Структура сплавов на основе Ni3AL после высокотемпературной деформации тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 05.16.01, кандидат технических наук Давыдов, Денис Игоревич

• Давыдов, Денис Игоревич
• кандидат технических наук
• 2011

Оглавление диссертации кандидат технических наук Давыдов, Денис Игоревич

Содержание

Введение

1 Литературный обзор

1.1 Высокотемпературная деформация №3А1 и сплавов на интерметаллидной основе типа ВКНА

1.1.1 Деформация №3А1 в различных температурных интервалах

1.1.2 Высокотемпературная деформация жаропрочных сплавов на интерметаллидной основе типа ВКНА

1.2 Структура и свойства традиционных жаропрочных никелевых сплавов

1.3 Влияние деформации на магнитные свойства №3А1

1.4 Постановка задачи исследования

2 Материал и методика эксперимента

2.1 Исследованные материалы

2.2 Выращивание монокристаллов из расплава по методу Бриджмена

2.3 Механические испытания

2.4 Методы структурных исследований

2.4.1 Оптическая металлография

2.4.2 Рентгеноструктурный анализ

2.4.3 Сканирующая электронная микроскопия

2.4.4 Электронная просвечивающая микроскопия

2.4.5 Методика определения типа дефекта упаковки

2.4.6 Нейтронографические исследования

2.5 Магнитные методы

2.5.1 Измерение магнитной восприимчивости с помощью

магнитометра ИМПАС

2.5.2 Магнито-измерительный комплекс Кет^гарИ С-500

Глава 3 Структура и механические свойства монокристалла М3 А1 при высокотемпературной деформации

3.1 Деформация монокристалла №3А1 при высоких температурах

3.2 Роль планарных дефектов в высокотемпературной

деформации монокристалла №3А1

Выводы по главе 3

Глава 4 Высокотемпературная деформация монокристаллов интерметаллидных сплавов на основе №3А1

4.1 Структура монокристаллов сплавов типа ВКНА в исходном состоянии

4.2 Деформация и разрушение монокристаллов сплавов

типа ВКНА при 1100-1250°С

4.3 Влияние предварительной термообработки на структуру и механические свойства сплава ВКНА-4У при 1100-1200°С

4.4 Влияние ориентации монокристаллического образца ВКНА-4У на его

механические свойства

Выводы по главе 4

Глава 5 Структура и магнитные свойства жаропрочных никелевых сплавов после высокотемпературной деформации

5.1 Структура лопатки из сплава ЧС-70ВИ в исходном состоянии

5.2 Структура турбинной лопатки из сплава ЧС-70ВИ после эксплуатации

по экспериментальному режиму

5.3 Структура сплава ЧС-70ВИ в зоне ударного разрушения

5.4 Изменение магнитной восприимчивости материала турбинных лопаток после эксплуатации по экспериментальному режиму

5.4.1 Магнитные свойства сплава ЧС-70ВИ после

высокотемпературной деформации

5.4.2 Магнитные свойства сплава ЧС-70ВИ вблизи зоны разрушения

5.4.3 Магнитные свойства сплава ЭП-800 после высокотемпературной деформации

5.5 Изменение магнитной восприимчивости по мере увеличения

степени деформации

Выводы по главе 5

Общие выводы

Список литературы

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Структура сплавов на основе Ni3AL после высокотемпературной деформации»

Введение

Актуальность работы. Интерметаллическое соединение №зА1 со сверхструктурой типа Ы2 является основной упрочняющей фазой жаропрочных никелевых сплавов, представляющих важную группу высокопрочных материалов. Эти сплавы применяются для изготовления турбинных лопаток, ответственных и наиболее нагруженных деталей авиационных и стационарных газотурбинных установок. В настоящее время большое внимание уделяется увеличению мощности и к.п.д. газотурбинных установок, что обеспечивается значительным повышением температуры эксплуатации и рабочих напряжений. При этом для турбинных лопаток, работающих в форсированном режиме, используются те же сплавы, что и при стандартных режимах без замены их на более жаропрочные и дорогостоящие. Сплавы при этом оказываются в экстремальных условиях по температуре и уровню напряжений. С этой точки зрения актуальной задачей является изучение механизмов деформации сплавов на основе №3А1 с целью оценки стабильности структурного состояния в условиях высокотемпературного нагружения.

Понимание физической природы и механизмов высокотемпературной деформации представляет интерес как для развития металлофизики, так и для выбора оптимального режима эксплуатации и в последующем для разработки новых жаропрочных материалов. Вместе с тем остается не решенным целый ряд вопросов, связанных с высокотемпературной деформацией таких сплавов.

В данной работе исследования проведены на сплавах с различной объемной долей интерметаллидной фазы - двойном интерметаллиде №зА1 и двух группах легированных сплавов с различной исходной структурой: типа ВКНА на интерметаллидной основе (близких к эвтектике у+у', 90 об. % у'-фазы) и классических жаропрочных никелевых сплавах ЧС-70ВИ и ЭП-800 (40 об. % у'-фазы), в которых выделение дисперсных частиц у'-фазы происходит при охлаждении из у-твердого раствора. Двойной интерметаллид

N¡3А1 выступает в качестве модельного материала.

Интерметаллическое соединение №3А1 обладает аномальным ростом предела текучести с повышением температуры (в зависимости от состава сплава пик находится в интервале температур 700-800°С). Поведению сплава в этой области температур посвящены многочисленные исследования. Механическим свойствам сплава при более высоких температурах уделялось меньше внимания.

Многие аспекты деформационного поведения интерметаллида №3А1 исследованы подробно. Известно, что при деформации №зА1 могут реализовываться несколько вариантов дислокационных реакций, включающих присутствие планарных дефектов. В том чис-

ле, реакция Марцинковского:а[011]^^[011] + ^[011] + .4ФГ, где АФГ - антифазная граница. По мере приближения к температуре плавления преобладающим должен стать другой тип реакции, который включает расщепление полной дислокации а[011] на частичные дислокации с образованием сверхструктурного дефекта упаковки (СДУ) между ними:

а[011] —»-^[121] + 12] + СДУ. В литературе предложено несколько возможных механизмов образования СДУ в сверхструктуре Ы2. Один из них включает взаимодействие дислокаций -^-<110>, скользящих по различным плоскостям; другой предполагает образование СДУ в петлях дислокаций. Какой именно механизм будет реализован, по-видимому, определяется характером нагружения образца в данном температурном интервале. При этом в литературе отсутствуют экспериментальные данные о механизме деформации сплава N13А1 при активном нагружении выше 1100°С. Такие эксперименты в интервале 1000-1100°С проводились только на образцах с субмикрокристаллической структурой. Представляет интерес изучение структуры №3А1 в монокристаллическом состоянии после активного нагружения в интервале температур 1100-1250°С.

Сплавы типа ВКНА имеют верхнюю границу эксплуатации 1200°С. В настоящее время дискутируется возможность повышения ее до 1250°С. В литературе присутствуют отрывочные данные о механических свойствах в области температур 1200-1250°С, можно найти подробное описание структуры сплава в исходном состоянии, но практически отсутствует информация об изменении структурного состояния в ходе высокотемпературной деформации.

Для исследования использованы монокристаллические образцы сплавов на основе №3А1. При этом надо иметь в виду, что если направленно закристаллизованные образцы двойного №3А1 после гомогенизирующего отжига однофазны и точно соответствуют определению монокристалла, то сплавы типа ВКНА не однофазны и термин «монокристалл» применяется к ним в том смысле, что в таком объекте отсутствуют болынеугловые границы. Данная терминология является общепринятой.

Верхним пределом эксплуатации турбинных лопаток из сплавов ЧС-70ВИ и ЭП-800 является 900°С, но, как правило, они используются при более низкой температуре. До предела должен оставаться запас в 50-100°С, обеспечивающий структурную стабильность сплава в случае неконтролируемого заброса температуры. В настоящее время в энергетике предпринимаются попытки использовать лопатки из этих сплавов на экспериментальных газотурбинных установках повышенной мощности, работающих при 880°С. При этом в

литературе отсутствуют систематические данные о деформационном поведении сплавов ЧС-70ВИ и ЭП-800 в условиях экстремально высоких напряжений и температур.

Необходимо сформировать представление о механизмах релаксации, структурном состоянии жаропрочных никелевых сплавов и их стабильности при высокотемпературной деформации. Отсутствие такой информации приводит, в конечном счете, к неверному выбору рабочих режимов и аварийному разрушению турбинных лопаток непосредственно во время эксплуатации.

Данных о влиянии высокотемпературной деформации на магнитные свойства №3А1 в литературе нет. Жаропрочные никелевые сплавы традиционно воспринимаются как ау-стенитные, находящиеся в парамагнитном состоянии, и по современным представлениям деформация их не сопровождается образованием каких-либо новых фаз, в том числе, ме-тастабильных.

С другой стороны при пластической деформации в сплавах возможно образование наноразмерных комплексов дефектов (кластеров), которые существенно меняют физические и механические свойства материала. В том случае, когда наноразмерные кластеры обладают ферромагнитными свойствами, их образование в исходно парамагнитной матрице проявляется как деформационно-индуцированный магнетизм. Это явление присуще широкому кругу материалов, наблюдалось оно и в интерметаллическом соединении №3А1 при холодной деформации прокаткой или в условиях ударно-волнового нагружения.

В настоящее время большое внимание уделяется как изучению механизмов самого явления деформационно-индуцированного магнетизма, так и развитию структурных и магнитных методов исследования наноструктурных состояний. Поскольку образование комплексов дефектов внутри упрочняющей интерметаллической фазы при деформации является предвестником разрушения, результаты проведенных исследований могут быть основой для создания методов и средств неразрушающего магнитного контроля жаропрочных никелевых сплавов в процессе высокотемпературной деформации.

Целью данного исследования являлось изучение механизмов деформации и релаксации напряжений, фазовой и структурной стабильности сплавов на основе №зА1 с различной объемной долей интерметаллидной фазы в условиях высокотемпературной деформации.

Для достижения этой цели в работе решались следующие задачи:

- структурные исследования монокристаллических образцов модельного сплава №зА1 и сплавов типа ВКНА после механических испытаний с активным нагружением на растяжение в интервале температур 1100-1250°С;

- структурные и магнитные исследования поликристаллических образцов сплавов ЧС-70ВИ и ЭП-800 после высокотемпературной деформации, в том числе вырезанных из турбинных лопаток после эксплуатации на Якутской ГРЭС по стандартному (800°С) и экспериментальному режиму (880°С).

Основные результаты работы, определяющие ее научную новизну:

- установлен механизм деформации монокристальных образцов интерметаллического соединения №3А1 в интервале температур 1150-1250°С на основе экспериментов с активным нагружением на растяжение. Образцы №3А1 находятся в состоянии сверхпластичности (при 1200°С относительное удлинение 5 достигает 155%).. Основным механизмом релаксации напряжений является динамический возврат. При этом в удлинение также вносят вклад другие возможные механизмы релаксации: раскрытие поверхностных микротрещин в местах выхода на внешнюю поверхность образца полос скольжения, динамическая рекристаллизация, двойникование;

- показано, что в сплавах типа ВКНА (90% фазы на основе №3А1) при высокотемпературных испытаниях монокристаллических образцов <100> на растяжение относительное удлинение 5 не превышает 30%, формируется структура динамического возврата: при 1200°С малоугловые границы проходят через области твердого раствора, не затрагивая крупные частицы у'-фазы; при 1250°С происходит фрагментация самих частиц интерме-таллидной у'-фазы;

- проведен анализ структурного состояния турбинных лопаток из жаропрочных никелевых сплавов ЧС-70ВИ и ЭП-800 после эксплуатации на ГТУ по экспериментальному режиму при повышенной мощности; показано, что такие лопатки могут быть использованы при 880°С при значительном ограничении времени эксплуатации по сравнению со стандартным режимом (800°С);

- обнаружено явление деформационно-индуцированного магнетизма (повышение значений магнитной восприимчивости сплава при деформации) после высокотемпературного нагружения жаропрочных никелевых сплавов, которое связано с образованием устойчивых комплексов дефектов внутри интерметаллидной упрочняющей фазы;

- показано, что увеличение степени деформации жаропрочного никелевого сплава приводит к росту значений магнитной восприимчивости.

На защиту выносятся следующие результаты и положения:

- механизм деформации монокристаллов интерметаллического соединения №3А1 и сплавов ВКНА (90% фазы на основе М3А1) при испытаниях на растяжение в интервале температур 1100-1250°С;

- результаты исследования структурного состояния жаропрочных никелевых сплавов ЧС-70ВИ и ЭП-800 после эксплуатации лопаток из этих сплавов на газотурбинной энергоустановке по экспериментальному режиму;

- повышение значений магнитной восприимчивости в образцах жаропрочного никелевого сплава, вырезанных из турбинной лопатки после её высокотемпературной эксплуатации на газотурбинной энергоустановке (явление деформационно-индуцированного магнетизма);

- рост магнитной восприимчивости жаропрочного никелевого сплава по мере увеличения степени деформации при холодной прокатке;

- корреляция между количеством структурных дефектов в различных частях турбинной лопатки и значением магнитной восприимчивости.

Научная и практическая значимость работы:

Работа развивает физические представления о высокотемпературной деформации жаропрочных никелевых сплавов с различной объемной долей упрочняющей интерметал-лидной фазы на основе №3А1 в условиях экстремально высоких напряжений. На основе этих представлений возможен выбор режима эксплуатации, обеспечивающего безаварийную работу газотурбинных установок при повышении их мощности и к.п.д.

Практическая ценность работы состоит в том, что результаты совместного изучения структуры и магнитной восприимчивости расширяют возможности оценки стабильности структурного состояния турбинных лопаток в процессе их эксплуатации.

Личный вклад автора:

Результаты, приведенные в данной диссертационной работе, были получены при непосредственном участии автора. Автором лично выплавлены исследованные сплавы, подготовлены к исследованию образцы, включая резку ориентированных монокристаллов, термическую обработку и холодную прокатку; проведена большая часть металлографических и электронно-микроскопических исследований. Автор принимал участие в проведении механических испытаний и магнитных измерений. Диссертант принимал непосредственное участие при планировании эксперимента и в обсуждении полученных результатов, а также в написании статей и тезисов докладов. Результаты исследований неоднократно докладывались лично диссертантом на конференциях.

Достоверность результатов обеспечена использованием проверенных и апробированных методов испытаний материалов, применением апробированных способов обработки экспериментальных данных, а также использованием современных методов структурного анализа (рентгеновского, металлографического, электронно-микроскопического). Ре-

зультаты исследований, приведенные в настоящей работе, хорошо согласуются между собой и не противоречат известным в научной литературе представлениям и результатам.

Основные результаты диссертации обсуждались на следующих конференциях:

1. XVIII Петербургских чтений по проблемам прочности и роста кристаллов, Санкт-Петербург, 21-24 октября 2008 г.

2. 47-я Международная конференция «Актуальные проблемы прочности», Н.Новгород, 1-5 июля 2008 г.

3. Международная конференция «Физика прочности и пластичности материалов», Самара, 23-25 июня 2009 г.

4. 48-я Международная конференция. «Актуальные проблемы прочности», Тольятти, 15-18 сентября 2009 г.

5. 5-я научно-практическая конференция «Физические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, УГТУ-УПИ, 16-18 ноября 2009 г.

6. 10-я юбилейная молодежная школа-семинар по проблемам физики конденсированного состояния вещества, Екатеринбург, ИФМ УрО РАН, 9-15 ноября 2009 г.

7. 10-я Уральская школа-семинар металловедов-молодых ученых, Екатеринбург, УГТУ-УПИ, 7-11 декабря 2009 г.

8. 20-я Уральская школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического материаловедения сталей и сплавов», Пермь, 1-5 февраля 2010 г.

9. Российская школа-конференция молодых ученых в рамках конференции «Механика деформации и разрушение материалов», Екатеринбург, ИМАШ УрО РАН, 24-28 мая 2010 г.

10. IV Euro-Asian Symposium on Magnetism: Nanospintronics. EASTMAG - 2010, Екатеринбург, ИМФ УрО РАН, 28 июня-2 июля 2010 г.

11. Международная конференция «Научное наследие академика C.B. Вонсовского», Екатеринбург, ИФМ УрО РАН, 15 октября 2010 г.

12. Научная сессия Института Физики металлов УрО РАН по итогам 2010 года, Екатеринбург, 21-25 марта 2011 г.

13. V Российская научно-техническая конференция «Ресурс и диагностика материалов и конструкций», Екатеринбург, ИМАШ УрО РАН, 25-28 апреля 2011 г.

14. XXV Уральская конференция «Физические методы неразрушающего контроля», Екатеринбург, ИФМ УрО РАН, 16-18 мая, 2011 г.

15. XII Международная конференция «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов», Екатеринбург, ИФМ УрО РАН, 13-16 июня 2011 г.

16. Конференция по неразрушающему контролю «Контроль-2011», Болгария, г. Созо-поль, 13-17 июня 2011 г.

17. XIX Всероссийская научно-техническая конференция по неразрушающему контролю и технической диагностике с международным участием, Самара, 6-8 сентября 2011 г.

Работа выполнена по бюджетной теме ИФМ УрО РАН «Структура» с частичной финансовой поддержкой Госконтракта № 02.513.11.3197 и гранта НШ-643-2008.3, а также по интеграционному проекту фундаментальных научных исследований, выполняемых в УрО РАН совместно с учеными СО РАН «Исследование процессов деградации структуры лопаток тепловых и газовых турбин для обеспечения их работоспособности и надежности в условиях Севера» (Партнером в СО РАН является Институт физико-технических проблем Севера, г. Якутск).

Структура и объем диссертации. Диссертация состоит из введения, пяти глав, общих выводов и списка литературы. Объем работы 111 страниц, 76 рисунков, 11 таблиц. Список литературы включает 131 наименование.

По теме диссертации опубликовано 13 печатных работ (из них 5 статей - в журналах из списка ВАК, 8 - в сборниках научных трудов) и 12 тезисов докладов.

1 Литературный обзор

1.1 Высокотемпературная деформация №зА1 и сплавов на интерметаллидной

основе типа ВКНА 1.1.1 Деформация №3А1 в различных температурных интервалах

Интерметаллическое соединение №зА1 является основной упрочняющей фазой современных никелевых жаропрочных сплавов, применяемых в авиационной и космической технике.

Интерметаллическое соединение №зА1 (у'-фаза) упорядочено по типу Ы2 и существует в узком интервале концентраций вблизи 75 ат. % N1. Пространственная группа -РтЗт. Параметр решетки а=0,3570 нм [1, 2]. Интерметаллиды представляют собой класс материалов, которые сохраняют упорядоченную структуру вплоть до температуры плавления. Интерметаллид МзА1 имеет высокую степень дальнего порядка, которая обеспечивается парным взаимодействием между атомами никеля и алюминия [2].

Атомы алюминия занимают узлы элементарной ячейки, а атомы никеля расположены в центре граней (рисунок 1.1).

Характерной особенностью №зА1 является его способность растворять практически все переходные элементы. При этом сохраняется высокая степень дальнего порядка и координации структуры Ы2. Многочисленные экспериментальные данные, обзор которых приведен в [3], позволяют утверждать, что атомы МЬ. П, V, \¥ будут преимущественно замещать позиции алюминия, атомы Со входят в подрешетку никеля. Такие элементы, как Бе и Сг, могут в равной мере замещать как позиции атомов никеля, так и позиции атомов алюминия.

На рисунке 1.2 приведена диаграмма состояния сплавов системы №-А1 [4]. В течение ряда лет шла дискуссия о характере равновесной диаграммы состояния для №3А1 [4-

Ы2

Рисунок 1.1 - Элементарная ячейка структуры Ы2

11]. В настоящее время большинство экспериментальных фактов подтверждает правильность диаграммы Хилперта [7].

и

л о.

>ч

н

<4 О. и С

ж £

А! 73 74 75 76 77 78

ат. %

Рисунок 1.2- Высокотемпературный участок диаграммы состояний №-А1 близи 75 ат. % N1 [7]

Неоднозначность выводов различных исследователей при построении диаграммы состояния двойного сплава возникла из-за того, что кристаллизация соединения №зА1 происходит в узком интервале температур с участием перитектической и эвтектической реакций [2, 7]. При этом практически при одной температуре возможно образование трех фаз: собственно у'-фазы, у твердого раствора на основе никеля (ГЦК) и (3-фазы (фаза на основе интерметаллического соединения №А1, упорядоченного по типу В2 (СзС!). В такой системе легко образуются метастабильные фазы [2].

Научный интерес к КЧ3А1 определяется характером температурной зависимости механических свойств этого соединения. Особенностью №3А1 являются температурные аномалии его деформационных характеристик и связанный с ними эффект термического упрочнения [1, 5]. С повышением температуры предел текучести стод, сопротивление деформированию и коэффициент упрочнения сплава растут и проходят через максимум, достигая при этом значений, существенным образом превосходящих соответствующие значения при низких температурах, что является аномальным по сравнению с изменением этих величин, наблюдаемым в чистых металлах и твердых растворах.

На рисунке 1.3 приведены кривые со;2(7) для №3А1 при разном содержании А1, иллюстрирующие аномальную температурную зависимость предела текучести.

-о.

0

О 200 400 600 800 1000 Т, К

Рисунок 1.3 - Температурная зависимость предела текучести при различной концентрации А1 в №3А1 [1]

Видно, что максимальное значение предела текучести и форма кривой ао,г(7) меняются сильно в зависимости от содержания А1, тогда как температура пика - слабо, т.е. при увеличении содержания А1 аномальная температурная зависимость усиливается.

Природа положительной температурной зависимости предела текучести во многом связана со структурой скользящих сверхдислокаций и плоских дефектов сверхструктуры входящих в структуру сверхдислокаций [1, 12].

Наличие дальнего атомного порядка усложняет структуру скользящих дислокаций. Это усложнение обусловлено увеличением вектора трансляции кристаллической решетки при переходе от фазы с ближним атомным порядком (у) к фазе с дальним атомным порядком (у'). В простейшем случае при удвоении вектора трансляции скольжение осуществляется сверхдислокациями, состоящими из двух обычных дислокаций, которые соединены полоской антифазной границей (АФГ). Сверхструктура Ы2 основана на базе ГЦК решетки. В такой кристаллической решетке дислокации типа ^ [110] расщепляются на частичные по реакции (1.1):

Дислокации в ГЦК решетке при переходе к сверхструктуре Ь12 оказываются неполными и носят название сверхчастичных. Из-за удвоения вектора трансляции кристаллической решетки при переходе от структуры А1 к сверхструктуре Ь12 позади сверхчастичной дислокации остается область с нарушенным дальним атомным порядком, которая называется АФГ.

—[110] = — [121] + — [211 ] +АФГ 2 6 6

1

1

1

(1.1)

На рисунке 1.4 представлена элементарная ячейка сверхструктуры LI 2 в трех вариантах: во-первых, это истинная элементарная ячейка без искажений (рисунок 1.4.а); во-вторых, элементарная ячейка сверхструктуры Ll2 при прохождении через нее АФГ по плоскости октаэдра (рисунок 1.4.6); в-третьих, элементарная ячейка при прохождении через нее АФГ по плоскости куба (100) (рисунок 1.4.в). АФГ являются плоскими дефектами, через которые изменяется тип ближайших и более дальних соседей и соответственно число пар А-А, В-В и А-В (А, В - сорта атомов) по сравнению с идеальной сверхструктурой LI2- Из сравнения рисунков 1.4.а, 1.4.6 и 1.4.в видны соответствующие изменения атомных соседей. Октаэдрическая АФГ (111) меняет соседство атомов уже на первой координационной сфере, а кубическая АФГ меняет соседство атомов только на второй координационной сфере. Именно поэтому энергия октаэдрической АФГ, как правило, выше, чем энергия кубической АФГ.

[001]

[0,01]

(111)

[100]

[010]

[001]

АФГ(Ш)

[100]

[010]

Рисунок 1.4 - Элементарная ячейка сверхструктуры L12(*-PA, o-Ni): а - обозначена октаэдрическая плоскость(111); б - по плоскости (111) введена АФГ - [101]; в - по плоскости (010) введена

кубическая сдвиговая АФГ с вектором смещения ^ [101] ([12])

Структура и энергия АФГ наряду со структурой дефектов упаковки (ДУ) приводит к различным вариантам расщепления сверхдислокаций [12]. Для сверхструктуры Ll2 в общем случае обнаружено пять различных конфигураций структуры сверхдислокаций с учетом расщепления на частичные. В фазе Ni3Al, как правило, реализуются два варианта. В первом случае сверхдислокация на плоскости (111) типа [101] расщепляется на приведенную далее последовательность частичных дислокаций (1.2):

[101] = -kl 12] + i[211] + i[l 12] + i[211] 6 6 6 6

(1.2)

Такая сверхдислокация называется сверхдислокацией Марцинковского. Комплексный дефект упаковки (КДУ) представляет собой наложение обычного дефекта упаковки, характерного для ГЦК решетки, на АФГ (111). В сверхструктуре наряду с КДУ могут реализовываться сверхструктурные дефекты упаковки (ДУ) вычитания (ССДУВ) и внедрения (ССДУВн). Они образуются благодаря реакциям, подобным следующей (1.3):

[Т01]Л[211] + ^[ТТ2] (1.3)

АФГ не нарушает принципиально ГЦК решетку фазы LI2, а ДУ вводят гексагональные прослойки в ГЦК решетку. Дефекты упаковки ССДУВ и ССДУВн не содержат АФГ, и поэтому их энергия относительно невелика; КДУ содержат АФГ, поэтому их энергия весьма значительна.

Второй тип сверхдислокаций образуется путем следующей реакции (1.4):

[Т01] = ^[ТТ2] + ^[211] + ^[Т2Т] + ^[121] + ^[ТТ2] + ^[211] (1.4) 6 6 6 6 6 6

Такая сверхдислокация называется сверхдислокацией Кира [1 ,12]. Тип расщепления сверхдислокаций и его величина зависят от энергии плоских дефектов.

Проблема определения энергии плоских дефектов в сверхструктуре Ь1г является весьма сложной и до конца не решенной задачей.

Энергия октаэдрической АФГ (экспериментальная и теоретически рассчитанная

[12]: Удфр(111)=198 мДж/м2, у^ (111)=182 мДж/м2) в Ni3Al стехиометрического состава

почти в два раза выше, чем для кубической (Уафг (Ю0)=92 мДж/м2, уд£г(100)=118 мДж/м2). Энергия образования КДУ значительно больше, чем для АФГ и составляет Ткду =206 мДж/м2, увду =224 мДж/м2. Средние значения для теоретической и экспериментальной энергии образования ССДУВн соответственно равны Укду=13 мДж/м2, у=7,3 мДж/м2. Какие либо сведения об энергиях ССДУВ и АФГ (001) и (111) вычитания и внедрения отсутствуют [12, 13].

Считается, что именно с особенностью расщепления дислокаций, формирующих АФГ, связано аномальное поведение температурной зависимости предела текучести в Ni3Al. Появление этого эффекта общепринято объяснять за счет образования барьеров Кира-Вильсдорфа и различием энергий образования АФГ в октаэдрической и кубической плоскостях (111) и (100) [1]. Наблюдаемые температурные аномалии сопровождаются изменением действующих систем скольжения. Наиболее существенной является замена ок-таэдрического (111) скольжения кубическим (100) при температурах, близких к температуре пика [14].

Практическое применение двойного интерметаллида Ni3Al ограничено из-за низкой пластичности в поликристаллическом состоянии, причиной которой является малое число действующих систем скольжения. При комнатной температуре образцы Ni3Al можно испытывать только на сжатие, при растяжении деформация уже менее 1 % приводит к хрупкому межзеренному разрушению [1, 15, 16, 17]. В [17] главной причиной недостаточной

пластичности поликристаллического N¡3 А1 названа сегрегация примесных атомов по границам зерна. Заметим, что даже в отсутствие примесей границы зерен ослаблены, по-видимому, из-за нарушения в них дальнего порядка.

Улучшение пластичности может быть обеспечено за счет микро- и макролегирования [1,18]. Установлено [15, 16], что малые добавки бора могут увеличивать долговечность в 13, а длительную прочность - до 2 раз. Такое влияние связывают с сегрегацией этого элемента на границах зерен и замедлением диффузии по ним.

Таким образом, интерметаллическое соединение №зА1 (Ы2) в поликристаллическом состоянии имеет низкую пластичность как при комнатной, так и при повышенных температурах.

Монокристаллы двойного сплава №зА1 обладают достаточно высокой пластичностью. В работе [17] показана температурная зависимость временного сопротивления разрушению ов и относительного удлинения монокристаллов Ni3Al (рисунок 1.5). Хотя предел текучести показывает аномальную положительную температурную зависимость в интервале от комнатной температуры до 600°С, св медленно уменьшается до 600°С и более заметно уменьшается выше 600°С. С другой стороны, относительное удлинение монокристалла №зА1 составляет около 100% при комнатной температуре, однако, при увеличении температуры относительное удлинение уменьшается и достигает минимального значения, равного всего нескольким процентам при 600°С. Таким образом, предел текучести и относительное удлинение показывают противоположную температурную зависимость.

а

500

и

С

S

„-» 400

О

X

X

о

О 200 --

о о о £

О 100--

г

ш а Ш

о- — -200

Рисунок 1.5 - Зависимость временного сопротивления (а) и относительного удлинения (б) от температуры монокристаллов №3А1 (24,7 ат. % А1) [17]

В зависимости от ориентации монокристалла (<110> или <100>) в процессе растяжения при комнатной температуре можно получить удлинение от 45 % до 100 %, соответственно [17, 19]. В [19] показано, что предел текучести и относительное удлинение сильно зависят от температуры и кристаллографической ориентации кристалла. Относительное

б

-----0-J-----

о 200 400 600 800 -200 0 200 400 600 800

Температура,°С Температура,°С

удлинение уменьшается с увеличение температуры с 25°С до 700°С (рисунки 1.5.6, 1.6). Увеличить пластичность N13А1 можно за счёт легирования кобальтом или хромом.

а, МПА

Рисунок 1.6 - Результаты испытаний на растяжение монокристаллического №3А1 с ориентациями

<110> и <100> при 25, 400 и 700°С [19]

Предел текучести образцов с ориентацией [100] выше, чем у образцов [110] при той же температуре. Образец с ориентировкой [100] показывает более высокое удлинение при комнатной температуре по сравнению с образцом [110]. С увеличением температуры удлинение образцов уменьшается, а разница между значениями удлинения становится меньше (Г=400°С). Выше 400°С отчасти проявляется также скольжение по плоскостям {100}, которое при 700°С уже преобладает [20]. При 700°С более пластичным оказывается образец с ориентацией [110]. Это связано с появлением дополнительных систем скольжения при увеличении температуры.

В работе [21] проведены испытания на сжатие монокристаллов №3А1 стехиометри-ческого состава с ориентацией [001] и [011] в интервале температур 20-1000°С. Для всех ориентаций наблюдалась аномальная зависимость предела текучести, при этом положение пика слабо зависело от ориентации при стехеометрическом составе сплава. Но при отклонении от стехиометрии в сплавах обогащенных N1 и для №3А1, легированного третьим компонентом, отмечено изменение положения пика в зависимости от ориентации монокристалла.

Несмотря на сложности деформирования №3А1 при растяжении, изменение схемы нагружения позволяет провести деформацию этого интерметаллида, например, при прокатке достигаются деформации 40% [22-24].

В температурном интервале выше 800°С исследования проводились только на поликристаллических образцах.

Для поликристаллических образцов №зА1 и сплавов на его основе наблюдалось сверхпластическое течение с удлинением до 650 % [19,25-31]. Размер зерна в этих сплавах составлял 2-6 мкм. Появление сверхпластичности во всех описанных в литературе случаях связывалось с динамической рекристаллизацией [25,28,29,32,34,35]. Часть этих результатов получена на жаропрочных никелевых сплавах, имеющих двухфазную структуру [25, 29]. Скорость деформации никелевых сплавов с мелким зерном при сверхпластичности составляла 10"3-10"5 с"1 [25]. Температурный интервал развития сверхпластичности определен как 950-1100°С [25]. Эффект имеет выраженную температурную и скоростную зависимость [28-29]. Так, в [28] при увеличении скорости нагружения от 8-10"4 до 8-10"3 с"1 удлинение образца поликристаллического №зА1 уменьшалось от 8= 440 % до 100 %.

На диаграмме механизмов высокотемпературной деформации сплавов, предложенной в работе [36], область сверхпластичности сдвинута относительно области диффузионной ползучести в сторону высоких напряжений и располагается между областями ползучести по степенному закону и диффузионной ползучести.

Одним из вариантов повышения пластичности при деформации материала является динамический возврат. В этом случае значительную роль играют дислокации и планарные дефекты, которые они порождают при своем движении.

В литературе практически отсутствует информация о механических свойствах №3А1 при температуре выше 1100°С в условиях активного нагружения. Большая часть экспериментальных данных по деформации сплавов на основе №3А1 в области температур выше 1100°С получена при испытаниях на ползучесть [18]. Информация о структурном состоянии монокристаллических образцов №зА1 в условиях активного нагружения при температурах выше 1000°С отсутствует. Очевидно, что такие данные представляют интерес как для теории высокотемпературной деформации, так и с технологической точки зрения.

1.1.2 Высокотемпературная деформация жаропрочных сплавов на интерметаллидной основе типа ВКНА

Интерметаллическое соединение №зА1 непосредственно не используется для изготовления изделий и присутствует в жаропрочных сплавах в виде упрочняющей фазы (у'-фаза). В сплавах на интерметаллидной основе типа ВКНА объемная доля у'-фазы составляет 90 %. В рамках настоящего исследования рассмотрены сплавы ВКНА-1В и ВКНА-4У. В данном случае они являются модельными материалами для изучения механизмов высокотемпературной деформации.

Сплавы типа ВКНА были разработаны для нового поколения авиационных газотурбинных двигателей как принципиально новые конструкционные материалы, имеющие более низкую, чем традиционные жаропрочные никелевые жаропрочные сплавы, плотность, которые можно эксплуатировать в агрессивных окислительных средах при температурах 1100-1200°С [37-39].

Основными фазами сплавов типа ВКНА являются интерметаллидная фаза на основе №зА1 (у'-фаза) и твердый раствор на основе никеля (у-фаза). Состав сплава близок к слож-нолегированной эвтектике у'+у и представляет собой естественный композит, возникающий при кристаллизации [38]. При структурных исследованиях наблюдаются крупные первичные (эвтектические) выделения интерметаллидной у'-фазы, размером до 100 мкм (объемная доля их 10 об. %.). Внутри прослоек твердого раствора при охлаждении дополнительно выделяется вторичная у'-фаза в виде частиц размером <1 мкм, таким образом общая доля упрочняющей фазы достигает 90%. При высоких температурах (1100-1200°С) композиции с подобной микроструктурой обладают высокими механическими свойствами и жаропрочностью. Жаропрочность обусловлена сохранением высокой объемной доли у'-фазы в области температур 1100-1200°С [11].

В литературе подробно описана исходная структура сплавов типа ВКНА в литом состоянии [11, 37-42], приводятся отдельные сведения об их механических свойствах (таблица 1.1) [38,39,41], но недостаточно данных о характере деформации таких материалов в высокотемпературной области.

Между тем, такая информация представляет интерес, в частности, в связи с задачей расширения области рабочих температур жаропрочных сплавов до 1250°С. Перспективой развития газотурбинных двигателей авиационного назначения является переход их в более высокотемпературную область эксплуатации. Известно, что повышение температуры газа на 50°С приводит к увеличению КПД на 12,5% [37].

Таблица 1.1- Механические свойства сплавов ВКНА в направленно закристаллизованном и монокристаллическом состоянии[38]

Сплав Структура отливок Механические свойства при комнатной температуре Длительная прочность, МПа

<тв, МПа 6,% 1100 °100 1100 °500 1200 °100 1200 500

ВКНА-1В Столбчатая дендритная 740 24 65 45 43 30

ВКНА-4У Моно <111> 1340 16 110 80 50 28

1.2 Структура и свойства традиционных жаропрочных никелевых сплавов

Жаропрочные никелевые сплавы принципиально отличаются от сплавов типа ВКНА тем, что кристаллизуются в виде твердого раствора, из которого при охлаждении выделяются частицы упрочняющей интерметаллидной фазы (у'-фаза, №3А1). Объемная доля у'-фазы не превышает 70 % (для авиационных сплавов), в энергетике 40%.

Жаропрочные никелевые сплавы широко применяются в качестве материалов для турбинных лопаток в энергетике и авиации [43]. В газотурбинных установках (ГТУ) лопатки являются наиболее нагруженными деталями и в стационарных ГТУ предназначены для длительной (в течение десятков тысяч часов) работы в широких интервалах температур и напряжений при дополнительном воздействии агрессивных газовых потоков.

Жаропрочные никелевые сплавы представляют собой многокомпонентные системы (до 8-10 легирующих элементов). Сложный химический состав этих сплавов необходим для формирования структуры и фазового состава, стабильных в условиях длительного воздействия напряжений при нагреве в агрессивных средах [44].

Основными фазами являются интерметаллидная фаза на основе №3А1 и твердый раствор (у-фаза). Твердый раствор образован на никелевой основе с такими элементами, как кобальт, хром, молибден и вольфрам. Эти элементы упрочняют твердый раствор. Помимо упрочнения твердого раствора, хром играет активную роль в защите сплавов от окисления. Вольфрам понижает скорость диффузии в сплаве. Такие элементы как титан, алюминий, ниобий и тантал входят в качестве легирующих в интерметаллическое соединение №3А1, образуя интерметаллид сложного состава, например (N1, Со)3(А1,11 КЬ. Та).

В сплавах, как правило, содержится 0,05- 0,2 % углерода, который, взаимодействуя с легирующими элементами, образует карбиды типа МеС. Во время термообработки и в процессе эксплуатации они распадаются на карбиды Ме23Сб и МебС, выделяющиеся часто по границам зерен. Молибден, вольфрам и ванадий входят в сложные карбидные фазы ти-

па Me23C6 (например, Cr2i(Mo,W)2C6) и МебС (например, (Ni,Co)3Mo3C и (Ni,Co)2W4C) [45].

Многокомпонентные диаграммы состояния для таких систем построены схематически, но, тем не менее, они дают представление о возможных изменениях количества и состава фаз сплава в зависимости от температуры. На рисунке 1.7 представлена схема политермического сечения многокомпонентной диаграммы состояния жаропрочного сплава в координатах: температура <-> сумма концентраций у'-образующих элементов [45].

Рисунок 1.7 - Схематическое изображение псевдобинарной диаграммы Ni-ZAl, Ti, Та, Hf, Nb [45]

Для сплава состава I объемная доля у'-фазы остается постоянной в интервале температур от комнатной до Гн.р., при которой начинается растворение. Начиная с температуры Гн.р., развивается процесс растворения у'-фазы, который заканчивается при Гп.р.. Далее при нагреве сплав имеет однофазную структуру твердого раствора. Для характеристики стабильности жаропрочных сплавов чаще всего используют значения температуры начала и конца растворения у'-фазы [45]. Считается, чем выше температура Гпр., тем выше объемная доля у'-фазы в интервале рабочих температур. Соответственно, сплав II будет более жаропрочным, по сравнению со сплавом I, рисунок 1.7. Повышение жаропрочности может достигаться увеличением концентрации всех у'-образующих элементов. Возможен и другой путь: сохранив сумму легирующих элементов постоянной, найти оптимальное соотношение между ними, увеличив Гн.р. и Гп р. (см. пунктирные линии на диаграмме рисунок

1.7). Предел длительной прочности сплава существенно определяется количеством у' фазы [45], рисунок 1.8.

бто.МПа

500

О

20 30 90 50 </>1°,°,%

Рисунок 1.8- Зависимость предела длительной прочности <т1000 от количества у'-фазы в сплаве [45]

Сплавы с содержанием упрочняющей фазы менее 30 % относятся к деформируемым, при большем количестве упрочняющей у'-фазы детали изготавливают с помощью литья. Для стационарных установок (600-900°С) турбинные лопатки получают в поликристаллическом состоянии.

Важным параметром, во многом определяющим высокотемпературную стабильность жаропрочных никелевых сплавов, является соотношение параметров кристаллической решетки твердого раствора ау и упрочняющей интерметаллидной фазы ау. Эти параметры близки, но, как правило, не равны друг другу, поэтому вводится параметр размерного несоответствия (мисфит) (1.5) [18]:

8 =

2 (а. - аЛ {аг + а)

(1.5)

г у-

Знак и величина размерного несоответствия параметра кристаллической решетки у и у' фаз 5 определяют морфологию частиц у'-фазы и скорость их коагуляции в условиях высокотемпературного нагружения [18, 45].

Когерентность решетки частиц у'-фазы и матрицы сохраняется до высоких температур и приводит к появлению значительных упругих напряжений, препятствующих перемещению дислокаций, а также задержке укрупнения частиц.

Выделения у'-фазы наблюдаются в виде частиц сферической и кубической формы. Форма частиц зависит, прежде всего, от объемной доли упрочняющей фазы. Сферические частицы у'-фазы образуются при малой объемной доле, с ростом количества интерметал-

лида упругие поля его частиц начинают взаимодействовать, придавая частицам форму кубоида [20].

Уровень длительной прочности промышленных сплавов формируется благодаря совместному действию различных механизмов упрочнения, которое обусловлено ролью элементов, упрочняющих твердый раствор, упругими напряжениями на когерентных границах дисперсных частиц интерметаллидной фазы и границ зерен [18].

Высокий уровень прочности сплавов также связан с трудностью движения дислокаций через кубоиды упорядоченной у'-фазы. Этот процесс иллюстрируется на рисунке 1.9.

а б в г

Движущаяся дислокация Вторая движущаяся дислокация Антифазчая граница

Рисунок 1.9 - Схема движения дислокаций в жаропрочных никелевых сплавах [46]

Жаропрочные никелевые сплавы можно рассматривать как естественный композиционный материал, в котором роль матрицы играет у-фаза, а роль упрочняющего наполнителя у'-фаза (NÍ3AI). Сопротивление деформации этих фаз различно.

Дислокации относительно легко перемещаются в неупорядоченной у-фазе (рисунок 1.9.а). Однако в упорядоченной у'-фазе движение одиночной дислокации весьма затруднено, так что кубоиды у'-фазы закрепляют движущиеся дислокации (рисунок 1.9.6). Когда вторая движущаяся дисклокация (рисунок 1.9.в) присоединится к первой, они могут вместе передвигаться по у'-фазе. Однако наличие между ними высокоэнергетичной антифазной границы затрудняет этот процесс [46].

На первом этапе высокотемпературной деформации дислокации движутся преимущественно по узким каналам у твердого раствора, так как процессы огибания дислокациями частиц у'-фазы развиваются гораздо легче [47]. В настоящее время целая серия работ посвящена морфологии таких каналов в жаропрочных никелевых сплавах и исследованию полей напряжений в них [48-51].

Таким образом, передвижение дислокаций в упорядоченных кристаллах осуществляется парами. В области между дислокациями при этом возникает антифазная граница (рисунок 1.10).

Поскольку наличие антифазной границы приводит к проигрышу в энергии сравни-

тельно с остальной упорядоченной частью кристалла, то для деформации упорядоченных кристаллов требуется дополнительная энергия. Необходимое для движения дислокации сквозь частицу напряжение будет зависеть от энергии антифазной границы и величины размерного несоответствия.

л ,9 Л Л .Л .»' о о * « »о в'.в .в" • • о в • " а • »

449994*4

!««•••»««

U 1 t t i i | |

I #■' в' в-' * О в

Скалывающая сила

í г V. -

• * • ••«•«*

' • • ♦ •* * • t • • • •

*~4 9 Ф 4 f 9 ¿ 9

i t * * * A

• i* « • • « é *

• 49

• * 4 9 9 9 1 *

Дислокация

v: г-: :: : №™$?язная'> i- & ..v.v-s í-'

¿граница e©©-£® o S o

e r Or'fio O » 5 9

P О ©■'Оэ О'»' о в © -<Э 0 ? f'Oo'9' @ о © о

^VО 8 О © <? Ф о О

уй © О ® © 8 О О WVO « о Н « Ф « р

® ^ ф Ф ©éolé » 4 |¿ ¿ «О 9 ¿ *

V'l©--'®'-' в с] ° Вторая Первая дислокация дислокация

Заключение диссертации по теме «Металловедение и термическая обработка металлов», Давыдов, Денис Игоревич

Общие выводы

1. Установлен механизм деформации монокристальных образцов <001> интерметаллического соединения №3А1 при испытаниях на растяжение в интервале температур 1150-1250°С. Основным механизмом релаксации является динамический возврат, развитие которого обеспечивает большое равномерное удлинение образцов (8 более 100%). В удлинение вносят вклад образование микротрещин на поверхности образца в местах выхода полос скольжения и направленное движение частичных дислокаций а/3<112>.

2. Для монокристаллических образцов <001> сплавов типа ВКНА при испытаниях на растяжение в интервале температур 1200-1250°С механизмом релаксации служит динамический возврат, приводящий к формированию большого числа малоугловых границ. При 1200°С границы образуются в областях твердого раствора, не затрагивая крупные частицы у'-фазы. Деформация при 1250°С сопровождается фрагментацией самих частиц интерметаллидной у'-фазы.

3. Структура сплава ЧС-70ВИ за время работы поликристаллической турбинной лопатки по экспериментальному режиму при 880°С подвергается ряду необратимых изменений. Происходит накопление тугоплавких элементов в карбидной фазе и обеднение ими твердого раствора вблизи границ зерен, развитие пористости и усталостных трещин, образование устойчивых дефектов внутри частиц упрочняющей интерметаллидной фазы (комплексов взаимодействующих дефектов упаковки вычитания). Эксплуатация лопатки из сплава ЧС-70ВИ по экспериментальному режиму возможна при условии контроля стабильности структурного состояния.

4. Наблюдается корреляция между количеством структурных дефектов в частицах упрочняющей фазы и значением магнитной восприимчивости жаропрочных никелевых сплавов. Это открывает возможность применения методов магнитного неразрушающего контроля для оценки стабильности структурного состояния турбинной лопатки в процессе ее эксплуатации по экспериментальному режиму.

Список литературы диссертационного исследования кандидат технических наук Давыдов, Денис Игоревич, 2011 год

Список литературы

1. Гринберг Б.А., Иванов М.А. Интерметаллиды Ni3Al и TiAl: микроструктура, деформационное поведение. Екатеринбург: УрО РАН, 2002. 360 с.

2. Степанова Н.Н., Ринкевич А.Б., Митрохин Ю.С. Физические свойства Ni3Al, легированного третьим элементом: эксперимент и моделирование. Екатеринбург: УрО РАН, 2010. 174 с.

3. Sluiter M.H.F., Kawazoe Y. Site preference of ternary additions in Ni3Al // Phys. Review B. 1995. Vol. 51. N. 7. P. 4062-4073.

4. Хансен M., Андерко К. Структура двойных сплавов. М.: Металлургиздат, 1962. 1488 с.

5. Stoloff N.S. Physical and mechanical metallurgy of Ni3Al and its alloys // Internation. Mater. Rev. 1989. Vol. 34. N. 4. P. 153-184.

6. Alexander W., Vanghan N. Investigation of phase equilibria in Al-Ni system // J. Inst. Metals. 1937. Vol. 1. P. 247-254.

7. Hilpert K. et al. Phase diagram studies on Ni-Al system // Z. Naturforsch. 1987. Vol. 42A. P. 1327-1392.

8. Battezzatti L., Baricco M., Pascale L. High temperature thermal analysis of Ni-Al alloys around the y' composition // Scripta Mater. 1998. Vol. 39. N 1. P. 87-93.

9. Крымов B.JI., Михайлов A.B., Фукс Д.Л. Влияние легирования сплавов системы Ni-Al на фазовые равновесия в области 50-75 ат. % Ni // Порошковая металлургия. 1985. № 10. С. 79-81.

10. Петрушин Н.В., Бронфин М.Б., Чабина Е.Б., Дьячкова JI.A. Фазовые превращения и структура направленно закристаллизованных интерметаллидных сплавов Ni-Al-Re // Металлы. 1994. № 3. С. 85-93.

11. Степанова Н.Н., Сазонова В.А., Родионов Д.П., Турхан Ю.Э., Акшенцев Ю.Н. Высокотемпературное рентгеновское исследование монокристаллов <001> жаропрочного сплава на основе интерметаллидаNi3Al // ФММ. 1997. Т. 84. № 6. С. 130-138.

12. Козлов Э.В., Никоненко E.JI., Конева Н.А. Энергия плоских дефектов фазы Ni3Al. Теория и эксперимент // Известия РАН. Серия физическая. 2007. Т. 71. № 2. С. 209-213.

13. Старенченко В.А., Соловьева Ю.В., Старенченко С.В., Ковалевская Т.А. Термическое и деформационное упрочнение монокристаллов сплавов со сверхструктурой Ь12. Томск: Изд-во НТЛ, 2006. 292 с.

14. Штремель М.А. Прочность сплавов. 4.2. Деформация. М.: МИСиС, 1997. 527 с.

15. Aoki К., Ishikawa К., Masumoto Т. Ductilization of Ni3Al by alloying with boron and substitutional elements // Materials Science and Engineering A. 1995. Volumes 192-193, Parti. P. 316-323.

16. Liu С. Т., White С. L, Horton J. A. Effect of boron on grain-boundaries in Ni3Al // Acta metall. 1985 Vol. 33. N I. P. 213-229.

17. Aoki K, Izumi O. On the ductility of the intermetallic compound Ni3Al // Trans. JIM. 1978. Vol. 19. P. 203-210.

18. Симе Ч.Т., Столофф H.C., Хагель У.К. Суперсплавы II. Жаропрочные материалы для аэрокосмических и промышленных энергоустановок [пер с англ. под ред. Р.Е. Шалина]. Кн. 2. В 2 кн. М.: Металлургия, 1995. 384 с.

19. Zhang G.P., Wang Z.G. Deformation and fracture behavior in Ni3Al alloy single crystals // J. Mater. Sci. Let. 1998. Vol. 17. P. 61-64.

20. Thornton P. H., Davies R. G., Johnston T. L. The temperature dependence of flow stress of the phase based uponNi3Al // Met. Trans. 1970. Vol. 1. P. 207-218.

21. Golberg D., Demura M., Hirano T. Compressive flow stress of a binary stoichiometric Ni3Al single crystal // Scripta Materialia. 1997. Vol. 37. N. 11. P. 1777-1782.

22. Li D., Kishida K., Demura M., Hirano T. Tensile properties and cold rolling of binary Ni-Al y/y two-phase single crystals // Intermetallics. 2008. Vol. 16. Issues 11-12. P. 1317-1324.

23. Kobayashi S., Demura M., Kishida K., Hiranoa T. Tensile and bending deformation of Ni3Al heavily cold-rolled foil // Intermetallies. 2005. Vol. 13. Issue 6. P. 608-614.

24. Demura M., Xu Y., Kishida K., Hirano T. Texture memory effect in heavily cold-rolled Ni3Al single crystals // Acta Materialia. 2007. Vol.55. P. 1779-1789.

25. Nieh T.G., Wadsworth J., Sherby O. D. Superplasticity in metals and ceramics. Cambridge University Press, 1997. 287 p.

26. Wright R.N., Sikka V.K. Elevated temperature tensile properties of powder metallurgy Ni3Al alloyed with chromium and zirconium // J. Mater. Sci. 1988. Vol. 23. P. 4315-4318.

27. Kim M.S., Harada S., Wantanabe S., Izumi O. Superplasticity in a recrystallised Ni3Al polycrystal doped with boron // Mater. Trans. JIM. 1989. Vol. 30. N. 1. P. 77-85.

28. Choundry A., Muhkerjee A.K., Sikka V.K. Superplasticity in Ni3Al base alloy with 8 wt. % Cr//J. Mater. Sci. 1990. Vol. 25. P. 3142-3148.

29. Semiatin S.L., Weaver D.S., Fagin P.N, Glavicic M.G, Goetz R.L, Frey N.D, Kramb R.C, Antony M.M. Deformation and recrystallization behavior during hot working of a coarse-grain, nickel-base superalloy ingot material // Met. Trans. 2004. Vol. 35 A. P. 679-693.

30. Chowdhury S.G, Jena A.K, Ray R.K. Recrystallization behavior of boron-doped Ni76Al24 // Met. Trans. 1998. Vol. 29A. P. 2893-2902.

31. Mukhopadhyay J. Kaschner G, Muhkerjee A.K. Superplasticity in boron doped Ni3Al alloy // Scr. Met. 1990. Vol. 24. P. 857-862.

32. Вишняков Я.Д. Дефекты упаковки в кристаллической структуре. М.: Металлургия, 1970.216 с.

33. Баум Б.А., Ларионов В.Н., Коваленко Л.В., Тягунов Г.В., Кулешова Е.А. Ресурсосбережение и улучшение служебных характеристик отливок из жаропрочных никелевых сплавов посредством высокотемпературной обработки расплава // Известия АН. Металлы. 1993. № 1. С. 31-37.

34. Mukhopadhyay J.,Kaschner G., Muhkerjee A.K. Superplasticity in boron doped Ni3Al alloy // Scr. Met. 1990. Vol. 24. P. 857-862.

35. Choudhury A., Sikka V.K., Mukherjee A.K. Superplasticity in an Ni3Al base alloy with 8 wt.% Cr// J. Material science. 1990. Vol. 25. Issue 7. P. 3142-3148.

36. Судзуки Т., Есинана X., Такеути С. Динамика дислокаций и пластичность [пер. с япон.]. М.: Мир, 1989. 296 с.

37. Поварова К.Б., Бунтушкин В.П., Казанская Н.К., Дроздов A.A. Сравнительный анализ принципов создания жаропрочных никелевых суперсплавов и сплавов на основе ин-терметаллида Ni3Al (у'-фаза) // Перспективные материалы. 2005. № 2. С. 10-19.

38. Каблов E.H., Базылева O.A., Воронцов М.А. Новая основа для создания литейных высокотемпературных жаропрочных сплавов // МиТОМ. 2006. № 8. С. 21-25.

39. Поварова К.Б., Казанская Н.К., Бунтушкин В.П., Костогрыз В.Г., Бахарев В.Г., Миронов В.И., Базылева O.A., Дроздов A.A., Банных И.О. Термостабильность структуры сплава на основе Ni3AI и его применение в рабочих лопатках малоразмерных ГТД // Металлы. 2003. № 3. С. 95-100.

40. Грабовская Т.П., Колобов Ю.Р., Козлов Э.В., Конева H.A., Бунтушкин В.П., Никоненко Е.Л., Попова H.A. Влияние легирования рением на высокотемпературную ползучесть гетерофазных монокристаллов жаропрочных никелевых сплавов на основе Ni3Al // Журн. функциональных материалов. 2007. Т. 1. № 8. С. 289-294.

41. Каблов E.H., Бунтушкин В.П., Базылева O.A., Герасимов В.В., Тимофеева О.Б. Жаропрочные сплавы на основе интерметаллида Ni3AI // Тр. междунар. науч.-техн. конф. «Научные идеи С.Т. Кишкинаи современное материаловедение». М.: ВИАМ, 2006. 378 с.

42. Бахтеева Н.Д. Особенности формирования микроструктуры в жаропрочных сплавах на никелевой основе при термическом и механическом воздействиях // Технология металлов. 2006. №7. С. 15-26

43. Каблов E.H., Голубовский Е.Р. Жаропрочность никелевых сплавов. М.: Машиностроение, 1998. 463 с.

44. Симе Ч., Хагель В. Жаропрочные сплавы [пер. с англ.]. М.: Металлургия, 1976. 568 с.

45. Шалин Р.Е, Светлов И.Л, Качанов Е.Б. Монокристаллы никелевых жаропрочных сплавов. М.: Машиностроение, 1997. 336 с.

46. Вакс В.Г. Упорядочивающиеся сплавы: структуры, фазовые переходы, прочность // Соровский образовательный журнал. №3. 1997. С. 115-123.

47. Calderon Н.А, Voorhees P.W, Murray J.L, Kostorz G. Ostwald ripening in concentrated alloys//Acta Met. Mater. 1994. Vol. 42. N. 3. P. 991-1000.

48. Mukherji D, Gilles R, Strunz P, Lieske S, Wiedenmann A, Wahi R.P. Measurement of y' precipitate morphology by small angle neutron scattering // Scripta Met. Mater. 1999. Vol. 41. N. l.P. 31-38.

49. Peng Z, Glatzel U, Link T, Feller-Kniepmeier M. Change of phase morphologies during creep of CMSX-4 at 1253 К // Scripta Met. Mater. 1996. Vol. 34. N. 2. P. 221-226.

50. Kakehi K. Influence of secondary precipitates and crystallographic orientation on the strength of single crystals of a nickel-based superalloy // Met. Mater. Trans. 1999. Vol. 30 A. N. 5. P. 1249-1259.

51. Strunz P, Gilles R, Mukherji D, Wiedenmann A, Wahi R.P, Zrnik J. Micro structural characterization of single-crystal nickel-base superalloys by small-angle neutron scattering // Materials Structure. 1999. Vol. 6. N. 2. P. 91-95.

52. Векслер Ю.Г, Копылов A.A, Богаевский B.B. Структурная стабильность дисперсион-но-твердеющих сплавов. Жаропрочные и жаростойкие металлические материалы. Физико-химические принципы создания. М.: Наука, 1987. 173 с.

53. Лесников В.П, Кузнецов В.П. Коррозионностойкий сплав ЧС70У-ВИ и защитные покрытия для лопаток ТВД стационарных и судовых ГТД // Газотурбинные технологии. 2007. № 4 (55). С. 26-27.

54. Монастырская Е.В, Морозова Г.И, Власова Ю.Б. Структура, фазовый состав и свойства коррозионностойкого жаропрочного сплава ЧС88У // МиТОМ. 2006. №8(614). С. 39-44.

55. Скуднов В.А, Тарасенко Ю.П, Бердник О.Б. Выбор оптимальной рабочей температуры никелевых сплавов ЧС70-ВИ и ЧС88У-ВИ с позиции синергетики // Технология металлов. 2008. № 12. С. 16-20.

56. Литейные жаропрочные сплавы. Эффект С.Т. Кишкина: науч.-техн. сб. под ред. Е.Н. Каблова. М.: Наука, 2006. 272 с.

57. Масленков С.Б. Жаропрочные стали и сплавы. Справочное издание. М.: Металлургия, 1983. 192 с.

58. Клыпина A.M., Трушечкин В.П, Чистякова Л.Д., Казанский Д.А. Опыт эксплуатации штампованных рабочих лопаток I ступени газовой турбины ГТЭ-45 из никелевого сплава ЭП800 // Теплоэнергетика. 2008. №2.С. 33-39.

59. Тарасенко Ю.П., Сорокин В.А., Бердник О.Б. Структура и механические свойства лопатки 1 ступени ротора турбины ГТЭ-45-3 после длительной наработки и регенерации // Вестник Самарского государственного аэрокосмического университета им. академика С.П. Королёва

60. Rhee Joo Yull, Kudryavtsev Y.V., Lee Y.P. Optical, magneto-optical, and magnetic properties of stoichiometric and off-stoichiometric y'-phase Ni3Al alloys // Physical Review B. 2003. Vol. 68. Issue 4. P. 104-112.

61. Idzikowski В., Young-Hoon Hyun, Kudryavtsev Y. Neutron investigation of Ni3Al itinerant electron system//experimental report of proposal № PHY-02-0397, Hahn-Meitner-Institute (HMI) Berlin, 2003

62. Masahashi N., Kavazoe H., Takasugi et.al. Phase relation in the section Ni3Al Ni3Fe of the Al-Fe-Ni system //Zs. Metallkunde. 1987. Vol. 78. N. 11. P. 788-795.

63. Guo G.Y., Wang Y.K., Li-Shing Hsu First principles and experimental studies of the electronic structures and magnetism in Ni3Al, Ni3Ga and Ni3In // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 1980. Vol. 239. Issues 1-3. Part 1. P. 91-93.

64. Ul-Haq, J.G. Booth. Magnetic and structure properties of Ni3Al based alloys // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 1986. Vol. 62. Issues 2-3. P. 256-268.

65. Казанцева H.B., Виноградова Н.И., Степанова H.H., Пирогов А.Н. Голикова Е.О. Образование метастабильных фаз в интерметаллидном сплаве Ni-9,6 масс. % А1- 6,7 масс. % Fe-1 масс. % Сг // ФММ. 2009. Т. 107. № 4. С. 401-410.

66. Thompson J.R., Kerchner H.R.and Sekula S.T. Itinerant electron ferromagnetism in Fe-alloyed, Ni3Al based materials // Journal of Magnetism and Magnetic Materials. 1986. Vol. 54-57. P. 1069-1070.

67. Umakoshi Y., Hiroyuki Y., Toshifumi Y. Quantitative analysis of у (gamma) precipitate in cyclically deformed Ni3(Al,Ti) single crystals using magnetic technique // Proc. MRS Fall Meeting -2004, 28 November-3 December, 2004. Boston, USA. Vol. 842. 2004. S 2.3.1-S 2.3.6.

68. Zeng Q., Baker I. The effect of local versus bulk disorder on the magnetic behavior of stoichiometric Ni3Al //Intermetallics. 2007. Vol. 15. P. 419-427.

69. Baker I., Wu D. Strain-induced ferromagnetism in Ll2 compounds // TSM letters. 2005. Vol. 2. P. 57-58.

70. Taylor A, Jones R.M. Constitution and magnetic properties of iron-rich iron-aluminum alloys // J. Phys. Chem. Sol. 1958. Vol. 6. P. 16-37.

71. Wu D, Munroe P. R, Baker I. The paramagnetic-to-ferromagnetic transition in B2-structured Fe-AI single crystals: experiments and calculations // Philosophical Magazine. 2003. Vol. 83. N. 3. P. 295-313.

72. Huffman G.P, Fisher R.M. Mossbauer Studies of Ordered and Cold-Worked Fe-AI Alloys Containing 30 to 50 at. % Aluminum // Journal of applied physics. 1967. Vol.38, N. 2.

P.735-742.

73. CHou С. T, Hazzledine P. M, Hirsch P. B, Anstis G. R. Formation of antiphase-domain boundary tubes in B2 ordered alloys by cross-slip and annihilation of screw dislocations // Philosophical Magazine A. 1987. Vol. 56. Issue 6. P. 799-813.

74. Родионов Д.П, Счастливцев B.M. Стальные монокристаллы. Екатеринбург: УрО РАН, 1996.274 с.

75. Lee J.H, Verhoeven J.D. Eutectic formation in the Ni-Al system // J. Cryst. Growth. 1994. Vol. 143. N. 1-2. P. 86-102.

76. ГОСТ 9651-84 Металлы. Методы испытаний на растяжение при повышенных температурах. Введён 01.01.1986. М.: Изд-во стандартов, 1984. 60 с.

77. Утевский JI.M. Дифракционная электронная микроскопия в металловедении. М.: Металлургия, 1973. 584 с.

78. Эндрюс К, Дайсон Д, Киоун К. Электронограммы и их интерпретация. М.: Мир, 1971. 256 с.

79. Васильева JI.A, Малашенко JI.M, Тофпенец P.JI. Электронная микроскопия в металловедении цветных металлов. Минск: Наука и техника, 1989. 208 с.

80. Хирш П. Электронная микроскопия тонких кристаллов. М.: Мир, 1968. 574 с.

81. Григоров С.Н, Косевич В.М, Космачев С.М. Электронно-микроскопические изображения дислокаций и дефектов упаковки. Справочное руководство, под ред. Косевича В.М, Палатника Л.С. М: Наука, 1976. 223 с.

82. Бушнеев Л.С, Колобов Ю.Р, Мышляев М.М. Основы электронной микроскопии. Томск: Изд-во Томского университета, 1989. 218с.

83. Baker I, Sculson Е.М, Horton J.A.In-sity straining of Ni3Al in a transmission electron microscope // Acta Metal. 1987. Vol. 35. N. 7. P. 1533-1541.

84. Теплоухов С.Г, Чернобровкин B.B, Высоцкая Л.А. Применение метода параллельной регистрации нейтронов в нейтронографических исследованиях монокристаллов // ПТЭ. 1983. Т. 3. С. 37-39.

85. Ригмант М.Б., Горкунов Э.С., Пудов В.И. Способ измерения ферромагнитной фазы ау-стенитных сталей. Патент на изобретение № 2166191, Бюл. Изобр. № 5, ч. I, 2000, с. 23.

86. Ригмант М.Б., Ничипурук А.П., Худяков Б.А., Пономарев B.C., Терещенко H.A., Корх М.К. Приборы для магнитного фазового анализа изделий из аустенитных коррозионно-стойких сталей // Дефектоскопия. 2005. № 11. С. 3-15.

87. Горкунов Э.С., Емельянов И.Г., Митропольская С.Ю. Определение напряженного состояния растянутого стержня по его измеренным магнитным характеристикам // Прикладная механика и техническая физика. 2008. Т. 49. № 5. С. 205-211.

88. Степанова H.H., Давыдов Д.И., Родионов Д.П., Филиппов Ю.И., Акшенцев Ю.Н., Виноградова Н.И., Казанцева Н.В. Структура и механические свойства монокристалла Ni3Al при высокотемпературной деформации // Физика металлов и металловедение. 2011. Т. 111. №4. С. 421^127.

89. Давыдов Д.И., Степанова H.H., Родионов Д.П., Филиппов Ю.И., Акшенцев Ю.Н., Виноградова Н.И., Казанцева H.H. Деформация и разрушение монокристаллов №3А1 в интервале 1100-1250ÔC // Тезисы Междунар. конф. «Физика прочности и пластичности материалов». Самара, 23-25 июня 2009. С. 172.

90. Степанова H.H., Виноградова Н.И., Казанцева Н.В., Давыдов Д.И., Родионов Д.П., Филиппов Ю.И., Акшенцев Ю.Н. Дефекты структуры в Ni3Al после деформации при 1100-1250°С // Сб. 5-й научно-практ. конф. «Физические свойства металлов и сплавов». Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 16-18 ноября 2009. С. 150.

91. Степанова H.H., Родионов Д.П., Давыдов Д.И., Пушин В.Г., Филиппов Ю.И., Виноградова H.H., Казанцева Н.В., Акшенцев Ю.Н. Структура и механические свойства монокристаллов сплавов на основе Ni3Al при высокотемпературной деформации // Научная сессия Института Физики металлов УрО РАН по итогам 2010 года. Екатеринбург: ИМФ УрО РАН, 21-25 марта 2011. С. 26-27.

92. Гольдштейн М.И., Литвинов B.C., Бронфин Б.М. Металлофизика высокопрочных сплавов. М.: Металлургия, 1986. 312 с.

93. Левит В.И., Смирнов М.А. Высокотемпературная термомеханическая обработка аустенитных сталей и сплавов. Челябинск: Изд. ЧГТУ, 1995. 276 с.

94. Hunziker О., Kurz W. Solidification microstructure maps in Ni-Al alloys // Acta Mater. 1997. Vol. 45. N. 12. P. 4981-4992.

95. Степанова H.H., Теплоухов С.Г., Дубинин С.Ф., Акшенцев Ю.Н., Родионов Д.П., Пархоменко В.Д. Исследование структуры кристаллов Ni3Al и (Ni,Co)3Al, выращенных по методу Бриджмена // ФММ. 2003. Т. 96. № 6. С. 84-91.

96. Blumm M, deMestral В, Eggeier G, Rezai-Aria F. The influence of crystallography and creep ductility on thermal fatigue crack initiation in nickel-base superalloys with elongated macrograins // Sei. Metall. Mater. 1995. Vol. 33. N. 5. P. 719-725.

97. Казанцева H.B, Виноградова Н.И, Степанова Н.Н, Романов Е.П, Пирогов А.Н, Винокуров Г.Г, Яковлева С.П. Структурные изменения в жаропрочном сплаве ЭП-800 при динамическом нагружении // Деформация и разрушение материалов. 2008. № 8. С. 10-16.

98. Escher С, Gottstein G. Nucleation of recrystallization in boron doped Ni3Al // Acta Matter. 1998. Vol. 46. N. 2. P. 525-539.

99. Гринберг Б.А, Сюткина В.А. Новые методы упрочнения упорядоченных сплавов. М.: Металлургия, 1985. 175 с.

100. Dirras G.F, Doi J. On the existence of supperlattice intrinsic stacking fault-superlattice extrinsic stacking fault coupled pairs in an Ll2 alloy // Phil. Mag. A. 2001. Vol. 81. N. 2. P. 467-478.

101. Виноградова Н.И, Казанцева H.B, Степанова H.H., Романов Е.П, Пирогов А.Н. Двойникование и фазовые превращения в жаропрочном сплаве ЭП-800 после динамического нагружения // МиТОМ. 2008. Т. 639. № 9. С. 28-32.

102. Казанцева Н.В. Виноградова Н.И. Степанова H.H. Электронно-микроскопическое исследование планарных дефектов в монокристалле Ni3Al после высокотемпературной деформации // Деформация и разрушение. 2010. № 9. С. 1-6.

103. Козлов Э.В, Дементьев В.М, Кормин Н.М, Штерн Д.М. Структуры и стабильность упорядоченных фаз. Томск: Изд-во Томского государственного университета, 1994.246 с.

104. Родионов Д.П, Филиппов Ю.И, Виноградова Н.И, Казанцева Н.В, Степанова H.H., Акшенцев Ю.И, Давыдов Д.И. Высокотемпературная деформация монокристаллов сплавов на основе Ni3Al // Деформация и разрушение материалов. 2009. № 8. С.31-37.

105. Родионов Д.П, Давыдов Д.И, Степанова H.H. , Пушин В.Г, Филиппов Ю.И, Виноградова Н.И, Акшенцев Ю.Н, Сазонова В. А. Деформация и разрушение монокристаллов сплавов типа ВКНА при 1100-1250°С // Физика металлов и металловедение. 2010. Т. 109. №3. С. 302-309.

106. Родионов Д.П, Филиппов Ю.И, Виноградова Н.И, Давыдов Д.И, Степанова H.H., Акшенцев Ю.Н. Влияние температуры испытаний на прочностные свойства монокристаллов ВКНА-4У в различном структурном состоянии // Сб. материалов XVIII Петер-

бургских чтений по проблемам прочности и роста кристаллов. СПб, 21-24 октября 2008.С. 84-86.

107. Родионов Д.П., Филиппов Ю.И., Виноградова Н.И., Казанцева Н.В., Акшенцев Ю.Н., Степанова H.H., Давыдов Д.И. Высокотемпературная деформация монокристаллов сплавов на основе №зА1 // Сб. материалов 47 Междунар. конф. «Актуальные проблемы прочности». Н.Новгород, 1-5 июля 2008. С. 227-230.

108. Давыдов Д.И., Степанова H.H., Деформация и разрушение монокристаллов сплавов типа ВКНА при 1100-1250°С // Сб. 10-й юбилейной молодежной школы-семинара по проблемам физики конденсированного состояния вещества. Екатеринбург: ИФМ УрО РАН, 9-15 ноября 2009. С. 160-161.

109. Ринкевич А.Б., Степанова H.H., Бурханов A.M. Акустические свойства монокристаллов Ni3Al, легированных кобальтом и ниобием // ФММ. 2006. Т. 102, вып. 6. С. 678-682.

110. Степанова H.H., Давыдов Д.И., Ничипурук А.П., Ригмант М.Б., Казанцева Н.В., Виноградова H.H., Пирогов А.Н. Структура и магнитные свойства никелевого жаропрочного сплава после высокотемпературной деформации // Физика металлов и металловедение. 2011. Т. 112. № 3. С. 328-336.

111. Stepanova N.N, Mitropolskaya S.Yu., Davidov D.I., Kazantseva N.V. Effect of Cold Rolling on the Magnetic Behavior of Ni3Al-Based Superalloy // Solid State Phenomena. 2011. Vol. 168-169. P. 185-187.

112. Степанова H.H., Давыдов Д.И., Виноградова H.H., Казанцева H.B., Романов Е.П., Яковлева С.П., Черных Д.С. Сравнительное исследование структуры никелевого жаропрочного сплава ЧС-70В после длительного нагружения и удара // Тезисы Междунар. конф. «Физика прочности и пластичности материалов». Самара, 23-25 июня 2009. С. 171.

113. Давыдов Д.И., Казанцева Н.В., Ригмант М.Б., Степанова H.H., Виноградова Н.И., Романов Е.П. Структура и магнитные свойства жаропрочных никелевых сплавов после длительной наработки и удара // Сб. 48 Междунар. конф. «Актуальные проблемы прочности». Тольятти, 15-18 сентября 2009. С. 57-59.

114. Казанцева Н.В., Давыдов Д.И., Степанова H.H., Виноградова Н.И., Романов Е.П. Структура и магнитные свойства жаропрочных никелевых сплавов после длительной наработки и удара // Сб. конф. «Физические свойства металлов и сплавов». Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 16-18 ноября 2009. С. 13.

115. Давыдов Д.И, Степанова H.H. Структура турбинной лопатки из сплава ЧС-70 после аварийного разрушения // Сб. 10-й Уральской школы-семинара металловедов-молодых ученых. Екатеринбург: УГТУ-УПИ, 7-11 декабря 2009. С. 59.

116. Давыдов Д.И, Степанова H.H., Виноградова Н.И, Казанцева Н.В, Яковлева С.П,. Черных Д.С. Влияние высокотемпературной деформации на структуру сплава ЧС-70 // Сб. 20-й Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического материаловедения сталей и сплавов». Пермь, 1-5 февраля 2010. С. 74.

117. Степанова H.H., Казанцева Н.В, Ригмант М.Б, Виноградова Н.И, Давыдов Д.И. Структура и магнитные свойства жаропрочных никелевых сплавов после деформации // Сб. 20-й Уральской школы металловедов-термистов «Актуальные проблемы физического материаловедения сталей и сплавов». Пермь, 1-5 февраля 2010. С. 75.

118. Давыдов Д.И, Степанова H.H., Митропольская С.Ю, Казанцева Н.В. Влияние холодной прокатки на магнитные свойства жаропрочного никелевого сплава // Российская школа-конференция молодых ученых в рамках конференции «Механика деформации и разрушение материалов». Екатеринбург: ИМАШ УрО РАН, 24-28 мая 2010. С. 10.

119. Stepanova N.N, Mitropolskaya S.Yu, Davidov D.I., Kazantseva N.V. The effect of cold rolling on the magnetic behavior of Ni3Al-based superalloy // IV Euro-Asian Symposium on Magnetism: Nanospintronics. (EASTMAG - 2010). Ekaterinburg, June 28 - July 2 2010. P. 309.

120. Давыдов Д.И, Митропольская С.Ю, Степанова H.H., Казанцева Н.В, Сазонова В.А. Влияние холодной прокатки на магнитные свойства сплава на основе интерме-таллида Ni3Al // XIII Междунар. симпозиум «Упорядочение в минералах и сплавах». Ростов-на-Дону, 9-15 сентября 2010. Т. 1.С. 116-118.

121. Ничипурук А.П, Ригмант М.Б, Казанцева Н.В, Давыдов Д.И. Изменение структуры и магнитных свойств турбинных лопаток из жаропрочного никелевого сплава //Сб. V Российской научно-технической конф. «Ресурс и диагностика материалов и конструкций». Екатеринбург: ИШАШ УрО РАН, 25-28 апреля 2011. С. 133.

122. Ригмант М.Б, Давыдов Д.И, Степанова H.H., Ничипурук А.П, Казанцева Н.В. Разработка метода локального контроля содержания ферромагнитных включений менее одного процента в аустенитных жаропрочных сплавах // Сб. XXV Уральской конф. «Физические методы неразрушающего контроля». Екатеринбург: ИФМ УрО РАН, 1618 мая 2011. С. 8.

123. Степанова H.H., Давыдов Д.И, Ничипурук А.П, Ригмант М.Б, Казанцева Н.В, Виноградова Н.И. Структура и магнитные свойства никелевого жаропрочного сплава

после высокотемпературной деформации // Сб. XII Междунар. конф. «Дислокационная структура и механические свойства металлов и сплавов». Екатеринбург: ИФМ УрО РАН, 13-16 июня 2011. С. 217-224.

124. Ригмант М.Б., Степанова H.H., Казанцева Н.В., Ничипурук А.П., Давыдов Д.И., Миховски М., Алексиев А. Магнитный контроль формирования структуры и свойств аустенитных сталей и сплавов после высокотемпературной деформации // Научни Известия (Болгария). 2011. Т. 19. № 1 (121). С. 7-10.

125. Ригмант М.Б., Ничипурук А.П., Корх М.К., Огнева М.С., Степанова H.H., Казанцева Н.В., Давыдов Д.И. Магнитные и электрические методы контроля фазового состава и свойств аустенитных жаропрочных сталей и сплавов после высокотемпературной деформации // Сб. XIX Всероссийской научно-технической конф. по неразрушаюгцему контролю и технической диагностике с международным участием, Самара, 6-8 сентября 2011.С. 69-70.

126. Турбины тепловых и атомных электрических станций [под ред. В.В. Фролова и А.Г. Костюка]. М.: Изд-во МЭИ, 2002. 215 с.

127. Тарасенко Ю.П., Бердник О.Б., Скуднов В.А. Изучение процессов высокотемпературной усталости в жаропрочных никелевых сплавах и разработка восстановительной термической обработки с целью регенерации структуры/Сб. трудов IV Межд. школы «Физическое металловедение». Тольятти: ТГУ, 2009. С. 54-57.

128. De Boer F.R., Schinkel C.J., Biesterbos J., Proost S. Exchange-enchanced paramagnetism and weak ferromagnetism in the Ni3Al and Ni3Ga phase // J. Appl. Phys. 1969. Vol. 40. P. 1049-1055.

129. Chowdhury S.G., Ray R.K., Jena A.K. Structural transformation in Ni3Al(B) due to cold rolling // Scr. Metall. Mater. 1995. Vol. 32. N. 9. P. 1501-1506.

130. Казанцева H.B., Ригмант М.Б., Пирогов A.H. Исследование магнитного структурно-фазового перехода при деформации никелевых суперсплавов // Физика и техника высоких давлений. 2007. Т. 17. № 1. С. 74-79.

131. Дерягин А.И., Завалишин В.А., Сагарадзе В.В., Кузнецов А.Р., Ивченко В.А., Виль-данова Н.Ф., Эфрос Б.М. Влияние состава и температуры на перераспределение легирующих элементов в процессе холодной деформации Fe-Cr-Ni сплавов // ФММ. 2008. Т. 106. С. 301-311.