بررسی اثر پوشش فلزی بر تشکیل ترک خستگی حرارتی در سوپرآلیاژ پایه کبالت با ریزساختار انجماد جهت¬دار

محورهای موضوعی : فصلنامه علمی - پژوهشی مواد نوین

محمد رضایی ¹ , حسن گلشن ²

1 - دانشجوی دکتری دانشکده مهندسی متالورژی و مواد، پردیس دانشکده های فنی، دانشگاه تهران، تهران ایران
2 - دانشیار دانشکده مهندسی متالورژی و مواد، پردیس دانشکده های فنی، دانشگاه تهران، تهران ایران

تاریخ دریافت : 1404/03/19 تاریخ پذیرش : 1404/03/19 تاریخ انتشار : 1404/03/19

کلید واژه:

چکیده مقاله :

مقدمه: امروزه از سوپرآلیاژهای پایه کبالت به دلیل خواص مکانیکی بالا در قطعات داغ توربین های گاز و موتورهای هوایی استفاده می شود. این قطعات داغ حین سرویس و به دلیل نوسان های دمایی، تنش های ناشی از ارتعاش و دوران تحت مکانیزم های تخریبی نظیر خستگی دمای بالا، خستگی حرارتی و اکسیداسیون قرار می گیرند. لذا برای افزایش عمر این قطعات از روش های مختلفی استفاده می شود. استفاده از پوشش سد حرارتی فلزی و سرامیکی و نیز کاهش تعداد مرزهای دانه به کمک ریخته گری ریزساختار های انجماد جهت دار و تک بلور از جمله روش های متداول است. روش¬: در این پژوهش اثر پوشش فلزی بر تشکیل ترک خستگی حرارتی در یک سوپرآلیاژ پایه کبالت با ریزساختار انجماد جهت دار بررسی شد. نمونه های دیسکی شکل از استوانه های ریخته شده سوپرآلیاژ با ریزساختار انجماد جهت دار تهیه شد. نیمی از نمونه ها بدون پوشش و نیم دیگر به صورت پوشش داده شده با پودر CoNiCrAlY و به روش HVOF، تحت آزمون های خستگی حرارتی با سیکل های حرارتی یک ساعته بین دو دمای °C 400 و °C800 به تعداد 24، 48، 96، 150 سیکل قرار گرفت. آزمون ها داخل کوره باکسی مجهز به کنترل کننده دقیق شیب حرارتی انجام شد. پس از خارج شدن نمونه ها از کوره مذکور، تغییرات وزن آنها نسبت به حالت اولیه با دقتg 4-10 اندازه گیری شد. از روش پراش پرتو ایکس برای شناسایی فازها و از میکروسکوپ نوری و الکترونی روبشی مجهز به حسگر EDS برای بررسی تاثیر پوشش و اجزای ساختاری بر تشکیل ترک های خستگی حرارتی استفاده شد. یافته¬ها: تغییرات وزن در نمونه های پوشش دار حدود 100 برابر کمتر از نمونه های بدون پوشش است. هنگام انجماد، با تشکیل ذرات کاربیدی در سوپر آلیاژ، گرادیان غلظتی عناصر آلیاژی، در فصل مشترک ذره کاربیدی و زمینه اتفاق می افتد. در نتیجه با اکسیداسیون ترجیحی عناصر آلیاژی نظیر کروم، کبالت و تیتانیوم در این فصل مشترک، فازهای سوزنی شکل اکسیدی ایجاد شدند. همزمان با نفوذ اکسیژن به سطح فاز γ’ اکسید شده و منطقه تهی از γ’ به وجود می آید. با تشکیل فازهای اکسیدی، حفرات اکسیدی و از به هم پیوستن این حفرات شیارهای ریز تشکیل می شود. گسترش ترک ها از بهم پیوستن شیارهای اکسیدی و از سطح نمونه اتفاق می افتد. در نمونه های پوشش دار با اکسید شدن آلومینیم در سطح پوشش، غلظت آلومینیم در پوشش کاهش یافته حفرات اکسیدی و ریز ترک درون پوشش ایجاد می شود. میزان فاز اکسیدی و اندازه متوسط آنها نسبت به نمونه بدون پوشش کاهش یافته است. کاهش همزمان غلظت کبالت و آلومینیم درون زیرلایه و در مجاورت فصل مشترک، باعث انحلال فاز γ' در فاز γ می شود و در نتیجه منطقه تهی از فاز γ' ایجاد می شود. نتیجه¬گیری: مشاهده شد که با اعمال پوشش، محل تشکیل ترک از سطح نمونه به فصل مشترک پوشش و زیرلایه منتقل می شود. در نمونه های بدون پوشش تشکیل ترک به دلیل اکسیداسیون ذرات کاربیدی، شکسته شدن آنها و تشکیل حفره های اکسیدی است. در حالی که در نمونه پوشش دار با انحلال فاز γ' استحکام فصل مشترک پوشش و زیرلایه کاهش یافته و ترک در امتداد فصل مشترک تشکیل می شود.

منابع و مأخذ:

1. Dae Won Yun, S.M. Seo, H.W. Jeong, Y.S. Yoo, The cyclic oxidation behaviour of Ni-based superalloy GTD-111 with sulphur impurities at 1100°C, Corrosion Science 90 (2015) 392–401.
2. N. S. Cheruvu, K. S. Chan, G. R. Leverant, Cyclic Oxidation Behavior of Aluminide, Platinum Modified Aluminide, and MCrAlY Coatings on GTD-111, Journal of Engineering for Gas Turbines and Power Vol. 122, JANUARY 2000, 50-54.
3. Physical Metallurgy (Fifth Edition) 2014, Pages 2215-2290 22 - Physical Metallurgy of the Nickel-Based Superalloy Author links open overlay panel, R.C. Reed, C.M.F. Rae.
4. H Chen, X Hou, Bioxidant corrosion behaviour of CoNiCrAlY coated IN738 at 1100 °C, Corrosion Science, Volume 151, 1 May 2019, Pages 154-162.
5. C.R.C. Lima, J.M. Guilemany, Adhesion improvements of Thermal Barrier Coatings with HVOF, thermally sprayed bond coats, Surface & Coatings Technology 201 (2007) 4694–4701.
6. H. Chen, A. Rushworth, Effects of oxide stringers on the β-phase depletion behaviour in thermally sprayed CoNiCrAlY coatings during isothermal oxidation, Journal of Materials Science & Technology 45 (2020) 108–116
7. ASTM-E8
8. ASTM-E21
9. Vivek Ratna, D.S. Sarma, INFLUENCE OF THERMAL FATIGUE ON THE MICROSTRUCTURE OF A MScripta METALLURGICA Vol. 29, 1993, pp. 467-472.
10. PARASKEVAS KONTIS, ZHUANGMING LI, MIKAEL SEGERSA¨LL, JOHAN J. MOVERARE, ROGER C. REED, DIERK RAABE, and BAPTISTE GAULT, The Role of Oxidized Carbides on Thermal Mechanical Performance of Polycrystalline Superalloys,
11. YANG Jinxia, ZHENG Qi, SUN Xiaofeng, GUAN Hengrong, and HU Zhuangqi, Thermal fatigue behavior of K465 superalloy, RARE METAL, Vol. 25, No. 3, June 2006, p. 202-209.
12. Dorota Kubacka, Martin Weiser, Erdmann Spiecker: Early stages of high-temperature oxidation of Ni- and Co-base model superalloys: A comparative study using rapid thermal annealing and advanced electron microscopy; Corrosion Science 191 (2021) 109744.
13. Kevin Vattappara, Vahid A. Hosseini Physical and thermodynamic simulations of gamma-prime precipitation in Haynes 282 using arc heat treatment, Journal of Alloys and Compounds Volume 870, 25 July 2021, 159484
14. SHI Zhen-xue, LI Jia-rong, LIU Shi zhong, isothermal oxidation behavior of single crystal superalloy DD6, Trans. Nonferrous Met. Soc. China 22(2012) 534_538.
15. Jiangdong Cao, Junsong Zhang , Ruifang Chen, Yunxia, Yinqun Hua High temperature oxidation behavior of Ni-based superalloy GH202, Materials Characterization 118 (2016) 122–128.
16. J. Brennemana, J. Weib, Z. Sunb, L. Liub, G. Zoub, Y. Zhoua, Oxidation behavior of GTD111 Ni-based superalloy at 900 ◦C in air J. Brennemana, J. Weib, Z. Sun , L. Liub, G. Zoub, Y. Zhoua,b, Corrosion Science 100 (2015) 267–274 l. 29, pp
17. Sadegh Pour-Ali, Reza Tavangar, Faezeh Akhtari, Seyedsina Hejazi High-temperature oxidation behavior of GTD-111 Ni-based superalloy with an ultrafine-grained surface at 900°C -472, 1
18. A. Pfennig, B. Fedelich, Oxidation of single crystal PWA 1483 at 950°C in flowing air, Corrosion Science 50 (2008)
19. Jingchen Li, Yuting Wu, Liang Liu, Ru Lin Peng, Jinghao Xu, Jian He, Hongbo Guo, The inhibiting effect of Re-rich layer on the interdiffusion between NiAl and Ni3Al-based superalloy and its degradation, Journal of Alloys and Compounds, Volume 957, 2023,170404,
20. Li Zhang, M. Mahrukh, Di Wang, Xian-Jin Liao, Xiao-Tao Luo, Chang-Jiu Li, Oxidation protection dynamics of NiAl droplet by inflight in-situ carbon deoxidation during atmospheric plasma spraying for high performance NiAl coatings, Journal of Materials Processing Technology, Volume 319 2023,118088.
21. Jibo Huang, Wen Sun, Xin Chu, Haiming Lan, Yingchun Xie, Dongdong Ye, Renzhong Huang, Effect of high temperature exposure on microstructure, mechanical and tribological properties of cold sprayed NiCoCrAlTaY coatings, Surface and Coatings Technology, Volume 462, 2023, 129466,

متن کامل:



Journal of New Materials                                                                         Winter 2023. Vol 13. Issue 50 

 

Research Paper
Effect of MCrAlY coating on crack formation during thermal fatigue testing of a directionally solidified Cobalt based superalloy Mohammad Rezaei1, Hasan Gplshan2 * 1-School of Metallurgy and Materials, College of engineering, Tehran, Iran 2-School of Metallurgy and Materials, College of engineering, Tehran, Iran
Received: 2023/08/05 Revised: 2023/11/05 Accepted: 2023/11/06	Abstract Introduction: Cobalt based superalloys are widely used in gas turbine components such as blades due to their excellent mechanical properties at high temperatures. These blades are subjected to extensive temperature fluctuations which induce thermal fatigue damage. In this research, thermal fatigue properties and behavior of directionally solidified Nickel based superalloy was investigated. Methods: Thermal fatigue specimens were coated with CoNiCrAlY powder using the HVOF method. Test temperature fluctuated between minimum of 400 and maximum of 800°C such that each cycle lasted for 1h. All the samples were weighted before and after the test with the precision of 10-4g. X-ray diffraction method was used to identify oxide phases. Scanning electron microscopy was also used to study microstructure of all the samples. Elemental analysis of the microstructure was carried out by energy dispersive spectroscopy.  Findings: It was found out that oxidation was the main reason of crack formation while thermal fatigue testing. The weight change of the coated sample is 100 times less than the bare. The cracks in the bare alloy formed from the surface mainly at the interface of Carbide particles and the γ matrix, while crack formation at coating/substrate interface was found to be the preferential location in the coated samples.
DOI: 10.30495/jnm.2023.31984.2008
Keywords: Thermal fatigue, Superalloy, Coating, Directionally solidified, Oxidation, Cobalt , Titanium, Chromium, Oxide Voids
Citation: Mohammad Rezaei, Hasan Golshan, Effect of MCrAlY coating on crack formation during thermal fatigue testing of a directionally solidified Cobalt  based superalloy, Quarterly Journal of New Materials. 2023; 13 (50): 81-97.
*Corresponding author: Hasan Golshan  Address: School of Metallurgy and Materials, College of engineering, Tehran, Iran Tell: [phone] Email: [e-mail]

 

 

Extended Abstract

Introduction

Nickel based superalloys are widely used in gas turbine blades due to their excellent mechanical properties at high temperatures. These blades are subjected to large temperature fluctuations, which induce thermal fatigue damage. Different approaches have been used to enhance the performance and durability of superalloys while in service. Thermal barrier coatings as a heat resistant layer to protect the superalloy against high inlet gas temperatures. In this work, the effect of an overlay metallic coating on a directionally solidified nickel-based superalloy and its properties during thermal cycling has been investigated.

 

Materials and method:

Nickel based superalloy bars were investment casted in a vacuum induction-melting furnace. Disk shape samples were machine out of the bars.

Half of the thermal fatigue specimens were coated with CoNiCrAlY powder using the HVOF method. Test temperature fluctuated between minimum of 400 and maximum of 800°C such that each cycle lasted for 1h. All the samples were weighted before and after the test with the precision of 10-4g. X-ray diffraction method was used to identify oxide phases. Scanning electron microscopy was also used to study microstructure of all the samples. Elemental analysis of the microstructure was carried out by energy dispersive spectroscopy.

Findings and Discussion

The results showed that the oxidation of the alloy was drastically reduced in the presence of the coating and the weight gain was 100 times less relative to the non-coated alloy. XRD analysis also did not reveal the formation of complex oxides after the tests. The scale contained oxides of Nickel, Titanium, Aluminum and Chromium. In the bare alloy, oxidation was found to occur preferentially by the diffusion of Titanium and Nickel on the free surface. As a result, γ' free zone formed near the free surface with an average depth of 6-8µm. Cracks were formed from the surface at the interface of the carbide particles and the γ matrix. Diffusion of Aluminum results in the formation of a dense oxide layer on top of the coating. Oxidation of Aluminum decreased its concentration in the coating and this is compensated by the dissolution of γ' and β (NiAl) phases. This led to the formation of γ' and β free zones at the interface of the coating and the superalloy. Oxide formation is accompanied by the formation of voids in the coating/alloy interface and clustering of the voids at the interface result in discontinuity and cracks.

 

Conclusion

Coating the samples decreased the inward oxygen diffusion rate. As a result, the formation of transverse cracks formed at the coating/substrate interface. However, in the non-coated sample, longitudinal crack formed from the free surface at the interface of carbide particles and γ matrix. Formation of cavities due to oxidation play a major role in crack formation in coated, as well as bare samples.

 

Ethical Considerations compliance with ethical guidelines

The cooperation of the participants in the present study was voluntary and accompanied by their consent.

 

Funding

The Project is funded by Mapna Group's Research and Technology V.P.

 

 

Authors' contributions

Design of experiments and perform: Alimohammad Fazeli

Results and Data analysis: Alimohammad Fazeli, Hasan Farhangi 

Supervision: Hasan Farhangi 

Final writing: Alimohammad Fazeli

 

Conflicts of interest

The authors declared no conflict of interest.

 

 

 

 

 

 

 

 

 

 

مقاله پژوهشی
بررسی اثر پوشش فلزی بر تشکیل ترک خستگی حرارتی در سوپرآلیاژ پایه کبالت با ریزساختار انجماد جهت­دار
محمد رضایی1، حسن گلشن 2* 1-دانشجوی دکتری دانشکده مهندسی متالورژی و مواد، پردیس دانشکده های فنی، دانشگاه تهران، تهران ایران 2-دانشیار دانشکده مهندسی متالورژی و مواد، پردیس دانشکده های فنی، دانشگاه تهران، تهران ایران
تاریخ دریافت: 14/05/1402 تاریخ داوری: 14/08/1402 تاریخ پذیرش: 15/08/1402		چکیده مقدمه: امروزه از سوپرآلیاژهای پایه کبالت به دلیل خواص مکانیکی بالا در قطعات داغ توربین های گاز و موتورهای هوایی استفاده می شود. این قطعات داغ حین سرویس و به دلیل نوسان های دمایی، تنش های ناشی از ارتعاش و دوران تحت مکانیزم های تخریبی نظیر خستگی دمای بالا، خستگی حرارتی و اکسیداسیون قرار می گیرند. لذا برای افزایش عمر این قطعات از روش های مختلفی استفاده می شود. استفاده از پوشش سد حرارتی فلزی و سرامیکی و نیز کاهش تعداد مرزهای دانه به کمک ریخته گری ریزساختار های انجماد جهت دار و تک بلور از جمله روش های متداول است. روش­: در این پژوهش اثر پوشش فلزی بر تشکیل ترک خستگی حرارتی در یک سوپرآلیاژ پایه کبالت با ریزساختار انجماد جهت دار بررسی شد. نمونه های دیسکی شکل از استوانه های ریخته شده سوپرآلیاژ با ریزساختار انجماد جهت دار تهیه شد. نیمی از نمونه ها بدون پوشش و نیم دیگر به صورت پوشش داده شده با پودر CoNiCrAlY و به روش HVOF، تحت آزمون های خستگی حرارتی با سیکل های حرارتی یک ساعته بین دو دمای °C  400 و °C800 به تعداد 24، 48، 96، 150 سیکل قرار گرفت. آزمون ها داخل کوره باکسی مجهز به کنترل کننده دقیق شیب حرارتی انجام شد. پس از خارج شدن نمونه ها از کوره مذکور، تغییرات وزن آنها نسبت به حالت اولیه با دقتg 4-10 اندازه گیری شد. از روش پراش پرتو ایکس برای شناسایی        فازها و از میکروسکوپ نوری و الکترونی روبشی مجهز به حسگر EDS برای بررسی تاثیر پوشش و اجزای ساختاری بر تشکیل ترک های خستگی حرارتی استفاده شد. یافته­ها: تغییرات وزن در نمونه های پوشش دار حدود 100 برابر کمتر از نمونه های بدون پوشش است. هنگام انجماد، با تشکیل ذرات کاربیدی در سوپر آلیاژ، گرادیان غلظتی عناصر آلیاژی، در فصل مشترک ذره کاربیدی و زمینه اتفاق می افتد. در نتیجه با اکسیداسیون ترجیحی عناصر آلیاژی نظیر کروم، کبالت و تیتانیوم در این فصل مشترک، فازهای سوزنی شکل اکسیدی ایجاد شدند. همزمان با نفوذ اکسیژن به سطح فاز γ’ اکسید شده و منطقه تهی از γ’ به وجود می آید. با تشکیل فازهای اکسیدی، حفرات اکسیدی و از به هم پیوستن این حفرات شیارهای ریز تشکیل می شود. گسترش ترک ها از بهم پیوستن شیارهای اکسیدی و از سطح نمونه اتفاق می افتد. در نمونه های پوشش دار با اکسید شدن آلومینیم در سطح پوشش، غلظت آلومینیم در پوشش کاهش یافته حفرات اکسیدی و ریز ترک درون پوشش ایجاد می شود. میزان فاز اکسیدی و اندازه متوسط آنها نسبت به نمونه بدون پوشش کاهش یافته است. کاهش همزمان غلظت کبالت و آلومینیم درون زیرلایه و در مجاورت فصل مشترک، باعث انحلال فاز γ' در فاز γ می شود و در نتیجه منطقه تهی از فاز γ' ایجاد می شود. نتیجه­گیری: مشاهده شد که با اعمال پوشش، محل تشکیل ترک از سطح نمونه به فصل مشترک پوشش و زیرلایه منتقل می شود. در نمونه های بدون پوشش تشکیل ترک به دلیل اکسیداسیون ذرات کاربیدی، شکسته شدن آنها و تشکیل حفره های اکسیدی است. در حالی که در نمونه پوشش دار با انحلال فاز γ' استحکام فصل مشترک پوشش و زیرلایه کاهش یافته و ترک در امتداد فصل مشترک تشکیل می شود.
DOI:  10.30495/jnm.2023.31984.2008
واژه­های کلیدی: خستگی حرارتی، سوپر آلیاژ، پوشش، انجماد جهت­دار، کبالت
* نویسنده مسئول: حسن گلشن   نشانی:  دانشکده مهندسی متالورژی و مواد، پردیس دانشکده های فنی دانشگاه تهران، خیابان کارگر شمالی، تهران، ایران تلفن:[phone] پست الکترونیکی: [e-mail]

 

مقدمه

امروزه از سوپرآلیاژهای پایه کبالت به دلیل خواص مکانیکی قابل قبول در دمای بالا برای ساخت قطعات داغ توربین ها و موتورهای هوایی استفاده می شود. با این حال در دمای بالا، اکسیداسیون و خوردگی داغ آن بر رفتار این دسته از مواد تاثیر مستقیم دارد. به همین منظور یکی از روش های محافظت سوپرآلیاژها در مقابل این پدیده ها، استفاده از پوشش های سد حرارتی است. این پوشش ها معمولا از جنس اکسید زیرکونیم پایدار شده با Wt%7-8 اکسید ایتریم روی سطح سوپرآلیاژ ایجاد می شوند. به منظور چسبندگی بیشتر و نیز کاهش اختلاف ضریب انبساط حرارتی این پودر سرامیکی با زیرلایه سوپرآلیاژ از یک لایه پوشش فلزی استفاده می شود. این پوشش های فلزی معمولا به دو روش نفوذی و روکشی روی سطح زیرلایه ایجاد می شوند ]1و2[. 

در سوپر آلیاژها، مرزهای دانه معمولا محل های مرجح برای جوانه زنی ترک هستند. دلیل این امر انباشت نابجایی ها پشت مرزها در اثر تسهیل نفوذ در دمای بالاست که در نهایت باعث تمرکز تنش شدید در مرزدانه ها شده و ترک ایجاد می شود. به همین دلیل کاهش مرز دانه حین ریخته گری یکی از روش های مرسوم برای افزایش مقاومت به خستگی و خزش در قطعات داغ است. در روش انجماد جهت دار¹، رشد در جهت کریستالوگرافی مرجح ]100[ انجام می شود و در نتیجه مرزهای دانه نیز در همین جهت امتداد می یابند و در نهایت قطعه نیز شامل چند دانه در جهت مرجح خواهد بود ]2[. 

از سوپرآلیاژ مورد مطالعه در این پژوهش معمولا در پره های توربین های گاز استفاده می شود. این آلیاژ به هر دو ریزساختار هم محور و انجماد جهت دار ریخته گری می شود. این آلیاژ از دسته آلیاژهای رسوب سخت شونده است و خواص آن رابطه مستقیمی با توزیع، اندازه فازγ' دارد. از آنجایی که این از آلیاژ در ردیف 1 پره ها استفاده می شود و در تماس مستقیم با گاز داغ قرار دارد، جهت افزایش عمر آن از پوشش های فلزی استفاده می شود ]3و4[.

قطعاتی مانند پره های ثابت و متحرک که در بخش های داغ توربین ها به کار می روند، حین سرویس به طور مداوم تحت تنش های حرارتی قرار دارند. از آنجایی که گرم شدن و سرد به صورت یکنواخت اتفاق نمی افتد، قطعات دچار تنش های حرارتی نا متوازن می شوند. تکرار این بارگذاری حرارتی باعث تشکیل و رشد ترک در قالب مکانیزم خستگی حرارتی می شود. در بسیاری از تحقیقات انجام شده گفته شده که تشکیل ترک های خستگی حرارتی از ذرات کاربید، کاربید های اکسید شده، ذرات اکسیدی مرزهای بین فازی و مرزهای دانه آغاز می شود ]3-6[.

در این پژوهش به بررسی اثر پوشش MCrAlY  بر تشکیل ترک های  خستگی حرارتی در یک سوپر آلیاژ پایه کبالت با ریزساختار انجماد جهت دار پرداخته شد. هدف این مطالعه، بررسی اثر تغییرات دما نزدیک به شرایط واقعی سرویس و نیز شناخت نحوه ایجاد ترک در قطعات داغ هنگامی است که بار مکانیکی اعمالی به قطعه صفر است.

مواد و روش تحقیق

استوانه هایی از جنس سوپرآلیاژ پایه کبالت در دمای °C1500  و تحت خلا ریخته گری شد. دیسک هایی به قطر 20 و ارتفاع mm5 از این استوانه ها ماشین کاری شد. در شکل 1 نمونه های خستگی حرارتی قبل و بعد از آزمون خستگی حرارتی نشان داده شده است. پس از ریخته گری سوپرآلیاژ، برای نیمی از نمونه ها عملیات حرارتی محلول سازی در دمای °C1120به مدت 2 ساعت انجام شد سپس نمونه ها به مدت 24 ساعت در دمای°C 845 پیر شدند.

نیم دیگر نمونه ها با پودر CoNiCrAlY  و به روشHVOF  پوشش داده شدند. ضخامت پوشش اعمالی حدود µm200 بود که با استفاده از روش جریان های گردابی² برای 5 نقطه متفاوت اندازه گیری شد.  پس از پوشش دهی، عملیات حرارتی محلول سازی و پیرسازی روی نمونه های پوشش دار انجام شد. در نهایت از روش طیف سنجی نشری برای تعیین ترکیب سوپرآلیاژ و پوشش استفاده شد.

آزمون خستگی حرارتی مطابق منحنی شکل2 درون کوره باکسی مجهز به کنترل کننده دقیق شیب حرارتی انجام شد. مدت زمان هر سیکل یک ساعت و سرعت گرم شدن نمونه ها °C/min40 و سرعت سرد شدن نمونه ها °C/min 3/13 بود.

قبل از انجام آزمون نمونه ها با دقت 4-10 گرم وزن شدند. نمونه ها حین انجام آزمون پس از 24، 48، 96 و 150 سیکل از کوره خارج و مجددا با همان دقت وزن شدند. تغییرات وزن نمونه های مختلف، نسبت به سطح کلی آنها نرمال شد تا اثر هندسه نمونه حذف شود. از میکروسکوپ الکترونی Philips XL30 مجهز به حسگر برای مطالعه مورفولوژی سطحی و نیز سطح مقطع نمونه ها EDX استفاده شد. برای مطالعه سطح مقطع نمونه ها، از روش مانت کردن³ سرد در خلا استفاده شد. خلا لازم برای مانت نمونه ها mbar3-10 و رزین آن بر پایه اپوکسی بود. نمونه های مانت شده از وسط به وسیله تیغه های برش Al2O3-SiC بریده و سپس با کاغذ های سمباده با مش 2000 و 2500 پولیش شدند تا سطح آنها کاملا صاف باشد. به دلیل احتمال تخریب لایه های اکسیدی، نمونه ها به صورت جزیی با محلول Fe3O4 در HNO3 حکاکی⁴ شدند. برای شناسایی اکسیدهای حاصل از آزمون خستگی حرارتی، علاوه بر استفاده از حسگر EDS، از روش پراش پرتو ایکس (XRD) نیز استفاده شد.

آزمون پراش پرتو ایکس با دستگاه Siemens D500 انجام شد. پرتو مورد استفاده Cu Kα=1.54Å  و میزان انرژی آن mA40-KV30 بود. برای مطالعه خواص استحکامی سوپرآلیاژ، آزمون های کشش دمای اتاق و دمای بالا انجام شد. دستگاه مورد استفاده مدل MTS-810 است که سیستم کنترل آن Instron 8850 و نرم افزار آن Wave Matrix V.2 ساخت شرکت Instron بود. دستگاه مذکور مجهز به یک کوره دست ساز است که حداکثر دمای  °c 850 را تحمل می نماید. دمای آزمون دائما با سه ترموکوپل که در بالا، پایین و شکم کوره قرار داشتند، اندازه گیری شد. حین تمامی آزمون ها اختلاف دمای هر سه بخش کوره °C±8 نگه داشته شد. 

آزمون های کشش دمای بالا و دمای اتاق مطابق با استاندارد ASTM-E21 و  ASTM-E8 و با نرخ کرنش s-1 001/0 انجام شد. برای این آزمون نمونه های دمبلی شکل با ابعاد M8 مطابق با همین استاندارد ها ساخته شد ]7و8[. 

نتایج

ریزساختار و خواص مکانیکی سوپرآلیاژ

 

در جدول1 ترکیب اسمی سوپرآلیاژ زیر لایه و در جدول2 ترکیب پوشش آورده شده است. همان طور که در شکل 3 (الف) مشاهده می شود، ریزساختار سوپرآلیاژ از دو فاز γ و  γ' تشکیل شده است. برای بهینه کردن خواص مکانیکی سوپر آلیاژ، از توزیع فازهای منظم γ' در زمینه γ به کمک عملیات حرارتی رسوب سختی استفاده می شود.  با توجه به اینکه میزان کربن، تشکیل فاز کاربیدی در ریزساختار کم خواهد بود. این فاز به شکل جزیره سفید رنگ در بالای شکل 3(الف) مشخص است. همچنین ساختار  یوتکتیک γ-γ’ نیز در وسط شکل 3(الف)  قابل مشاهده است. ساختار این فاز دوتایی نیز با ساختار هر دو فاز متفاوت است و مشاهده می شود که انطباق این فاز یوتکتیک با زمینه بسیار کم است. شکل4 تصاویر میکروسکوپی نوری، هم ساختار دندریتی مشاهده می شود که حاصل ترکیب یوتکتیک فازهای γ و γ' است.]2و3[.

از منظر ریزساختاری پیش بینی می شود که حین آزمون خستگی حرارتی تشکیل ترک از فازهای اکسیدی، ذرات کاربید نزدیک به سطح، ساختار یوتکتیک و مرزهای دانه در صورت وجود آغاز شود ]3و6[

 در جدول 3، نتایج آزمون های کشش در دمای اتاق و دمای بالا نشان داده شده است. 

جدول 1- ترکیب اسمی سوپرآلیاژ مورد مطالعه

عنصر	درصد وزنی
Ni	باقیمانده
Al	3
Ti	8/4
Co	5/9
Cr	14
W	8/3
Ta	3
Mo	55/1
C	1/0

 

جدول 2- ترکیب اسمی پوشش فلزی

عنصر	درصدوزنی
Co	باقیمانده
Ni	32
Cr	21
Al	8
Y	5/0

 

جدول3-   نتایج آزمون کشش در دمای اتاق و دمای بالا مطابق با استاندارد    ASTM-E21  و ASTM-E8

	دمای اتاق	دمای بالا (°C800)
طول سنجه (mm)	25	25
قطر سنجه (mm)	5	5
استحکام کششی نهایی (MPa)	5/1122	06/795
تنش تسلیم در کرنش 2/0% (MPa)	5/919	600
میزان تغییر طول تا شکست نهایی(%)	4/11	8/31
میزان کاهش سطح مقطع (%)	6	6/41

 

در شکل 5، گراف های مربوط به پراش پرتو ایکس نمونه های با و بدون پوشش پس از خاتمه آزمون خستگی حرارتی نشان داده شده است. مشاهده می شود که لایه اکسیدی از اکسید تیتانیم، اکسید کروم، اکسید کبالت و اکسید آلومینیم تشکیل شده است.

 

در شکل6 ، ریز ساختار پوشش پس از عملیات حرارتی کامل نشان داده شده است . ریز ساختار پوشش شامل فاز β (NiAl) است که در زمینه γ  پخش شده اند. اندازه متوسط فازβ(NiAl)  ، حدود µm5 است ]6[. 

 

 

مقایسه تغییرات وزن نمونه­های پوشش­دار و بدون پوشش پس از آزمون خستگی حرارتی

در شکل 7 (الف) و (ب) افزایش وزن ناشی از اکسیداسیون دمای بالا نمونه های مختلف نسبت به حالت اولیه به عنوان تابعی از تعداد سیکل خستگی حرارتی نشان داده شده است.  پس از 24 سیکل آزمون، مشاهده می شود که افزایش وزن نمونه بدون پوشش حدودا 10 برابر نمونه پوشش دار است. پس از 150 سیکل این اختلاف به حدود 100 برابر می رسد. مشاهده می شود که افزایش وزن نمونه های پوشش دار در اثر اکسیداسیون بسیار کمتر از نمونه های بدون پوشش است که حاکی از دشوار شدن نفوذ اکسیژن به سوپرآلیاژ در نمونه پوشش دار است. همچنین با توجه به منحنی های رسم شده میتوان نتیجه گرفت که افزایش وزن نمونه ها حین آزمون خستگی حرارتی از مدل های تغییر وزن سهموی مرتبط با اکسیداسیون سیکلی پیروی می کند]1و2[. 

        ایجاد ترک خستگی حرارتی در سوپرآلیاژ بدون پوشش:

در شکل8  (الف) ، (ب) و (پ) سطح مقطع نمونه های خستگی حرارتی در حالت اولیه و پس از 24 و 150 سیکل نشان داده شده است. در حالت اولیه، سطح نمونه صاف است و ناپیوستگی و فازهای اکسیدی در سطح آن مشاهده نمی شود. فاز های سفید رنگ کاربیدی هم در نزدیکی سطح و هم در عمق نمونه قابل مشاهده است.  شکل 8 (ب) نشان می دهد که پس از 24 سیکل همزمان با اکسیداسیون سطحی، حفرات اکسیدی در مجاورت سطح ایجاد و از بهم پیوستن آنها، شیارهای ریز تشکیل که  از سطح نمونه به عمق نمونه امتداد یافته اند. نسبت طول به عرض این شیارها زیاد است در بالای شکل 8 (ب)، مشاهده می شود که ترک از سطح و در فصل مشترک ذره سفید رنگ کاربیدی و زمینه γ  تشکیل شده است. دلیل ایجاد ترک سهولت نفوذ اکسیژن به سطح نمونه و اکسیداسیون ترجیحی عناصر آلیاژی کاربید ساز است که باعث کاهش انطباق فصل مشترک و زیرلایه شده و ترک تشکیل می شود.  اکسیداسیون ترجیحی عناصر آلیاژی مانند آلومینیم و تیتانیم باعث تشکیل فازهای اکسیدی انگشتی شکل (با آنالیز مطابق با شکل 8(ت)) داخل زیرلایه می شود. تشکیل این فازهای اکسیدی باعث کاهش غلظت آلومینیم و کبالت در نزدیکی سطح نمونه می شود. در

نتیجه به منظور جبران کاهش غلطت آلومینیم و کبالت، انحلال فاز γ' 

ترک سطحی

منطقه تهی شده از γ'

فاز اکسیدی انگشتی

ترک سطحی مجاور ذره کاربیدی

ت

ذره کاربیدی

پ

ب

الف

در زمینه γ، اتفاق می افتد. مشاهده می شود که انحلال فاز  γ'  باعث تشکیل منطقه تهی از این فاز⁵ در مجاورت سطح نمونه و با ضخامت µm6-8 می شود ]9.[

در شکل 8 (پ) مشاهده می شود که پس از 150 سیکل، ترک از سطح و  در فصل مشترک ذره کاربیدی و زمینه γ تشکیل شده است. گرادیان غلظتی در مجاورت فصل مشترک ذره کاربیدی، باعث اکسیداسیون ترجیحی می شود. ایجاد حفرات اکسیدی ناشی از اکسیداسیون و به هم پیوستن آنها، باعث شاخه شاخه شدن ترک در مجاورت ذره کاربیدی می شود]9-11[. در شکل  9 (الف) و (ب) ریزساختار سطح بالایی نمونه ها پس از آزمون خستگی حرارتی نشان داده شده است. مشاهده می شود که پس از 24 سیکل، اکسیداسیون جزیی در سطح مشاهده می شود. شکل فازهای اکسیدی به صورت ذرات کوچک کروی در سطح مشاهده می شود قطر حدودی این ذرات اکسیدی µm1 است. آنالیز XRD (شکل 5) فازهای اکسیدی نشان می دهد که عمدتا تیتانیم، کروم، آلومینیم و کبالت اکسید شده اند.  در شکل 9 (ب)،         مشاهده می شود که اکسید رشده و مورفولوژی آن تغییر کرده است. همزمان تعداد و قطر حفرات اکسیدی

ترک سطحی مجاور ذره کاربیدی

فاز اکسیدی انگشتی

منطقه تهی شده از γ'

N=24

افزایش یافته است. به توجه به شکل 9 (ب) 

N=150

 به نظر می رسد، اکسیداسیون فاز γ' به صورت ترجیحی روی می دهد. مشاهده شده است که هر چه اندازه ذرات فاز γ' کوچک تر باشد، ضریب نفوذ آلومینیم در شبکه کریستالی افزایش می یابد و در نتیجه با افزایش غلظت آلومینیم، اکسیداسیون این فاز شدت می یابد. حفرات

N=24

الف

ب

اکسیدی در فاز زمینه و در فواصل میان ذرات γ'، تشکیل می شوند]12[.

الف

مطابق شکل 10 (الف) پس از 48 سیکل، مشاهده می شود که فاز های انگشتی شکل اکسیدی مجاور ذرات کاربیدی تشکیل شده اند. همزمان اندازه حفرات اکسیدی هم افزایش یافته و در شکل 10(ب)، آنالیز EDS نشان می دهد که بخش اصلی این فاز های اکسیدی، اکسید کبالت و مابقی شامل اکسیدهای کروم، کبالت، تانتالم و تیتانیوم است. لذا می توان نتیجه گرفت که ذره کاربیدی به صورت ترجیحی اکسید می شود. با اکسید شدن ذره کاربیدی، ایجاد و به هم پیوستن حفرات اکسیدی اطراف این فاز قابل مشاهده است. این امر سبب می شود تا شیارهای اکسیدی در اطراف ذره کاربیدی  هم در جهت طولی و هم

در جهت عرضی تشکیل شود. به

N=150

دلیل افزایش حفرات اکسیدی، مشاهده می شود که تعدادی از فازهای انگشتی شکل اکسیدی در مجاورت ذره کاربیدی در مقطع عرضی شکسته و ریز ترک های عرضی در نزدیکی سطح نمونه تشکیل شود.

N=150

10µm

تشکیل ترک خستگی حرارتی در سوپرآلیاژ پوشش دار:

2µm

در شکل11(الف)  حالت اولیه نمونه پوشش دار در حالی نشان داده شده که فصل مشترک پوشش و زیرلایه فاقد ناپیوستگی است. در شکل 11(ب) فصل مشترک پوشش و زیرلایه پس از 24 سیکل آزمون

خستگی حرارتی نشان داده شده است. مشاهده می شود که به دلیل نفوذ جزیی اکسیژن به زیرلایه فاز های اکسیدی در فصل مشترک پوشش و زیرلایه تشکیل شده اند. متوسط طول این فازها حدود µm5 و فاصله آنها هم در حدود µm 10 است. این فازها، بیشتر از اکسید شدن برخی عناصر آلیاژی نظیر کروم و کبالت تشکیل می شوند]12[.  مشاهده می شود که همزمان با تشکیل فازهای اکسیدی در زیرلایه  درون پوشش و در مجاورت فصل مشترک حفره های اکسیدی تشکیل می شود.

لایه اکسید آلومینیم

N=48

ب

الف

N=150

در شکل 11 (پ)، پس از 150 سیکل آزمون خستگی حرارتی، مشاهده می شود که با افزایش میزان اکسیداسیون، تعداد حفرات اکسیدی در فصل مشترک افزایش یافته و با به هم پیوستن این حفرات، انفصال پوشش از زیرلایه در نقاطی از فصل مشترک دیده می شود. همچنین مشاهده می شود که در مجاورت فصل مشترک، ناحیه ای         از پوشش از  فاز β تهی شده است. مطابق شکل 12 (الف)، پس از 48 سیکل مشاهده می شود که لایه ای پیوسته و چسبنده اکسید در سطح پوشش تشکیل شده است. با توجه به نقشه EDS شکل 12 (پ)، مشخص می شود که این لایه اکسید سطحی از جنس اکسید آلومینیم است.  لذا نفوذ آلومینیم به سطح پوشش، از ابتدای آزمون روی می دهد. در شکل 12(ب) پس از 96 سیکل مشاهده می شود که اکسید شدن کبالت، کروم و تیتانیم در فصل مشترک پوشش و زیرلایه بیشتر شده و اندازه متوسط فاز های اکسیدی افزایش می یابد. همزمان تعداد حفره های اکسیدی افزایش یافته و برخی از این حفرات نیز بزرگتر شده اند. به دلیل کاهش نرخ نفوذ اکسیژن به سمت زیرلایه، نرخ تشکیل فازهای اکسیدی درون زیرلایه کاهش یافته و این فازها معمولا به صورت جزیره ای و ناپیوسته در مجاورت فصل مشترک تشکیل می شوند. با اکسیداسیون ترجیحی کبالت، آلومینیم و کروم در زیرلایه و در مجاورت فصل مشترک، غلظت این عنصر آلیاژی نیز در فصل مشترک کاهش می یابد. در نتیجه به منظور جبران غلظت کبالت و آلومینیم در فصل مشترک بخشی از فاز γ' در زمینه γ حل می شود. مطابق شکل 12 (ب) مشاهده می شود که در فصل مشترک پوشش و زیرلایه، فاز استحکام دهنده β در فاز زمینه γ حل می شوند. دلیل این امر کاهش غلظت آلومینیم در پوشش به علت تشکیل لایه اکسیدی در سطح نمونه است. اصطلاحا گفته می

ب

الف

10µm

شود که در پوشش منطقه تهی از فاز ⁶β و

N=150

پ

منطقه تهی شده از فاز β

زیرلایه منطقه تهی از  γ’ 

حفره های اکسیدی

تشکیل شده است. با توجه به انحلال فازهای استحکام دهنده در زمینه هم پوشش و هم در زیرلایه می توان نتیجه گرفت که استحکام فصل مشترک نسبت به پوشش و زیرلایه کاهش یافته و در نتیجه انفصال ناشی از به هم پیوستن حفره های اکسیدی در جدایش پوشش از زیرلایه، تسهیل خواهد شد.  ]13-16[

بحث و نتایج        
توجه به آنچه گفته شد، می توان نتیجه گرفت که مکانیزم اصلی ایجاد ترک حین انجام آزمون خستگی حرارتی، اکسیداسیون است. هنگام انجماد، با تشکیل ذرات کاربیدی در سوپر آلیاژ، گرادیان غلظتی عناصر آلیاژی، در فصل مشترک ذره کاربیدی و زمینه اتفاق می افتد. در نتیجه با اکسیداسیون ترجیحی عناصر آلیاژی نظیر کروم، کبالت و تیتانیوم در این فصل مشترک، فازهای انگشتی شکل اکسیدی ایجاد شدند. همچنین مجاور سطح به دلیل سهولت نفوذ اکسیژن، فاز γ’ نیز اکسید

N=96

شده و منطقه تهی از فاز γ’  ایجاد می شود. اکسیداسیون عناصر آلیاژی سبب ایجاد حفره های اکسیدی مجاور سطح نمونه می شود. این حفرات سپس به هم پیوسته و تشکیل شیارهای اکسیدی را می دهند. شیارهای اکسیدی محل های مرجح برای شروع تشکیل ترک هستند. نفوذ اکسیژن به داخل حفرات اکسیدی باعث افزایش اکسیداسیون، حفره های اکسیدی جدید و در نتیجه گسترش ترک می شود ]17-19[.

در شکل 13 شماتیک مراحل ایجاد ترک خستگی حرارتی در نمونه پوشش دار را نشان داده شده است. با مقایسه ریزساختار زیر لایه در نمونه های پوشش دار در ابتدا و انتهای آزمون (شکل13(الف)و(ت))،  مشاهده می شود که با اعمال پوشش، اکسیداسیون زیرلایه در فاصله بیشتری از سطح خارجی نمونه تشکیل می شود. بنابراین می توان نتیجه گرفت که دلیل اصلی کاهش تغییرات وزن در نمونه پوشش دار، سخت شدن نفوذ اکسیژن به فصل مشترک پوشش و زیرلایه است. مطابق شکل 13(ب)، اکسیداسیون ترجیحی کروم و کبالت به میزان کمتری نسبت به نمونه بدون پوشش اتفاق می افتد. همزمان به دلیل نفوذ آلومینیم به سطح، حفره های اکسیدی درون پوشش تشکیل می شوند. این حفره ها بیشتر در فصل مشترک فاز های β و γ تشکیل می شوند. با گذشت زمان تعداد این حفره ها بیشتر شده و از بهم پیوستن آنها شیار های اکسیدی ایجاد می شود. (شکل 13(پ)) ]20-22[.

به دلیل نفوذ آلومینیم به پوشش از زیرلایه به منظور جبران کاهش غلظت و نیز اکسید شدن آن همراه با کبالت درون زیر لایه و در مجاورت فصل مشترک، غلظت این دو عنصر درون زیرلایه و در نزدیکی فصل مشترک افت می کند. در نتیجه به منظور جبران این کاهش غلظت، فاز γ' در فاز γ حل می شود و در نتیجه منطقه ای در مجاورت زیرلایه به وجود می آید که از فاز γ' تهی است. همزمان به دلیل مهاجرت آلومینیم به سطح نمونه، درون پوشش و در مجاورت فصل مشترک فاز β در فاز زمینه حل می شود. مطابق شکل 13 (ت) گسترش ترک در فصل مشترک زیرلایه و پوشش به دلیل کاهش استحکام زیرلایه نیز اتفاق می افتد. مقایسه تشکیل ترک در نمونه های پوشش دار و بدون پوشش نشان می دهد که ایجاد پوشش، باعث تغییر محل و نیز نحوه تشکیل ترک می شود. همان طور که شکل7 توضیح داده شد، میزان تغییرات وزن در نمونه پوشش دار حدود 100 برابر کمتر از نمونه بدون پوشش است. به عبارت دیگر میزان تشکیل فاز اکسیدی حین آزمون داخل زیرلایه به شدت کاهش یافته است. همزمان شیار ها و حفرات اکسیدی نیز مانند نمونه بدون پوشش ایجاد نمی شود. تشکیل ترک در فصل مشترک زیرلایه و پوشش نشان دهنده آن است که استحکام فصل مشترک کم و تشکیل ترک های طولی⁷ تبدیل به ترک های عرضی⁸ می شود]20-22[. 

نتیجه گیری

در این پژوهش به بررسی اثر پوشش فلزی بر تشکیل خستگی حرارتی در سوپرآلیاژ پایه کبالت با ریزساختار انجماد جهت دار پرداخته شد. آزمون های خستگی حرارتی بین دمای °C400 و°C 800 و در سیکل های یک ساعته انجام شد. پس از انجام آزمون ها و مطالعات ریزساختاری نتایج زیر حاصل شد:

1-       تغییرات وزن در هر دو نمونه پوشش دار و بدون پوشش نشان داد که رفتار نمونه ها از مدل های سهموی مرتبط با اکسیداسیون سیکلی پیروی می کند. بیشینه تغییرات وزن در نمونه بدون پوشش حدود µg/mm2100 و برای نمونه پوشش دار حدود µg/mm21 است. در نتیجه اعمال پوشش روی زیرلایه سوپرآلیاژ  باعث کاهش حدودا 100 برابری تغییرات وزن می شود.

2-        در مجاورت سطح نمونه بدون پوشش، به دلیل سهولت نفوذ اکسیژن و اکسیداسیون آلومینیم و کبالت، منطقه تهی از فاز γ’ ایجاد می شود.

3-       در نمونه های بدون پوشش، شیارهای اکسیدی به دلیل نفوذ عناصر آلیاژی به سطح و اکسیداسیون ترجیحی آنها در نزدیکی سطح نمونه تشکیل می شوند. با افزایش زمان آزمون طول این شیار ها افزایش می یابد.

4-       در نمونه بدون پوشش، گسترش ترک به صورت ترجیحی در فصل مشترک فاز کاربیدی با زمینه γ صورت می گیرد.

5-       با اعمال پوشش، تشکیل فازهای اکسیدی در فاصله بیشتری از سطح خارجی نمونه صورت می گیرد. اندازه و درصد حجمی فازهای اکسیدی تشکیل شده در فصل مشترک پوشش و زیرلایه نسبت به نمونه بدون پوشش کمتر است.

6-       به دلیل نفوذ آلومینیم به سطح نمونه، حفره های اکسیدی داخل پوشش تشکیل می شوند.

7-       به منظور جلوگیری از کاهش غلظت عناصر آلیاژی فاز زمینه در اثر اکسیداسیون، فاز β در پوشش و γ’  در زیرلایه در فاز زمینه حل می شوند.  

8-       تشکیل منطقه تهی شده از فاز γ’ درون زیرلایه و در مجاورت فصل مشترک پوشش و زیرلایه، باعث کاهش استحکام فصل مشترک می شود.

9-       تشکیل ترک در فصل مشترک زیرلایه و پوشش نشان دهنده آن است که استحکام فصل مشترک پوشش و زیرلایه پس از انحلال فاز γ' کمتر از فصل مشترک فازهای اکسیدی و زمینه γ در نمونه های پوشش دار است.

10-       گسترش ترک در نمونه پوشش دار به دلیل به هم پیوستن حفرات اکسیدی در فصل مشترک پوشش و زیرلایه روی می دهد.

11-       ایجاد پوشش روی زیرلایه باعث تغییر جهت رشد ترک از ترک های عرضی در نمونه بدون پوشش به ترک های طولی در فصل مشترک پوشش و زیرلایه می شود.

 

ملاحظات اخلاقی پیروی از اصول اخلاق پژوهش

همکاری مشارکت­کنندگان در تحقیق حاضر به صورت داوطلبانه و با رضایت آنان بوده است.

 

سپاسگزاری

نویسندگان از شرکت مهندسی و ساخت پره توربین مپنا (پرتو) به خاطر فراهم نمودن مواد اولیه و نیز همکاری در مشخصه یابی نمونه های این پژوهش قدردانی می نمایند.  

 

حامی مالی:

هزینه های این پژوهش را معاونت پژوهش و فناوری گروه مپنا تامین نموده است.

 

مشارکت نویسندگان

انجام آزمایشها : علی محمد فاضلی تهرانی

تحلیل داده­ها و نتایج: علی محمد فاضلی تهرانی، حسن فرهنگی،

نگارش نهایی: علی محمد فاضلی تهرانی، حسن فرهنگی

 

تعارض منافع

بنابر اظهار نویسندگان، مقاله حاضر فاقد هرگونه تعارض منافع بوده است.

 

 

 

 

 

 

---

[1]  -Directional Solidification

[2]  -Eddy Current

[3] - Mounting 

[4] - Etching

[5]  -γ free zone

[6]  -β phase free zone

[7]  -Longitudinal Cracks

[8]  -Transverse Cracks

References

1.       Dae Won Yun, S.M. Seo, H.W. Jeong, Y.S. Yoo, The cyclic oxidation behaviour of Ni-based superalloy GTD-111 with sulphur impurities at 1100°C, Corrosion Science 90 (2015) 392–401.

2.       N. S. Cheruvu, K. S. Chan, G. R. Leverant, Cyclic Oxidation Behavior of Aluminide, Platinum Modified Aluminide, and MCrAlY Coatings on GTD-111, Journal of Engineering for Gas Turbines and Power Vol. 122, JANUARY 2000, 50-54.

3.       Physical Metallurgy (Fifth Edition) 2014, Pages 2215-2290 22 - Physical Metallurgy of the Nickel-Based Superalloy Author links open overlay panel, R.C. Reed, C.M.F. Rae. 

4.       

H Chen, X Hou, Bioxidant corrosion behaviour of CoNiCrAlY coated IN738 at 1100 °C, Corrosion Science, Volume 151, 1 May 2019, Pages 154-162.

5.       C.R.C. Lima, J.M. Guilemany, Adhesion improvements of Thermal Barrier Coatings with HVOF, thermally sprayed bond coats, Surface & Coatings Technology 201 (2007) 4694–4701. 

6.       H. Chen, A. Rushworth, Effects of oxide stringers on the β-phase depletion behaviour in thermally sprayed CoNiCrAlY coatings during isothermal oxidation, Journal of Materials Science & Technology 45 (2020) 108–116

7.       ASTM-E8

8.       ASTM-E21

9.       Vivek Ratna, D.S. Sarma, INFLUENCE OF THERMAL FATIGUE ON THE MICROSTRUCTURE OF A MScripta METALLURGICA Vol. 29, 1993, pp. 467-472.

10.       PARASKEVAS KONTIS, ZHUANGMING LI, MIKAEL SEGERSA¨LL, JOHAN J. MOVERARE, ROGER C. REED, DIERK RAABE, and BAPTISTE GAULT, The Role of Oxidized Carbides on Thermal Mechanical Performance of Polycrystalline Superalloys, 

11.       YANG Jinxia, ZHENG Qi, SUN Xiaofeng, GUAN Hengrong, and HU Zhuangqi, Thermal fatigue behavior of K465 superalloy, RARE METAL, Vol. 25, No. 3, June 2006, p. 202-209. 

12.       Dorota Kubacka, Martin Weiser, Erdmann Spiecker: Early stages of high-temperature oxidation of Ni- and Co-base model superalloys: A comparative study using rapid thermal annealing and advanced electron microscopy; Corrosion Science 191 (2021) 109744.  

13.       Kevin Vattappara, Vahid A. Hosseini Physical and thermodynamic simulations of gamma-prime precipitation in Haynes 282 using arc heat treatment, Journal of Alloys and Compounds Volume 870, 25 July 2021, 159484

14.       SHI Zhen-xue, LI Jia-rong, LIU Shi zhong, isothermal oxidation behavior of single crystal superalloy DD6, Trans. Nonferrous Met. Soc. China 22(2012) 534_538.

15.       Jiangdong Cao, Junsong Zhang , Ruifang Chen, Yunxia, Yinqun Hua High temperature oxidation behavior of Ni-based superalloy GH202, Materials Characterization 118 (2016) 122–128.

16.       J. Brennemana, J. Weib, Z. Sunb, L. Liub, G. Zoub, Y. Zhoua, Oxidation behavior of GTD111 Ni-based superalloy at 900 ◦C in air J. Brennemana, J. Weib, Z. Sun , L. Liub, G. Zoub, Y. Zhoua,b, Corrosion Science 100 (2015) 267–274 l. 29, pp

17.       Sadegh Pour-Ali, Reza Tavangar, Faezeh Akhtari, Seyedsina Hejazi High-temperature oxidation behavior of GTD-111 Ni-based superalloy with an ultrafine-grained surface at 900°C -472, 1

18.       A. Pfennig, B. Fedelich, Oxidation of single crystal PWA 1483 at 950°C in flowing air, Corrosion Science 50 (2008) 

19.       Jingchen Li, Yuting Wu, Liang Liu, Ru Lin Peng, Jinghao Xu, Jian He, Hongbo Guo, The inhibiting effect of Re-rich layer on the interdiffusion between NiAl and Ni3Al-based superalloy and its degradation, Journal of Alloys and Compounds, Volume 957, 2023,170404,

20.       Li Zhang, M. Mahrukh, Di Wang, Xian-Jin Liao, Xiao-Tao Luo, Chang-Jiu Li, Oxidation protection dynamics of NiAl droplet by inflight in-situ carbon deoxidation during atmospheric plasma spraying for high performance NiAl coatings, Journal of Materials Processing Technology, Volume 319 2023,118088.

21.       Jibo Huang, Wen Sun, Xin Chu, Haiming Lan, Yingchun Xie, Dongdong Ye, Renzhong Huang, Effect of high temperature exposure on microstructure, mechanical and tribological properties of cold sprayed NiCoCrAlTaY coatings, Surface and Coatings Technology, Volume 462, 2023, 129466, 

 

 

---