calculated и измеренные фазовые композиции: композиции C-и C-Phase (&CC и CC&) в четырех исследованных сплавах были измерены с помощью 3D APT (ERBO 1) [36] и с Tem-EDX (ERBO 15 и производные) [32]. Экспериментальные результаты для двух этапов представлены в таблицах 7 (C-Phase) и 8 (C-&фазы). Таблицы 7 и 8 также содержат прогнозы Thermocalc, полученные для температур при температуре 1143 К (температура второго этапа обработки осадков для всех сплавов), при 1413 к и 1583 К (эрбо/1; температура первого этапа обработки осадков и гомогенизации, соответственно) и в 1313 K и 1583 K (варианты ERBO/15; температура первого шага обработки осадков и гомогенизации соответственно). Поскольку C-Phase проявляет меньшую объемную долю, чем C-Phase, изменения в его химическом составе&более выражены. На фиг. 10 и 11, мы сдерживаемся композиции для C-Phase из таблицы 7 в качестве круговых диаграмм. На рисунке 10 показаны экспериментальные данные, которые измеряли во всех четырех тепла-treated сплавов до ползучести. Прогнозы ThermoCalc, полученные для C-phases of Erbo/1 (1143, 1413 и 1583 K) и для ERBO/15 (1143, 1313 и 1583 K), представлены на рис. 11.

Данные

   the представлены в таблице 7 и фиг. 10 и 11 (C-Phase) и в таблице 8 (C-Phase, данные представлены&без графики), показывают, что увеличение температуры приводит к увеличению количеств Ti, Al и Ta и одновременно уменьшать количество Cr, Co, W и Re Для эрбо/1 в C-Phase. Как видно в результатах Thermocalc, представленные на фиг. 11, количество базового элемента Ni увеличивается с увеличением температуры в эрбо/1. Напротив, он уменьшается с увеличением температуры в Erbo/15.The thermodynamic данных для C-и C-phases в таблице 7 (и на фиг. 10 и 11) и таблице. 8, соответственно, дополнительно показывают, что данные Thermocalc для 1143 K (температура последнего обработки экспериментальных сплавов) и экспериментально определенные данные не являются полным соглашением, а разумно близко друг к другу для обоих систем сплава. Только в случае Erbo&15 элемент Mo показывает значительно более низкое значение в расчете на 1143 k (1,0 на.%), Чем в эксперименте (4.4at.%)./

discussion эластичные жесткости: как можно увидеть на рис. 6а-С, все эластичные жесткости уменьшаются с увеличением температуры. Это в основном следствие анармоничности решеточного потенциала. При увеличении температуры растущие термические колебания приводят к большим расстояниям связи, что приводит к снижению взаимодействия связки и, следовательно, в снижении упругих жесткости. Упругое поведение Erbo/1 и Erbo/15 практически идентичны, тогда какe в качестве результатов вариантов Sceaner ERBO/15 для C11 и C12 падают немного короткие. Это существенно не влияет на упругие модули E \\\\ 100 [, которые все очень близки (рис. 6d). Как видно в таблице 9, отдельные элементы сплава Sx различаются по размеру, кристаллической структуре, модуля молодых, электроотрицательности и температуре плавления [48-51]. На рисунке 6d показано, что изменения в химии сплавов, рассматриваемой в настоящей работе, не сильно влияют на упругие свойства. Это соответствует выводам, нарисованным demtrojer et al. [41], который показал, что еще большие вариации композиций сплавов, чем рассматриваются в настоящей работе, не сильно влияют на упругие свойства SX. Упругое поведение монокристалла напрямую отражает анизотропию его системы склеивания. Последнее в основном контролируется типом, числом и пространственным расположением ближайших-neighbor контактов в кристаллической структуре. Поскольку структуры Ni-base SX (включая микроструктуры C/C '-), а также их основные химические композиции ([62 ат.-% Ni, [11 AT-% Al) отличается только незначительно, взаимодействия Доминируют контакты Ni-Ni и Ni-Al, приводящие к небольшим вариациям макроскопических эластичных жесткости [42].

-&thermal расширение и температура C-Solvus-: тепловое расширение связано с тенденцией материала для изменения его объема с увеличением температуры. В кристалле это связано с увеличением колебательной энергии атомов и не \\ нхармонической формы потенциала решетки. По данным GRU¨Neisen соотношение, AðTþ пропорциональна теплому емкости; Таким образом, тепловой штамм EDTþ может быть dscribed путем интегрированной формы модели Эйнштейна [52, 53]:

-e0 представляет собой начальную штамм при 0 к, ах обозначает высокую