NO314044B1 - Fremgangsmåte for påföring av et flerlags, termisk barrierebelegg på en superlegeringsartikkel og et flerlags, termisk barrierebelegg - Google Patents
Fremgangsmåte for påföring av et flerlags, termisk barrierebelegg på en superlegeringsartikkel og et flerlags, termisk barrierebelegg Download PDFInfo
- Publication number
- NO314044B1 NO314044B1 NO19955188A NO955188A NO314044B1 NO 314044 B1 NO314044 B1 NO 314044B1 NO 19955188 A NO19955188 A NO 19955188A NO 955188 A NO955188 A NO 955188A NO 314044 B1 NO314044 B1 NO 314044B1
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- platinum
- layer
- enriched
- group metal
- superalloy article
- Prior art date
Links
- 229910000601 superalloy Inorganic materials 0.000 title claims description 241
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 61
- 239000012720 thermal barrier coating Substances 0.000 title claims description 45
- BASFCYQUMIYNBI-UHFFFAOYSA-N platinum Chemical group [Pt] BASFCYQUMIYNBI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 747
- 229910052697 platinum Inorganic materials 0.000 claims description 338
- 239000010410 layer Substances 0.000 claims description 307
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 125
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 123
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims description 84
- 239000000758 substrate Substances 0.000 claims description 72
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 70
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 claims description 69
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 61
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 59
- 238000005524 ceramic coating Methods 0.000 claims description 57
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 54
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 50
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 claims description 40
- VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N hafnium atom Chemical compound [Hf] VBJZVLUMGGDVMO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 39
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 36
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 36
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 33
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 32
- 229910017052 cobalt Inorganic materials 0.000 claims description 29
- 239000010941 cobalt Substances 0.000 claims description 29
- GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N cobalt atom Chemical compound [Co] GUTLYIVDDKVIGB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 28
- 229910052723 transition metal Inorganic materials 0.000 claims description 24
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims description 22
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims description 22
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 19
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 18
- 238000005328 electron beam physical vapour deposition Methods 0.000 claims description 18
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 16
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims description 14
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 claims description 13
- VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N yttrium atom Chemical compound [Y] VWQVUPCCIRVNHF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 13
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 12
- 230000001464 adherent effect Effects 0.000 claims description 11
- 239000012790 adhesive layer Substances 0.000 claims description 11
- 230000005012 migration Effects 0.000 claims description 11
- 238000013508 migration Methods 0.000 claims description 11
- 238000005229 chemical vapour deposition Methods 0.000 claims description 9
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 claims description 8
- 238000009713 electroplating Methods 0.000 claims description 8
- 238000005240 physical vapour deposition Methods 0.000 claims description 8
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910001233 yttria-stabilized zirconia Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000000853 adhesive Substances 0.000 claims 2
- 230000001070 adhesive effect Effects 0.000 claims 2
- GUBSQCSIIDQXLB-UHFFFAOYSA-N cobalt platinum Chemical compound [Co].[Pt].[Pt].[Pt] GUBSQCSIIDQXLB-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 1
- 239000000919 ceramic Substances 0.000 description 36
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 33
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 25
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 24
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 16
- 229910000951 Aluminide Inorganic materials 0.000 description 15
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 14
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 11
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 10
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 10
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 10
- 229910001011 CMSX-4 Inorganic materials 0.000 description 9
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 7
- GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N tantalum atom Chemical compound [Ta] GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N Argon Chemical compound [Ar] XKRFYHLGVUSROY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 description 6
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 6
- 239000011247 coating layer Substances 0.000 description 6
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 6
- 230000002431 foraging effect Effects 0.000 description 6
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 5
- MCMNRKCIXSYSNV-UHFFFAOYSA-N Zirconium dioxide Chemical compound O=[Zr]=O MCMNRKCIXSYSNV-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 description 4
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000008859 change Effects 0.000 description 4
- 238000005238 degreasing Methods 0.000 description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 4
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 4
- 238000005488 sandblasting Methods 0.000 description 4
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 4
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 3
- 229910052786 argon Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 3
- 229910010293 ceramic material Inorganic materials 0.000 description 3
- AVMBSRQXOWNFTR-UHFFFAOYSA-N cobalt platinum Chemical compound [Pt][Co][Pt] AVMBSRQXOWNFTR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 3
- 125000004122 cyclic group Chemical group 0.000 description 3
- 238000011161 development Methods 0.000 description 3
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 3
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 3
- 230000012010 growth Effects 0.000 description 3
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 3
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 3
- 239000002356 single layer Substances 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- 229910000995 CMSX-10 Inorganic materials 0.000 description 2
- KDLHZDBZIXYQEI-UHFFFAOYSA-N Palladium Chemical compound [Pd] KDLHZDBZIXYQEI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- HLFWJMSINGUMDQ-UHFFFAOYSA-N [Ge].[Pt].[Ni] Chemical compound [Ge].[Pt].[Ni] HLFWJMSINGUMDQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- -1 aluminum halide Chemical class 0.000 description 2
- 238000004140 cleaning Methods 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 229910002077 partially stabilized zirconia Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000002028 premature Effects 0.000 description 2
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 2
- 230000006798 recombination Effects 0.000 description 2
- 238000005215 recombination Methods 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 239000004576 sand Substances 0.000 description 2
- 238000004901 spalling Methods 0.000 description 2
- 229910052566 spinel group Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005507 spraying Methods 0.000 description 2
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 2
- RUDFQVOCFDJEEF-UHFFFAOYSA-N yttrium(III) oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Y+3].[Y+3] RUDFQVOCFDJEEF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229920003026 Acene Polymers 0.000 description 1
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 241000490229 Eucephalus Species 0.000 description 1
- 229910002543 FeCrAlY Inorganic materials 0.000 description 1
- 206010063493 Premature ageing Diseases 0.000 description 1
- 208000032038 Premature aging Diseases 0.000 description 1
- 229910001260 Pt alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005269 aluminizing Methods 0.000 description 1
- MWPLVEDNUUSJAV-UHFFFAOYSA-N anthracene Chemical compound C1=CC=CC2=CC3=CC=CC=C3C=C21 MWPLVEDNUUSJAV-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 239000003518 caustics Substances 0.000 description 1
- 150000001868 cobalt Chemical class 0.000 description 1
- 239000000567 combustion gas Substances 0.000 description 1
- 238000002485 combustion reaction Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 238000010494 dissociation reaction Methods 0.000 description 1
- 230000005593 dissociations Effects 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 238000001962 electrophoresis Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- 230000033001 locomotion Effects 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- NFFIWVVINABMKP-UHFFFAOYSA-N methylidynetantalum Chemical compound [Ta]#C NFFIWVVINABMKP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- BPUBBGLMJRNUCC-UHFFFAOYSA-N oxygen(2-);tantalum(5+) Chemical compound [O-2].[O-2].[O-2].[O-2].[O-2].[Ta+5].[Ta+5] BPUBBGLMJRNUCC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052763 palladium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001681 protective effect Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 229910052702 rhenium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052703 rhodium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010948 rhodium Substances 0.000 description 1
- MHOVAHRLVXNVSD-UHFFFAOYSA-N rhodium atom Chemical compound [Rh] MHOVAHRLVXNVSD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000004544 sputter deposition Methods 0.000 description 1
- 229910003468 tantalcarbide Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001936 tantalum oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- GWEVSGVZZGPLCZ-UHFFFAOYSA-N titanium dioxide Inorganic materials O=[Ti]=O GWEVSGVZZGPLCZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OGIDPMRJRNCKJF-UHFFFAOYSA-N titanium oxide Inorganic materials [Ti]=O OGIDPMRJRNCKJF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000314 transition metal oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000003624 transition metals Chemical class 0.000 description 1
- MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N trimethyl(1,1,2,2,2-pentafluoroethyl)silane Chemical compound C[Si](C)(C)C(F)(F)C(F)(F)F MTPVUVINMAGMJL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
- C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
- C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
- C23C28/321—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer with at least one metal alloy layer
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C10/00—Solid state diffusion of only metal elements or silicon into metallic material surfaces
- C23C10/28—Solid state diffusion of only metal elements or silicon into metallic material surfaces using solids, e.g. powders, pastes
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
- C23C14/06—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material characterised by the coating material
- C23C14/08—Oxides
- C23C14/083—Oxides of refractory metals or yttrium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
- C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
- C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
- C23C28/321—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer with at least one metal alloy layer
- C23C28/3215—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer with at least one metal alloy layer at least one MCrAlX layer
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
- C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
- C23C28/32—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer
- C23C28/325—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one pure metallic layer with layers graded in composition or in physical properties
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
- C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
- C23C28/34—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates
- C23C28/345—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
- C23C28/30—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer
- C23C28/34—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates
- C23C28/345—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer
- C23C28/3455—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer with a refractory ceramic layer, e.g. refractory metal oxide, ZrO2, rare earth oxides or a thermal barrier system comprising at least one refractory oxide layer
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02T—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES RELATED TO TRANSPORTATION
- Y02T50/00—Aeronautics or air transport
- Y02T50/60—Efficient propulsion technologies, e.g. for aircraft
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12014—All metal or with adjacent metals having metal particles
- Y10T428/12028—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, etc.]
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12014—All metal or with adjacent metals having metal particles
- Y10T428/12028—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, etc.]
- Y10T428/12063—Nonparticulate metal component
- Y10T428/1209—Plural particulate metal components
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/125—Deflectable by temperature change [e.g., thermostat element]
- Y10T428/12507—More than two components
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12875—Platinum group metal-base component
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Inorganic Chemistry (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Ceramic Engineering (AREA)
- Other Surface Treatments For Metallic Materials (AREA)
- Turbine Rotor Nozzle Sealing (AREA)
- Application Of Or Painting With Fluid Materials (AREA)
- Solid-Phase Diffusion Into Metallic Material Surfaces (AREA)
Description
Foreliggende oppfinnelse angår en fremgangsmåte for påføring av et flerlags, termisk barrierebelegg på en overflate av en superlegeringsartikkel, f.eks. et gassturbin-motorturbinblad, samt et flerlags, termisk barrierebelegg.
Det konstante behovet for økede driftstemperaturer i gassturbinmotorer ble opprinnelig møtt med luftavkjøling av turbinbladene og utvikling av superlegeringer for frem-stilling av bladene, der begge deler forlenger deres driftsliv. Videre temperaturøkninger nødvendiggjorde utviklingen av keramiske belegningsmaterialer for å isolere turbinblad fra varmen i gassene utsluppet fra forbrenningskammeret og igjen ble turbinens driftsliv forlenget. Imidlertid var driftsforlengelsen begrenset da beleggene led av inadekvat adhesjon til superlegeringssubstratene, en grunn for dette er forskjell i termisk utvidelseskoeffisient mellom superlegeringssubstratet og det keramiske belegget. Beleggingsadhesjon ble forbedret ved utvikling av forskjellige typer aluminium-inneholdende legeringsbindings-belegg som ble termisk sprøytet eller på annen måte påført superlegeringssubstratet før påføring av det keramiske belegget. Slike bindingsbelegg er typisk såkalt aluminid (diffusjon) eller "MCrAlY"-typer, hvor M er en eller flere av kobolt, nikkel og jern.
Anvendelse av bindingsbelegg har vært vellykket for forhindring av ekstensiv avskalling av termisk barrierebelegg under drift, men lokalisert avskalling av det keramiske belegg opptrer hvor adhesjonen svikter mellom bindingsbelegget og det keramiske laget. Dette eksponerer bindingsbelegget for den fulle varme av forbrenningsgassene for å føre til prematursvikt i turbinbladene.
Bindingsbeleggene av aluminid (diffusjon)-typen er beskrevet f.eks. i US patentene 4.880.614, 4.916.022 og 5.015.502. Denne typen bindingsbelegg ble produsert ved å reagere aluminium med superlegeringssubstratet for å produsere en diffusjonsaluminid-bindingskappe. Aluminiumet blir reagert med superlegeringssubstratet ved en hvilken som helst av de kommersielt tilgjengelige aluminiseringsprosessene som anvender aluminiumdamp eller aluminiumrike legeringspulvere, f.eks. pakkaluminisering, kjemisk dampavsetning, påsprøyting, elektroforese osv. og er fulgt av diffusjonsvarmebehandling. Disse patentene beskriver også anvendelsen av platinaaluminid-bindingsbelegg på superlegeringssubstratet.
Bindingsbeleggene av MCrAlY-typen er beskrevet i US patentene 4.321.311, 4.401.697 og 4.405.659. Denne typen bindingsbelegg blir produsert ved avsetning av MCrAlY-legering på superlegeringssubstratet .
Videre, beskriver også de tre US-patentene 4.880.614, 4.916.022 og 5.015.502 nevnt ovenfor anvendelsen av et aluminidbelegg i sammenheng med et MCrAlY-belegg som bindingsbelegg. Mer spesifikt, beskriver de at substratet først aluminiserte, som diskutert ovenfor, og så blir et MCrAlY-belegg påført på det aluminiserte superlegeringssubstratet .
Også ltfO 93/18199 beskriver anvendelsen av et aluminidbelegg i sammenheng med et MCrAlY-belegg som et bindingsbelegg. Mer spesifikt blir det beskrevet at superlegeringen har et MCrAlY-belegg med et aluminid-toppbelegg eller et MCrAlY-belegg med et platinaaluminid-toppbelegg.
Det er videre kjent fra US patent 4.399.199 å fremskaffe et platina-gruppe metall-lag på superlegeringssubstratet som et bindingsbelegg for et kjemisk, termisk barrierebelegg. Platina-gruppemetallet blir varmebehandlet ved 700°C for å binde platina-gruppemetallet på superlegeringssubstratet.
Det er også kjent fra US patent 5.427.866 å fremskaffe et platlna-gruppemetallag for et superlegeringssubstrat som bindingsbelegg for et kjemisk, termisk barrierebelegg. Platina-gruppemetallet blir varmebehandlet ved 980"C til 1095'C for å danne en interdiffusjonsregion av platina-gruppemetallaluminid mellom superlegeringssubstratet og platina-gruppemetallet.
Et problem forbundet med produksjon av platinaaluminidet på superlegeringssubstratet er at anvendelsen av den konven-sjonelle aluminiseringsprosessen, f.eks. pakkaluminisering, benytter en pakke inneholdende aluminiumoksydpulver og aluminiumhalid som produserer aluminiumdamper for å reagere med platina avsatt på superlegeringssubstratet. Denne pakken inneholder også uønskede elementer, eller urenheter, som også reagerer med platina på superlegeringssubstratet og fører til dårlig adhesjon mellom platinaaluminidet og det keramiske belegget.
Et problem forbundet med produksjonen av interdiffusjons-regionen av platinaaluminid mellom platina og superlegeringssubstratet er at bindingsbelegget er ustabilt, noe som fører til dårlig adhesjon mellom det keramiske belegget og bindingsbelegget.
Det er således et mål med foreliggende oppfinnelse å fremskaffe en fremgangsmåte for påføring av et termisk barrierebelegg på superlegeringssubstratet for å oppnå forbedret adhesjon til dette.
Ifølge foreliggende oppfinnelse fremskaffes en fremgangsmåte for påføring av et flerlags, termisk barrierebelegg (22) på en superlegeringsartikkel (20), som omfatter trinnene: påføring av et lag av et platina-gruppemetall på en superlegeringsartikkel (20),
varmebehandling av den platina-gruppemetallbelagte superlegeringsartikkelen (20),
påføring av et keramisk belegg (28) på superlegeringsartikkelen (20) karakterisert ved at artikkelen (20)
varmebehandles for å diffundere platina-gruppemetallet inn i superlegeringsartikkelen (20) og derved skape et platina-gruppemetall-anriket ytre lag (24) på superlegeringsartikkelen (20), hvor varmebehandlingen blir utført ved en temperatur i området fra 1100°C til 1200<*>C avhengig av oppløsnlngsvarmebehandlingstemperaturen som passer for superlegeringsartikkelen (20).
Varmebehandlingstiden er tilstrekkelig slik at det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget av superlegeringsartikkelen omfatter en platina-anriket *y-fase og en platina-anriket "Y—primef ase.
Varmebehandlingen blir utført i opptil 6 timer, fortrinnsvis i 1 time.
Fortrinnsvis omfatter fremgangsmåten dannelsen av et tynt, vedheftende lag av oksyd på det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget av superlegeringsartikkelen og påføring av det keramiske belegg på oksydlaget.
Fremgangsmåten kan omfatte påføring av et aluminium-Inneholdende legeringsbelegg på det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget av superlegeringsartikkelen, for å danne et tynt, vedheftende lag av oksyd på det aluminium-inneholdende legeringsbelegget og påføre det keramiske belegget på oksydlaget. Det aluminium-inneholdende legeringsbelegget kan omfatte en MCrAlY-legering, hvor M er minst en av Ni, Co og Fe.
Fortrinnsvis, blir platina-gruppemetallet påført ved elektropiatering.
Fortrinnsvis, er tykkelsen av laget av platina som påført før varmebehandling større enn 3 mikrometer. Mer foretrukket, er tykkelsen av laget av platina som påført før varmebehandling minst 5 mikrometer. Fortrinnsvis er tykkelsen av laget som påført før varmebehandling mindre enn 12,5 mikrometer.
Fortrinnsvis, blir det tynne, vedheftende laget av oksyd skapt ved oppvarming av det platina-gruppemetall-anrikede ytterlaget i en oksygen-inneholdende atmosfære. Fortrinnsvis, blir det tynne vedheftende laget av oksyd dannet ved oppvarming av det aluminium-inneholdende legeringsbelegget i en oksygen-inneholdende atmosfære.
Fortrinnsvis, blir det keramiske laget påført ved elektronstråle-fyslkalsk dampavsetning.
Fortrinnsvis, blir det tynne, vedheftende laget av oksyd dannet under prosessen ved elektronstråle-fysikalsk dampavsetning .
Fortrinnsvis, blir en kontrollert mengde av hafnium eller yttrium påført med eller på laget av platina-gruppemetall. Fortrinnsvis, blir hafnium eller yttrium påført ved fysikalsk dampavsetning, f.eks. sprøyting, eller ved kjemisk dampavsetning. Fortrinnsvis, blir hafnium opptil 0,8 vekt-* tilsatt, eller yttrium opptil 0,8 vekt-* tilsatt.
Fortrinnsvis, omfatter superlegeringsartikkelen mer enn 4,5 vekt-* aluminium, mindre enn 1,5 vekt-* hafnium og mindre enn 1,5 vekt-* titan.
Fremgangsmåten kan omfatte påføring av et ytterligere lag, f.eks. kobolt eller krom, til superlegeringsartikkelen før påføring av platina-gruppemetallet på superlegeringsartikkelen. Alternativt, kan fremgangsmåten omfatte påføring av et ytterligere lag, f.eks. kobolt eller krom, på platina-gruppemetallet før varmebehandling av artikkelen for å diffundere platina inn i superlegeringsartikkelen. Fortrinnsvis, blir det ytre laget påført ved kjente teknikker, f.eks. ved fysikalsk dampavsetning (PVD), ved elektronplaterings-prosess eller ved kjemisk dampavsetning (CVD). Fortrinnsvis, er tykkelsen av det ytre laget som påført før varmebehandling opptil 8 mikrometer.
Fremgangsmåten kan omfatte varmebehandling av superlegeringsartikkelen ved en temperatur i området 1000'C til 1100°C for å diffundere det ytterligere laget inn i superlegeringsartikkelen før påføring av platina-gruppemetallet på superlegeringsartikkelen.
Fremgangsmåten kan omfatte påføring av et ytterligere lag på det platina-gruppemetall-anrikede, ytre laget av superlegeringsartikkelen, varmebehandling av superlegeringsartikkelen for å diffundere det ytterligere laget inn i det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget av superlegeringsartikkelen .
Fortrinnsvis er platina-gruppemetallet platina.
Fremgangsmåten kan omfatte påføring av et ytterligere lag av platina-gruppemetallet på det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget av superlegeringsartikkelen, varmebehandling av superlegeringsartikkelen for å diffundere det ytterligere laget av platina-gruppemetal1 Inn i superlegeringsartikkelen, varmebehandlingen blir utført i området fra 900<*>C til 1100<*>C i en tid som er tilstrekkelig slik at det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget av superlegeringsartikkelen omfatter et topplag omfattende minst en platina-gruppemetall-anriket "y-fase og en ordnet fase av platina-gruppemetall, nikkel og aluminium på et undre lag omfattende platina-gruppemetall-anrlke -y-fase og platina-gruppemetall-anriket 7—primefase, dannelse av et tynt, vedheftende lag av oksyd på det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget av superlegerIngsartikkelen og påføring av det keramiske belegget på det tynne vedheftende laget av oksyd.
Tykkelsen av laget av platina-gruppemetall som påført før varmebehandling er større enn 3 mikrometer og mindre enn 12,5 mikrometer, og tykkelsen av det ytre laget av platina-gruppemetall påført før varmebehandling er større enn 3 mikrometer og mindre enn 8 mikrometer.
Tykkelsen av platina-gruppemetallet som påført har 7 mikrometer tykkelse og tykkelsen av det ytterligere laget er platina-gruppemetall som påført, er 5 mikrometer.
Foreliggende oppfinnelse fremskaffer videre et flerlags, termisk barrierebelegg (22) for en superlegerlngsartikkel (20), som omfatter: et platina-gruppemetall-anriket ytre lag (24) på superlegeringsartikkelen (20), et keramisk belegg (28) på det platina-anrikede ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20), karakterisert ved at det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20) omfatter en platina-gruppemetall- anriket •y-fase (36) og en platina-gruppemetall-anriket y—primefase (38), som er dannet ved varming av et platina-gruppemetall lag på superlegeringsartikkelen (20) ved en temperatur i området 1100°C til 1200°C,
et tynt vedheftende lag (26) av oksyd på det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20), hvor det tynne vedheftende laget av oksyd (26) omfatter alumina, og
det keramisk belegg (28) er på oksydlaget (26).
Foreliggende oppfinnelse fremskaffer også et flerlags, termisk barrierebelegg (12) for en superlegeringsartikkel (20), som omfatter: et platina-gruppemetall-anriket ytre lag (14) på superlegeringsartikkelen (10), et keramisk belegg (20) på det platina-anrikede ytre laget (14) av superlegeringsartikkelen (10), karakterisert ved at det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (14) av superlegeringsartikkelen (10) omfatter en platina-gruppemetall-anriket •y—fase og en stabil platina-gruppemetall-anriket y—primefase, som er dannet ved varming av et platina-gruppemetall lag på superlegeringsartikkelen (20) ved en temperatur i området 1100<*>C til 1200°C,
et aluminium-inneholdende legeringsbelegg (16) på det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (14) av superlegeringsartikkelen (10),
et tynt, vedheftende oksydlag på det aluminium-inneholdende legeringsbelegget (16), og
det keramisk belegg (20) er på oksydlaget (18).
Fortrinnsvis, omfatter det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget av superlegeringsartikkelen et topp og et nedre lag, hvor topplaget omfatter minst en av platina-gruppemetall-anriket -y-fase, platina-gruppemetall-anriket •y-priroefase og en ordnet fase av platina-gruppemetall, nikkel og aluminium, det nedre laget omfatter platina-gruppemetall-anriket -y-fase og platina-gruppemetall-anriket -y-primef ase, det tynne vedheftende laget av oksyd er på topplaget.
Det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget av superlegeringsartikkelen kan omfatte et topp og et nedre lag, topplaget omfatter minst en av platina-gruppemetall-anriket
-y-fase og kobol t-platina-f ase, det nedre laget omfatter
platina-gruppemetall-anriket -y-fase og platina-gruppemetall-anriket "y-primefase, det tynne vedheftende laget av oksyd er topplaget.
Topplaget kan omfatte noe platina-anriket 7-primefase.
Den ordnede fasen av platina-gruppemetall, nikkel og aluminium kan omfatte 44-50 atom-* Pt, 25-28 atom-* Ni, 13-17 atom-* Al, 6-8 atom-* Cr, 4-5 atom-* Co, 0,3-0,5 atom-* Ti og 0-0,1 atom-* Ta.
Fortrinnsvis omfatter det keramiske belegget yttria-stabilisert zirkonia.
Fortrinnsvis har det keramiske belegget en kolumnar (søyle-formet) struktur.
Fortrinnsvis omfatter superlegeringssubstratet en nikkel-superlegering.
Fortrinnsvis omfatter superlegeringsartikkelen mer enn 4,5 vekt-* aluminium, mindre enn 1,5 vekt-* hafnium og mindre enn 1,5 vekt-* titan.
Fortrinnsvis, omfatter det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget hafnium opptil 0,8 vekt-*, eller yttrium opptil 0,8 vekt-*.
Det platina-gruppemetall-anrikede laget kan være anriket av kobolt eller krom.
Fortrinnsvis er platina-gruppemetall platina.
Fortrinnsvis forhindrer eller reduserer den platina-gruppemetall-anrikede "Y-primef asen og den platina-gruppemetall-anrikede "y-fasen migreringen av overgangsmetallelementer fra superlegeringsartikkelen til det keramiske belegget.
Oppfinnelsen vil nå bli grundigere beskrevet ved hjelp av eksempler med referanse til de vedlagte figurer, hvor: Figur 1 er et skjematisk tverrsnitt gjennom en metallartikkel med et keramisk barrierebelegg fremstilt ved fremgangsmåten ifølge foreliggende oppfinnelse. Figur 2 er et digrammatlsk tverrsnitt gjennom en alternativ metallisk artikkel med et termisk barrierebelegg fremstilt ved fremgangsmåten ifølge foreliggende oppfinnelse. Figur 3 er et forstørret tverrsnitt gjennom det termiske
barrierebelegget I figur 2.
Figur 4 er et søylediagram som viser resultatene av tester av relativ ytelse av fire forskjellige beleggingstyper fremstilt ved anvendelse av forskjellige varmebehand-llngssubstrater. Figur 5 er et forstørret tverrsnitt gjennom en metallisk artikkel med et termisk barrierebelegg fremstilt ved kjent teknikk. Figur 6 er et søylediagram som viser resultatene av tester av relativ ytelse av fire forskjellige beleggingstyper fremstilt ved anvendelse av forskjellige varmebehand-1ingstemperaturer. Figur 7 er et søylediagram som viser resultatene av tester av relativ ytelse av fire forskjellige beleggingstyper fremstilt ved anvendelse av forskjellige tykkelser av platina. Figur 8 er et søylediagram som viser resultatene av tester av relativ ytelse av tre forskjellige beleggingstyper
fremstilt ved anvendelse av platina-inneholdende hafnium, platina og intet platina.
Figur 9 er et søylediagram som sammenligner tiden for avskalling av belegg ifølge foreliggende oppfinnelse og et kjent belegg ved syklisk testing ved 1135<*>C, og opprettholdelse av 1135'C og ved 1190°C.
Med referanse til figur 1, som illustrerer en superlegeringsartikkel 10 utstyrt med et flerlags, termisk barrierebelegg Indikert generelt ved 12. Det er vist i "som fremstilt"-tilstand. Det termiske barrlerebelegget 12 omfatter et platina-anriket ytre lag 14 på overflaten av .substratet til superlegeringsartikkelen 10, et MCrAlY-legeringsbindings-belegg 16 på det platina-anrikede laget 15, et tynt oksydlag 18 på MCrAlY-legeringsbindingsbelegglaget 16 og et keramisk lag 20 på det tynne oksydlaget 18. MCrAlY er generelt et NiCrAlY, et CoCrAlY, et NiCoCrAlY eller et FeCrAlY, som er velkjent for fagmannen.
Superlegeringsartikkelen 10 som danner substratet for belegget 12 blir fremstilt av en nikkel- eller koboltbasert superlegering.
I eksemplene har MCrAlY-bindingsbeleggslegeringen 16 en nominell sammensetning som gitt i tabell 1 nedenfor. Legeringen spesifisert i tabell 1 er tilgjengelig fra Praxair Surface Technologies Inc. (tidligere Union Carbid Coating Service Corporation), fra Indianapolis, USA under handels-navnet LC022.
For å fremstille belegget 12 ble den følgende prosedyren fulgt. Etter grundig preparering og rensing av overflaten av superlegeringsartikkelen 10 ved sandblåsing med fin alumi-niumsand og avfetting, ble et lag platina med hovedsakelig konstant tykkelse på omkring 8 mikrometer påført på superlegeringssubstratet. Tykkelsen av platinalaget kan variere oppover fra omkring 3 mikrometer, avhengig av et antall faktorer, slik som substrat og bindlngsbeleggmaterialer benyttet, diffusjonstemperaturer og driftsbetingelser. Platinalaget ble påført ved elektroplatering, men hvilke som helst andre midler kan bli benyttet som gir tilstrekkelig hovedsakelig uniform tykkelse uten å være skadelig for materialets egenskaper.
Et diffusjonsvarmebehandlingstrinn ble så utført for at platinalaget skulle kombineres med superlegeringssubstratet 10. Dette ga det platina-anrikede ytre laget 14 på superlegeringssubstratet 10. Diffusjon ble oppnådd ved oppvarming av superlegeringsartikkelen 10 til en temperatur på 1190°C i et vakuumkammer og holde denne temperaturen i 1 time. Ved utførelse av oppfinnelsen kan et stort område av varmebehandlingstemperatur bli benyttet, fra HOCC til 1200<4>C, ifølge oppløsningens varmebehandlingstemperatur som normalt blir benyttet for superlegeringsartikkelen 10. I foreliggende eksempel, er 1190°C høyere enn den aksepterte oppløsnings-varmbehandlingstemperaturen for superlegeringsartikkelen, men blir benyttet som et av et område av diffusjonsbehandlinger som forklart senere. Selv om forskjellige diffusjonstider kan bli benyttet, f.eks. har diffusjonstider opptil 6 timer, blitt benyttet, ble det bedømt at en time var tilstrekkelig i dette området av temperaturer for at platina skulle bli skikkelig kombinert med superlegeringssubstratet 10 uten prematurelding av superlegeringssubstratet 10. Det er funnet at det ikke var noen signifikant fordel ved anvendelse av diffusjonstider større enn omkring 1 time.
Mikrostrukturen av superlegeringssubstratet omfatter generelt to faser, disse er en 7-fase og en 7-priraefase. 7-fasen danner en forsterkning i y- fasematriksen. Varmebehandlingen av platinalaget på superlegeringssubstratet forårsaker aluminium i superlegeringssubstratet å diffundere utover mot platinalaget på overflaten av superlegeringssubstratet. Dette resulterer i dannelsen av en platina-anriket *Y-fase og en platina-anriket 'y-primefase på det ytre overflatelaget av superlegeringsartikkelen. Etter varmebehandling ble overflaten sandblåst med tørt aluminapulver med en 120-200 mikrometer partikkelstørrelse for å fjerne eventuelle diffusjonsrester.
MCrAlY-pulverblandingen ble termisk sprøytet på kjent måte på det platina-anrikede laget 14 på superlegeringsartikkelen 10 ved anvendelse av en plasmapistol i et evakuert kammer for å fremme MCrAlY-bindlngsbeleggingslaget 16. Alternativt kan MCrAlY bli påført ved en hvilken som helst annen passende metode, f.eks. ved elektronstråle-fysikalsk dampavsetning
(EBPVD).
For å sikre binding av MCrAlY-bindingsbeleggingslaget 16 til det platina-anrikede ytre laget 15 av superlegeringsartikkelen 10, ble den MCrAlY-belagte superlegeringsartikkelen 10 diffusjonsvarmebehandlet ved llOO-C i 1 time. Dette gir en tre-fase-legerlngsmikrostruktur i MCrAlY-blndingsbelegglaget 16. Mikrostrukturen til MCrAlY-bindingsbelegglaget 16 omfatter hovedsakelig tre faser, disse er en ot-fase, en P—fase og en liten mengde yttrium-rlk fase. a-fasen omfatter en fast oppløsning av nikkel, kobolt, krom, yttrium og aluminium, p-fasen omfatter et aluminid av kobolt, nikkel og aluminium, hvor krom og andre metalliske elementer er oppløst i aluminidet opptil visse oppløselighetsgrenser.
Etter fjerning av diffusjonsrester ved sandblåsing og avfetting, blir et lag keramisk materiale 20 omfattende delvis stabilisert zirkonia (i dette tilfellet, zlrkonia Inneholdende 8 vekt-* yttria) påført ved elektronstråle-fysikalsk dampavsetning (EBPVD). Dette belegget er tilgjengelig fra Chromalloy Gas Turbine Corporation fra Delaware, USA.
For EBPVD-prosessen ble artikkelen først holdt i et forhåndsoppvarmet kammer og forhåndsvarmet til en temperatur på omkring 1000"C ved et trykk på omkring 10~<5> torr. Det ble umiddelbart overført til et elektronstråle-beleggingskammer hvor det fortsatt ble holdt for belegging ved 1000°C ved et trykk på IO-<2> til IO-<3> torr, I en atmosfære omfattende argon og oksygen.
Det må noteres at noe fri oksygen 1 beleggingskammerets atmosfære er resultatet av dissosiasjon av zirkonia, ettersom det avdampes ved elektronstrålen i beleggingskammeret. De dissosierte bestanddelene av det keramiske materialet rekombinerer med hverandre ettersom dampen blir avsatt på artikkelen. Imidlertid, hvis ikke det blir assistert, har den rekombinasjonen tendens til å være ufullstendig, dvs. oksygen binder til zirkonium i sub-støkiometriske forhold, for å resultere i mangel av oksygen i det keramiske belegget og fritt oksygen I atmosfæren i beleggingskammeret. Rekombl-nasjon av det keramiske materialet i støkiometriske forhold blir assistert ved å ha et overskudd oksygen for derved ytterligere å tilsette mengder av oksygen i beleggingskammeret .
Nærvær av oksygen ved en forhøyet temperatur under EBPVD-beleggingsprosessen gjør det uunngåelig at det tynne oksydlaget 18 blir dannet på overflaten av MCrAlY-bindingsbeleggingslaget 16. Oksydlaget 18 ble dekket med det keramiske laget 20 og oksydlaget omfatter en blanding av alumina, krom og andre spineller.
Eksempel 1
En prøve partikler som illustrert i figur 1 ble fremstilt ved anvendelse av en nikkel-superlegering kalt MAR-M 002, et handelsnavn for Martin Marietta Corporation, fra Bethesda, Maryland, USA. Dets nominelle sammensetning er gitt i tabell 2 nedenfor.
Partikkelen ble utsatt for standardisert adhesjonstester hvor styrken av bindingen mellom det keramiske laget og det platina-anrikede, ytre laget på superlegeringssubstratet ble bestemt. Gjennomsnittlig ble det funnet at den kritiske lasten, forbi hvilket det keramiske belegget vil brytes løst fra superlegeringssubstratet, var omkring 85 Newton.
De gjenværende prøvene ble så utsatt for en eldingsprosess for å simulere en driftsperiode i turbinen i en gassturbinmotor. Eldingsprosessen var 100 timer ved 1050°C, 100 timer ved HOCC og 100 timer ved 150"C. Gjennomsnittlig ble det funnet at den kritiske lasten, forbi hvilken det keramiske belegget ville brytes løst fra superlegeringssubstratet, var omkring 65 Newton for elding ved 100 timer ved 1050°C, 40 Newton for elding i 100 timer ved 1100°C og 0 Newton for elding i 100 timer ved 1150°C.
Med referanse til figur 2, illustreres en superlegeringsartikkel 20 utstyrt med et flerlags, termisk barrierebelegg Indikert generelt ved nr. 22. Dette er vist i "som frem-stllt"-tilstand. Det termiske barrierebelegget 22 omfatter et platina-anriket ytre lag 24 på overflaten av substratet til superlegeringsartikkelen 20, et tynt oksydlag 26 på det platina-anrikede laget 24 og et keramisk lag 28 på det tynne oksydlaget 26.
Superlegeringsartikkelen 20 som danner substratet for belegget 22 er fremstilt av en nikkel- eller koboltbasert superlegering.
For å fremstille belegget 22, ble den følgende prosedyren fulgt. Etter grundig preparering og rensing av overflaten av superlegeringsartikkelen 20 med sandblåsing med fint aluminasand og avfetting, ble et lag platina med en hovedsakelig konstant tykkelse på omkring 8 mikrometer påført på superlegeringssubstratet. Tykkelsen av platinalaget kan igjen variere fra omkring 3 mikrometer avhengig av et antall faktorer, slik som substrat, diffusjonstemperatur og driftsbetingelser. Platinalaget ble påført ved elektroplatering, men hvilke som helst andre midler kan bli benyttet dersom den oppnår en tilstrekkelig, hovedsakelig uniform tykkelse uten skade på materialets egenskaper.
Et diffusjonsvarmebehandlingstrinn ble så utført for å forårsake at platinalaget kombinerer med superlegeringssubstratet 20. Dette fremskaffet det platina-anrikede ytterlaget 24 på superlegeringssubstratet 20. Diffusjon oppnådd ved oppvarming av superlegeringsartikkelen 20 til en temperatur på 1150°C i et vakuumkammer og holdt ved denne temperaturen 1 1 time. Ved utførelse av oppfinnelsen kan et område med varmebehandlingstemperaturer bli benyttet, fra 1100°C til 1200°C, ifølge oppløsningsvarmebehandlingstempera-turen normalt benyttet for superlegeringsartikkelen 20. Selv om forskjellige diffusjonstider kan bli benyttet, f.eks. opptil 6 timer, ble det bedømt at en time var tilstrekkelig i dette temperaturområdet for at platina skulle bli godt kombinert med superlegeringssubstratet 20 uten prematur elding av superlegeringssubstratet 20.
Mikrostrukturen til superlegeringssubstratet 20 omfatter generelt to faser, som sett mer klart i figur 3, disse er en
-y-fasematriks 30 og en 'y-primefase 32 i -y-prlmefasematriksen 30. •y-primefasen 32 danner en forsterkning i -y-f asemat riksen
30. Varmebehandlingen av platinalaget 34 på superlegeringssubstratet 20 forårsaker aluminium i superlegeringsartikkelen 20 å diffundere utover mot platinalaget 34 på overflaten av superlegeringssubstratet 20. Dette resulterer 1 dannelsen av en platina-anriket "y-fase 36 og en platina-anriket "y—prime-fase 38 i det ytre overflatelaget av superlegeringsartikkelen 20. Aluminiumet i det platina-anrikede ytre overflatelaget 24 på superlegeringsartikkelen 20 er tilgjengelig for dannelse av alumina 26. Det må noteres at region 40 på superlegeringsartikkelen 20 umiddelbart under det platina-anrikede ytre overflatelaget 24 ikke har noen "y-primefase 32. Varmebehandlingen forårsaker aluminiumet i "y—primefasen å bevege seg til platina-laget 34 og således brytes "y-primefasen ned på grunn av aluminiumets større kjemiske affinitet for platina. Det må noteres at noe av regionene i den platina-anrikede ■y—primef asen 38 1 det platina-anrikede ytre overflatelaget 24, har distinkte fremspring eller knaster som har vokst innover i region 40 på superlegeringsartikkelen 20. Det er antatt at disse platina-anrikede ■y-primefase-fremspringene 42 også inn i superlegeringsartikkelen vil trekke aluminium fra •y-primef aseregionene i superlegeringsartikkelen 20. Således kan det bli sett at platinaet i platinalaget kun diffunderer inn i superlegeringsartikkelen 20 I disse distinkte platina-anrikede "y-primefase-f remspringene 42, i stedet som et kontinuerlig bånd platina. Graden av vekst av de platina-anrikede 'y-primef ase-f remspringene 42 er sensitive for tykkelsen av platinalaget og diffusjonstemperaturen, som diskutert senere.
Platina-nivåene i den platina-anrikede -y-primefasen 38 og den platina-anrikede "y-fasen 36 er omkring like, noe som viser at begge disse fasene er like favoriserte.
Det må også noteres at dersom det er tilstrekkelig aluminium i superlegeringsartikkelen, dannes en kontinuerlig platina-anriket -y-primefase på den platina-anrikede -y-f asemat riksen inneholdende platina-anriket "y-primef aser. Videre er det alltid et lag platina-anriket "y-fase umiddelbart under aluminalaget som platina-anriket -y-primefase bryter ned til platina-anriket -y-fase når den løsner aluminium for å danne alumina.
For å øke det termiske barrierebeleggets adhesjon til superlegeringsartikkelen 20 er det ønskelig å sikre fase-stabilitet i den platina-anrikede -y-fasen 36 og den platina-anrikede "y-primefase 38. Stabiliteten ble oppnådd ved passende valg av platinatykkelsen innen det spesifiserte varmebehandlingstemperaturområdet på 1100 til 1200°C. I tillegg er det viktig å sikre at eventuelle faseforandringer som opptrer under drift, I en gassturbinmotor, resulterer i små volumendringer. Dette ble oppnådd ved kontroll av den platina-anrikede -y-fasen 36 og den platina-anrikede -y—prime-fasen 38. Sammensetningen av den platina-anrikede y— og platina-anrikede -y-primef asen er balansert, dvs. sammensetningen er tilpasset og eventuelle forandringer i den platina-anrikede "y-primefasen til platina-anriket -y-fase resulterer kun i små volumforandringer.
Etter varmebehandling blir overflaten sandblåst med tørt aluminapulver med partikkelstørrelse på 120-220 mikrometer for å fjerne eventuelle diffusjonsrester.
Etter fjerning av diffusjonsrester ved sandblåsing og avfetting, ble et lag keramikk 28 bestående av delvis stabilisert zirkonia (i dette tilfellet zirkonia inneholdende 8 vekt-* yttria) påført ved elektronstråle-fysikalsk dampavsetning (EBPVD). Dette belegget er tilgjengelig fra Chromalloy Gas Turbine Corporation fra Delaware, USA.
For EBPVD-prosessen, ble artikkelen først holdt 1 et forvarmingskammer og forhåndsoppvarmet til en temperatur på omkring 1000°C ved et trykk på IO"<5> torr. Det ble umiddelbart overført til et elektronstråle-beleggingskammer hvor det fortsatt ble holdt ved beleggingen ved 1000°C, ved et trykk på 10~<2> til 10~<3> torr, i en atmosfære bestående av argon og oksygen.
Nærværet av oksygen ved en forhøyet temperatur under EBPVD-beleggingsprosessen gjør det uunngåelig at et tynt oksydlag 26 dannes på overflaten av det platina-anrikede ytre laget 24 på superlegeringsartikkelen 20 som omfatter den platina-anrikede "y-fasen 36 og den platina-anrikede "y-primefase 38. Oksydlaget 26 ble dekket med det keramiske belegget 28 og oksydlaget omfatter alumina.
Eksempel 2
En porsjon prøver som illustrert i figur 2 ble fremstilt ved anvendelse av en nikkel-superlegering kalt CMSX-4, et handelsnavn for Cannon-Muskegon Corporation, fra 2875 Lincoln Street, Muskegon, Michigan, Ml 49443-0506, USA. Dets nominelle sammensetning er gitt i tabell 3 nedenfor. Superlegeringsartikkelprøvene ble belagt med 7 mikrometer tykkelse platina.
Noen prøver "ble utsatt for standardisert adhesjonstest hvor styrken av bindingen mellom det keramiske belegget og det platina-anrikede ytre laget på superlegeringssubstratet ble bestemt. Gjennomsnittlig ble det funnet at den kritiske lasten forbi hvilket det keramiske belegget vil brytes fra superlegeringssubstratet, var omkring 30 Newton.
De gjenværende prøvene ble så utsatt for en eldingsprosess for å simulere en driftsperiode i en turbin på en gassturbinmotor. Eldingsprosessen var 25 timer ved 1100°C, 25 timer ved 1150°C og 25 timer ved 117CC. Gjennomsnittlig ble det funnet at den kritiske lasten forbi hvilket det keramiske belegget vil brytes løs fra superlegeringssubstratet, var omkring 10 Newton elding i 25 timer ved alle de tre testede tempera-turene .
Eksempel 3
En porsjon prøver som illustrert i figur 2 ble fremstilt ved anvendelse av en nikkel-superlegering kalt CMSX-10, et handelsnavn for Cannon-Muskegon Corporation, fra 2875 Lincoln Street, Muskegon, Michigan, Ml 49443-0506, USA. Dets nominelle sammensetning er gitt i tabell 4 nedenfor. Superlegeringsartikkelprøvene ble belagt med 7 mikrometer tykkelse platina.
Noen prøver ble utsatt for standardisert adhesjonstest hvor styrken av bindingen mellom det keramiske belegget og det platina-anrikede ytre laget på superlegeringssubstratet ble bestemt. Gjennomsnittlig ble det funnet at den kritiske lasten forbi hvilket det keramiske belegget vil brytes fra superlegeringssubstratet, var omkring 25 Newton.
De gjenværende prøvene ble så utsatt for en eldingsprosess for å simulere en driftsperiode i en turbin på en gassturbinmotor. Eldingsprosessen var 25 timer ved 1100°C, 25 timer ved 1150°C og 25 timer ved 1170°C. Gjennomsnittlig ble det funnet at den kritiske lasten forbi hvilket det keramiske belegget vil brytes løs fra superlegeringssubstratet, var omkring 10 Newton elding i 25 timer ved alle de tre testede tempera-turene .
Eksempel 4
En porsjon prøver som illustrert 1 figur 2 ble fremstilt ved anvendelse av en nikkel-basert superlegerlng kalt MAR-M 002, et handelsnavn for Martin Marietta Corporation, fra Bethesda, Maryland, USA. Dets nominelle sammensetning er gitt i tabell 2 ovenfor. Superlegeringsartikkelprøvene ble belagt med 7 mikrometer tykkelse platina.
Noen prøver ble utsatt for standardisert adhesjonstest hvor styrken av bindingen mellom det keramiske belegget og det platina-anrikede ytre laget på superlegeringssubstratet ble bestemt. Gjennomsnittlig ble det funnet at den kritiske lasten forbi hvilket det keramiske belegget vil brytes fra superlegeringssubstratet, var omkring 20 Newton.
De gjenværende prøvene ble så utsatt for en eldingsprosess for å simulere en driftsperiode i en turbin på en gassturbinmotor. Eldingsprosessen var 25 timer ved 1100°C, 25 timer ved 1150°C og 25 timer ved 1170°C. Gjennomsnittlig ble det funnet at den kritiske lasten forbi hvilket det keramiske belegget vil brytes løs fra superlegeringssubstratet, var omkring 0 Newton elding i 25 timer ved alle de tre testede tempera-turene .
Figur 4 viser de komparative adhesjonsstyrkene for beleggene ifølge eksemplene 1, 2, 3 og 4 når utsatt for forskjellige eldingsbehandlinger.
Det kan sees fra eksemplene 2, 3 og 4 at påføringen av platina og varmebehandlingen av den platina-platerte superlegeringsartikkelen ikke alltid produserer en tilfredsstillende binding mellom superlegeringsartikkelen og det keramiske belegget. Det er antatt at dette skyldes bestanddelene i superlegeringsartikkelen. F.eks., produserer prosessen tilfredsstillende binding for å CMSX-4 og CMSX-10, men ikke for MAR-M 002. Dette er fordi innholdet av hafnium og titan spesielt i MAR-M 002, er for høyt.
Det er antatt at platina i det platina-anrikede ytterlaget 24 av superlegeringsartikkelen hjelper til dannelsen av alumina 26, som er nøkkelen til bindingen av det keramiske belegget
28 på superlegeringsartikkelen 20. Platinaet i det platina-anrikede ytterlaget 24 forårsaker aluminium å diffundere fra superlegeringssubstratet inn i det platina-anrikede ytterlaget 24 av superlegeringsartikkelen 20. Det er også antatt at platinaet i det platina-anrikede ytterlaget 24 I superlegeringsartikkelen 20 også virker som en barriere for migrering av transisjonsmetallelementer fra superlegeringsartikkelen 20 til basen av det keramiske laget 20 for derved å forhindre veksten av spineller eller andre blandede oksyder med gitterstruktur som er uforenelig med alumina. Imidlertid, er det platina-anrikede laget 24 ikke tilstrekkelig til å forhindre relativt store mengder titan og hafnium å migrere fra superlegeringsartikkelen 20 til basen av det keramiske laget 28. Dette er fordi det platina-anrikede laget 24 omfatter den platina-anrikede *y-fasen og den platina-anrikede
■y-primefasen, og således er det ikke en kontinuerlig 7—primefasebarriere for migrering av hafnium og titan. Det er mulig for titan og hafnium å migrere gjennom den platina-anrikede *y-fasematriksen. Det er funnet at dersom proporsjonen av hafnium i superlegeringsartikkelen under omkring 1,5 vekt-* vil det platina-anrikede laget 24 forhindre hafnium fra å migrere til det keramiske laget. Det er også funnet at dersom proporsjonen av titan 1 superlegeringsartikkelen er under omkring 1,5 vekt-*, vil det platina-anrikede laget 24 forhindre titanium i å migrere til det keramiske laget.
Videre, er forholdet mellom nivåene av aluminium 1 superlegeringsartikkelen og nivåene av hafnium og titan kritisk. Dersom forholdet av aluminium til hafnium og/eller titan er under omkring 3, vil det platina-anrikede laget 24 ikke forhindre hafnium og/eller titan å migrere til det keramiske laget.
Dersom titan er til stede i superlegeringsartikkelen som et karbid, f.eks. titankarbid eller titan/tantalkarbid, er det ikke fritt til å migrere til det oksydbindende laget. Imidlertid, dersom titan ikke er bundet opp i superlegeringen som et karbid, er det fritt til å migrere til det keramiske laget. Således, hvis det er mer enn omkring 1,5 vekt-* av fritt titan i superlegeringen, så vil det platina-anrikede laget 24 ikke forhindre titan i å migrere til det keramiske laget. F.eks., danner CMSX-4 superlegering som har en 1,0 vekt-* titan, som all fri titan der det er meget lite karbon for å danne karbider, et tilstrekkelig bundet keramisk lag. Det er antatt at platina danner strenge, komplekse molekyler med fritt titan og forhindrer titanet i å migrere til det keramiske laget. Det er funnet ved analyse av oksydlaget dannet på det platina-anrikede ytre laget av CMSX-4-superlegering at oksydet omfatter alumina. Imidlertid omfatter oksydlaget dannet direkte på CMSX-4-superlegering uten et platina-anriket lag, en blanding av alumina og titan/- tantaloksyd. Således kan det bli sett at det platina-anrikede laget forhindrer migrering av titan til det keramiske laget.
Dersom nivået av aluminium 1 superlegeringsartikkelen er under omkring 4,5 vekt-*, er det utilstrekkelig aluminium i superlegeringsartikkelen til å bli diffundert inn i det platina-anrikede laget 24 for å danne et kontinuerlig lag alumina.
Imidlertid, er hafnium fordelaktig for bindingen og dannelsen av alumina i kontrollerte mengder, under et visst nivå. Det er foretrukket å tilsette kontrollerte mengde av hafnium og/eller yttrium til platinalaget. Hafnium og/eller yttrium blir tilsatt til platinalaget ved fysikalsk dampavsetning (PVD) eller kjemisk dampavsetning (CVD). Hafnium blir tilsatt platinalaget opptil et nivå på 0,8 vekt-* og yttrium ble tilsatt til platina opptil et nivå på 0,8 vekt-*.
I en annen variasjon av oppfinnelsen blir et lag av kobolt eller krom, påført på superlegeringsartikkelen ved elektroplatering. Deretter blir et lag av platina påført kobolt-eller kromlaget ved elektroplatering. Deretter blir kobolt-eller krom- og platinalagene på superlegeringsartikkelen varmebehandlet ved en temperatur i området 1100°C til 1200'C for å danne et platina-anriket ytre lag på superlegeringsartikkelen. Dette danner Igjen platina-anriket 7-prime- og platina-anriket 7-fase. Kobolt eller krom går også inn i 7— °g 7-primefasene for å danne komplekser. Kobolt eller krom øker også dannelsen av alumina. Etter varmebehandling blir det keramiske laget Igjen satt på et oksydlag som dannes på det platina-anrikede laget før eller under elektronstråle-fysikalsk dampavsetning av det keramiske laget. Kobolten eller krommet blir avsatt ved en tykkelse på opptil 5 mikrometer. Alternativt er det mulig først å påføre platina på superlegeringsartikkelen og så avsette kobolt eller krom. Imidlertid er den første prosedyren den foretrukne prosessen.
Attributtene til et godt bindingsbelegg og god adhesjon av termisk barrierebelegg er at bindingsbelegget må ha evnen til å forhindre eller redusere migreringen av transmlsjonsmetall-elementer til det keramiske, termiske barrierebelegget. Migreringen av transisjonsmetallelementer blir fortrinnsvis blokkert av et kontinuerlig lag i bindingsbelegget eller senket av dannelsen av stabile forbindelser ved dette laget i bindingsbelegget. Denne attributt muliggjør at det resulterende, termiske, voksede oksyd dannet på bindingsbelegget er meget rent alumina. Bindingsbelegget må være stabilt mot elding ved høye temperaturer slik at det fremdeles forhindrer, eller reduserer migreringen av transisjonsmetallelementer for å sikre at de eventuelt ytterligere vekst av oksydet på bindingsbelegget, er ved dannelse av alumina. Disse attributtene blir muliggjort ved dannelsen av et stabilt lag nær det termiske, voksede oksyd-grenselaget mellom bindingsbelegget og det keramiske, termiske barrierebelegget .
Fordelene ved anvendelse av det keramiske laget direkte på et platina-anriket ytre lag av en superlegeringsartikkel i stedet for anvendelse av keramisk belegg på et MCrAlY-bindingsbelegg, keramikk på et platina-anriket ytre lag av et MCrAlY-bindingsbelegg, er at det har en redusert vekt, noe som gjør det mer akseptabelt for aerogassturbinmotorer, og det er rimelig å produsere. Ytterligere, har belegget bedre aerotermisk ytelse. Imidlertid, er ulempen at det ikke har så høy temperaturkapabilitet, eller så god binding med det keramiske belegget, som det keramiske belegget på MCrAlY-bindingsbelegget eller det keramiske belegget på det platina-anrikede ytre laget av MCrAlY-bindingsbelegget. Likevel, er temperaturkapabiliteten til det termiske barrierebelegget adekvat for temperaturer opptil omkring 1170<*>C.
Eksempel 5
En porsjon prøver ble produsert ved-anvendelse av en nlkkel-superlegering kalt CMSX-3É, et handelsnavn for Cannon-Muskegon Corporation, av 2875 Lincoln Street, Muskegon, Michigan, MI 49443-0506, USA. Dets nominelle sammensetning er gitt i tabell 3 ovenfor. Noen av superlegeringsartikkelprøvene ble belagt med forskjellige tykkelser av platina, disse er 3, 7, 12,5 og 17,5 mikrometer tykkelse av platina for å bestemme effekten av platinatykkelsen på holdbarheten til det termiske barrierebelegget. Disse prøvene ble så varmebehandlet ved 1150°C. Noen av superlegeringsartikkelprøvene ble belagt med 7 mikrometer tykkelse platina og disse prøvene ble varmebehandlet ved forskjellige temperaturer for å bestemme effekten av varmebehandlingstemperaturer, disse var 1000°C, 1100°C, 1150°C og 1190°C på holdbarheten av det termiske barrierebelegget. Noen av prøvene som nevnt ovenfor ble platinaplatert og varmebehandlet, men det keramiske belegget ble ikke påført. En røntgendiffraksjonsanalyse av den ytre overflaten av superlegeringsartikkelen etter platinaplatering og varmebehandling ble utført.
Røntgenstrålediffraksjonsanalyse av det ytre overflatelaget var i stand til å penetrere til en dybde på 3-5 mikrometer fra overflaten på superlegeringsartikkelen.
Analysen av prøven med en 7 mikrometer tykkelse platina påført og som var varmebehandlet ved 1000°C, som tilsvarer den kjente teknikk lært i US5427866, avslørte at platina-anriket y— og platina-anriket -Y-primefase ble produsert, men også en ukjent fase ble detektert. Mikrografundersøkelse bekreftet at en struktur som vist i figur 3 ikke ble produsert, men heller en struktur som vist i figur 5, hvor platina-anriket -y- og platina-anriket -y-primefaser ble dannet med den ukjente fase direkte på den platina-anrikede y- og den platina-anrikede -y-prlmef åsene ved den ytre overflate. Den ukjente fasen hadde redusert nivået av aluminium, kun 3,3 vekt-*, sammenlignet med platina-anriket y- og platina-anriket "Y-primefaser. Det er antatt at den ukjente fasen ikke ville ha nok aluminium for å danne alumina for å binde det keramiske belegget på superlegeringssubstratet.
Mikrostrukturen av superlegeringssubstratet 50 omfatter generelt to faser som sett klart i figur 5, disse er en "Y—f asemat riks 62 og en -y-primefase 64 i "y-primef asematriksen 62. -y-primef asematrlksen 64 danner en forsterkning i y—fasematriksen 62. Varmebehandling av 7 mikrometer tykkelse platinalag 66 på superlegeringssubstratet 50 forårsaker aluminium i superlegeringssubstratet 50 å diffundere utover mot platinalaget 66 på overflaten av superlegeringssubstratet 50. Dette resulterer i dannelsen av en platina-anriket -y-fase 68 og en platina-anriket -y—primefase 70 og en ukjent fase 56 på fasene 68 og 70 på den ytre overflaten av laget på superlegeringsartikkelen 50. Aluminium i den ukjente fasen 56 på det ytre overflatelaget og superlegeringsartikkelen 50 er tilgjengelig for dannelsen av alumina 58 til å binde til det keramiske laget 60.
Under drift er strukturen vist i figur 5 ustabil på grunn av driftstemperaturen i gassturbinmotoren vil forårsake faseforandring og opptre under aluminaet og det keramiske belegget. Spesielt er det en signifikant forandring i volum dersom den ukjente fasen forandres til en platina-anriket 7—fase eller en platina-anriket 7-primefase på grunn av det faktum at størrelsen til krystallstrukturen er så forskjellig mellom den platina-anrikede 7-fasen eller platina-anriket 7-primefasen, og den ukjente fasen. Dette vil gjøre anvendelsen av strukturen vist i figur 5 upassende for binding av et keramisk belegg på superlegeringsartikkelen, på grunn av at disse volumforandringene er forbundet med faseforandringer, vil det resultere i løsning av det keramiske laget.
Analysen av prøvene med en 7 mikrometer tykkelse platina påført som hadde blitt varmebehandlet ved 1100<*>C, avslørte at platina-anriket 7- og platina-anriket 7-primefase ble produsert, og mikrografundersøkelse bekreftet at en struktur vist i figur 3 ble produsert. Sammensetningene av den platina-anrikede 7—fasen og den platina-anrikede 7-primefasen hovedsakelig den samme som den for varmebehandling ved 1150°C.
Analysen av prøvene med en 7 mikrometer tykkelse platina påført og som hadde blitt varmebehandlet ved 1150<*>C avslørte at platina-anriket 7- og platina-anriket 7-primefaser blir produsert og en mikrografundersøkelse bekreftet at strukturen som vist I figur 3 ble produsert. Sammensetningen av en av de platina-anrikede 7-primefåsene er omkring 53,7 vekt-* Pt, 29,5 vekt-* Ni, 2,5 vekt-* Ta, 1,0 vekt- Ti, 4,8 vekt-* Al, 0,35 vekt-* Re, 1,6 vekt-* W, 0,2 vekt-* Mo, 3,6 vekt-* Co og 3,0 vekt-* Cr. Sammensetningen av en av de platina-anrikede 7-fasene er 48,6 vekt-* Pt, 29,7 vekt-* NI, 0,8 vekt-* Ta, 0,3 vekt- Ti, 2,75 vekt-* Al, 1,2 vekt-* Re, 2,6 vekt-* W, 0,5 vekt-* Mo, 6,7 vekt-* Co og 6,9 vekt-* Cr. Analysen av prøvene med en 7 mikrometer tykkelse platina påført og som var varmebehandlet ved 1190°C avslørte at platina-anriket 7— og platina-anriket 7-primefaser ble produsert og en mikro-grafundersøkelse bekreftet at en struktur som vist i figur 3 ble produsert. Sammensetningen av den platina-anrikede •y—fasen og den platina-anrikede 7—primefasen er hovedsakelig den samme som den for varmebehandling ved 1150<*>C.
Analysen av prøvene med en 3 mikrometer tykkelse platina påført og som er blitt varmebehandlet ved 1150°C avslørte at platina-anriket 7- og platina-anriket 7—primefaser ble produsert og mikrografundersøkelse bekreftet at en struktur som vist i figur 3 ble produsert. Imidlertid, ble det funnet at det ikke var så mye platina-anriking som for prøven med 7 mikrometer platinalag og således danner den platina-anrikede 7— og platina-anrikede 7—primefaser med forskjellig sammensetning. Dette er Ikke et kontinuerlig platina-anriket ytre overflatelag.
Analysen av prøven med en 12,5 mikrometer tykkelse platina påført og som er blitt varmebehandlet ved 1150°C avslørte at platina-anriket 7- og platina-anriket 7—primefaser ble produsert, men også en ytterligere ukjent fase ble detektert. Mikrografundersøkelse bekreftet at en struktur som vist i figur 3 ikke ble produsert, men heller en struktur som vist i figur 5, hvor platina-anriket 7— og platina-anriket 7—prime-faser ble dannet med en ukjent fase direkte på den platina-anrikede 7— og platina-anrikede 7—primefåsene på den ytre overflaten. Den ukjente fasen har redusert nivået av aluminium, kun 3,3 vekt-*, sammenlignet med den platina-anrikede 7— og den platina-anrikede 7—primefasen. Det er antatt at den ukjente fasen ikke vil ha nok aluminium for å danne hovedsakelig ren alumina for å binde til det keramiske belegget på superlegeringsartikkelen.
Analysen av prøven med 17,5 mikrometer tykkelse platina påført og som hadde blitt varmebehandlet ved 1150<*>C avslørte at den samme ukjente fasen som for 12,5 mikrometer tykkelse ble produsert. Mikrografundersøkelse bekreftet at den ukjente fasen ble fremstilt, men også platina-anriket 7— og platina-anriket 7-primefaser ble produsert og strukturen som vist i figur 5, hvor platina-anriket 7— og platina-anriket 7—prime-faser ble dannet med den ukjente fasen direkte på de platina-anrikede y— og de platina-anrikede "Y-primefåsene på den ytre overflaten. Tykkelsen av den ukjente fasen er mye tykkere og således kan ikke røntgenstråler penetrere til de platina-anrikede y— og platina-anrikede y—primefåsene. Den ukjente fasen har redusert nivået av aluminium, kun 3,3 vekt-*, sammenlignet med de platina-anrikede y— og platina-anrikede "Y—primef åsene. Det er antatt at den ukjente fasen ikke vil ha nok aluminium til å danne hovedsakelig ren alumina for å binde til det keramiske belegget på superlegeringssubstratet.
Den ukjente fasen er antatt å være en form av ordnet fase av platina, nikkel og aluminium. Sammensetningen av den ukjente fasen er blitt bestemt å være 79 vekt-* Pt, 12,6 vekt-* Ni, 3,0 vekt-* Al, 0,11 vekt-* Ti, 2,3 vekt-* Co, 2,7 vekt-* Cr og spornivåer av Re, W, Mo og Ta.
Forskjellen mellom strukturene for 7 mikrometer tykkelse av platina ved temperaturer på 1100°C, 1150°C og 1190<*>C er at de platina-anrikede y—prime-fremspringene blir grovere ved økende temperatur.
Noen av disse prøvene ble utsatt for standardisert adhesjonstest hvor styrken av bindingen mellom det keramiske belegget og det platina-anrikede ytre laget på superlegeringssubstratet ble bestemt og resultatene er som vist i figurene 6 og 7.
7 mikrometer tykkelsen av platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1000"C, hadde en kritisk last på 10 Newton i som prosessert tilstand uten elding. 7 mikrometer tykkelse platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1100"C, hadde en kritisk last på 15 Newton i som prosessert tilstand uten elding. 7 mikrometer tykkelse platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1150<*>C, hadde en kritisk last på 25 Newton I som prosessert tilstand uten elding. 7 mikrometer tykkelse platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1190<*>C, hadde en kritisk last på 10 Newton i som prosessert tilstand uten elding. 3 mikrometer tykkelsen av platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1150°C, hadde en kritisk last på 10 Newton i som prosessert tilstand uten elding. 12,5 mikrometer tykkelse platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1150°C, hadde en kritisk last på 35 Newton i som prosessert tilstand uten elding. 17,5 mikrometer tykkelse platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1150°C, hadde en kritisk last på 25 Newton i som prosessert tilstand uten elding.
De gjenværende prøvene ble utsatt for en eldingsprosess for å simulere en driftsperiode i turbinen på en gassturbinmotor. Eldingsprosessen var 25 timer ved 1100°C, 25 timer ved 1150°C, 25 timer ved 1170°C, 25 timer ved 1190°C og 25 timer ved 1210°C og så ble de relative adhesjonsstyrkene for de forskjellige bindingsbeleggene bestemt. Dersom bindingen sviktet under montering av adhesjonsstyrketesteren, ble den satt til en styrke på 5 Newton.
7 mikrometer tykkelse platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1000°C, hadde en kritisk last på 5 Newton ved 1100°C, 10 Newton ved 1150°C, men hadde en kritisk last på 5 Newton ved 1170°C, 1190°C og 1210°C. 7 mikrometer tykkelse platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1100°C, hadde en kritisk last på 10 Newton ved temperaturer på 1100°C, 1150°C og 1190°C, og hadde en kritisk last på 5 Newton ved 1170° C og 1210°C. 7 mikrometer tykkelse platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1150°C, hadde en kritisk last på 10 Newton ved temperaturer opptil 1190°C, og hadde en kritisk last på 5 Newton ved 1210°C. 7 mikrometer tykkelse platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1190°C, hadde en kritisk last på 10 Newton ved en temperatur på 1100°C og 1150°C, og hadde en kritisk last på 5 Newton ved 1170°C, 1190°C og 1210°C. Resultatene av effekten av adhesjonsstyrken på forskjellige varmebehand-1ingstemperaturer på et 7 mikrometer tykt platinalag, er vist klart i figur 6. 3 mikrometer tykkelse av platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1150°C hadde en kritisk last på 5 Newton ved 1150°C, men hadde en kritisk last på 0 Newton ved 1170°C, 1190°C og 1210°C, da belegget skallet av. 12,5 mikrometer tykkelse platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1150°C, hadde en kritisk last på 10 Newton ved 1100°C, 1150°C og 1190° C, og hadde en kritisk last på 5 Newton ved 1170° C og 1210°C. 17,5 mikrometer tykkelse platina som hadde blitt varmebehandlet ved 1150°C, hadde en kritisk last på 10 Newton ved temperaturer opptil 1150°C og hadde en kritisk last på 5 Newton ved 1170°C, 1190°C og 1210°C.
Resultatene av effekten av adhesjonsstyrken på de forskjellige tykkelser av platinalaget, ved en varmebehandlingstemperatur på 1150°C, er vist klarere i figur 7.
Det kan sees fra resultatene av testene at varmebehandling ved 1100° C til 1200" C for et 7 mikrometer tykt lag platina produserer bedre resultater enn for varmebehandling ved 1000°C for et 7 mikrometer tykt lag platina og faktisk er det opptil en 40°C temperaturkapabilltetsforbedring før svikt opptrer. Tykkelse av platina lik eller mindre enn 3 mikrometer produserer ikke akseptabel, keramisk, termisk barriere-beleggingsadb.es j on. Det kan bil sett at det er noe Inkonsi-stens i adhesjonsstyrken for 7 mikrometer tykt platinalag varmebehandlet ved 1150°C i en time og for 12,5 mikrometer tykt platinalag behandlet ved 1150°C i en time. Det 12,5 mikrometer tykke platinalaget kan bli varmebehandlet ved 1150°C i lenger tid for å sikre at all platina kombinerer for å danne de platina-anrikede y— og platina-anrikede y—prime-faser og sikre at det ikke blir dannet noe ukjent fase. Det kan også være mulig å benytte varmebehandling i lengere perioder for 17,5 mikrometer tykke platinalag, men dette har ingen fordeler overfor tynnere platinalag og er mer kostbart. Elementene hafnium, titan og tantal har en tendens til å favorisere den platina-anrikede -Y-primefasen. Det er postulert at nivåene av disse transisjonsmetallelementene i den platina-anrikede "y—primef asen når et kritisk nivå hvor der er en reduksjon i adhesjon av det termiske barrierebelegget. Det er teoretisert at dette kan være på grunn av reduksjon av *y—primef asens solvustemperatur eller at eventuelle fordeler for platina-anrlking ble redusert når større konsentrasjoner av disse transisjonsmetallelementene er til stede, dvs. platina-anriket "Y-primefase frigir mer av transisjonsmetallelementene med økning av konsentrasjonen av transisjonsmetallelementer og disse frigitte transisjonsmetallelementene kan påvirke oksydlaget.
De platina-anrikede 7— og platina-anrikede 7—primefåsene vokser ved å trekke elementer inn i deres respektive faser og skilling opptrer i velkjente forhold. F.eks., i platina-anriket 7-primefase er forholdet av M3X eller Pt3X, hvor X er Al, Ti, Ta, Hf, Cr, osv., men det er ingen restriksjon på sammensetning av platina-anriket 7-fase.
Det er postulert at på grunn av transisjonsmetallelementene er favorisert i den platina-anrikede 7-primefasen, så blir titan, tantal, hafnium, osv. fiksert i disse fasene. I den platina-anrikede 7-fasen er stabiliteten til titan, tantal, hafnium, osv. er redusert og derfor er disse transisjons-metallene mobile i disse fasene.
Det er observert at det ytre overflatelaget på super-legeringssubstratartlkkelen vist i figur 5 generelt omfatter den ukjente fasen som her er kalt "0"-fasen, men kan i noen tilfeller være en platina-anriket 7-fase. Dersom det ytre overflatelaget er "0"-fase, så har den en tendens til å ha lavere titan og tantalnivåer, da disse transisjonsmetallelementene er bundet opp i den platina-anrikede 7—primefasen. Derfor, er oksydet som danner "0"-fasen relativt rent alumina. "C-fasen har høyere nivåer av platina som, det er postulert, kompenserer til en viss grad for det lave nivået av aluminium ved betraktning av alumina-dannelse. Dersom det ytre overflatelaget er platina-anriket 7—fase, så er titan-nivåene omkring like for "0"-fasen selv om tantalnivåene er høyere enn for "0"-fasen. Nivået av aluminium i den platina-anrikede 7—fasen er mindre enn i "0"-fasen, men det er postulert at det ytterligere krom til stede i forhold til "0"-fasen vil hjelpe til i dannelsen av alumina.
Den platina-anrikede 7—primefasen har relativt høye nivåer av titan og tantal, men blir balansert ved den større stabiliteten til den platina-anrikede 7—primefasen, som blir postulert kjemisk binder opp titan og tantal, osv., og forhindrer dem i å ha påvirkning av adhesjon av det keramisk, termiske barrierebelegget.
I alle disse tilfellene er det blitt teoretisert at platina undertrykker dannelsen av mindre beskyttende oksydskall som enten gjør dannelsen av alumina mer favorisert ved økning av aluminaaktivitet eller ved reduksjon av bevegelsen av transisjonsmetallelementer gjennom bindingsbelegget ved å danne sterke forbindelser eller ved kjemisk påvirkning av transisjonsmetallelementene.
Eksempel 6
En porsjon prøver som illustrert i figur 2 ble produsert ved anvendelse av en nlkkel-bart superlegering kalt CMSX-4, et handelsnavn for Cannon-Muskegon Corporation, av 2875 Lincoln Street, Muskegon, Michigan, Ml 49443-0506, USA. Dets nominelle sammensetning er gitt i tabell 3 ovenfor. Super-legeringsartikkelprøvene ble belagt med 5 mikrometer tykkelse platinalegering inneholdende hafnium ved påsprøyting. Hafnium var til stede opptil omkring 0,8 vekt-*, fortrinnsvis opptil omkring 0,5 vekt-*. Deretter ble det hafnium-inneholdende platinalaget varmebehandlet ved 1100°C til 1200°C, 1 dette eksemplet 1150°C, i opptil 6 timer, fortrinnsvis i 1 time, for å diffundere hafnium og platina for å danne platina-anriket "y— og platina-anriket 7-primefaser, som begge inneholder hafnium. Hafniuminnholdet i prøvene var 0,75 vekt-% og dette ble sammenlignet med en prøve med 5 mikrometer tykkelse platina uten hafnium og en prøve uten platina.
Noen av disse prøvene ble utsatt for en standard adhesjonstest hvor styrken av binding mellom det keramiske laget og det platina-anrikede ytre laget på superlegeringssubstratet ble bestemt.
Prøven med 5 mikrometer tykkelse platina inneholdende hafnium, hadde en kritisk last på 25 Newton som prosessert uten elding. Prøven med kun 5 mikrometer tykkelse platina hadde en kritisk last for 15 Newton som prosessert tilstand. Prøven uten platina, dvs. det keramiske belegget bundet direkte på et oksydlag på superlegeringssubstratet, hadde en kritisk last på 15 Newton i som prosessert tilstand.
De gjenværende prøvene ble så utsatt for en eldlngsprosess for å simulere en driftsperiode i en turbin på en gassturbinmotor. Eldlngsprosessen var 25 timer ved 1100<*>C, 25 timer ved 1150<*>C og 25 timer ved 1170° C og så ble de relative ad-hes jonsstyrkene til de forskjellige bindingsbeleggene bestemt.
Prøvene med 5 mikrometer tykkelse platina hadde en kritisk last på 0 Newton ved elding i 25 timer ved 1100<*>C, 1150<*>C og 1170<*>C. Prøven med 5 mikrometer tykkelse platina med hafnium hadde en kritisk last på 5 Newton for elding i 25 timer ved 1100'C og 1150'C, men hadde en kritisk last på 0 Newton for elding i 25 timer ved 1170<*>C. Prøvene uten noe platina hadde en kritisk last på 0 Newton for elding i 25 timer ved 1100°C, 1150<*>C og 1170<*>C. Disse resultatene er vist i figur 8.
Det kan bli sett at tilsetningen av hafnium til platina er fordelaktig ved at den øker temperaturkapabiliteten til de termiske barrierebelegg. Det er klart at dette vil bli forbedret ved anvendelse av 7 mikrometer tykkelse platina.
Det er også mulig å påføre et lag kobolt eller krom, enten mellom superlegeringssubstratet og platina-gruppemetallet eller på toppen av platina-gruppemetallet. Tykkelsen av lagene er opptil 8 mikrometer i tykkelse, typisk 5 til 8 mikrometer i tykkelse. Det ytre laget kan bli påført ved PVD, CVD eller ved en elektroplateringsprosess.
Anvendelsen av et ytterligere koboltlag vil være fordelaktig, da kobolt forbedrer adhesjonen av oksydlaget på det platina-anrikede y— og platina-anrikede y—prime-inneholdende laget. Anvendelsen av et ytterligere kromlag vil være fordelaktig, da det hjelper oksydbinding ved å øke aluminiumaktiviteten og vil også forbedre oksydasjonsoppførselen til platina-anriket y— og platina-anriket y—primefåsene.
Eksempel 7
En porsjon prøver som illustrert i figur 2 ble produsert ved anvendelse av en nikkel-basert superlegering kalt CMSX-4, et handelsnavn for Cannon-Muskegon Corporation, av 2875 Lincoln Street, Muskegon, Michigan, Ml 49443-0506, USA. Dets sammensetning er gitt i tabell 3 ovenfor. Noen av super-legeringsartikkelprøvene ble belagt med 10 mikrometer tykkelse platina, ble så varmebehandlet ved 1100°C i 1 time, ble så belagt med 7 mikrometer tykkelse kobolt og varmebehandlet ved 1150°C I 1 time. Disse prøvene ble så belagt med keramiske belegg ved elektronstråle-fysikalsk dampavsetning. Noen av superlegeringsartikkelprøvene ble belagt med enten 2,5 eller 7 mikrometer kobolt, ble så varmebehandlet ved 1000°C eller 1100°C i 1 time, ble belagt med 10 mikrometer tykkelse platina og ble varmebehandlet med 1100°C eller 1150°C i 1 time. Disse prøvene ble så belagt med keramisk belegg ved elektronstråle-fysikalsk dampavsetning. De beste resultatene ble oppnådd ved kombinasjon av 7 mikrometer tykkelse kobolt diffundert ved 1000'C eller 1100°C med 10 mikrometer tykkelse platina diffundert ved 1150°C. Det er teoretisert at det ytre laget av bindingsbelegget inneholder et topplag av platina-anriket 7—fase og/eller en kobolt-platina-fase, mens et underlag av bindingsbelegget inneholder platina-anriket 7— og platina—anriket 7—prime-faser , hvor transisjonsmetallelementene er holdt i de platina-anrikede 7-primefåsene. Røntgenanalyse av det undre laget for å Identifisere fasene er Ikke mulig på grunn av dybden av dette laget fra overflaten.
Sammensetningen av fasene for det øvre og det nedre laget av bindingsbelegget for 7 mikrometer tykkelse kobolt diffundert ved 1100°C og 10 mikrometer tykkelse platina diffundert ved 1150°C er som følger. Topplaget har en første fase med en sammensetning på 76,9 vekt-* Pt, 10,3 vekt-* Ni, 7 vekt-* Co, 3,4 vekt-* Al, 2,3 vekt-* Cr, 0,12 vekt-* Ti og 0,03 vekt-* Re. Topplaget har en andre fase med en sammensetning på 71,4 vekt-* Pt, 13,1 vekt-* NI, 11 vekt-* Co, 3,3 vekt-* Cr, 1,06 vekt-* Al og 0,09 vekt-* Ti. Det nedre laget har en platina-anriket 7—primefase med en sammensetning på 72,4 vekt-* Pt, 12,7 vekt-* Ni, 5,1 vekt-* Ta, 3,9 vekt-* Co, 3 vekt-* Al, 1,1 vekt-* Cr, 0,9 vekt-* Ti, 0,77 vekt-* W og 0,07 vekt-* Re. Det nedre laget har en platina-anriket 7—fase med en sammensetning på 65 vekt-* Pt, 16,7 vekt-* Ni, 11,9 vekt-* Co, 3,6 vekt-* Cr, 1,44 vekt-* Al, 0,5 vekt-* Ta, 0,45 vekt-* w, 0,27 vekt-* Ti, 0,15 vekt-* Re og 0,07 vekt-* Mo.
Derimot viser 2,5 mikrometer tykkelse kobolt varmebehandlet ved 1100°C fulgt av 10 mikrometer tykkelse platina varmebehandlet ved 1150°C høye nivåer av titan i topplaget. I cyklisk testing ved 1135°C svikter dette belegget etter 140 cykluser.
Figur 9 viser testingen av 7 mikrometer tykkelse kobolt varmebehandlet ved 1100°C og 10 mikrometer tykkelse platina varmebehandlet ved 1150'C. Det er tydelig på figur 9 at denne kombinasjonen kobolt— og platinalag produserer et bindingsbelegg som har bedre cyklisk liv ved 1135°C enn et enkelt platinalag, et dobbelt platinalag eller et platlnaaluminid-bindingsbelegg ifølge kjent teknikk produsert ved platinaplatering og aluminiserlng ved 800°C til 950°C.
Eksempel 8
En porsjon prøver ble produsert ved anvendelse av en nikkel-superlegering kalt CMSX-4, som hadde en sammensetning gitt i tabell 3 ovenfor. Alle superlegeringsartikkelprøvene ble belagt med 7 mikrometer tykkelse platina og ble varmebehandlet ved 1150° C i 1 time. Noen av superlegerings-artikkelprøvene ble så belagt med 5 mikrometer tykkelse platina og ble varmebehandlet ved 900°C i 1 time. Noen av superlegeringsartikkelprøvene ble belagt med 5 mikrometer tykkelse platina og ble varmebehandlet ved 1000°C i 1 time. Til sist ble noen av superlegeringsartiklene så belagt med 5 mikrometer tykkelse platina og ble varmebehandlet ved 1100°C i 1 time. For alle disse superlegeringsartikkelprøvene ble det avsatt et termisk barrierebelegg ved elektronstråle-fysikalsk dampavsetning.
Intensjonen ved disse eksemplene var å produsere en stabil platina-anriket y—primefase og platina-anriket y—fase under et lag med den første påføringen av platina og varmebehandling ved 1150°C for å holde eventuelt titan eller andre transisjonsmetallelementer I dette nedre laget og å produsere et topplag med lavere transisjonsmetallelementnivåer med en andre påføring av platina og dets varmebehandling ved forskjellige temperaturer på 900°C, 1000°C og 1100°C. Titanet og eventuelt andre transisjonsmetallelementer vil bli opprettholdt i den platina-anrikede 7-prime- og platina-anrikede 7-fasen som er mer stabil enn -Y-primefasen i CMSX-4-superlegeringsartikkelen.
Analysen av superlegeringsartikkelprøvene med det andre platinalaget varmebehandlet ved 900°C viste et topplag omfattende platina-anriket t-faser og "C-faser. "0"-fasen er en fase som er isostrukturell med germanium-nikkel-platina (Ge Ni Pt2), som har en ortorombisk struktur, forstyrret kubisk. Sammensetningen av germanium-nikkel-platina (Ge Ni Ptg) i atomprosent er 50 atom-* Pt, 25 atom-* Ni og 25 atom-* Ge og dette sammenlignes med en 15 mikrometer tykkelse platina diffundert ved 1150°C for å danne en "0"-fase-sammensetning ved atomprosent på 49 atom-* Pt, 26 atom-* Ni, 14 atom-* Al, 6 atom-* Cr, 5 atom-* Co.
Analysen av prøvene med et andre platinalag varmebehandlet ved 1000°C og 1100°C indikerte at mengden titan i topplaget øker med økende varmebehandlingstemperatur. Fasene dannet i topplaget er platina-anriket "Y— og "0"-faser for varmebehandling ved 1000°C og platina-anriket y— og platina-anriket "Y-primef aser for varmebehandling i 1100° C.
Isotermal testing av prøvene i eksempel 8 og de produsert i eksempel 5 viser at det doble laget platina med et topplag varmebehandlet ved 900°C fungere mye bedre enn det enkle laget platina fra eksempel 5, selv om cyklisk testing viser at begge hadde omkring de samme antall cykluser til svikt, 100 til 150 cykluser, som vist i figur 9.
Den cykliske testen av beleggene indikerer at belegg med "0"—fase i topplaget på toppen av et nedre lag omfattende platina-anriket y— og platina-anriket y—primefaser, er like gode som det enkle lag omfattende platina-anriket y— og platina-anriket y—primefaser.
Det ble opprinnelig antatt at "0"-fasen ikke ville ha tilstrekkelig aluminium for å danne alumina. Imidlertid, har "0"-fasen en relativt lav vekt-* aluminium, men likevel har den en relativt høy atom-* aluminium. Ved å betrakte sammensetningen av den platina-anrikede y—, den platina-anrikede y—prime og <H>0"-fasene produsert fra diffusjonen av et enkelt lag platina i atom-*: Den platina-anrikede y—fasen har en sammensetning på 43-47 atom-* Ni, 22-33 atom-* Pt, 11-13 atom-* Cr, 7-10 atom-* Co, 6-9 atom-* Al, 0,4-0,8 atom-* Ti og 0,2-0,6 atom-* Ta. Den platina-anrikede y—primefasen har en sammensetning på 37-45 atom-* Ni, 25-34 atom-* Pt, 14-16 atom-* Al, 4-8 atom-* Cr, 4-5 atom-* Co, 1-2 atom-* Ti og 0,4-2 atom-* Ta. <H>0"-fasen har en sammensetning på 44-50 atom-* Pt, 25-28 atom-* Ni, 13-17 atom-* Al, 6-8 atom-* Cr, 4-5 atom-* Co, 0,3-0,5 atom-* Ti og 0-0,1 atom-* Ta.
Foreliggende oppfinnelse fremskaffer et bindingsbelegg som har lave nivåer av titan eller andre transisjonsmetallelementer, eller dersom transisjonsmetallelementene er til stede, er de forhindret fra å migrere til aluminalaget og det keramisk, termiske barrierebelegg ved dannelse av stabile forbindelser eller faser.
Foreliggende oppfinnelse fremskaffer et bindingsbelegg som senker migreringen av overgangsmetallelementer til det keramisk, termiske barrierebelegget og oksydlaget, den har Ingen kontinuerlige lag som blokkerer migreringen av overgangsmetallelementer. Bindingsbelegget er derfor ikke fullstendig effektivt i forhindring av migrering av transl-sjonsmetallelementer inn i det keramiske barrierebelegget og oksydlaget.
Likevel, er oksydlaget dannet på bindingsbelegget med et rent alumina og har meget lite eller ingen skadelige overgangs-metalloksyder slik som rutil (TiOg) eller (Ti,Ta)02.
I tilfeller av et enkelt tynt platinalag eller høy varmebehandlingstemperatur for et enkelt platinalag, som blir diffundert inn i superlegeringsartikkelen, omfatter det resulterende enkle ytre laget platina-anriket y— og platina-anriket "y-primefaser. For et enkelt tykt platinalag, eller varmebehandling ved lav temperatur for et enkelt tynt platinalag som blir diffundert inn i superlegeringsartikkelen, omfatter det resulterende laget en platina-anriket 7—, en platina-anriket 7—prime- eller en "0"-fase topplaget på et nedre lag som omfatter platina-anriket 7—, platina-anriket 7—primef aser. I tilfellet med to platinalag som blir diffundert inn i superlegeringsartikkelen omfatter det resulterende ytre laget et topplag omfattende en kombinasjon av to eller flere platina-anrikede 7-, platina-anrikede 7-prime eller "0"-faser under et lag som omfatter platina-anriket 7— og platina-anriket 7—primefaser. I tilfellet ved en kombinasjon av kobolt og platinalag som blir diffundert inn i superlegeringsartikkelen, omfatter et ytre laget et topplag omfattende enten en kombinasjon av platina-anriket 7— og kobolt-platina-faser eller platina-anriket 7—prime i en platina-anriket 7-fase eller en kobolt-platinafase på et undre lag som omfatter platina-anriket 7— og platina-anriket 7—primefaser.
Varmebehandlingen kan bli utført enten i harde vakuum betingelser ved trykk i området fra 10~<4> til IO-<5> torr eller i et partial trykk argon ved f.eks. 10~<2> torr.
Det er funnet fra målinger av krystallstrukturen til den platina-anrikede 7-, platina-anrikede 7-prime- og "0"-fasen at volumet av åtte platina-anrikede 7—krystallkuber er 403 Å^, at volumet til åtte platina-anrikede 7—primekrystall-kuber er 414 Å<3> og at volumet til en "0"-fasekrystallkube er 425 Å^. Det kan således bli sett at det kun er omkring 5* forandring i volumet ved forandring fra "0"-fasen til den platina-anrikede 7-fasen. Det er kun omkring 2,5* forandring i volumet ved forandring fra det platina-anrikede 7—primefase til den platina-anrikede 7-fasen. Disse små forandringene vil ikke ødelegge adhesjonen av bindingsbelegget.
En hovedfaktor for å komme frem til fordelene ved foreliggende oppfinnelse er at varmebehandlingen i området som utgjør full diffusjon opptrer mellom platina-gruppemetallet og superlegeringssubstratet for å danne de platina-anrikede Tf— og platina-anrikede 7—primef åsene. Disse fasene er meget tilsvarende i sammensetning og eventuelle forandringer i faser mellom de to forstyrrer Ikke det foreliggende keramisk, termiske barrierebelegget, da eventuelle forandringer i fase under drift Ikke resulterer i store volumforandringer, sammenlignet med kjent teknikk, hvor det er ingen eller kun delvis diffusjon.
Mens I de ovenfor beskrevne eksemplene, ble kun platina påført på superlegeringsartikkelen og varmebehandling for å diffundere inn I det ytre laget av superlegeringsartikkelen, kan andre platina-gruppemetaller bli benyttet, slik som palladium eller rhodium.
Det er ingen grunn til å anta at oppfinnelsen ikke også med suksess kan bli benyttet på kobolt-baserte superlegeringer.
En ytterligere fordel ved foreliggende oppfinnelse er at varmebehandlingen over 1100°C forbedrer utbyttet av suksess-fulle belagte, superlegeringsartikler sammenlignet med de varmebehandlet ved 1000°C.
Dersom foreliggende oppfinnelse blir benyttet for turbin-blader, eller turbinvinger, kan den presise tykkelsen av det keramiske laget bli valgt ved eksperimenter og/eller beregning og vil avhenge av temperaturen og korrosive midler som blir erfart av komponentene under drift. F.eks., vil et keramisk lag ha en tykkelse opptil 300 mikrometer (300 x 10~<6>m).
Claims (43)
1.
Fremgangsmåte for påføring av et flerlags, termisk barrierebelegg ( 22) på en superlegeringsartikkel (20), som omfatter trinnene: påføring av et lag av et platina-gruppemetall på en superlegeringsartikkel (20), varmebehandling av den platina-gruppemetallbelagte superlegeringsartikkelen (20), påføring av et keramisk belegg (28) på superlegeringsartikkelen (20),karakterisert ved at artikkelen (20) varmebehandles for å diffundere platina-gruppemetallet inn I superlegeringsartikkelen (20) og derved skape et platina-gruppemetall-anriket ytre lag (24) på superlegeringsartikkelen (20), hvor varmebehandlingen blir utført ved en temperatur i området fra 1100°C til 1200°C avhengig av oppløsningsvarmebehandlingstemperaturen som passer for superlegeringsartikkelen (20).
2.
Fremgangsmåte Ifølge krav 1, karakterisert ved at varmebehandlingen blir utført 1 opptil 6 timer.
3.
Fremgangsmåte ifølge krav 1 eller krav 2, karakterisert ved at den omfatter dannelsen av et tynt, vedheftende lag (26) av oksyd på det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20), og påføring av det keramiske belegget (28) på oksydlaget (26).
4 .
Fremgangsmåte Ifølge krav 1 eller krav 2, karakterisert ved at den omfatter å påføre et aluminium-inneholdende legeringsbelegg (16) på den platina-gruppemetall-anrikede, ytre laget (14) på superlegeringsartikkelen (10), dannelsen av et tynt vedheftende lag av oksyd (18) på det aluminium-inneholdende legeringsbelegget (16) og påføring av det keramiske belegget (20) på oksydlaget (18).
5.
Fremgangsmåte ifølge krav 4, karakterisert ved at det aluminium-inneholdende legeringsbelegget (16) omfatter en MCrAlY-legering, hvor M er minst en av Ni, Co og Fe.
6.
Fremgangsmåte Ifølge et hvilket som helst av kravene 1 til 5, karakterisert ved at platina-gruppemetallet blir påført ved en elektroplateringsprosess.
7.
Fremgangsmåte ifølge et hvilket som helst av kravene 1 til 6, karakterisert ved at platina-gruppemetallet er platina.
8.
Fremgangsmåte Ifølge krav 7, karakterisert ved at tykkelsen av platinalaget som påført før varmebehandling er større enn 3 mikrometer og mindre enn 12,5 mikrometer.
9.
Fremgangsmåte ifølge krav 8, karakterisert ved at tykkelsen av platinalaget som påført før varmebehandling er minst 5 mikrometer.
10.
Fremgangsmåte ifølge et hvilket som helst av kravene 1 til 9, karakterisert ved at varmebehandlingen blir utført i 1 time.
11.
Fremgangsmåte ifølge krav 3, karakterisert ved at det tynne, vedheftende laget av oksyd (26) blir dannet ved oppvarming av det platina-gruppemetall-anrikede, ytre laget (24) i en oksygen-inneholdende atmosfære.
12.
Fremgangsmåte ifølge krav 5, karakterisert ved at det tynne, vedheftende laget av oksyd (18) blir dannet ved oppvarming av det aluminium-inneholdende legeringsbelegget (16) 1 en oksygen-inneholdende atmosfære.
13.
Fremgangsmåte ifølge et hvilket som helst av kravene 1 til 12, karakterisert ved at det keramiske belegget (28) er påført ved elektronstråle-fysikalsk dampavsetning.
14 .
Fremgangsmåte ifølge krav 13, karakterisert ved at det tynne vedheftende lag av oksyd (26) ble dannet under prosessen ved elektronstråle-fysikalsk dampavsetning.
15 .
Fremgangsmåte ifølge et hvilket som helst av kravene 1 til 14, karakterisert ved at en kontrollert mengde hafnium eller yttrium ble påført med eller til laget av platina-gruppemetall.
16.
Fremgangsmåte ifølge krav 15, karakterisert ved at hafniumet eller yttriumet blir påført ved fysikalsk dampavsetning eller kjemisk dampavsetning.
17.
Fremgangsmåte ifølge krav 16, karakterisert ved at hafnium opptil 0,8 vekt-* "blir tilsatt eller yttrium opptil 0,8 vekt-* blir tilsatt.
18.
Fremgangsmåte Ifølge krav 3, karakterisert ved at superlegeringsartikkelen omfatter mer enn 4,5 vekt-* aluminium, mindre enn 1,5 vekt-* hafnium og mindre enn 1,5 vekt-* titan.
19.
Fremgangsmåte ifølge et hvilket som helst av kravene 1 til 18, karakterisert ved at den omfatter påføring av et ytterligere lag på superlegeringsartikkelen (20) før påføring av platina-gruppemetallet på superlegeringsartikkelen (20).
20.
Fremgangsmåte ifølge et hvilket som helst av kravene 1 til 18, karakterisert ved at den omfatter påføring av et ytterligere lag på platina-gruppemetallaget før varmebehandling av superlegeringsartikkelen (20) for å diffundere platina-gruppemetallet Inn i superlegeringsartikkelen (20).
21.
Fremgangsmåte ifølge krav 19, karakterisert ved at den omfatter varmebehandling av superlegeringsartikkelen (20) ved en temperatur i området fra 1000° C til 1100°C for å diffundere det ytterligere laget inn i superlegeringsartikkelen (20) før påføring av platina-gruppemetallaget på superlegeringsartikkelen (20).
22.
Fremgangsmåte Ifølge krav 1, karakterisert ved at den omfatter påføring av et ytterligere lag på det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20), varmebehandling av superlegeringsartikkelen (20) for å diffundere det ytterligere lag inn i det platina-anrikede, ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20).
23.
Fremgangsmåte Ifølge et hvilket som helst av kravene 19 til 22, karakterisert ved at det ytterligere laget omfatter kobolt eller krom.
24.
Fremgangsmåte ifølge et hvilket som helst av kravene 19 til 23, karakterisert ved at det ytterligere laget ble påført ved fysikalsk dampavsetning, kjemisk dampavsetning eller ved en elektroplateringsprosess.
25.
Fremgangsmåte ifølge et hvilket som helst av kravene 19 til 24, karakterisert ved at tykkelsen av det ytterligere laget som er påført før varmebehandling er opptil 8 mikrometer.
26.
Fremgangsmåte ifølge et hvilket som helst av kravene 1 til 25, karakterisert ved at varmebehandlingstiden er tilstrekkelig slik at det platina-gruppemetall-anrikede, ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20) omfatter en platina-anriket y—fase (36) og en platina-anriket y—primefase (38).
27.
Fremgangsmåte ifølge krav 26, karakterisert ved at den omfatter påføring av et ytterligere lag av platina-gruppemetall på det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20), varmebehandling av superlegeringsartikkelen (20) for å diffundere det ytterligere laget av platina-gruppemetallet inn i superlegeringsartikkelen (20), hvor varmebehandlingen blir utført i området fra 900"C til 1100<*>C og i en tid som er tilstrekkelig slik at det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20) omfatter et topplag omfattende minst en platina-gruppemetall-anriket ■y—fase og en ordnet fase av platina-gruppemetall, nikkel og aluminium på et nedre lag omfattende platina-gruppemetall-anriket y—fase (36) og platina-gruppemetall-anriket *y—prime-fase (38), dannelse av et tynt vedheftende oksydlag (26) på det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20) og påføring av det keramiske belegg (28) på det tynne vedheftende oksydlaget (26).
28.
Fremgangsmåte Ifølge krav 27, karakterisert ved at tykkelsen av laget av platina-gruppemetall som er påført før varmebehandlingen er større enn 3 mikrometer og mindre enn 12,5 mikrometer, og at tykkelsen til det ytterligere laget av platina-gruppemetall som er påført før varmebehandlingen er større enn 3 mikrometer og mindre enn 8 mikrometer.
29.
Fremgangsmåte ifølge krav 28, karakterisert ved at tykkelsen av platina-gruppemetallet som er påført er 7 mikrometer og at tykkelsen til det ytterligere laget av platina-gruppemetall som er påført er 5 mikrometer.
30.
Flerlags, termisk barrierebelegg (22) for en superlegeringsartikkel (20), som omfatter: et platina-gruppemetall-anriket ytre lag (24) på superlegeringsartikkelen (20), et keramisk belegg (28) på det platina-anrikede ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20), karakterisert ved at det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20) omfatter en platina-gruppemetall- anriket "y—fase (36) og en platina-gruppemetall-anriket "y—primefase (38), som er dannet ved varming av et platina-gruppemetall lag på superlegeringsartikkelen (20) ved en temperatur i området 1100°C til 1200<*>C, et tynt vedheftende lag (26) av oksyd på det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20), hvor det tynne vedheftende laget av oksyd (26) omfatter alumina, og det keramisk belegg (28) er på oksydlaget (26).
31.
Flerlags, termisk barrierebelegg (12) for en superlegerIngsartikkel (20), som omfatter: et platina-gruppemetall-anriket ytre lag (14) på superlegeringsartikkelen (10), et keramisk belegg (20) på det platina-anrikede ytre laget (14) av superlegeringsartikkelen (10), karakterisert ved at det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (14) av superlegeringsartikkelen (10) omfatter en platina-gruppemetall-anriket "Y-fase og en stabil platina-gruppemetall-anriket "y-primefase, som er dannet ved varming av et platina-gruppemetall lag på superlegeringsartikkelen (20) ved en temperatur i området 1100°C til 1200°C, et aluminium-inneholdende legeringshelegg (16) på det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (14) av superlegeringsartikkelen (10), et tynt, vedheftende oksydlag på det aluminium-inneholdende legeringsbelegget (16), og det keramisk belegg (20) er på oksydlaget (18).
32.
Termisk barrierebelegg ifølge krav 31, karakterisert ved at det platina-gruppemetall-anrikede, ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20) omfatter et topplag og et underlag, hvor topplaget omfatter minst en platina-gruppemetall-anriket 7—fase, platina-gruppemetall-anriket 7—primefase eller en ordnet fase av platina-gruppemetall, nikkel og aluminium, og hvor underlaget omfatter platina-gruppemetall-anriket -y-fase (36) og platina-gruppemetall-anriket 7-primefase (38), det tynne vedheftende lag av oksyd (26) er på topplaget.
33.
Termisk barrierebelegg ifølge krav 31, karakterisert ved at det platina-gruppemetall-anrikede, ytre laget (24) av superlegeringsartikkelen (20) omfatter et topplag og et underlag, hvor topplaget omfatter minst en av platina-gruppemetall-anriket 7-fase og kobolt-platina-fase, og hvor underlaget omfatter en platina-gruppemetall-anriket 7—fase (36) og platina-gruppemetall-anriket 7-primefase (38), det tynne vedheftende laget av oksyd (26) er på topplaget.
34.
Termisk barrierebelegg ifølge krav 33, karakterisert ved at topplaget omfatter noe platina-anriket 7—primefase.
35.
Termisk barrierebelegg ifølge krav 33 eller 34, karakterisert ved at den ordnede fasen av platina-gruppemetall, nikkel og aluminium omfatter 44-50 atom-* Pt, 25-28 atom-* Ni, 13-17 atom-* Al, 6-8 atom-* Cr, 4-5 atom-* Co, 0,3-0,5 atom-* Ti og 0-0,1 atom-* Ta.
36.
Termisk barrierebelegg ifølge et hvilket som helst av kravene 30 til 35, karakterisert ved at det keramiske belegget (28) omfatter yttria-stabilisert zirkonia.
37.
Termisk barrierebelegg ifølge et hvilket som helst av kravene 30 til 36, karakterisert ved at det keramiske belegget (28) har en kolumnar struktur.
38.
Termisk barrierebelegg ifølge et hvilket som helst av kravene 30 til 37, karakterisert ved at superlegeringsartikkelen (20) omfatter en nikkel-basert superlegerlng.
39.
Termisk barrierebelegg ifølge et hvilket som helst av kravene 30 til 38, karakterisert ved at superlegeringsartikkelen (20) omfatter mer enn 4,5 vekt-* aluminium, mindre enn 1,5 vekt-* hafnium og mindre enn 1,5 vekt-* titan.
40.
Termisk barrierebelegg ifølge krav 39, karakterisert ved at det platina-gruppemetall-anrikede ytre laget (24) omfatter hafnium opptil 0,8 vekt-* eller yttrium opptil 0,8 vekt-*.
41.
Termisk barrierebelegg ifølge et hvilket som helst av kravene 30 til 40, karakterisert ved at det platina-gruppemetall-anrikede, ytre laget (24) er anriket med kobolt eller krom.
42.
Termisk barrierebelegg ifølge et hvilket som helst av kravene 30 til 41, karakterisert ved at platina-gruppemetallet er platina.
43.
Termisk barrierebelegg ifølge et hvilket som helst av kravene 30 til 42, karakterisert ved at den platina-gruppemetall-anrikede 7—primefasen (38) og den platina-gruppemetall-anrikede 7—fasen (36) forhindrer eller redusere migreringen av overgangsmetallelementer fra superlegeringsartikkelen (20) til det keramiske belegget (28).
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| GBGB9426257.3A GB9426257D0 (en) | 1994-12-24 | 1994-12-24 | Thermal barrier coating for a superalloy article and method of application |
| GBGB9516422.4A GB9516422D0 (en) | 1995-08-10 | 1995-08-10 | A method of applying a thermal barrier coating to a superalloy article and a thermal barrier coating |
Publications (3)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NO955188D0 NO955188D0 (no) | 1995-12-20 |
| NO955188L NO955188L (no) | 1996-06-25 |
| NO314044B1 true NO314044B1 (no) | 2003-01-20 |
Family
ID=26306273
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NO19955188A NO314044B1 (no) | 1994-12-24 | 1995-12-20 | Fremgangsmåte for påföring av et flerlags, termisk barrierebelegg på en superlegeringsartikkel og et flerlags, termisk barrierebelegg |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US5667663A (no) |
| EP (1) | EP0718420B1 (no) |
| JP (1) | JP3862774B2 (no) |
| AU (1) | AU695087B2 (no) |
| CA (1) | CA2165641C (no) |
| DE (1) | DE69509202T2 (no) |
| NO (1) | NO314044B1 (no) |
| UA (1) | UA35620C2 (no) |
Families Citing this family (106)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6551423B1 (en) * | 1998-09-08 | 2003-04-22 | General Electric Co. | Preparation of low-sulfur platinum and platinum aluminide layers in thermal barrier coatings |
| US6333121B1 (en) * | 1992-10-13 | 2001-12-25 | General Electric Company | Low-sulfur article having a platinum-aluminide protective layer and its preparation |
| US5716720A (en) * | 1995-03-21 | 1998-02-10 | Howmet Corporation | Thermal barrier coating system with intermediate phase bondcoat |
| US6066405A (en) * | 1995-12-22 | 2000-05-23 | General Electric Company | Nickel-base superalloy having an optimized platinum-aluminide coating |
| FR2745590B1 (fr) * | 1996-02-29 | 1998-05-15 | Snecma | Revetement de barriere thermique a sous-couche amelioree et pieces revetues par une telle barriere thermique |
| GB9612811D0 (en) * | 1996-06-19 | 1996-08-21 | Rolls Royce Plc | A thermal barrier coating for a superalloy article and a method of application thereof |
| GB2319783B (en) | 1996-11-30 | 2001-08-29 | Chromalloy Uk Ltd | A thermal barrier coating for a superalloy article and a method of application thereof |
| US5817371A (en) * | 1996-12-23 | 1998-10-06 | General Electric Company | Thermal barrier coating system having an air plasma sprayed bond coat incorporating a metal diffusion, and method therefor |
| US6458473B1 (en) * | 1997-01-21 | 2002-10-01 | General Electric Company | Diffusion aluminide bond coat for a thermal barrier coating system and method therefor |
| US5891317A (en) * | 1997-02-04 | 1999-04-06 | Avon Products, Inc. | Electroformed hollow jewelry |
| GB2322869A (en) * | 1997-03-04 | 1998-09-09 | Rolls Royce Plc | A coated superalloy article |
| US5975852A (en) * | 1997-03-31 | 1999-11-02 | General Electric Company | Thermal barrier coating system and method therefor |
| US6022832A (en) * | 1997-09-23 | 2000-02-08 | American Superconductor Corporation | Low vacuum vapor process for producing superconductor articles with epitaxial layers |
| US6027564A (en) * | 1997-09-23 | 2000-02-22 | American Superconductor Corporation | Low vacuum vapor process for producing epitaxial layers |
| FR2768750B1 (fr) | 1997-09-25 | 1999-11-05 | Snecma | Procede pour ameliorer la resistance a l'oxydation et a la corrosion d'une piece en superalliage et piece en superalliage obtenue par ce procede |
| US6428635B1 (en) | 1997-10-01 | 2002-08-06 | American Superconductor Corporation | Substrates for superconductors |
| US6458223B1 (en) | 1997-10-01 | 2002-10-01 | American Superconductor Corporation | Alloy materials |
| GB9723762D0 (en) * | 1997-11-12 | 1998-01-07 | Rolls Royce Plc | A method of coating a component |
| GB9724844D0 (en) | 1997-11-26 | 1998-01-21 | Rolls Royce Plc | A coated superalloy article and a method of coating a superalloy article |
| DE19753876A1 (de) * | 1997-12-05 | 1999-06-10 | Asea Brown Boveri | Eisenaluminidbeschichtung und Verfahren zum Aufbringen einer Eisenaluminidbeschichtung |
| US6478888B1 (en) * | 1997-12-23 | 2002-11-12 | United Technologies Corporation | Preheat method for EBPVD coating |
| GB9800511D0 (en) | 1998-01-13 | 1998-03-11 | Rolls Royce Plc | A metallic article having a thermal barrier coating and a method of application thereof |
| CA2229124C (en) * | 1998-02-09 | 2001-08-14 | Pyrogenesis Inc. | Thermal barrier coating system having a top coat with a graded interface |
| JP2002513081A (ja) | 1998-04-29 | 2002-05-08 | シーメンス アクチエンゲゼルシヤフト | 腐食保護層付き製品と腐食保護層の製造方法 |
| GB9811456D0 (en) | 1998-05-29 | 1998-07-29 | Rolls Royce Plc | A metallic article having a thermal barrier coating and a method of application thereof |
| EP1016735A1 (de) * | 1998-12-28 | 2000-07-05 | Siemens Aktiengesellschaft | Verfahren zum Beschichten eines Erzeugnisses |
| US6475311B1 (en) | 1999-03-31 | 2002-11-05 | American Superconductor Corporation | Alloy materials |
| US6071628A (en) * | 1999-03-31 | 2000-06-06 | Lockheed Martin Energy Systems, Inc. | Thermal barrier coating for alloy systems |
| US6231998B1 (en) | 1999-05-04 | 2001-05-15 | Siemens Westinghouse Power Corporation | Thermal barrier coating |
| US6406561B1 (en) | 1999-07-16 | 2002-06-18 | Rolls-Royce Corporation | One-step noble metal-aluminide coatings |
| US6165628A (en) * | 1999-08-30 | 2000-12-26 | General Electric Company | Protective coatings for metal-based substrates and related processes |
| US6234755B1 (en) * | 1999-10-04 | 2001-05-22 | General Electric Company | Method for improving the cooling effectiveness of a gaseous coolant stream, and related articles of manufacture |
| EP1094131B1 (en) * | 1999-10-23 | 2004-05-06 | ROLLS-ROYCE plc | A corrosion protective coating for a metallic article and a method of applying a corrosion protective coating to a metallic article |
| US6435835B1 (en) * | 1999-12-20 | 2002-08-20 | United Technologies Corporation | Article having corrosion resistant coating |
| US6383306B1 (en) * | 2000-02-28 | 2002-05-07 | General Electric Company | Preparation of a nickel-base superalloy article having a decarburized coating containing aluminum and a reactive element |
| US6485844B1 (en) | 2000-04-04 | 2002-11-26 | Honeywell International, Inc. | Thermal barrier coating having a thin, high strength bond coat |
| US6589668B1 (en) | 2000-06-21 | 2003-07-08 | Howmet Research Corporation | Graded platinum diffusion aluminide coating |
| US6602356B1 (en) | 2000-09-20 | 2003-08-05 | General Electric Company | CVD aluminiding process for producing a modified platinum aluminide bond coat for improved high temperature performance |
| US6454992B1 (en) | 2000-09-29 | 2002-09-24 | Ohio Aerospace Institute | Oxidation resistant and low coefficient of thermal expansion NiA1-CoCrAly alloy |
| US6444259B1 (en) | 2001-01-30 | 2002-09-03 | Siemens Westinghouse Power Corporation | Thermal barrier coating applied with cold spray technique |
| US6589602B2 (en) * | 2001-04-17 | 2003-07-08 | Toshiba Tungaloy Co., Ltd. | Highly adhesive surface-coated cemented carbide and method for producing the same |
| WO2002097162A1 (en) * | 2001-05-29 | 2002-12-05 | Mcgill University | Thermal barrier coatings and fabrication of same using electrochemical methods |
| US6780458B2 (en) | 2001-08-01 | 2004-08-24 | Siemens Westinghouse Power Corporation | Wear and erosion resistant alloys applied by cold spray technique |
| US6933062B2 (en) | 2001-08-16 | 2005-08-23 | General Electric Company | Article having an improved platinum-aluminum-hafnium protective coating |
| DE10159056A1 (de) * | 2001-11-28 | 2003-06-26 | Alstom Switzerland Ltd | Thermisch hoch belastetes Bauteil sowie Verfahren zu seiner Herstellung |
| US6706319B2 (en) | 2001-12-05 | 2004-03-16 | Siemens Westinghouse Power Corporation | Mixed powder deposition of components for wear, erosion and abrasion resistant applications |
| US6682827B2 (en) * | 2001-12-20 | 2004-01-27 | General Electric Company | Nickel aluminide coating and coating systems formed therewith |
| EP1365044A1 (de) | 2002-05-24 | 2003-11-26 | Siemens Aktiengesellschaft | MCrAl-Schicht |
| US7157151B2 (en) | 2002-09-11 | 2007-01-02 | Rolls-Royce Corporation | Corrosion-resistant layered coatings |
| US6884515B2 (en) | 2002-12-20 | 2005-04-26 | General Electric Company | Afterburner seals with heat rejection coats |
| US6884461B2 (en) | 2002-12-20 | 2005-04-26 | General Electric Company | Turbine nozzle with heat rejection coats |
| US6884460B2 (en) | 2002-12-20 | 2005-04-26 | General Electric Company | Combustion liner with heat rejection coats |
| US7273662B2 (en) * | 2003-05-16 | 2007-09-25 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | High-temperature coatings with Pt metal modified γ-Ni+γ′-Ni3Al alloy compositions |
| DE10332420A1 (de) * | 2003-07-16 | 2005-02-10 | Alstom Technology Ltd | Aluminiumbasierte multinäre Legierungen und deren Verwendung als wärme- und korrosionsschützende Beschichtungen |
| US20050123783A1 (en) * | 2003-07-31 | 2005-06-09 | Gregory Otto J. | Composite used for thermal spray instrumentation and method for making the same |
| DE10350882A1 (de) | 2003-10-31 | 2005-06-02 | Mtu Aero Engines Gmbh | Bauteil, Oxidationsschutzbeschichtung für ein solches Bauteil und Herstellverfahren |
| DE102004021926A1 (de) | 2004-05-04 | 2005-12-01 | Mtu Aero Engines Gmbh | Verfahren zur Herstellung einer Beschichtung sowie Anode zur Verwendung in einem solchen Verfahren |
| EP1784517B1 (en) * | 2004-08-18 | 2009-06-10 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | HIGH-TEMPERATURE COATINGS AND BULK -Ni+ '-Ni3Al ALLOYS MODIFIED WITH PT GROUP METALS HAVING HOT-CORROSION RESISTANCE |
| US20060037865A1 (en) * | 2004-08-19 | 2006-02-23 | Rucker Michael H | Methods and apparatus for fabricating gas turbine engines |
| US20060040129A1 (en) * | 2004-08-20 | 2006-02-23 | General Electric Company | Article protected by a strong local coating |
| US7531217B2 (en) | 2004-12-15 | 2009-05-12 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | Methods for making high-temperature coatings having Pt metal modified γ-Ni +γ′-Ni3Al alloy compositions and a reactive element |
| DE502005007982D1 (de) * | 2005-01-14 | 2009-10-08 | Siemens Ag | Schichtsystem mit Sperrschicht und Verfahren zur Herstellung |
| US20060275624A1 (en) * | 2005-06-07 | 2006-12-07 | General Electric Company | Method and apparatus for airfoil electroplating, and airfoil |
| US7250225B2 (en) * | 2005-09-26 | 2007-07-31 | General Electric Company | Gamma prime phase-containing nickel aluminide coating |
| US7247393B2 (en) * | 2005-09-26 | 2007-07-24 | General Electric Company | Gamma prime phase-containing nickel aluminide coating |
| EP1795623A1 (de) * | 2005-11-14 | 2007-06-13 | Sulzer Metco AG | Verfahren zum Beschichten eines Grundkörpers mit platinmodifiziertem Aluminid sowie Werkstück |
| US20070187005A1 (en) * | 2006-02-13 | 2007-08-16 | Taylor Thomas A | Alloy powders and coating compositions containing same |
| US20070190354A1 (en) * | 2006-02-13 | 2007-08-16 | Taylor Thomas A | Low thermal expansion bondcoats for thermal barrier coatings |
| US7910225B2 (en) * | 2006-02-13 | 2011-03-22 | Praxair S.T. Technology, Inc. | Low thermal expansion bondcoats for thermal barrier coatings |
| US7842402B2 (en) * | 2006-03-31 | 2010-11-30 | General Electric Company | Machine components and methods of fabricating |
| GB0610578D0 (en) | 2006-05-27 | 2006-07-05 | Rolls Royce Plc | Method of removing deposits |
| US7740948B1 (en) | 2006-05-31 | 2010-06-22 | The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy | Thermal barrier coatings |
| WO2008049080A1 (en) * | 2006-10-18 | 2008-04-24 | Inframat Corporation | Superfine/nanostructured cored wires for thermal spray applications and methods of making |
| US7527877B2 (en) * | 2006-10-27 | 2009-05-05 | General Electric Company | Platinum group bond coat modified for diffusion control |
| US7767072B2 (en) * | 2006-12-15 | 2010-08-03 | Honeywell International Inc. | Method of forming yttrium-modified platinum aluminide diffusion coating |
| US20090035485A1 (en) * | 2007-08-02 | 2009-02-05 | United Technologies Corporation | Method for forming active-element aluminide diffusion coatings |
| US8821654B2 (en) | 2008-07-15 | 2014-09-02 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | Pt metal modified γ-Ni+γ′-Ni3Al alloy compositions for high temperature degradation resistant structural alloys |
| US20100028712A1 (en) * | 2008-07-31 | 2010-02-04 | Iowa State University Research Foundation, Inc. | y'-Ni3Al MATRIX PHASE Ni-BASED ALLOY AND COATING COMPOSITIONS MODIFIED BY REACTIVE ELEMENT CO-ADDITIONS AND Si |
| US8124246B2 (en) * | 2008-11-19 | 2012-02-28 | Honeywell International Inc. | Coated components and methods of fabricating coated components and coated turbine disks |
| US20100159136A1 (en) * | 2008-12-19 | 2010-06-24 | Rolls-Royce Corporation | STATIC CHEMICAL VAPOR DEPOSITION OF y-Ni + y'-Ni3AI COATINGS |
| FR2941967B1 (fr) * | 2009-02-11 | 2011-05-13 | Snecma | Methode de fabrication d'une barriere thermique recouvrant une piece realisee dans un substrat metallique en superalliage et piece thermomecanique resultant de cette methode de traitement |
| US20100266772A1 (en) * | 2009-04-20 | 2010-10-21 | Honeywell International Inc. | Methods of forming coating systems on superalloy turbine airfoils |
| US20110086163A1 (en) | 2009-10-13 | 2011-04-14 | Walbar Inc. | Method for producing a crack-free abradable coating with enhanced adhesion |
| US20110086177A1 (en) | 2009-10-14 | 2011-04-14 | WALBAR INC. Peabody Industrial Center | Thermal spray method for producing vertically segmented thermal barrier coatings |
| JP5660428B2 (ja) | 2010-04-20 | 2015-01-28 | 独立行政法人物質・材料研究機構 | 耐熱コーティング材 |
| US20130202913A1 (en) | 2010-10-19 | 2013-08-08 | Kyoko Kawagishi | Ni-BASED SUPERALLOY COMPONENT HAVING HEAT-RESISTANT BOND COAT LAYER FORMED THEREIN |
| US8460760B2 (en) | 2010-11-30 | 2013-06-11 | United Technologies Corporation | Coating a perforated surface |
| US8642140B2 (en) | 2011-03-09 | 2014-02-04 | United Technologies Corporation | Ceramic coating deposition |
| US8636890B2 (en) | 2011-09-23 | 2014-01-28 | General Electric Company | Method for refurbishing PtAl coating to turbine hardware removed from service |
| EP2773860B8 (en) | 2011-10-31 | 2021-12-22 | Tenneco Inc. | Coated piston and a method of making a coated piston |
| US20160214350A1 (en) | 2012-08-20 | 2016-07-28 | Pratt & Whitney Canada Corp. | Oxidation-Resistant Coated Superalloy |
| GB2511768A (en) * | 2013-03-12 | 2014-09-17 | Rolls Royce Plc | Erosion Resistant Coating |
| US20150003997A1 (en) * | 2013-07-01 | 2015-01-01 | United Technologies Corporation | Method of forming hybrid metal ceramic components |
| JP6226231B2 (ja) | 2013-09-18 | 2017-11-08 | 株式会社Ihi | 熱遮蔽コーティングしたＮｉ合金部品及びその製造方法 |
| GB201416585D0 (en) * | 2014-09-19 | 2014-11-05 | Rolls Royce Plc | A method of applying a thermal barrier coating to a metallic article and a thermal barrier coated metallic article |
| WO2016045043A1 (en) * | 2014-09-25 | 2016-03-31 | General Electric Company | Method for selective aluminide diffusion coating removal |
| JP6798098B2 (ja) * | 2014-11-19 | 2020-12-09 | 株式会社リコー | エレクトロクロミック装置及びその製造方法 |
| US11952828B1 (en) * | 2015-08-13 | 2024-04-09 | National Technology & Engineering Solutions Of Sandia, Llc | Thermal barrier systems and methods for access delay |
| GB201517333D0 (en) * | 2015-10-01 | 2015-11-18 | Rolls Royce Plc | A method of applying a thermal barrier coating to a metallic article and a thermal barrier coated metallic article |
| FR3052464B1 (fr) | 2016-06-10 | 2018-05-18 | Safran | Procede de protection contre la corrosion et l'oxydation d'une piece en superalliage monocristallin a base de nickel exempt d'hafnium |
| FR3052463B1 (fr) * | 2016-06-10 | 2020-05-08 | Safran | Procede de fabrication d'une piece en superalliage a base de nickel contenant de l'hafnium |
| WO2018193036A1 (en) | 2017-04-21 | 2018-10-25 | Oerlikon Surface Solutions Ag, Pfäffikon | Superalloy sputtering target |
| FR3090696B1 (fr) * | 2018-12-21 | 2020-12-04 | Safran | Piece de turbine en superalliage comprenant du rhenium et/ou du ruthenium et procede de fabrication associe |
| US11142818B1 (en) | 2020-09-14 | 2021-10-12 | Honeywell International Inc. | Grit-blasted and densified bond coat for thermal barrier coating and method of manufacturing the same |
| CN114214685A (zh) * | 2021-09-22 | 2022-03-22 | 湘潭大学 | 高温防护涂层及其制备方法与应用 |
| CN115896675A (zh) * | 2022-12-05 | 2023-04-04 | 无锡凌风表面技术有限公司 | 一种低成本高效率的低红外发射率涂层制备方法 |
Family Cites Families (51)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE1796175C2 (de) * | 1968-09-14 | 1974-05-30 | Deutsche Edelstahlwerke Gmbh, 4150 Krefeld | Hochtemperaturkorrosions- und zunderbeständige Diffusionsschutzschicht auf Gegenständen aus hochwarmfesten Legierungen auf Nickel- und/oder Kobaltbasis |
| US3819338A (en) * | 1968-09-14 | 1974-06-25 | Deutsche Edelstahlwerke Ag | Protective diffusion layer on nickel and/or cobalt-based alloys |
| BE757636A (fr) * | 1969-11-03 | 1971-04-01 | Deutsche Edelstahlwerke Ag | Procede de protection en surface pour objets metalliques |
| BE759275A (fr) * | 1969-12-05 | 1971-04-30 | Deutsche Edelstahlwerke Ag | Procede d'application de couches protectrices diffusees sur despieces en alliage a base de cobalt |
| US3961910A (en) * | 1973-05-25 | 1976-06-08 | Chromalloy American Corporation | Rhodium-containing superalloy coatings and methods of making same |
| US3999956A (en) * | 1975-02-21 | 1976-12-28 | Chromalloy American Corporation | Platinum-rhodium-containing high temperature alloy coating |
| US3979273A (en) * | 1975-05-27 | 1976-09-07 | United Technologies Corporation | Method of forming aluminide coatings on nickel-, cobalt-, and iron-base alloys |
| US4137370A (en) * | 1977-08-16 | 1979-01-30 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Air Force | Titanium and titanium alloys ion plated with noble metals and their alloys |
| US4123595A (en) * | 1977-09-22 | 1978-10-31 | General Electric Company | Metallic coated article |
| US4123594A (en) * | 1977-09-22 | 1978-10-31 | General Electric Company | Metallic coated article of improved environmental resistance |
| GB2041246B (en) * | 1979-02-01 | 1982-12-01 | Johnson Matthey Co Ltd | Protective layer |
| SE8000480L (sv) * | 1979-02-01 | 1980-08-02 | Johnson Matthey Co Ltd | Artikel lemplig for anvendning vid hoga temperaturer |
| JPS55113880A (en) * | 1979-02-26 | 1980-09-02 | Toshiba Corp | Production of gas turbine blade |
| JPS55115972A (en) * | 1979-02-27 | 1980-09-06 | Toshiba Corp | Production of high-temperature gas turbine blade |
| GB2046369A (en) * | 1979-04-04 | 1980-11-12 | Rolls Royce | Gas turbine blade |
| EP0025263B1 (en) * | 1979-07-25 | 1983-09-21 | The Secretary of State for Defence in Her Britannic Majesty's Government of the United Kingdom of Great Britain and | Nickel and/or cobalt base alloys for gas turbine engine components |
| US4405660A (en) * | 1980-01-07 | 1983-09-20 | United Technologies Corporation | Method for producing metallic articles having durable ceramic thermal barrier coatings |
| US4401697A (en) * | 1980-01-07 | 1983-08-30 | United Technologies Corporation | Method for producing columnar grain ceramic thermal barrier coatings |
| US4414249A (en) * | 1980-01-07 | 1983-11-08 | United Technologies Corporation | Method for producing metallic articles having durable ceramic thermal barrier coatings |
| US4321311A (en) * | 1980-01-07 | 1982-03-23 | United Technologies Corporation | Columnar grain ceramic thermal barrier coatings |
| US4321310A (en) * | 1980-01-07 | 1982-03-23 | United Technologies Corporation | Columnar grain ceramic thermal barrier coatings on polished substrates |
| US4405659A (en) * | 1980-01-07 | 1983-09-20 | United Technologies Corporation | Method for producing columnar grain ceramic thermal barrier coatings |
| US4477538A (en) * | 1981-02-17 | 1984-10-16 | The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy | Platinum underlayers and overlayers for coatings |
| JPS57140876A (en) * | 1981-02-23 | 1982-08-31 | Toshiba Corp | Heat resistant ceramic coating |
| GB2117269B (en) * | 1982-03-11 | 1985-08-29 | Rolls Royce | Thermal barrier coating |
| US4676994A (en) * | 1983-06-15 | 1987-06-30 | The Boc Group, Inc. | Adherent ceramic coatings |
| JPS6052581A (ja) * | 1983-09-02 | 1985-03-25 | Hitachi Ltd | 耐水蒸気酸化性に優れた金属部材 |
| US5514482A (en) * | 1984-04-25 | 1996-05-07 | Alliedsignal Inc. | Thermal barrier coating system for superalloy components |
| US4643951A (en) * | 1984-07-02 | 1987-02-17 | Ovonic Synthetic Materials Company, Inc. | Multilayer protective coating and method |
| JPH07101495B2 (ja) * | 1985-07-03 | 1995-11-01 | 株式会社日立製作所 | 磁気記録媒体 |
| GB2285632B (en) * | 1985-08-19 | 1996-02-14 | Garrett Corp | Thermal barrier coating system for superalloy components |
| US4880614A (en) * | 1988-11-03 | 1989-11-14 | Allied-Signal Inc. | Ceramic thermal barrier coating with alumina interlayer |
| US4916022A (en) * | 1988-11-03 | 1990-04-10 | Allied-Signal Inc. | Titania doped ceramic thermal barrier coatings |
| US5015502A (en) * | 1988-11-03 | 1991-05-14 | Allied-Signal Inc. | Ceramic thermal barrier coating with alumina interlayer |
| DE3843834A1 (de) * | 1988-12-24 | 1990-07-05 | Asea Brown Boveri | Hochtemperatur-schutzschicht |
| US5238752A (en) * | 1990-05-07 | 1993-08-24 | General Electric Company | Thermal barrier coating system with intermetallic overlay bond coat |
| IL99473A0 (en) * | 1990-09-20 | 1992-08-18 | United Technologies Corp | Columnar ceramic thermal barrier coating with improved adherence |
| US5180285A (en) * | 1991-01-07 | 1993-01-19 | Westinghouse Electric Corp. | Corrosion resistant magnesium titanate coatings for gas turbines |
| US5236745A (en) * | 1991-09-13 | 1993-08-17 | General Electric Company | Method for increasing the cyclic spallation life of a thermal barrier coating |
| GB9204791D0 (en) * | 1992-03-05 | 1992-04-22 | Rolls Royce Plc | A coated article |
| US5500252A (en) * | 1992-09-05 | 1996-03-19 | Rolls-Royce Plc | High temperature corrosion resistant composite coatings |
| WO1994015000A1 (en) * | 1992-12-22 | 1994-07-07 | United Technologies Corporation | Columnar ceramic thermal barrier coating with improved adherence |
| JPH06306640A (ja) * | 1993-04-26 | 1994-11-01 | Mitsubishi Heavy Ind Ltd | 高温被曝材料 |
| US5427866A (en) * | 1994-03-28 | 1995-06-27 | General Electric Company | Platinum, rhodium, or palladium protective coatings in thermal barrier coating systems |
| GB9426257D0 (en) * | 1994-12-24 | 1995-03-01 | Rolls Royce Plc | Thermal barrier coating for a superalloy article and method of application |
| US5716720A (en) * | 1995-03-21 | 1998-02-10 | Howmet Corporation | Thermal barrier coating system with intermediate phase bondcoat |
| EP0780484B1 (en) * | 1995-12-22 | 2001-09-26 | General Electric Company | Thermal barrier coated articles and method for coating |
| US5824423A (en) * | 1996-02-07 | 1998-10-20 | N.V. Interturbine | Thermal barrier coating system and methods |
| US5792521A (en) * | 1996-04-18 | 1998-08-11 | General Electric Company | Method for forming a multilayer thermal barrier coating |
| US5759932A (en) * | 1996-11-08 | 1998-06-02 | General Electric Company | Coating composition for metal-based substrates, and related processes |
| US5759640A (en) * | 1996-12-27 | 1998-06-02 | General Electric Company | Method for forming a thermal barrier coating system having enhanced spallation resistance |
-
1995
- 1995-12-19 CA CA002165641A patent/CA2165641C/en not_active Expired - Lifetime
- 1995-12-19 US US08/574,900 patent/US5667663A/en not_active Expired - Lifetime
- 1995-12-19 DE DE69509202T patent/DE69509202T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1995-12-19 EP EP95309222A patent/EP0718420B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1995-12-20 NO NO19955188A patent/NO314044B1/no not_active IP Right Cessation
- 1995-12-22 UA UA95125448A patent/UA35620C2/uk unknown
- 1995-12-22 AU AU40686/95A patent/AU695087B2/en not_active Expired
- 1995-12-25 JP JP33742495A patent/JP3862774B2/ja not_active Expired - Lifetime
-
1997
- 1997-04-22 US US08/837,219 patent/US5981091A/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE69509202D1 (de) | 1999-05-27 |
| EP0718420A1 (en) | 1996-06-26 |
| JPH08225959A (ja) | 1996-09-03 |
| CA2165641C (en) | 2007-02-06 |
| UA35620C2 (uk) | 2001-04-16 |
| DE69509202T2 (de) | 1999-09-09 |
| CA2165641A1 (en) | 1996-06-25 |
| AU695087B2 (en) | 1998-08-06 |
| NO955188L (no) | 1996-06-25 |
| JP3862774B2 (ja) | 2006-12-27 |
| AU4068695A (en) | 1996-07-04 |
| EP0718420B1 (en) | 1999-04-21 |
| US5667663A (en) | 1997-09-16 |
| US5981091A (en) | 1999-11-09 |
| NO955188D0 (no) | 1995-12-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| NO314044B1 (no) | Fremgangsmåte for påföring av et flerlags, termisk barrierebelegg på en superlegeringsartikkel og et flerlags, termisk barrierebelegg | |
| US5645893A (en) | Thermal barrier coating for a superalloy article and method of application | |
| US5624721A (en) | Method of producing a superalloy article | |
| US6344282B1 (en) | Graded reactive element containing aluminide coatings for improved high temperature performance and method for producing | |
| US6933052B2 (en) | Diffusion barrier and protective coating for turbine engine component and method for forming | |
| US6168874B1 (en) | Diffusion aluminide bond coat for a thermal barrier coating system and method therefor | |
| US6607611B1 (en) | Post-deposition oxidation of a nickel-base superalloy protected by a thermal barrier coating | |
| JP5166797B2 (ja) | 拡散制御変性された白金族ボンドコート | |
| JPS6044390B2 (ja) | 被覆された超合金製品 | |
| WO2006071507A1 (en) | Low cost inovative diffused mcraly coatings | |
| EP0821076A1 (en) | A method of aluminising a superalloy | |
| US8084094B2 (en) | Process of applying a coating system | |
| JP3844607B2 (ja) | 超合金部品の耐酸化腐食性の改良方法及び該方法により得られる超合金部品 | |
| GB2444611A (en) | Coating systems containing rhodium aluminide based layers | |
| EP1411148A1 (en) | Method of depositing a MCrALY-coating on an article and the coated article | |
| EP1013786A1 (en) | Method for repairing a superalloy turbine component | |
| US6190471B1 (en) | Fabrication of superalloy articles having hafnium- or zirconium-enriched protective layer | |
| CN111247312B (zh) | 由包含铼的超合金制成的涡轮部件以及相关制造方法 | |
| EP1726685B1 (en) | Manufacturing method of a thermal barrier coating | |
| KR940002691B1 (ko) | 니켈기 초합금의 코팅방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MK1K | Patent expired |