Суперсплав

Суперсплав , , или высокопроизводительный сплав , представляет собой сплав способный работать при высокой доле температуры плавления. ^{[ 1 ]} Ключевые характеристики суперсплава включают механическую прочность , сопротивление термической ползучести , стабильность поверхности, а также стойкость к коррозии и окислению .

Кристаллическая структура обычно представляет собой гранецентрированную кубическую (ГЦК) аустенитную структуру . Примерами таких сплавов являются сплавы Hastelloy , Inconel , Waspaloy , Rene , Incoloy , MP98T, сплавы TMS и монокристаллические сплавы CMSX.

Разработка суперсплавов опирается на химические и технологические инновации. Суперсплавы приобретают высокотемпературную прочность за счет упрочнения твердого раствора и дисперсионного упрочнения за счет выделений вторичных фаз, таких как гамма-прим и карбиды . Устойчивость к окислению и коррозии обеспечивают такие элементы, как алюминий и хром . Суперсплавы часто отливают в виде монокристалла, чтобы устранить границы зерен , которые снижают сопротивление ползучести (хотя они могут обеспечить прочность при низких температурах).

Основное применение таких сплавов – в аэрокосмических и морских турбинных двигателях . Ползучесть обычно является фактором, ограничивающим срок службы лопаток газовых турбин. ^{[ 2 ]}

Суперсплавы сделали возможным создание многих технологий, работающих при очень высоких температурах. ^{[ 1 ]}

Химические разработки

Поскольку эти сплавы предназначены для применения при высоких температурах, их стойкость к ползучести и окислению имеют первостепенное значение. Суперсплавы на основе никеля (Ni) являются предпочтительным материалом для этих применений из-за их уникальных γ'-выделений. ^{[ 1 ]}^{[ 3 ]}^{[ нужна страница ]} Свойства этих суперсплавов можно в определенной степени корректировать за счет добавления различных других элементов, обычных или 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 — вот некоторые примеры используемых легирующих добавок. Каждое дополнение служит определенной цели оптимизации свойств.

Сопротивление ползучести частично зависит от замедления скорости движения дислокаций внутри кристаллической структуры. В современных жаропрочных сплавах на основе Ni _{γ'-Ni 3} (Al,Ti) фаза выступает в качестве барьера для дислокаций. По этой причине это γ;' Интерметаллическая фаза, присутствующая в больших объемных долях, увеличивает прочность этих сплавов благодаря своей упорядоченной природе и высокой когерентности с γ-матрицей. Химические добавки алюминия и титана способствуют образованию γ'-фазы. Размер γ'-фазы можно точно контролировать путем тщательной термической обработки, усиливающей осаждение. Многие суперсплавы производятся с использованием двухфазной термической обработки, которая создает дисперсию кубовидных частиц γ', известную как первичная фаза, с тонкой дисперсией между ними, известной как вторичная γ'. Для улучшения стойкости к окислению в эти сплавы добавляют Al, Cr, B и Y. Al и Cr образуют оксидные слои, которые пассивируют поверхность и защищают суперсплав от дальнейшего окисления, а B и Y используются для улучшения адгезии этой оксидной окалины к подложке. ^{[ 4 ]} Cr, Fe, Co, Mo и Re преимущественно переходят в γ-матрицу, в то время как Al, Ti, Nb, Ta и V преимущественно переходят в γ'-выделения, а твердый раствор укрепляет матрицу и выделения соответственно. Помимо упрочнения твердых растворов, при наличии границ зерен выбираются определенные элементы для упрочнения границ зерен. B и Zr имеют тенденцию сегрегировать по границам зерен, что снижает энергию границ зерен и приводит к улучшению сцепления границ зерен и пластичности. ^{[ 5 ]} Другая форма упрочнения границ зерен достигается за счет добавления C и карбидообразователей, таких как Cr, Mo, W, Nb, Ta, Ti или Hf, которые вызывают выделение карбидов на границах зерен и тем самым уменьшают скольжение по границам зерен.

Композиции суперсплавов на основе Ni ^{[ 1 ]}^{[ 6 ]}^{[ 7 ]}
Элемент	Диапазон состава (масса %)	Цель
Ни, Фе, Ко	50-70%	Эти элементы образуют базовую матрицу γ-фазы суперсплава. Ni необходим, поскольку 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.
Кр	5-20%	Cr необходим для устойчивости к окислению и коррозии; он образует защитный оксид Cr ₂ O ₃ .
Ал	0.5-6%	Al является основным γ'-образователем. Он также образует защитный оксид Al ₂ O ₃ , который обеспечивает стойкость к окислению при более высоких температурах, чем Cr ₂ O ₃ .
Из	1-4%	Формы γ'.
С	0.05-0.2%	Карбиды M C и M ₂₃ C ₆ ( M ⁠= ⁠металла) являются упрочняющей фазой в отсутствие γ'.
Б, Зр	0-0.1%	Бор и цирконий обеспечивают прочность границ зерен. В монокристаллических турбинных лопатках это не существенно, поскольку границы зерен отсутствуют.
Нб	0-5%	Nb может образовывать γ'', упрочняющую фазу при более низких (ниже 700 °C) температурах.
Re, W, Hf, Mo, Ta	1-10%	Тугоплавкие металлы, добавляемые в небольших количествах для упрочнения твердого раствора (и образования карбидов). Они тяжелые, но имеют чрезвычайно высокую температуру плавления.

Формирование фазы

Добавление элементов обычно полезно из-за упрочнения твердого раствора, но может привести к нежелательному осаждению. Преципитаты можно разделить на геометрически плотноупакованные (GCP), топологически плотноупакованные (TCP) или карбиды. Фазы GCP обычно улучшают механические свойства, но фазы TCP часто оказываются вредными. Поскольку фазы TCP не плотно упакованы, они имеют мало систем скольжения и являются хрупкими. Также они «собирают» элементы из фаз GCP. Многие элементы, которые хороши для образования γ' или обладают высокой упрочняющей способностью в твердом растворе, могут осаждать TCP. Правильный баланс способствует использованию GCP, избегая при этом TCP.

Области формирования фазы TCP являются слабыми, поскольку они: ^{[ 8 ]}^{[ 9 ]}

имеют изначально плохие механические свойства
некогерентны с γ-матрицей
окружены «зоной истощения», где нет γ'
обычно образуют острую пластинчатую или игольчатую морфологию, в которой образуются трещины.

Основная фаза GCP — γ'. Из-за этой фазы почти все суперсплавы основаны на Ni. γ' — это упорядоченный L1 ₂ (произносится как L-один-два), что означает, что у него есть определенный атом на грани элементарной ячейки и определенный атом в углах элементарной ячейки. Суперсплавы на основе Ni обычно содержат Ni на гранях и Ti или Al на углах.

Еще одна «хорошая» фаза GCP — γ''. Он также когерентен с γ, но растворяется при высоких температурах.

Фазы суперсплава ^{[ 8 ]}^{[ 9 ]}
Фаза	Классификация	Структура	Состав(ы)	Появление	Эффект
с	матрица	неупорядоченный FCC	Ni, Co, Fe и другие элементы в твердом растворе.	Фон для других осадков	Фаза матрицы обеспечивает пластичность и структуру выделений.
с'	GCP	L1 ₂ (заказ FCC)	Ni3 _{(Ал ,} Ти)	кубики, округлые кубики, сферы или пластинки (в зависимости от несоответствия решетки)	Основной этап укрепления. γ' согласован с γ, что обеспечивает пластичность.
Карбид	Карбид	ФКС	м C, м ₂₃ C ₆ и м ₆ C ( м ⁠= ⁠металл)	нитчатые комки, похожие на нитки жемчуга	Карбидов много, но все они обеспечивают дисперсионное упрочнение и стабилизацию границ зерен.
с''	GCP	D0 ₂₂ (заказан BCT)	Ni_Ni3NbNb	очень маленькие диски	Этот осадок когерентен с γ'. Это основная упрочняющая фаза IN-718, но γ'' растворяется при высоких температурах.
или	GCP	D0 ₂₄ (заказан HCP)	Ni_Ни3ТиTi	может образовывать клеточные или видманштеттеновые узоры	Фаза не самая плохая, но и не такая хорошая, как γ'. Это может быть полезно для контроля границ зерен.
д	не плотно упакованный	орторомбический	Ni_Ni3NbNb	игольчатый (иглоподобный)	Основная проблема этой фазы заключается в том, что она не когерентна с γ, но не является слабой по своей сути. Обычно он образуется в результате разложения γ'', но иногда его намеренно добавляют в небольших количествах для уточнения границ зерен.
п	TCP	четырехгранный	FeCr, FeCrMo, CrCo	удлиненные глобулы	Обычно считается, что этот TCP имеет худшие механические свойства. ^{[ 10 ]} Это никогда нежелательно для механических свойств.
м	TCP	шестиугольный	Fe ₂ Nb, Co ₂ Ti, Fe ₂ Ti	глобулы или тромбоциты	На этом этапе возникают типичные проблемы TCP. Это никогда нежелательно для механических свойств.
Сделал	TCP	ромбоэдрический	(Fe,Co) ₇ (Mo,W) ₆	крупные тромбоциты Видманштеттена	На этом этапе возникают типичные проблемы TCP. Это никогда нежелательно для механических свойств.

Семейства суперсплавов

на основе Ni

История

Соединенные Штаты заинтересовались разработкой газовых турбин примерно в 1905 году. ^{[ 1 ]} В 1910-1915 годах были разработаны аустенитные (γ-фазные) нержавеющие стали, способные выдерживать высокие температуры в газовых турбинах. К 1929 году нормой стал сплав 80Ni-20Cr с небольшими добавками Ti и Al. Хотя ранние металлурги еще не знали об этом, они образовывали небольшие γ'-выделения в суперсплавах на основе Ni. Эти сплавы быстро превзошли суперсплавы на основе Fe и Co, которые были упрочнены карбидами и упрочнением твердого раствора.

Хотя Cr отлично защищал сплавы от окисления и коррозии при температуре до 700 °C, металлурги начали уменьшать содержание Cr в пользу Al, который обладал стойкостью к окислению при гораздо более высоких температурах. Отсутствие Cr вызвало проблемы с горячей коррозией, поэтому необходимо было разработать покрытия.

Примерно в 1950 году вакуумная плавка стала коммерциализирована, что позволило металлургам создавать сплавы более высокой чистоты и более точного состава.

В 60-е и 70-е годы металлурги переключились с химии сплавов на обработку сплавов. Направленная кристаллизация была разработана для создания столбчатых или даже монокристаллических турбинных лопаток. Дисперсионное упрочнение оксидов позволяет получить очень мелкие зерна и сверхпластичность .

Фазы

Гамма (γ): Эта фаза составляет матрицу суперсплава на основе Ni. Это твердый раствор ГЦК-аустенитной фазы легирующих элементов. ^{[ 10 ]}^{[ 11 ]} Легирующими элементами, наиболее часто встречающимися в коммерческих сплавах на основе Ni, являются C, Cr, Mo, W, Nb, Fe, Ti, Al, V и Ta. При формировании этих материалов по мере их остывания из расплава выделяются карбиды, а при еще более низких температурах выделяется γ'-фаза. ^{[ 11 ]}^{[ 12 ]}
Гамма-штрих (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 . ^{[ 10 ]} Фаза γ' когерентна с матрицей суперсплава, параметр решетки которой варьируется примерно на 0,5%. Ni ₃ (Ti,Al) представляют собой упорядоченные системы с атомами Ni на гранях куба и атомами Al или Ti на краях куба. По мере того, как частицы γ'-преципитатов агрегируются, они уменьшают свое энергетическое состояние, выравниваясь вдоль направлений <100>, образуя кубовидные структуры. ^{[ 11 ]} Эта фаза имеет окно нестабильности между 600 ° C и 850 ° C, внутри которого γ 'превратится в фазу HCP η. При применении при температурах ниже 650 °C γ"-фаза может использоваться для упрочнения. ^{[ 13 ]}

Гамма-двойной штрих (γ"): эта фаза обычно представляет собой 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" представляет собой тело. -центрированный тетрагональный (BCT), и фаза выделяется в виде дисков размером 60 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 когерентным деформациям , которые вместе с упорядоченным упрочнением являются основными механизмами упрочнения. Фаза γ "неустойчива при температуре выше примерно 650 ° C. ^{[ 13 ]}
Карбидные фазы: образование карбидов обычно вредно, хотя в суперсплавах на основе Ni они используются для стабилизации структуры материала от деформации при высоких температурах. Карбиды образуются на границах зерен, препятствуя движению границ зерен. ^{[ 10 ]}^{[ 11 ]}
Топологически плотноупакованные (TCP) фазы: термин «TCP-фаза» относится к любому члену семейства фаз (включая σ-фазу, χ-фазу, μ-фазу и фазу Лавеса ), которые не являются атомарно близкими. упакованы, но есть несколько плотно упакованных самолетов со штабелированием HCP . Фазы TCP имеют тенденцию быть очень хрупкими и истощают 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). ^{[ 13 ]}

Совместный

Механические свойства суперсплавов на основе кобальта зависят от выделения карбидов и упрочнения твердого раствора. Хотя эти механизмы усиления уступают упрочнению осаждением гамма-прайма (γ'), ^{[ 1 ]} кобальт имеет более высокую температуру плавления, чем никель, и обладает превосходной стойкостью к горячей коррозии и термической усталости. В результате карбидоупрочненные суперсплавы на основе кобальта используются в приложениях с низкими напряжениями и высокими температурами, таких как неподвижные лопатки в газовых турбинах. ^{[ 14 ]}

Микроструктура γ/γ' Co была заново открыта и опубликована в 2006 году Сато и др. ^{[ 15 ]} Эта γ'-фаза представляла собой Co ₃ (Al, W). Mo, Ti, Nb, V и Ta переходят в фазу γ', а Fe, Mn и Cr переходят в матрицу γ.

Следующее семейство суперсплавов на основе кобальта было обнаружено в 2015 году Makineni et al. Это семейство имеет аналогичную γ/γ'-микроструктуру, но не содержит W и имеет γ'-фазу Co ₃ (Al,Mo,Nb). ^{[ 16 ]} Поскольку W тяжелый, его устранение делает сплавы на основе Co все более пригодными для использования в турбинах самолетов, где особенно ценится низкая плотность.

Последнее обнаруженное семейство суперсплавов было предсказано с помощью вычислений Nyshadham et al. в 2017 году, ^{[ 17 ]} и продемонстрировано Рейесом Тирадо и др. в 2018 году. ^{[ 18 ]} Эта γ'-фаза не содержит W и имеет состав Co ₃ (Nb,V) и Co ₃ (Ta,V).

Фазы

Гамма (γ): это фаза матрицы. Хотя суперсплавы на основе кобальта менее широко используются в коммерческих целях, легирующие элементы включают C, Cr, W, Ni, Ti, Al, Ir и Ta. ^{[ 15 ]}^{[ 19 ]} Как и в нержавеющих сталях, хром используется (иногда до 20 мас.%) для повышения стойкости к окислению и коррозии за счет образования пассивного слоя Cr ₂ O ₃ , что имеет решающее значение для использования в газовых турбинах, но также обеспечивает твердость. упрочнение раствора за счет несоответствия атомных радиусов Co и Cr и дисперсионное твердение за счет образования карбидов типа MC. ^{[ 20 ]}
Гамма Прайм (γ'): представляет собой осадок, используемый для упрочнения сплава. Обычно он имеет плотноупакованную структуру L1 ₂ Co ₃ Ti или FCC Co ₃ Ta, хотя и W, и Al интегрируются в эти кубовидные выделения. Ta, Nb и Ti интегрируются в γ'-фазу и стабилизируют ее при высоких температурах. ^{[ 15 ]}^{[ 21 ]}
Карбидные фазы: Карбиды укрепляют сплав за счет дисперсионного твердения, но снижают пластичность при низких температурах. ^{[ 19 ]}
Топологически плотноупакованные (TCP) фазы могут появляться в некоторых суперсплавах на основе кобальта, но они делают сплав хрупкими и поэтому нежелательны.

на основе Fe

Стальные суперсплавы представляют интерес, поскольку некоторые из них обладают стойкостью к ползучести и окислению, аналогичной суперсплавам на основе Ni, но при гораздо меньшей стоимости.

Гамма (γ): Сплавы на основе железа содержат матричную фазу аустенитного железа (FCC). К легирующим элементам относятся: Al, B, C, Co, Cr, Mo, Ni, Nb, Si, Ti, W и Y. ^{[ 22 ]} Al (полезные свойства окисления) должен сохраняться при низких массовых долях (мас.%), поскольку Al стабилизирует ферритную (BCC) первичную фазовую матрицу, что нежелательно, поскольку он уступает высокотемпературной прочности, демонстрируемой аустенитной (FCC) первичной фазой. фазовая матрица. ^{[ 23 ]}

Гамма-прайм (γ'): эта фаза вводится в виде выделений для упрочнения сплава. Преципитаты γ'-Ni3Al могут быть введены при правильном балансе добавок Al, Ni, Nb и Ti.

Микроструктура

Два основных типа аустенитных нержавеющих сталей характеризуются оксидным слоем, который образуется на поверхности стали: либо хромообразующим, либо оксидообразующим. Нержавеющая сталь, образующая хром, является наиболее распространенным типом. Однако хромообразующие стали не обладают высоким сопротивлением ползучести при высоких температурах, особенно в средах с водяным паром. Воздействие водяного пара при высоких температурах может увеличить внутреннее окисление в хромообразующих сплавах и быстрое образование летучих (окси)гидроксидов Cr, что может снизить долговечность и срок службы. ^{[ 23 ]}

Аустенитные нержавеющие стали, образующие алюминий, имеют однофазную матрицу из аустенитного железа (FCC) с оксидом Al на поверхности стали. Al более термодинамически стабилен в кислороде, чем Cr. Однако чаще всего фазы выделения вводятся для повышения прочности и сопротивления ползучести. В сталях, образующих алюминий, вводятся выделения NiAl, которые действуют как резервуары Al и поддерживают защитный слой оксида алюминия. Кроме того, добавки Nb и Cr помогают формировать и стабилизировать Al за счет увеличения объемной доли осадка NiAl. ^{[ 23 ]}

Реализовано не менее 5 марок глиноземообразующих аустенитных (АФА) сплавов, с разными температурами эксплуатации при окислении на воздухе + 10% паров воды: ^{[ 24 ]}

Марка AFA: (50-60)Fe-(20-25)Ni-(14-15)Cr-(2,5-3,5)Al-(1-3)Nb мас.% основание
- Рабочая температура 750-800°С при окислении воздухом + 10% паров воды.
Марка AFA с низким содержанием никеля: 63Fe-12Ni-14Cr-2,5Al-0,6Nb-5Mn3Cu, мас.%, основа.
- Рабочая температура 650°С при окислении воздухом + 10% водяного пара
Высокопроизводительная 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 вес.% база
- Рабочая температура 850-900°С при окислении воздухом + 10% паров воды.
Литая марка AFA: (35-50)Fe-(25-35)Ni-14Cr-(3,5-4)Al-1Nb мас.% основа
- Рабочие температуры 750-1100 °С при окислении на воздухе + 10% паров воды в зависимости от мас.% Ni.
Суперсплав AFA (40-50)Fe-(30-35)Ni-(14-19)Cr-(2,5-3,5)Al-3Nb
- Рабочая температура 750-850°С при окислении воздухом + 10% паров воды.

Ожидается, что рабочие температуры при окислении в воздухе и отсутствии водяного пара будут выше. Кроме того, марка суперсплава AFA демонстрирует прочность ползучести, приближающуюся к прочности никелевого сплава UNS N06617.

Микроструктура

В чистой фазе Ni ₃ Al атомы Al располагаются в вершинах кубической ячейки и образуют подрешетку А. Атомы Ni располагаются в центрах граней и образуют подрешетку В. Фаза не является строго стехиометрической . В одной из подрешеток может существовать избыток вакансий, что приводит к отклонениям от стехиометрии. Подрешетки A и B γ'-фазы способны растворять значительную часть других элементов. Легирующие элементы растворяются в γ-фазе. Фаза γ' упрочняет сплав из-за аномалии предела текучести . Дислокации диссоциируют в γ'-фазе, что приводит к образованию антифазной границы .

В качестве примера рассмотрим дислокацию с Бюргерса вектором ${\frac {a}{2}}\left[1{\bar {1}}0\right]$ путешествуя по $\left\{111\right\}$ плоскость скольжения первоначально находится в γ-фазе, где она представляет собой идеальную дислокацию в этой ГЦК-структуре. Поскольку фаза γ' является примитивной кубической, а не FCC из-за замещения алюминия в вершинах элементарной ячейки, идеальный вектор Бюргерса в этом направлении в γ' в два раза больше, чем в γ. Для ${\frac {a}{2}}\left[1{\bar {1}}0\right]$ Чтобы войти в фазу γ', дислокация должна будет создать высокоэнергетическую противофазную границу , которой понадобится еще одна такая дислокация вдоль плоскости для восстановления порядка (поскольку сумма двух дислокаций будет иметь идеальную $a\left[1{\bar {1}}0\right]$ вектор гамбургеров). ^{[ 25 ]}

Таким образом, дислокации довольно сложно войти в γ'-фазу, если только две из них не находятся в непосредственной близости в одной плоскости. ^{[ 26 ]} Однако сила Пича-Келера между одинаковыми дислокациями в одной плоскости является отталкивающей, ^{[ 27 ]} что делает эту конфигурацию менее выгодной. Один из возможных механизмов заключался в том, что одна из дислокаций была закреплена напротив γ'-фазы, в то время как другая дислокация в γ-фазе перекрестно скользила в непосредственной близости от закрепленной дислокации из другой плоскости, позволяя паре дислокаций проникнуть в γ'-фазу. ^{[ 28 ]}^{[ 29 ]}

Кроме того, вектор гамбургеров ${\frac {a}{2}}\left\langle 110\right\rangle$ Семейство дислокаций, вероятно, распадется на частичные дислокации в этом сплаве из-за его низкой энергии дефекта упаковки , например, дислокации с вектором Бюргерса ${\frac {a}{6}}\left\langle 211\right\rangle$ семейные ( частичные вывихи Шокли ). ^{[ 25 ]}^{[ 29 ]} Дефекты упаковки между этими частичными дислокациями могут стать еще одним препятствием для движения других дислокаций, что еще больше способствует повышению прочности материала. Существуют также другие системы скольжения , которые могут быть задействованы помимо $\left\{111\right\}$ плоскость скольжения и $\left\langle 110\right\rangle$ направление скольжения. ^{[ 30 ]}

При повышенной температуре свободная энергия, связанная с противофазной границей (АПГ), значительно уменьшается, если она лежит в определенной плоскости, которая по совпадению не является разрешенной плоскостью скольжения. Один набор частичных дислокаций, ограничивающих поперечное скольжение APB, так что APB лежит на низкоэнергетической плоскости, и, поскольку эта низкоэнергетическая плоскость не является разрешенной плоскостью скольжения, диссоциированная дислокация эффективно блокируется. Благодаря этому механизму предел текучести γ'-фазы Ni ₃ Al увеличивается с температурой примерно до 1000 °С.

Первоначальный выбор материала для лопаток газотурбинных двигателей включал такие сплавы, как сплавы серии Nimonic в 1940-х годах. ^{[ 3 ]}^{[ нужна страница ]} Ранняя серия Nimonic включала в себя _{γ' Ni 3} (Al,Ti) выделения в γ-матрице, а также различные карбиды металлов и углерода (например, Cr ₂₃ C ₆ ) на границах зерен. ^{[ 31 ]} для дополнительной прочности границ зерен. Детали турбинных лопаток ковались до тех пор, пока вакуумного индукционного литья . в 1950-х годах не были внедрены технологии ^{[ 3 ]}^{[ нужна страница ]} Этот процесс значительно улучшил чистоту, уменьшил дефекты и увеличил прочность и температурные возможности.

Современные суперсплавы были разработаны в 1980-х годах. В суперсплавы первого поколения было включено повышенное содержание Al, Ti, Ta и Nb, чтобы увеличить объемную долю γ'. Примеры: PWA1480, René N4 и SRR99. Кроме того, объемная доля выделений γ' увеличилась примерно до 50–70% с появлением методов затвердевания монокристаллов , которые позволяют полностью устранить границы зерен. Поскольку материал не содержит границ зерен, карбиды не нужны в качестве усилителей границ зерен, и поэтому они были исключены. ^{[ 3 ]}^{[ нужна страница ]}

Суперсплавы второго и третьего поколения содержат около 3 и 6 весовых процентов рения для повышения термостойкости. Re является медленным диффузором и обычно разделяет матрицу γ, уменьшая скорость диффузии (и, следовательно, ползучесть при высоких температурах ), улучшая характеристики при высоких температурах и увеличивая рабочие температуры на 30 ° C и 60 ° C в суперсплавах второго и третьего поколения соответственно. ^{[ 32 ]} Re способствует образованию рафтов γ'-фазы (в отличие от кубовидных выделений). Наличие плотов может снизить скорость ползучести в степенном режиме (контролируемом переползанием дислокаций), но также потенциально может увеличить скорость ползучести, если доминирующим механизмом является сдвиг частиц. Re имеет тенденцию способствовать образованию хрупких фаз TCP , что привело к стратегии снижения Co, W, Mo и особенно Cr. По этой причине в более поздних поколениях суперсплавов на основе Ni значительно снизилось содержание Cr, однако с уменьшением Cr происходит снижение стойкости к окислению . Передовые технологии нанесения покрытий компенсируют потерю стойкости к окислению, сопровождающую снижение содержания Cr. ^{[ 13 ]}^{[ 33 ]} Примеры суперсплавов второго поколения включают PWA1484, CMSX-4 и René N5.

Сплавы третьего поколения включают CMSX-10 и René N6. Суперсплавы четвертого, пятого и шестого поколений содержат добавки рутения , что делает их более дорогими, чем предыдущие Re-содержащие сплавы. Влияние Ru на продвижение фаз TCP недостаточно изучено. В ранних сообщениях утверждалось, что Ru уменьшает пересыщение Re в матрице и тем самым уменьшает восприимчивость к образованию фазы TCP. ^{[ 34 ]} Более поздние исследования отметили противоположный эффект. Чен и др. обнаружили, что в двух сплавах, существенно отличающихся только содержанием Ru (USTB-F3 и USTB-F6), добавление Ru увеличивает как коэффициент распределения, так и пересыщение в γ-матрице Cr и Re, а также тем самым способствовал формированию фаз TCP. ^{[ 35 ]}

Текущая тенденция заключается в том, чтобы избегать очень дорогих и очень тяжелых элементов. Примером может служить сталь Эглин , бюджетный материал с ограниченным температурным диапазоном и химической стойкостью. Он не содержит рения и рутения, а содержание никеля ограничено. Чтобы снизить затраты на производство, его химически разработали для плавления в ковше (хотя и с улучшенными свойствами в вакуумном тигле). Обычная сварка и литье возможны до термообработки. Первоначальной целью было производство высокоэффективных и недорогих гильз для бомб, но этот материал оказался широко применимым в конструкционных целях, включая броню.

Монокристаллические суперсплавы

Монокристаллические суперсплавы (суперсплавы SX или SC) формируются в виде монокристалла с использованием модифицированной версии метода направленной затвердевания, не оставляющей границ зерен . Механические свойства большинства других сплавов зависят от наличия границ зерен, но при высоких температурах они участвуют в ползучести и требуют других механизмов. Во многих таких сплавах островки упорядоченной интерметаллической фазы располагаются в матрице неупорядоченной фазы, причем все они имеют одинаковую кристаллическую решетку . Это аппроксимирует дислокации поведение границ зерен, закрепляющих какого-либо аморфного твердого вещества , без введения в структуру .

Монокристаллические (SX) суперсплавы находят широкое применение в турбинной части высокого давления авиационных и промышленных газотурбинных двигателей благодаря уникальному сочетанию свойств и эксплуатационных характеристик. С момента внедрения технологии литья монокристаллов разработка сплавов SX была сосредоточена на повышении температурной устойчивости, а основные улучшения характеристик сплавов связаны с рением (Re) и рутением (Ru). ^{[ 36 ]}

Поведение деформации ползучести монокристалла суперсплава сильно зависит от температуры, напряжения, ориентации и сплава. Для монокристаллического суперсплава при различных температурах и напряжениях возникают три вида деформации ползучести: рафтинг, третичный и первичный. ^{[ 37 ]}^{[ нужна страница ]} При низкой температуре (~750 °C) сплавы SX проявляют преимущественно первичную ползучесть. Матан и др. пришли к выводу, что степень первичной деформации ползучести сильно зависит от угла между осью растяжения и границей симметрии <001>/<011>. ^{[ 38 ]} При температурах выше 850 °C преобладает третичная ползучесть, которая способствует размягчению деформации. ^{[ 3 ]}^{[ нужна страница ]} Когда температура превышает 1000 °C, преобладает эффект рафтинга, когда кубические частицы под действием растягивающего напряжения преобразуются в плоские формы. ^{[ 39 ]} Плоты формируются перпендикулярно оси растяжения, поскольку γ-фаза транспортируется из вертикальных каналов в горизонтальные. Рид и др. исследовали деформацию одноосной ползучести монокристаллического суперсплава CMSX-4 с ориентацией <001> при 1105 °C и 100 МПа. Они сообщили, что рафтинг полезен для ползучей жизни, поскольку он задерживает развитие деформации ползучести. Кроме того, наплавление происходит быстро и подавляет накопление деформации ползучести до тех пор, пока не будет достигнута критическая деформация. ^{[ 40 ]}

Окисление

Для суперсплавов, работающих при высоких температурах и в агрессивных средах, проблемой является поведение при окислении. Окисление включает химические реакции легирующих элементов с кислородом с образованием новых оксидных фаз, обычно на поверхности сплава. Если не принять меры, окисление может со временем привести к ухудшению сплава различными способами, в том числе: ^{[ 41 ]}^{[ 42 ]}

последовательное окисление поверхности, растрескивание и растрескивание , приводящее к эрозии сплава с течением времени.
поверхности охрупчивание за счет введения оксидных фаз, способствующих образованию трещин и усталостному разрушению
истощение ключевых легирующих элементов, влияющее на механические свойства и, возможно, ухудшающее производительность.

Селективное окисление является основной стратегией, используемой для ограничения этих вредных процессов. Соотношение легирующих элементов способствует образованию специфической оксидной фазы, которая затем действует как барьер для дальнейшего окисления. Чаще всего алюминий и хром в этой роли используют , поскольку они образуют относительно тонкие и сплошные оксидные слои оксида алюминия (Al ₂ O ₃ ) и хрома (Cr ₂ O ₃ ) соответственно. Они обеспечивают низкую диффузию кислорода , эффективно останавливая дальнейшее окисление под этим слоем. В идеальном случае окисление протекает в две стадии. Во-первых, переходное окисление включает преобразование различных элементов, особенно большинства элементов (например, никеля или кобальта). Переходное окисление протекает до тех пор, пока избирательное окисление жертвенного элемента не образует полный барьерный слой. ^{[ 41 ]}

Защитный эффект селективного окисления может быть подорван. Непрерывность оксидного слоя может быть нарушена из-за механического разрушения из-за напряжения или может быть нарушена в результате кинетики окисления (например, если кислород диффундирует слишком быстро). Если слой не является сплошным, его эффективность в качестве диффузионного барьера для кислорода снижается. На стабильность оксидного слоя сильно влияет присутствие других неосновных элементов. Например, добавление бора , кремния и иттрия в суперсплавы способствует адгезии оксидного слоя , уменьшая растрескивание и сохраняя непрерывность. ^{[ 43 ]}

Окисление является основной формой химической деградации суперсплавов. Более сложные процессы коррозии распространены, когда рабочая среда включает соли и соединения серы или в химических условиях, которые резко меняются с течением времени. Эти проблемы также часто решаются с помощью сопоставимых покрытий.

Слизняк

Одной из основных сильных сторон суперсплавов являются их превосходные свойства сопротивления ползучести по сравнению с большинством обычных сплавов. Начнем с того, что 𝛾'-упрочненные суперсплавы имеют то преимущество, что требуют, чтобы дислокации двигались парами из-за того, что фаза создает высокую энергию противофазной границы (APB) во время движения дислокаций. Из-за этой высокой энергии APB вторая дислокация должна нейтрализовать энергию APB, созданную первой. ^{[ 25 ]} При этом значительно снижается подвижность дислокаций в материале, что должно препятствовать ползучести, активируемой дислокациями. Эти пары дислокаций (также называемые супердислокациями) ^{[ 44 ]}) были описаны как слабо или сильно связанные, причем расстояние между дислокациями по сравнению с размером диаметра частиц является определяющим фактором между слабой и сильной связью. Слабосвязанная дислокация имеет относительно большое расстояние между дислокациями по сравнению с диаметром частицы, тогда как сильносвязанная дислокация имеет относительно сопоставимое расстояние по сравнению с диаметром частицы. Это определяется не расстоянием между дислокациями, а размером 𝛾'-частиц. Слабосвязанная дислокация возникает, когда размер частиц относительно мал, тогда как сильносвязанная дислокация возникает, когда размер частиц относительно велик (например, когда суперсплав стареет слишком долго). Для слабосвязанных дислокаций наблюдается закрепление и искривление линии дислокации на 𝛾'-частицах. Поведение сильно связанных дислокаций во многом зависит от длины линий дислокаций, и преимущества, которые они дают в отношении сопротивления, исчезают, как только размер частиц становится достаточно большим.

Кроме того, суперсплавы демонстрируют сравнительно превосходное сопротивление ползучести при высоких температурах из-за термически активированного поперечного скольжения дислокаций. ^{[ 25 ]} При поперечном скольжении одной из дислокаций в паре в другую плоскость дислокации становятся закрепленными, поскольку они больше не могут двигаться как пара. Такое крепление снижает способность дислокаций двигаться при ползучести, активированной дислокациями, и улучшает свойства сопротивления ползучести материала.

Также было показано, что увеличение несоответствия решетки между 𝛾/𝛾' полезно для сопротивления ползучести. ^{[ 45 ]} Это связано прежде всего с тем, что большое несоответствие решеток между двумя фазами приводит к более высокому барьеру для движения дислокаций, чем низкое несоответствие решеток.

Для монокристаллических суперсплавов на основе Ni можно увидеть более десяти различных видов легирующих добавок для улучшения сопротивления ползучести и общих механических свойств. ^{[ 46 ]} Легирующие элементы включают Cr, Co, Al, Mo, W, Ti, Ta, Re и Ru. Было описано, что такие элементы, как Co, Re и Ru, улучшают сопротивление ползучести, способствуя образованию дефектов упаковки за счет снижения энергии дефекта упаковки. Увеличение количества дефектов упаковки приводит к торможению движения дислокаций. Другие элементы (Al, Ti, Ta) могут благоприятно распределяться и улучшать зарождение 𝛾'-фазы.

Диффузия также является методом ползучести, и существует несколько способов ограничения диффузионной ползучести. Одним из основных способов ограничения диффузионной ползучести в суперсплавах является манипулирование зеренной структурой для уменьшения границ зерен, которые, как правило, являются путями легкой диффузии. ^{[ 47 ]} Обычно это делается путем производства суперсплавов в виде монокристаллов, ориентированных параллельно направлению приложенной силы.

Обработка

Суперсплавы изначально изготавливались на основе железа и подвергались холодной обработке до 1940-х годов, когда литье по выплавляемым моделям сплавов на основе кобальта значительно повысило рабочие температуры. Развитие вакуумной плавки в 1950-х годах позволило точно контролировать химический состав суперсплавов и уменьшить загрязнение, что, в свою очередь, привело к революции в технологиях обработки, таких как направленная затвердевание сплавов и монокристаллических суперсплавов. ^{[ 48 ]}^{[ нужна страница ]}

Методы обработки широко варьируются в зависимости от требуемых свойств каждого предмета.

Литье и ковка

Литье и ковка — традиционные методы металлургической обработки, с помощью которых можно получать как поликристаллические, так и монокристаллические изделия. Поликристаллические отливки обладают более высоким сопротивлением разрушению, тогда как монокристаллические отливки обладают более высоким сопротивлением ползучести.

В реактивных турбинных двигателях используются оба типа кристаллических компонентов, чтобы воспользоваться их индивидуальными преимуществами. Диски турбины высокого давления, находящиеся возле центральной ступицы двигателя, поликристаллические. Лопатки турбины, которые проходят радиально в корпус двигателя, испытывают гораздо большую центростремительную силу, что требует сопротивления ползучести, обычно монокристаллического или поликристаллического с предпочтительной ориентацией кристаллов.

Литье по выплавляемым моделям

Литье по выплавляемым моделям — это метод металлургической обработки, при котором изготавливается восковая форма и используется в качестве шаблона для керамической формы. Керамическая форма заливается вокруг восковой формы и затвердевает, восковая форма выплавляется из керамической формы, а в пустоту, оставленную воском, заливается расплавленный металл. Это приводит к получению металлической формы той же формы, 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 твердой матрицы. Обычно поликристаллический продукт не имеет предпочтительной ориентации зерен.

Направленное затвердевание

При направленной кристаллизации используется температурный градиент для содействия зарождению металлических зерен на низкотемпературной поверхности, а также для содействия их росту вдоль температурного градиента. Это приводит к вытягиванию зерен по градиенту температуры и значительно большему сопротивлению ползучести параллельно направлению длинных зерен. В лопатках поликристаллических турбин направленная кристаллизация используется для ориентации зерен параллельно центростремительной силе. Это также известно как дендритная затвердевание.

Рост монокристаллов

Рост монокристалла начинается с затравочного кристалла, который используется для выращивания более крупного кристалла. Весь процесс длительный, и после выращивания монокристалла необходима механическая обработка.

Порошковая металлургия

Порошковая металлургия — это класс современных технологий обработки, при которых металлы сначала измельчают в порошок, а затем придают им желаемую форму путем нагрева ниже температуры плавления. В этом отличие от литья, которое происходит из расплавленного металла. При производстве суперсплавов часто используется порошковая металлургия из-за ее эффективности использования материала (обычно из конечного продукта требуется гораздо меньше металлических отходов) и ее способности облегчать механическое легирование. Механическое легирование — это процесс, при котором армирующие частицы внедряются в материал матрицы суперсплава путем многократного разрушения и сварки. ^{[ 49 ]}^{[ не удалось пройти проверку ]}

Спекание и горячее изостатическое прессование

Спекание и горячее изостатическое прессование — это методы обработки, используемые для уплотнения материалов из рыхлого « сырого тела » в твердый объект с физически слитыми зернами. Спекание происходит ниже температуры плавления и приводит к слиянию соседних частиц на их границах, создавая прочную связь между ними. При горячем изостатическом прессовании спеченный материал помещают в сосуд под давлением и сжимают со всех сторон (изостатически) в инертной атмосфере для воздействия на уплотнение. ^{[ 50 ]}

Аддитивное производство

Селективное лазерное плавление (также известное как сплавление в порошковом слое ) — это процедура аддитивного производства, используемая для создания сложных подробных форм из файла САПР . Форма проектируется, а затем преобразуется в фрагменты. Эти фрагменты отправляются на станок лазерной печати для печати конечного продукта. Короче говоря, подготавливается слой металлического порошка, и в слое порошка формируется срез с помощью высокоэнергетического лазера, спекающего частицы вместе. Слой порошка перемещается вниз, и сверху накатывается новая порция металлического порошка. Затем этот слой спекается лазером, и процесс повторяется до тех пор, пока не будут обработаны все срезы. ^{[ 51 ]} Аддитивное производство может оставить после себя поры. Многие изделия подвергаются термической обработке или горячему изостатическому прессованию для уплотнения изделия и уменьшения пористости. ^{[ 52 ]}

Покрытия

В современных газовых турбинах температура на входе в турбину (~ 1750 К) превышает температуру начала плавления суперсплава (~ 1600 К) благодаря технологии обработки поверхности. ^{[ 53 ]}^{[ нужна страница ]}

Типы

Существует три типа покрытий: диффузионные покрытия, накладные покрытия и термобарьерные покрытия. диффузионные покрытия, состоящие в основном из алюминида Наиболее распространены или алюминида платины. Накладные покрытия на основе MCrAlX (M=Ni или Co, X=Y, Hf, Si) повышают стойкость к коррозии и окислению. По сравнению с диффузионными покрытиями накладные покрытия более дороги, но менее зависят от состава подложки, поскольку их необходимо наносить методом воздушного или вакуумно-плазменного напыления (APS/VPS). ^{[ 54 ]}^{[ нужна страница ]} или электронно-лучевое физическое осаждение из паровой фазы (EB-PVD). ^{[ 55 ]} Термобарьерные покрытия обеспечивают наилучшее повышение рабочей температуры и срока службы покрытия. Подсчитано, что современный ТБП толщиной 300 мкм, если его использовать в сочетании с полым компонентом и охлаждающим воздухом, потенциально может снизить температуру поверхности металла на несколько сотен градусов. ^{[ 56 ]}

Термобарьерные покрытия

Теплозащитные покрытия (TBC) широко используются в газотурбинных двигателях для увеличения срока службы компонентов и производительности двигателя. ^{[ 57 ]} Покрытие толщиной около 1–200 мкм может снизить температуру на поверхности суперсплава до 200 К. TBC представляют собой систему покрытий, состоящую из связующего слоя, термически выращенного оксида (TGO) и теплоизоляционного керамического верхнего покрытия. В большинстве случаев связующее покрытие представляет собой либо MCrAlY (где M = Ni или NiCo), либо покрытие из модифицированного алюминида Pt. Плотный связующий слой необходим для защиты основы из суперсплава от окисления и горячей коррозии, а также для образования липкой, медленно растущей поверхности TGO. ТГО образуется в результате окисления алюминия, содержащегося в связующем слое. Текущий теплоизоляционный слой (первого поколения) состоит из 7 мас.% диоксида циркония, стабилизированного иттрием (7YSZ), типичной толщиной 100–300 мкм. Цирконий, стабилизированный иттрием, используется из-за его низкой теплопроводности (2,6 Вт/мК для полностью плотного материала), относительно высокого коэффициента теплового расширения и высокой температурной стабильности. Процесс электронно-лучевого осаждения из паровой фазы (EB-DVD), используемый для нанесения TBC на аэродинамические профили турбин, создает столбчатую микроструктуру с несколькими уровнями пористости. Межколонная пористость имеет решающее значение для обеспечения устойчивости к деформации (благодаря низкому модулю в плоскости), поскольку в противном случае она раскололась бы при термоциклировании из-за несоответствия теплового расширения подложке из суперсплава. Эта пористость снижает проводимость термического покрытия.

Бонд пальто

Соединительное покрытие прикрепляет тепловой барьер к подложке. Кроме того, связующее покрытие обеспечивает защиту от окисления и действует как диффузионный барьер, препятствующий движению атомов подложки в окружающую среду. Пять основных типов связующих покрытий: алюминиды , алюминиды платины, MCrAlY, кобальт- керметы и никель-хром. Для покрытий на алюминидной связке окончательный состав и структура покрытия зависят от состава подложки. Алюминиды не обладают пластичностью при температуре ниже 750 ° C и обладают ограниченной термомеханической усталостной прочностью. Pt-алюминиды аналогичны алюминидным связующим покрытиям, за исключением слоя Pt (5—10 мкм), нанесенного на лезвие. Платина способствует адгезии оксидов и способствует горячей коррозии, увеличивая срок службы лезвия. MCrAlY не сильно взаимодействует с подложкой. Покрытия MCrAlY из вторичных оксидов алюминия обычно наносятся плазменным напылением. Это означает, что покрытия образуют внешний слой хрома и слой вторичного оксида алюминия под ним. Эти оксидные образования возникают при высоких температурах, близких к тем, с которыми обычно сталкиваются суперсплавы. ^{[ 58 ]} Хромий обеспечивает стойкость к окислению и горячей коррозии. Оксид алюминия контролирует механизмы окисления, ограничивая рост оксидов за счет самопассивации. Иттрий улучшает сцепление оксида с подложкой и ограничивает рост границ зерен (что может привести к отслаиванию покрытия). ^{[ 59 ]} Добавление рения и тантала повышает стойкость к окислению. Покрытия на основе кобальта -кермета, состоящие из таких материалов, как карбид вольфрама /кобальта, могут использоваться благодаря превосходной стойкости к истиранию, коррозии, эрозии и нагреву. ^{[ 60 ]}^{[ нужна полная цитата ]} Эти металлокерамические покрытия хорошо работают в ситуациях, когда температура и окисление вызывают серьезные проблемы, например, в котлах. Одним из уникальных преимуществ кобальтового кермета является минимальная потеря массы покрытия с течением времени благодаря прочности карбидов. В целом металлокерамические покрытия полезны в ситуациях, когда механические требования равны химическим. 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 коррозийных соединений в парах. ^{[ 61 ]} Конкретный метод нанесения покрытия зависит от состава покрытия. Никель-хромовые покрытия, которые также содержат железо или алюминий, обеспечивают лучшую коррозионную стойкость при напылении и лазерном глазуровании, тогда как покрытия из чистого никель-хрома работают лучше при исключительно термическом напылении. ^{[ 62 ]}

Методы процесса

Доступны несколько видов процесса нанесения покрытия: процесс цементации пакета, газофазное покрытие (оба являются разновидностью химического осаждения из паровой фазы (CVD)), термическое напыление и физическое осаждение из паровой фазы. В большинстве случаев после процесса нанесения покрытия приповерхностные области деталей обогащаются алюминием в матрице алюминида никеля .

Пакетная цементация

Пакетная цементация представляет собой широко используемый метод CVD, который заключается в погружении покрываемых компонентов в смесь металлического порошка и активаторов галогенида аммония и герметизации их в реторте . Весь аппарат помещается в печь и нагревается в защитной атмосфере до температуры ниже нормальной, обеспечивающей диффузию благодаря химической реакции галогенидных солей, которая вызывает эвтектическую связь между двумя металлами. Поверхностный сплав, образующийся за счет термодиффузионной миграции ионов, имеет металлургическую связь с подложкой и интерметаллидный слой, обнаруженный в гамма-слое поверхностных сплавов.

Традиционная упаковка состоит из четырех компонентов при температуре ниже (750 °C):

Подложка или части

Порошковые сплавы черных и цветных металлов: (Ti и/или Al, Si и/или Zn, B и/или Cr)

Активатор галогенидной соли: галогенидные соли аммония.

Относительно инертный порошок наполнителя (Al2O3, SiO2 или SiC)

Этот процесс включает в себя:

алюминирование
Хромирование
Силиконирование
Шерардизация
Боронирующий
Титанирование

Пакетная цементация вновь появилась в сочетании с другими химическими процессами для снижения температуры комбинаций металлов и придания интерметаллических свойств различным комбинациям сплавов для обработки поверхности.

Термическое напыление

Термическое напыление включает нагрев исходного материала-прекурсора и его распыление на поверхность. Конкретные методы зависят от желаемого размера частиц, толщины слоя, скорости распыления, желаемой площади и т. д. ^{[ 63 ]}^{[ нужна полная цитата ]} Термическое напыление основано на адгезии к поверхности. В результате перед применением поверхность суперсплава необходимо очистить, подготовить и обычно отполировать. ^{[ 64 ]}

Плазменное напыление

Плазменное напыление обеспечивает универсальность используемых покрытий и устойчивость к высоким температурам. ^{[ 65 ]} Плазменное напыление позволяет обрабатывать широкий спектр материалов по сравнению с другими методами. Пока разница между температурами плавления и разложения превышает 300 К, плазменное напыление возможно. ^{[ 66 ]}^{[ нужна страница ]}

Газовая фаза

Газофазное напыление осуществляется при более высоких температурах, около 1080 °С. Материал покрытия обычно загружается на лотки без физического контакта с покрываемыми деталями. Смесь для покрытия содержит активный материал покрытия и активатор, но обычно не тепловой балласт. Как и в процессе цементации пакета, на поверхность детали переносится газообразный хлорид (или фторид) алюминия. Однако в этом случае диффузия направлена наружу. Этот вид покрытия также требует диффузионной термообработки.

Механизмы отказа

Разрушение термобарьерного покрытия обычно проявляется в виде расслоения, которое возникает из-за температурного градиента во время термоциклирования между температурой окружающей среды и условиями работы в сочетании с разницей в коэффициентах теплового расширения подложки и покрытия. Полное разрушение покрытия происходит редко – некоторые его части остаются неповрежденными, а при повторении испытаний в идентичных условиях наблюдается значительный разброс времени до разрушения. ^{[ 3 ]}^{[ нужна страница ]} Различные механизмы деградации влияют на термобарьерное покрытие. ^{[ 67 ]}^{[ 68 ]} и некоторые или все из них должны сработать до того, как наконец произойдет сбой:

Окисление на границе раздела термобарьерного покрытия и подстилающего связующего слоя; ^{[ 69 ]}
Истощение алюминия в связующем покрытии из-за окисления ^{[ 70 ]} и диффузия с подложкой; ^{[ 71 ]}
Термические напряжения из-за несоответствия коэффициента теплового расширения и напряжения роста из-за образования термически выращенного оксидного слоя; ^{[ 72 ]}
Дефекты вблизи термически выращенного оксидного слоя; ^{[ 73 ]}^{[ 74 ]}^{[ 75 ]}
Различные другие осложняющие факторы при работе двигателя. ^{[ 76 ]}^{[ 77 ]}^{[ 78 ]}^{[ 79 ]}^{[ 80 ]}

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

Приложения

Турбины

Суперсплавы на основе никеля используются в несущих конструкциях, требующих самой высокой гомологичной температуры из всех распространенных систем сплавов (Tm = 0,9, или 90% от их температуры плавления). Среди наиболее требовательных применений конструкционного материала – горячие секции газотурбинных двигателей (например, лопатки турбины ). Они составляют более 50% веса современных авиационных двигателей. Широкое использование суперсплавов в газотурбинных двигателях в сочетании с тем фактом, что термодинамический КПД газотурбинных двигателей является функцией повышения температуры на входе в турбину, отчасти послужило мотивацией для увеличения максимальной температуры использования суперсплавов. В период с 1990 по 2020 годы температурные возможности профиля турбины увеличивались в среднем примерно на 2,2 °C/год. Два основных фактора сделали это увеличение возможным: ^{[ нужна ссылка ]}

Технологии обработки, которые улучшали чистоту сплавов (тем самым повышая надежность) и/или позволяли создавать индивидуальные микроструктуры, такие как направленно затвердевшие или монокристаллические материалы.
Разработка сплавов, приводящая к созданию материалов с более высокими температурами, в первую очередь за счет добавления тугоплавких элементов, таких как Re, W, Ta и Mo.

Около 60% повышений температуры связано с усовершенствованным охлаждением, а 40% — с улучшением материалов. Температура поверхности лопаток современных турбин приближается к 1150 C. Наиболее тяжелые сочетания напряжений и температур соответствуют средней температуре металла в объеме, приближающейся к 1000 C.

Хотя суперсплавы на основе Ni сохраняют значительную прочность до 980 C, они склонны к воздействию окружающей среды из-за присутствия химически активных легирующих элементов. Поверхностное воздействие включает окисление, горячую коррозию и термическую усталость. ^{[ 10 ]}

Производство энергии

Высокотемпературные материалы ценны для преобразования энергии и производства энергии. максимальная эффективность преобразования энергии В таких приложениях желательна в соответствии с циклом Карно . Поскольку эффективность Карно ограничена разницей температур между горячим и холодным резервуарами, более высокие рабочие температуры повышают эффективность преобразования энергии. Рабочие температуры ограничены суперсплавами, что ограничивает область применения примерно до 1000–1400 °C. Энергетические приложения включают в себя: ^{[ 81 ]}

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

Нержавеющая сталь, образующая глинозем, пригодна для сварки и имеет потенциал для использования в автомобильной промышленности, например, для высокотемпературных выхлопных труб, а также для улавливания и повторного использования тепла.

Исследовать

Радиолиз

Национальные лаборатории Сандии изучают радиолиз для производства суперсплавов. Он использует синтез наночастиц для создания сплавов и суперсплавов. Этот процесс обещает стать универсальным методом формирования наночастиц . Развивая понимание фундаментальной науки о материалах , возможно, можно будет расширить исследования других аспектов суперсплавов. Радиолизом производятся поликристаллические сплавы, которые страдают от неприемлемого уровня ползучести.

Аустенитная сталь

Сплавы нержавеющей стали остаются объектом исследований из-за более низких затрат на производство, а также потребности в аустенитной нержавеющей стали, устойчивой к высокотемпературной коррозии в средах с водяным паром. Исследования сосредоточены на повышении прочности на разрыв при высоких температурах, ударной вязкости и сопротивления ползучести, чтобы конкурировать с суперсплавами на основе Ni. ^{[ 24 ]}

Национальная лаборатория Ок-Ридж исследует аустенитные сплавы, добиваясь такой же ползучести и коррозионной стойкости при 800 °C, что и другие аустенитные сплавы, включая суперсплавы на основе Ni. ^{[ 24 ]}

Суперсплавы AFA

Разработка суперсплавов AFA с содержанием Ni на основе 35 мас.% показала потенциал для использования при рабочих температурах до 1100 °C. ^{[ 24 ]}

Многоосновный суперсплав (МПЭС)

Исследователи из Sandia Labs, Национальной лаборатории Эймса и Университета штата Айова сообщили о напечатанном на 3D-принтере суперсплаве, состоящем из 42% алюминия, 25% титана, 13% ниобия, 8% циркония, 8% молибдена и 4% тантала. Большинство сплавов состоят в основном из одного первичного элемента в сочетании с небольшим количеством других элементов. Напротив, MPES содержит значительное количество трех или более элементов. ^{[ 82 ]}

Такие сплавы обещают улучшить характеристики при высоких температурах, соотношение прочности к весу, вязкости разрушения, коррозионной и радиационной стойкости, износостойкости и других. Они сообщили о соотношении твердости и плотности 1,8–2,6 ГПа-см. ³/г, что превосходит все известные сплавы, включая интерметаллиды, алюминиды титана, тугоплавкие МПЭА и традиционные жаропрочные сплавы на основе Ni. Это представляет собой улучшение на 300 % по сравнению с Inconel 718, исходя из измеренной пиковой твердости 4,5 ГПа и плотности 8,2 г/см. ³, (0,55 ГПа-см ³/г). ^{[ 82 ]}

Материал стабилен при температуре 800 °C, что выше, чем температура 570+ °C, встречающаяся на типичных угольных электростанциях. ^{[ 82 ]}

Исследователи признали, что процесс 3D-печати приводит к образованию микроскопических трещин при формовании крупных деталей и что сырье включает в себя металлы, которые ограничивают применимость в дорогостоящих приложениях. ^{[ 82 ]}

См. также

Ссылки

^ Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д ^и ^ж Симс, Коннектикут (1984). «История металлургии суперсплавов для металлургов суперсплавов». Суперсплавы 1984 (Пятый международный симпозиум) . стр. 399–419. doi : 10.7449/1984/Superalloys_1984_399_419 .
^ Картер, Тим Дж (апрель 2005 г.). «Типичные неисправности лопаток газовых турбин». Инженерный анализ отказов . 12 (2): 237–247. doi : 10.1016/j.engfailanal.2004.07.004 .
^ Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д ^и ^ж Рид, RC (2008). Суперсплавы: основы и применение . Кембридж: Издательство Кембриджского университета. ISBN 9780521070119 .
^ Кляйн, Л.; Шен, Ю.; Киллиан, MS; Виртанен, С. (2011). «Влияние B и Cr на высокотемпературное окисление новых γ/γ'-упрочненных суперсплавов на основе Co». Коррозионная наука . 53 (9): 2713–720. Бибкод : 2011Corro..53.2713K . doi : 10.1016/j.corsci.2011.04.020 .
^ Синагава, К.; Омори, Тошихиро; Оикава, Кацунари; Кайнума, Рёске; Исида, Киёхито (2009). «Повышение пластичности за счет добавления бора в жаропрочных сплавах Co – Al – W». сценария Материал 61 (6): 612–15. дои : 10.1016/j.scriptamat.2009.05.037 .
^ Джамей, Энтони (сентябрь 2013 г.). «Разработка монокристаллических суперсплавов: краткая история» . Передовые материалы и процессы : 26–30 – через asminternational.
^ Акча, Энес; Гюрсель, Али (2015). «Обзор суперсплавов и суперсплава INCONEL на основе никеля IN718» . Периодические издания по инженерным и естественным наукам . 3 (1): 15–27. doi : 10.21533/pen.v3i1.43 – через pen.ius.edu.ba.
^ Перейти обратно: ^а ^б Белан, Юрай (2016). «Фазы GCP и TCP, представленные в суперсплавах на основе никеля». Материалы сегодня: Труды . 3 (4): 936–941. дои : 10.1016/j.matpr.2016.03.024 .
^ Перейти обратно: ^а ^б Рэй, CMF; Карунаратне, MSA; Смолл, СиДжей; Брумфилд, RW; Джонс, Китай; Рид, RC (2000). «Топологически плотноупакованные фазы в экспериментальном монокристаллическом суперсплаве, содержащем рений». Суперсплавы 2000 (Девятый международный симпозиум) . стр. 767–776. doi : 10.7449/2000/Superalloys_2000_767_776 . ISBN 0-87339-477-1 .
^ Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д ^и Рэнди Боуман. «Суперсплавы: букварь и история» . Проверено 6 марта 2020 г. - через tms.org.
^ Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д Саболь, врач общей практики; Стиклер, Р. (1969). «Микроструктура суперсплавов на основе никеля». Физический статус Solidi B. 35 (1): 11–52. Бибкод : 1969ПССБР..35...11С . дои : 10.1002/pssb.19690350102 .
^ Дой, М.; Мики, Д.; Моритани, Т.; Козакай, Т. (2004). «Микроструктура Гамма/Гамма-Прайм, образованная путем поэтапного разделения выделений гамма-Прайм в сплаве Ni-Al-Ti». Суперсплавы 2004 (Десятый международный симпозиум) . стр. 109–114. doi : 10.7449/2004/Superalloys_2004_109_114 . ISBN 0-87339-576-Х .
^ Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д Дюнан, Дэвид К. «Материаловедение и инженерия 435: Высокотемпературные материалы». Северо-Западный университет, Эванстон. 25 февраля 2016. Лекция.
^ Институт Кобальта (14 февраля 2018 г.). «Суперсплавы» . www.cobaltinstitute.org . Проверено 10 декабря 2019 г.
^ Перейти обратно: ^а ^б ^с Сато, Дж (2006). «Жаркотемпературные сплавы на основе кобальта». Наука . 312 (5770): 90–91. Бибкод : 2006Sci...312...90S . дои : 10.1126/science.1121738 . ПМИД 16601187 . S2CID 23877638 .
^ Макинени, СК; Нитин, Б.; Чаттопадхьяй, К. (март 2015 г.). «Новый безвольфрамовый суперсплав γ–γ' на основе Co–Al–Mo–Nb». Сценарный материал . 98 : 36–39. дои : 10.1016/j.scriptamat.2014.11.009 .
^ Нишадхам, Чандрамули; Осес, Кори; Хансен, Джейкоб Э.; Такеучи, Ичиро; Куртароло, Стивен; Харт, Гас Л.В. (январь 2017 г.). «Вычислительный высокопроизводительный поиск новых тройных суперсплавов» . Акта Материалия . 122 : 438–447. arXiv : 1603.05967 . Бибкод : 2017AcMat.122..438N . дои : 10.1016/j.actamat.2016.09.017 . S2CID 11222811 .
^ Кингс Пул, Фердинанд Л.; Перрин Тойнин, Джеймс; Дюнан, Дэвид К. (июнь 2018 г.). «Микроструктуры γ+γ' в тройных системах Co-Ta-V и Co-Nb-V» . Акта Материалия 151 : 137–148. Бибкод : 2018AcMat.151..137R . дои : 10.1016/j.actamat.2018.03.057 .
^ Перейти обратно: ^а ^б Кюи, К. (2006). «Новый суперсплав на основе ко-основы, усиленный γ'-фазой» . Операции с материалами . 47 (8): 2099–2102. дои : 10.2320/матертранс.47.2099 .
^ Куцуради, Д.; Дэвин, А.; Ламберигтс, М. (апрель 1987 г.). «Суперсплавы на основе кобальта для применения в газовых турбинах». Материаловедение и инженерия . 88 : 11–19. дои : 10.1016/0025-5416(87)90061-9 .
^ Сузуки, А.; Поллок, Треса М. (2008). «Высокотемпературная прочность и деформация двухфазных сплавов на основе Co–Al–W γ/γ’». Акта Материалия . 56 (6): 1288–97. Бибкод : 2008AcMat..56.1288S . дои : 10.1016/j.actamat.2007.11.014 .
^ «Обзор: осаждение в аустенитных нержавеющих сталях» . www.phase-trans.msm.cam.ac.uk . Проверено 2 марта 2018 г.
^ Перейти обратно: ^а ^б ^с Брэди, член парламента; Ямамото, Ю.; Сантелла, ML; Мазиас, П.Дж.; Пинт, бакалавр; Лю, Коннектикут; Лу, З.П.; Бэй, Х. (июль 2008 г.). «Разработка глиноземообразующих аустенитных нержавеющих сталей для использования в высокотемпературных конструкциях». ДЖОМ . 60 (7): 12–18. Бибкод : 2008JOM....60g..12B . дои : 10.1007/s11837-008-0083-2 . S2CID 137354503 .
^ Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д Муралидхаран, Г.; Ямамото, Ю.; Брэди, член парламента; Уокер, ЛР; Мейер III, HM; Леонард, DN (ноябрь 2016 г.). «Разработка литых глиноземистых аустенитных нержавеющих сталей» . ДЖОМ . 68 (11): 2803–2810. Бибкод : 2016JOM....68k2803M . дои : 10.1007/s11837-016-2094-8 . ОСТИ 1362187 . S2CID 137160315 .
^ Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д Лафлин, Дэвид Э.; Хоно, Казухиро (2014). Физическая металлургия (5-е изд.). Амстердам: Эльзевир. ISBN 978-0-444-53770-6 .
^ Ру, Йи; Ли, Шусуо; Чжоу, Цзянь; Пей, Янлин; Ван, Хуэй; Гонг, Шэнкай; Сюй, Хуэйбинь (11 августа 2016 г.). «Дислокационная сеть со структурой парного взаимодействия на границе раздела {111} γ/γ’ монокристаллического суперсплава на основе Ni» . Научные отчеты . 6 (1): 29941. дои : 10.1038/srep29941 . ISSN 2045-2322 . ПМЦ 4980694 . ПМИД 27511822 .
^ Эгелер, Г.; Длоуи, А. (1 октября 1997 г.). «Об образовании 〈010〉-дислокаций в γ′-фазе монокристаллов суперсплавов при высокотемпературной ползучести при низких напряжениях» . Акта Материалия . 45 (10): 4251–4262. дои : 10.1016/S1359-6454(97)00084-0 . ISSN 1359-6454 .
^ Леон-Казарес, Флорида; Шлюттер, Р.; Монни, Ф.; Харди, MC; Рэй, CMF (декабрь 2022 г.). «Зарождение собственных дефектов упаковки сверхрешетки посредством поперечного скольжения в суперсплавах на основе никеля» . Акта Материалия . 241 : 118372. Бибкод : 2022AcMat.24118372L . дои : 10.1016/j.actamat.2022.118372 . ISSN 1359-6454 .
^ Перейти обратно: ^а ^б Додаран, М.; Эттефаг, А. Хеммасян; Го, С.М.; Хонсари, ММ; Мэн, WJ; Шамсаи, Н.; Шао, С. (1 февраля 2020 г.). «Влияние легирующих элементов на энергию границы противофазы γ' в жаропрочных сплавах на основе Ni» . Интерметаллики . / j.intermet.2019.106670 doi : 10.1016 . ISSN 0966-9795 .
^ Майр, К.; Эгелер, Г.; Длоуи, А. (март 1996 г.). «Анализ дислокационных структур после двойной сдвиговой ползучести монокристаллов суперсплава CMSX6 при температурах выше 1000 °C» . Материаловедение и инженерия: А. 207 (1): 51–63. дои : 10.1016/0921-5093(96)80002-5 . ISSN 0921-5093 .
^ Бомбач, Д.; Фазаринц, М.; Куглер, Г.; Спайич, С. (2008). «Развитие микроструктуры суперсплавов Нимоник 80А при горячей деформации» . Материалы и геосреда . 55 (3): 319–328 . Проверено 8 марта 2020 г. - через ResearchGate.
^ Рид, RC (2006). Суперсплавы: основы и применение . Кембридж: Издательство Кембриджского университета. п. 121. ИСБН 9780521070119 .
^ Дюнанд, Дэвид К. «Высокотемпературные материалы для преобразования энергии» Материаловедение и инженерия 381: Материалы для энергоэффективных технологий. Северо-Западный университет, Эванстон. 3 февраля 2015. Лекция.
^ О'Хара, К.С., Уолстон, В.С., Росс, Э.В., Даролия, Р. Патент США 5,482,789, 1996.
^ Чен, JY; Фэн, К.; Солнце, ZQ (октябрь 2010 г.). «Топологически плотноупакованное продвижение фазы в монокристаллическом суперсплаве, содержащем Ru». Скрипта Материалия . 63 (8): 795–798. дои : 10.1016/j.scriptamat.2010.06.019 .
^ Валь, Жаклин; Харрис, Кен (2014). «Новые монокристаллические суперсплавы – обзор и обновление» . Сеть конференций MATEC . 14 : 17002. doi : 10.1051/matecconf/20141417002 . S2CID 55396795 .
^ Набарро, ФРН; де Вильерс, HL (1995). Физика ползучести: ползучесть и жаропрочные сплавы . Лондон: Талилор и Фрэнсис. ISBN 9780850668520 .
^ Матан, Н.; Кокс, округ Колумбия; Картер, П.; Рист, Массачусетс; Рэй, CMF; Рид, Р.К. (1999). «Ползучесть монокристаллов суперсплава CMSX-4: влияние разориентации и температуры». Акта Материалия . 47 (5): 1549–1563. Бибкод : 1999AcMat..47.1549M . дои : 10.1016/s1359-6454(99)00029-4 .
^ Набарро, Фрэнк Р.Н. (1996). «Рафтинг по суперсплавам». Металлургические и сырьевые операции А . 27 (3): 513–530. Бибкод : 1996MMTA...27..513N . дои : 10.1007/BF02648942 . S2CID 137172614 .
^ Рид, RC; Матан, Н.; Кокс, округ Колумбия; Рист, Массачусетс; Рэй, CMF (1999). «Ползучесть монокристаллов суперсплава CMSX-4: эффекты рафтинга при высокой температуре». Акта Материалия . 47 (12): 3367–3381. Бибкод : 1999AcMat..47.3367R . дои : 10.1016/S1359-6454(99)00217-7 .
^ Перейти обратно: ^а ^б Петтит, Ф.С.; Мейер, GH (1984). «Окисление и горячая коррозия суперсплавов». Суперсплавы 1984 (Пятый международный симпозиум) . стр. 651–687. doi : 10.7449/1984/Superalloys_1984_651_687 .
^ Лунд и Вагнер. «Окисление суперсплавов на основе никеля и кобальта» ^{[ мертвая ссылка ]}. Отчет DMIC 214. 1 марта 1965 г. Информационный центр оборонных металлов, Мемориальный институт Бателла, Колумбус, Огайо.
^ Кляйн, Л.; Бауэр, С.; Ноймайер, С.; Гёкен, М.; Виртанан, С. (2011). «Высокотемпературное окисление γ/γ’-упрочненных суперсплавов на основе Co». Коррозионная наука . 53 (5): 2027–2034. Бибкод : 2011Corro..53.2027K . дои : 10.1016/j.corsci.2011.02.033 .
^ «Суперсплав на основе никеля: дислокационная структура» . www.phase-trans.msm.cam.ac.uk . Проверено 13 мая 2024 г.
^ Тиан, Суги; Чжан, Цзинхуа; Сюй, Юнбо; Ху, Чжуанци; Ян, Хунцай; Ву, Синь (1 декабря 2001 г.). «Особенности и факторы влияния ползучести монокристаллических жаропрочных сплавов на основе никеля» . Металлургические и сырьевые операции А . 32 (12): 2947–2957. дои : 10.1007/s11661-001-0169-8 . ISSN 1543-1940 .
^ Ся, Ваньшунь; Чжао, Синьбао; Юэ, Лян; Чжан, Цзе (апрель 2020 г.). «Микроструктурная эволюция и механизмы ползучести в монокристаллических суперсплавах на основе Ni: обзор» . Журнал сплавов и соединений . 819 : 152954. дои : 10.1016/j.jallcom.2019.152954 .
^ Кембридж, факультет материаловедения и металлургии – Университет Кембриджа. «Проектирование с учетом сопротивления ползучести — суперсплавы на основе никеля» . www.doitpoms.ac.uk . Проверено 13 мая 2024 г.
^ К. Симс, Н. Столофф, В. Хейгел, Суперсплавы II: высокотемпературные материалы для аэрокосмической и промышленной энергетики , 1987, John Wiley & Sons.
^ «PIM International Том 7 № 1, март 2013 г.» . Международная компания по литью под давлением порошков . Проверено 1 марта 2016 г.
^ Аткинсон, Х.В.; Дэвис, С. (декабрь 2000 г.). «Основные аспекты горячего изостатического прессования: обзор». Металлургические и сырьевые операции А . 31 (12): 2981–3000. Бибкод : 2000MMTA...31.2981A . дои : 10.1007/s11661-000-0078-2 . S2CID 137660703 .
^ Гу, Д.Д.; Майнерс, В; Виссенбах, К; Поправе, Р. (май 2012 г.). «Лазерное аддитивное производство металлических деталей: материалы, процессы и механизмы». Международные обзоры материалов . 57 (3): 133–164. Бибкод : 2012ИМРв...57..133Г . дои : 10.1179/1743280411Y.0000000014 . S2CID 137144519 .
^ Грейбилл, Бенджамин; Ли, Мин; Малави, Дэвид; Ма, Чао; Альварадо-Ороско, Хуан-Мануэль; Мартинес-Франко, Энрике (18 июня 2018 г.). «Аддитивное производство суперсплавов на основе никеля». Том 1: Аддитивное производство; Биологическое и устойчивое производство . Колледж-Стейшн, Техас, США: Американское общество инженеров-механиков. дои : 10.1115/MSEC2018-6666 . ISBN 978-0-7918-5135-7 . S2CID 139639438 .
^ Ю. Тамарин, Защитные покрытия для лопаток турбин (Materials Park, Огайо: ASM International, 2002).
^ Дж. Р. Дэвис, изд., Справочник по технологии термического напыления (Materials Park, Огайо: Общество термического напыления ASM, 2004).
^ Бун, Д.Х. (1986). «Процессы физического осаждения из паровой фазы». Материаловедение и технологии . 2 (3): 220–224. Бибкод : 1986MatST...2..220B . дои : 10.1179/mst.1986.2.3.220 .
^ Кларк, Дэвид Р. (январь 2003 г.). «Руководство по выбору материалов для термобарьерных покрытий с низкой теплопроводностью». Технология поверхностей и покрытий . 163–164: 67–74. CiteSeerX 10.1.1.457.1304 . дои : 10.1016/S0257-8972(02)00593-5 .
^ «Исследовательская группа Уодли » . Университет Вирджинии. Архивировано из оригинала 7 декабря 2015 года . Проверено 3 марта 2016 г.
^ Уорнс, Брюс Майкл (январь 2003 г.). «Улучшенные системы покрытий алюминид/MCrAlX для суперсплавов с использованием CVD низкоактивного алюминирования». Технология поверхностей и покрытий . 163–164: 106–111. дои : 10.1016/S0257-8972(02)00602-3 .
^ Таванси, HM; Аббас, Нью-Мексико; Беннетт, А. (декабрь 1994 г.). «Роль Y при высокотемпературном окислении покрытия M-Cr-Al-Y на суперсплаве на основе Ni». Технология поверхностей и покрытий . 68–69: 10–16. дои : 10.1016/0257-8972(94)90130-9 .
^ Д. Чуаньсянь; Х. Бинтан; Л. Хуэйлин (24 августа 1984 г.). «Плазменно-напыленные износостойкие керамические и металлокерамические покрытия». Тонкие твердые пленки . 118 (4): 485–493. Бибкод : 1984TSF...118..485C . дои : 10.1016/0040-6090(84)90277-3 .
^ Кавахара, Юзо (январь 1997 г.). «Разработка и применение устойчивых к высокотемпературной коррозии материалов и покрытий для современных предприятий по переработке отходов в энергетику». Материалы при высоких температурах . 14 (3): 261–268. Бибкод : 1997MaHT...14..261K . дои : 10.1080/09603409.1997.11689552 .
^ Лонга, Ю.; Такемото, М. (июль 1992 г.). «Высокотемпературная коррозия лазерно-глазурованных сплавов в Na 2 SO 4 -V 2 O 5». Коррозия . 48 (7): 599–607. дои : 10.5006/1.3315978 .
^ Г. Р. Хит, П. Хеймгартнер, Г. Айронс, Р. Миллер, С. Густафссон, Форум наук о материалах 1997, 251–54, 809.
^ 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, Нью-Джерси: Noyes Pub.; Норидж, Нью-Йорк: Паб William Andrew. стр. 77–107. ISBN 9780815514381 .
^ Ниранатлумпонг, П.; Понтон, CB; Эванс, HE (2000). «Разрушение защитных оксидов на наплавленных плазмой накладных покрытиях NiCrAlY». Окисление металлов . 53 (3–4): 241–258. дои : 10.1023/А:1004549219013 . S2CID 136826569 .
^ П. Фошэ, А. Вардель, М. Вардель, Моделирование плазменного напыления керамических пленок и покрытий , Под ред. Винензини, Паб. Эльзевир Стейт Паблишерс Б.В., 1991 г.
^ Эванс, АГ; Мумм, ДР; Хатчинсон, Дж.В.; Мейер, Г.Х.; Петтит, Ф.С. (2001). «Механизмы контроля долговечности термобарьерных покрытий». Прогресс в материаловедении . 46 (5): 505–553. дои : 10.1016/s0079-6425(00)00020-7 .
^ Райт, ПК; Эванс, АГ (1999). «Механизмы, регулирующие характеристики термобарьерных покрытий». Современное мнение в области твердого тела и материаловедения . 4 (3): 255–265. Бибкод : 1999COSSM...4..255W . дои : 10.1016/s1359-0286(99)00024-8 .
^ Райт, ПК (1998). «Влияние циклической нагрузки на жизнь ТБЦ ПВД». Материаловедение и инженерия . А245 (2): 191–200. дои : 10.1016/S0921-5093(97)00850-2 .
^ Пинт, бакалавр (ноябрь 2004 г.). «Роль химического состава на окислительные характеристики алюминидных покрытий». Технология поверхностей и покрытий . 188–189: 71–78. doi : 10.1016/j.surfcoat.2004.08.007 .
^ Бауфельд, Б.; Барч, М.; Броз, П.; Шмукер, М. (2004). «Микроструктурные изменения как показатель посмертной температуры в защитных покрытиях от окисления Ni-Co-Cr-Al-Y». Материаловедение и инженерия . 384 (1–2): 162–171. дои : 10.1016/j.msea.2004.05.052 .
^ Нычка, Ю.А.; Кларк, доктор медицинских наук (сентябрь 2001 г.). «Количественная оценка ущерба в ТБК с помощью фотостимулированной люминесцентной спектроскопии». Технология поверхностей и покрытий . 146–147: 110–116. дои : 10.1016/S0257-8972(01)01455-4 .
^ Мумм, ДР; Эванс, АГ; Шпицберг, ИТ (2001). «Характеристика нестабильности циклического смещения термически выращенного оксида в системе термобарьерного покрытия». Акта Материалия . 49 (12): 2329–2340. дои : 10.1016/s1359-6454(01)00071-4 .
^ Мумм, ДР; Эванс, AG (2000). «О роли дефектов в разрушении термобарьерного покрытия, полученного электронно-лучевым осаждением». Акта Материалия . 48 (8): 1815–1827. Бибкод : 2000AcMat..48.1815M . дои : 10.1016/s1359-6454(99)00473-5 .
^ Гелл, М.; Вайдьянатан, К.; Барбер, Б.; Ченг, Дж.; Джордан, Э. (1999). «Механизм откола в физических термобарьерных покрытиях из алюминида платины / электронно-лучевого осаждения». Металлургические и сырьевые операции А . 30 (2): 427–435. Бибкод : 1999MMTA...30..427G . дои : 10.1007/s11661-999-0332-1 . S2CID 137312835 .
^ Эванс, АГ; Он, МОЙ; Хатчинсон, JW (январь 2001 г.). «Законы масштабирования на основе механики для долговечности термобарьерных покрытий». Прогресс в материаловедении . 46 (3–4): 249–271. дои : 10.1016/S0079-6425(00)00007-4 .
^ Шульц, У; Мензебах, М; Лейенс, К; Ян, YQ (сентябрь 2001 г.). «Влияние материала подложки на поведение при окислении и циклический срок службы систем EB-PVD TBC». Технология поверхностей и покрытий . 146–147: 117–123. дои : 10.1016/S0257-8972(01)01481-5 .
^ Чен, X; Ван, Р; Яо, Н; Эванс, АГ; Хатчинсон, Дж.В.; Брюс, RW (июль 2003 г.). «Повреждение посторонних предметов в системе теплового барьера: механизмы и моделирование». Материаловедение и инженерия: А. 352 (1–2): 221–231. дои : 10.1016/S0921-5093(02)00905-X .
^ Уолстон, WS (2004). «Технологии нанесения покрытий и поверхностей лопаток турбин». Суперсплавы 2004 (Десятый международный симпозиум) . стр. 579–588. doi : 10.7449/2004/Superalloys_2004_579_588 . ISBN 0-87339-576-Х .
^ Мумм, ДР; Ватанабэ, М.; Эванс, АГ; Пфаендтнер, Дж. А. (2004). «Влияние метода испытаний на механизмы разрушения и долговечность системы теплового барьера». Акта Материалия . 52 (5): 1123–1131. Бибкод : 2004AcMat..52.1123M . CiteSeerX 10.1.1.514.3611 . дои : 10.1016/j.actamat.2003.10.045 .
^ Брэди, член парламента; Муралидхаран, Г.; Леонард, DN; Хейнс, Дж.А.; Уэлдон, Р.Г.; Англия, Род-Айленд (декабрь 2014 г.). «Длительное окисление потенциальных сплавов чугуна и нержавеющей стали для выхлопной системы от 650 до 800 °C на воздухе водяным паром» . Окисление металлов . 82 (5–6): 359–381. дои : 10.1007/s11085-014-9496-1 . ОСТИ 1185421 . S2CID 136677636 .
^ Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д Блейн, Лоз (10 февраля 2023 г.). «Теплолюбивый легкий суперсплав обещает более высокий КПД турбины» . Новый Атлас . Проверено 12 февраля 2023 г.

Библиография

Левитин, Валим (2006). Высокотемпературная деформация металлов и сплавов: основы физики . ВИЛИ-ВЧ. ISBN 978-3-527-31338-9 .
Шахсавари, штат Ха; Кокаби, Ах; Натех, С. (2007). «Влияние микроструктуры перед сваркой на ликвационное растрескивание ЗТВ суперсплава Rene 80». Материаловедение и технологии . 23 (5): 547–555. Бибкод : 2007МатСТ..23..547С . дои : 10.1179/174328407x179539 . S2CID 135755442 .

Внешние ссылки

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

[:3-1] Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д ^и ^ж Симс, Коннектикут (1984). «История металлургии суперсплавов для металлургов суперсплавов». Суперсплавы 1984 (Пятый международный симпозиум) . стр. 399–419. doi : 10.7449/1984/Superalloys_1984_399_419 .

[2] Картер, Тим Дж (апрель 2005 г.). «Типичные неисправности лопаток газовых турбин». Инженерный анализ отказов . 12 (2): 237–247. doi : 10.1016/j.engfailanal.2004.07.004 .

[RCREED-3] Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д ^и ^ж Рид, RC (2008). Суперсплавы: основы и применение . Кембридж: Издательство Кембриджского университета. ISBN 9780521070119 .

[4] Кляйн, Л.; Шен, Ю.; Киллиан, MS; Виртанен, С. (2011). «Влияние B и Cr на высокотемпературное окисление новых γ/γ'-упрочненных суперсплавов на основе Co». Коррозионная наука . 53 (9): 2713–720. Бибкод : 2011Corro..53.2713K . doi : 10.1016/j.corsci.2011.04.020 .

[5] Синагава, К.; Омори, Тошихиро; Оикава, Кацунари; Кайнума, Рёске; Исида, Киёхито (2009). «Повышение пластичности за счет добавления бора в жаропрочных сплавах Co – Al – W». сценария Материал 61 (6): 612–15. дои : 10.1016/j.scriptamat.2009.05.037 .

[6] Джамей, Энтони (сентябрь 2013 г.). «Разработка монокристаллических суперсплавов: краткая история» . Передовые материалы и процессы : 26–30 – через asminternational.

[7] Акча, Энес; Гюрсель, Али (2015). «Обзор суперсплавов и суперсплава INCONEL на основе никеля IN718» . Периодические издания по инженерным и естественным наукам . 3 (1): 15–27. doi : 10.21533/pen.v3i1.43 – через pen.ius.edu.ba.

[:7-8] Перейти обратно: ^а ^б Белан, Юрай (2016). «Фазы GCP и TCP, представленные в суперсплавах на основе никеля». Материалы сегодня: Труды . 3 (4): 936–941. дои : 10.1016/j.matpr.2016.03.024 .

[:8-9] Перейти обратно: ^а ^б Рэй, CMF; Карунаратне, MSA; Смолл, СиДжей; Брумфилд, RW; Джонс, Китай; Рид, RC (2000). «Топологически плотноупакованные фазы в экспериментальном монокристаллическом суперсплаве, содержащем рений». Суперсплавы 2000 (Девятый международный симпозиум) . стр. 767–776. doi : 10.7449/2000/Superalloys_2000_767_776 . ISBN 0-87339-477-1 .

[bowman-10] Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д ^и Рэнди Боуман. «Суперсплавы: букварь и история» . Проверено 6 марта 2020 г. - через tms.org.

[sabol-11] Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д Саболь, врач общей практики; Стиклер, Р. (1969). «Микроструктура суперсплавов на основе никеля». Физический статус Solidi B. 35 (1): 11–52. Бибкод : 1969ПССБР..35...11С . дои : 10.1002/pssb.19690350102 .

[12] Дой, М.; Мики, Д.; Моритани, Т.; Козакай, Т. (2004). «Микроструктура Гамма/Гамма-Прайм, образованная путем поэтапного разделения выделений гамма-Прайм в сплаве Ni-Al-Ti». Суперсплавы 2004 (Десятый международный симпозиум) . стр. 109–114. doi : 10.7449/2004/Superalloys_2004_109_114 . ISBN 0-87339-576-Х .

[dunand-13] Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д Дюнан, Дэвид К. «Материаловедение и инженерия 435: Высокотемпературные материалы». Северо-Западный университет, Эванстон. 25 февраля 2016. Лекция.

[14] Институт Кобальта (14 февраля 2018 г.). «Суперсплавы» . www.cobaltinstitute.org . Проверено 10 декабря 2019 г.

[Sato,_J_2006-15] Перейти обратно: ^а ^б ^с Сато, Дж (2006). «Жаркотемпературные сплавы на основе кобальта». Наука . 312 (5770): 90–91. Бибкод : 2006Sci...312...90S . дои : 10.1126/science.1121738 . ПМИД 16601187 . S2CID 23877638 .

[:5-16] Макинени, СК; Нитин, Б.; Чаттопадхьяй, К. (март 2015 г.). «Новый безвольфрамовый суперсплав γ–γ' на основе Co–Al–Mo–Nb». Сценарный материал . 98 : 36–39. дои : 10.1016/j.scriptamat.2014.11.009 .

[17] Нишадхам, Чандрамули; Осес, Кори; Хансен, Джейкоб Э.; Такеучи, Ичиро; Куртароло, Стивен; Харт, Гас Л.В. (январь 2017 г.). «Вычислительный высокопроизводительный поиск новых тройных суперсплавов» . Акта Материалия . 122 : 438–447. arXiv : 1603.05967 . Бибкод : 2017AcMat.122..438N . дои : 10.1016/j.actamat.2016.09.017 . S2CID 11222811 .

[:6-18] Кингс Пул, Фердинанд Л.; Перрин Тойнин, Джеймс; Дюнан, Дэвид К. (июнь 2018 г.). «Микроструктуры γ+γ' в тройных системах Co-Ta-V и Co-Nb-V» . Акта Материалия 151 : 137–148. Бибкод : 2018AcMat.151..137R . дои : 10.1016/j.actamat.2018.03.057 .

[Cui,_C_2006-19] Перейти обратно: ^а ^б Кюи, К. (2006). «Новый суперсплав на основе ко-основы, усиленный γ'-фазой» . Операции с материалами . 47 (8): 2099–2102. дои : 10.2320/матертранс.47.2099 .

[20] Куцуради, Д.; Дэвин, А.; Ламберигтс, М. (апрель 1987 г.). «Суперсплавы на основе кобальта для применения в газовых турбинах». Материаловедение и инженерия . 88 : 11–19. дои : 10.1016/0025-5416(87)90061-9 .

[21] Сузуки, А.; Поллок, Треса М. (2008). «Высокотемпературная прочность и деформация двухфазных сплавов на основе Co–Al–W γ/γ’». Акта Материалия . 56 (6): 1288–97. Бибкод : 2008AcMat..56.1288S . дои : 10.1016/j.actamat.2007.11.014 .

[22] «Обзор: осаждение в аустенитных нержавеющих сталях» . www.phase-trans.msm.cam.ac.uk . Проверено 2 марта 2018 г.

[:1-23] Перейти обратно: ^а ^б ^с Брэди, член парламента; Ямамото, Ю.; Сантелла, ML; Мазиас, П.Дж.; Пинт, бакалавр; Лю, Коннектикут; Лу, З.П.; Бэй, Х. (июль 2008 г.). «Разработка глиноземообразующих аустенитных нержавеющих сталей для использования в высокотемпературных конструкциях». ДЖОМ . 60 (7): 12–18. Бибкод : 2008JOM....60g..12B . дои : 10.1007/s11837-008-0083-2 . S2CID 137354503 .

[:2-24] Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д Муралидхаран, Г.; Ямамото, Ю.; Брэди, член парламента; Уокер, ЛР; Мейер III, HM; Леонард, DN (ноябрь 2016 г.). «Разработка литых глиноземистых аустенитных нержавеющих сталей» . ДЖОМ . 68 (11): 2803–2810. Бибкод : 2016JOM....68k2803M . дои : 10.1007/s11837-016-2094-8 . ОСТИ 1362187 . S2CID 137160315 .

[:02-25] Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д Лафлин, Дэвид Э.; Хоно, Казухиро (2014). Физическая металлургия (5-е изд.). Амстердам: Эльзевир. ISBN 978-0-444-53770-6 .

[26] Ру, Йи; Ли, Шусуо; Чжоу, Цзянь; Пей, Янлин; Ван, Хуэй; Гонг, Шэнкай; Сюй, Хуэйбинь (11 августа 2016 г.). «Дислокационная сеть со структурой парного взаимодействия на границе раздела {111} γ/γ’ монокристаллического суперсплава на основе Ni» . Научные отчеты . 6 (1): 29941. дои : 10.1038/srep29941 . ISSN 2045-2322 . ПМЦ 4980694 . ПМИД 27511822 .

[27] Эгелер, Г.; Длоуи, А. (1 октября 1997 г.). «Об образовании 〈010〉-дислокаций в γ′-фазе монокристаллов суперсплавов при высокотемпературной ползучести при низких напряжениях» . Акта Материалия . 45 (10): 4251–4262. дои : 10.1016/S1359-6454(97)00084-0 . ISSN 1359-6454 .

[28] Леон-Казарес, Флорида; Шлюттер, Р.; Монни, Ф.; Харди, MC; Рэй, CMF (декабрь 2022 г.). «Зарождение собственных дефектов упаковки сверхрешетки посредством поперечного скольжения в суперсплавах на основе никеля» . Акта Материалия . 241 : 118372. Бибкод : 2022AcMat.24118372L . дои : 10.1016/j.actamat.2022.118372 . ISSN 1359-6454 .

[:4-29] Перейти обратно: ^а ^б Додаран, М.; Эттефаг, А. Хеммасян; Го, С.М.; Хонсари, ММ; Мэн, WJ; Шамсаи, Н.; Шао, С. (1 февраля 2020 г.). «Влияние легирующих элементов на энергию границы противофазы γ' в жаропрочных сплавах на основе Ni» . Интерметаллики . / j.intermet.2019.106670 doi : 10.1016 . ISSN 0966-9795 .

[30] Майр, К.; Эгелер, Г.; Длоуи, А. (март 1996 г.). «Анализ дислокационных структур после двойной сдвиговой ползучести монокристаллов суперсплава CMSX6 при температурах выше 1000 °C» . Материаловедение и инженерия: А. 207 (1): 51–63. дои : 10.1016/0921-5093(96)80002-5 . ISSN 0921-5093 .

[31] Бомбач, Д.; Фазаринц, М.; Куглер, Г.; Спайич, С. (2008). «Развитие микроструктуры суперсплавов Нимоник 80А при горячей деформации» . Материалы и геосреда . 55 (3): 319–328 . Проверено 8 марта 2020 г. - через ResearchGate.

[32] Рид, RC (2006). Суперсплавы: основы и применение . Кембридж: Издательство Кембриджского университета. п. 121. ИСБН 9780521070119 .

[dunand381-33] Дюнанд, Дэвид К. «Высокотемпературные материалы для преобразования энергии» Материаловедение и инженерия 381: Материалы для энергоэффективных технологий. Северо-Западный университет, Эванстон. 3 февраля 2015. Лекция.

[ohara-34] О'Хара, К.С., Уолстон, В.С., Росс, Э.В., Даролия, Р. Патент США 5,482,789, 1996.

[35] Чен, JY; Фэн, К.; Солнце, ZQ (октябрь 2010 г.). «Топологически плотноупакованное продвижение фазы в монокристаллическом суперсплаве, содержащем Ru». Скрипта Материалия . 63 (8): 795–798. дои : 10.1016/j.scriptamat.2010.06.019 .

[36] Валь, Жаклин; Харрис, Кен (2014). «Новые монокристаллические суперсплавы – обзор и обновление» . Сеть конференций MATEC . 14 : 17002. doi : 10.1051/matecconf/20141417002 . S2CID 55396795 .

[37] Набарро, ФРН; де Вильерс, HL (1995). Физика ползучести: ползучесть и жаропрочные сплавы . Лондон: Талилор и Фрэнсис. ISBN 9780850668520 .

[38] Матан, Н.; Кокс, округ Колумбия; Картер, П.; Рист, Массачусетс; Рэй, CMF; Рид, Р.К. (1999). «Ползучесть монокристаллов суперсплава CMSX-4: влияние разориентации и температуры». Акта Материалия . 47 (5): 1549–1563. Бибкод : 1999AcMat..47.1549M . дои : 10.1016/s1359-6454(99)00029-4 .

[39] Набарро, Фрэнк Р.Н. (1996). «Рафтинг по суперсплавам». Металлургические и сырьевые операции А . 27 (3): 513–530. Бибкод : 1996MMTA...27..513N . дои : 10.1007/BF02648942 . S2CID 137172614 .

[40] Рид, RC; Матан, Н.; Кокс, округ Колумбия; Рист, Массачусетс; Рэй, CMF (1999). «Ползучесть монокристаллов суперсплава CMSX-4: эффекты рафтинга при высокой температуре». Акта Материалия . 47 (12): 3367–3381. Бибкод : 1999AcMat..47.3367R . дои : 10.1016/S1359-6454(99)00217-7 .

[Pettit-41] Перейти обратно: ^а ^б Петтит, Ф.С.; Мейер, GH (1984). «Окисление и горячая коррозия суперсплавов». Суперсплавы 1984 (Пятый международный симпозиум) . стр. 651–687. doi : 10.7449/1984/Superalloys_1984_651_687 .

[42] Лунд и Вагнер. «Окисление суперсплавов на основе никеля и кобальта» ^{[ мертвая ссылка ]}. Отчет DMIC 214. 1 марта 1965 г. Информационный центр оборонных металлов, Мемориальный институт Бателла, Колумбус, Огайо.

[43] Кляйн, Л.; Бауэр, С.; Ноймайер, С.; Гёкен, М.; Виртанан, С. (2011). «Высокотемпературное окисление γ/γ’-упрочненных суперсплавов на основе Co». Коррозионная наука . 53 (5): 2027–2034. Бибкод : 2011Corro..53.2027K . дои : 10.1016/j.corsci.2011.02.033 .

[44] «Суперсплав на основе никеля: дислокационная структура» . www.phase-trans.msm.cam.ac.uk . Проверено 13 мая 2024 г.

[45] Тиан, Суги; Чжан, Цзинхуа; Сюй, Юнбо; Ху, Чжуанци; Ян, Хунцай; Ву, Синь (1 декабря 2001 г.). «Особенности и факторы влияния ползучести монокристаллических жаропрочных сплавов на основе никеля» . Металлургические и сырьевые операции А . 32 (12): 2947–2957. дои : 10.1007/s11661-001-0169-8 . ISSN 1543-1940 .

[46] Ся, Ваньшунь; Чжао, Синьбао; Юэ, Лян; Чжан, Цзе (апрель 2020 г.). «Микроструктурная эволюция и механизмы ползучести в монокристаллических суперсплавах на основе Ni: обзор» . Журнал сплавов и соединений . 819 : 152954. дои : 10.1016/j.jallcom.2019.152954 .

[47] Кембридж, факультет материаловедения и металлургии – Университет Кембриджа. «Проектирование с учетом сопротивления ползучести — суперсплавы на основе никеля» . www.doitpoms.ac.uk . Проверено 13 мая 2024 г.

[48] К. Симс, Н. Столофф, В. Хейгел, Суперсплавы II: высокотемпературные материалы для аэрокосмической и промышленной энергетики , 1987, John Wiley & Sons.

[49] «PIM International Том 7 № 1, март 2013 г.» . Международная компания по литью под давлением порошков . Проверено 1 марта 2016 г.

[50] Аткинсон, Х.В.; Дэвис, С. (декабрь 2000 г.). «Основные аспекты горячего изостатического прессования: обзор». Металлургические и сырьевые операции А . 31 (12): 2981–3000. Бибкод : 2000MMTA...31.2981A . дои : 10.1007/s11661-000-0078-2 . S2CID 137660703 .

[51] Гу, Д.Д.; Майнерс, В; Виссенбах, К; Поправе, Р. (май 2012 г.). «Лазерное аддитивное производство металлических деталей: материалы, процессы и механизмы». Международные обзоры материалов . 57 (3): 133–164. Бибкод : 2012ИМРв...57..133Г . дои : 10.1179/1743280411Y.0000000014 . S2CID 137144519 .

[52] Грейбилл, Бенджамин; Ли, Мин; Малави, Дэвид; Ма, Чао; Альварадо-Ороско, Хуан-Мануэль; Мартинес-Франко, Энрике (18 июня 2018 г.). «Аддитивное производство суперсплавов на основе никеля». Том 1: Аддитивное производство; Биологическое и устойчивое производство . Колледж-Стейшн, Техас, США: Американское общество инженеров-механиков. дои : 10.1115/MSEC2018-6666 . ISBN 978-0-7918-5135-7 . S2CID 139639438 .

[53] Ю. Тамарин, Защитные покрытия для лопаток турбин (Materials Park, Огайо: ASM International, 2002).

[54] Дж. Р. Дэвис, изд., Справочник по технологии термического напыления (Materials Park, Огайо: Общество термического напыления ASM, 2004).

[55] Бун, Д.Х. (1986). «Процессы физического осаждения из паровой фазы». Материаловедение и технологии . 2 (3): 220–224. Бибкод : 1986MatST...2..220B . дои : 10.1179/mst.1986.2.3.220 .

[56] Кларк, Дэвид Р. (январь 2003 г.). «Руководство по выбору материалов для термобарьерных покрытий с низкой теплопроводностью». Технология поверхностей и покрытий . 163–164: 67–74. CiteSeerX 10.1.1.457.1304 . дои : 10.1016/S0257-8972(02)00593-5 .

[:0-57] «Исследовательская группа Уодли » . Университет Вирджинии. Архивировано из оригинала 7 декабря 2015 года . Проверено 3 марта 2016 г.

[58] Уорнс, Брюс Майкл (январь 2003 г.). «Улучшенные системы покрытий алюминид/MCrAlX для суперсплавов с использованием CVD низкоактивного алюминирования». Технология поверхностей и покрытий . 163–164: 106–111. дои : 10.1016/S0257-8972(02)00602-3 .

[59] Таванси, HM; Аббас, Нью-Мексико; Беннетт, А. (декабрь 1994 г.). «Роль Y при высокотемпературном окислении покрытия M-Cr-Al-Y на суперсплаве на основе Ni». Технология поверхностей и покрытий . 68–69: 10–16. дои : 10.1016/0257-8972(94)90130-9 .

[60] Д. Чуаньсянь; Х. Бинтан; Л. Хуэйлин (24 августа 1984 г.). «Плазменно-напыленные износостойкие керамические и металлокерамические покрытия». Тонкие твердые пленки . 118 (4): 485–493. Бибкод : 1984TSF...118..485C . дои : 10.1016/0040-6090(84)90277-3 .

[61] Кавахара, Юзо (январь 1997 г.). «Разработка и применение устойчивых к высокотемпературной коррозии материалов и покрытий для современных предприятий по переработке отходов в энергетику». Материалы при высоких температурах . 14 (3): 261–268. Бибкод : 1997MaHT...14..261K . дои : 10.1080/09603409.1997.11689552 .

[62] Лонга, Ю.; Такемото, М. (июль 1992 г.). «Высокотемпературная коррозия лазерно-глазурованных сплавов в Na 2 SO 4 -V 2 O 5». Коррозия . 48 (7): 599–607. дои : 10.5006/1.3315978 .

[63] Г. Р. Хит, П. Хеймгартнер, Г. Айронс, Р. Миллер, С. Густафссон, Форум наук о материалах 1997, 251–54, 809.

[64] 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, Нью-Джерси: Noyes Pub.; Норидж, Нью-Йорк: Паб William Andrew. стр. 77–107. ISBN 9780815514381 .

[65] Ниранатлумпонг, П.; Понтон, CB; Эванс, HE (2000). «Разрушение защитных оксидов на наплавленных плазмой накладных покрытиях NiCrAlY». Окисление металлов . 53 (3–4): 241–258. дои : 10.1023/А:1004549219013 . S2CID 136826569 .

[66] П. Фошэ, А. Вардель, М. Вардель, Моделирование плазменного напыления керамических пленок и покрытий , Под ред. Винензини, Паб. Эльзевир Стейт Паблишерс Б.В., 1991 г.

[67] Эванс, АГ; Мумм, ДР; Хатчинсон, Дж.В.; Мейер, Г.Х.; Петтит, Ф.С. (2001). «Механизмы контроля долговечности термобарьерных покрытий». Прогресс в материаловедении . 46 (5): 505–553. дои : 10.1016/s0079-6425(00)00020-7 .

[68] Райт, ПК; Эванс, АГ (1999). «Механизмы, регулирующие характеристики термобарьерных покрытий». Современное мнение в области твердого тела и материаловедения . 4 (3): 255–265. Бибкод : 1999COSSM...4..255W . дои : 10.1016/s1359-0286(99)00024-8 .

[69] Райт, ПК (1998). «Влияние циклической нагрузки на жизнь ТБЦ ПВД». Материаловедение и инженерия . А245 (2): 191–200. дои : 10.1016/S0921-5093(97)00850-2 .

[70] Пинт, бакалавр (ноябрь 2004 г.). «Роль химического состава на окислительные характеристики алюминидных покрытий». Технология поверхностей и покрытий . 188–189: 71–78. doi : 10.1016/j.surfcoat.2004.08.007 .

[71] Бауфельд, Б.; Барч, М.; Броз, П.; Шмукер, М. (2004). «Микроструктурные изменения как показатель посмертной температуры в защитных покрытиях от окисления Ni-Co-Cr-Al-Y». Материаловедение и инженерия . 384 (1–2): 162–171. дои : 10.1016/j.msea.2004.05.052 .

[72] Нычка, Ю.А.; Кларк, доктор медицинских наук (сентябрь 2001 г.). «Количественная оценка ущерба в ТБК с помощью фотостимулированной люминесцентной спектроскопии». Технология поверхностей и покрытий . 146–147: 110–116. дои : 10.1016/S0257-8972(01)01455-4 .

[73] Мумм, ДР; Эванс, АГ; Шпицберг, ИТ (2001). «Характеристика нестабильности циклического смещения термически выращенного оксида в системе термобарьерного покрытия». Акта Материалия . 49 (12): 2329–2340. дои : 10.1016/s1359-6454(01)00071-4 .

[74] Мумм, ДР; Эванс, AG (2000). «О роли дефектов в разрушении термобарьерного покрытия, полученного электронно-лучевым осаждением». Акта Материалия . 48 (8): 1815–1827. Бибкод : 2000AcMat..48.1815M . дои : 10.1016/s1359-6454(99)00473-5 .

[75] Гелл, М.; Вайдьянатан, К.; Барбер, Б.; Ченг, Дж.; Джордан, Э. (1999). «Механизм откола в физических термобарьерных покрытиях из алюминида платины / электронно-лучевого осаждения». Металлургические и сырьевые операции А . 30 (2): 427–435. Бибкод : 1999MMTA...30..427G . дои : 10.1007/s11661-999-0332-1 . S2CID 137312835 .

[76] Эванс, АГ; Он, МОЙ; Хатчинсон, JW (январь 2001 г.). «Законы масштабирования на основе механики для долговечности термобарьерных покрытий». Прогресс в материаловедении . 46 (3–4): 249–271. дои : 10.1016/S0079-6425(00)00007-4 .

[77] Шульц, У; Мензебах, М; Лейенс, К; Ян, YQ (сентябрь 2001 г.). «Влияние материала подложки на поведение при окислении и циклический срок службы систем EB-PVD TBC». Технология поверхностей и покрытий . 146–147: 117–123. дои : 10.1016/S0257-8972(01)01481-5 .

[78] Чен, X; Ван, Р; Яо, Н; Эванс, АГ; Хатчинсон, Дж.В.; Брюс, RW (июль 2003 г.). «Повреждение посторонних предметов в системе теплового барьера: механизмы и моделирование». Материаловедение и инженерия: А. 352 (1–2): 221–231. дои : 10.1016/S0921-5093(02)00905-X .

[79] Уолстон, WS (2004). «Технологии нанесения покрытий и поверхностей лопаток турбин». Суперсплавы 2004 (Десятый международный симпозиум) . стр. 579–588. doi : 10.7449/2004/Superalloys_2004_579_588 . ISBN 0-87339-576-Х .

[80] Мумм, ДР; Ватанабэ, М.; Эванс, АГ; Пфаендтнер, Дж. А. (2004). «Влияние метода испытаний на механизмы разрушения и долговечность системы теплового барьера». Акта Материалия . 52 (5): 1123–1131. Бибкод : 2004AcMat..52.1123M . CiteSeerX 10.1.1.514.3611 . дои : 10.1016/j.actamat.2003.10.045 .

[81] Брэди, член парламента; Муралидхаран, Г.; Леонард, DN; Хейнс, Дж.А.; Уэлдон, Р.Г.; Англия, Род-Айленд (декабрь 2014 г.). «Длительное окисление потенциальных сплавов чугуна и нержавеющей стали для выхлопной системы от 650 до 800 °C на воздухе водяным паром» . Окисление металлов . 82 (5–6): 359–381. дои : 10.1007/s11085-014-9496-1 . ОСТИ 1185421 . S2CID 136677636 .

[:9-82] Перейти обратно: ^а ^б ^с ^д Блейн, Лоз (10 февраля 2023 г.). «Теплолюбивый легкий суперсплав обещает более высокий КПД турбины» . Новый Атлас . Проверено 12 февраля 2023 г.

[ 1 ]

[ 2 ]

[ 3 ]

[ 4 ]

[ 5 ]

[ 6 ]

[ 7 ]

[ 8 ]

[ 9 ]

[ 10 ]

[ 11 ]

[ 12 ]

[ 13 ]

[ 14 ]

[ 15 ]

[ 16 ]

[ 17 ]

[ 18 ]

[ 19 ]

[ 20 ]

[ 21 ]

[ 22 ]

[ 23 ]

[ 24 ]

[ 25 ]

[ 26 ]

[ 27 ]

[ 28 ]

[ 29 ]

[ 30 ]

[ 31 ]

[ 32 ]

[ 33 ]

[ 34 ]

[ 35 ]

[ 36 ]

[ 37 ]

[ 38 ]

[ 39 ]

[ 40 ]

[ 41 ]

[ 42 ]

[ 43 ]

[ 44 ]

[ 45 ]

[ 46 ]

[ 47 ]

[ 48 ]

[ 49 ]

[ 50 ]

[ 51 ]

[ 52 ]

[ 53 ]

[ 54 ]

[ 55 ]

[ 56 ]

[ 57 ]

[ 58 ]

[ 59 ]

[ 60 ]

[ 61 ]

[ 62 ]

[ 63 ]

[ 64 ]

[ 65 ]

[ 66 ]

[ 67 ]

[ 68 ]

[ 69 ]

[ 70 ]

[ 71 ]

[ 72 ]

[ 73 ]

[ 74 ]

[ 75 ]

[ 76 ]

[ 77 ]

[ 78 ]

[ 79 ]

[ 80 ]

[ 81 ]

[ 82 ]