Introduction

GAS turbiner används allmänt i kraftproduktions sys tems. Utvecklingen för att förbättra sina verkningsgrader har led till ökade driftstemperaturer av regioner av vissa komponenter, såsom de undre plattform områdena turbinblad. Den höga spänningstillståndet av roten fickan på grund av de höga rotationshastigheter, kombinerat med kylluft härrörande insättningar och temperaturer somnärmar sig de villkor som är förknippade med typ II korrosion kan leda till sprickbildning [1].

CMSX-4 (tabell1) är en enkelkristall Ni-based superlegeringen vanligen används för 1:e scen gas tur Bine bladen som en följd av dess goda högtemperatur kryp-strength egenskaper i kombination med produktion överkomliga [2]. Men på grund av dess sammansättning (lägre Cr-halt än andra vanligen använda 1st skede turbinbladmaterial), är CMSX-4 mottagliga för typ II varmkorrosion. Detta kan leda till skador som har morfologi antingen gropar eller bred frontade attack. Sumner et al. [3] har rapporterat undersökningar av typ II varmkorrosion av CMSX-4, med användning av statistisk analys av stora datamängder för att generera modeller för spe cific betingelser. De observerade bred fronted angrepp och snabbare utarmning av Cr i CMSX-4, vid jämförelse med IN738LC.

   Reaserch fördes på värmekorrosionsmekanismer i 1970-80s sammanfattas av Luthra&LeBlanc [4]. De drog slutsatsen att varmkorrosion kan inträffa genom en kombination av tre mekanismer: sulfidering-ox idation, bildning av flyktiga föreningar under det skyddande oxidskikt eller skalflux. Fluxmodeller har med tiden fått den bredaste acceptans för insättning inducerad varmkorrosions [56]. 

    processen för typ II varmkorrosion av Ni-based superlegeringar kräver bildandet av en flytande eutektisk filmen [56]. Typ II varmkorrosion uppträder i humöret ratur intervallet 650-800 ° C genom bildandet av minimismältpunkt blandningar av Na2 SO4, NiSO4 och CoSO4 [45,8]. NiSO4 och CoSO4 föreningar bildas som ett resultat av reaktionen av SO3 mednickel och kobolt från superlegeringen. En allmänt accepterad mekanism för varmkorrosionsslogs av Goebel&Pettit [9]. Sitt verk skisserar två steg, för det första incu bation steget, where en flytande eutektisk blandning av Na2 SO4, NiSO4 och \\ eller CoSO4 former på komponentytan som ett resultat av avsättning tillsammans med en reaktion mellan svaveloxider ochnickel och \\ eller kobolt från super legering. Det andra steget är utbredningssteget, wher//101; den flussning av ytan oxid genom en flytande beläggning på ytan tillåter inåt åtkomst och utåt Co&ni#transport. Denna form av attack ofta resulterar i punktfrätning skada med en yttre NiO/CoO skiktet bildas, även om det ibland en form av bred fronted attack utvecklar [ /56].

För typ II hett korrosions många forskare harnoterat vikten av en konstant SOx försörjning för fördröjd korrosion att uppträda [

37910]; denna variation av skadan mekanism är känd som gas inducerad sura flussning [811]. Utan både gasformiga SOx och en regelbunden sulfat avsättnings flussmedel, skulle korrosions REACning upphör att inträffanär alla reaktanter har förbrukats.

Skriv II varmkorrosion i kombination med statisk spänning i Ni

based superlegeringar har inte studerats. Emellertid, spänningskorrosion (SCC) är en väldocu menterad felmekanism speciellt i vattenhaltiga system [--1213].

Studies har utförts på effekterna av stress på korrosions gropfrätning tillväxt i aluminiumlegeringar [

14]. Det visade sig att korrosionsgrop tillväxt kan påverkas

by tid, stress amplitud och frekvens i en utmattningsmiljö. Metodiken för Ishihara et al. [

14] applicerades på Nibased superlegeringar av Chan et al. [-15]. De ansåg den punkt där trötthet spricktillväxt överstiger korrosionsgrop tillväxt. Men ingen av dessa

studies beakta effekten av varmkorrosion på mate material betona intensitetströskel (

k: te), den tröskel under vilken sprickbildning uppträder ej.

Finite elementanalys (FEA) är en vanligt använd metod för att beräkna spänningarna i komplexa geometrier eller multiaxiella belastningstillstånd. Detta görs genom ingrepp geometrin som ettnät av element ochnoder. De ele ment kan deformeras som begränsas av den materialmodell,

wher101;när lasten överförs från element till element genom anslutningarnanoden. FEA har i stor utsträckning används för att bedöma stress i statiskt och cykliskt lastade förhållanden.&#

Experimental metodCring testmetod-

C

ring prover tillverkades av CMSX4 barer. Riktlinjer för dimensionerna togs från ISO 7539-5 [--16]. De slutliga dimensionerna för de speci mens som används i detta test ges i fig1. Cring prover wher-101; tillverkas med en&001#kristall<>

lographic orientering i linje med cylinderaxeln.

for mål-spänningsnivåer vid en konstant fläck, den erforderliga förskjutningen av C

rings var beräknas genom att först cal culating förändringen i diameter (Δ-D) som krävs för att uppnå en given stress (ekvation (1)).

Equation (

1): Förändring i diameter från ISO 75395 [-16].

Δ

D=and2\/4etz (1)  

FEA modellering användes för att verifiera de hållfasthetsberäkningar. Surrogat data från Siebörger et al. [

17] för CMSX4 förutsatt elasticitetsmodulen (-E) för ekvation (2), och de monotona materialegenskaper som används i FEA mod Elling. De slutliga stressade diametrar (Df) beräknades

using Ekvation (

2): Df=DAV- ΔD (2)

C

rings fastspändes till den slutliga diametern (-Df) med användning av A2 rostfritt stål M5 muttrar, bultar och brickor, och mättes med användning av en digital mikrometer med en upplösning på 1μm (ochnoggrannhet av 2μm). Ett genomsnitt av fem avläsningar användes för att bestämma den initiala ytterdiameter (  DAV) från vilken den slutliga stressade diametern beräknas.these ges  i tabell2

.