1. На главную
  2. Электронные версии
  3. Теплофизика высоких температур
  4. T. 60, № 3, 2022

Теплофизика высоких температур, 2022, T. 60, № 3, стр. 385-392

Исследование изотермического окисления покрытий βNiAl применительно к авиационным двигателям

Ali Dad Chandio 1, *, Asif Ahmed Shaikh 1, Haseeb Ahmed 1

1 Materials & Metallurgical Engineering, NED University of Engineering & Technology
Karachi, Pakistan

* E-mail: alidad@neduet.edu.pk

Поступила в редакцию 27.11.2020
После доработки 05.11.2021
Принята к публикации 15.02.2022

Полный текст (PDF)

Аннотация

Покрытия из алюминида никеля (βNiAl) приготовлены методом алитирования in situ на подложках из суперсплава CMSX-4 и подвергнуты изотермическому окислению при 1150°C в течение 100 ч. Исследованы факторы, влияющие на сопротивление скалыванию покрытий βNiAl. При окислении вместе с чистым α-Al2O3 образовался термически выращенный многофазный оксид (TiO2, Ni2AlO4, ϴ-Al2O3). Покрытия и подложка подверглись массивной взаимной диффузии, что привело к сегрегации выделений сплава на границе термически выращенного оксида и покрытия, а также к миграции серы из подложки и ее присутствию в таких выделениях, и к притоку Ni и обеднению Al, приводящему к превращению βNiAl → γ'-Ni3Al. Кроме того, степень откола и остаточные напряжения термически выращенного оксида увеличивались со временем окисления.

ВВЕДЕНИЕ

Покрытия βNiAl широко используются и обычно называются соединениями, образующими оксид алюминия (α-Al2O3). βNiAl используется в качестве матричного связующего материала для систем термобарьерного покрытия (ТБП). Предполагается, что α-Al2O3, выращенный на связующем покрытии, совместим (термодинамически) с ТБП [1, 2] и обладает наименьшей диффузией кислорода и низкой скоростью роста. Однако нанесение простых покрытий βNiAl сильно зависит от внутренней диффузии элементов подложки и расходования Al. Это может отрицательно сказаться на стойкости к окислению, которая является единственным показателем эффективности. Чтобы улучшить окислительные свойства связующих покрытий, в βNiAl включены различные элементы [3–5], в том числе платина и химически активные элементы. Однако для эффективного использования эффектов легирования необходимо понимать факторы, влияющие на стойкость к окислению нелегированного βNiAl. Большой объем работ выполнен по оксидным характеристикам этих покрытий [6, 7]. Однако такие продукты внутренней диффузии, как осадки α-Cr, которые в основном присутствуют в высокоактивных обработанных покрытиях из-за их низкой растворимости в интерметаллиде [8], до сих пор плохо изучены. Сообщалось, что такие осадки вредны для устойчивости к окислению [9]. Установлено, что добавка платины снижает количество таких осадков [10]. Однако то, как эти осадки влияют на процесс окисления, до сих пор плохо изучено.

В данном исследовании покрытия βNiAl наносились на монокристаллический суперсплав на основе никеля (CMSX-4) с последующим изотермическим окислением при 1150°C (в течение 100 ч) в лабораторных условиях. В частности, изучаются параметры, влияющие на эксплуатационные характеристики покрытий, микроструктурная эволюция, химический состав, межфазные примеси и фазовые превращения.

МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКА ЭКСПЕРИМЕНТА

Монокристаллический жаропрочный сплав CMSX-4 (исходный состав представлен в табл. 1). Пластина из жаропрочного сплава разрезалась на прямоугольники размером 1 × 2.5 см2, части шлифовались до зернистости 1200 с последующей очисткой в этанольной ванне ультразвуком. Части сплава загружались в высокоактивную смесь, состоящую из (мас. %) 12Al + 3NH4Cl + 85Al2O3 для алитирования. После алитирования образуется характерная структура δ-Ni2Al3, требующая дополнительной термической обработки для преобразования ее в структуру βNiAl B2. Это связано с тем, что структура δ-Ni2Al3 является чрезвычайно хрупкой и не вполне подходит для окисления, поскольку она стабильна только при температурах ниже ~1133°C (подробности см. на бинарной диаграмме Al–Ni). Проводилась термообработка при 1150°C, чтобы преобразовать сплав в гиперстехиометрическую алюминидную структуру с высоким содержанием алюминия, т.е. в структуру βNiAl B2 [3, 11]. Испытания на окисление проводились на термовесах (Setaram) при 1150°С (в течение 100 ч) в лабораторном воздухе. Для определения микроструктуры и химического состава использовались сканирующий электронный микроскоп (СЭМ, Philips-XL30 FEG) и энергодисперсионная спектроскопия (ЭДС). Для идентификации фаз и измерения остаточных напряжений в термически выращенном оксиде (ТВО) использовались методы рентгеновской дифракции (РД, PAnalytical) и фотолюминесцентной пьезоспектроскопии [12] соответственно.

Таблица 1.  

Исходный состав суперсплава CMSX-4

  Co Mo Re W Cr Ti Hf Ta Ni Al
мас. % 9.60 0.6 2.90 6.40 6.40 1.0 0.1 6.60 61.42 5.64
ат. % 9.2 0.4 1.0 2.0 7.6 1.3 0.03 2.2 63.8 12.6

РЕЗУЛЬТАТЫ

Нанесенные покрытия

На рис. 1 представлен СЭМ-анализ поперечных сечений покрытия βNiAl в состоянии после осаждения. Покрытие состоит из междиффузионного слоя или зоны (МДЗ) и самого верхнего слоя βNiAl (рис. 2а), содержащего выделения α-Cr [13]. Судя по карте элементов, тугоплавкие осадки появляются в покрытии постепенно сверху вниз. В спектре РД в качестве основной фазы видна структура βNiAl (рис. 1в). Линейно-точечный анализ ЭДС выполнен в десяти различных местах на поперечном сечении по толщине покрытия (рис. 1б). Результаты анализа показывают равномерное распределение как Al, так и Ni по всему покрытию, за исключением зоны МДЗ, откуда наблюдался добавочный приток элементов подложки.

Рис. 1.

Покрытие βNiAl: (a) карта элементов, (б) ЭДС по толщине, (в) соответствующий РД-спектр.

Рис. 2.

Покрытие βNiAl, окисленное при 1150°C (100 ч): (a) график ТГА, (б) напряжение ТВО, (в) фазы ТВО, полученные методом PLPS, (г) РД-схемы поверхности покрытия βNiAl после окисления.

Изотермическое окисление

Термически выращенный оксид. На рис. 2a–2г показан график увеличения массы покрытия, ТВО, напряжения и фаз (состав). Прирост массы (включая массу откола) демонстрирует отклонение от типичного параболического роста. Такие несоответствия, предположительно, могут быть связаны с различными фазами ТВО. Визуальный осмотр показал серьезное разрушение (или отслоение) TВO, когда время окисления увеличивалось, тогда как неотколотые области, имеющие неповрежденный оксид (ТВО), были проанализированы для оценки напряжений при комнатной температуре с использованием метода PLPS. По мере увеличения времени окисления TВO демонстрировал возрастающие сжимающие напряжения (рис. 2б). Тем не менее, если оценка напряжения производится в непосредственной близости от области откола, она показывает снижение напряжения из-за рельефа поверхности, растрескивания и откола. Кроме того, исследование TВO с помощью PLPS обнаруживает α-Al2O3 в качестве основной фазы наряду с локализованным присутствием θ-Al2O3 (рис. 2в). Для дальнейшей оценки TВO для подтверждения присутствия θ-Al2O3 проведен рентгеноструктурный анализ окисленного образца (с отколотыми и неотколотыми областями) (рис. 2г). Это означает, что после окисления часть оксида расслаивалась (отслаивалась) или ломалась, а часть оставалась нетронутой. Результаты РД показывают многочисленные фазы в образце, т.е. α-Al2O3, θ-Al2O3, TiO2, β-NiAl, γ'-Ni3Al и NiAl2O4. Это подтверждает результаты измерения PLPS присутствиф θ-Al2O3. Следует отметить, что оксидные фазы (α-Al2O3, θ-Al2O3, TiO2 и NiAl2O4) соответствуют оксидному слою, а металлические соединения или осадки (β-NiAl и γ'-Ni3Al, α-Cr) соответствуют месту выкрошивания покрытия.

Кроме того, карты элементов ТВО показаны на рис. 3. Похоже, что TВO, образованный на βNiAl, не является чистым α-Al2O3, а состоит из некоторых других оксидных включений, таких как Ti и Ni.

Рис. 3.

Элементная карта ТВО, выросшего на βNiAl после окисления при 1150°C в течение 100 ч.

Места сколов. Чтобы проанализировать поверхность покрытия после отслаивания и подтвердить наличие элементов на границе раздела TВO–покрытие, составлены карты элементов на отколотой области (рис. 4). На участке наблюдались многочисленные осадки, обогащенные хромом. Интересно, что в этих осадках обнаружена сера (~2 ат. %) (см. также табл. 2). Как показано в работах [14, 15], сера вредна для адгезии ТВО. Также в литературе сообщалось об аналогичном количестве серы для бинарных сплавов Ni–Al [16], однако неясно, мигрирует ли такая сера из суперсплава или является примесью в покрытии.

Рис. 4.

Карта элементов мест сколов, обогащенных осадками тугоплавких элементов.

Таблица 2.  

Изменения состава образцов после окисления

ЭДС, ат. % Al Ni Cr W Co Ta Ti S O
βNiAl на границе γ'-Ni3Al–подложка 33.0 Bal. 5.81 2.53 6.7 1.32 0.93 – –
γ'-Ni3Al на границе TВO–BC 14.3 Bal. 2.45 2.82 8.5 5.42 1.02 – –
Осадки на границе покрытие–ТВО 2.82 Bal. 17.6 22.7 16.2 15.3 0.71 2.1 –
Включения на границе покрытие–ТВО 38.5 1.4       2.00 –   Баланс
Включения на границе газ–ТВО 15.0 1.02 – – – 1.32 21.4 – Баланс

Количество сколов рассчитывалось с учетом отколотых и неотколотых участков образцов, как показано на рис. 5а, 5б. Пористость и растрескивание четко видны на электронных микрофотографиях (рис. 5б), особенно в местах смешанной/многофазной областей. Более того, на рис. 5в показана концентрация сколов, оцененная по отколотому и неповрежденному TВO (кумулятивный откол/площадь поверхности). Обнаружено, что количество сколов прогрессирует при увеличении времени окисления.

Рис. 5.

Неповрежденный ТВО и области сколов образца (а), трещины и места многофазных ТВО c увеличениeм (б), (в) график количествa сколов в зависимости от времени.

Покрытия и внутренняя диффузия. На рис. 6а–6в показаны поперечные сечения покрытия после окисления. Наблюдается следующее: 1) покрытие претерпело массивное β–γ'-превращение в ходе окисления, 2) выращенный TВO не был чистым α-Al2O3, а содержал включения оксидов Ta, Ti и Ni, 3) при фазовом превращении покрытия большое количество Cr на поверхности раздела TВO/γ'-Ni3Al (рис. 6б) видны обогащенные осадки, 4) подложка из сплава под покрытием МДЗ демонстрирует огромное количество топологически замкнуто упакованных фаз (ТЗФ) [17], демонстрирующих их бессистемное распределение в виде соломинки или иголки (рис. 6в). Присутствие TЗФ указывает на массивную диффузию между матрицей βNiAl и подложкой.

Рис. 6.

Поперечное сечение покрытия после окисления: (a) граница ТВО–покрытие, (б) граница γ'-Ni3Al–βNiAl, (в) подложка под покрытием.

ЭДС также проведен для количественного определения химического состава различных фаз после окисления (табл. 2). Здесь ясно видно, что содержание Al значительно снижается после инициирования окисления βNiAl при превращении γ' → Ni3Al. Присутствие серы видно в табл. 2. Оксидные включения содержат Ti и Ni в качестве основных элементов. Обнаружено, что на границе раздела ТВО–покрытие осадки богаты тугоплавкими элементами, т.е. Cr, Ta, W, Ni, Co, а также S.

ОБСУЖДЕНИЕ

Основными результатами исследования являются получение многофазного TВO, зафиксированные массивная взаимная диффузия между TВO, покрытием и подложкой, присутствие серы в богатых хромом осадках, концентрация сколов и ТЗФ с тенденцией роста при увеличении времени окисления.

Оксид

Детальное исследование проведено для оценки факторов, контролирующих или влияющих на стойкость к окислению покрытия βNiAl, которое обычно применяется в качестве материала связующего покрытия (СП) в системе TBО. В частности, изучена окислительная реакция покрытий βNiAl, полученных на суперсплавах CMSX-4. В [15] исследовано влияние температуры на окислительную реакцию многих СП, в том числе; Pt-βNiAl, REs-βNiAl и βNiAl. Для нелегированного или простого покрытия βNiAl (аналогично настоящему случаю) авторы отметили параболический рост при высокой температуре (1200°C). В других исследованиях подобное параболическое поведение отмечено при 1100°C [18], тогда как в настоящем исследовании наблюдалось отклонение от параболического роста (рис. 2а). Предполагается, что оно может быть связано с многочисленными осадками TВO (рис. 2в, 2г и 6a), такими как шпинель, TiO2 и т.д. Это предполагается из-за массивной диффузии между покрытием и TВO. Таким образом, считается, что такое покрытие и диффузия TВO обеспечивают двоякий эффект; 1) образование незащитных оксидных включений в TВO и 2) последующее усиление роста оксидов. Например, сплав содержит Ti, который перемещается ближе к границе раздела покрытие–TВO в виде ионов Ti4+, а затем в кристаллическую структуру α-Al2O3, замещая ионы A13+. Что касается поддержания баланса зарядов, образуются вакансии, обеспечивающие повышенную диффузию и усиленный рост оксида алюминия [3]. Следовательно, откол ТВО наблюдался после окисления покрытий при комнатной температуре. Это означает, что печь была выключена для проверки адгезии при естественной скорости охлаждения. Чтобы оценить общий процент выкрашивания (рис. 5c) количество сколов было рассчитан для времени окисления. Он показывает поведение, зависящее от времени, тем самым согласуясь с оценкой напряжения TВO, проведенной при комнатной температуре (см. рис. 2б). Однако наличие напряжений такой величины согласуется с литературными данными [19]. Обычно считается, что TВO может проявлять высокие сжимающие напряжения, когда он остается неповрежденным с покрытием, тогда как при растрескивании происходит снятие напряжения. Тем не менее, это исследование предполагает другую тенденцию TВO, т.е. с увеличением времени окисления напряжения увеличивались (см. рис. 2б). Кроме того, предложено другое возможное объяснение такого явления. Например, замечено, что покрытие в первые несколько часов окисления имело малую толщину TВO и малые напряжения. Однако такие низкие напряжения могут быть связаны с неполным окислением по площади поверхности. Толщина TВO была больше для образцов покрытия при более высоких временах окисления. Действительно, это могло привести к большему росту TВO (также может быть ростовым стрессом) из-за образования нескольких фаз в TВO. Таким образом, существующие тенденции предполагают зависимость поведения ТЗФ от времени.

Более того, концентрация Al в βNiAl предположительно расходовалась тремя путями; образование ТВO, миграция Al внутрь сплава и диффузия Ni наружу из сплава. Следовательно, TВO, сформированный на βNiAl, не был чистым α-Al2O3, а содержал ϴ-Al2O3 (рис. 2в и 2г), TiO2 или шпинели (рис. 2г, 3 и 5a). Другие фазы являются хрупкими [20], что может привести к локальному растрескиванию ТВО при охлаждении от температуры окисления (см. рис. 5б). Кроме того, такой многофазный ТВО усилит его рост. Например, в [21] исследовано влияние фаз TВO на термоиндуцированную ударопрочность TБП. Отмечена меньшая термостойкость ТБП из-за многочисленных включений в ТВО. Из этого следует, что на продолжительность жизни TБП значительно влияют фазы TВO. Кроме того, в местах осаждений видна пористость TВO (рис. 5б). Следует отметить, что ϴ-Al2O3 случайным образом присутствовал в небольших количествах, преимущественно на гребнях TВO (или между гребнями), поскольку температура, принятая в этом исследовании, была высокой, чтобы способствовать стабильному росту α-Al2O3. Однако дальнейших исследований для выяснения причин непревращенного или оставшегося ϴ-Al2O3 не проводилось.

Имеется еще одно замечание по поводу многофазности ТВО. Так как каждая фаза или включение в ТВО имеет разный коэффициент теплового расширения (КТР). В частности, при охлаждении несоответствие КТР фаз ТВО может привести к растрескиванию. Следовательно, логическим выводом будет то, что такие многофазные ТВО не обладают совместимостью как с собой, так и с покрытием.

Алюминид никеля

Действительно, диффузия влияет на стойкость TВO к окислению в целом; например; усиленное превращение β → γ' (рис. 6). Диффузия между подложкой и покрытием может вызвать миграцию вредных элементов на границе раздела ТВО–покрытие (рис. 4) и переход в покрытии с изменением объема [9, 22, 23], потенциально вызывая скалывание ТВО.

Восстановление Al при окислении (и внутренней диффузии в подложку), приток Ni и миграция других элементов из подложки в покрытие вредны. Например, вызывая вздутие покрытия из-за такой диффузии [24, 25] и усадку из-за фазового превращения (покрытия) [22]. Превращение β → γ' связано с объемной усадкой, что снижает напряжения TВO [23]. Еще одним влиянием диффузии является осаждение плотно упакованных фаз под покрытием (рис. 6в), т.е. в подложке, как и в настоящем исследовании. Последующее воздействие на механические свойства жаропрочного сплава за счет образования вторичных реакционных зон (ВРЗ). Следует помнить, что такими ВРЗ являются области в суперсплаве, обычно расположенные в подложке ниже или через МДЗ, содержащие плотно упакованные фазы, помимо фаз сплава (как в данном случае, γ-Ni и γ'-Ni3Al). Кристаллическая структура плотно упакованных фаз зависит от типа сплава; например, они состоят из μ-фазы или ромбоэдричны в случае сплава CMSX-4, тогда как (или тетрагональна) для сплава RR3000 это σ-фаза [17]. Чем выше количество плотно упакованных фаз в сплаве, тем ниже сопротивление ползучести [23]. Что еще более важно, плотно упакованные фазы динамически восстанавливают основные компоненты сплава при прогрессирующем окислении. Действительно, выделение таких включений или фаз обычно отмечается для жаропрочных сплавов на основе никеля, покрытых соединениями βNiAl/и/или Pt-βNiAl [17, 26].

Следовательно, наличие простого покрытия βNiAl на суперсплаве, работающем при высокой температуре (1150°C), может проявлять в нем термодинамическую несовместимость. Таким образом, включение металлов благородной группы или небольших концентраций реактивных элементов может в целом улучшить стойкость к окислению связующих покрытий.

Покрытие и ТВО

В целом характеристики ТБП контролируются термомеханическим взаимодействием между слоями (ТБП, ТВО, покрытием и подложкой). Другим важным зарегистрированным явлением в системе ТБП является мягкость (уступчивость) связующего покрытия вблизи дефектов во время окисления (термоциклирование) [19, 27]. Это способствует нестабильности смещения, вызывая отказ работы [28]. В данном сценарии присутствие богатых огнеупорами выделений на границе раздела ТВО–покрытие может отрицательно сказаться на их межфазной адгезии.

При окислении происходит интенсивная диффузия. Следует отметить, что также имеет место МДЗ, которая содержат типичные α-Cr-богатые осадки (рис. 1б) из-за низкой растворимости в матрице βNiAl [8]. Эти осадки укрупняются при окислении, тем самым разделяясь на границе ТВО–покрытие (рис. 4). Как было отмечено в [9], осадки, богатые α-Cr, вредны для адгезии TВO. Об осадках аналогичного типа также сообщалось в [29] для связующего покрытия на основе Pt. В то время как в [30] изучено α-Cr + βNiAl и получен вывод об их вредном влиянии, поскольку покрытия массивно скалывались. Кроме того, обнаружено, что присутствие этих осадков вредно и для покрытий MCrAlY [3]. Более того, в [31] сообщено о снижении стойкости к скалыванию из-за присутствия богатых хромом осадков.

Хорошо известно, что сера присутствует в сплаве в качестве примеси. Однако миграция такой примеси известна слабой межфазной адгезией между оксидом и покрытием. Интересно, что сера обнаружена в осадках, богатых хромом, в огромном количестве (рис. 4), что вредно для адгезии TВO. Осадки α-Cr можно уменьшить либо введением в покрытие Pt [10], либо реактивных элементов. Или за счет использования диффузионно-барьерных покрытий (ДБП), чтобы избежать массивной диффузии, однако до сих пор таких ДБП нет.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ

Покрытия из алюминида никеля (βNiAl) приготовлены на монокристаллическом суперсплаве (CMSX-4) методом алитирования на месте. Отмечено, что на стойкость к окислению покрытия βNiAl, не содержащего примесей (например, Pt и т.д.), в значительной степени влияют многочисленные факторы, такие как эффекты диффузия, присутствие серы и т.д. Примечательно, что ТВО, выращенный на покрытии, был многофазным (θ‑Al2O3, TiO2, NiAl2O4 и α-Al2O3), а не чистым оксидом алюминия. Предполагается, что эти фазы способствуют растрескиванию и возможному скалыванию, поскольку они усиливают рост оксида, что приводит к плохой стойкости к скалыванию. Кроме того, нет совместимости многофазных составляющих ТВО, поскольку каждая из них имеет разные КТР. Из-за массивной диффузии сера была обнаружена в богатых Cr осадках, расположенных на границе раздела TВO–покрытиe. Предположительно, это может ухудшить межфазную адгезию ТВО–покрытиe. Это связано с концентрацией сколов ТРС, количество которыx, как было установлено, зависят от времени. Следовательно, при использовании ДБП превращение β → γ' может быть сведено к минимуму, если не остановлено, что может повысить стойкость покрытия к окислению в целом.

Авторы хотели бы поблагодарить Манчестерский университет и Университет NED за совместную стипендию, поддержавших диссертацию одного из авторов. Кроме того, основная работа над этой статьей была выполнена в Школе материалов Манчестерского университета, Великобритания. Также хотелocь бы поблагодарить сотрудников университета за поддержку на протяжении всего проекта. Стоит отметить, что данная работа является частью кандидатской диссертации. В частности, спасибо профессору Ping Xiao за его поддержку на протяжении всего периода обучения в аспирантуре одного из авторов.

Список литературы

  1. Clarke D., Levi C.G. Material Design for the Next Ge-neration Thermal Barrier Coatings // Annual Review of Materials Research. 2003. V. 33(1). P. 383.

  2. Kofstad P. High Temperature Corrosion. UK: Elsevier Applied Science Publishers, 1988.

  3. Sudhangshu B. High Temperature Coatings. Elsevier, 2007.

  4. Warnes B.M. Reactive Element Modified Chemical Vapor Deposition Low Activity Platinum Aluminide Coatings // Surface and Coatings Technology. 2001. V. 146–147. P. 7.

  5. Gleeson B., Li B., Sordelet D.J., Brindley W.J. Methods for Making High-temperature Coatings Having Pt Metal modified γ-Ni + γ'-Ni3Al Alloy Compositions and a Reactive Element. 2006: U.S. Patent No. 0127695.

  6. Brumm M., Grabke H.J. The Oxidation Behaviour of NiAl-I. Phase Transformations in the Alumina Scale During Oxidation of NiAl and NiAl–Cr Alloys // Corrosion Science. 1992. V. 33(11). P. 1677.

  7. Meier G.H., Pettit F.S. The Oxidation Behavior of Intermetallic Compounds // Materials Science and Engineering: A. 1992. V. 153(1–2). P. 548.

  8. Jia C., Ishida K., Nishizawa T. Partition of Alloying Elements Between γ (A1), γ' (L12), and β (B2) Phases in Ni−Al Base Systems. Metallurgical and Materials Transactions A // 1994. V. 25(3). P. 473.

  9. Fleetwood M. Influence of Nickel-base Alloy Compo-sition on the Behavior of Protective Aluminide Coatings // J. Inst. Metals. 1970. V. 98. P. 1.

  10. Tawancy H., Abbas N.M., Rhys-Jones T.N. Role of Pla-tinum in Aluminide Coatings // Surface and Coatings Technology. 1991. V. 49(1–3). P. 1.

  11. Rhys-Jones T.N. Coatings for Blade and Vane Applications in Gas Turbines // Corrosion Science. 1989. V. 29(6). P. 623.

  12. Christensen R., Lipkin D.M., Clarke D.R., Murphy K. Nondestructive Evaluation of the Oxidation Stresses Through Thermal Barrier Coatings Using Cr3+ Piezospectroscopy // Appl. Phys. Lett. 1996. V. 69. P. 3754.

  13. Moskal G. Thermal Barrier Coatings: Characteristics of Microstructure and Properties, Generation and Directions of Development of Bond // J. Achievements in Materials and Manufacturing Engng. 2009. V. 37(2). P. 323.

  14. Smeggil J.G. Some Comments on the Role of Yttrium in Protective Oxide Scale Adherence // Materials Science and Engineering. 1987. V. 87. P. 261.

  15. Pint B., Wright I.G., Lee W.Y., Zhang Y., Prubner K., Alexander K.B. Substrate and Bond Coat Compositions: Factors Affecting Alumina Scale Adhesion // Materials Science and Engineering: A. 1998. V. 245(2). P. 201.

  16. Hou P., Priimak K. Interfacial Segregation, Pore Formation, and Scale Adhesion on NiAl Alloys // Oxidation of Metals. 2005. V. 63(1–2). P. 113.

  17. Rae C., Hook M.S., Reed R.C. The Effect of TCP Morphology on the Development of Aluminide Coated Superalloys // Materials Science and Engineering: A. 2005. V. 396(1–2). P. 231.

  18. Das D., Roy M., Singh V., Joshi S.V. Microstructural Degradation of Plain and Platinum Aluminide Coatings on Superalloy CM247 During Isothermal Oxidation // Materials Science and Technology. 1999. V. 15(10). P. 1199.

  19. Evans A., Mumm D.R., Hutchinson J.W., Meier G.H., Pettit F.S. Mechanisms Controlling the Durability of Thermal Barrier Coatings // Progress in Materials Science. 2001. V. 46(5). P. 505.

  20. Zhao X., Shapiro I.P., Xiao P. Spinel Formation in Thermal Barrier Systems with a Pt-enriched γ-Ni + γ'-Ni3Al Bond Coat // Surface and Coatings Technology. 2008. V. 202(13). P. 2905.

  21. Li Y., Li C.J., Zhang Q., Yang G.J., Li C.X. Influence of TGO Composition on the Thermal Shock Lifetime of Thermal Barrier Coatings with Cold-sprayed MCrAlY Bond Coat // Journal of Thermal Spray Technology. 2010. V. 19(1–2). P. 168.

  22. Chen M., Glynn M.L., Ott R.T., Hufnagel T.C., Hemker K.J. Characterization and Modeling of a Martensitic Transformation in a Platinum Modified Diffusion Aluminide Bond Coat for Thermal Barrier Coatings // Acta Materialia. 2003. V. 51(14). P. 4279.

  23. Das D.K. Microstructure and High Temperature Oxidation Behavior of Pt-modified Aluminide Bond Coats on Ni-base Superalloys // Progress in Materials Science. 2013. V. 58(2). P. 151.

  24. Tolpygo V., Clarke D.R. Stresses Induced by Interdiffusion in Nickel Aluminide Coatings. Materials Department. CA 93106-5050. University of California, Santa Barbara, USA: College of Engineering.

  25. Stevens D., Powell G. Diffusion-induced Stresses and Plastic Deformation // Metallurgical Transactions A. 1977. V. 8(10). P. 1531.

  26. Zhang Y., Knowles D.M., Withers P.J. Microstructural Development in Pt−Aluminide Coating on CMSX-4 Superalloy During TMF // Surface and Coatings Technology. 1998. V. 107(1). P. 76.

  27. Tolpygo V., Clarke D.R. Surface Rumpling of a (Ni, Pt)Al Bond Coat Induced by Cyclic Oxidation // Acta Materialia. 2000. V. 48(13). P. 3283.

  28. Watanabe M., Mumm D.R., Chiras S., Evans A.G. Measurement of the Residual Stress in a Pt−Aluminide Bond Coat // Scripta Materialia. 2002. P. 67.

  29. Li X. Cyclic and Isothermal Oxidation Resistance of ASPS Thermal Barrier Coating Systems. Carleton University, 2014.

  30. Prajitno D., Gleeson B., Young D.J. The Cyclic Oxidation Behaviour of α-Cr + β-NiAl Alloys with and Without Trace Zr Addition // Corrosion Science. 1997. V. 39(4). P. 639.

  31. Leyens C., Pint B.A., Wright I.G. Effect of Composition on the Oxidation and Hot Corrosion Resistance of NiAl Doped with Precious Metals // Surface and Coatings Technology. 2000. V. 133–134. P. 15.

Дополнительные материалы отсутствуют.

Инструменты

следующая статья выпуска предыдущая статья выпуска содержание выпуска

Теплофизика высоких температур

Архивы выпусков Информация о журнале Отправить рукопись в журнал