Esta es una cantidad, que se usa con frecuencia en la literatura. Como se puede ver en la Fig. 15, los datos verdaderos ATH (-T) muestran el pico afilado, que explotamos para la determinación de C-solvus en el presente trabajo, mientras que&esta característica se alisa en gran medida por el promedimiento en el Caso de Athmeanðtþ. La Figura 15 presenta datos digitalizados de diferentes fuentes [58, 59, 63-71]. Todos los autores realizaron sus experimentos usando velocidades de calentamiento entre 2 K \\ anmin y 5 K \\ anmin. Los datos para NI (círculos completos) se reproducieron del trabajo de Sung et al. [63], que han creado una línea de regresión a partir de diversos datos anteriores [64-67] y los datos para Ni3Ti (círculos vacíos) se reprodujeron de la obra de Karunaratne et al. [68] (que se refieren a publicaciones anteriores [65, 69, 70]). Es interesante comparar estos datos con los resultados dilatométricos para el C/Phase (cuadrados vacíos) y para los datos de c/Phase (cuadrados llenos),-que se aislaron a partir de CMSX-4 por Siebo¨rger et al. [58]. Sus datos representan una verdadera expansión térmica; Sin embargo, las fases aisladasno pueden ajustar su composición química a C&C-equilibrium. Por lo tanto,no aparece el pico de NO/en la expansión térmica como la observada ennuestro trabajo. Morrow et al. [71] Investigó la influencia de las adiciones de MO a una superalloy de Ni-Base con C&C-microstructure y mostró que losniveles de aumento de/MO y al-levels dan como resultado una pequeña disminución en los coeficientes de expansión térmica. En la Fig. 15, que reproducen sus datos para un Ni&based aleación con 3,5% de Mo (triángulos vacíos). Finalmente, agregamos el conjunto de datos CMSX-4 recientemente publicado de Quested et al. [59] (línea discontinua gruesa). La comparación revela que, si bien hay una cierta dispersión, todos los datos son razonablemente cerca cuando los comparamos connuestra coeficiente de dilatación térmica media. Tenga en cuenta quenuestros datos medios de expansión térmica y el Quested et al. [59] están en un excelente acuerdo. Nuestros verdaderos datos de expansión, sin embargo, se desvían significativamente hacia valores más altos y muestran la fuerte-- Pico, que permite determinar la csolvustemperatura.-&

101; El coeficiente de expansión térmica disminuye en casi un 50%. Los datos presentados en las Figs. 7, 8, 9, 13 y 14 sugieren claramente que esta caída se asocia con la temperatura c&solvus. Para#ERBO-1 (CMSX&4 Tipo), la gota se produce a una temperatura, que está muy cerca de la peratura C/solvus TEM--como lo prevé por Thermocalc. En el caso de los tres ERBO-15&type aleaciones, la caída de expansión térmica se produce a temperaturas, que son 40 K por encima de las c/solvus temperaturas predichas. Hay un acuerdo mejor-entre las temperaturas medidas (dilatometría) y calculadas (termocalc) C '-solvus para ERBO&1 que para ERBO-15 y sus variantes (Tablas 7 y 8, Figs. 10, 11). Esto está en línea con el hallazgo de que el determinado experimentalmente de aleación de composiciones para ERBO/1 (3D/APT, [36], material estándar de CMSX \\ tipon4) están en mejor acuerdo con las correspondientes predicciones ThermoCalc que en el caso de la experimental Aleaciones ERBO/15 (datos experimentales: TEM-EDX, [32]). La discrepancia entre los-solvus temperaturas c determinada experimentalmente/y las predicciones ThermoCalc para el ERBO-15 aleaciones, así como las diferencias en composiciones de fase medidos en TEM y predichos por ThermoCalc sugieren que lasnecesidades de base de datos ThermoCalc que ser optimizado para lanueva intervalo de composición. Los resultados experimentales y las predicciones de Thermocalc sugieren que la reducción de losniveles de MO o Wno tiene efectos significativos en las temperaturas de C-solvus.&/-

 El enfoque del presente trabajo fue para determinar las temperaturas de C-solvus utilizando las mediciones de expansión térmica verdaderas&. Además, presentamos coeficientes elásticos para cuatro superalloys de Ni-Base Single-CIRSTAL, que son útiles para el diseño de ingeniería en regímenes de temperatura de estrés donde se encuentran en adelante. La elasticidad gobierna el comportamiento material mecánico y para estimar las tensiones térmicas asociadas con la carga de fatiga térmica. Nuestros resultadosno son directamente aplicables a evaluar propiedades de fluencia. Sin embargo, la temperatura de C&solvus TEMPE#-es una medida para la estabilidad de C-Particles,&que proporcionan una fuerza de crianza. Por lo tanto,nuestros resultados se indirectamente relacionados con el comportamiento de fluencia de SingleCrystal Ni \\ superaleaciones Nbase.-&-