Propiedades termoelásticas y temperaturas C'-Solvus de superalloys de un solo cristal Ni-Base (7)

Fecha de lanzamiento:2021-06-28

  El modelo Einstein generalmente proporciona una buena aproximación de la capacidad térmica y la expansión térmica a temperaturas anteriores de él/2. En el caso de las superaleaciones investigado en este trabajo, el Einstein approach describe bien las tensiones térmicas observadas y coeficientes de expansión térmica de hasta aproximadamente 800 K con hE que varía entre 396 y 412 K (Fig. 12a , C). Sin embargo, a temperaturas más altas, las diferencias significativas se producen como se expresan en la FIG. 12A por la cepa del exceso térmico, lo que representa la diferencia entre la cepa térmica experimental eExp (T) (curvanegra) y la cepa extrapolada (T) (T) (Curva roja, EQ). . 3) determinaron por ajuste de un modelo Einstein a EEXP (T) por debajo de 800 K. la curva experimentales adicionales experimenta un cambio de pendiente, que puede mejor apreciarse considerando su primera AEXP derivado (T), la curva denegro en la Fig. 12c. En la Fig. 12B, DE (T) (curvanegra) se presenta junto con la evolución de la fracción C-volume FC (T) (curva roja) según lo previsto por Thermocalc. Se puede ver claramente que ambas curvas muestran tendencias similares, lo que es aún más evidente por sus primeros derivados (Fig. 12D). Esto sugiere firmemente que las &temperaturas, dónde#&#-101; Los cambios de la pendiente de los ethcurves se detectan, es decir, dónde--101; Los ATH (T)&curves muestran un pico afilado, representan las temperaturas de C-solvus. Se han informado efectos SIMI--LAR para las aleaciones Ternary NI-FE-AL [54], CMSX-2 [55] y Aleaciones CO-BASED [56, 57]. La Figura 13 ilustra esquemáticamente cómo se pueden racionalizar las expansiones térmicas observadas experimentalmente. En una primera aproximación denombres, se puede asumir que las expansiones térmicas de las dos fases aisladas siguen cada uno un modelo Einstein (EQ. 5). Los diferentes parámetros de modelo dan como resultado que a altas temperaturas, la C&Phase (curva verde) alcanza valores significativamente más altos que la C-PHASE (curva azul&). La línea roja ilustra esquemáticamente los datos experimentales para una superaloy, que contiene ambas fases (Fig. 3). La expansión térmica de la c&-de fase (alta c inicial \\ fraccionesnvolume cerca de 70%) domina para T \\ 800 K. partir de alrededor de 800 K, la disolución gradual de la cprecipitates y la -/-& PAÑA DE LA FRACCIÓN VOLUMEN DE LA CPHASE (FIG. 12B) Se asocia con un ajuste de las composiciones de equilibrio químico de las dos fases. Los cambios resultantes en dimensiones de la celda unidad y cc-volume proporciones de fracción hacer que el pico agudo&en la expansión térmica cerca medido experimentalmente para Tsolvus (Figs. 7, 8, 12c y d). Alrededor del 50% del exceso de tensión De * se muestra en la figura 12a se puede racionalizar por el efecto de disminución de la inadaptado celosía. (Estimación para ERBO15 y sus variantes: 5 9 10-3), que proporciona contribuciones adicionales a la deformación térmica. La parte restante de DE * probablemente esté relacionada con los cambios de las dimensiones de la celda de la unidad de---&-Phases relacionadas con un aumento en la entropía de configuración. Además, la fracción de volumen de la cfase, que muestra un mayor coeficiente de expansión térmica que el C-PHASE, aumenta con la crecienteTemperatura. Esto está en línea con los datos experimentales de la literatura sobre la expansión térmica del aislado c

y c

phases de CMSX4 [33.png58] y en un pequeño pasolike aumento de la capacidad de calor alrededor de aproximadamente 870 K en CMSX

4 informó en [59].

 -/with el aumento de temperatura que aumenta la densidad de vacantes, como fue reportado por al en el trabajo seminal de Simmons y Balluffi [60]. Sin embargo, este efecto suele ser muy pequeño y aumenta de manera exponencial hasta/--&-la temperatura de fusión del material. No está relacionado con el pico afilado observado en el ATH experimental (T)/curves. Se han informado efectos similares, por ejemplo, para las transformaciones de orden-Disorder en Cuau [61] y AG3MG [62]. Los resultados dilatométricos de la Fig. 8 y las predicciones CALPHAD de la Fig. 9 se combinan en la Fig. 14. Las curvas dilatométricos exhiben un fuerte máximo de expansión térmica a altas temperaturas, que para ERBO \-C (1557 K) coincide con eln1 C&solvusTemperatura (1555 K) predicha por Thermocalc (Fig. 14a). Sin embargo, para los tres como

CAST ERBO

15 variantes, el ath (T)44.pngmaxima se observan a temperaturas, que son aproximadamente 40 K mayor que la csolvustemperaturas previstas por ThermoCalc (Fig. 14b-d). En la Tabla 10, las temperaturas máximas de las Figs. 7, 8 y 14 de las cuatro aleaciones investigadas se muestran.

55.png

//

66.pngEn la Fig. 15, comparamosnuestra ERBO

1 datos de expansión térmica (Presentado en rojo) con resultados que se publicaron en la literatura. Los datos elásticos ERBO

1 que hemos utilizado hasta ahora representan datos verdaderos de ATH (línea sólida roja), que se obtuvieron como se describe en la sección experimental de este trabajo. En la Fig. 15, mostramos estos datos junto con los datos de ATH medios, que se calcularon utilizando 295 K como temperatura de referencia de acuerdo con:

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