Из Википедии, бесплатной энциклопедии
  (Перенаправлено с Суперсплавов )
Перейти к навигации Перейти к поиску

Лопатка турбины реактивного двигателя из жаропрочного никеля ( RB199 )

Суперсплав или сплав высокой производительности , является сплавом с возможностью работать с высокой долей его точки плавления. [1] Некоторые ключевые характеристики суперсплава - это превосходная механическая прочность , сопротивление термической деформации ползучести , хорошая стабильность поверхности и устойчивость к коррозии или окислению .

Кристаллическая структура обычно является гранецентрированной кубической (ГЦК) аустенитной . Примерами таких сплавов являются сплавы Hastelloy , Inconel , Waspaloy , Rene , Incoloy , MP98T, сплавы TMS и монокристаллические сплавы CMSX.

При разработке суперсплавов в значительной степени использовались как химические, так и технологические инновации. Суперсплавы развивают высокотемпературную прочность за счет упрочнения твердого раствора и дисперсионного упрочнения за счет выделений вторичной фазы, таких как гамма-примесь и карбиды. Стойкость к окислению или коррозии обеспечивается такими элементами, как алюминий и хром . Суперсплавы часто отливают в виде монокристалла - хотя границы зерен могут обеспечивать прочность при низких температурах, они снижают сопротивление ползучести.

В первую очередь такие сплавы применяются в авиакосмических и морских газотурбинных двигателях . Ползучесть обычно является фактором, ограничивающим срок службы лопаток газовых турбин. [2]

Суперсплавы - это материалы, которые во многом сделали возможными технологии высокотемпературного машиностроения. [3]

Химическое развитие [ править ]

Поскольку эти сплавы предназначены для высокотемпературных применений (т.е. сохраняют свою форму при температурах, близких к температуре плавления), их ползучесть и стойкость к окислению имеют первостепенное значение. Суперсплавы на основе никеля (Ni) стали предпочтительным материалом для этих применений из-за их уникальных выделений γ '. [1] [4] [ необходима страница ] Свойства этих суперсплавов на основе никеля можно до определенной степени изменять за счет добавления многих других элементов, как обычных, так и экзотических, включая не только металлы , но также металлоиды и неметаллы ; хром , железо ,кобальт , молибден , вольфрам , тантал , алюминий , титан , цирконий , ниобий , рений , иттрий , ванадий , углерод , бор или гафний являются некоторыми примерами используемых легирующих добавок. Каждое из этих добавок было выбрано для определенной цели по оптимизации свойств для применения при высоких температурах.

Сопротивление ползучести частично зависит от замедления скорости движения дислокаций внутри кристаллической структуры. В современных суперсплавах на основе Ni присутствующая фаза γ'-Ni 3 (Al, Ti) действует как барьер для движения дислокаций. По этой причине эта интерметаллическая фаза γ ' , когда она присутствует в больших объемных долях, резко увеличивает прочность этих сплавов из-за ее упорядоченной природы и высокой когерентности с матрицей γ. Химические добавки алюминия и титанаспособствовать созданию γ 'фазы. Размер γ 'фазы можно точно контролировать с помощью тщательной термообработки для дисперсионного упрочнения. Многие суперсплавы производятся с использованием двухфазной термообработки, которая создает дисперсию кубовидных частиц γ ', известную как первичная фаза, с мелкой дисперсией между ними, известной как вторичная γ'. Чтобы улучшить стойкость к окислению этих сплавов, добавлены Al, Cr, B и Y. Al и Cr образуют оксидные слои, которые пассивируют поверхность и защищают суперсплав от дальнейшего окисления, в то время как B и Y используются для улучшения адгезии этой оксидной окалины к подложке. [5]Cr, Fe, Co, Mo и Re предпочтительно разделяются на матрицу γ, в то время как Al, Ti, Nb, Ta и V предпочтительно разделяются на выделения γ ', а твердый раствор укрепляет матрицу и выделения соответственно. Помимо упрочнения твердого раствора, при наличии границ зерен выбираются определенные элементы для упрочнения границ зерен. B и Zr имеют тенденцию сегрегировать на границах зерен, что снижает энергию границ зерен и приводит к лучшей когезии и пластичности границ зерен. [6] Другая форма упрочнения границ зерен достигается за счет добавления C и карбидообразователя, такого как Cr, Mo, W, Nb, Ta, Ti или Hf, который вызывает выделение карбидов на границах зерен и тем самым уменьшает количество зерен. граничное скольжение.

Композиции из суперсплавов на основе Ni [1] [7] [8]
ЭлементДиапазон состава
(мас.%)		Цель
Ni, Fe, Co50–70%Эти элементы образуют базовую матрицу γ-фазы суперсплава. Ni необходим, потому что он также образует γ '(Ni 3 Al).
Fe и Co имеют более высокие температуры плавления, чем Ni, и обеспечивают упрочнение твердого раствора. Fe также намного дешевле, чем Ni или Co.
Cr5-20%Cr необходим для устойчивости к окислению и коррозии; образует защитный оксид Cr 2 O 3
Al0,5-6%Al является основным формирователем γ '. Он также образует защитный оксид Al 2 O 3 , который обеспечивает стойкость к окислению при более высоких температурах, чем Cr 2 O 3.
Ti1-4%Ti образует γ '
C0,05-0,2% Карбиды M C и M 23 C 6 ( M ⁠ = металл) являются упрочняющей фазой в отсутствие γ '
B, Zr0-0,1%Бор и цирконий обеспечивают прочность границ зерен. В монокристаллических лопатках турбины это несущественно, потому что нет границ зерен.
Nb0-5%Nb может образовывать γ '', упрочняющую фазу при более низких (ниже 700 ° C) температурах.
Re, W, Hf, Mo, Ta1-10%Тугоплавкие металлы, добавляемые в небольших количествах для упрочнения твердого раствора (и образования карбидов). Они тяжелые, но имеют чрезвычайно высокую температуру плавления.

Активное исследование [ править ]

В то время как суперсплавы на основе Ni являются превосходными жаропрочными материалами и оказались очень полезными, суперсплавы на основе Co потенциально обладают превосходной стойкостью к горячей коррозии, окислению и износу по сравнению с суперсплавами на основе Ni. По этой причине в течение последних нескольких лет прилагались усилия к разработке суперсплавов на основе кобальта. Несмотря на это, традиционные суперсплавы на основе Co не нашли широкого применения, поскольку они имеют более низкую прочность при высоких температурах, чем суперсплавы на основе Ni. [9] Основная причина этого заключается в том, что до недавнего времени в них отсутствовало дисперсионное упрочнение γ ', которое так важно для жаропрочных сплавов на основе никеля. Отчет 2006 г. о метастабильном интерметаллиде γ'-Co 3 (Al, W) с L1 2Структура предлагает сплавы на основе Co в качестве альтернативы традиционным суперсплавам на основе Ni. Однако об этом классе сплавов сообщалось в докторской диссертации К. С. Ли в 1971 г. [10] Двухфазная микроструктура состоит из кубовидных выделений γ ', внедренных в непрерывную матрицу γ, и поэтому морфологически идентична микроструктуре, наблюдаемой в суперсплавах на основе Ni . Как и в системе на основе Ni, существует высокая степень когерентности между двумя фазами, что является одним из основных факторов, приводящих к превосходной прочности при высоких температурах.

Это открывает путь для разработки нового класса несущих суперсплавов на основе кобальта для применения в суровых условиях окружающей среды. [11] В этих сплавах W является решающей добавкой для образования γ 'интерметаллического соединения; это делает их намного плотнее (> 9,6 г / см 3) по сравнению с суперсплавами на основе никеля. Недавно был разработан новый класс суперсплавов на основе γ - γ 'кобальта, которые не содержат W и имеют гораздо более низкую плотность, чем суперсплавы на основе никеля. [12] [13] [14] [15]В дополнение к тому факту, что многие свойства этих новых суперсплавов на основе Co могут быть лучше, чем у более традиционных сплавов на основе Ni, Co также имеет более высокую температуру плавления, чем Ni. Следовательно, если можно было бы улучшить жаропрочность, разработка новых суперсплавов на основе Co могла бы позволить повысить рабочую температуру реактивного двигателя, что приведет к повышению эффективности.

Фазообразование [ править ]

Добавление новых элементов обычно хорошо из-за упрочнения твердого раствора, но инженеры должны быть осторожны с тем, какие фазы осаждаются. Осадки можно классифицировать как геометрически плотноупакованные (GCP), фазы Франка – Каспера, топологически плотноупакованные (TCP) или карбиды. Фазы GCP обычно хороши по механическим свойствам, но фазы TCP часто вредны. Поскольку фазы TCP не являются действительно плотно упакованными, у них мало систем скольжения и они очень хрупкие. Они также плохи, потому что они «убирают» элементы из фаз GCP. Многие элементы, которые хороши для образования γ 'или обладают большим упрочнением твердого раствора, могут осаждать TCP. Инженеры должны найти баланс, который продвигает GCP, избегая при этом TCP.

Область сплава с образованием фазы TCP будет слабой, потому что [16] [17]

  • фаза TCP имеет изначально плохие механические свойства
  • фаза TCP некогерентна с γ-матрицей
  • фаза TCP окружена «зоной истощения», где нет γ '
  • фаза TCP обычно образует острую пластинку или игольчатую морфологию, которая легко зарождается в трещинах.

Основная фаза опорной точки - γ '. Из-за этой фазы почти все суперсплавы состоят из никеля. γ '- это упорядоченный L1 2 (произносится как L-один-два), что означает, что у него есть определенный атом на поверхности элементарной ячейки и определенный атом в углах элементарной ячейки. Для суперсплавов на основе Ni это обычно означает Ni на гранях и Ti или Al на углах.

Еще одна «хорошая» фаза опорной точки - это γ ''. Он также связан с γ, но растворяется при высоких температурах.

Фазы из суперсплавов [16] [17]
ФазаКлассификацияСоставСостав (ы)ПоявлениеЭффект
γматрицанеупорядоченный FCCNi, Co, Fe и другие элементы в твердом раствореФон для других осадковМатричная фаза обеспечивает пластичность и структуру для выделений.
γ 'GCPL1 2 (заказан FCC)Ni 3 (Al, Ti)кубики, округлые кубики, сферы или пластинки (в зависимости от несоответствия решеток)Основная фаза укрепления. γ 'когерентен с γ, что учитывает пластичность.
КарбидКарбидFCCm C, m 23 C 6 и m 6 C ( m  ⁠ = металл)нити, похожие на нити жемчугаКарбидов много, но все они обеспечивают дисперсионное упрочнение и стабилизацию границ зерен.
γ ''GCPD0 22 (заказан BCT)Ni 3 Nbочень маленькие дискиЭтот осадок когерентен с γ '. Это основная упрочняющая фаза в IN-718, но γ '' растворяется при высоких температурах.
ηGCPD0 24 (заказывается HCP)Ni 3 Tiможет образовывать клеточные или видманштеттенские паттерныФаза не самая плохая, но не так хороша, как у '. Это может быть полезно для контроля границ зерен
δне плотно упакованныйромбическийNi 3 Nbигольчатый (игольчатый)Основная проблема с этой фазой заключается в том, что она не связана с γ, но по своей сути не является слабой. Обычно он образуется при разложении γ '', но иногда его специально добавляют в небольших количествах для уточнения границ зерен.
σTCPчетырехгранныйFeCr, FeCrMo, CrCoудлиненные глобулыОбычно считается, что этот TCP имеет наихудшие механические свойства. [18] Это нежелательно для механических свойств.
μTCPшестиугольныйFe 2 Nb, Co 2 Ti, Fe 2 Tiглобулы или тромбоцитыНа этом этапе возникают типичные проблемы TCP. Никогда не желательно по механическим свойствам
LavesTCPромбоэдрический(Fe, Co) 7 (Mo, W) 6грубые тромбоциты ВидманштеттенаНа этом этапе возникают типичные проблемы TCP. Никогда не желательно по механическим свойствам

Семейства суперсплавов [ править ]

История и развитие суперсплавов на основе Ni [ править ]

Соединенные Штаты заинтересовались разработкой газовых турбин примерно в 1905 году. [1] В 1910-1915 годах разрабатывались аустенитные (γ-фазные) нержавеющие стали для высоких температур в газовых турбинах. К 1929 году нормой стал сплав 80Ni-20Cr с небольшими добавками Ti и Al. Хотя первые металлурги этого еще не знали, они образовывали небольшие выделения γ 'в суперсплавах на основе никеля. Эти сплавы быстро превзошли суперсплавы на основе Fe и Co, упрочненные карбидами и твердым раствором.

Хотя Cr отлично защищал сплавы от окисления и коррозии до 700 ° C, металлурги начали снижать Cr в пользу Al, который обладал стойкостью к окислению (но не стойкостью к коррозии!) При гораздо более высоких температурах. Недостаток Cr вызвал проблемы с горячей коррозией, поэтому требовалось разработать покрытия.

Примерно в 1950 году вакуумная плавка стала коммерчески доступной, что позволило металлургам создавать сплавы более высокой чистоты с более точным составом.

В 60-х и 70-х годах металлурги сместили акцент с химии сплавов на их обработку. Направленное отверждение было разработано для создания столбчатых или даже монокристаллических турбинных лопаток. Упрочнение оксидной дисперсией позволяет получить очень мелкие зерна и сверхпластичность .

Фазы из суперсплавов на основе Ni [ править ]

  • Гамма (γ): Эта фаза составляет матрицу суперсплава на основе Ni. Это твердый раствор ГЦК аустенитной фазы легирующих элементов. [18] [19] Легирующие элементы, обнаруженные в большинстве коммерческих сплавов на основе Ni, - это C, Cr, Mo, W, Nb, Fe, Ti, Al, V и Ta. Во время образования этих материалов, когда сплавы Ni охлаждают из расплава, карбиды начинают выделяться, при еще более низких температурах выделяется фаза γ '. [19] [20]
  • Гамма-примесь (γ '): Эта фаза представляет собой осадок, используемый для упрочнения сплава. Это интерметаллическая фаза на основе Ni 3 (Ti, Al), имеющая упорядоченную ГЦК- структуру L1 2 . [18] γ 'фаза когерентна с матрицей суперсплава, имеющей параметр решетки, который изменяется примерно на 0,5%. Ni 3 (Ti, Al) представляют собой упорядоченные системы с атомами Ni на гранях куба и атомами Al или Ti на гранях куба. По мере того, как частицы преципитата γ 'собираются, они уменьшают свое энергетическое состояние, выстраиваясь вдоль направлений <100>, образуя кубоидальные структуры. [19]Эта фаза имеет окно нестабильности между 600 ° C и 850 ° C, внутри которого γ 'превращается в фазу HCP η. Для применений при температурах ниже 650 ° C для упрочнения можно использовать γ-фазу [21].
Кристаллическая структура для γ "(Ni 3 Nb) (объемно-центрированная тетрагональная)
  • Гамма-двойной штрих (γ "): эта фаза обычно имеет состав Ni 3 Nb или Ni 3 V и используется для упрочнения суперсплавов на основе Ni при более низких температурах (<650 ° C) по сравнению с γ '. Кристаллическая структура γ "является объемно-центрированным тетрагональным (BCT), и фаза выделяется в виде дисков размером 60 нм на 10 нм с плоскостями (001) в γ", параллельными семейству {001} в γ. Эти анизотропные диски образуются в результате несоответствия решеток между осадком BCT и матрицей FCC . Это несоответствие решеток приводит к высоким деформациям когерентности, которые вместе с упрочнением порядка, составляют основные механизмы упрочнения. Γ "фаза нестабильна выше примерно 650 ° C. [21]
  • Карбидные фазы: образование карбидов обычно считается вредным, хотя в суперсплавах на основе никеля они используются для стабилизации структуры материала от деформации при высоких температурах. Карбиды образуются на границах зерен, препятствуя движению границ зерен. [18] [19]
  • Топологически плотно упакованные (TCP) фазы: термин «TCP-фаза» относится к любому члену семейства фаз (включая σ-фазу, χ-фазу, μ-фазу и фазу Лавеса ), которые не являются атомно-плотно упакованными. но есть несколько плотно упакованных самолетов со штабелированием HCP . Фазы TCP характеризуются своей тенденцией быть очень хрупкими и истощать γ-матрицу упрочняющих тугоплавких элементов твердого раствора (включая Cr, Co, W и Mo). Эти фазы образуются в результате кинетики после длительных периодов времени (тысячи часов) при высоких температурах (> 750 ° C). [21]

Суперсплав на основе никеля МАР-М 247 обладал очень хорошими усталостными характеристиками при температурах 800 и 900 ° C. [22]

История и развитие суперсплавов на основе кобальта [ править ]

Исторически сложилось так, что механические свойства суперсплавов на основе кобальта зависели от выделения карбида и упрочнения твердого раствора. Хотя эти механизмы упрочнения уступают дисперсионному упрочнению гамма-примесью (γ '), [1] кобальт имеет более высокую температуру плавления, чем широко распространенные в настоящее время суперсплавы на основе никеля, и обладает превосходной стойкостью к горячей коррозии и термической усталости. В результате усиленные карбидом суперсплавы на основе кобальта используются при более низких напряжениях и более высоких температурах, таких как неподвижные лопатки в газовых турбинах. [23]

Однако недавние исследования показали, что кобальт может проявлять γ'-фазу. Фактически, первое сообщение о существовании γ 'произошло в докторской диссертации 1971 г. [10], но так и не было опубликовано. Микроструктура γ / γ 'была переоткрыта и впервые опубликована в 2006 году Sato et al. [9] Эта γ 'фаза была Co 3 (Al, W). Кроме того, было обнаружено, что Mo, Ti, Nb, V и Ta делятся на γ 'фазу, тогда как Fe, Mn и Cr делятся на матрицу γ.

Следующее семейство суперсплавов на основе кобальта было открыто в 2015 году Макинени и др. Это семейство имеет аналогичную микроструктуру γ / γ ', но не содержит вольфрама и имеет γ' фазу Co 3 (Al, Mo, Nb). [12] Поскольку вольфрам является очень тяжелым элементом, исключение вольфрама делает сплавы на основе Co все более пригодными для использования в турбинах самолетов, где низкая плотность особенно важна.

Последнее обнаруженное семейство суперсплавов было предсказано расчетным путем в исследовании высокой производительности Nyshadham et al. [24] в 2017 г. и продемонстрировано в лаборатории Reyes Tirado et al. в 2018 г. [15] Эта γ 'фаза снова не содержит вольфрама и имеет состав Co 3 (Nb, V) и Co 3 (Ta, V).

Фазы из суперсплавов на основе кобальта [ править ]

  • Гамма (γ): Подобно суперсплавам на основе Ni, это фаза матрицы суперсплава. Хотя они не используются в коммерческих целях в качестве суперсплавов на основе Ni, легирующие элементы, обнаруженные в исследовательских сплавах на основе Co, - это C, Cr, W, Ni, Ti, Al, Ir и Ta. [9] [25] Хром также используется в суперсплавах на основе кобальта (иногда до 20 мас.%), Поскольку он обеспечивает стойкость к окислению и коррозии, что имеет решающее значение для материалов, используемых в газовых турбинах. [26]
  • Gamma Prime (γ '): Как и в суперсплавах на основе Ni, эта фаза представляет собой осадок, используемый для упрочнения сплава. В этом случае он обычно плотно упакован структурой L1 2 из Co 3 Ti или ГЦК Co 3 Ta, хотя было обнаружено, что и W, и Al довольно хорошо интегрируются в эти кубовидные выделения. Элементы Ta, Nb и Ti интегрируются в γ 'фазу и довольно эффективно стабилизируют ее при высоких температурах. Эта стабилизация очень важна, поскольку отсутствие стабильности является одним из ключевых факторов, делающих суперсплавы на основе кобальта более слабыми, чем их собратья на основе никеля, при повышенных температурах. [9] [27]
  • Карбидные фазы: как это часто бывает с карбидообразованием, его появление в суперсплавах на основе Co действительно обеспечивает дисперсионное твердение, но снижает низкотемпературную пластичность. [25]
  • Топологически плотноупакованные (TCP) фазы могут также появляться в некоторых разрабатываемых суперсплавах на основе кобальта, но основной задачей при разработке этих сплавов является отказ от TCP.

Фазы из суперсплавов на основе железа [ править ]

Использование сталей в жаропрочных сплавах представляет интерес, потому что некоторые стальные сплавы показали сопротивление ползучести и окислению, подобное свойствам суперсплавов на основе никеля, но при этом гораздо дешевле в производстве.

Гамма (γ): Подобно фазам, содержащимся в суперсплавах на основе Ni, сплавы на основе Fe имеют матричную фазу из аустенитного железа (FCC). Легирующие элементы, которые обычно встречаются в этих сплавах нержавеющей стали, включают: Al, B, C, Co, Cr, Mo, Ni, Nb, Si, Ti, W и Y. [28] Хотя Al вводится из-за его окислительных свойств, Добавки Al должны поддерживаться на уровне низких массовых долей (мас.%), Потому что Al стабилизирует ферритную (BCC) матрицу первичной фазы, которая является нежелательной фазой в микроструктурах суперсплавов, поскольку она уступает высокотемпературной прочности, демонстрируемой аустенитной ) первичная фазовая матрица. [29]

Гамма-примесь (γ '): Эта фаза вводится в виде выделений для упрочнения сплава. Как и в сплавах на основе Ni, выделения γ'-Ni3Al могут быть введены при правильном балансе добавок Al, Ni, Nb и Ti.

Микроструктура суперсплавов на основе железа [ править ]

Существуют два основных типа аустенитных нержавеющих сталей, которые характеризуются оксидным слоем, который образуется на поверхности стали: нержавеющая сталь, образующая хром или оксид алюминия. Нержавеющая сталь, образующая хром, является наиболее распространенным типом производимой нержавеющей стали. Однако хромоформирующие стали не демонстрируют высокого сопротивления ползучести при высоких рабочих температурах, особенно в средах с водяным паром, по сравнению с суперсплавами на основе никеля. Воздействие водяного пара при высоких рабочих температурах может привести к усилению внутреннего окисления в сплавах, образующих оксид хрома, и быстрому образованию летучих (окси) гидроксидов Cr (окси), которые могут снизить долговечность и срок службы сплава. [29]

Аустенитные нержавеющие стали, образующие глинозем, имеют однофазную матрицу из аустенитного железа (FCC) с оксидом алюминия на поверхности стали. Оксид алюминия более термодинамически устойчив к кислороду, чем окись хрома. Однако более часто фазы осадка вводят для повышения прочности и сопротивления ползучести. В стали, образующие оксид алюминия, выделяются выделения NiAl, которые действуют как резервуары алюминия для поддержания защитного слоя оксида алюминия. Кроме того, добавки Nb и Cr помогают формировать и стабилизировать оксид алюминия за счет увеличения объемной доли NiAl в осадке. [29]

Исследовательские усилия по разработке оксидообразующих суперсплавов на основе Fe показали, как минимум, 5 марок алюмообразующих аустенитных (AFA) сплавов с различными рабочими температурами при окислении на воздухе + 10% водяного пара: [30]

  • Класс AFA: (50-60) Fe- (20-25) Ni- (14-15) Cr- (2,5-3,5) Al- (1-3) Nb вес.% Основания
    • 750-800 ° C рабочие температуры при окислении на воздухе + 10% водяного пара
  • Марка AFA с низким содержанием никеля: 63Fe-12Ni-14Cr-2.5Al-0.6Nb-5Mn3Cu мас.% Основания
    • 650 ° C рабочая температура при окислении на воздухе + 10% водяного пара
  • Высокоэффективная марка AFA: (45-55) Fe- (25-30) Ni- (14-15) Cr (3,5-4,5) Al- (1-3) Nb- (0,02-0,1) Hf / Y мас.% база
    • 850-900 ° C рабочие температуры при окислении на воздухе + 10% водяного пара
  • Литой марки AFA: (35-50) Fe- (25-35) Ni-14Cr- (3,5-4) Al-1Nb вес.% Основания
    • 750-1100 ° C рабочие температуры при окислении на воздухе + 10% водяного пара, в зависимости от масс.% Ni
  • Суперсплав AFA (40-50) Fe- (30-35) Ni- (14-19) Cr- (2,5-3,5) Al-3Nb
    • 750-850 ° C рабочие температуры при окислении на воздухе + 10% водяного пара

Ожидается, что рабочие температуры с окислением на воздухе и без водяного пара будут выше. Кроме того, было показано, что суперсплав марки AFA демонстрирует сопротивление ползучести, приближающееся к сопротивлению ползучести сплава UNS N06617 на основе никеля.

Микроструктура суперсплавов [ править ]

В чистой фазе Ni 3 Al атомы алюминия расположены в вершинах кубической ячейки и образуют подрешетку A. Атомы никеля расположены в центрах граней и образуют подрешетку B. Фаза не является строго стехиометрической . В одной из подрешеток может быть избыток вакансий, что приводит к отклонениям от стехиометрии. Подрешетки A и B γ'-фазы могут растворять значительную часть других элементов. Легирующие элементы также растворяются в γ-фазе. Γ'-фаза упрочняет сплав по необычному механизму, называемому аномалией предела текучести . Дислокации диссоциируют в γ'-фазе, что приводит к образованию противофазной границы.. При повышенной температуре свободная энергия, связанная с противофазной границей (APB), значительно уменьшается, если она лежит в определенной плоскости, которая по совпадению не является допустимой плоскостью скольжения. Один набор частичных дислокаций, ограничивающих поперечное скольжение APB, скользит так, что APB лежит на плоскости с низкой энергией, и, поскольку эта плоскость с низкой энергией не является разрешенной плоскостью скольжения, диссоциированная дислокация теперь эффективно заблокирована. Благодаря этому механизму предел текучести γ'-фазы Ni 3 Al фактически увеличивается с температурой примерно до 1000 ° C, что придает суперсплавам их непревзойденную в настоящее время жаропрочность.

Первоначальный выбор материала для лопаток в газотурбинных двигателях включал такие сплавы, как сплавы серии Nimonic в 1940-х годах. [4] [ необходима страница ] Ранняя серия Нимоник включала выделения γ 'Ni 3 (Al, Ti) в γ-матрице, а также различные карбиды металл-углерод (например, Cr 23 C 6 ) на границах зерен [31] для дополнительная прочность границ зерен. Компоненты лопаток турбины выковывались до тех пор, пока в 1950-х годах не были внедрены технологии вакуумного индукционного литья . [4] [ необходимая страница ]Этот процесс значительно улучшил чистоту, уменьшил количество дефектов и увеличил прочность и температурную стойкость материала.

Современные суперсплавы были разработаны в 1980-х годах. Суперсплавы первого поколения включали повышенное содержание алюминия , титана , тантала и ниобия для увеличения объемной доли γ 'в этих сплавах. Примеры суперсплавов первого поколения: PWA1480, René N4 и SRR99. Кроме того, объемная доля выделений γ 'увеличилась примерно до 50–70% с появлением методов отверждения монокристаллов или монокристаллов (см. Методику Бриджмена).) для суперсплавов, которые позволяют полностью удалить границы зерен при отливке. Поскольку материал не содержал границ зерен, карбиды не требовались как укрепляющие границы зерен и, таким образом, были исключены. [4] [ необходима страница ]

В суперсплавы второго и третьего поколения введено примерно 3 и 6 мас.% Рения для повышения температурной стойкости. Re является медленным диффузором и обычно разделяется на матрицу γ, уменьшая скорость диффузии (и, следовательно, высокотемпературную ползучесть ) и улучшая высокотемпературные характеристики и повышая рабочие температуры на 30 ° C и 60 ° C в суперсплавах второго и третьего поколения соответственно. . [32] Re также способствует образованию рафтов γ 'фазы (в отличие от кубовидных выделений). Наличие плотов может снизить скорость ползучести в степенном режиме.(контролируемый подъемом дислокации), но также может потенциально увеличить скорость ползучести, если доминирующим механизмом является сдвиг частиц. Кроме того, Re имеет тенденцию способствовать образованию хрупких фаз TCP , что привело к стратегии восстановления Co, W, Mo и особенно Cr. По этой причине более молодые поколения суперсплавов на основе Ni имеют значительно пониженное содержание Cr, однако с уменьшением Cr происходит снижение стойкости к окислению . В настоящее время используются передовые методы нанесения покрытий, чтобы компенсировать потерю стойкости к окислению, сопровождающую снижение содержания Cr. [21] [33]Примеры суперсплавов второго поколения включают PWA1484, CMSX-4 и René N5. Сплавы третьего поколения включают CMSX-10 и René N6. Были разработаны суперсплавы четвертого, пятого и даже шестого поколения, которые включают добавки рутения , что делает их еще более дорогими, чем Re-содержащие сплавы предыдущего поколения. Влияние Ru на продвижение фаз TCP не определено. В ранних сообщениях было установлено, что Ru снижает пересыщение Re в матрице и тем самым снижает восприимчивость к образованию фазы TCP. [34]Более поздние исследования отметили противоположный эффект. Чен и др. Обнаружили, что в двух сплавах, значительно различающихся только содержанием Ru (USTB-F3 и USTB-F6), добавление Ru увеличивает как коэффициент распределения, так и пересыщение в γ-матрице Cr и Re, и тем самым способствовал образованию фаз TCP. [35]

Современная тенденция - избегать очень дорогих и очень тяжелых элементов. Примером может служить сталь Eglin , бюджетный материал с ограниченным температурным диапазоном и химической стойкостью. Он не содержит рения или рутения, а содержание никеля в нем ограничено. Чтобы снизить затраты на изготовление, он был химически разработан для плавки в ковше (хотя и с улучшенными свойствами в вакуумном тигле). Кроме того, перед термообработкой возможна обычная сварка и литье. Первоначальная цель заключалась в производстве недорогих корпусов бомб с высокими эксплуатационными характеристиками, но этот материал оказался широко применимым в конструкциях, включая броню.

Монокристаллические суперсплавы [ править ]

Монокристаллические суперсплавы (суперсплавы SX или SC) формируются в виде монокристалла с использованием модифицированной версии метода направленной кристаллизации, поэтому в материале отсутствуют границы зерен . Механические свойства большинства других сплавов зависят от наличия границ зерен, но при высоких температурах они будут участвовать в ползучести и должны быть заменены другими механизмами. Во многих таких сплавах островки упорядоченной интерметаллической фазы находятся в матрице неупорядоченной фазы, причем все они имеют одну и ту же кристаллическую решетку. Это аппроксимирует закрепление дислокаций на границах зерен без введения какого-либо аморфного твердого тела в структуру.

Монокристаллические суперсплавы (SX) находят широкое применение в турбинах высокого давления авиационных и промышленных газотурбинных двигателей благодаря уникальному сочетанию свойств и характеристик. С момента внедрения технологии литья монокристаллов разработка сплава SX была сосредоточена на повышенных температурах, а значительные улучшения характеристик сплава были связаны с введением новых легирующих элементов, включая рений (Re) и рутений (Ru). [36]

С увеличением температуры на входе в турбину важно получить фундаментальное понимание физических явлений, происходящих во время деформации ползучести монокристаллических жаропрочных сплавов в таких экстремальных условиях (то есть при высокой температуре и высоком напряжении). Поведение монокристалла суперсплава при деформации ползучести сильно зависит от температуры, напряжения, ориентации и сплава. Для монокристаллического суперсплава существует 3 различных режима деформации ползучести при различных температурах и напряжениях: рафтинг, третичный и первичный. [37] [ необходима страница ]При низкой температуре (~ 750 ° C) сплавы SX проявляют преимущественно первичную ползучесть. Matan et al. пришли к выводу, что степень первичной деформации ползучести сильно зависит от угла между осью растяжения и границей симметрии <001> / <011>. [38] При температуре выше 850 ° C преобладает третичная ползучесть, которая способствует деформационному смягчению. [4] [ необходима страница ] Когда температура превышает 1000 ° C, преобладает эффект рафтинга, когда кубические частицы превращаются в плоские формы под действием растягивающего напряжения [39]Плоты также будут формироваться перпендикулярно оси растяжения, поскольку γ-фаза транспортируется из вертикальных каналов в горизонтальные. После проведения неаксиальной деформации ползучести ориентированного <001> монокристаллического суперсплава CMSX-4 при 1105 ° C и 100 МПа Reed et al. установил, что рафтинг полезен для жизни ползучести, поскольку он задерживает развитие деформации ползучести. Кроме того, рафтинг будет происходить быстро и подавлять накопление деформации ползучести до тех пор, пока не будет достигнута критическая нагрузка. [40]

Окисление в суперсплавах [ править ]

Для суперсплавов, работающих при высоких температурах и подверженных воздействию агрессивных сред, окислительные свойства имеют первостепенное значение. Окисление включает химические реакции легирующих элементов с кислородом с образованием новых оксидных фаз, обычно на поверхности металла. Если его не смягчить, окисление может со временем разрушить сплав различными способами, в том числе: [41] [42]

  • последовательное окисление, растрескивание и отслоение поверхности, ведущее к эрозии сплава с течением времени.
  • охрупчивание поверхности за счет введения оксидных фаз, способствующих образованию трещин и усталостному разрушению
  • обеднение ключевыми легирующими элементами, влияющее на механические свойства суперсплава и, возможно, ставящее под угрозу его характеристики.

Основная стратегия, используемая для ограничения этих вредных процессов, называется избирательным окислением. Проще говоря, сплав разработан таким образом, что соотношение легирующих элементов способствует образованию определенной оксидной фазы, которая затем может действовать как барьер для дальнейшего окисления. Чаще всего в этой роли используются алюминий и хром , поскольку они образуют относительно тонкие и непрерывные оксидные слои оксида алюминия (Al2O3) и хрома (Cr2O3) соответственно. Кроме того, они обладают низкой диффузионной способностью к кислороду., эффективно останавливая дальнейшее окисление под этим слоем. В идеальном случае окисление проходит в 2 стадии. Во-первых, кратковременное окисление включает превращение различных элементов, особенно большинства элементов (например, никеля или кобальта). Переходное окисление продолжается до тех пор, пока избирательное окисление жертвенного элемента не образует полный барьерный слой. [41]

Защитный эффект избирательного окисления может быть подорван множеством механизмов. Непрерывность тонкого жертвенного оксидного слоя может быть нарушена из-за механического разрушения из-за напряжения или может быть нарушена в результате кинетики окисления (например, если диффузия кислорода слишком быстрая). Если слой не сплошной, его эффективность в качестве диффузионного барьера для кислорода значительно снижается. На стабильность оксидного слоя также сильно влияет присутствие других неосновных элементов. Например, добавление бора , кремния и иттрия к суперсплавам способствует адгезии оксидного слоя., уменьшая растрескивание и сохраняя целостность защитного оксидного слоя. [43]

Окисление - это только самая основная форма химического разложения суперсплавов. Более сложные процессы коррозии обычны, когда рабочая среда включает соли и соединения серы, или в химических условиях, которые резко меняются с течением времени. Эти проблемы, а также проблемы основного окисления часто решаются с помощью тонких покрытий.

Обработка суперсплавов [ править ]

Исторические достижения в области обработки суперсплавов привели к значительному повышению рабочих температур суперсплавов . Изначально суперсплавы производились на основе железа и подвергались холодной деформации до 1940-х годов. В 1940-х годах литье по выплавляемым моделям сплавов на основе кобальта значительно повысило рабочие температуры. Развитие вакуумной плавки в 1950-х годах позволило очень точно контролировать химический состав суперсплавов и снизить загрязнение, что, в свою очередь, привело к революции в таких технологиях обработки, как направленная кристаллизация сплавов и монокристаллических суперсплавов. [44] [ необходима страница ]

В газотурбинном двигателе присутствует много форм суперсплава, и методы обработки широко варьируются в зависимости от необходимых свойств каждой конкретной детали.

Литье и ковка [ править ]

Литье и ковка - традиционные методы металлургической обработки, которые можно использовать для производства как поликристаллических, так и монокристаллических продуктов. Поликристаллические отливки, как правило, обладают более высоким сопротивлением разрушению, тогда как монокристаллические отливки имеют более высокое сопротивление ползучести.

В реактивных турбинных двигателях используются как поли, так и монокристаллические компоненты, чтобы использовать их индивидуальные преимущества. Диски турбины высокого давления, находящиеся возле центральной ступицы двигателя, поликристаллические. Лопатки турбины, которые радиально входят в корпус двигателя, испытывают гораздо большую центростремительную силу, что требует сопротивления ползучести. В результате лопатки турбины обычно монокристаллические или поликристаллические с предпочтительной ориентацией кристаллов.

Литье по выплавляемым моделям [ править ]

Литье по выплавляемым моделям - это метод металлургической обработки, при котором изготавливается восковая форма, которая используется в качестве шаблона для керамической формы. Вкратце, керамическую форму заливают вокруг восковой формы, восковую форму расплавляют из керамической формы, и расплавленный металл заливают в пустоту, оставленную воском. Это приводит к тому, что металлическая форма имеет ту же форму, что и исходная восковая форма. Литье по выплавляемым моделям приводит к получению поликристаллического конечного продукта, поскольку зарождение и рост кристаллических зерен происходит во многих местах по всей твердой матрице. Обычно поликристаллический продукт не имеет предпочтительной ориентации зерен.

Направленное затвердевание [ править ]

Схема направленного затвердевания

Направленная кристаллизация использует температурный градиент, чтобы способствовать зарождению металлических зерен на низкотемпературной поверхности, а также способствовать их росту вдоль температурного градиента. Это приводит к удлинению зерен вдоль температурного градиента и к значительно большему сопротивлению ползучести, параллельному направлению длинных зерен. В поликристаллических турбинных лопатках направленное затвердевание используется для ориентации зерен параллельно центростремительной силе. Это также известно как дендритное затвердевание.

Рост монокристалла [ править ]

Рост монокристалла начинается с затравочного кристалла, который используется для темплатного роста более крупного кристалла. Общий процесс длительный, и после выращивания монокристалла необходима дополнительная обработка путем механической обработки.

Порошковая металлургия [ править ]

Порошковая металлургия - это класс современных технологий обработки, в которых металлы сначала преобразуются в порошкообразную форму, а затем придают желаемую форму путем нагрева до температуры ниже точки плавления. Это отличается от литья, которое происходит с расплавленным металлом. В производстве суперсплавов часто используется порошковая металлургия из-за ее материальной эффективности - обычно гораздо меньше металлолома необходимо обрабатывать отдельно от конечного продукта - и ее способности облегчить механическое легирование. Механическое легирование - это процесс, при котором армирующие частицы включаются в матричный материал суперсплава путем повторного разрушения и сварки. [45] [ неудачная проверка ]

Спекание и горячее изостатическое прессование [ править ]

Спекание и горячее изостатическое прессование - это методы обработки, используемые для уплотнения материалов из неплотно упакованного « сырого тела » в твердый объект с физически объединенными зернами. Спекание происходит ниже точки плавления и вызывает слияние соседних частиц на их границах, что приводит к прочной связи между ними. При горячем изостатическом прессовании спеченный материал помещают в сосуд высокого давления и сжимают со всех сторон (изостатически) в инертной атмосфере, чтобы повлиять на уплотнение. [46]

Аддитивное производство [ править ]

Селективное лазерное плавление (также известное как сплавление в порошковой подложке ) - это процедура аддитивного производства, используемая для создания сложных детализированных форм из файла CAD. В САПР создается фигура, которая затем преобразуется в срезы. Эти срезы отправляются на лазерный писатель для печати конечного продукта. Вкратце, готовится слой металлического порошка, и в этом слое порошка формируется первый слой CAD-конструкции с помощью высокоэнергетического лазера, спекающего частицы вместе. После создания этого первого ломтика слой порошка перемещается вниз, и новая партия металлического порошка катится поверх ломтика. Затем второй слой спекается лазером, и процесс повторяется до тех пор, пока все срезы в файле CAD не будут обработаны. [47]Из-за природы многих процессов аддитивного производства пористость может присутствовать в продуктах, изготовленных путем селективного лазерного плавления. Многие продукты часто подвергаются термообработке или горячему изостатическому прессованию для уплотнения продукта и уменьшения пористости, которая может привести к растрескиванию. [48]

Покрытие суперсплавов [ править ]

В современной газовой турбине температура на входе в турбину (~ 1750K) превысила начальную температуру плавления суперсплавов (~ 1600K) с помощью инженерии поверхности. В таких экстремальных условиях работы квалификация покрытия становится жизненно важной. [49] [ необходима страница ]

Различные виды покрытий [ править ]

Исторически сложилось так, что было разработано три «поколения» покрытий: диффузионные покрытия, поверхностные покрытия и термобарьерные покрытия. Диффузионные покрытия, состоящие в основном из алюминия или платины, по-прежнему являются наиболее распространенной формой защиты поверхности. Для дальнейшего повышения стойкости к коррозии и окислению на поверхность жаропрочных сплавов наносят покрытия на основе MCrAlX (M = Ni или Co, X = Y, Hf, Si). По сравнению с диффузионными покрытиями, накладываемые покрытия менее зависят от состава подложки, но также более дороги, так как они должны выполняться воздушным или вакуумно-плазменным напылением (APS / VPS) [50] [ требуется страница ] или электронным пучком. физическое осаждение из паровой фазы (EB-PVD). [51]Термобарьерные покрытия на сегодняшний день обеспечивают наилучшее повышение рабочей температуры и срока службы покрытия. Подсчитано, что современные ТВП толщиной 300 мкм, если их использовать в сочетании с полым компонентом и охлаждающим воздухом, могут снизить температуру поверхности металла на несколько сотен градусов. [52]

Теплоизоляционные покрытия [ править ]

Термобарьерные покрытия (TBC) широко используются на поверхности суперсплавов как в коммерческих, так и в военных газотурбинных двигателях для увеличения срока службы компонентов и производительности двигателя. [53]Покрытие толщиной около 1-200 мкм может снизить температуру на поверхности суперсплава до 200 К. TBC на самом деле представляют собой систему покрытий, состоящую из связующего слоя, термически выращенного оксида (TGO) и термоизолирующего керамического верхнего покрытия. В большинстве случаев связующее покрытие представляет собой либо MCrAlY (где M = Ni или NiCo), либо покрытие из модифицированного Pt алюминида. Плотное связующее покрытие требуется для защиты подложки из жаропрочного сплава от окисления и горячей коррозии, а также для образования адгезионного, медленно растущего TGO на ее поверхности. TGO образуется в результате окисления алюминия, содержащегося в связующем покрытии. Текущий теплоизоляционный слой (первого поколения) состоит из 7 мас.% Оксида циркония, стабилизированного оксидом иттрия.(7YSZ) с типичной толщиной 100–300 мкм. Оксид циркония, стабилизированный оксидом иттрия, используется из-за его низкой теплопроводности (2,6 Вт / мК для полностью плотного материала), относительно высокого коэффициента теплового расширения и хорошей устойчивости к высоким температурам. Процесс осаждения из паровой фазы с направленным электронным пучком (EB-DVD), используемый для нанесения TBC на аэродинамические поверхности турбины, дает столбчатую микроструктуру с несколькими уровнями пористости. Пористость между колоннами имеет решающее значение для обеспечения устойчивости к деформации (благодаря очень низкому модулю упругости в плоскости), поскольку в противном случае она может выкрашиваться при термоциклировании из-за несоответствия теплового расширения подложке из жаропрочного сплава. Пористость в колоннах снижает теплопроводность покрытия.

Бонд пальто [ править ]

Связующее покрытие прикрепляет термобарьерное покрытие к подложке из жаропрочного сплава. Кроме того, связующее покрытие обеспечивает защиту от окисления и действует как диффузионный барьер против движения атомов подложки в окружающую среду. Существует пять основных типов связующих покрытий: алюминиды, алюминиды платины, MCrAlY, кобальт-керметы и никель-хромовые. Для покрытий на алюминидной связке окончательный состав и структура покрытия зависят от состава основы. Алюминиды также не обладают пластичностью при температуре ниже 750 ° C и обладают ограниченной термомеханической усталостной прочностью. Алюминиды Pt очень похожи на покрытия на алюминидной связке, за исключением слоя Pt (5-10 мкм), нанесенного на лезвие. Считается, что Pt способствует адгезии оксидов и способствует горячей коррозии.Стоимость Pt-покрытия оправдана увеличенным сроком службы лезвия. MCrAlY - это последнее поколение связующего покрытия, которое не сильно взаимодействует с подложкой. Покрытия MCrAlY, обычно наносимые плазменным напылением, представляют собой вторичные образователи оксида алюминия. Это означает, что покрытия образуют внешний слой оксида хрома (хрома) и слой вторичного оксида алюминия (оксид алюминия) под ним. Эти оксидные образования возникают при высоких температурах в диапазоне температур, с которыми обычно встречаются суперсплавы.Эти оксидные образования возникают при высоких температурах в диапазоне температур, с которыми обычно встречаются суперсплавы.Эти оксидные образования возникают при высоких температурах в диапазоне температур, с которыми обычно встречаются суперсплавы.[54] Оксид хрома обеспечивает стойкость к окислению и горячей коррозии. Оксид алюминия контролирует механизмы окисления, ограничивая рост оксида путем самопассивирования. Иттрий усиливает адгезию оксида к подложке и ограничивает рост границ зерен (что может привести к отслаиванию покрытия). [55] Исследования показывают, что добавление рения и тантала увеличивает стойкость к окислению.Покрытия на основе кобальта и кермета, состоящие из таких материалов, как карбид вольфрама / кобальта, могут использоваться благодаря превосходной стойкости к истиранию, коррозии, эрозии и нагреванию. [56] [ требуется полная ссылка ] Эти металлокерамическиеПокрытия хорошо себя чувствуют в ситуациях, когда температура и повреждение от окисления являются серьезной проблемой, например, в котлах. Одним из уникальных преимуществ покрытий из кобальтового кермета является минимальная потеря массы покрытия с течением времени из-за прочности карбидов в смеси. В целом, керметные покрытия полезны в ситуациях, когда механические требования равны химическим требованиям для суперсплавов. Никель-хромовые покрытия чаще всего используются в котлах, работающих на ископаемом топливе , электрических печах и печах для сжигания отходов, где необходимо учитывать опасность окислителей и коррозионных соединений в парах. [57]Конкретный метод нанесения покрытия распылением зависит от состава покрытий. Никель-хромовые покрытия, которые также содержат железо или алюминий, работают намного лучше (с точки зрения коррозионной стойкости) при напылении и лазерном глазуровании, в то время как покрытия из чистого хрома-никеля лучше работают только при термическом напылении. [58]

Технологические методы нанесения покрытий [ править ]

На изделия из суперсплавов, которые подвергаются воздействию высоких рабочих температур и агрессивной атмосферы (например, область турбин высокого давления реактивных двигателей), наносятся различные покрытия . Применяются несколько видов процесса нанесения покрытия: процесс пакетной цементации, нанесение покрытия в газовой фазе (оба типа химического осаждения из паровой фазы (CVD)), термическое напыление и физическое осаждение из паровой фазы . В большинстве случаев после нанесения покрытия приповерхностные области деталей обогащаются алюминием, при этом матрица покрытия представляет собой алюминид никеля .

Процесс цементирования упаковки [ править ]

Пакетная цементация - это широко используемый метод химического осаждения из паровой фазы, который заключается в погружении покрываемых компонентов в смесь металлического порошка и активаторов галогенида аммония и их герметизации в реторте. Все устройство помещается в печь и нагревается в защитной атмосфере до температуры ниже нормальной для диффузии из-за химической реакции галогенидных солей, которая вызывает эвтектическую связь между двумя металлами. Новый поверхностный сплав, который образуется в результате термодиффузионной миграции ионов, имеет металлургическую связь с поверхностной подложкой и настоящий интерметаллический слой, обнаруженный в гамма-слое новых поверхностных сплавов.

Традиционный пакет состоит из четырех компонентов:

Подложка или детали - Порошковый сплав черных и цветных металлов (Ti и / или Al, Si и / или Zn, B и / или Cr) Активатор галогенидной соли - Галогенид аммония Относительно инертный порошок наполнителя (Al2O3, SiO2 или SiC) Температуры ниже (750 ° C) Этот процесс включает, но не ограничивается:

Алюминирование Хромирование Силиконизация Шерардизация Боронизация Титанизация

За последние 10 лет Pack Cementation возродился, поскольку он комбинируется с другими химическими процессами, чтобы еще больше снизить температуры металлических комбинаций и придать интерметаллические свойства различным комбинациям сплавов для обработки поверхности.

Термическое напыление [ править ]

Термическое напыление - это процесс нанесения покрытий путем нагревания исходного материала материала-прекурсора и его распыления на поверхность. В зависимости от желаемого размера частиц, толщины покрытия, скорости распыления, желаемой площади и т. Д. Используются различные конкретные методы. [59] [ требуется полная ссылка ] Покрытия, наносимые термическим напылением любого типа, однако, зависят от адгезии к поверхности. В результате перед нанесением термического покрытия поверхность суперсплава должна быть очищена и подготовлена, обычно отполирована. [60]

Плазменное напыление [ править ]

Из различных методов термического напыления одним из наиболее идеальных и часто используемых методов покрытия суперсплавов является плазменное напыление. Это связано с универсальностью используемых покрытий и высокотемпературными характеристиками покрытий, нанесенных плазменным напылением. [61] Плазменное напыление позволяет обрабатывать очень широкий спектр материалов, гораздо больше, чем другие методы. Пока разница между температурами плавления и разложения превышает 300 Кельвинов, материал можно расплавить и нанести в качестве покрытия с помощью плазменного напыления. [62] [ необходима страница ]

Газофазное покрытие [ править ]

Этот процесс осуществляется при более высоких температурах, около 1080 ° C. Материал покрытия обычно загружается на специальные лотки без физического контакта с покрываемыми деталями. Смесь для покрытия содержит активный материал покрытия и активатор, но обычно не содержит теплового балласта. Как и в процессе цементирования насадки, газообразный хлорид (или фторид) алюминия переносится на поверхность детали. Однако в этом случае диффузия направлена ​​вовне. Такое покрытие также требует диффузионной термообработки.

Механизмы разрушения в системах термобарьерных покрытий [ править ]

Отказ термобарьерного покрытия обычно проявляется в виде расслоения, которое возникает из-за температурного градиента во время термоциклирования между температурой окружающей среды и рабочими условиями в сочетании с разницей в коэффициенте теплового расширения подложки и покрытия. Покрытие редко выходит из строя полностью - некоторые его части остаются неповрежденными, и наблюдается значительный разброс времени до разрушения, если испытание повторяется в идентичных условиях. [4] [ Требуется страница ] Существуют различные механизмы разрушения термобарьерного покрытия [63] [64], и некоторые или все из них должны сработать до того, как произойдет окончательный отказ:

  • Окисление на границе раздела термобарьерного покрытия и нижележащего связующего слоя; [65]
  • Истощение запасов алюминия в связующем покрытии из-за окисления [66] и диффузии с подложкой; [67]
  • Термические напряжения из-за несоответствия коэффициента теплового расширения и напряжения роста из-за образования термически выращенного оксидного слоя; [68]
  • Дефекты вблизи термически выращенного оксидного слоя; [69] [70] [71]
  • Различные другие факторы, усложняющие работу двигателя. [72] [73] [74] [75] [76]

Кроме того, срок службы TBC очень зависит от комбинации используемых материалов (подложка, связующее покрытие, керамика) и процессов (EB-PVD, плазменное напыление).

Приложения [ править ]

Суперсплавы на основе никеля используются в несущих конструкциях до наивысшей гомологической температуры среди всех распространенных систем сплавов (Tm = 0,9, или 90% от их точки плавления). К числу наиболее сложных областей применения конструкционных материалов относятся области применения в горячих частях газотурбинных двигателей. Превосходство суперсплавов отражается в том факте, что в настоящее время они составляют более 50% веса современных авиационных двигателей. Широкое использование суперсплавов в газотурбинных двигателях в сочетании с тем фактом, что термодинамический КПД газотурбинных двигателей увеличивается с повышением температуры на входе в турбину, отчасти послужило мотивацией для увеличения максимальной температуры использования суперсплавов. Фактически, за последние 30 лет температурная способность профиля турбины увеличивалась в среднем примерно на 4 ° F (2,2 ° C) в год.Это увеличение стало возможным благодаря двум основным факторам:

  1. Передовые методы обработки, которые улучшили чистоту сплава (таким образом, повысили надежность) и / или позволили производить индивидуальные микроструктуры, такие как направленно отвержденный или монокристаллический материал.
  2. Разработка сплава, приводящая к материалам с более высокой температурой эксплуатации, в основном за счет добавления тугоплавких элементов, таких как Re, W, Ta и Mo.

Около 60% повышения температуры использования произошло из-за передовых концепций охлаждения; 40% - за счет материальных улучшений. Современные температуры поверхности лопаток турбины составляют около 2100 ° F (1150 ° C); наиболее жесткие комбинации напряжения и температуры соответствуют средней температуре металла в объеме, приближающейся к 1830 ° F (1000 ° C).

Хотя суперсплавы на основе никеля сохраняют значительную прочность до температур около 1800 ° F (980 ° C), они, как правило, подвержены воздействию окружающей среды из-за присутствия реактивных легирующих элементов (которые обеспечивают их жаропрочность). Поверхностное воздействие включает окисление, горячую коррозию и термическую усталость. В наиболее сложных областях применения, таких как лопатки и лопатки турбины, суперсплавы часто покрываются покрытием для повышения устойчивости к окружающей среде. [18]

Как правило, высокотемпературные материалы необходимы для преобразования энергии и производства энергии. В этих энергетических приложениях желательна максимальная эффективность преобразования энергии, чего можно достичь за счет повышения рабочих температур, как описано в цикле Карно. Поскольку эффективность Карно ограничивается разницей температур между горячим и холодным резервуарами, более высокие рабочие температуры приводят к более высокой эффективности преобразования энергии. Рабочие температуры ограничены характеристиками современных суперсплавов, и в настоящее время большинство приложений работают при температуре около 1000–1400 ° C. Энергетические приложения и их компоненты из суперсплавов включают: [77]

  • Газовые турбины (лопатки турбин)
  • Солнечные тепловые электростанции (стержни из нержавеющей стали, содержащие нагретую воду)
  • Паровые турбины (лопатки турбины и корпус котла)
  • Теплообменники для систем ядерных реакторов

Нержавеющие стали, образующие глинозем, можно обрабатывать плавлением и разливкой в ​​ковше, аналогично производству более распространенных сталей. По сравнению с процессами вакуумного литья, разливка в ковше намного дешевле. Кроме того, было показано, что нержавеющая сталь, образующая оксид алюминия, поддается сварке и имеет потенциал для использования в высокоэффективных автомобильных приложениях, например, для высокотемпературных выхлопных трубопроводов, а также для улавливания и повторного использования тепла.

Исследование и разработка новых суперсплавов [ править ]

Доступность суперсплавов в течение последних десятилетий привела к постоянному повышению температуры на входе в турбину, и ожидается, что эта тенденция сохранится. Sandia National Laboratories изучает новый метод изготовления суперсплавов, известный как радиолиз . Он представляет собой совершенно новую область исследований по созданию сплавов и суперсплавов с помощью синтеза наночастиц . Этот процесс перспективен как универсальный метод образования наночастиц . Развивая понимание фундаментальных наук о материалах, лежащих в основе этих образований наночастиц, есть предположение, что можно было бы расширить исследования в других аспектах суперсплавов.

Изготовление сплавов этим методом может иметь значительные недостатки. Примерно половина жаропрочных сплавов используется там, где рабочая температура близка к температуре плавления сплава. Поэтому обычно используют монокристаллы. Вышеупомянутый метод позволяет получать поликристаллические сплавы с недопустимым уровнем ползучести.

Ожидается, что будущие парадигмы в разработке сплавов будут сосредоточены на снижении веса и улучшении стойкости к окислению и коррозии при сохранении прочности сплава. Кроме того, с ростом спроса на турбинные лопатки для выработки электроэнергии, еще одним направлением разработки сплавов является снижение стоимости суперсплавов.

В настоящее время ведутся исследования и разработки новых сплавов нержавеющей стали из-за более низких затрат на производство таких сплавов, а также из-за необходимости в аустенитной нержавеющей стали с устойчивостью к высокотемпературной коррозии в средах с водяным паром. Исследования сосредоточены на повышении предела прочности на разрыв, ударной вязкости и сопротивления ползучести при высоких температурах, чтобы конкурировать с суперсплавами на основе никеля. [30]

Окриджская национальная лаборатория активно разрабатывает новый класс алюмообразующей аустенитной нержавеющей стали для использования в высокотемпературных применениях. Первоначальные исследования показали аналогичную стойкость к ползучести и коррозии при 800 ° C, что и у других аустенитных сплавов, включая суперсплавы на основе Ni. [30]

Разработка суперсплавов AFA с содержанием никеля 35 мас.% Показала возможность использования при рабочих температурах до 1100 ° C. [30]

См. Также [ править ]

  • Сплав оксидно-дисперсионно-упрочненный
  • Алюминид титана

Ссылки [ править ]

  1. ^ а б в г е Симс, Коннектикут (1984). «История металлургии суперсплавов для металлургов суперсплавов». Суперсплавы 1984 (Пятый международный симпозиум) . С. 399–419. DOI : 10.7449 / 1984 / Superalloys_1984_399_419 .
  2. ↑ Картер, Тим Дж (апрель 2005 г.). «Распространенные отказы лопаток газовых турбин». Инженерный анализ отказов . 12 (2): 237–247. DOI : 10.1016 / j.engfailanal.2004.07.004 .
  3. Перейти ↑ Sims, CT (1984). «История металлургии суперсплавов для металлургов суперсплавов». Суперсплавы 1984 (Пятый международный симпозиум) . С. 399–419. DOI : 10.7449 / 1984 / Superalloys_1984_399_419 .
  4. ^ Б с д е е Рид, Р. С (2008). Суперсплавы: основы и применение . Кембридж: Издательство Кембриджского университета. ISBN 9780521070119.
  5. ^ Klein, L .; Shen, Y .; Киллиан, MS; Виртанен, С. (2011). «Влияние B и Cr на поведение при высокотемпературном окислении новых суперсплавов на основе кобальта, упрочненных γ / γ». Коррозионная наука . 53 (9): 2713–720. DOI : 10.1016 / j.corsci.2011.04.020 .
  6. ^ Синагава, К .; Омори, Тошихиро; Оикава, Кацунари; Кайнума, Рёске; Исида, Киёхито (2009). «Повышение пластичности путем добавления бора в жаропрочные сплавы Co – Al – W». Scripta Materialia . 61 (6): 612–15. DOI : 10.1016 / j.scriptamat.2009.05.037 .
  7. ^ Giamei, Энтони (сентябрь 2013). «Разработка монокристаллических суперсплавов: краткая история» . Передовые материалы и процессы : 26–30 - через asminternational.
  8. ^ Акча, Энес; Гурсель, Али (2015). «Обзор суперсплавов и суперсплава INCONEL на основе никеля IN718» . Технические и естественные науки . 3 (1): 15–27 - через pen.ius.edu.ba.
  9. ^ а б в г Сато, J (2006). «Жаропрочные сплавы на основе кобальта». Наука . 312 (5770): 90–91. Bibcode : 2006Sci ... 312 ... 90S . DOI : 10.1126 / science.1121738 . PMID 16601187 . S2CID 23877638 .  
  10. ^ а б Ли, CS (1971). Характеристики дисперсионного твердения тройных сплавов кобальт - алюминий - X (кандидатская диссертация). Университет Аризоны.
  11. ^ Сузуки, А .; ДеНольф, Гаррет С .; Поллок, Треза М. (2007). «Аномалии напряжения течения в двухфазных сплавах на основе Co – Al – W γ / γ». Scripta Materialia . 56 (5): 385–88. DOI : 10.1016 / j.scriptamat.2006.10.039 .
  12. ^ a b Макинени, СК; Нитин, В .; Чаттопадхьяй, К. (март 2015 г.). «Новый безвольфрамовый суперсплав на основе γ – γ 'Co – Al – Mo – Nb». Scripta Materialia . 98 : 36–39. DOI : 10.1016 / j.scriptamat.2014.11.009 .
  13. ^ Макинени, СК; Нитин, В .; Чаттопадхьяй, К. (февраль 2015 г.). «Синтез нового безвольфрамового суперсплава на основе γ – γ ′ кобальта путем настройки легирующих добавок». Acta Materialia . 85 : 85–94. DOI : 10.1016 / j.actamat.2014.11.016 .
  14. ^ Макинени, СК; Samanta, A .; Rojhirunsakool, T .; Alam, T .; Нитин, В .; Сингх, AK; Banerjee, R .; Чаттопадхьяй, К. (сентябрь 2015 г.). «Новый класс высокопрочных жаропрочных сплавов γ – γ ′ Co – Mo – Al на основе кобальта, стабилизированных добавкой Ta». Acta Materialia . 97 : 29–40. DOI : 10.1016 / j.actamat.2015.06.034 .
  15. ^ a b Рейес Тирадо, Фернандо Л .; Перрен Тойнин, Жак; Дананд, Дэвид К. (июнь 2018 г.). «γ + γ ′ микроструктуры в тройных системах Co-Ta-V и Co-Nb-V». Acta Materialia . 151 : 137–148. DOI : 10.1016 / j.actamat.2018.03.057 .
  16. ^ а б Белан, Джурадж (2016). «Фазы GCP и TCP, представленные в суперсплавах на основе никеля». Материалы сегодня: Материалы . 3 (4): 936–941. DOI : 10.1016 / j.matpr.2016.03.024 .
  17. ^ a b Rae, CMF; Карунаратне, MSA; Маленький, CJ; Брумфилд, RW; Джонс, CN; Рид, Р. К. (2000). «Топологически плотно упакованные фазы в экспериментальном ренийсодержащем монокристаллическом суперсплаве». Суперсплавы 2000 (Девятый международный симпозиум) . С. 767–776. DOI : 10.7449 / 2000 / Superalloys_2000_767_776 . ISBN 0-87339-477-1.
  18. ^ Б с д е Рэнди Bowman. «Суперсплавы: грунтовка и история» . Проверено 6 марта 2020 г. - через tms.org.
  19. ^ а б в г Саболь, ГП; Стиклер, Р. (1969). «Микроструктура суперсплавов на никелевой основе». Physica Status Solidi (B) . 35 (1): 11–52. Bibcode : 1969PSSBR..35 ... 11S . DOI : 10.1002 / pssb.19690350102 .
  20. ^ Doi, M .; Miki, D .; Moritani, T .; Козакай, Т. (2004). «Гамма / гамма-первичная микроструктура, образованная фазовым разделением первичных гамма-выделений в сплаве Ni-Al-Ti». Суперсплавы 2004 (Десятый международный симпозиум) . С. 109–114. DOI : 10.7449 / 2004 / Superalloys_2004_109_114 . ISBN 0-87339-576-X.
  21. ^ a b c d Дананд, Дэвид С. «Материаловедение и инженерия 435: высокотемпературные материалы». Северо-Западный университет, Эванстон. 25 февраля 2016 г. Лекция.
  22. ^ Шмид, Мирослав; Кунц, Людвик; Гутарж, Павел; Грбачек, Карел (1 января 2014 г.). «Многоцикловая усталость суперсплава на основе никеля МАР-М 247 при высоких температурах» . Разработка процедур . 74 : 329–332. DOI : 10.1016 / j.proeng.2014.06.273 .
  23. ^ Институт, Кобальт (14 февраля 2018 г.). «Суперсплавы» . www.cobaltinstitute.org . Проверено 10 декабря 2019 .
  24. ^ Нишадхам, Чандрамули; Осес, Кори; Hansen, Jacob E .; Такеучи, Ичиро; Куртароло, Стефано; Харт, Гас Л.В. (январь 2017 г.). «Вычислительный высокопроизводительный поиск новых тройных суперсплавов» . Acta Materialia . 122 : 438–447. DOI : 10.1016 / j.actamat.2016.09.017 . S2CID 11222811 . 
  25. ^ а б Цуй, C (2006). «Новый сверхосновный суперсплав, усиленный γ 'фазой» . Материалы Сделки . 47 (8): 2099–2102. DOI : 10,2320 / matertrans.47.2099 .
  26. ^ Coutsouradis, D .; Davin, A .; Ламберигтс, М. (апрель 1987 г.). «Суперсплавы на основе кобальта для применения в газовых турбинах». Материаловедение и инженерия . 88 : 11–19. DOI : 10.1016 / 0025-5416 (87) 90061-9 .
  27. ^ Сузуки, А .; Поллок, Треза М. (2008). «Высокотемпературная прочность и деформация γ / γ ′ двухфазных сплавов на основе Co – Al – W». Acta Materialia . 56 (6): 1288–97. DOI : 10.1016 / j.actamat.2007.11.014 .
  28. ^ «Обзор: осаждение в аустенитных нержавеющих сталях» . www.phase-trans.msm.cam.ac.uk . Проверено 2 марта 2018 .
  29. ^ a b c Брэди, депутат; Yamamoto, Y .; Santella, ML; Maziasz, PJ; Пинта, BA; Лю, Коннектикут; Лу, З.П .; Бей, Х. (июль 2008 г.). «Разработка алюмообразующих аустенитных нержавеющих сталей для высокотемпературных конструкций». JOM . 60 (7): 12–18. Bibcode : 2008JOM .... 60g..12B . DOI : 10.1007 / s11837-008-0083-2 . S2CID 137354503 . 
  30. ^ a b c d Muralidharan, G .; Yamamoto, Y .; Брэди, депутат; Уокер, Л. Р.; Мейер III, HM; Леонард Д. Н. (ноябрь 2016 г.). «Разработка литых глиноземистых аустенитных нержавеющих сталей». JOM . 68 (11): 2803–2810. Bibcode : 2016JOM .... 68k2803M . DOI : 10.1007 / s11837-016-2094-8 . ОСТИ 1362187 . S2CID 137160315 .  
  31. ^ Bombač, D .; Fazarinc, M .; Kugler, G .; Спаич, С. (2008). «Развитие микроструктуры суперсплавов Нимоник 80А при горячей деформации» . Материалы и геоокружение . 55 (3): 319–328 . Проверено 8 марта 2020 г. - через ResearchGate.
  32. Перейти ↑ Reed, R.C (2006). Суперсплавы: основы и применение . Кембридж: Издательство Кембриджского университета. п. 121. ISBN. 9780521070119.
  33. ^ Дананд, Дэвид С. «Высокотемпературные материалы для преобразования энергии» Материаловедение и инженерия 381: Материалы для энергоэффективных технологий. Северо-Западный университет, Эванстон. 3 февраля 2015 года. Лекция.
  34. ^ О'Хара, KS, Уолстон, WS, Ross, EW, Darolia, R. патент США 5482789, 1996.
  35. ^ Чен, JY; Feng, Q .; Солнце, ZQ (октябрь 2010 г.). «Топологически плотноупакованная фаза в монокристаллическом суперсплаве, содержащем Ru». Scripta Materialia . 63 (8): 795–798. DOI : 10.1016 / j.scriptamat.2010.06.019 .
  36. ^ Валь, Жаклин; Харрис, Кен (2014). «Новые монокристаллические суперсплавы - обзор и обновление» . Сеть конференций MATEC . 14 : 17002. дои : 10,1051 / matecconf / 20141417002 .
  37. ^ Набарро, Франция; де Вильерс, HL (1995). Физика ползучести: жаропрочные и жаропрочные сплавы . Лондон: Талилор и Фрэнсис. ISBN 9780850668520.
  38. ^ Матан, N .; Кокс, округ Колумбия; Carter, P .; Рист, Массачусетс; Рэй, CMF; Рид, RC (1999). «Ползучесть монокристаллов суперсплава CMSX-4: эффекты разориентации и температуры». Acta Materialia . 47 (5): 1549–1563. DOI : 10.1016 / s1359-6454 (99) 00029-4 .
  39. ^ Nabarro, Франк Р. (1996). «Рафтинг суперсплавов». Металлургическая и Транзакции материалов A . 27 (3): 513–530. Bibcode : 1996MMTA ... 27..513N . DOI : 10.1007 / BF02648942 . S2CID 137172614 . 
  40. ^ Рид, RC; Matan, N .; Кокс, округ Колумбия; Рист, Массачусетс; Рэй, CMF (1999). «Ползучесть монокристаллов суперсплава CMSX-4: эффекты сплава при высокой температуре». Acta Materialia . 47 (12): 3367–3381. DOI : 10.1016 / S1359-6454 (99) 00217-7 .
  41. ^ a b Петтит, Ф.С. Мейер, Г. Х. (1984). «Окисление и горячая коррозия суперсплавов». Суперсплавы 1984 (Пятый международный симпозиум) . С. 651–687. DOI : 10.7449 / 1984 / Superalloys_1984_651_687 .
  42. ^ Лунд и Вагнер. «Окисление суперсплавов на основе никеля и кобальта» . Отчет DMIC 214. 1 марта 1965 г. Информационный центр по оборонным металлам, Мемориальный институт Бателля, Колумбус, Огайо.
  43. ^ Klein, L .; Bauer, S .; Neumeier, S .; Göken, M .; Виртанан, С. (2011). «Высокотемпературное окисление γ / γ'-упрочненных суперсплавов на основе кобальта». Коррозионная наука . 53 (5): 2027–2034. DOI : 10.1016 / j.corsci.2011.02.033 .
  44. ^ К. Симс, Н. Столофф, В. Хейгел, Суперсплавы II: высокотемпературные материалы для аэрокосмической и промышленной энергетики , 1987, John Wiley & Sons
  45. Перейти ↑ PIM International Vol. 7 No. 1 March 2013 » . Порошковое литье под давлением International . Проверено 1 марта +2016 .
  46. ^ Аткинсон, HV; Дэвис, С. (декабрь 2000 г.). «Фундаментальные аспекты горячего изостатического прессования: обзор». Металлургическая и Транзакции материалов A . 31 (12): 2981–3000. Bibcode : 2000MMTA ... 31.2981A . DOI : 10.1007 / s11661-000-0078-2 . S2CID 137660703 . 
  47. ^ Гу, DD; Майнерс, Вт; Wissenbach, K; Поправе, Р. (май 2012 г.). «Лазерное аддитивное производство металлических деталей: материалы, процессы и механизмы». Международные обзоры материалов . 57 (3): 133–164. DOI : 10.1179 / 1743280411Y.0000000014 . S2CID 137144519 . 
  48. ^ Graybill, Бенджамин; Ли, Мин; Малауэй, Дэвид; Ма, Чао; Альварадо-Ороско, Хуан-Мануэль; Мартинес-Франко, Энрике (18 июня 2018 г.). «Аддитивное производство суперсплавов на никелевой основе». Том 1: Аддитивное производство; Био и устойчивое производство . Колледж-Стейшн, Техас, США: Американское общество инженеров-механиков. DOI : 10.1115 / MSEC2018-6666 . ISBN 978-0-7918-5135-7.
  49. ^ Ю. Тамарин, Защитные покрытия для турбинных лопаток (Парк материалов, Огайо: ASM International, 2002).
  50. ↑ JR Davis, ed., Handbook of Thermal Spray Technology (Materials Park, OH: The ASM Thermal Spray Society, 2004).
  51. Перейти ↑ Boone, DH (1986). «Процессы физического осаждения из паровой фазы». Материаловедение и технологии . 2 (3): 220–224. DOI : 10.1179 / mst.1986.2.3.220 .
  52. ^ Кларк, Дэвид Р. (январь 2003 г.). «Рекомендации по выбору материалов для термобарьерных покрытий с низкой теплопроводностью». Технология поверхностей и покрытий . 163–164: 67–74. DOI : 10.1016 / S0257-8972 (02) 00593-5 .
  53. ^ "Wadley Research Group ' " . Университет Вирджинии . Проверено 3 марта +2016 .
  54. ^ Варнес, Брюс Майкл (январь 2003 г.). «Улучшенные системы покрытий алюминид / MCrAlX для суперсплавов с использованием низкоактивного алюминирования CVD». Технология поверхностей и покрытий . 163–164: 106–111. DOI : 10.1016 / S0257-8972 (02) 00602-3 .
  55. ^ Tawancy, HM; Аббас, Нью-Мексико; Беннетт А. (декабрь 1994 г.). «Роль Y во время высокотемпературного окисления покрытия M-Cr-Al-Y на суперсплаве на основе Ni». Технология поверхностей и покрытий . 68–69: 10–16. DOI : 10.1016 / 0257-8972 (94) 90130-9 .
  56. ^ Д. Чуаньсянь; Х. Бинтан; Л. Хьюлинг (24 августа 1984 г.). «Износостойкие керамические и металлокерамические покрытия, наносимые методом плазменного напыления». Тонкие твердые пленки . 118 (4): 485–493. Bibcode : 1984TSF ... 118..485C . DOI : 10.1016 / 0040-6090 (84) 90277-3 .
  57. ^ Кавахара, Yuuzou (январь 1997). «Разработка и применение жаропрочных коррозионно-стойких материалов и покрытий для перспективных энергетических установок». Материалы при высоких температурах . 14 (3): 261–268. DOI : 10.1080 / 09603409.1997.11689552 .
  58. ^ Longa, Y .; Такемото, М. (июль 1992 г.). «Высокотемпературная коррозия глазурованных сплавов в Na 2 SO 4 -V 2 O 5». Коррозия . 48 (7): 599–607. DOI : 10.5006 / 1.3315978 .
  59. ↑ GR Heath, P. Heimgartner, G. Irons, R. Miller, S. Gustafsson, Materials Science Forum 1997, 251–54, 809
  60. ^ Кнотек, О. (2001). "Процессы термического напыления и детонационного пистолета" (PDF) . В Буншахе, РФ (ред.). Справочник по твердым покрытиям: технологии нанесения, свойства и применение . Парк-Ридж, штат Нью-Джерси: паб «Нойес»; Норидж, Нью-Йорк: Уильям Эндрю Паб. С. 77–107. ISBN  9780815514381.
  61. ^ Niranatlumpong, P .; Понтон, CB; Эванс, HE (2000). «Отказ защитных оксидов на напылении плазменным напылением NiCrAlY покрытий». Окисление металлов . 53 (3–4): 241–258. DOI : 10,1023 / A: 1004549219013 . S2CID 136826569 . 
  62. ^ П. Фошайс, А. Варделл, М. Варделл, Моделирование плазменного напыления керамических пленок и покрытий / Под ред. Винензини, паб. Эльзевир Стейт Паблишерс Б.В. 1991.
  63. ^ Evans, AG; Мумм, ДР; Хатчинсон, JW; Meier, GH; Петтит, ФС (2001). «Механизмы контроля долговечности термобарьерных покрытий». Прогресс в материаловедении . 46 (5): 505–553. DOI : 10.1016 / s0079-6425 (00) 00020-7 .
  64. ^ Райт, ПК; Эванс, AG (1999). «Механизмы, регулирующие характеристики термобарьерных покрытий». Современные взгляды на твердое тело и материаловедение . 4 (3): 255–265. Bibcode : 1999COSSM ... 4..255W . DOI : 10.1016 / s1359-0286 (99) 00024-8 .
  65. ^ Райт, ПК (1998). «Влияние циклической деформации на срок службы ПВД ТБК». Материаловедение и инженерия . А245 (2): 191–200. DOI : 10.1016 / S0921-5093 (97) 00850-2 .
  66. ^ Пинта, BA (ноябрь 2004). «Роль химического состава на окислительную способность алюминидных покрытий». Технология поверхностей и покрытий . 188–189: 71–78. DOI : 10.1016 / j.surfcoat.2004.08.007 .
  67. ^ Baufeld, B .; Bartsch, M .; Broz, P .; Шмукер, М. (2004). «Микроструктурные изменения как посмертный индикатор температуры в защитных покрытиях Ni-Co-Cr-Al-Y». Материаловедение и инженерия . 384 (1–2): 162–171. DOI : 10.1016 / j.msea.2004.05.052 .
  68. ^ Нычка, JA; Кларк, Д.Р. (сентябрь 2001 г.). «Количественная оценка повреждения ТВП методом фотостимулированной люминесцентной спектроскопии». Технология поверхностей и покрытий . 146–147: 110–116. DOI : 10.1016 / S0257-8972 (01) 01455-4 .
  69. ^ Мумм, DR; Evans, AG; Спицберг, ИТ (2001). «Характеристика неустойчивости циклического смещения для термически выращенного оксида в системе термобарьерного покрытия». Acta Materialia . 49 (12): 2329–2340. DOI : 10.1016 / s1359-6454 (01) 00071-4 .
  70. ^ Мумм, DR; Эванс, AG (2000). «О роли дефектов в разрушении термобарьерного покрытия, нанесенного электронно-лучевым напылением». Acta Materialia . 48 (8): 1815–1827. DOI : 10.1016 / s1359-6454 (99) 00473-5 .
  71. ^ Гелл, М .; Vaidyanathan, K .; Парикмахерская, B .; Cheng, J .; Джордан, Э. (1999). «Механизм отслаивания алюминида платины / электронно-лучевых физических парофазных термобарьерных покрытий». Металлургическая и Транзакции материалов A . 30 (2): 427–435. Bibcode : 1999MMTA ... 30..427G . DOI : 10.1007 / s11661-999-0332-1 . S2CID 137312835 . 
  72. ^ Evans, AG; Он МОЙ; Хатчинсон, JW (январь 2001 г.). «Законы масштабирования на основе механики для долговечности термобарьерных покрытий». Прогресс в материаловедении . 46 (3–4): 249–271. DOI : 10.1016 / S0079-6425 (00) 00007-4 .
  73. ^ Шульц, U; Menzebach, M; Leyens, C; Ян, YQ (сентябрь 2001 г.). «Влияние материала подложки на поведение окисления и циклический срок службы EB-PVD TBC систем». Технология поверхностей и покрытий . 146–147: 117–123. DOI : 10.1016 / S0257-8972 (01) 01481-5 .
  74. ^ Чен, X; Wang, R; Yao, N; Evans, AG; Хатчинсон, JW; Брюс, Р.В. (июль 2003 г.). «Повреждение посторонними предметами в системе теплового барьера: механизмы и моделирование». Материалы Наука и техника: A . 352 (1–2): 221–231. DOI : 10.1016 / S0921-5093 (02) 00905-X .
  75. ^ Уолстон, WS (2004). «Технологии нанесения покрытий и поверхностей на профили турбин». Суперсплавы 2004 (Десятый международный симпозиум) . С. 579–588. DOI : 10.7449 / 2004 / Superalloys_2004_579_588 . ISBN 0-87339-576-X.
  76. ^ Мумм, DR; Watanabe, M .; Evans, AG; Пфендтнер, Дж. А. (2004). «Влияние метода испытаний на механизмы разрушения и долговечность системы теплового барьера». Acta Materialia . 52 (5): 1123–1131. CiteSeerX 10.1.1.514.3611 . DOI : 10.1016 / j.actamat.2003.10.045 . 
  77. ^ Брэди, член парламента; Muralidharan, G .; Леонард, Д. Н.; Haynes, JA; Велдон, Р.Г.; Англия, РД (декабрь 2014 г.). «Долговременное окисление предполагаемых сплавов из чугуна и нержавеющей стали для выхлопных систем от 650 до 800 ° C на воздухе с водяным паром». Окисление металлов . 82 (5–6): 359–381. DOI : 10.1007 / s11085-014-9496-1 . ОСТИ 1185421 . S2CID 136677636 .  

Библиография [ править ]

  • Левитин, Валим (2006). Высокотемпературная деформация металлов и сплавов: основы физики . ВИЛИ-ВЧ. ISBN 978-3-527-31338-9.
  • Шахсавари, HA; Кокаби, AH; Натех, С. (2007). «Влияние микроструктуры предварительной сварки на ликвационное растрескивание в ЗТВ суперсплава Rene 80». Материаловедение и технологии . 23 (5): 547–555. DOI : 10.1179 / 174328407x179539 . S2CID  135755442 .

Внешние ссылки [ править ]

  • «Суперсплавы» . Кембриджский университет. Обширная библиография и ссылки.