Introduction

gas turbinas son ampliamente utilizados en tems de generación de energía sys. Desarrollos para mejorar sus eficiencias deben led al aumento de las temperaturas de funcionamiento de las regiones de algunos componentes, tales como las áreas bajo la plataforma de álabes de la turbina. El estado de alta tensión de la bolsa de la raíz debido a las altas velocidades de rotación, en combinación con el aire de enfriamiento deriva depósitos y temperaturas cercanas a las condiciones asociadas con el tipo II a la corrosión, puede conducir a la formación de grietas [1].

CMSX-4 (Tabla1) es un único cristal de Ni-based superaleación comúnmente utilizado para hojas de tur gas bine primera etapa como resultado de su buena fluencia a alta temperatura \\ propiedadesnstrength combinados con producción asequibilidad [-2]. Sin embargo, debido a su composición (menor contenido de Cr que otros materiales de hoja etapa de la turbina 1er usados ​​comúnmente), CMSX4 es susceptible de tipo II la corrosión en caliente. Esto puede resultar en el daño que tiene la morfología de cualquiera de picaduras o amplia afrontó- attack. Sumner et al. [3] han informado de investigaciones de tipo II la corrosión en caliente de CMSX4, usando el análisis estadístico de grandes conjuntos de datos para generar modelos para condiciones spe especí-. Observaron amplia afrontó ataque y más rápido agotamiento de Cr en CMSX-4, cuando se compara con IN738LC.-

  Reaserch llevó a cabo en los mecanismos de corrosión en caliente en 1970s-80s se resume en Luthra LeBlanc [&4]. Concluyeron que la corrosión en caliente podría ocurrir a través de una combinación de tres mecanismos: sulfuraciónox idation, la formación de compuestos volátiles por debajo de la capa de óxido de protección o fundente escala. Dado que los modelos fundentes han ganado la aceptación más amplia para el depósito inducida por la corrosión en caliente [-5,6]. 

   el proceso de tipo II la corrosión en caliente de las superaleaciones de Ni based requiere la formación de una película eutéctica líquida [-5,6]. Tipo II corrosión en caliente se produce en el intervalo temperamento Ature de 650-800 ° C a través de la formación de mezclas punto mínimo de fusión de Na2 SO4, NiSO4 y CoSO4 [4,5,8]. compuestos NiSO4 y CoSO4 se forman como resultado de la reacción de SO3 conníquel y cobalto a partir de la superaleación. Un mecanismo ampliamente aceptado para la corrosión en caliente fue propuesto por GoebelPettit [&9]. Su mecanismo describe dos etapas, en primer lugar la etapa de incu bación, wher&101; un eutéctico líquido de Na2 SO4, NiSO4 y#i formas CoSO4 en la superficie del componente como resultado de la deposición junto con una reacción entre los óxidos de azufre yníquel y/i cobalto de la aleación súper. La segunda etapa es la etapa de propagación, wher/&101; el fundente del óxido de superficie por un depósito de líquido en la superficie permite el acceso hacia el interior, y hacia afuera Co#NI/transport. a menudo estando formada esta forma de ataque resultados en picaduras daño con una capa exterior NiO COO, aunque a veces una forma de amplio afrontó ataque desarrolla [/5,6].

Para tipo II corrosión en caliente muchos investigadores han observado la importancia de un suministro constante de SOx para la corrosión sostenida que se produzca [3,7,9,10]; esta variación del mecanismo de daños es conocido como gas inducida fundente ácido [8,11]. Sin ambos SOx gaseosos y un flujo de deposición de sulfato de regular, el ción reac corrosión dejaría de ocurrir cuando se han consumido todos los reactivos.

Tipo II corrosión en caliente combinado con tensión estática en Nibased superaleacionesno se ha estudiado ampliamente. Sin embargo, la corrosión bajo tensión (SCC) es un bien-docu mentado mecanismo de fallo especialmente en sistemas acuosos [-12,13].

Studies tienen han realizado sobre los efectos del estrés sobre el crecimiento de picaduras de corrosión en las aleaciones de aluminio [14]. Se encontró que el crecimiento de picadura de corrosión podría verse afectada

por tiempo, amplitud de tensión y frecuencia en un entorno de fatiga. La metodología de Ishihara et al. [14] se aplicó a Ni \\ superaleaciones Nbased por Chan et al. [-15]. Consideraron que el punto en el que el crecimiento de grietas por fatiga supera crecimiento picadura de corrosión. Sin embargo,ninguno de estosnstudies consideran el efecto de la corrosión en caliente sobre los mate riales esfuerzo umbral\\ intensidad (

k-ésima), por debajo del cual el agrietamientono se produce el umbral.análisis de elementosFinite (FEA) es un método usado comúnmente para tensiones calcular dentro de geometrías complejas o estados de carga multiaxial. Esto se hace por engrana la geometría como una red de elementos ynodos. Los elemen tos pueden deformar como limitada por el modelo de material,

wher101; como la carga se transfiere de un elemento a través de las conexiones denodo. FEA ha sido ampliamente utilizado para evaluar el estrés en condiciones de carga estática y cíclica.&#

\\ métodonExperimental

Cring método de prueba-C \\ especímenesnring se fabrican a partir de CMSX4 bares. Directrices para las dimensiones fueron tomadas de lanorma ISO 7539

16--]. Las dimensiones finales de los mens específicos utilizados en este ensayo se dan en la Figura-1. C \\ especímenesnring wher101; fabricado con un001cristal-&\\ orientaciónnlographic alineado con el eje del cilindro.#<>niveles de estrés objetivoPara obtener en una mancha constante, el desplazamiento requerido de la C

D

1-)).Equation (1): cambio en el diámetro de lanorma ISO 7539

16].-ΔD

aπd=2\/4etz(1)modelado \\ AENoF se utilizó para verificar los cálculos de tensión. datos sustitutivos de Siebörger et al. [ 17  ] para CMSX4 proporcionado el módulo de Young (

E) para la ecuación (2-) y las propiedades del material monotónicas utilizado en mod FEA Elling. Los diámetros estresados ​​finales (Df) se calcularonSi usa la ecuación (2):

Df DAV- Δ=D(2)Los Crings se sujetaron al diámetro final ( Df) utilizando acero inoxidable M5 tuercas, pernos y arandelas de grado A2, y se mide utilizando un micrómetro digital con una resolución de 1

μm). Un promedio de cinco lecturas se utilizó para determinar el diámetro externo inicial (-DAV) de la que se calcula el diámetro subrayado final.Estos se dan  in Tabla2.