основе М. Более высокая энергия АФГ, полученная в результате сложного легирования в ВЭССах, означает более высокую энергию для дислокационных пар для прорезания у'-частиц. Сообщалось, что энергия АФГ в сплавах А110.3С017Сг7.5ре9М48.6Т15.8Та0.6М00.81^0.4 и Л17.8С020.6Сг12.2Бе11.5№40.7Т17.2 составляет

Л Л

примерно 0,25 и 0,23 Дж*м- , соответственно, что выше АФГ (0,19 Дж*м-) для никелевого суперсплава СМ247ЬС [17,52,53]. Высокотемпературная прочность для состаренного ВЭССа Л110С025Сг8Ее15М36Т16 при 900°С в течение 5 часов выше, чем у 1псопе1 617, хотя оба сплава имеют аналогичную прочность при комнатной температуре [26] (Рисунок 2).

Рисунок 2 - Температурная зависимость предела прочности на растяжения для сплавов А11оСо25Сг8Ее15№36Т16, 1псопе1 617, 800Н, Со2оСг2оРе2оМ2оМп2о, Л18Со17Сг17Си8Ее17Мзз и Л117Со17Сг17Си17Ре17М17 [26].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Юрченко Никита Юрьевич, 2019 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Miracle D.B., Senkov O.N. A critical review of high entropy alloys and related concepts // Acta Mater. 2017. Vol. 122. P. 448-511.

2. Senkov O.N. et al. Refractory high-entropy alloys // Intermetallics. 2010. Vol. 18, № 9. P. 1758-1765.

3. Senkov O.N. et al. Mechanical properties of Nb25Mo25Ta25W25 and V20Nb20Mo20Ta20W20 refractory high entropy alloys // Intermetallics. 2011. Vol. 19, № 5. P. 698-706.

4. Senkov O.N. et al. Low-density, refractory multi-principal element alloys of the Cr-Nb-Ti-V-Zr system: Microstructure and phase analysis // Acta Mater. 2013. Vol. 61, № 5. P. 1545-1557.

5. Senkov O.N. et al. Mechanical properties of low-density, refractory multi-principal element alloys of the Cr-Nb-Ti-V-Zr system // Mater. Sci. Eng. А. 2013. Vol. 565. P. 51-62.

6. Senkov O.N., Senkova S. V., Woodward C. Effect of aluminum on the microstructure and properties of two refractory high-entropy alloys // Acta Mater. 2014. Vol. 68. P. 214-228.

7. Pineau A., Antolovich S.D. High temperature fatigue of nickel-base superalloys -A review with special emphasis on deformation modes and oxidation // Eng. Fail. Anal. 2009. Vol. 16, № 8. P. 2668-2697.

8. Joseph C., Persson C., Hornqvist Colliander M. Influence of heat treatment on the microstructure and tensile properties of Ni-base superalloy Haynes 282 // Mater. Sci. Eng. А. 2017. Vol. 679. P. 520-530.

9. Eggeler Y.M. et al. Creep deformation-induced antiphase boundaries in Lb-containing single-crystal cobalt-base superalloys // Acta Mater. 2014. Vol. 77. P. 352-359.

10. Suzuki A., Pollock T.M. High-temperature strength and deformation of y/y' two-phase Co-Al-W-base alloys // Acta Mater. 2008. Vol. 56, № 6. P. 1288-1297.

11. Mughrabi H., Tetzlaff U. Microstructure and High-Temperature Strength of Monocrystalline Nickel-Base Superalloys // Adv. Eng. Mater. 2000. Vol. 2, № 6. P. 319-326.

12. Li P. et al. Comparison of low-cycle fatigue behaviors between two nickel-based single-crystal superalloys // Int. J. Fatigue. 2014. Vol. 63. P. 137-144.

13. Schoeck G., Kohlhammer S., Fahnle M. Planar dissociations and recombination energy of [110] superdislocations in Ni3Al: Generalized Peierls model in combination with ab initio electron theory // Philos. Mag. Lett. 1999. Vol. 79, № 11. P. 849-857.

14. Sato J. et al. Cobalt-base high-temperature alloys. // Science. 2006. Vol. 312, № 5770. P. 90-91.

15. Suzuki A., DeNolf G.C., Pollock T.M. Flow stress anomalies in y/y' two-phase Co-Al-W-base alloys // Scr. Mater. 2007. Vol. 56, № 5. P. 385-388.

16. Zenk C.H. et al. Intermediate Co/Ni-base model superalloys - Thermophysical properties, creep and oxidation // Scr. Mater. 2016. Vol. 112. P. 83-86.

17. Tsao T.-K. et al. On The Superior High Temperature Hardness of Precipitation Strengthened High Entropy Ni-Based Alloys // Adv. Eng. Mater. 2017. Vol. 19, № 1. P. 1600475.

18. Manzoni A.M. et al. Influence of W, Mo and Ti trace elements on the phase separation in Al8Co17Cr17Cu8Fe17Ni33 based high entropy alloy // Ultramicroscopy. 2015. Vol. 159. P. 265-271.

19. Daoud H.M. et al. Microstructure and Tensile Behavior of Al8Co17Cr17Cu8Fe17Ni33 (at.%) High-Entropy Alloy // JOM. 2013. Vol. 65, № 12. P. 1805-1814.

20. Wang Z.G. et al. Effect of coherent L12 nanoprecipitates on the tensile behavior of a fcc-based high-entropy alloy // Mater. Sci. Eng. 2017. Vol. 696. P. 503-510.

21. Xu X.D. et al. Nanoscale phase separation in a fcc-based CoCrCuFeNiAl0.5 high-entropy alloy // Acta Mater. 2015. Vol. 84. P. 145-152.

22. Pickering E.J., Stone H.J., Jones N.G. Fine-scale precipitation in the high-entropy alloy Al0.5CrFeCoNiCu // Mater. Sci. Eng. 2015. Vol. 645. P. 65-71.

23. Gwalani B. et al. Stability of ordered L12 and B2 precipitates in face centered

cubic based high entropy alloys - Al0.3CoFeCrNi and Al0.3CuFeCrNi2 // Scr. Mater. 2016. Vol. 123. P. 130-134.

24. Wani I.S. et al. Cold-rolling and recrystallization textures of a nano-lamellar AlCoCrFeNi21 eutectic high entropy alloy // Intermetallics. 2017. Vol. 84. P. 4251.

25. Wani I.S. et al. Ultrafine-Grained AlCoCrFeNi21 Eutectic High-Entropy Alloy // Mater. Res. Lett. 2016. Vol. 4, № 3. P. 174-179.

26. Daoud H.M. et al. High-Temperature Tensile Strength of Al10Co25Cr8Fe15Ni36Ti6 Compositionally Complex Alloy (High-Entropy Alloy) // JOM. 2015. Vol. 67, № 10. P. 2271-2277.

27. Tsai M.-H. et al. Morphology, structure and composition of precipitates in Al03CoCrCu05FeNi high-entropy alloy // Intermetallics. 2013. Vol. 32. P. 329336.

28. Singh S. et al. Decomposition in multi-component AlCoCrCuFeNi high-entropy alloy // Acta Mater. 2011. Vol. 59, № 1. P. 182-190.

29. He J.Y. et al. A precipitation-hardened high-entropy alloy with outstanding tensile properties // Acta Mater. 2016. Vol. 102. P. 187-196.

30. Tsao T.-K. et al. The High Temperature Tensile and Creep Behaviors of High Entropy Superalloy // Sci. Rep. 2017. Vol. 7, № 1. P. 12658.

31. Yeh A.-C. et al. On the Solidification and Phase Stability of a Co-Cr-Fe-Ni-Ti High-Entropy Alloy // Metall. Mater. Trans. A. 2014. Vol. 45, № 1. P. 184-190.

32. Tsao T.-K., Yeh A.-C., Murakami H. The Microstructure Stability of Precipitation Strengthened Medium to High Entropy Superalloys // Metall. Mater. Trans. A. 2017. Vol. 48, № 5. P. 2435-2442.

33. Ming K., Bi X., Wang J. Realizing strength-ductility combination of coarsegrained Al0.2Co15CrFeNi15Ti0.3 alloy via nano-sized, coherent precipitates // Int. J. Plast. 2018. Vol. 100. P. 177-191.

34. Chen J. et al. A review on fundamental of high entropy alloys with promising high-temperature properties // J. Alloys Compd. 2018. Vol. 760. P. 15-30.

35. Zhao J.-C., Larsen M., Ravikumar V. Phase precipitation and time-temperature-

transformation diagram of Hastelloy X // Mater. Sci. Eng. A. 2000. Vol. 293, № 1-2. P. 112-119.

36. Zhao J.-C., Henry M.F. The thermodynamic prediction of phase stability in multicomponent superalloys // JOM. 2002. Vol. 54, № 1. P. 37-41.

37. MacKay R.A. et al. A new approach of designing superalloys for low density // JOM. 2010. Vol. 62, № 1. P. 48-54.

38. Mughrabi H. The importance of sign and magnitude of y/y' lattice misfit in superalloys—with special reference to the new y'-hardened cobalt-base superalloys // Acta Mater. 2014. Vol. 81. P. 21-29.

39. Mughrabi H. Microstructural aspects of high temperature deformation of monocrystalline nickel base superalloys: some open problems // Mater. Sci. Technol. 2009. Vol. 25, № 2. P. 191-204.

40. Pollock T.M., Argon A.S. Directional coarsening in nickel-base single crystals with high volume fractions of coherent precipitates // Acta Metall. Mater. 1994. Vol. 42, № 6. P. 1859-1874.

41. Véron M., Bréchet Y., Louchet F. Directional coarsening of Ni-based superalloys: Computer simulation at the mesoscopic level // Acta Mater. 1996. Vol. 44, № 9. P. 3633-3641.

42. Nathal M.V., Mackay R.A., Garlick R.G. Temperature dependence of y-y' lattice mismatch in Nickel-base superalloys // Mater. Sci. Eng. 1985. Vol. 75, № 1-2. P. 195-205.

43. Biermann H., Strehler M., Mughrabi H. High-temperature measurements of lattice parameters and internal stresses of a creep-deformed monocrystalline nickel-base superalloy // Metall. Mater. Trans. A. 1996. Vol. 27, № 4. P. 1003-1014.

44. Gwalani B. et al. Cu assisted stabilization and nucleation of L12 precipitates in Al0.3CuFeCrNi2 FCC-based high entropy alloy // Acta Mater. 2017. Vol. 129. P. 170-182.

45. Reed R.C. The superalloys: fundamentals and applications. Cambridge University Press, 2006. 372 p.

46. Fleischmann E. et al. Influence of Solid Solution Hardening on Creep Properties

of Single-Crystal Nickel-Based Superalloys // Metall. Mater. Trans. A. 2015. Vol. 46, № 3. P. 1125-1130.

47. Murakumo T. et al. Creep behaviour of Ni-base single-crystal superalloys with various y' volume fraction // Acta Mater. 2004. Vol. 52, № 12. P. 3737-3744.

48. Nathal M. V. Effect of initial gamma prime size on the elevated temperature creep properties of single crystal nickel base superalloys // Metall. Trans. A. 1987. Vol. 18, № 11. P. 1961-1970.

49. Sengupta A. et al. Tensile behavior of a new single-crystal nickel-based superalloy (CMSX-4) at room and elevated temperatures // J. Mater. Eng. Perform. 1994. Vol. 3, № 1. P. 73-81.

50. Tong C.-J. et al. Microstructure characterization of AlxCoCrCuFeNi high-entropy alloy system with multiprincipal elements // Metall. Mater. Trans. A. 2005. Vol. 36, № 4. P. 881-893.

51. Korner A., Karnthaler H.P., Hitzenberger C. Transmission electron microscopy study of cross-slip and of Kear-Wilsdorf locks in L12 ordered Ni3Fe // Philos. Mag. A. 1987. Vol. 56, № 1. P. 73-88.

52. Chandran M., Sondhi S.K. First-principle calculation of APB energy in Ni-based binary and ternary alloys // Model. Simul. Mater. Sci. Eng. IOP Publishing, 2011. Vol. 19, № 2. P. 25008.

53. Yeh A.C. et al. Developing New Type of High Temperature Alloys - High Entropy Superalloys // Int. J. Metall. & Mater. Eng. 2015. Vol. 1, № 1. P. 1-4.

54. Nakagawa Y.G., Ohtomo A., Saiga Y. Directional Solidification of René 80 // Trans. Japan Inst. Met. 1976. Vol. 17, № 6. P. 323-329.

55. Senkov O.N. et al. Microstructure and room temperature properties of a high-entropy TaNbHfZrTi alloy // J. Alloys Compd. 2011. Vol. 509, № 20. P. 60436048.

56. Senkov O.N. et al. Microstructure and elevated temperature properties of a refractory TaNbHfZrTi alloy // J. Mater. Sci. 2012. Vol. 47, № 9. P. 4062-4074.

57. Yeh J.W. et al. Nanostructured high-entropy alloys with multiple principal elements: Novel alloy design concepts and outcomes // Adv. Eng. Mater. 2004.

Vol. 6, № 5. P. 299-303.

58. Senkov O.N., Woodward C.F. Microstructure and properties of a refractory NbCrMo0.5Tao.5TiZr alloy // Mater. Sci. Eng. A. 2011. Vol. 529. P. 311-320.

59. Senkov O.N., Woodward C., Miracle D.B. Microstructure and Properties of Aluminum-Containing Refractory High-Entropy Alloys // Jom. 2014. Vol. 66, № 10. P. 2030-2042.

60. Zhang Y. et al. Solid-solution phase formation rules for multi-component alloys // Adv. Eng. Mater. 2008. Vol. 10, № 6. P. 534-538.

61. Zhang Y., Yang X., Liaw P.K. Alloy design and properties optimization of high-entropy alloys // JOM. 2012. Vol. 64, № 7. P. 830-838.

62. Tien J.K., Caulfield T. Superalloys, supercomposites, and superceramics. Academic Press, 1989. 755 p.

63. Yoneoka T., Yamawaki M., Kanno M. Oxidation Behaviour of Vanadium at High Temperatures at PO2=1.33x103~1.33 x104 Pa and the Comparison with Those Obtained at PO2=0.133~133 Pa // J. Japan Inst. Met. 1980. Vol. 44, № 12. P. 1384-1392.

64. Liu C.M. et al. Microstructure and oxidation behavior of new refractory high entropy alloys // J. Alloys Compd. 2014. Vol. 583. P. 162-169.

65. Gulbransen E.A., Andrew K.F., Brassart F.A. Oxidation of Molybdenum 550°C to 1700°C // J. Electrochem. Soc. 1963. Vol. 110, № 9. P. 952.

66. Gulbransen E.A., Andrew K.F., Brassart F.A. Kinetics of Oxidation of Pure Tungsten, 1150°-l615°C // J. Electrochem. Soc. 1964. Vol. 111, № 1. P. 103.

67. Perkins R.A., Meier G.H. The oxidation behavior and protection of niobium // JOM. 1990. Vol. 42, № 8. P. 17-21.

68. Jackson M.R. et al. High-temperature refractory metal-intermetallic composites // JOM. 1996. Vol. 48, № 1. P. 39-44.

69. Yao D. et al. Experimental studies and modeling of the oxidation of multiphase niobium-base alloys // Corros. Sci. 2009. Vol. 51, № 11. P. 2619-2627.

70. Gorr B. et al. High temperature oxidation behavior of an equimolar refractory metal-based alloy 20Nb20Mo20Cr20Ti20Al with and without Si addition // J.

Alloys Compd. 2016. Vol. 688. P. 468-477.

71. Gorr B. et al. Phase equilibria, microstructure, and high temperature oxidation resistance of novel refractory high-entropy alloys // J. Alloys Compd. 2015. Vol. 624. P. 270-278.

72. Gorr B. et al. High-Temperature Oxidation Behavior of Refractory High-Entropy Alloys: Effect of Alloy Composition // Oxid. Met. 2017. Vol. 88, № 3-4 P. 339349.

73. Tietz T. Behavior and properties of refractory metals. Stanford Calif.: Stanford University Press, 1965.

74. DiStefano J., Pint B., DeVan J.. Oxidation of refractory metals in air and low pressure oxygen gas // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2000. Vol. 18, № 4-5. P. 237-243.

75. Perkins R.A., Chiang K.T., Meier G.H. Formation of alumina on NbAl alloys // Scr. Metall. 1988. Vol. 22, № 3. P. 419-424.

76. Kubaschewski O. Oxidation of metals and alloys, by O. Kubaschewski and B.E. Hopkins. 2d ed. London: Butterworths, 1962. 319 p.

77. Senkov O.N. et al. Oxidation behavior of a refractory NbCrMo0.5Ta0.5TiZr alloy // J. Mater. Sci. 2012. Vol. 47, № 18. P. 6522-6534.

78. Perkins R., Padgett R.. Oxygen diffusion in niobium and Nb-Zr alloys // Acta Metall. 1977. Vol. 25, № 10. P. 1221-1230.

79. Farraro R.J., McLellan R.B. Diffusivity of oxygen and nitrogen in niobium // Mater. Sci. Eng. 1978. Vol. 33, № 1. P. 113-116.

80. Becker S. et al. Mechanism of isothermal oxidation of the intel-metallic TiAl and of TiAl alloys // Oxid. Met. 1992. Vol. 38, № 5-6. P. 425-464.

81. Butler T.M. et al. High temperature oxidation behaviors of equimolar NbTiZrV and NbTiZrCr refractory complex concentrated alloys (RCCAs) // J. Alloys Compd. 2017. Vol. 729. P. 1004-1019.

82. Tomilin I.A., Kaloshkin S.D. "High entropy alloys "—" semi-impossible " regular solid solutions // Mater. Sci. Tech. 2015. Vol. 31, № 10. P. 1231-1234.

83. Yang X., Zhang Y. Prediction of high-entropy stabilized solid-solution in multi-

component alloys // Mater. Chem. Phys. 2012. Vol. 132, № 2-3. P. 233-238.

84. Poletti M.G., Battezzati L. Electronic and thermodynamic criteria for the occurrence of high entropy alloys in metallic systems // Acta Mater. 2014. Vol. 75. P. 297-306.

85. Dong Y. et al. Effects of electro-negativity on the stability of topologically close-packed phase in high entropy alloys // Intermetallics. 2014. Vol. 52. P. 105-109.

86. Mann J.B., Meek T.L., Allen L.C. Configuration energies of the main group elements // J. Am. Chem. Soc. 2000. Vol. 122, № 12. P. 2780-2783.

87. Guo S. et al. Effect of valence electron concentration on stability of FCC or bcc phase in high entropy alloys // J. Appl. Phys. 2011. Vol. 109, № 10.

88. Lukas H.L., Fries S.G., Sundman B. Computational thermodynamics: the CALPHAD method. Cambridge University Press, 2007. 313 p.

89. Saunders N., Miodownik A.P. CALPHAD (Calculation of Phase Diagrams): A Comprehensive Guide. 1998. Vol. 1. 478 p.

90. Sundman B. Thermo-calc, a general tool for phase diagram calculations // Computer Aided Innovation of New Materials // Computer Aided Innovation of New Materials. 1991. P. 795-798.

91. Hsu Y.-J., Chiang W.-C., Wu J.-K. Corrosion behavior of FeCoNiCrCux high-entropy alloys in 3.5% sodium chloride solution // Mater. Chem. Phys. 2005. Vol. 92, № 1. P. 112-117.

92. Singh A.K., Subramaniam A. On the formation of disordered solid solutions in multi-component alloys // J. Alloys Compd. 2014. Vol. 587. P. 113-119.

93. He F. et al. Phase separation of metastable CoCrFeNi high entropy alloy at intermediate temperatures // Scr. Mater. 2017. Vol. 126. P. 15-19.

94. Mao H., Chen H.L., Chen Q. TCHEA1 : A Thermodynamic Database Not Limited for "High Entropy" Alloys // J. Phase Equilibria Diffus. 2017. Vol. 38, № 4. P. 353-368.

95. Yeh J.-W. et al. Formation of simple crystal structures in Cu-Co-Ni-Cr-Al-Fe-Ti-V alloys with multiprincipal metallic elements // Metall. Mater. Trans. A. 2004. Vol. 35, № 8. P. 2533-2536.

96. Yang X., Zhang Y., Liaw P.K. Microstructure and Compressive Properties of NbTiVTaAlx High Entropy Alloys // Procedia Eng. 2012. Vol. 36. P. 292-298.

97. Ma S.G., Zhang Y. Effect of Nb addition on the microstructure and properties of AlCoCrFeNi high-entropy alloy // Mater. Sci. Eng. A. 2012. Vol. 532. P. 480486.

98. Hsu C.-Y. et al. Microstructure and Mechanical Properties of New AlCoxCrFeMo0 5Ni High-Entropy Alloys // Adv. Eng. Mater. 2010. Vol. 12, № 12. P. 44-49.

99. Yeh J.-W. Alloy Design Strategies and Future Trends in High-Entropy Alloys // JOM. 2013. Vol. 65, № 12. P. 1759-1771.

100. Shun T.-T., Chang L.-Y., Shiu M.-H. Microstructure and mechanical properties of multiprincipal component CoCrFeNiMox alloys // Mater. Charact. 2012. Vol. 70. P. 63-67.

101. Otto F. et al. Relative effects of enthalpy and entropy on the phase stability of equiatomic high-entropy alloys // Acta Mater. 2013. Vol. 61, № 7. P. 2628-2638.

102. Liu C.M. et al. Microstructure and oxidation behavior of new refractory high entropy alloys // J. Alloys Compd. 2014. Vol. 583. P. 162-169.

103. Sheikh S. et al. Accelerated oxidation in ductile refractory high-entropy alloys // Intermetallics. 2018. Vol. 97. P. 58-66.

104. Jayaraj J. et al. Microstructure, mechanical and thermal oxidation behavior of AlNbTiZr high entropy alloy // Intermetallics. 2018. Vol. 100. P. 9-19.

105. Chang C., Titus M.S., Yeh J. Oxidation Behavior between 700 and 1300°C of Refractory TiZrNbHfTa High-Entropy Alloys Containing Aluminum. 2018. Vol. 20, № 6. P. 1-8.

106. Atomic_radii_of_the_elements_(data_page) [Electronic resource]. URL: https : //en.wikipedia. org/wiki/Atomic_radii_of_the_elements_(data_page).

107. Electronegativity [Electronic resource]. URL: https://en.wikipedia. org/wiki/Electronegativity.

108. Valence [Electronic resource]. URL: https : //en.wikipedia. org/wiki/Valence_(chemistry).

109. Melting_points_of_the_elements [Electronic resource]. URL: https://en.wikipedia. org/wiki/Melting_points_of_the_elements_(data_page).

110. Oliver W.C., Pharr G.M. Measurement of hardness and elastic modulus by instrumented indentation: Advances in understanding and refinements to methodology // J. Mater. Res. 2004. Vol. 19, № 1. P. 3-20.

111. Li Y.G. et al. Effect of aluminium on deformation structure of highly stabilised beta-Ti-V-Cr alloys // Mater. Sci. Technol. 1999. Vol. 15, № 2. P. 151-155.

112. Loretto M.H., Hu D., Li Y.G. Microstructural studies on some ordered Ti-based alloys // Intermetallics. 2000. Vol. 8, № 9-11. P. 1243-1249.

113. Loretto M.H. et al. Controlling the properties of some ordered Ti-based alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2002. Vol. 329-331. P. 1-6.

114. Singh A.K. et al. On the structure of the B2 phase in Ti-Al-Mo alloys // J. Appl. Phys. 2008. Vol. 103, № 10. 103519.

115. Kainuma R. et al. Stability of B2 ordered phase in the Ti-rich portion of Ti-Al-Cr and Ti-Al-Fe ternary systems // Intermetallics. 2000. Vol. 8, № 8. P. 869-875.

116. Das K., Das S. Order-disorder transformation of the body centered cubic phase in the Ti-Ai-X(X = Ta, Nb, or Mo) system // J. Mater. Sci. 2003. Vol. 38, № 19. P. 3995-4002.

117. Premkumar M., Singh A. K. Deformation behavior of an ordered B2 phase in Ti-25Al-25Zr alloy // Intermetallics. 2010. Vol. 18, № 1. P. 199-201.

118. Leonard K.J., Vasudevan V.K. Site occupancy preferences in the B2 ordered phase in Nb-rich Nb-Ti-Al alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2002. Vol. 329-331. P. 461-467.

119. Kazantseva N., Sazonova V., Lyzhina G. Effect of the annealing temperature on the long-range order in the B2 phase of the Ti-Al-Nb (Zr, Mo) alloy // Phys. Met. 2006. Vol. 102, № 3. P. 288-294.

120. Senkov O.N. et al. Accelerated exploration of multi-principal element alloys with solid solution phases // Nat. Commun. 2015. Vol. 6. 6529.

121. Huggins M.L. The Structure of Metals and Alloys (Hume-Rothery, William) // J. Chem. Educ. 1936. Vol. 13, № 7. P. 350.

122. Stein F., Palm M., Sauthoff G. Structure and stability of Laves phases. Part I. Critical assessment of factors controlling Laves phase stability // Intermetallics. 2004. Vol. 12, № 7-9. P. 713-720.

123. Murty B.S. High-entropy alloys // Butterworth-Heinemann, 2014. 204 p.

124. Hsu U.S. et al. Alloying behavior of iron, gold and silver in AlCoCrCuNi-based equimolar high-entropy alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2007. Vol. 460-461. P. 403408.

125. Hsu C.-Y. et al. Phase Diagrams of High-Entropy Alloy System Al-Co-Cr-Fe-Mo-Ni // JOM. 2013. Vol. 65, № 12. P. 1829-1839.

126. Lin Y.C., Cho Y.H. Elucidating the microstructure and wear behavior for multicomponent alloy clad layers by in situ synthesis // Surf. Coatings Technol.

2008. Vol. 202, № 19. P. 4666-4672.

127. Shaysultanov D.G. et al. Phase Composition and Superplastic Behavior of a Wrought AlCoCrCuFeNi High-Entropy Alloy // JOM. 2013. Vol. 65, № 12. P. 1815-1828.

128. Shun T.-T., Du Y.-C. Microstructure and tensile behaviors of FCC Al0.3CoCrFeNi high entropy alloy // J. Alloys Compd. 2009. Vol. 479, № 1-2. P. 157-160.

129. Li C. et al. Effect of aluminum contents on microstructure and properties of AlxCoCrFeNi alloys // J. Alloys Compd. 2010. Vol. 504. P. 515-518.

130. Wang W.-R., Wang W.-L., Yeh J.-W. Phases, microstructure and mechanical properties of AlxCoCrFeNi high-entropy alloys at elevated temperatures // J. Alloys Compd. 2014. Vol. 589. P. 143-152.

131. Kao Y.F. et al. Microstructure and mechanical property of as-cast, -homogenized, and -deformed AlxCoCrFeNi (0 < x < 2) high-entropy alloys // J. Alloys Compd.

2009. Vol. 488, № 1. P. 57-64.

132. Ma S.G., Chen Z. Di, Zhang Y. Evolution of Microstructures and Properties of the AlxCrCuFeNi2 High-Entropy Alloys // Mater. Sci. Forum. 2013. Vol. 745-746. P. 706-714.

133. Guo S., Ng C., Liu C.T. Anomalous solidification microstructures in Co-free AlxCrCuFeNi2 high-entropy alloys // J. Alloys Compd. 2013. Vol. 557. P. 77-81.

134. Dong Y. et al. Microstructure and mechanical properties of multi-component AlCrFeNiMOx high-entropy alloys // J. Alloys Compd. 2013. Vol. 573. P. 96-101.

135. Hsieh K.-C. et al. The microstructure and phase equilibrium of new high performance high-entropy alloys // J. Alloys Compd. 2009. Vol. 483, № 1-2. P. 209-212.

136. He J.Y. et al. Effects of Al addition on structural evolution and tensile properties of the FeCoNiCrMn high-entropy alloy system // Acta Mater. 2014. Vol. 62, № 1. P. 105-113.

137. Sriharitha R., Murty B.S., Kottada R.S. Phase formation in mechanically alloyed AlxCoCrCuFeNi (x=0.45, 1, 2.5, 5 mol) high entropy alloys // Intermetallics.

2013. Vol. 32. P. 119-126.

138. Zhang H. et al. Phase selection, microstructure and properties of laser rapidly solidified FeCoNiCrAl2Si coating // Intermetallics. 2011. Vol. 19, № 8. P. 11301135.

139. Yu Y. et al. Microstructure and Tribological Properties of AlCoCrFeNiTi05 High-Entropy Alloy in Hydrogen Peroxide Solution // Metall. Mater. Trans. A. 2014. Vol. 45, № 1. P. 201-207.

140. Chen M.R. et al. Microstructure and properties of Al05CoCrCuFeNiTix (x=0-2.0) high-entropy alloys // Mater. Trans. 2006. Vol. 47, № 5. P. 1395-1401.

141. Huang P.-K. et al. Multi-Principal-Element Alloys with Improved Oxidation and Wear Resistance for Thermal Spray Coating // Adv. Eng. Mater. 2004. Vol. 6, № 12. P. 74-78.

142. Couzinié J.P. et al. Microstructure of a near-equimolar refractory high-entropy alloy // Mater. Lett. 2014. Vol. 126. P. 285-287.

143. Lilensten L. et al. New structure in refractory high-entropy alloys // Mater. Lett.

2014. Vol. 132. P. 123-125.

144. Wu Y.D. et al. A refractory Hf25Nb25Ti25Zr25 high-entropy alloy with excellent structural stability and tensile properties // Mater. Lett. 2014. Vol. 130. P. 277280.

145. Lin C.-M. et al. Effect of Al addition on mechanical properties and microstructure

of refractory AlxHfNbTaTiZr alloys // J. Alloys Compd. 2015. Vol. 624. P. 100107.

146. Firstov S. et al. Solid-solution hardening of a high-Entropy AlTiVCrNbMo alloy // Russ. Metall. 2014. Vol. 2014, № 4. P. 285-292.

147. Chen S.Y. et al. Microstructures and crackling noise of AlxNbTiMoV high entropy alloys // Entropy. 2014. Vol. 16, № 2. P. 870-884.

148. Poletti M.G. et al. Search for high entropy alloys in the X-NbTaTiZr systems (X = Al, Cr, V, Sn) // J. Alloys Compd. 2015. Vol. 620. P. 283-288.

149. Wu Y.D. et al. Phase composition and solid solution strengthening effect in TiZrNbMoV high-entropy alloys // Mater. Des. 2015. Vol. 83. P. 651-660.

150. Zhang K.B. et al. Microstructure and mechanical properties of CoCrFeNiTiAlx high-entropy alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2009. Vol. 508, № 1-2. P. 214-219.

151. Shun T.T., Chang L.Y., Shiu M.H. Microstructures and mechanical properties of multiprincipal component CoCrFeNiTix alloys // Mater. Sci. Eng. A. 2012. Vol. 556. P. 170-174.

152. Mishra A.K., Samal S., Biswas K. Solidification Behaviour of Ti-Cu-Fe-Co-Ni High Entropy Alloys // Trans. Indian Inst. Met. 2012. Vol. 65, № 6. P. 725-730.

153. Zhang Y. et al. Minor alloying behavior in bulk metallic glasses and high-entropy alloys // Sci. China Ser. G Physics, Mech. Astron. 2008. Vol. 51, № 4. P. 427437.

154. Zhang Y., Yang X., Liaw P.K. Alloy Design and Properties Optimization of High-Entropy Alloys // JOM. 2012. Vol. 64, № 7. P. 830-838.

155. Qiao J.W. et al. Microstructural Characteristics and Mechanical Behaviors of AlCoCrFeNi High-Entropy Alloys at Ambient and Cryogenic Temperatures // Mater. Sci. Forum. 2011. Vol. 688. P. 419-425.

156. Dong Y. et al. Microstructure and Properties of Multi-Component AlxCoCrFeNiTi0.5 High-Entropy Alloys // Mater. Sci. Forum. 2013. Vol. 745-746. P. 775-780.

157. Pi J.H. et al. Microstructure and property of AlTiCrFeNiCu high-entropy alloy // J. Alloys Compd. 2011. Vol. 509, № 18. P. 5641-5645.

158. Kao Y.-F. et al. Hydrogen storage properties of multi-principal-component CoFeMnTixVyZrz alloys // Int. J. Hydrogen Energy. 2010. Vol. 35, № 17. P. 90469059.

159. He F. et al. Designing eutectic high entropy alloys of CoCrFeNiNbx // J. Alloys Compd. 2016. Vol. 656. P. 284-289.

160. Fazakas É. et al. Experimental and theoretical study of Ti20Zr20Hf20Nb20X20 (X = V or Cr) refractory high-entropy alloys // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2014. Vol. 47. P. 131-138.

161. Senkov O.N., Zhang F., Miller J.D. Phase composition of a CrMo0.5NbTao.5TiZr high entropy alloy: Comparison of experimental and simulated data // Entropy. 2013. Vol. 15, № 9. P. 3796-3809.

162. Li K. et al. Microstructure characterization and mechanical properties of a Laves-phase alloy based on C^Nb // Int. J. Refract. Met. Hard Mater. 2013. Vol. 36. P. 154-161.

163. Chen K.C., Allen S.M., Livingston J.D. Factors affecting the room-temperature mechanical properties of TiCr2-base Laves phase alloys // Mater. Sci. Eng. A. 1998. Vol. 242, № 1-2. P. 162-173.

164. Bhowmik A. et al. Microstructure and mechanical properties of Cr-Ta-Si Laves phase-based alloys at elevated temperatures // Philos. Mag. 2014. Vol. 94, № 34. P. 3914-3944.

165. Luzzi D.E. et al. Deformation twinning at low temperatures in a Hf-V-Nb cubic Laves phase // Acta Mater. 1998. Vol. 46, № 8. P. 2913-2927.

166. Kotula P.G. et al. Defects and site occupancies in Nb-Cr-Ti C15 Laves phase alloys // Scr. Mater. 1998. Vol. 39, № 4-5. P. 619-623.

167. Zhang Q. et al. Structure of the secondary phase and its effects on hydrogen-storage properties in a Ti-Zr-V-Ni alloy // J. Power Sources. 1998. Vol. 75. P. 288-291.

168. Gesari S.B. et al. Hydrogen storage in AB2 Laves phase (A = Zr, Ti; B = Ni, Mn, Cr, V): Binding energy and electronic structure // J. Phys. Chem. C. 2010. Vol. 114, № 39. P. 16832-16836.

169. Khmelevskyi S., Mohn P. Laves-phase (Zr,Nb)Fe2 alloys as model Invar systems without magnetic frustration: Comparison to Fe-Ni Invar // Phys. Rev. B -Condens. Matter Mater. Phys. 2010. Vol. 82, № 13. P. 1-5.

170. Banerjee S., Kumar A., Pillai C.G.S. Improvement on the hydrogen storage properties of ZrFe2 Laves phase alloy by vanadium substitution // Intermetallics. 2014. Vol. 51. P. 30-36.

171. Li W. et al. Hydrogen storage properties of Ti1-xScxMnCr Laves phase alloys // Int. J. Energy Res. 2013. Vol. 37, № 7. P. 686-697.

172. Stepanov N.D. et al. Structure and mechanical properties of a light-weight AlNbTiV high entropy alloy // Mater. Lett. 2015. Vol. 142. P. 153-155.

173. Pickering E.J. et al. Precipitation in the equiatomic high-entropy alloy CrMnFeCoNi // Scr. Mater. 2016. Vol. 113. P. 106-109.

174. Otto F. et al. Decomposition of the single-phase high-entropy alloy CrMnFeCoNi after prolonged anneals at intermediate temperatures // Acta Mater. 2016. Vol. 112. P. 40-52.

175. Stepanov N.D. et al. Second phase formation in the CoCrFeNiMn high entropy alloy after recrystallization annealing // Mater. Lett. 2016. Vol. 185. P. 1-4.

176. Stepanov N.D. et al. Aging behavior of the HfNbTaTiZr high entropy alloy // Mater. Lett. 2018. Vol. 211. P. 87-90.

177. Schuh B. et al. Phase Decomposition of a Single-Phase AlTiVNb High-Entropy Alloy after Severe Plastic Deformation and Annealing // Adv. Eng. Mater. 2017. P. 1600674.

178. Senkov O.N., Semiatin S.L. Microstructure and properties of a refractory high-entropy alloy after cold working // J. Alloys Compd. 2015. Vol. 649. P. 11101123.

179. Schuh B. et al. Thermodynamic instability of a nanocrystalline, single-phase TiZrNbHfTa alloy and its impact on the mechanical properties // Acta Mater. Pergamon, 2018. Vol. 142. P. 201-212.

180. Christofidou K.A. et al. On the influence of Mn on the phase stability of the CrMnxFeCoNi high entropy alloys // Intermetallics. 2018. Vol. 92, № August

2017. P. 84-92.

181. Kesler M.S. et al. A study of phase transformation in a TiAlNb alloy and the effect of Cr addition // Mater. Sci. Eng. A. 2010. Vol. 527, № 12. P. 2857-2863.

182. Kesler M.S. et al. Effect of microstructural parameters on the mechanical behavior of TiAlNb(Cr,Mo) alloys with y+o microstructure at ambient temperature // J. Alloys Compd. 2017. Vol. 695. P. 2672-2681.

183. Wen D. et al. Influences of Mo/Zr minor-alloying on the phase precipitation behavior in modified 310S austenitic stainless steels at high temperatures // Mater. Des. 2017. Vol. 128. P. 34-46.

184. Mahdouk K., Gachon J.-C., Bouirden L. Enthalpies of formation of the Al-Nb intermetallic compounds // J. Alloys Compd. 1998. Vol. 268, № 1-2. P. 118-121.

185. Wang T., Jin Z., Zhao J.-C. Thermodynamic Assessment of the Al-Zr Binary System // J. Phase Equilibria. 2001. Vol. 22, № 5. P. 544-551.

186. Toda-Caraballo I., Rivera-Diaz-Del-Castillo P.E.J. Modelling solid solution hardening in high entropy alloys // Acta Mater. 2015. Vol. 85. P. 14-23.

187. Stepanov N.D. et al. Tensile properties of the Cr-Fe-Ni-Mn non-equiatomic multicomponent alloys with different Cr contents // Mater. Des. 2015. Vol. 87. P. 60-65.

188. Stoloff N.S., Davies R.G. The Plastic Deformation of Ordered FeCo and Fe3Al Alloys // Acta Mater. 1964. Vol. 12. P. 473-485.

189. Rosler J., Harders H., Baker M. Mechanical behaviour of engineering materials // Springer. 2006. 450 p.

190. Fleischer R.L. Substitutional solution hardening // Acta Metall. 1963. Vol. 11. P. 203-209.

191. Cotton J.D. The effects of chromium on NiAI intermetallic alloys: Part I . Microstructures and mechanical properties // Intermetallics. 1993. Vol. 1, № 1 P. 3-20.

192. Fleischer R.L. Intermetallic Compounds for Strong High- Temperature Materials: Status and Potential // Annual Review of Materials Science. 1989. Vol. 19. P. 231-263.

193. Starenchenko S.V., Zamyatina I.P., Starenchenko V.A. Solid-state physics order -disorder phase transition induced by plastic strain in Cu3Pd. 2000. Vol. 43, № 8. P. 615-620.

194. Morris D.G. et al. Disordering of B2 intermetallics by ball milling, with particular attention to FeAl // Int. J. Non-Equillibrium Process. 2000. Vol. 11, № 4. P. 379409.

195. Rentenberger C., Karnthaler H.P. On the evolution of a deformation induced nanostructure in a Ni3Al alloy // Acta Mater. 2005. Vol. 53, № 10. P. 3031-3040.

196. Rentenberger C., Karnthaler H.P. Extensive disordering in long-range-ordered Cu3Au induced by severe plastic deformation studied by transmission electron microscopy // Acta Mater. 2008. Vol. 56, № 11. P. 2526-2530.

197. Geist D. et al. Electron microscopy of severely deformed L12 intermetallics // Philos. Mag. 2010. Vol. 90, № 35-36. P. 4635-4645.

198. Li H. et al. Disordering induced work softening of Fe-6.5wt%Si alloy during warm deformation // Mater. Sci. Eng. A. 2015. Vol. 628. P. 262-268.

199. Raviprasad K., Aoki K., Chattopadhyay K. The nature of dislocations and effect of order in rapidly solidified Fe (5.5-7.5) wt.% Si alloys // Mater. Sci. Eng. A. 1993. Vol. 172, № 1-2. P. 125-135.

200. Sheikh S. et al. Alloy design for intrinsically ductile refractory high-entropy alloys // J. Appl. Phys. 2016. Vol. 120, № 16. P. 164902.

201. Кишкин С.Т., Качалов, Е.Б., Булыгин И.П. Жаропрочные стали и сплавы. Сплавы на основе тугоплавких металлов // Авиационные материалы. 6-е изд. / ред. Шалин Р.Е. ОНТИ, 1989.

202. INCONEL alloy 706. Special Metals Corporation, 2007. P. 1-12.

203. INCONEL alloy 718. Special Metals Corporation, 2007. P. 1-28.

204. NIMONIC alloy 80A. Special Metals Corporation, 2004. P. 1-24.

205. Kaufman M. Properties of Cast MAR-M-247 for Turbine Blisk Applications // Superalloys 1984 (Fifth Int. Symp. 1984). P. 43-52.

206. Stepanov N.D. et al. Effect of V content on microstructure and mechanical properties of the CoCrFeMnNiVx high entropy alloys // J. Alloys Compd. 2015.

Vol. 628. P. 170-185.

207. Hsieh C.-C., Wu W. Overview of Intermetallic Sigma. Phase Precipitation in Stainless Steels // ISRN Metall. 2012. Vol. 2012, № 4. P. 1-16.

208. Appel F., Paul, D. H. Oehring M. Gamma Titanium Aluminide Alloys. Wiley-VCH Verlag & Co. KGaA, 2011. 752 p.

209. В.М. Имаев, Р.М. Имаев, Р.А. Гайсин, Т.И. Назарова, М.Р. Шагиев Р.Р.М. Жаропрочные интерметаллидные сплавы и композиты на основе титана: микроструктура , механические свойства и возможное применение // Mater. Phys. Mech. 2017. Vol. 33. P. 80-96.

210. Birks N., Meier, G., Pettit F. Introduction to the High Temperature Oxidation of Metals. 2nd ed. Cambridge University Press, 2006.

211. Korb, L. J., Olson D.L. Volume 13 - Corrosion // ASM Handbook. ASM International Committee, 1987. P. 1-3455.

212. Box P., Kim G.M., Kim C.J. Oxidation behavior of TiAl-X ( X = Cr , V , Si , Mo or Nb ) intermetallics at elevated temperature. Scr. Metall. Mater. 1995. Vol. 33, № 7. P. 1117-1125.

213. Shida Y., Anada H. The Effect of Various Ternary Additives on the Oxidation Behavior of TiA1 in High-Temperature Air. Oxid. Met. 1996. Vol. 45. P. 1-8.

214. Lee D.B., Jang Y.D. High Temperature Oxidation of Ti39.4Al10V Alloy. Mater. Sci. Forum. 2004. Vol. 452. P. 813-816.

215. Lee D. Effect of Cr , Nb , Mn , V , W and Si on High Temperature Oxidation of TiAl Alloys. Met. Mater. Int. 2005. Vol. 11, № 2. P. 141-147.

216. Naveed M., Renteria A.F., Weiß S. Role of alloying elements during thermocyclic oxidation of ß/y-TiAl alloys at high temperatures // J. Alloys Compd. 2017. Vol. 691. P. 489-497.

217. Rapp R.A. Kinetics, Microstructures and Mechanism of Internal Oxidation - Its Effect and Prevention in High Temperature Alloy Oxidation // Corrosion. 1965. Vol. 21, № 12. P. 382-401.

218. Parida S.C. et al. High-Temperature Oxidation of ß-NbTi Alloys // Metall. Mater. Trans. A. 2008. Vol. 39A.

219. Jiang H. Effect of Nb on the high temperature oxidation of Ti-(0- 50 at.%) Al. Scr. Mater. 2002. Vol. 46. P. 639-643.

220. M. Schutze, A. Ralison F.D. Oxidation of orthorhombic Ti2AlNb alloys at 800°C in air // Mater. Corros. 2000. Vol. 328. P. 317-328.

221. Leyens C. Environmental Effects on Orthorhombic Alloy Ti ± 22Al ± 25Nb in Air Between 650 and 1000°C. Oxid. Met. 2000. Vol. 54. P. 475-503.

222. Leyens C. Oxidation of Orthorhombic Titanium Aluminide Ti-22Al-25Nb in Air between 650 and 1000°C. J. Mater. Eng. Perform. 2001. Vol. 10. P. 225-230.

223. He Y. Oxidation behavior of a novel multi-element alloyed Ti2AlNb- based alloy in temperature range of 650 - 850 ° C // Rare Met. Nonferrous Metals 2018. Vol. 37, № 10. P. 838-845.

224. Zheng J. et al. Isothermal oxidation mechanism of a newly developed Nb-Ti-V-Cr-Al-W-Mo-Hf alloy at 800-1200°C // Int . J. Refract. Met. Hard Mater. 2016. Vol. 54. P. 322-329.

225. Keller J.G. The High-Temperature Oxidation Behavior of Vanadium-Aluminum Alloys. Oxid. Met. 1991. Vol. 36.

226. Natesan K., Uz M. Oxidation performance of V-Cr-Ti alloys. Fusion Eng. Des. 2000. Vol. 52. P. 145-152.

227. Krüger M. High temperature compression strength and oxidation of a V-9Si-13B alloy // Scr. Mater. 2016. Vol. 121. P. 75-78.

228. Mi G. et al. High Temperature Oxidation and Wear Behaviors of Ti-V-Cr Fireproof Titanium Alloy. Metals. 2017. P. 1-11.

229. Bania P.J. Next Generation Titanium Alloys for Elevated Temperature Service // ISIJ Int. 1991. Vol. 31, № 8. P. 840-847.

230. Haanappel V.A.C., Clemens H., Stroosnijder M.F. The high temperature oxidation behaviour of high and low alloyed TiAl-based intermetallics. Intermetallics. 2002. Vol. 10. P. 293-305.

231. Leyens C., Gedanitz H. Long-term oxidation of orthorhombic alloy Ti-22Al-25Nb in air between 650 and 800°C. Scr. Mater. 1999. Vol. 41, № 8. P. 901-906.

232. Hussain N. et al. Oxidation of High-Temperature Alloys (Superalloys) at Elevated

Temperatures in Air. II. Oxid. Met. 1995. Vol. 43. P. 363-378.

233. Kuhn, H., Medlin D. Volume 8 - Mechanical Testing and Evaluation // ASM Handbook. ASM International Committee, 2000. P. 1-2235.

234. INCONEL alloy 601. Special Metals Corporation, 2005. P. 1-16.

235. INCONEL alloy 617. Special Metals Corporation, 2005. P. 1-12.

236. INCONEL alloy X-750. Special Metals Corporation, 2004. P. 1-28.

237. NIMONIC alloy 81. Special Metals Corporation, 2004. P. 1-16.

238. Шалин, Р.Е., Ильенко В.М. Титановые сплавы для авиационных газотурбинных двигателей // Титан. 1995. Вып. 1-2. С. 24-29.

239. Анташев, В. Г., Ночовная Н.А., Павлова Т.В., Иванов В.И. Жаропрочные титановые сплавы // ВИАМ. 2006. Вып. 204686. С. 1-7.

240. Павлова Т.В., Кашапов О.С., Ночовная Н.А. Титановые сплавы для газотурбинных двигателей // ВИАМ. 2011. Вып. 205852. С. 1-15.

241. Kumpfert B.J. Intermetallic Alloys Based on Orthorhombic Titanium Aluminide. Adv. Eng. Mater. 2001. Vol. 3, № 11. P. 851-864.