مصارف مهم نیکل

مقدمه:
با توجه به رشد روز افزون بازار توربین های گازی در سطح دنیا ونیاز به تعمیرات قطعات توربینها باعث شد تا صنعت تعمیرات به صورت جدی واصولی در ایران پی گیری شود و چون تعمیرات قطعات داغ توربین ها که جنس آنها از سوپر آلیاژها می باشند با مشکلاتی همراه می باشد ویک سری دستورالعمل خاص خود را می طلبد که باید با روشهای استاندارد وکنترل شده ای تعمیرات روی آنها صورت گیرد که فعلا در ایران در شرکت قطعات توربین شهریار به روش جوشکاری TiG انجام می گیرد که در آینده پیش بینی می شود از پروسه جوشکاری لیزر نیز استفاده گردد.
در تمام سوپر آلیاژهای در تولید با مشکلاتی مواجه می باشیم که نیاز را برای تعمیرات ضروری نمود از آن جمله سوپر آلیاژ IN738 می باشد که در این پروژه به نکات مهم در جوشکاری این سوپر آلیاژ پرداخته ایم.

فصل اول
1- مصارف مهم نیکل عبارتند از:
تهیه فولادهای ضدزنگ، آلیاژهای ویژه (آلیاژ نقره و نیکل جهت ساخت لوازم خانگی)، آب کاری کروم و ضرب مسکوک و نمک های نیکل مصارف شیمیایی داشته و در برخی باتری ها کاربرد دارد.

2- تهیه فولادهای نیکلی ضدزنگ و آلیاژها:
در حدود 65% نیکل مصرف شده در جهان غرب برای ساخت فولاد ضد زنگ Austenitic استفاده شده است و 12% برای سوپرآلیاژها (آلیاژهای مقاوم در برابر خوردگی مانند آلیاژ نقره آلمانی که شامل آلیاژ- Ni- Zn-Cu می باشد) استفاده می شود. فولاد نیکل برای صفحات حفاظتی (دفاعی) و گار صندوق های ضد سرقت استفاده می شود.
اهمیت نیکل در توانایی و قابلیت های آن نهفته است که به هنگام ترکیب با دیگر عناصر برای ساختن آلیاژ، مقاومت و استحکام فلز و نیز مقاومت در برابر خوردگی آن را در بازه گسترده ای از دما، افزایش می دهد. این فلز در صنعت آهن و فولاد ضروری است و آلیاژهای نیکل دار نقش کلیدی را در توسعه مواد مورد نظر در صنایع هوافضا ایفا می کنند. تولید سالیانه این فلز از 103*20 تن در سال 1920 تا 103*750 در سال 1976 افزایش یافته است که بطور متوسط سالیانه رشدی برابر با 3% داشته است. اما، در بین سالهای 1976 تا 1986 هیچ تغییر محسوسی در تولید یا مصرف این فلز رخ نداده است و مصرف جهانی نیکل در سالهای 1981 و 1982 کاهش یافته و به 650000 تن در سال رسیده است. ذخیره تعیین شده نیکل بیش از مقدار مورد نیاز است و میتواند برای سالهای متمادی همین سقف تولید را داشت.
تولید استیل بیش از 50 درصد نیکل را مصرف می کند و آلیاژهای آهنی و آلیاژهای مبتنی بر پایه نیکل در مقام های بعدی مصرف نیکل جای دارند. آبکاری تنها 11% از نیکل تولیدی را مورد استفاده قرار می دهد. محصولات حاصل از آن عبارتند از استیل که در ظرفشویی ها، لباسشویی ها، ظروف آشپزخانه و نیز بخش های آبکاری شده با نیکل برای دوچرخه،موتور سیکلت، جواهر آلات، فریم عینک، وسایل موسیقی که نیکل تولیدی را مصرف می کنند. مقاومت بالای استیل نیکل دار، وزن سبک آنها و هزینه نگهداری اندک آنها منجر به رشد فزاینده مصرف آنها در تانکرها و قطارها در زمینه ساخت و ساز و ماشین آلات شده است.
در دهه هفتاد، مصرف نیکل در صنایع خودرو سازی به شدت افت کرد که به علت کاهش مصرف میانگین آن در اتومبیل ها از 2 کیلوگرم در سال 1970 به 5/0 کیلوگرم در سال 1985 بود. صنایع شیمیایی چهارمین بازار بزرگ مصرف نیکل را دارد که برای تولید استیل بکار می رود.
صنعت ساخت و ساز، صنایع الکترونیک هر یک 6% مصرف نیکل سال 1987 را به خود اختصاص دادند. مصرف استیل در ساختمان سازی رو به افزایش است، زیرا در تجهیزات مربوط به به غذا و تجهیزات کنترل محیط زیست مصرف می شوند نرخ رشد مصرف نیکل در صنایع الکترونیک بیش از 10 درصد در سال است. آلیاژ 42، که یک آلیاژ- نیکل- آهن است، کاربرد فراوانی در چهارچوبه های سربی دارد، حال آنکه، آلیاژ مس- نیکل- قلع 72500 C، در فنرها، گیره کاغذ و پایانه ها مصرف می شود.
امروزه آلیاژهای مس، نیکل با 75 درصد مس و 25 درصد نیکل کاربرد گسترده ای یافته اند، هرچند که کانادا، هلند و جمهوری آفریقایی جنوبی هنوز از سکه های نیکل خالص استفاده می کنند زیرا که از دوام بیشتری برخوردار است.
در صنایع هوافضا، نیکل یک عنصر کلیدی در ابر آلیاژهاست که در برابر تنش و خوردگی در دمای CO 1000 و بیشتر مقاومت می کند. این مواد در موتورهای توربین گاز مورد استفاده قرار می گیرند.

الف- انرژی الکتریکی و هسته ای:
در صنعت برق و تولید نیرو، استیل های نیکل دار کاربرد گسترده ای در نیروگاههای هسته دارند و کاربرد روز افزونی در سیستم های زدایشگر برای زدایش دی اکسید گوگرد از نیروگاههای زغالی، نفتی و گازی دارند.

ب- کاتالیزور:
مواد شیمیایی نیکل دار در تولید کاتالیزورهای نیکل مصرف می شوند که در هیدروژنه کردن روغن نباتی، در تصفیه روغن های سنگین، تشدید کننده های سرامیک و نمک نیکل در آبکاری بکار می رود. نیکل در قطعات ریز تقسیم شده یک کاتالیزور برای نفت های هیدروژنی است.

ج- حفاری:
مواد نیکل دار در صنعت نفت از سرمته حفاری تا لوله کشی و مخازن فرآوری طرح های پتروشیمی و ساخت سکوهای نفتی دریایی ایفا می کنند.

د- صنایع دریایی:
در صنایع دریایی، مواد نیکل دار در کشتی ها و پروژه های شیرین سازی آب شور دریا بکار می روند.

هـ -کاربردهای دیگر:
23% باقی مانده مصرف در باتریهای شارژ مجدد (مانند باتریهای هیدرید فلزی نیکل و باتریهای کادمیوم نیکل)، کاتالیزورها، آزمایشگاه های شیمیایی در بوته ها. محصولات شیمیایی دیگر، ضرب سکه و ریخته گری و آبکاری الکتریکی تقسیم شده است.
نیکل خاصیت مغناطیسی دارد و می تواند با مقادیر زیادی کبالت همراه شود و این دو در آهن متئوریتی یافت می شوند. این فلز نفوذپذیری مغناطیسی بالایی دارد و برای نشان دادن میدان های مغناطیسی استفاده می شود مانند آلیاژ Alnico در مغناطیس استفاده می شود.
ضرب سکه در ایالات متحده و کانادا که نیکلی که در ساخت سکه های سنتی استفاده می شود nickles می گویند.

3- تاریخچه:
استفاده از نیکل می تواند در بیشتر از (BC 3500 سال قبل از میلاد) ردیابی شود. برنز در جایی که اکنون Syria نام دارد، محتوای نیکل بالاتر از 2% نشان می دهد.
در بیشتر نسخه های خطی چینی، مس سفید مشاهده شده است که در مشرق زمین بین 1400 تا 1700 است. اما از آن جایی که کانسارهای نیکل به آسانی با کانسارهای نقره اشتباه گرفته می شود پس از درک این فلز و زمانهای استفاده از آن ضروری می باشد.
کانه های حاوی نیکل مانند Kupfernickle نیکلین یا مس دروغین یا کاذب بود که ارزش آن بخاطر شیشه رنگی سبز بود.
در سال 1751، Baron Axel Fredrik Crostedt تلاش نمود تا مس را از Kupfernickle استخراج نماید (که حالا نیکولیت نامیده می شود) و در عوض یک فلز سفید بدست می آید که نیکل نام دارد. سکه نیکل اولیه فلز خالصی بود که در سال 1881 ایجاد شد.
تصور می شود که نیکل از واژه "kupfer Nickle" گرفته شده باشد که معدنکاران قرون وسطای ساکسون به کانی ای که به اشتباه آنرا کانه مس می پنداشتند ولی نمی توانستند از آن مس استحصال کنند اطلاق می شد ولی این کانی آرسنید نیکل یا نیکولیت (NiAs) بود.
برای نخستین بار، کانی شناس سوئدی اکسل کرونستد در سال 1751، نیکل را بصورت یک فلز جدا کرد که این عمل در حین مطالعه گرسدورفیت (NiAsS) معدن Los سوئد اتفاق افتاد. موقعیت نیکل بعنوان یک عنصر مستقل در سال 1775 توسط توربرن برگمان و همکارانش تایید شد اما این مسئله تا سال 1804 که جرمیس ریشتر یک نمونه نسبتاً خالص از فلز را بدست آورد و خواص آنرا توصیف کرد، بطور جدی مطرح نشده بود.
آلیاژهای نیکل دار را مدتها پیش از کرونستد بکار می بردند. چینی ها برای سده های متمادی از مس سفید (40% مس، 32% نیکل، 25% روی و 3% آهن) که ظاهری نقره ای داشت، استفاده می کردند. این مواد در اواخر قرن هیجده به مقدار کمی در اروپا استفاده می شود. بعلت بهای آن که بهای نقره است، این آلیاژ توانایی بالقوه ای دارد تا جانشین نقره شود. تا دهه 1830، آلیاژهای مس، نیکل، روی که بنام نقره آلمانی شهرت داشتند و پس از آن آلیاژ نیکل نقره در حد تجاری و کلان در آلمان و انگلستان به میزان فراوانی تولید می شدند. علاوه بر رنگ نقره ای آن، قالبگیری و کار کردن آن ساده بود، در برابر هوازدگی مقاومت می کرد و تولید اقتصادی بود. تغییر و ابداع چشمگیر بعدی در سال 1857 رخ داد که در آن هنگام آمریکا سکه های مس، نیکل ضرب کرد (دارای 12% نیکل) و دیگر کشورها از آن تقلید کردند.
در اواسط دهه 1800، نیکل به میزان کمی از کانه های سولفیدی معادن آلمان، نروژ، سوئد و روسیه تولید می شد. هر چند که نیکل فلزی خالص برای نخستین بار در سال 1838 در آلمان تولید شد، تولید جهانی نیکل تا سال 1876 کمتر از 1000 تن در سال بود.
در فاصله سالهای 1880-1870، وقتیکه پارکز، ماربو و رایلی کاربرد آنرا در تهیه آلیاژ نشان دادند و فلایت مان موفق به تهیه نیکل چکش خوار شد و آبکاری با نیکل با موفقیت انجام شد، تقاضا برای نیکل به یکباره افزایش یافت. اولین ورق زره فولاد نیکل در سال 1885 در فرانسه و پس از مدت کوتاهی در ایتالیا، انگلستان و آمریکا ساخته شد. در اوایل 1890 خصوصیات مناسب فولادهای نیکل در نیروی دریایی منجر به تقاضای شدید برای نیکل شد.
در سال 1863، پیر گارنیر، کانه های اکسید نیکل نیوکالدونیا را کشف کرد و از سال 1875 این جزیره فرانسوی، بزرگترین تولید کننده نیکل شد که تا سال 1905 که جزء کانادا شد، این مقام را همچنان حفظ کرد. استخراج کانه های سولفیدی حوضه سادبری در اونتاریوی کانادا از سال 1886 آغاز گشت و این پیکره های معدنی، مهمترین ذخیره های نیکل جهان را برای عرضه به بازارهای جهانی برای زمان طولانی از قرن بیستم در اختیار داشتند. حتی در سال 1950، منطقه سادبری 95% نیکل دنیای غرب را تامین می کرد. از آن زمان به بعد، جایگاه رفیع کانادا رو به افول نهاد و تا سال 1980، نیکل برای مدت طولانی در طول قرن بیستم از این منطقه معدنکاری، ذوب و پالایش (خالص سازی) می شد.
تا پایان جنگ جهانی اول، نیکل صرفاً برای مقاصد نظامی بکار می رفت، اما پژوهش های فراوان بین دو جنگ جهانی، در زمینه استفاده های احتمالی صنعتی نیکل، به کار بردهای نوین فراوانی انجامید. در دهه 1990، هزاران آلیاژ نیکل مورد استفاده قرار می گرفت که میزان نیکل آنها بین 99% تا 1% (برای سخت کردن فولاد) تغییر می کرد.

4- مشخصات:
تصور می شود که نیکل از واژه آلمانی Kupfernickel به معنای مس سفید گرفته شده است. نماد عنصر نیکل Ni بوده و با عدد اتمی 28 می باشد. نیکل بیستمین عنصر فراوان در پوسته زمین است و فراوانی نیکل در پوسته زمین 020/0% می باشد. نیکل فلز سفید- نقره ای رنگی است که دارای صیقل (جلا) است. این فلز در گروه آهن بوده و سخت، قابل انعطاف و شکل پذیر است.

5- کانی های نیکل:
نیکل در طبیعت به طور خالص یافت نمی شود برخی کانیهای نیکل دار موجود در معادن نیکل نسبتاً کمیاب هستند و از این میان فقط پنتلاندیت، گارنیریت و لیمونیت نیکل دار اهمیت اقتصادی دارند. واژه گارنیریت را معمولاً به مخلوطی از سیلیکاتهای نیکل دار با میزان متفاوتی از نیکل اطلاق می کنند و می تواند مخلوط کلوئیدی از سیلیس و هیدروکسید نیکل باشد. لیمونیت نیکل دار واژه ای است که برای تعریف اکسیدهای آهن نیکل دار اندکی متبلور شده بکار می رود که مهمترین جزء آنها گوتیت (Feo.OH-a) است.
پیروتیت جزء کانیهای نیکل بحساب نمی آید، چون که یک سولفید آهن است و نیکل در ترکیب و ساختمان آن جایکاه مهمی را بخود اختصاص نمی دهد. ترکیب پیروتیت کانسارهای مختلف از Fes تا Fe7S8 تغییر می کند. مقدار کمی نیکل میتواند جانشین آهن شود و در نتیجه برخی پپروتیت ها را نیکل دار می کند (بدون در نظر گرفتن ذرات احتمالی پنتلاندیت که ممکن است در بلور وجود داشته باشند.
* نیکل با آرسنیک تلفیق می شود و کانی نیکولیت را به وجود می آورد.
* نیکل با سولفور تلفیق می شود و کانی میلریت Millerite را به وجود می آورد.
* نیکل با آرسنیک و سولفور تلفیق می شود و نیکل درخشان را به وجود می آورد.
الف) کانه های سولفیدی
کانه های سولفید نیکل اساساً عبارتند از پپروتیت نیکل دار، پنتلاندیت (9S8(NiFe و کالکوپپریت). (CuFeS2 کانیهای دیگر که به میزان کم اما با اهمیت یافت می شوند عبارتند از مگنتیت (Fe3O4) ایلمنیت (FeTiO3) پپریت (FeS2)، کوبانیت (CuFe2S3) و ویولاریت. کانه های سولفیدی معمولاً 2-4/0 درصد نیکل، 2-2/0 درصد مس، 30-10 درصد آهن و 20-5 درصد گوگرد دارند. سیلیس، منیزیم، آلومینا و اکسید کلسیم نقش توازن بار الکتریکی را بعهده دارند.
کالکوپپریت که مهمترین کانی مس دار است و نیز کوبانیت که اغلب به میزان کمتری وجود دارد، از کانیهای نیکل دار بحساب می آیند.
* نیکولیت(NiAs)
* پنتلاندیت (Ni, Fe) 9S8
پنتلاندیت متداولترین کانی سولفیدی، احتمالاً منبع 60% نیکل جهان بحساب می آید.
* پپروتیت نیکل دار
پپروتیت نیکل دار معمولاً فراوانترین فاز کانه نیکل است که دارای نیکل بصورت انحلال جامد- Ni5/0- 2/0% علاوه بر پنتلاندیت های بسیار دانه ریز بصورت انکلوزیون است.
* کلوآنتیت (NiAs2)
* میلریت (NiS)
* برایت اوپتیت (NiSb)
* مورنوسیت (NiSO4.7H2o)
* آنابرژیت (Ni(AsO4)2.8H2o)
* گارنیریت ((Ni,Mg)6Si4O10(OH)8
* مکیناویت
* براویت
* پارکریت

6) معرفی و کاربرد سوپر آلیاژها
سوپرآلیاژها در واقع آلیاژهایی مقاوم در برابر حرارت، خوردگی و اکسیداسیون می باشند که به لحاظ ترکیب شیمیایی شامل سه گروه پایه نیکل، نیکل- آهن و پایه کبالت می باشند. اولین استفاده از سوپر آلیاژها در ساخت توربین های گازی، طرح های تبدیل ذغال سنگ، صنایع شیمیایی و صنایعی که نیاز به مقاومت حرارتی و خوردگی داشته اند بوده است.امروزه تناژ وسیعی از قطعات مصرفی در توربین های گازی از جنس سوپر آلیاژها می باشند. در ذیل به بعضی از مصارف این قطعات اشاره شده است:
– توربین های گازی هواپیما
– توربین های بخار نیروگاه های تولید برق
– ساخت قالب های ریخته گری و ابزارهای گرمکار
– مصارف پزشکی و دندانپزشکی
– فضاپیماها
– تجهیزات عملیات حرارتی
– سیستم های نوترونی و هسته ای
– سیستم های شیمیایی و پتروشیمی
– تجهیزات کنترل آلودگی
– تجهیزات و کوره های نورد فلزات
– مبدل های حرارتی تبدیل ذغال سنگ
به منظور انتخاب سوپر آلیاژها جهت مصرف در کاربردهای فوق لازم است خواص فنی نظیر شکل پذیری، استحکام، مقاومت خزشی، استحکام خستگی و پایداری سطحی در نظر گرفته شوند.
تقسیم بندی سوپرآلیاژها بر حسب روش تولید
با توجه به نحوه تولید می توان سوپرآلیاژها را به چهار گروه کلی تقسیم بندی نمودکه عبارتند از:

1)سوپرآلیاژهای کارپذیر
سوپرآلیاژهای کارپذیر در حقیقت گروهی از سوپرآلیاژها هستند که قابلیت کار مکانیکی دارند و از روش های مکانیکی می توان به آنها شکل داد. به منطور تولید مقاطع معینی از سوپرآلیاژهای کارپذیر، اولین گام آن است که شمش های سوپرآلیاژها به دلیل حضور عناصر فعال (عناصری که سریع در مجاورت هوا اکسید می شوند) در شرایط خاصی تهیه شوند.
فرایندهای ذوب در خلاء در مورد تهیه سوپرآلیاژهای پایه نیکل و پایه آهن جزء ضروریات می باشد. اما در مورد سوپرآلیاژهای پایه کبالت امکان ذوب در هواوجود دارد. این فرایند به طور خلاصه شامل ذوب القائی تحت خلاء (VIM)، ذوب مجدد قوس الکتریکی در خلاء (VAR) و ذوب مجدد با سرباره (ESR)، فرایندهای ترمونکانیکی و متالورژی پودر می باشند. پس از تهیه شمس آلیاژهای کارپذیر به یکی از روش های فوق عملیات شکل دهی صورت می گیرد. عملیات شکل دهی سوپرآلیاژها نیز می تواند توسط عملیات متداول کلیه آلیاژهای فلزی انجام پذیرد. سوپر آلیاژهای پایه آهن، کبالت و نیکل را می توان به صورت مفتول، صفحه، ورق، نوار، سیم و اشکال دیگر توسط فرایندهای نورد، اکستروژن و آهنگری تولید نمود. معمولاً عملیات شکل دهی در دمای بالا صورت می گیرد و تعداد کمی از سوپرآلیاژها را می توان به صورت سرد شکل دهی نمود.
ساختارهای یکنواخت و ریزدانه ای که از شکل دهی سرد حاصل می شود نسبت به ساختارهای شکل دادن گرم ارجحیت دارند.
عملیات ترمودینامیکی بر روی سوپرآلیاژها معمولاً در حدود 1000-950 درجه سانتی گراد انجام می شود که به این ترتیب در حین شکل دادن عملیات حرارتی نیز صورت می گیرد.
2)سوپرآلیاژهای متالورژی پودر
بسیاری از انواع آلیاژهای کارپذیر از طریق فرایندهای متالورژی پودر تولید می گردند. امروزه قطعات متالورژی پودر از جنس سوپرآلیاژ با دانسیته کامل از طریق روش های اکستروژن یا پرسکاری ایزواستاتیک گرم (HIP) تولید می گردند. مهمترین این قطعات قیچی ها و سوزنهای جراحی می باشند.
فرایندهای متالورژی پودر به دلیل داشتن مزایای زیر بر فرایندهای ریخته گری ترجیح داده می شوند هر چند که معایبی را نیز به همراه خواهند داشت:
– یکنواختی در ترکیب شیمیایی و ساختار کریستالی
– ریز بودن اندازه دانه های کریستالی
– کاهش جدایش ها
– راندمان بالاتر از نظر مصرف مواد
اما مشکلاتی نظیر حضور گاز باقیمانده، آلودگی کربنی و آخال های سرامیکی باعث می گردد که در برخی موارد نیز فرایندهای شمش ریزی و ترمومکانیکی متداول صورت پذیرند.

3)سوپر آلیاژهای پلی کریستال ریختگی
وجودمحدودیت های تکنولوژیکی سبب محدود شدن رشد صنعت سوپر آلیاژ می گردد و بنابراین با پیدایش فرایندهای جدید تولید، این صنعت نیز روز به روز توسعه می یابد. تعداد زیادی از فرایندها را می توان در تولید قطعات سوپرآلیاژ با اندازه نزدیک به قطعه نهایی مورد استفاده قرار داد اما اساساً این قطعات توسط فرایند ریخته گری دقیق تولید می گردند.
محدود ترکیب شیمیایی سوپرآلیاژهای ریختگی بسیار گسترده تر از سوپرآلیاژهای کارپذیر بوده و بنابراین خواص متنوع تری نیز از این طریق قابل حصول خواهند بود هرچند که انعطاف پذیری و مقاومت به خستگی در فرآیندهای کار مکانیکی بهتر از ریخته گری خواهد بود، اما امروزه با توسعه فرآیندهای جدید ریخته گری و انجام عملیات حرارتی متعاقب، خواص سوپر آلیاژهای ریختگی نیز افزایش یافته است.
4)سوپر آلیاژهای تک کریستالی انجماد جهت دار
به منظور توسعه توربین های گازی مصرفی در هواپیماها و افزایش دماهای کاری و کارآیی موتورها، به طور مداوم روش های تولید سوپر آلیاژها در حال بهبود است.
قسمت های بحرانی توربین ها معمولاً شامل پره های تحت فشار بالا، هواکش ها و دیسک ها می باشند. در طول 15 سال گذشته تحقیقات بسیاری در زمینه افزایش راندمان توربین ها صورت گرفته است و عمده این تحقیقات بر امکان افزایش دمای ورودی، فشار کاری و کاهش هزینه های تولید استوار بوده است. توسعه فرایند انجماد جهت دار به منظور تولید تک کریستالی های ریختگی سبب شده تا بتوان از این طریق پره های توربین را با دانه های جهت دار در راستای اعمال تنش تولید نمود و به این ترتیب علاوه بر خواص پایدار حرارتی، استحکام خستگی، استحکام خزشی و انعطاف پذیری نیز افزایش یابند.
با توسعه این تکنولوژی، امروزه در توربین های مصرفی در نیروگاه های برق نیز از قطعات تک کریستال از جنس سوپرآلیاژها استفاده به عمل می آید.
در سال های اخیر شرکت هواپیمایی PWA یکی از پیشگامان تولید سوپرآلیاژها می باشد و تولید آلیاژهای PWA 1480 به صورت تک کریستال توسط این شرکت، سبب افزایش عمرکاری هواپیمای جنگی F-100 گردیده است.
تقسیم بندی سوپرآلیاژها بر حسب ترکیب شیمیایی
به طور کلی این آلیاژها شامل سه گروه پایه نیکل، پایه آهن و پایه کبالت می باشند که بسته به درجه حرارت کاربردی مورد استفاده قرار می گیرند.

الف)سوپر آلیاژهای پایه نیکل
امروزه آلیاژهای نیکل در حالت های "تک فازی"، "رسوب سختی شده" و "مستحکم شده توسط رسوبات اسیدی و کامپوزیت ها" در مصارف صنعتی مختلف مورد استفاده قرار می گیرند.
سوپرآلیاژهای پایه نیکل پیچیده ترین ترکیباتی می باشند که در قطعات دمای بالا به کار می روند. در حال حاضر 50 درصد وزن موتورهای هواپیماهای پیشرقته از جنس این آلیاژها می باشد. خصوصیات اصلی آلیاژهای نیکل، پایداری حرارتی و قابلیت مستحکم شدن می باشد.
بسیاری از این آلیاژها حاوی 10 الی 20 درصد کرم، حداکثر 8 درصد آلومینیوم و تیتانیم، 5 تا 15 درصد کبالت و مقادیر کمی مولیبدن، نیوبیم و تنگستن می باشند.
دو گروه اصلی از آلیاژهای آهن- نیکل که میزان نیکل آنها بیشتر از مقدار آهن است عبارت از گروه Incoloy 706 و Inconel718 می باشند.
این آلیاژها معمولاً حاوی 3 تا 5 درصد نیوبیم می باشند و در ردیف آلیاژهای پایه نیکل قرار می گیرند. آلیاژهای پایه نیکل معمولاً تا دمای 650 درجه سانتی گراد استحکام خود را حفظ می کنند. اما در دماهای بالاتر به سرعت استحکام خود را از دست می دهند.
ب)سوپر آلیاژهای پایه آهن
سوپرآلیاژهای پایه آهن نشات گرفته از فولادهای زنگ نزن آستینتی می باشند که دارای زمینه ای از محلول جامد آهن و نیکل بوده و برای پایداری زمینه نیاز به حداقل 25 درصد نیکل است.
– گروه های متعددی از این آلیاژها تا کنون مشخص گردیده اند که هر یک با مکانیزم های خاصی مستحکم می شوند. برخی از این آلیاژها نظیر 57-V و 286-A حاوی 25 تا 35 درصد وزنی نیکل می باشند و استحکامشان به دلیل حضور آلومینیوم و تیتانیم می باشد.
– گروه دوم الیاژهای پایه آهن که آلیاژهای X750 و Incoloy901 نمونه های آن می باشند، حداقل 40 درصد وزنی نیکل داشته و همانند گروه های با نیکل بالاتر استحکام بخشی توسط سختی رسوبی صورت می گیرد.
– گروه دیگر این آلیاژها بر پایه آهن- نیکل- کبالت می باشند و استحکام این گروه در محدوده 650 درجه سانتی گراد مناسب بوده و ضریب انبساط حرارتی آنها پایین می باشد. این آلیاژها شامل Incoloy با شماره های 903،907،909، 1-1-CTX Pyromet و 3-CTX Pyromet و غیره می باشند.

ج)سوپرآلیاژهای پایه کبالت
سوپرآلیاژهای کارپذیر پایه کبالت بر خلاف سایر سوپرآلیاژها مکانیزم استحکام بخشی متفاوتی دارند و خواص حرارتی خوبی در دمای حدود 1000 درجه سانتی گراد خواهند داشت.
سوپرآلیاژهای پایه کبالت حاوی کُرم، مقاومت به خوردگی و اکسیداسیون خوبی داشته و هم چنین قابلیت جوشکاری و مقاومت به خستگی حرارتی آنها نسبت به آلیاژهای پایه نیکل بالاتر می باشد. از طرف دیگر امکان ذوب و ریخته گری این آلیاژ، در هوا با اتمسفر آرگون مزیت دیگری نسبت به سایر سوپرآلیاژها که نیاز به خلاء دارند می باشد.
سه گروه اصلی آلیاژهای پایه کبالت را می توان به صورت ذیل در نظر گرفت:
– آلیاژهایی که در دماهای بالا در محدوده 650 تا 1150 درجه سانتی گراد مورد استفاده قرار می گیرند که شامل آلیاژهای S-816، HAYNES25، 188HAYNES، 25556HAYNES، 50UMCO می باشند.
– آلیاژهایی که تا حدود 650 درجه سانتی گراد به کار می روند نظیر MPTN3، MP159
– آلیاژ مقاوم به سایش Stellite B6
– آلیاژ 2525 HAYNES بیشترین کاربرد را در میان آلیاژهای کارپذیر پایه کبالت داشته است و در ساخت قطعات گرمکار نظیر توربین های گازی، اجزاء راکتورهای هسته ای، ایمپلنت های جراحی و غیره مورد استفاده قرار گرفته اند.
– آلیاژهای گروه پایه کبالت که شامل کرم- تنگستن-کربن می باشند معروف به آلیاژهای satellite بوده که به شدت مقاوم به سایش می باشند.
این گروه معمولاً در مواردی که مقاومت سایشی در درجه حرارت های بالا مورد نیاز باشد به کار می روند. در واقع سختی این مواد در دمای بالا حفظ شده و در مواقعی که نمی توان در حین کار روغنکاری انجام داد به خوبی مورد استفاده قرار می گیرند.

7- بازار سوپرآلیاژها
شاید بتوان گسترش بازار سوپرآلیاژها را در دنیا مربوط به صنایع هوا-فضا در نظر گرفت که با توجه به رشد روزافزون این صنعت و قطعات یدکی آن در سطح جهان پیش بینی می گردد که تنها بازار قطعات یدکی هواپیماها بالغ بر 5. 4 میلیارد دلار باشد، بررسی ها حاکی از آنست که تا سال 2015 تعداد 16000 فروند هواپیمای جدید با موتورهای توربین گازی وارد بازار می شوند که نیمی از وزن این موتورها از جنس سوپرآلیاژ خواهد بود.
بر اساس آمارهای تخمینی موجود در ایرن، سوپر آلیاژها سالانه به میزان 80 میلیون دلار در سه وزارت خانه نفت، نیرو و دفاع مورد استفاده می گیرند.

فصل دوم
1- آلیاژهای بکار رفته در پره های توربین
آلیاژهای بکار رفته در توربین گازی معمولاً از جنس سوپرآلیاژهای پایه نیکل (پره های متحرک) و پایه کبالت (پره های ثابت) می باشد. روشهای عمده تولید پره ها معمولاً ریخته گری و فورج می باشند نحوه ساخت پره های سوپرآلیاژها در سال 1940 شروع شد. و از آن به بعد پیشرفتهای قابل توجه در نحوه ساخت و افزایش استحکام صورت گرفت که ذوب در خلاء بصورت القایی (VIM) بصورت تجاری از سال 1950 و بعد از آن آلیاژهای پلی کریستالی از سال 1970 شروع به تولید شد.
از دهه 60، آلیاژهای پلی کریستال دارای نظم دانه ای خاصی شده بطوریکه انجماد جهت دار پره های توربین در سال 1980 پره های تک کریستالی وارد مرحله ای جدید از تولید شدند.
2- خلاصه ای از مشخصات سوپرآلیاژهای پایه نیکلی
سوپرآلیاژها، موادی هستند که در حرارتهای بالا (85% دمای ذوب آلیاژ) دارای استحکام مکانیکی بالا و مقاوم در برابر از بین رفتن سطح (مثلاً خوراکی) می باشند. سوپرآلیاژهای پایه نیکلی از مهمترین و پرکاربردترین آلیاژها در مقایسه با سوپرآلیاژ پایه کبالت و یا پایه آهن بشمار می روند وجود نیکل بعنوان فلز پایه می تواند باعث استحکام پذیری این آلیاژ با روشهای معمول (رسوب سختی) شود. با آلیاژ نمودن با کروم و آلومینیوم می توان پایداری سطح آلیاژ بدست آمده را جهت کاربردهای مختلف مهیا نمود.

3- ترکیبات شیمیایی سوپرآلیاژهای پایه نیکلی
ترکیبات شیمیایی بسیاری از سوپرآلیاژهای پایه نیکل که با بیش از 12 عنصر می باشند یکی از پیچیده ترین آلیاژها بشمار می روند. در عملیات ذوب ریزی عناصر مضری مثل سیلسیوم، فسفر، گوگرد، اکسیژن و نیتروژن کنترل و عناصر ناچیز مثل سلنیوم، بیموت و سرب در حد PPm (خصوصاً برای ساخت قطعات با شرایط بحرانی) نگهداشته می شوند. که در این جا فقط به ترکیبات شیمیایی سوپرآلیاژ IN-738 می پردازیم.
Ta
B
C
V
Cb
AL
Ti
Mo
W
Fe
Co
Ni
Cr
عناصر
آلیاژ
1.75
0.001
0.10
0
0.90
3.4
3.4
1.75
2.6
0.2
8.3
61.6
16
IN-738
وجود عناصری همچون مولیبدن، نیوبیم و تنگستن علاوه بر افزایش استحکام، باعث ایجاد و تشکیل کاربیدهای مفید می گردند. و از طرفی عناصر کرم و آلومینیوم باعث پایداری سطح می شوند و با ایجاد لایه اکسیدی محافظ ، مقاومت به اکسیداسیون و خوردگی را افزایش می دهند.
4- میکروساختارهای سوپرآلیاژهای پایه نیکل:
فازهای عمده ای در آلیاژهای پایه نیکل وجود دارد که عبارتند از:
فاز زمینه : این فاز بصورت پیوسته و غیر مغناطیسی می باشد این فاز در برگیرنده درصد بالایی از عناصر کبالت، آهن، کرم، مولیبدن و تنگستن می باشد. نیکل خالص معمولاً دارای خواص خزشی ضعیفی است در حالیکه سوپرآلیاژهای پایه نیکل با داشتن فاز دارای استحکام بالا در درجه حرارتهای زیاد می باشد.
فاز : وقتی مقدار کافی آلومینیوم و تیتانیوم به آلیاژ اضافه شود رسوبات با ترکیب Ti و با شبکه f:c.c در زمینه ایجاد می شود در فاز ممکن است عناصری مثل Nb، Ta و Cr بطور محسوس وجود داشته باشند.
فاز دارای ترکیب بین فلزی (Intermetalic compound) با شبکه f.c.c با شرایط (Super laftic) شبیه ساختار بوده که دارای نظم پر دامنه می باشد، این فاز تا دمای ذوب خودش یعنی پایداری خود را حفظ می کند، بدلیل هم ساختار بودن با فاز زمینه (f.c.c) یک سازگاری (Coherent) مناسبی را بوجود می آورد.
عناصری هم چون Ta، Nb، Ti سخت کننده های محلول جامد (Solid-solution hardeners) در دمای محیط بشمار می روند. W و Mo هم در دمای محیط و هم در دمای بالا باعث افزایش استحکام می شوند، در حالیکه Co بصورت محلول جامد باعث افزایش استحکام نمی شود.
فاز : ترکیب فاز بصورت با ساختار شبکه ای bct است که بیشتر در آلیاژ Ni-fe بوجود می آیند (مثل سوپرآلیاژهای IN-718, IN-706 این فاز در دمای پائین و میانی دارای استحکام خوبی است ولی در دمای بالا () ناپایدار می باشد. بر خلاف فاز ، فاز بعلت نا هم خوانی و بی نظمی باعث ایجاد تنش برشی می کند. این فاز همراه با ممکن است در زمینه رسوب کند.

5- بررسی مرز دانه ها:
با افزایش مقدار کمی بُر و زیر کو نیم خواص خزشی سوپرآلیاژهای پایه نیکل بهبود یافته و یک چشم انداز قابل توجهی از پیشرفت در زمینه کاربردهای سوپرآلیاژها ایجاد نموده است. قابلیت فورج کاری (Forge ability) و ایجاد خواص برتر با افزودن (0.01-0.05) منیزیم میسر شده است عقیده بر این است که وجود منیزیم حرکت سولفور در مرز دانه که باعث ایجاد فاز تردی را می کند قفل می کند که هنوز مکانیزم عمل روشن نیست. وجود عناصری مثل بر و زیرکونیم در مرز دانه باعث سدی در برابر حرکت ترکها در مرز دانه خصوصاً در شرایط دما و تنش بالا می شود. تاثیر بر و زیرکونیم بیشتر در سوپرآلیاژهای دانه درشت باعث بهبود و خواص گسیختگی می شود.
بر هم چنین رسوب کاربیدها در مرز دانه را با کم کردن مقدار کربن، کاهش می دهد منیزیم هم چنین نقشی در آلیاژ دارد. در هرصورت این دسته عناصر باعث تغییر شکست از حالت مرز دانه ای (Intergranulas) به حالت درون دانه ای (Trarsganulay) می کند که این امر با افزایش داکتیلتی ذاتی در سوپرآلیاژ بوجود می آید.

6- کاربیدها:
نقش کاربیدها در سوپرآلیاژ بسیار حساس می باشد. کاربیدها اغلب در آلیاژهای پایه نیکل بر روی مرز دانه ها رسوب می کنند در حالیکه در سوپرآلیاژهای پایه کبالت و آهن در محلهای بین دانه ای (Intryranolas) راسب می شوند. طبق بررسیهای جدید بعمل آمده به نظر می رسد کاربیدهای مرزدانه ای برای داکتیلیتی مضر بوده ولی بعضی از محققین عقیده دارند که کاربیدهای مجزا (مثل حالت منیزیم) باعث بهبود خواص استحکام گسیختگی در دمای بالا می شود. متداولترین کاربیدها در آلیاژهای پایه نیکل MC و و می باشند کاربید MC معمولاً بصورت درشت، راندم و حالت مکعبی یا شکل نقطه نستعلیقی است ساختار MC بصورت (F.c.c) بوده که در حین انجماد بوجود می آیند.
کاربیدهای MC معمولاً منبع کربنی برای واکنشهای فازهای ایجاد شده بعدی در حین عملیات حرارتی بشمار می روند.
در بعضی از آلیاژها مثل IN-901 و A286، لایه های MC در امتداد مرزدانه ها تشکیل می شوند که باعث کاهش داکتیلیتی می شوند. Tic و HFC در این دسته از پایدارترین کاربیدها بشمار می روند البته در صورت وجود Mo و W فعالیت کاربیدهای مثل Tic و HFC و Nbc کم شده و بجای Ti و Hf و Nb، عناصر Mo و W جایگزین می شود.
بعنوان مثال کاربید در الیاژها udimet 500، M-252 و Rene 77 پیدا می شود که با اضافه کردن Mo یا W، نیروهای بین پیوندی کاربیدهای Mc کم شده و واکنشهای جدیدی بوجود می آید. اضافه کردن Nb و Ta اثرات تشکیل و در عملیات حرارتی یا پس از سرویس این کاربیدها را خنثی می کند. آلیاژهای اخیر که مقدار Ta و Nb آن بالاست کاربیدهای Mc به راحتی تحت عملیات حل کردن (Solution treat) در محدوده دمائی 1200-1260 خورد نمی شوند و از بین نمی روند.
کاربیدهای براحتی در آلیاژهای با کرم متوسط یا بالا ایجاد می شوند. این کاربیدها در محدوده دمائی در حین عملیات حرارتی و در طی سرویس بوجود می آیند. این کاربید ممکن است از Mc و یا از کربن موجود در زمینه متولد شود. ممکن است در مرزدانها، در راستای باندهای دوقلوئی (along twin bands)پهنه خطای انباشتگی (staching faults) و یا در انتهای دوقلوی (twin end) دیده شوند. کاربیدهای دارای ساختار مکعبی کمپلکس بوده که اگر اتمهای کربن آنها حذف شوند دقیقاً به فاز تبدیل می شوند، در حقیقت فاز از ذرات بوجود می آیند در صورت وجود W یا Mo ترکیب بصورت در می آید که مقدار محسوسی نیکل می تواند با C جایگزین شود، Co و آهن هم می توانند جایگزین کرم شوند.
کاربید بطور قابل ملاحظه ای بر روی خواص سوپرآلیاژها تاثیر می گذارند. با حضور ذرات جدا از هم بوسیله مکانیزم ممانعت کنندگی لغزش مرزدانه (grain-boundry sliding) استحکام گسیختگی بهبود می یابد. بهرحال انهدام و زوال قطعه ممکن است در اثر شکست ذرات و یا خرد شدن فصل مشترک کاربید با زمینه، شروع شود. این موضوع در ساختار سلولی یا خانه خانه ای کاربید نیز بوجود بیاید و در نهایت باعث زوال ناگهانی قطعه شود، البته با عملیات حرارتی و یا فرآیندهای کنترل شده ای از این تخریب می توان جلوگیری کرد.
کاربید دارای ساختار مکعبی پیچیده ای است این کاربید در محدوده دمائی با وجود مقدار 6-8% Mo یا w بوجود می آیند. انواع کاربید با در آلیاژهای Rene 80, 41، AF1753 بوجود می آیند فرمولهای عمده بصورت و در محدوده وسیعی از هاستلوی X دیده می شود، بهرحال کاربیدهای در اثر جایگزینی و یا بجای کروم Cr، کاربیدها بوجود می آید. (خصوصاً کاربیدهای ) بدلیل پایداری بیشتر کاربید نسبت به این کاربید جهت ایجاد رسوبات مرز دانه ای و کنترل اندازه دانه برای آلیاژهای کار شده اهمیت بیشتری دارد.

– واکنشهای کاربیدی:
کاربید از عمده ترین منابع کربن در بسیاری در آلیاژهای پایه نیکل در دمای پائین تر از می باشد بهرحال کاربید MC در طی عملیات حرارتی و حین سرویس به آهستگی تجزیه و باعث آزاد شدن کربن جهت انجام چند واکنش مهم می شود. نتیجه کلی این واکنشها تشکیل کاربید می باشد.

یا

کاربید هم با این مکانیزم تشکیل می شود.
با واکنش و که ممکن است وابسته به نوع آلیاژ، یکی از آنها بوجود بیاید.

یا

بعنوان مثال در آلیاژ Rene 41 و M-252 در طی عملیات حرارتی ابتدا فازهای MC و تولید شده و با افزایش زمان به فاز تبدیل شوند این واکنشها باعث ایجاد رسوبات کاربیدی در محلهای مختلف خصوصاً در مرزدانه می شود. از سودمندترین اثر واکنش ها جهت کاربرد مقاومت بالای خزش) کنترل نمودن عملیات حرارتی در واکنش (1) می باشد. هم فازهای کاربید و بوجود آمده در جلوگیری از لغزش مرزدانه بسیار مفید هستند. در بسیاری از موارد ایجاد شده، بر روی کاربید می نشیند و حالت پوششی به خود می گیرد که در این حالت مرزدانه نسبتاً حالت داکتیلتی پیدا نموده و یک منطقه مقاوم به خزش محسوب خواهد شد.

7- عملیات حرارتی سوپرآلیاژهای پایه نیکل:
بعد از عملیات ماشین کاری و تهیه قطعات کار شده (Wrought) ابتدا عملیات انحلال (Solution treated) جهت انحلال و کاربیدهای پایدار MC بر روی آنها صورت می گیرد عملیات انحلال ثانوی در دمای پائین تر صورت می گیرد.
مقداری از فاز ممکن است در طی عملیات سرد شدن در هوا در عملیات انحلال ایجاد شود. سپس مرحله پیر کردن (Aging) در چند مرحله صورت می گیرد که نتیجه آن تشکیل فاز درشت و هم چنین رسوب های اضافی در زمینه می باشد. عملیات پیر کردن معمولاً در دو مرحله صورت می گیرد. در مرحله اول به مدت 24 ساعت و سپس مرحله دوم در دمای پائین تر مثلاً دمای به مدت 16 ساعت خواهد بود که در نهایت تمام در فاز زمینه رسوب خواهند نمود. که در مرحله دوم ایجاد می شود ریزتر بوده که این ریز بودن باعث بهبود و افزایش طول عمر گسیختگی قطعه می شود. سرد شدن هر دو عملیات انحلال و پیر کردن در هوا صورت می پذیرد.
توزیع کاربید هم توسط عملیات حرارتی قابل کنترل می باشد. بهینه کردن عملیات حرارتی مربوط به تشکیل یکی از راههای جلوگیری از ایجاد مشکلات احتمالی کاربیدها بر روی مرزدانه ها می باشد.
بعنوان مثال عملیات انحلال Rene41 در دمای باعث تشکیل رسوب توام با تاخیر کاربید در مرزدانه شده که در نهایت باعث اثرات مضری بر روی خواص مکانیکی می شود. با کاهش دمای عملیات انحلال به حدود می توان باعث ریز شدن دانه و توزیع مناسب در آلیاژ می شود در هر صورت در مواقعی که آلیاژها تحت عملیات شش دهی به طریقه نفوذی یا روکشی هستند باید به مسئله تشکیل فازهای مناسب تحت عملیات حرارتی توام با عملیات پوشش دهی دقت کافی نمود.

8- تاثیر عناصر آلیاژی بر پایداری سطحی سوپرآلیاژهای پایه نیکل:
تاثیر عناصر آلیاژی بر خوردگی دمای پائین:
جهت بالا بردن مقاومت به خوردگی سوپرالیاژهای پایه نیکل در دمای پائین، اضافه کردن مقدار قابل توجهی Cr می تواند مفید باشد یکسری از آلیاژهای هاستلوی و اینکونل جهت این موضوع کاربری فراوانی دارد. هاستلوی C دارای 16.5%Cr و 17Mo% و اینکونل 600 دارای 15.5%Cr و 8% Fe هستند که این عناصر باعث افزایش مقاومت به خوردگی در دمای پائین این آلیاژها شده است دیگر آلیاژهای دسته هاستلویها که در حدود Mo 28% و در مواقعی دارای مقادیر کمی W هستند نیز آلیاژهای مناسبی برای این مورد می باشند.
9- تاثیر عناصر آلیاژ بر خوردگی داغ و اکسیداسیون:
در دمای بالا مقاومت به اکسیداسیون سوپرآلیاژها وابسته به تشکیل لایه های محافظ و می باشد.
بنابراین آلیاژهای پایه نیکل بایستی هر دو عنصر Cr و Al را تا حد امکان و تا جائی که بر روی استحکام تاثیر نگذارد، دارا باشد. بعنوان مثال هاستلوی یکی از آلیاژهای مهم مقاوم در برابر اکسیداسیون و خوردگی می باشد که در حدود Cr%22 و Mo%9 و Fe%18.5 دارد ولی پس از در معرض قرار گرفتن در سرویس تحت عملیات انحلال قرار گرفته و رسوبات کاربیدی در آن ایجاد می شود که در مقایسه با سوپرآلیاژهای حاوی رسوبات استحکام دهنده و ضعیفتر است.
بخاطر کاهش استحکام دمای بالای توسط Cr، سوپرآلیاژهای جدید دارای Cr کمتری هستند. کاهش استحکام دمای بالای قبلاً در شکل آورده شده است بنابراین مقدار Cr از %20 به حدود %90 در سوپرآلیاژهای جدید کاهش یافته است. برای جبران مقاومت به خوردگی از پوشش دادن استفاده می شود. باید توجه نمود که لایه اکسیدی در دمای بالاتر به تجزیه شده که اکسیدی ضعیف و قدرت حفاظت کنندگی کمی دارد. جهت کاهش مشکلات احتمالی ایجاد در دماهای خیلی بالا مقدار Al در آلیاژ را زیاد کرده بطوریکه این مقدار می تواند اولیه بنماید. البته باید توجه نمود که لایه در مقایسه با در شرایط سولفیداسیون کمتر قدرت حفاظت کنندگی دارد که بهمین دلیل ضرورت عملیات پوشش در پره های توربین گازی را مشخص می کند.
دیگر عناصری که به بالا بردن مقاومت به اکسیداسیون و خوردگی داغ کمک می کند می توان به Ta، yr، La(Lanthanum) اشاره نمود. عناصر نایاب باعث چسبندگی بهتر لایه اکسیدی و در نتیجه باعث افزایش مقاومت به اکسیداسیون سوپرآلیاژها می نماید. هنوز مکانیزم Ta در بهبود خواص مقاومت به خوردگی مشخص نشده است Yr بطور وسیعی در پوششهای روکشی نوع Nicraly کاربرد دارد.
وجود عناصر Mo و W معمولاً باعث کاهش مقاومت به خوردگی می شوند. در حالیکه این عناصر جهت افزایش استحکام سوپرآلیاژها به نظر ضروری می رسند ولی جهت پایداری سطح منافات دارند. دو عنصر مفید و برجسته که هم مقاومت به خوردگی و هم استحکام را بالا می برند Al، Ta می باشد.

فصل سوم
1- ارزیابی جوش پذیری آلیاژهای جنس In738Lc و Rene 80
آلیاژهای نیکل رسوب که بوسیله ترکیبات بین فلزی استحکام دهی شده اند بطور وسیعی در تولید اجزاء داغ توربین های گازی استفاده شده اند برای اطمینان از ساختار و حفظ خواص استحکام در سطح با لا برای مدت طولاتی آلیاژهای نیکل معمولاً با عناصری که فاز از نوع پراکنده شده تشکیل می دهند آلیاژ می شوند.
مقدار کل عناصر تشکیل دهنده در چنین آلیاژی %10-8 درصد یا بیشتر است.
بخش حجمی فاز پراکنده شده استحکامی می تواند به میزان 65%-60 درصد باشد.
در حین سرویس، بخشهایی از این آلیاژها، نظیر پره های متحرک و پره های ثابت در معرض انواع متعددی از حرارت، تنش های مکانیکی و شیمیایی که باعث ترک خوردن و یا از دست رفتن ماده شود، قرار می گیرد. به دلیل اقتصادی این قطعات که گرانقیمت هم هستند ترجیحاً با جوشکاری باید بازسازی شوند.
چنین آلیاژهایی یک قابلیت جوش پذیری محدودی دارند، از آنجائیکه استحاله فازی در طی اتصال های مستحکم جوش باعث بوجود آمدن تنش های موقتی و پس ماند جوشکاری می گردد که از اختلاف خصوصیات بین زمینه و فاز ناشی می شود این امر یکی از علل ترک خوردن در طی جوشکاری ذوبی است. در پره های متحرک توربین فیلر متلهای با مقدار ناچیز فاز می تواند بکار رود اگرچه جلوگیری از ترک در طی جوشکاری با چنین فیلر متابهایی ممکن می شود، ولی اتصال جوش استحکام پایین تری خواهد داشت از طرفی مواردی وجود دارد که آلیاژ با استحکام جوش بالا ضروری است که لازم است مقدار زیادی فاز و خواص استحکامی داشته باشد.

2- مواد و روش های آزمایشی
تحقیق در خصوص جوش پذیری آلیاژهای مقاوم به حرارت In738LC و Rene 80 که ترکیب شیمیایی آنها در جدول داده شده انجام پذیرفته است.
این آلیاژها شامل فاز استحکامی در حدود %49.3 و 47.3 هستند.
جوش پذیری با استفاده از یک دستگاه تست که کرنش طولی را با ملاحظه به جهت جوش فراهم می کرد ارزیابی شد. این دیاگرام قابل قبول بود بدین علت که ترکهای گرم در جوش (که توسط جوش TiG)آلیاژهای مورد تحقیق تشکیل شده اغلب بصورت عرضی قرار گرفتند.
تحقیقات در پلیت های ریختگی و پره آلیاژهایی به اندازه انجام گرفت شرایط جوشکاری در طی آزمایش بصورت زیر بود.

جوشکاری به روش TiG، بدون فیلر انجام گرفت. درجه حرارت حوضچه انجماد و سرعت خنک کاری آن بطور اتوماتیک اندازه گیری شد.
آنالیز خصوصیات استحکام و چکش خواری فلز در درجه حرارت انجماد و خنک کاری بعدی جوش ها، اطلاعات پایه وسیعی از جوش پذیری را فراهم می کند.

3- نتایج آزمایش
نتایج بدست آمده رنج درجه حرارت تردی برای آلیاژهای In38LC و Rene80 با استفاده از دستگاه تست varestaint بنابراین، دو محدوده تردی وجود داشت یعنی
BTR=Britlle temperature range
DTR=Ductility- dip temperature range
که شرایط تشکیل انجماد و ترک تعیین می شود مقدار کرنش بحرانی، Ecr که بالاتر از آن ترکهای انجماد (BTR) تشکیل می گیرد، برای Rene 80 بیشتر از آلیاژ In738 است این نکته اشاره می کند به حساسیت کمتر Rene 80 به ترک انجماد، این حقیقت می تواند به محدوده باریکتر درجه حرارت انجماد این آلیاژ نسبت داده شود.
این مقادیر به پارامترهای فولادهای پر آلیاژ نیکل- کرم آسنتی با یک ساختار پایدار آستنی نزدیک است. که حساسیت به ترک انجماد مناسب جوش ها در آلیاژهای In738Lc و Rene 80 را نشان می دهد.
مقدار کرنش بحرانی، Ecr برای شکل گرفتن ترکها (DTR) برای هر دو آلیاژ خیلی کمتر از فولادهای آستینی کروم- نیکل می باشد. این امر بر حساسیت بالای جوش به این ترک در آلیاژهای In738Lc و Rene 80 دلالت می کند چنین ترکهایی با افزایش شدید عوامل استحکام و حالت های تحت تنش جوش در درجه حرارتهایی شبیه به فرآیند پیرسازی رخ می دهد، افزایش می یابد. چگونگی گسترش ترکها در تست، آلیاژ In738 با استفاده از تست Varestaint در شکل نشان داده شده است همچنین تست آلیاژ Rene 80 گسترش ترک مشابه مشاهده شد.
در متالوگرافی نشان می دهد که ترکهای گرم در امتداد مرزدانه ها گسترش یافته است بررسی ساختار سطوح ترک گرم در حدود DTR با استفاده از SEM عدم وجود شکست فلز جوش را در حالت جامد- مایع نشان می دهد و درک اصول تشکیل ترک های (DTR) را ثبات می کند این امر همچنین با درجه حرارت وابسته به تغییرات استحکام و چکش خواری In738Lc و Rene 80 پس از عملیات انحلال تائید می شود که خصوصیات داکتیل آلیاژها در دمای اتاق تا درجه حرارت باقی می ماند. افزایش درجه حرارت بیش از این مقدار، کاهش داکتیلتی را که می تواند به پدیده مکانیزم تردی نسبت داده شود را که به سمت ترک (DTR) هدایت می شود. افزایش بیشتر درجه حرارت با افزاشی شدید داکتیلته همراه است در مقایسه با مقدار اولیه در درجه حرارت اتاق عدم انحلال فاز شروع می شود و تردی فلز در این درجه حرارت ها غیر ممکن می شود.
افزایش بیشتر درجه حرارت تست باعث ذوب اجزاء ساختاری آلیاژها شده و افت داکتیلته تکرار می شود این حالت جایی است که فرآیند شکست ترد رخ می دهد، و فلز در حالت جامد- مذاب (ترک انجماد) قرار می گیرد.
بررسی ها بیان می کند که تردی فلز جوش در جوشکاری و آزمایشات مکانیکی در DTR توسط یک مکانیزم مشابه رخ می دهد. تست فلز با ساختار آستینی فرآیند تغییر شکل پلاستیک باعث افزایش جدایش مرز دانه ای می شود که تحقیق مکانیزم تردی را تحت شرایط مشخص پیش می برد.
در این حالت یک مکانیزم تردی در DTR تحقق می یابد در اثر عکس العمل نابجایی های متحرک با اتمهای ناخالص و با دو فرآیند حرارتی که با هم در رقابت هستند مشخص می شوند یعنی تغییرات انرژی پیوند اتمها با نابجایی ها (رابطه عکس با درجه حرارت) و حرکت نفوذی این اتمها (رابطه خطی مستقیم).
دامنه حرارتی که توسط انرژی بالای پیوند بین اتمهای ناخالص و نابجایی ها و افزایش ترک آنها که از افزایش پارامترهای نفوذ ناشی می شود دامنه DTR است. این مورد اخیر باعث تغییر در نسبت استحکام بین خود دانه و مرزهای آن و در نتیجه شکست بین دانه ای فلز می شود. برای آلیاژهای نیکل، عناصری که باعث افت داکتیلته می شوند در مرحله اول اکسیژن و سولفور هستند.

4- نتیجه گیری
1-آلیاژهای In738LC و Rene 80 فلزاتی هستند که یک حد جوش پذیری در طی جوش ذوبی دارند.
2-دو محدوده حرارتی تردی که با امکان ترک گرک مشخص شده اند وجود دارد.
برای ترک انجماد این دامنه بین – می باشد.
برای ترک DTR این دامنه بین – می باشد.
3-ترک ناشی از جوش معمولاً در خودجوش یا با ناحیه HAZ اتفاق می افتد در طی جوشکاری- عملیات حرارتی پس از جوشکاری- در حین سرویس
4-میکروترک در HAZ بوجود می آید و Center line crock یا hot vraek در (fusion zone)fz بوجود می آید و این دو نوع ترک معمولاً در آلیاژهایی که مجموع مقادیر AL و Ti آنها بیشتر از 6% درصد باشند بوجود می آید.
5-یک مکانیزم شکست (تردی) ممکن است در دامنه حرارتی (DTR)، واکنش نابجایی های متحرک و بعضی اتمهای ناخالص اکسیژن و سولفور بوجود آید که جدایش آنها را در طول مرزدانه ها باعث می شود و موجب شکست بین دانه ای می شود.
6-قبل از عملیات حرارتی پس از جوشکاری سختی در منطقه جوش از 340 ویکرز تا 425 ویکزر متغیر بوده و در فلز پایه سختی از 410 ویکزر تا 455 ویکزر متغیر بوده است. پس از عملیات حرارتی (Post-weld H.T) سختی در ناحیه جوش از 395 تا 440 ویکزر و در فلز پایه از 410 تا 455 ویکزر متغیر بوده است بنابراین عملیات حرارتی پس از جوش (PWH.T) توزیع سختی را در منطقه جوش یکنواخت می سازد.
7-اندازه در فلز پایه (400 تا 300 از فصل مشترک) از 27/0 تا 3/0 تغییر می کند و انداز در ناحیه HAZ(200 تا 100 از فصل مشترک) 11/0 بوده و اندازه در جوش 15/0 بوده است. افت اندازه در منطقه HAZ به انحلال مجدد این فاز در اثر حرارت ناشی از جوشکاری نیست داده می شود بنابراین توزیع غیر یکنواخت اندازه در عرض فلز پایه به فلز جوش بستگی دارد. عملیات حرارتی انحلالی، توزیع یکنواخت اندازه را در عرض فلز پایه تا جوش ایجاد می کند اما سایز افزایش می یابد.
8-سختی فلز پایه به منطقه ذوب افزایش می یابد یعنی
fusion zone > HAZ > Base metal سختی
فلز پایه > منطقه متاثر حرارت > منطقه ذوب

5- مشکلات موجود در جوشکاری سوپرآلیاژها
الف)ترک ناحیه ذوب و ترک ناحیه HAZ
ب)ترک عملیات حرارتی پس از جوش
ج)تاثیر آلودگی در کیفیت
د)ترک خستگی حرارتی

الف)ترک ناحیه ذوب و ترک ناحیه HAZ:
عناصر استحکام دهنده از طریق محلول جامد (کبالت- کروم-مولیبدن-تنگستن- آلومینیوم و تیتانیم) تاثیر مضری را بر روی این آلیاژها نشان نمی دهند- اضافه کردن عناصری که در مرزدانه ها جدایش می یابند (بور، کربن، منگنز، و زیرکونیم) می تواند تاثیر منفی زیادی در مقاومت ماده به ترک ناحیه ذوب و ترک HAZ داشته باشند این عناصر برای کار گرم و خزش و داکتیلیته شکست خزش و بنابراین استحکام در دمای بالای مواد ضروری است. حداقل یک و یا چند تا از ترکیب این عناصر در اکثر این آلیاژها موجود می باشد بطور انفرادی حضور 005/0% وزنی بور و زیرکونیم در حدود 020/0% و منگنز در حدود 025/0% عموماً تاثیر مضری بر روی مقاومت به ترک ناحیه ذوب و ترک HAZ ندارند. مقادیر بالای این سطوح باعث میکروترک در ناحیه ذوب و HAZ می شوذ حدود افزودن این عناصر وقتی که دو یا تعداد بیشتری از این عناصر با همدیگر در ترکیب موجود باشند کاهش می یابد مقدار کربن افزوده شده در ترکیب با هر یک از سه عنصر دیگر حساسیت به ترک را در منطقه HAZ و به یک مقدار کمتری در ناحیه ذوب افزایش می دهند.
ترک HAZ در بیشتر این آلیاژها، با اندازه دانه عجین شده است، فلزات با اندازه دانه ریز (اندازه دامنه کمتر از ASTM#5) به میکروترک ناحیه HAZ حساس هستند اندازه دانه درشت برای خزش در دمای بالا و استحکام شکست خزش مطلوب است. این امر می تواند نتیجه شود که درجه حرارت نهائی کار گرم فلز در دامنه حرارتی دانه درشت شدن است با درجه حرارت های آنیل نهایی در رنج حرارت آنیل انحلالی درشت دانگی باشد.
اندازه دانه های ریز با پائین آوردن درجه حرارت نهایی کار گرم تا یک درجه حرارت باز بلوری و یا انتخاب دقیق درجه حرارت های آنیل نهائی بعدی تولید می شود. بعلاوه برای تهیه فلزات ریزدانه، فرآیند ترمومکانیکی می توان با حفظ انرژی کرنش در ماده برای افزایش چشمگیر استحکام بعضی از آلیاژها استفاده شود. سیکل حرارتی جوشکاری این بازیابی و باز بلوری را در منطقه HAZ نتیجه خواهد داد و بنابراین استحکام ماده در منطقه HAZ جوش را کاهش می دهد.
حساسیت ترک ناحیه ذوب می تواند بطور منفی تحت تاثیر عناصر جزئی نظیر گورگرد و فسفر و سولفور در حد 01/0% وزنی و فسفر در حد 025/0% وزنی قرار گیرد تاثیر این عناصر در کنار همدیگر تشدید می شود.

ب)ترک عملیات حرارتی پس از جوش (PWHT)
ترک عملیات حرارتی پس از جوش (ترک پیرکرنش) مسئله ایست که با آلیاژهای قابل پیر سختی همراه است. افزایش مقادیر آلومینیوم و تیتانیم (حجم موجود) حساسیت به ترک پس از جوش را افزایش می دهد. ضمن اینکه ترک ناحیه ذوب و ترک ناحیه HAZ همانطور که قبلاً ذکر شد یک طبیعت میکرو دارند، ترک عملیات حرارتی پس از جوش می تواند خیلی وسیعتر باشد و می تواند فواید قطعات فابریک را از بین ببرد. حداقل دو عامل وجود دارد که قطعه را به سمت ترک خوردن پیش می برد. تنش های پس مانده در حد استحکام تسلیم که از سیکل عملیات حرارتی جوش حاصل می شود در فلزات با مقاومت خزش بالا با سرعت کافی در طی عملیات حرارتی آزاد نمی شود تا از شکست ناشی از تنش کوتاه مدت جلوگیری نماید. علاوه بر تنش پس ماند، تنش رسوب سخت گاما پرایم در زمینه گاما، فقط مشکل را زیاد می کند.
روش های گوناگونی برای عملیات حرارتی اولیه فلزات جهت جوشکاری و جلوگیری از مشکل ترک پیر کرنش استفاده شده است. این عملیات حرارتی با مسئله over aging ماده درگیر است. در نتیجه کاهش مقاومت خزشی آن صورت می گیرد و اجازه می دهد تا آن روی تنش راحت تر صورت بگیرد. عملیات جوشکاری با یک عملیات حرارتی انحلالی و پیرسختی که کشش مطلوب و استحکام خزشی را بازیابی کند دنبال می شود.
برای فلزات با حجم بالای گاماپرایم، نظیر In 718c ریختگی، تولید کننده ها درجه حرارت پیش گرم را در حد درجه حرارت رسوب درشت دانه کردن گاماپرایم با کمی بیشتر از آن بکار برده اند. درجه حرارت پیشگرم در تمام عملیات جوشکاری حفظ می شود و تا درجه آنیل انحلالی افزایش می یابد بدون اینکه قطعه اجازه یابد تا درجه حرارت اتاق سرد شود. آنیل انحلالی با یک عملیات حرارتی پیرسازی دنبال می شود. بطور خلاصه ترک PWHT در سوپرآلیاژها یک مسئله جدی است. اگرچه این مسئله از روشهای مختلف می تواند کاهش یابد. اولین و بیشترین آن استفاده از آلیاژ In818 است که جهت کاهش ترک PWHT توسعه یافته است. راههای دیگر از جمله حرارتی های مختلف قبل از جوشکاری یا پس از جوشکاری جهت کاهش حادثه ترک وجود دارد.

ج)تاثیر آلودگی در کیفیت جوش
ترک ناحیه ذوب می تواند مشکلی باشد که از آلودگی در اتصال جوش یا در مجاورت اتصال جوش ناشی شود. ترک ناحیه HAZ در بعضی از موارد وقتی که مس بطور سهوی در سطح فلز در منطقه HAZ باشد بوجود می آید. اگر مس در منطقه HAZ جوش قرار گیرد، مسی ذوب خواهد شد و منجر به ترک خوردن ناشی از تنش فلز مذاب بین دانه ای می شود ابزار مس یک خاصیت فرونشاندن حرارت عالی را فراهم می کنند و معمولاً برای فیکسچر و ابزار در جوش های مکانیزه بکار می رود.ضمن اینکه تولید و رسیدن سرب به اتصال جوش منطقی به نظر نمی رسد، تعدادی از شواهد نشان می دهد در جاهائیکه یک چکش سربی جهت میزان کردن و تنظیم اتصال بکار رفته باشد باعث یکی یا هر دو ترک ناحیه ذوب و ناحیه HAZ شده است مشکلات مشابه می تواند با بکار بردن چکش های برنجی یا مسی نیز بوجود آید.سولفور نیز باید قبل از جوشکاری حذف شود تا از مسائل ترک ناحیه ذوب جلوگیری شود. کربن که در سطح بصورت آلودگی وجود دارد، سطوحی از تخلخل را ایجاد می کند.

د)ترک خستگی حرارتی
نیاز برای بازسازی توسط جوش اغلب بدلیل ترک خستگی حرارتی است که از سیکل حرارتی که موتور در حین سرویس تحمل می کند ناشی می شود. با این نوع مشکل بیشتر در شیت متالهایی که اطراف موتور هستند مواجه می شویم. بازسازی با برش مقطع آسیب دیده و خارج کردن آن و جوشکاری یک مقطع جدید در آن ناحیه انجام می گیرد.
سایش و اکسیداسیون مشکلی است که در بخشهای توربین وجود دارد وقتی که شکاف بین سطوح افزایش می یابد بازده موتور کاهش پیدا می کند این قطعات با تکنیکهای مختلف که شامل جوش ذوبی می شود بازسازی می شوند.
بخشهای آسیب دیده با ماده جدید جایگزین می شود و فلز اضافی در سطح قطعه قرار می گیرد تا دوباره در اثر ماشینکار به تلرانس مطلوب برسد.
در شیت متالها آسیب دیده از خستگی حرارتی تمام قسمتها، آسیب دیده باید خارج شود، علاوه بر خستگی حرارتی، شرایط سرویس می تواند منجر به نیتریداسیون، کربوریزاسیون، اکسیداسیون و یا سولفیداسیون یا هدایت کردن بمست رسوب فازهای با داکتیلته پائین نظیر، سیگما، لایه های کاربید بین دانه ای می شود.

6-معرفی اجمالی متالوژی سوپرآلیاژها:
آلیاژهای پایه نیکل استحکام دهی انحلال بوسیله عناصری نظیر کروم، تنگستن و مولیبدن بیشتر برای sheet fabrication استفاده می شود. آلومینیوم و تیتانیم به سوپرآلیاژهای پایه نیکل استحکام یافته انحلالی 20% کروم اضافه می شوند جهت تولید سوپرآلیاژهای سختی پذیری رسوبی این عناصر ترکیب بین فلزی را بوجود می آورند که این گاما پرایم باعث دستیابی به حداکثر استحکام برای این آلیاژها می شود. امروزه اگرچه آلومینیوم بطور معمولتری جهت رسیدن به درجه بالایی از سختی رسوبی استفاده می شود، تیتانیم، تانتالیم و کادمیوم نیز برای دستیابی به خواص بهینه برای استفاده های مخصوص بکار می رود کبالت برای تعدیل کردن انحلال و کروم برای مقاومت به اکسیداسیون/ خوردگی اضاقه می شود. عناصر با مقادیر پائین نظیر کربن، زیرکونیم و بور برای خصوصیات ویژه مرزدانه اضافه می شوند. که خصوصیات ویژه داکتلیته و کارپذیری را بهبود می بخشد.
از آنجائیکه سوپر آلیاژها گروهی از مواد با ترکیبات گوناگونی هستند باید قابلیت جوشکاری مشخص را برای این گروه تعمیم داد.
ترکیبات سوپرآلیاژهای اولیه، آلیاژهای نیکل- کروم- آهن بودند و نقطه مقابل آن پایه کبالتی ها است.
داشتن یک شبکه F.C.C یا فازهای مرزدانه ای پائین، جوش پذیری آنها معمولاً عالی بود عناصر استحکام دهنده مرز دانه ای و عناصر تشکیل دهنده ، مقدمه ای شدند تا جوش پذیری در جهت منفی پیش رود. بخصوص آلیاژهای پایه نیکل و حتی آلیاژهای پایه کبالت استحکام بالا برای جوشکاری نیستند. کاهش جوش پذیری ناشی از تشکیل کاربید مرزدانه ای مسئله ای است که معمولاً در پایه کبالتی ها با آن مواجه می شویم. همه سوپرآلیاژهایی که می توانند کاربیدهای کروم را توسعه دهند.
از آنجائیکه یک عملیات حرارتی معمولی قبل از جوشکاری این کاربیدها را حل می کند، فقط چند سوپرآلیاژ کربن بالا نظیر نیاز به عملیات حرارتی ویژه جهت اطمینان دادن به خاصیت جوش پذیری دارند.
تاثیر گاماپرایم (Ti، ) در خاصیت جوش پذیری بعنوان یک تابع غلظت آلومینیوم و تیتانیم در آلیاژها، جوش پذیری از گروه 1 به گروه 4 کاهش پیدا می کند.
گروه 4 آلیاژهایی هستند که تحت شرایط نرمال مستعد برای جوشکاری هستند، و از فیلر متالهای شناخته شده استفاده می شود.
گروه 2 آلیاژهایی هستند که جوش پذیر هستند، اگر عملیات حرارتی مناسب قبل از جوش و بعد از جوش انجام گیرد.
گروه 3- آلیاژهایی هستند که می تواند خیلی از مشکلات ترک در آن مطرح شود. نوع ترک می تواند از نوع عملیات حرارتی پس از جوش یا میکروترک یا هر دوی اینها باشد.
گروه 4-آلیاژهای هستند که تحت شرایط نرمال، همیشه میکروترک را در ناحیه HAZ دارند دهند میکروترک ها را می توان بدقت کنترل کرد.
برای گروههای سه و چهار فیلر متالهای داکتیل مورد نیاز است: اگر با فیلر متالهای شناخته شده جوش نشوند، ترک ناشی از جوش بوجود خواهد آمد، و زیانهای بزرگ غیر قابل قبولی حاصل می شود، به قولی جوشکاری لیزر می تواند این مشکل را برطرف سازد. اما عملاً استفاده از این پروسه، هنوز باید بنا نهاده شود.
با استفاده از عملیات حرارتی مناسب قبل از جوش و روش جوشکاری کنترل شده با دقت، می توان از عملیات حرارتی پس از جوش جلوگیری نمود.
همانطور که در بالا اشاره شد برای این گروه نمی توان از وجود میکروترک در ناحیه HAZ جلوگیری نمود اما بهرحال می توان با استفاده از روش جوشکاری مناسب، اندازه ترکها را به حداقل رساند.
فیلر متالهای جوش داکتیل در مقایسه با فلز پایه اصلی استحکام خزش کمتری دارند. این امر جوشکاری را برای آلیاژهای گروه یک 3 و 4 به نواحی که تنش گریز از مرکز در آنها پایین باشد محدود می سازد، این تنشها باید مورد به مورد محاسبه شود از اطلاعات خزشی فیلر متال جوشکاری می تواند بعنوان اطلاعات ورودی استفاده نمود، وقتی این روش به دقت دنبال شود، میکروترک HAZ فلز پایه بر روی استحکام، مقاومت خزشی و استحکام قطعات، تاثیر نمی گذارد بازسازی به خوبی و یا حتی بهتر از فلز نو است.

نکات مهم در جوشکاری سوپرآلیاژها:
برای بازسازی قطعات با سطوح نیازمند جوشکاری زیاد (حجم جوشکاری بالا) از روش Mig استفاده می شود. مزیت Mig بعلت سرعت جوشکاری بالا و دمای ورودی کم میزان تابیدگی کم می شود.
برای جریان های تا 80 آمپر قطر الکترود می بایست 1.6mm باشد. بالاتر از 80 آمپر الکترود می بایست 2.4mm باشد- برای ساخت لبه پره ها معمولاً جریانی در حدود 10 الی 50 آمپر مورد استفاده قرار می گیرد.
جوشکاری پره های متحرک (پایه نیکل) در کابین جوشکاری باید انجام گیرد.
از آنجا که فاز گاماپرایم روی قابلیت جوشکاری سوپرآلیاژهای پایه نیکل تاثیر قابل ملاحظه ای می گذارد، سیم جوشهای مورد استفاده برای جوشکاری این آلیاژها فقط مقدار کمی عناصر تشکیل دهنده رسوبات گاما پرایم از قبیل نیوبیم یا تانتانیوم دارند.
عملیات حرارتی انحلالی قبل از جوشکاری انجام می گیرد و در قطعات فورج شده (مثل X-750) پس از جوشکاری نیز عملیات حرارتی نیاز است تا قطعه ترک نخورد، ولی در قطعات ریختگی نیاز به این کار نیست.

در آلیاژهای پایه کبالت از آنجا که در حین جوشکاری لایه اکسید کلفتی ایجاد نمی نمایند لذا می توان بدون استفاده از اتمسفر محافظ این آلیاژها را جوشکاری نمود
آلیاژهای پایه کبالت در حین جوشکاری سخت نخواهند شد بنابراین هیچگونه عملیات حرارتی بعد از جوشکاری مورد نیاز نمی باشد.
پایه نیکل الف) بیش از 5% آلومینیوم و تیتانیم نمی توان فاز گاماپرایم را بوسیله عملیات حرارتی قبل از جوشکاری به منظور بهبود انعطاف پذیری حل نمود- در عین حال دمای بالا ورودی در حین جوشکاری TiG باعث ترکهای میکروسکوپی در منطقه HAZ می شود که با بریز از بین می روند زیرا فاز گاماپرایم حل شده و دوباره رسوب نموده است
ب)بیش از 3 تا 5% آلومینیوم و تیتانیم مثل Nimonic 90 و Nimonic 80A در این آلیاژها فاز گاماپرایم می تواند قبل از جوشکاری بوسیله عملیات حرارتی و کوئیخ سریع حل می شود این آلیاژها معمولاً بریز نمی خواهند.
در پایه نیکل بعلت واکنش دهی بالای سیم جوش و فلز پایه جوشکاری فقط می بایست در کابین جوشکاری انجام گیرد (چمپر)، سیم جوش دارای استحکام خزشی کمتری نسبت به فلز پایه می باشد بدین دلیل برای قطعات متحرک یک حد جوشکاری تعریف شده است.
در انجام وصله (جوشکاری) فاصله بین وصله و فلز پایه می بایست هم اندازه ضخامت فلز اصلی باشد.
8- محدودیت های جوشکاری
جوشکاری رایج ترین روش تعمیر در تعمیر ترک ها و یا افزودن مواد به قطعات توربین است. جوشکاری TIG مهمترین پوسه بین المللی در جوشکاری و تعمیرات تجاری است.
قطعات داغ توربین که در محدوده درجه حرارت تا کار می کنند دارای محدودیت های جوش به دلایل زیر هستند.
a)مقدار تنش در منطقه ای از قطعه که جوشکاری می شود.
b)درجه حرارت منطقه جوشکاری
c)ضخامت دیواره منطقه جوشکاری
d)نوع ماده ای که جوشکاری می شود
e)ساختار ماده و مقدار تخریب قطعه ای که جوشکاری می شود
تخریب های موجود در قطعات از جنس سوپرآلیاژ را می توان با فرآیندهای جوشکاری و بریزینگ تعمیر و بازسازی نمود ولی این فرایند با محدودیتهایی همراتس و از لحاظ تکنیک جوشکاری بسیاری از سوپرآلیاژها بدون ایجاد میکروترک در ضخامت های بالای قطعه غیر ممکن است. این محدودیت جوش برای مناطقی از قطعه کار است که تحت اعمالی بالای قرار می گیرند. محدودیت دیگر جوشکاری استحکام خزشی مواد پر کننده مورد استفاده می باشد. پر کننده های فلزی از استحکام خزشی پایین تری نسبت به سوپرآلیاژ پایه دارا می باشند. جوشکاری بخش بالایی (tip area) پره های متحرک به دلیل تنش های جانب مرکز بوجود آمده از حرکت گردشی محدود می شود. اثرات ترکیبی این محدودیت ها با توجه به نوع پره و پر کننده بکار رفته در جوشکاری محاسبه می شود.
تشکیل ترک در سوپرآلیاژ پایه نیکل می تواند در طول جوشکاری با انقباضی که در طول سرد شدن به وجود می آید رخ دهد. به دلیل اینکه رسوب که به عنوان فاکتور مهم قابلیت جوشکاری است تشکیل می شود.
عملیات حرارتی بر روی سوپرآلیاژهای پایه نیکل به سختی انجام می گیرد. بجز بعضی از سوپرآلیاژهای ریخته گری شده پایه نیکل که ساختار غیر همگن دارد عملیات حل سازی پیش از جوش و عملیات HIP تاثیر مثبتی روی همگن کردن ساختار – دارد. فقط تعداد بسیار کمی از سوپرآلیاژهای پایه نیکل مانند p.d21 می باشند که عملیات حرارتی حل سازی پیش از جوش فازهای شکننده مانند اتا، سیگما و لاوس را از بین می برد و قابلیت جوشکاری افزایش پیدا می کند.
تعداد زیادی از سوپرآلیاژهای تجاری تابعی از مقدار عناصر Ti، Al، Cr، Co می باشند.
عموماً می توان گفت که مقدار Al+Ti بالا سختی بیشتری برای جوشکاری سوپرآلیاژهای پایه نیکل بهمراه دارد. به دلیل اینکه رسوبات خیلی سریع تشکیل می شوند به سختی می توان مقدار انقباض و تشکیل ترک را خارج ساخت. افزایش کرم و کبالت سرعت رسوب گذاری را کاهش می دهد. بنابراین پیرسختی
(aging response) کاهش پیدا می کند و قابلیت جوشکاری این آلیاژها افزایش پیدا می کند. در یک سرعت سرد شدن معین در طول جوشکاری، ماکزیمم سختی در جوش و منطقه HAZ برای آلیاژهایی همانند In738 و U700 ایجاد می شود. سختی بهینه برای دو آلیاژ فوق در اندازه حدود می باشد که بستگی به سرعت بهینه خنک شدن پس از جوشکاری و قابلیت جوش پذیری دارد. دانش ما در مورد فاکتورهای مذکور می تواند بر روی قابلیت جوشکاری سوپرآلیاژهای پایه نیکل محتوی تاثیر بگذارد و می تواند در حل مسائل پیچیده جوشکاری بسیار مفید باشد.
بریزینگ نیز معمولاً بر روی ترکها انجام می گیرد. انواع مختلفی از مواد بریز کننده پیشرفته برای درزهای پهن (wide gap) بکار گرفته می شوند. شرکت البار مواد بریز مانند Elniment برای بازیابی سطوح ناشی از خسارت و کندگی بکار برده می شوند. مقدار خزشی این مواد بریز شده در همان رنج سوپرآلیاژ است. البته این مواد به دلیل بوریدهای محتویشان شکننده می باشند. رفتار خستگی آنها نیز در همان حیطه سوپرآلیاژ قرار دارد ولی قابلیت شکنندگی و استحکام برخورد در مقابل FOD کمتر است در نتیجه ضخامت بریز محدود می شود.

9-محدودیت های کاربردی پره های متحرک
در این شکل محدودیت های تعمیر پره های متحرک ردیف اول توربین گازی صنعتی جنرال الکتریک مدل MS7000 Model B را نشان می دهد. ماده پره متحرک از نوع ریخته گری شده آلیاژ In738 است. این آلیاژ محتوی بالاست و در طراحی شرکت های زیمنس، ABB، وستینگهاوس بکار گرفته شده است. در پروسیجر تعمیر به یک عملیات حرارتی حل سازی قبل از جوشکاری بر روی پره ها احتیاج است و در صورت نیاز برای بهبود جوشکاری از یک عملیات حرارتی پیش پیرسازی (Aging pretreatment) بعنوان عملیات حرارتی پس از حل سازی انجام می گیرد. سیکل HIP نیز می تواند بعنوان عملیات انتخابی پس از جوش اعمال شود.PWHT و سه مرحله سیکل (آنیل حل سازی و دو مرحله پیرسازی) مورد نیاز است. توسعه این فرایندهای حرارتی توسط (International Nickle) برای آلیاژهای پیشنهاد شده است. حد فاصله 0/5 اینچ از نوک پره برای همه نوع شکل هندسی جوش نشان داده شده است. بنابرانی تنها فیلر جوش قابل اعمال IN625، IN677 و یا Haynes 230 است. استحکام خزشی و کششی این فیلرها بطور قابل ملاحظه ای کمتر از آلیاژ پایه پره متحرک است. فیلرها داکتیلیته بیشتری دارند و همه این فیلرها محلول جامد استحکام یافته اند. در این میان IN625 بیشترین استفاده را از لحاظ عملی داراست.
پره های متحرک پوشش دار ردیف اول و ردیف دوم توربین گازی وستینگهاوس W501 نوع ماده پره متحرک از آلیاژ U dimet 520 فورج شده است که u dim et520 آلیاژی با پایین است. وستیگنهاوس در مدل های W501 به بالا و قبل از D5s از آن استفاده کرده است.(بعدها واحدها برای ردیف اول از In738 استفاده کرده اند). محدوده آزاد جوشکاری اینچ زیر نوک پره متحرک که اندکی بیشتر از مدل GE است، عملیات حرارتی این پره شبیه متحرک GE است و برای آن یک آنیل حل سازی قبل از جوش نیاز است. مرحله پیرسازی ثانویه برای آن بکار برده نمی شود.(بدلیل اینکه استحکام افزایش یافته و از دست رفتن داکتیلیته رخ دهد). عملیات HIP بصورت انتخابی پس از جوش انجام می شود. عملیات حرارتی PWHT مورد نیاز است و توسعه دهنده های این آلیاژ سه مرحله سیکل (حل سازی و دو مرحله پیرسازی) را پیشنهاد داده اند. فیلرهای جوش قابل اعمال، همان آلیاژهای محلول جامد استحکام یافته ای هستند که برای پره متحرک In738 امکان پذیر می باشند.
10-قابلیت جوش پذیری سوپرآلیاژ Inconel 738
توزیع درجه حرارت و توزیع تنش را برای پره متحرک ردیف اول GEF 5001 در وضعیت عملکرد نرمال از تنش و درجه حرارت، عمر خزشی تقریباً در وسط پره می نیمم می باشد. درجه حرارت روی قطعه با خواص خزشی فیلرهای رایج مقایسه می شود. در چنین شرایطی فقط مناطق بالایی را می توان با این فزلر جوشکاری نمود. در واقع محدودیت های صحیحی برای نوع پره و فیلر قابل محاسبه است.
ماکزیمم تنش برای پر کننده ها که در درجه حرارت کاری توربین براتی عمر خزشی ساعت در نظر گرفته شده است بدین قرار است:

محدودیت دوم تشکیل ترک ها در منطقه HAZ می باشد. شکل ترک های جوش در سوپرآلیاژهای پایه نیکل نشان داده شده است. درون HAZ ترک ها کوچک هستند و در خارج از منطقه HAZ ترکها بزرگترند، ترک های جوش در سوپرآلیاژها به صورت زیر جمع بندی می شود. ترک ها با افزایش مقدار عناصر آلیاژی Al، Ti، B، Zrافزایش می یابند.
نوع ترک ها
1- منطقه HAZ کوچک
2- خارج از منطقه HAZترکها بزرگترند
ترک گرم برای تمام سوپرآلیاژها عمومیت دارد که در جوشکاری های ذوبی اتفاق می افتد.
در شکل زیر یک ترک گرم را در جوش سوپر آلیاژ نشان می دهد. در این شکل مشاهده می شود که این ترک عمدتاً در ناحیه HAZ جوش رخ می دهد.
پدیده ترک گرم فقط مختص سوپرآلیاژهاست و علت و راه علاج ترک گرم در سوپرآلیاژها عموماً با دیگر آلیاژها متفاوت نیست اما در خصوصیات بعضی تفاوت هایی وجود دارد ترک گرم همچنین می تواند در فلز جوش سوپرآلیاژ نیز پیدا شود. اگرچه معمولاً ترکهای فلز جوش با استفاده از موارد عملی جوش مناسب از جمله طراحی و انتخاب سیم جوشی و تمیزی قابل حل است، بنابراین بیشتر مطالعات این بخش به علت و جلوگیری ترک گرم ناحیه HAZ معطوف می گردد.
بعنوان یک مقدمه، بازنگری مختصری از برخی از فاکتورهای حرارتی مرتبط با جوش بعنوان یک منبع حرارتی متمرکز که در طول پلیت گذر می کند، انجام می گیرد.
در چنین فرآیندی منبع حرارت باعث یک موج حرارتی با یک شیب تند در جلوی پاس در فلز می شود. نزدیک مرکز جائیکه منبع حرارتی شدیدترین مقدار را دارد، فلز مجاور جوش ذوب می شود. بطور همزمان ناحیه مجاور منطقه ذوب شده نیز با سرعت زیادی به حداکثر درجه حرارت می رسد و سپس با نرخ سرعت بسیار بالایی سرد می شود در جلوی منحنی BC گرم شدن رخ می دهد و در پشت این منحنی سردشدن اتفاق می افتد. همانطور که می توان دید، نواحی در منطقه HAZ که به خط ذوب نزدیکتر هستند درجه حرارت ماکزیمم را که نزدیک به ناحیه ذوب است تجربه می کنند (تحمل می کنند) که بطور اسمی این درجه حرارت ماکزیمم است. این درجه حرارتهای ماکزیمم کمتر از 2 ثانیه بطور می انجامد و پس یک نرخ سریع سرد شدن اتفاق می افتد. در اثر سیکلهای سریع حرارتی میکروساختار ناحیه HAZ صورت می گیرد.
پیک درجه حرارت باعث تغییر قابل توجهی در ریز ساختار HAZ نشده است در پیک درجه حرارت مقداری حل نشده داریم که تا درجه حرارت ادامه دارد که این درجه حرارت عدم انحلال خشن را نشان می دهد. همچنین در پیک حرارتی شروع واکنش فازی در یک مرزدانه قابل رویت است در این واکنش مرزدانه ای می تواند بطور گسترده تری دیده شود و بعنوان پدیده ذوب جزئی شناخته می شود.
توجه کنید که در پشت زمینه (bon ground) هنوز شواهدی از در نواحی بین دانه ای وجود دارد که مستحکم باقی می ماند و تمایل به مقاومت به دفرمگی را دارد. مناطق HAZ جوش در اثر ناهمگنی حرارت ورودی و صلبیت قابل توجه سرتاسر جوش را بطور ویژه ای تحت کرنش قرار می گیرد.
حرکت گرادیان حرارتی در چند اینچ بر دقیقه باعث دفرمگی پلاستیک موضعی می شود که در HAZ رخ می دهد. که مقدار زیادی کرنش در این ناحیه رخ می دهد که در نواحی نزدیک جوش نخستین ترکها مشاهده می شود که ناشی از سیکل حرارتی شدید و ناگهانی کرنش که از این حرارت موضعی بوجود می آید که این پدیده ها، پدیده هایی هستند که باعث ترک خوردن ناحیه HAZ می شوند علت آن اینست که در مرزدانه ها تر شوندگی مذاب نمی توانند کرنش ها را بپذیرند و در خود جای دهند و در نتیجه جدایش ایجاد شده به سمت ترک خوردن سوق می یابد.
سولفیدها و فسفریدهای فولادها و بعضی وقتها سیلسیدها در فولادهای زنگ نزن اغلب سبب پدیده ترک گرم که در این نوع از مواد رخ می دهد، هستند. سوپرآلیاژها با درصد خلوص بالائی تولید می شوند و سطح عناصر ناخالصی نظیر سولفور، فسفر و دیگر عناصر مضر در سطح پائینی نگهداشته می شود.
بطور خلاصه، ترک خوردن در جوشکاری سوپرآلیاژها مشکلی است که جهت حل کردن، ترک گرم در مقیاس بزرگ هم تا حدی که با چشم یا بازرسی با مواد نافذ قابل رویت باشد می تواند اتفاق بیفتد. اگر چه، حتی وقتی قطعه جوش از این بازرسی های معمول بگذرد اغلب ترکهای ریز در بازرسی متالوگرافی HAZ پیدا می شود. بنابراین تولید یک جوش عاری از هرگونه میکروترک در سوپرآلیاژهای با استحکام بالا مشکل است.
برای جوشکاری مواد با آلیاژ بالا بعضی وقتها، از سیم جوشهایی با مقادیر کمتر آلیاژ نظیر Hastel loyx، Inconell 725 و Inco 62 استفاده می شود. این فیلر متالها نسبتاً داکتیل ضعیف هستند و ممکن است نیاز به استحکام خیلی بالا را فراهم نکنند اما بهر جهت می توانند بطور موثری در کاهش وقوع ترک HAZ استفاده شوند، در ناحیه جوشکاری، پارامترهایی نظیر بکار بردن حداقل میزان انرژی ورودی در کاهش ترک گرم موثر است. کاهش انرژی ورودی و حجم جوش پائینHAZ را که انقباض را در طی جوشکاری تحمل می کند کاهش می دهد. بنابراین کرنش که در حین سرد کردن حاصل می شود کمتر و در نتیجه ترک خوردن کاهش می یابد.
زمان بوجود آمدن ترک
1-ترک های داغ هنگام جوشکاری
2-ترک های بوجود آمده از عملیات حرارتی پس از عملیات حرارتی PWHT

11-مکانیزم های بوجود آورنده ترک
1-تشکیل فاز مایع در امتداد مرز دانه
2-تشکیل انقباض شامل
الف- انبساط
ب- رسوب فاز گاماپریم
بعضی از ترکها به طور مستقیم هنگام جوشکاری شکل می گیرند و دیگر ترک ها پس از عملیات حراراتی جوشکاری، یکی از مکانیزم های تشکیل ترک، تشکیل فاز مایع در امتداد مرزدانه است. این ذوب اولیه در محتویات آلیاژ شامل عناصر بور (boron)، آلومینیوم، تیتانیوم با تشکیل مقدار بالای زگرگاسیون در طول فرآیندهای ریخته گری در پره های متحرک رخ می دهد. پره های متحرک مدرن در مقابل این مشکل دوام نمی آورند.
مکانیزم دیگر، انقباض است. انقباض (shrinkage) طبیعی در نتیجه انبساط حرارتی که باعث تنش های بالا می شود بوجود می آید. مواد با ابعاد بزرگتر مشکل بیشتری دارند ترک هایی که در طول سرد شدن شکل می گیرند در خارج از منطقه HAZ رشد بیشتری دارند. تشکیل این ترک بستگی به نوع ماده پایه، ابعاد قطعات که بایستی جوش داده شوند و پارامترهای جوشکاری دارد.
مکانیزم سوم، انقباض ناشی از رسوب فاز می باشد، آقای Matthy مقدار تشکیل فاز گاماپرایم را در IN738 محاسبه کرده است. در نتیجه تشکیل فاز گاماپرایم انقباض (shrinkage)بوجود آمده و تنش های دوبعدی را نتیجه می دهد و در جاهایی که این تنش ها بالاتر از تنش گسیختگی آلیاژ IN738 هستند این نوع مکانیزم ترک رخ می دهد. این بدان معناست که تشکیل گاماپرایم تابعی از سرعت سرد شدن است.مقدار فاز گاماپریم ثابت است و حتی اگر سرعت سرد شدن به برسد فقط اندازه فاز گاماپریم تغییر می کند. شکل 10 سختی را بعنوان تابعی از اندازه ذرات گاماپریم نشان می دهد. این شکل نشان می دهد که سختی بهینه ای در اندازه دانه (اندازه ذرات برای آلیاژ IN738) بوجود می آید. این مقدار بهینه با ماکزیمم استحکام همراه است، اما مساله مهم این است که داکتیلیته پایین سختی بالایی در سرعتهای سرد شدن حدود بوجود آورده و حساسیت بالا به ترک را نتیجه می دهد.
عملاً ثابت شده که امکان جوش بدون ترک در IN738 در سرعت سرد شدن پایین تر وجود دارد در حالی که ترک های محدوده بحرانی همیشه وجود دارند اگر پایه ای غیر از IN738 نیز باشد همین پدیده مشاهده می شود.

پوشش دهی
1- تاثیر پارامترهای پوشش دهی بر کیفیت پوشش کرومایزینگ سوپر آلیاژ IN738LC
پوششهای غنی از کرم مورد استفاده در پره های توربین گازی امروزه یکی از پیشرفته ترین سیستمهای محافظ در برابر حمله خوردگی داغ و اکسیداسیون است. بویژه پوششهای نفوذی کرم ایجاد شده بوسیله تکنیکهای پودری کاربرد وسیعی پیدا کرده اند. در این جا تاثیر پارامترهای درجه حرارت، زمان و همچنین ترکیب پودر پوشش بر ساختار و کیفیت پوشش کرومایدی مورد مطالعه و بررسی قرار می گیرد. برای این منظور نمونه هایی از جنس IN738LC در داخل مخلوط پودر پوشش حاوی پودر Cr خالص، پر کننده و فعال کننده قرار داده شدند. پس از انجام عملیات کرومایزینگ، پوششها به کمک میکروسکوپ الکترونی (SEM) مجهز به سیستم آنالیز EDX و میکروسکوپ نوری مورد مطالعه قرار گرفتند. نتایج حاصل از آزمایشات متالوگرافی و بررسیهای میکروسکوپ الکترونی نشان داد که در پوشش گرومایزینگ رسوبات غنی از Al و رسوبات سوزنی شکل غنی از Ti ایجاد می شوند و با افزایش غلظت کرم در پودر پوشش، ضخامت پوشش تغییر چندانی نداشته و درصد کرم سطح افزایش می یابد. همچنین با افزایش زمان پوشش دادن، ضخامت پوشش افزایش یافته ولی درصد کرم سطح کاهش می یابد.

2- مقدمه
به منظور افزایش بازدهی و قابلیت کاری توربینهای گازی، لازم است که درجه حرارت ورودی توربین افزایش یابد. برای این منظور باید درصد بعضی از عناصر آلیاژی در قطعات داغ نظیر پره های توربین بالا باشد، تا امکان افزایش استحکام خزشی در دماهای بالا فراهم گردد. ولی جهت ممانعت از تشکیل فازهای فاز، بایستی افزایش عناصر آلیاژی همراه با کاهش مقدار کرم موجود در آلیاژ باشد. همچنین در سوپرآلیاژهای پایه نیکلی با افزایش مقدار کرم، درجه حرارت حلالیت کاهش یافته و لذا در درجه حرارتهای بالا میزان بعنوان فاز استحکام دهنده کاهش می یابد. به همین دلیل افزایش میزان کرم محدودیت داشته و این مسئله باعث کاهش مقاومت به خوردگی داغ و اکسیداسیون خواهد شد. از طرف دیگر کرم مناسبترین عنصر آلیاژی در مقابل خوردگی داغ در درجه حرارت بوده و آلیاژهای مقاوم به خوردگی داغ دارای حداقل 20 تا 30 درصد کرم می باشند. حتی در مواردیکه خواص مکانیکی آلیاژ کمتر اهمیت داشته باشد مقدار کرم را می توان به 80 تا 90 درصد افزایش داد.
بنابراین با توجه به موارد مذکور آلیاژهایی نظیر IN38LC که شامل 12 تا 16 درصد کرم می باشند، با روشهای دیگری نظیر پوشش دادن در مقابل خوردگی داغ مقاوم می شوند.
پوششهای غنی از کرم مورد استفاده برای افزایش عمر کارکرد پره های توربین گازی امروزه یکی از پیشرفته ترین سیستمهای محافظ در برابر حمله خوردگی درجه حرارت بالاست. این پوششها از واکنش مستقیم محیط و پره جلوگیری کرده و با کاهش سرعت خوردگی، باعث افزایش عمر آنها می شوند. مکانیزم محافظت چنین پوششهایی مشابه سوپرآلیاژهای غنی از کرم بوده و بستگی به میزان تراکم و چسبندگی پوشش ایجاد شده بصورت پوسته اکسیدی مقاوم و متراکم بعنوان یک سد نفوذی در برابر اکسیداسیون یا سولفیداسیون دارد. شکل (1) تاثیر کرم بر سرعت اکسیداسیون آلیاژهای Ni-Cr را نشان می دهد. مهمترین نقش کرم در این آلیاژها، جلوگیری از فلاکسینگ بازی است.

به منظور غنی سازی سطح قطعه از کرم، روش کرمایزینگ یا نفوذ کرم از طریق سمانتاسیون پودری یک روش موثر به شمار می آید. در این روش قطعات در داخل جعبه ای حاوی مخلوطی از پودرهای ذیل به نسبتهای معین قرار گرفته و تا درجه حرارتهای بالای حرارت داده می شوند.
1-پودر کرم خالص یا کرم آلیاژی
2-پودر پر کننده خنثی مثل پودر آلومینا که از چسبیدن ذرات به یکدیگر جلوگیری می کند.
3-پودر فعال کننده مناسب نظیر که وظیفه اش تولید فاز گازی و انتقال کرم به سطوح فلز پایه است.
با حرارت دادن این مجموعه در یک اتمسفر خنثی نظیر آرگون، کرم و فعال کننده بصورت زیر با یکدیگر واکنش داده و گازی تشکیل می دهند که در تماس با سطح قطعه، سطح را از کرم غنی می سازد. به دلیل اینکه اکتیویته Cr در سطح قطعه کمتر از فاز گازی بوده و همچنین فشار بخار گاز بالا است، کرم در سطح قطعه رسوب می کند و در نتیجه اکتیویته کرم در سطح افزایش می یابد. بعد
1)
2)
از این مرحله کرم راسب شده در سطح به داخل قطعه نفوذ کرده و باعث تشکیل پوشش نفوذی مطلوب می شود. در اثر آن غلظت کرم در سطح به تدریج کاهش یافته و بنابراین عمل رسوب بر روی سطح می تواند ادامه پیدا کند. بطور کلی درجه حرارت، سرعت رسوب و زمان، ضخامت پوشش را کنترل می کند.

3- روش آزمایش
ابتدا نمونه هایی به ابعاد 2/0*1*1 سانتیمتر از جنس IN738LC از ریشه پره بریده شده و عملیات سمباده زدن و پولیش به منظور حذف لایه های اکسیدی صورت گرفت. جهت زدودن چربیها و آلودگیهای سطحی، نمونه ها به مدت 10-5 دقیقه در استن قرار داده شدند. سپس مخلوط پودر کرومایزینگ با دو ترکیب متفاوت (20%کرم+4% کلرید آمونیم+ بقیه آلومینا) و (10% کرم+2% کلرید آمونیم+بقیه آلومینا) تهیه گردید. عملیات پوشش دهی در دمای و در سه زمان مختلف 2 و 6و 12 ساعت به روش سمانتاسیون پودری انجام گرفت. بعد از عملیات پوشش دهی نمونه ها تحت آزمایشات متالوگرافی و SEM قرار گرفتند.

4- نتایج و بحث
بررسیهای انجام شده توسط سایر محققین نشان داده است که پوششهای کرومایزینگ حاصل از دو لایه تشکیل شده اند لایه بیرونی حاوی کرم، آهن و نیکل همراه با غلظتهای کم عناصر Co، W و Mo است. این لایه به ناحیه رشد معروف بوده که شامل یک زمینه با غلظت 60 الی 70 درصد کرم و نیکل بوده و با پیشروی بطرف سطح پوشش کاهش اندکی در غلظت کرم ایجاد شده است. لایه بعدی ناحیه نفوذ را تشکیل داده که در آن با حرکت بطرف داخل، غلظت کرم بطور یکنواخت کاهش می یابد. در ناحیه مجاور به سطح فاز اصلی، مقداری کاربید کرم، و رسوب کاربونیترید تیتانیم ممکن است مشاهده شود.
شکل(2) تصویر میکروسکوپ نور نمونه ای که در شرایط ترکیب 20% کرم و زمان 12 ساعت کرومایزینگ شده است، را نشان می دهد.

در این تصویر دو ناحیه مذکور تا حدودی مشخص است و پوشش حاصل شامل دو نوع رسوب کاملاً مجزا است. با توجه به تصویر میکروسکوپ الکترونی شکل (3) و رسوبات بلوکی شکل غنی از Al و رسوبات سوزنی شکل غنی از Ti است به احتمال خیلی زیاد رسوبات غنی از Al، بوده که در اثر اکسیداسیون داخلی آلیاژ بوجود می آید و همچنین رسوبات سوزنی شکل از جنس TiN است. تغییرات عناصر کرم، آهن (ناشی از فرایند پوشش) و نیکل از سطح پوشش تا داخل فلز پایه در شکل(4) نشان داده شده است. همچنین شکل (5) توزیع این عناصر در پوشش نمونه با 20% کرم و زمان 6 ساعت را نشان می دهد. با توجه به شکلهای (4 و 5) غلظت آهن در نواحی مجاوز به سطح پوشش(به ضخامت 10 الی 20 میکرون) در ناحیه رشد بالا بوده و در انتهای ناحیه رشد بعلت پایین بودن ضریب نفوذ آهن بطور ناگهانی کاهش می یابد. همچنین غلظت کرم در ناجیه رشد بالا بوده که با پیشروی بطرف فلز پایه در ناحیه نفوذ بتدریج غلظت آن کاهش می یابد. برعکس، با پیشروی بطرف فلز پایه غلظت نیکل افزایش یافته و در مناطق غنی از Al، غلظت نیکل پایین است.
نتایج مربوط به دو ترکیب در زمانهای مختلف در جدول(2) آورده شده است. برای هر زمان مشخص، با افزایش غلظت کرم در پودر، ضخامت پوشش تغییر چندانی نداشته و درصد آهن و کرم سطح افزایش و برعکس درصد نیکل سطح کاهش یافته است. علت این امر وجود غلظت بالا و در نتیجه اکتیویته بالای کرم در سطح نمونه می باشد.
برای هر ترکیب مشخص، با افزایش زمان، ضخامت پوشش و درصد آهن سطح پوشش افزایش یافته و برعکس درصد کرم کاهش یافته است. این مسئله با مقایسه شکلهای (5 و 6) کاملاً واضح است. بعلاوه با افزایش زمان رسوبات غنی Alبزرگتر شده و نیز بطرف فلز پایه پیشروی نموده اند. افزایش زمان پوشش دادن با یک ترکیب مشخص پودر باعث می شود که اکتیویته کرم در فاز گازی به تدریج کاهش یافته و در نتیجه مقدار کرم رسوب یافته بر روی سطح به تدریج کاهش می یابد. از سوی دیگر عمق نفوذ و مقدار کرم نفوذ یافته با مرور زمان بیشتر می شود. بنابراین با افزایش زمان از درصد کرم سطح کاسته می شود شکل(7). بعلت کم بودن ضریب نفوذ آهن در نیکل با گذشت زمان، آهن بیشتری در سطح پوشش متمرکز می شود. همچنین زمان بیشتر باعث افزایش اکسیداسیون داخلی آلیاژ شده و در نتیجه باعث بزرگتر شدن اندازه رسوبات غنی از Al می شود.

5- نتیجه گیری
1-با توجه به اینکه پوشش کرومایزینگ با روش سمانتاسیون پودری یک روش موثر برای افزایش مقاومت به خوردگی داغ سوپر آلیاژهای Ni-Cr است، در این تحقیق این نوع پوشش بر روی سوپرآلیاژ پایه نیکل IN738LC ایجاد شد.
2-در پوشش کرومایزینگ ایجاد شده بیشتر دو نوع رسوب کاملاً مجزا از هم مشاهده می شود.یکی رسوبات بلوکی شکل غنی از Al و دیگری رسوبات سوزنی شکل غنی از Ti.
3-در یک زمان مشخص با افزایش غلظت کرم در پوشش، ضخامت پوشش تغییر محسوسی نداشته، درصد کرم و آهن سطح پوشش افزایش یافته و برعکس درصد نیکل کاهش می یابد.
4-در یک ترکیب مشخص پودر کرومایزینگ، با افزایش زمان، ضخامت پوشش و درصد آهن سطح و نیز اندازه رسوبات غنی از Al افزایش یافته و برعکس درصد کرم سطح کاهش می یابد.

منابع و مراجع
1-S.P.Cooper, A.Strong, "High temperature stability of pack aluminide coating on IN738LC", High temperature alloys for gas turbines, 1982, pp.249-260.
2-R.Jaffe, "Turbines and industrial application", source book on materials for elevated- temperature applications, ASM, 1979, pp.19-33
3-E.F.Bradley, Superalloys-A technical guide, ASM International, 1988.
4-F.Faber, "The role of chromium in corrosion and oxidation resistant alloys and coating", "high temperature alloys for gas turbines, 1978, pp.69.
5-G.William Goward, proceedings on the Electrochemical society, Vol. 77-1 pp.369-384
6-R.Bauer, H.W.Grunling and K. Schneider, "Hot-Corrosion behavior of chromium diffusion coatings", Materials and coating to resist high temperature corrosion, pp.369-387.
7-R.Bianco, M.A.Harper and R.A.Rapp, "Co-depositing elements by halide activated pack cementation", J.of metals, Nov. 1991, pp.68-73.
8-Henry M.J.Mazille, "Chemical Vapour deposion of chromium on to Nickle", Thin solid film, 65, 1980, pp.67-74

فهرست
فصل اول-متالوژی نیکل
1-مصارف مهم نیکل
2-تهیه فولادهای نیکلی ضدزنگ وآلیاژهایش
الف)انرژی الکتریکی و هسته ای
ب)کاتالیزور
ج)حفاری
د)ضایع دریایی
هـ)کاربردهای دیگر
3-تاریخچه نیکل وآلیاژهای آن
4-مشخصات کلی آن
5-کانی های نیکل
الف)کانی های سولفیدی
ب)پیرونیت نیکل دار
6-معرفی وکاربردها سوپر آلیاژها
1-سوپر آلیاژهای کارپذیر
2-سوپر آلیاژهای متالوژی پودر
3-سوپر آلیاژهای پلی کریستال ریختگی
4-سوپر آلیاژهای تک کریستالی انجماد جهت دار
الف) سوپر آلیاژهای پایه نیکل
ب)سوپر آلیاژهای پایه آهن
ج)سوپر آلیاژهای پایه کبالتی
7-بازار سوپر آلیاژها
فصل دوم
1-آلیاژهای بکار رفته در پره های توربین ها
2-خلاصه ای از مشخصات سوپر آلیاژهای پایه نیکلی
3-ترکیبات شیمیایی سوپر آلیاژهای پایه نیکلی
4-میکروساختارهای سوپر آلیاژهای پایه نیکل
5-بررسی مزر دانه ها
6-کاربیدها
-واکنشهای کاربیدی
7-عملیات حرارتی سوپر آلیاژهای پایه نیکل
8-تاثیر عناصر آلیاژی بر پایه ای سطحی سوپر آلیاژهای پایه نیکل
9-تاثیر عناصر آلیاژی بر خوردگی داغ و اکسیداسیون
فصل سوم
1-ارزیابی جوش پذیری آلیاژها
2-مواد وروشهای آزمایشی
3-نتایج آزمایش
4-نتیجه گیری
5-مشکلات موجود در جوشکاری سوپر آلیاژها
الف-ترک ناحیه ذوب وترک ناحیه HAZ
ب-ترک عملیات حرارتی پس از جوش
ج-تاثیر آلودگی در کیفیت جوش
د-ترک خستگی حرارتی
6-معرفی اجمالی متالوژی جوش سوپر آلیاژها
7-نکات مهم در جوشکاری سوپر آلیاژها
8-محدودیت های جوشکاری
9-محدودیت های کاربردی پره های متحرک
10-قابلیت جوش پذیری سوپر آلیاژ IN 738
11-مکانیزم های بوجود آورنده ترک
فصل چهارم پوشش دهی
1-تاثیر پارامترهای پوشش دهی سوپر آلیاژIN738
2-مقدمه
3-روش آزمایش
4-نتایج
5-نتیجه گیری