Wyniki 1-6 spośród 6 dla zapytania: authorDesc:"Grzegorz Cempura "

Application of EFTEM and FIB electron tomography to 3D visualization and metrology of nanoparticles in Inconel 718 superalloy

Czytaj za darmo! »

Inconel 718 (IN718) is one of the most common precipitation-hardened Ni-base superalloys. It belongs to a class of Ni-Fe superalloys, containing a relatively high content of Fe as well as Ti and Al to provide γ′, Ni3(Ti, Al) precipitates. It also contains Nb which leads to precipitation of the tetragonal Ni3Nb phase (γ") [1]. A disadvantage is that the γ" precipitates have a worse thermal stability than γ′ leading to a faster coarsening rate and to a gradual transformation to an orthorhombic phase of Ni3Nb (δ) above about 800°C. This limits the use of the alloy to below about 650°C. The γ" phase occurs in the form of as elongated, oriented particles (disc-shaped) within the γ matrix, while the γ′ precipitates are spherical [1, 2]. Transmission electron microscopy (TEM) images give valuable information about the microstructure and chemical composition of materials. However, they “only" provide a 2D projection of a 3D object. Electron tomography was developed to reconstruct objects in three dimensions (3D) from a tilt series of TEM images. This technique is well accepted in the life sciences as a method used to study viruses or cells. The resolution in the reconstructions, however, is limited to a few nanometers. Electron tomography techniques have recently been adopted by researchers in materials science [2]. In practice, however, the resolution is still of the order of one to two nanometers because of the limited stability of the sample holders and the presence of dynamic diffraction in crystalline solids. Electron tomography is a technique that uses a transmission electron microscope (TEM) to determine a 3D structure from any given asymmetric object [3]. This process can be simply broken down into 4 steps. First, a series of 2D projection images of the specimen are recorded and systematically tilted to different angles in the microscope. Second, these individual im[...]

Low cycle fatigue behavior and microstructure of 3rd generation TiAl-based alloy

Czytaj za darmo! »

Continuous effort over the last decades is emphasized to develop structural materials that could supply appropriate mechanical properties at the highest possible temperatures. The increase of operational temperature is particularly important to achieve higher thermal efficiency, improvement of acceleration, thrust to weight ratio and lower fuel usage of modern jet engines, stationary gas turbines and other high temperature machines[1]. For a gas turbine, increase of 150°C in the turbine entry, could improve its efficiency of about 5% [2]. In power engineering and aeronautics Ti based alloys are used among others for compressor discs and fan blades. Ti fan blades are used in the low-pressure compressor but application of conventional Ti alloys limits temperature in the high pressure compressor up to about 550°C because their insufficient oxidation resistance [3, 4]. There is a need to develop the lightweight alloys which could be used at the temperatures higher than 600°C. Intermetallic bases alloys have a great potential for application as a structural material for HT applications, because of low density, high strength and good oxidation resistance. Their strongly ordered structure and directional bonding is manifested by their high melting point and Young modulus. However, a large number of ordered phases are too brittle for structural applications. Ti-Al intermetallic based alloys, especially third generation with the density of about 4 g/cm3 have very promising mechanical properties. The TiAl alloys may be processed in a similar way like other metals and alloys: with use of conventional manufacturing processes like ingot melting, casting, precision casting, forging, and machining on almost conventional equipment [5]. Third generation of TiAl alloys was developed to be the alternative to nickel-based superalloys in the temperature range up to about 700°C. Due to addition of 5÷10 at. % Nb those alloys have strength and weigh[...]

Zastosowanie tomografii elektronowej do przestrzennego obrazowania mikroi nanocząstek w stopach metali

Czytaj za darmo! »

Kształt, wielkość oraz rozkład przestrzenny wydzieleń w stopach metali ma istotny wpływ na szereg ich własności. Stąd też, w wielu przypadkach badań własności materiałów, ważne jest dokładne określenie kształtu i wymiarów wydzieleń zarówno w mikro-, jak i nanoskali. Zastosowanie transmisyjnej mikroskopii elektronowej (TEM) pozwala uzyskać obrazy 2D, będące projekcjami Z badanego fragmentu objętości próbki. Obrazy 2D dostarczają dużo cennych z poznawczego punktu widzenia informacji o wewnętrznej budowie materiałów, rodzaju i liczbie faz, ale z uwagi na fakt, iż są projekcjami pewnej objętości, występuje nakładanie się obrazów wydzieleń (obiektów), zalegających na różnej głębokości cienkiej próbki. Przeprowadzenie dokładnej analizy kształtu wydzieleń, rozkładu przestrzennego na podstawie konwencjonalnych metod badań na TEM jest niemożliwe. Stąd w ostatnich latach pojawiło się szereg prac, w których opisano nowe możliwości, jakie daje inżynierii materiałowej zastosowanie metod tomograficznych (znanych i stosowanych wcześniej w naukach biologicznych) do obrazowania 3D obiektów z wykorzystaniem transmisyjnej mikroskopii elektronowej [1]. Tomografia jest metodą pozwalającą na uzyskanie przestrzennych obrazów (3D) obiektu na podstawie zarejestrowanych obrazów 2D. Pierwszy tomograf, tzw. EMI skaner, został zbudowany w 1968 roku przez sir Godfreya Newbolda Hounsfielda z firmy EMI Ltd z Wielkiej Brytanii. Podstawy matematyczne tego wynalazku są zasługą austriackiego matematyka Johanna Radona. Już w 1917 roku wykazał on, że obraz dwu- i trójwymiarowego obiektu można odtworzyć w sposób zupełny ze skończonej liczby rzutów (projekcji) tego przedmiotu. Pierwsze urządzenia próbujące wykorzystać idee Radona budowali: w 1961 Willam Henry Oldendorf, w 1963 Allan MacLeod Cormack, w 1968 David Kuhl i Roy Edwards. Wszyscy oni przyczynili się do końcowego efektu osiągniętego przez Hounsfielda, który jako pierwszy stworzył działający system do diagn[...]

Mikrostruktura i właściwości powłoki nc-WC/a-C na stali szybkotnącej HS-6-5-2

Czytaj za darmo! »

Jednym ze sposobów zwiększenia wydajności oraz trwałości części maszyn jest obniżenie współczynnika tarcia współpracujących ze sobą elementów (np. przekładni zębatych lub łożysk). Tendencja do podnoszenia sprawności może powodować duże obciążenia tribologiczne materiału. Odporność na zużycie przez tarcie można poprawić przez wytworzenie odpowiedniej warstwy powierzchniowej na silnie obciążonych elementach [1, 2]. W ostatnich latach w celu zmniejszenia współczynnika tarcia wytwarza się powłoki nanokompozytowe zbudowane z nanokrystalicznych węglików w amorficznej osnowie węgla [3, 4]. Perspektywiczną metodą wytwarzania takich powłok jest rozpylanie magnetronowe [4]. Celem badań przeprowadzonych w pracy była charakterystyka mikrostruktury powłoki nc-WC/a-C wytworzonej na stali szybkotnącącej HS-6-5-2 oraz ocena właściwości tribologicznych i mikromechanicznych, jak również przyczepności powłoki do podłoża. Materiał i Zakres Badań Badania wykonano na stali HS6-5-2 (skład chemiczny stali według normy podano w tabeli 1). Stal HS6-5-2 obrobiono cieplnie w następujący sposób: nagrzewanie do hartowania do temperatury 1150°C z dwoma przystankami po 5 minut w temperaturze 550°C oraz 850°C, następnie wygrzewanie w temperaturze 1150°C przez 15 minut oraz hartowanie w oleju. Po zahartowaniu próbki zostały odpuszczone w temperaturze 550°C przez 1 godzinę, a następnie ochłodzone wraz z piecem. Na tak obrobionej stali wytworzono powłokę nc-WC/a-C za pomocą rozpylania magnetronowego. Badania mikrostruktury powłoki przeprowadzono za pomocą mikroskopii świetlnej (LM), skaningowej mikroskopii elektronowej (SEM) oraz transmisyjnej mikroskopii elektronowej (TEM). Do badań LM użyto mikroskop AxioIMAGER M1m firmy Zeiss. Badania SEM przeprowadzono za pomocą mikroskopu NEON 1540EsB firmy Zeiss wyposażonego w spektrometr promieniowania rentgenowskiego Quantax 200 firmy Bruker. Badania TEM wykonano za pomocą mikroskopu JEOL JEM-2010ARP. Cienkie lamele [...]

Characterisation of TiB2 nanocrystalline coating on the Cr-Ni-Mo austenitic steel

Czytaj za darmo! »

Metal borides are very promising components of hard coatings applied on engineering materials [1]. Titanium diboride (TiB2) of a hexagonal structure has many interesting properties, such as high melting point, high hardness, high wear and corrosion resistance, excellent chemical stability at elevated temperature as well as good thermal and electrical conductivity [2, 3]. Therefore, this material is suitable as a protective coating for many applications, e.g. cutting surfaces in machining industry. The TiB2 protective coatings can be deposited on a various substrates using several conventional PVD techniques. However, the most commonly used method is magnetron sputtering [2]. Although the coatings of this type were investigated since longer time, only few successful commercial applications exist until now. The main problem concerns a low adhesion of the TiB2 coatings on various tool materials, e.g. high-speed steel or cemented carbides, resulting from high residual stresses in such coatings [4]. However, the residual stresses can be decreased when specific deposition parameters are applied. Berger et al. [5] developed a method to grow the TiB2 coatings with low compressive residual stresses by applying positive substrate bias. This process improved also the cohesive strength while retaining high coating hardness. In the present work, nanocrystalline TiB2 coating was deposited by magnetron sputtering on a model Cr-Ni-Mo austenitic steel. The main objective was the characterization of the coating micro/nanostructure and functional properties (residual stresses, wear resistance, hardness and Young’s modulus, coating topography) as well as adhesion of the coating to the steel substrate. EXPERIMENTAL The TiB2 coating was deposited on a model Cr-Ni-Mo austenitic steel using an unbalanced dirrect current magnetron sputtering from a stoichiometric TiB2 target (99.5%, 100 mm in diameter) in Ar glow discharge. The substrate was ul[...]

Microstructural evolution of HR6W alloy during ageing at high temperature DOI:10.15199/28.2016.5.1


  The HR6W alloy (23Cr40Ni30Fe7WTiNb) is a candidate for boiler components of advanced ultra-supercricical (A-USC) conventional power plants. The influence of isothermal ageing at 700°C and 900°C for up to 110 hours on the microstructure of HR6W alloy was investigated in detail by advanced scanning and transmission electron microscopy methods. The results show that, beside primary MX carbonitrides, the M23C6 and Laves phase, Fe2W, were precipitated in the austenitic matrix. Their size and spatial distribution depend on ageing conditions. Microstructure changes influenced the hardness of the investigated alloy. Key words: HR6W, microstructure, scanning electron microscopy (SEM), transmission electron microscopy (TEM), steam power plant (SPP).1. INTRODUCTION The HR6W is Ni-Fe based alloy produced by Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation with a nominal composition of 23Cr40Ni30Fe7WTiNb designed for tubing, especially for superheaters and reheaters coils and for thick-walled elements of boilers. The HR6W alloy is the candidate for advanced ultra-supercritical (A-USC) boiler pressure elements owing to its superior creep and oxidation resistance at high temperature [1÷4]. The aim of the study was to examine a stability of the HR6W alloy microstructure during ageing at 700°C and 900°C affecting its mechanical properties during service in the power plant. The highest ageing temperature was chosen based on phase equilibrium diagrams and corresponds to operating temperature of 670°C for up to 200 000 hours service for HR6W alloy [5]. 2. MATERIAL AND EXPERIMENTAL DETAILS The chemical composition of the investigated HR6W alloy and standard requirements for HR6W alloy are presented in the Table 1. The alloy was delivered as the tube with outside diameter of 38 mm and wall thickness of 8.8 mm. The as-received alloy was solution treated at temperature range of 1190÷1250°C followed by fast cooling [6]; the exact parameters of heat treatment were[...]

 Strona 1