SEM avbildning antyder att den initiala kombineradenärvaron av stress och varmkorrosionsresultaten i reaktionen av deγ’'precipitates. Sprickor initierar sedan från funktioner som liknar korrosions pit funktioner (Figur7) och propagera genomγ’'where korrosion ärnärvarande (figur8). Med användning av resultaten av EDX-analys (Figur5) är det en hypotes att detta är på grund av den lägre Cr och Co-halt avγ ''precipitates. 

Figure 4.Unstressed korrosionsprodukten vid 550 ° C och exponerades för 5 ig/cm2/h med en testgas av luft - 300 vppm SO2(a) 500 h som resulterar i 7 · 7 um oxidskal (b) 100 h exponering vilket resulterar i 2 · 43 um glödskal.

De korrosions attack skiftar till denγ, och det är Hypoth esised att detta sker då skydds NiO/CoO rikare oxidbeläggning bildas, eftersom detta utarmar Co från legeringen som huvudsakligen koncentreras i matrisen.

FEA huvudsakliga och von Mises spänningstillstånd modelleringi C-rings

FEA modellering förutsade att maximal spänning inträffade i det centrala området av den C-ring såsom visas i fig9. FEA förutspådde ocksånärvaron av en multi-axial spänningstillstånd i den C-ring, where den största löst huvudspänningsplanet, avses to som största huvud, uppträder längs x-axis, och dennäst största löst spänningsplanet, benämnd mellanhuvud, förekommer i längs z-axis.

Detta spänningstillståndet skulle föreslå sprickor skulle först initiera och sedan fortplantas i z-axis where maximal rektor agerar på ettnormalt i läge I spricka öppning. Men som sprickor fortplantar ochΔkexceedsk: te sedan sekundära sprickor kunde utbreda sig i alla tre principiella riktningar. En sammanfattning av de spänningsförhållanden för olika ΔD values ​​ges i Table3.

FEA användes ytterligare för att förutsäga stressen inten sity och koncentration runt en spricka spets (fig10) inom C-ring geometri. Dessa mikro-cracks modellerades i den centrala regionen av den C-ring med användning av en raffinerad tetraedrisk mesh; resultaten presenteras i tabell4.

    FEA spänningsintensitets modellering antyder att sprickor eller gropar behöver vara större än 100 | im för krackning att inträffa ges enk: te av 15 MPa.m1/2 som den redovisade utmattningsgränsen för CMSX-4 [21]. Därförnärvaron av varmkorrosion kan ha en signifikant effekt på att reducera OLE material'. Sk: te samt koncentrering stress genom korrosion punktfrätning

Analysis av en korrosionsgrop storlek i spruckna C-ring prov antyder att en grop 10 um i diameter har initi ated sprickbildning under dessa exponeringar (fig7). Använda FEA beräknas geometrifaktornΥ of 0 · 836, ger detta en teoretisk reduceratk: te av 3 · 748 MPa.m1/2 when varmkorrosion samtidigt verkande med en spänning av 800 MPa; en reduktion 75%. Detta innebär att sprickbildning kan uppstå vid betydligt lägre tillämpade påkänningar.

Figure 5.Surface korrosionsutmattningsspricka och tillbaka utspridda EDX karakterisering vid 800 MPa efter 300 h med ett 5 | j, g/cm2/h avsättning flussmedel och en testgas av luft -. 300 vppm SO2

Figure 6.Cracking av C-rings vid 800 MPa med en 5 | j, g/cm2/h avsättning flussmedel och en testgas av luft - 300 vppm SO2(a) 100 h exponering tvärsnitt (b) 300 h exponering tvärsnitt (c ) 300 h centrala krackning (d) 500 h symmetrisk sprickbildning.

Figure 7. Secondary elektronbilder av 800 MPa C-ring med en 5 ug/CM2 /h avsättning flux och en testgaser av luft - 300 vppm SO2 (a) 100 h brottytan visar tecken av strandning märken (b) 100 h frakturytan, sprickspetsen visar attack av γ'' (c) 100 h provytan visar attack av γ' (d) 100 h hög mag brottytan vid sprickspetsen (e) 300 h korrosionsattack av γ'' precipitate (f) 500 h korrosion attack av γ' precipitate (f) 500 h korrosion attack av γ matrix.

Figure 8.SEM bildernära crack tips från CMSX-4 C-ring prover betonade till 800 MPa och exponeras för en korrosiv miljö meda deponera flödet av 5 | j, g/CM2/h och testgas av luft - 300 vppm SO2(a) 300 h exponering (b) 300 h exponering (c) 300 h exponering (d) 100 h exponering.

Figure 9.Axis orientering för C-ring modellering, som visarnormalspänningsfördelning inom en C-ring i det huvudsakliga x-axis, förboundary skick ΔD =0 · 612 mm.

A Kitagawa diagram [23] har plottats för att demon strate stress och spricka eller defekt storlek som behövs för att överträffa materialet' sk-te (Figur11). Detta sker både för den beräknade teoretiskak: te i varma korrosiva förhållanden, och med användning av rapporteradek: te för luft

.Figure 10.Stress fördelning runt en centralt belägen 100 ^ mcrack spets i en C-ring vid 890 MPa.

Figure 11.Kitagawa schema producerad från FEA korrosions spricka spänningsintensitetsanalys, som visar sprickan defektstorleken som krävs för attinitiate sprickbildning både med och utannärvaro av varmkorrosion.

Conclusions

SEM/EDX karakterisering av korrosionsprodukt framställd genom spänningskorrosion i CMSX-4 C-rings vid 550 ° C är i överensstämmelse med typ II varmkorrosion.

Hot korrosionsbetingelser vid 550 ° C kombinerat med statiska påkänningar större än 500 MPa kan orsaka en bety dande varmkorrosions spänningssprickning mekanism. En undre gräns tycks existera omkring 500 MPa. Dock vid exponeringar över 100 h med ett flöde av 5 | j, g/cm2/h sprickbildning är fortfarande synligtnärvarande.

FEA modellering förutsäger den fleraxliganaturen av spänningstillståndet i ett fastspänt C-ring och den observerade krackning i experimentell testning stöder modelleringsresultaten. Genom bestämning av den effektiva spänningen genom von Mises kriteriet, FEA beräknade ekvivalenta spännings stämmer med att från ISO 7539-5.

FEA spänningsintensitets modellering runt crack tips uppskattningar att trötthet/fracture (k: te) kan reduceras med upp till 75% med den kombinerade effekten av varmkorrosion i CMSX-4.

SEM avbildning antyder den kombinerade varmkorrosionsspänningsmekanismen initialt attackerγ' 

'precipitates, sprickor sedan utbreda genom utfällningar som mekanismen attacker har före sin utbredningsväg. En omkopplare för att attackera avγmatrix observeras. Det antas att detta sker i syfte att bilda NiO/CoO oxidskal som utarmar Co frånγ matrix

.