TP347H无缝管生产

TP347H无缝管生产316不锈钢和Inconel625合金在氯化物熔盐中,基体表面氧化膜与熔盐反应生成的,穿过氧化膜到达氧化膜/基体界面与基体反应生成金属氯化物,金属氯化物向外逸出,到达氧化膜/基体界面处氧压较高的地方又生成,继续向里渗入,形成循环,造成基体材料的不断腐蚀。(3)316不锈钢表面制备的Ni-SiC复合镀层,具有较高的硬度和耐磨性,在氯化物熔盐中的极化曲线具有明显的钝化征,表明其在氯化物熔盐中具有很好的耐蚀性,当SiC含量为40g/L时,耐蚀性佳。在进一步涂层致密度和与基体粘结性能的基础上,Ni-SiC复合镀层有望应用于太阳能热发电氯化物熔盐腐蚀防护领域。

无锡国劲合金*生产Incoloy800、Inconel600、F44、G4169、N6、Nickel200、Alloy20、G3044、C-276、Invar36、Ni2200、254o、725LN等材质。

Ti-V-Cr系阻燃钛合金的热物理性能结果及采用小二乘法原理拟合的数学方程表明,在室温到600℃范围内,WSTi3515S和Ti40合金的热物理性能受温度的影响变化规律曲线较,泊松m随温度的变化不明显,杨氏模量E和剪切模量G随着温度的升高呈线性下降,热Cp随着温度的升高呈抛物线,热扩散率D和热导率K随着温度的升高呈线性,线性热率ΔL/L0和平均线性热系数a随着温度的升高呈抛物线。

TP347H无缝管生产700°℃时效500～3000h后和750℃时效500～2000h后,轻微长大的γ’相有效阻碍位错运动,位错同时以绕过和切过γ’相两种运动,而且γ基体通道较窄,位错运动困难,K4750合金750°℃/430MPa持久寿命基本维持在90h以上。750°℃时效3000h后以及800°℃时效2000h后,γ’相明显粗化,γ’相尺寸均超过1OOnm,位错很容易切过大尺寸γ’相并留下层错,γ’相阻碍位错运动的能力明显,而且γ基体通道变宽,位错较难缠结,同时条状η相逐渐析出,η相周围形成较多的位错塞积,产生.应力集中,易诱发微裂纹萌生,因此,持久寿命明显下降。其中,750°℃时效3000h后750°℃/430MPa持久寿命下降到45.7h。由以上研究结果可知,K4750合金700°℃时效3000h和750°℃时效2000h以内具有良好的组织性,保持优异的高温持久性能。 研究了不同Sn镀层厚度的Cu@Sn颗粒在经受差异化的高温服役条件时微观组织的演变行为。确定了Sn镀层厚度为2μm的Cu@Sn颗粒制备的焊点当Sn*相变生成Cu6Sn5金属间化合物时,体积增大2.60%,而当Cu-Sn继续相变生成Cu3Sn金属间化合物时,体积减小5.60%。发现高温短时(450℃,1h)的服役条件下焊缝中出现了新的δ-Cu41Sn11相。确定了不同镀层厚度的Cu@Sn核壳颗粒制备的焊点经受高温服役时两种相变路径:薄镀Sn层(<2μm)的,微观组织的相变发生依次为Cu@Sn→Cu@η-Cu6Sn5→Cu@ε-Cu3Sn→Cu@δ-Cu41Sn11→Cu@γ-phase(520℃)→Cu@β-phase(586℃),这是由于镀Sn层较薄不能*通过相变消耗全部Cu核,焊缝始终保持核壳结构的典型征,只在外部金属间化合物层区域的相组成发生上述一系列转变;而对厚镀Sn层(≥4μm)的Cu@Sn核壳颗粒制备的焊点经受高温服役条件时,微观组织发生的相变依次为Cu@Sn→Cu@η-Cu6Sn5→Cu@ε-Cu3Sn→ε-Cu3Sn+δ-Cu41Sn11,终焊缝失去核壳结构的典型征,转而形成微观组织均匀*的焊缝结构。Csf/AZ91D复合材料高温塑性变形机制中存在明显的动态再结晶征;短碳纤维的加入了形核位置,*地促进了复合材料动态再结晶行为的发生,并细化了其动态再结晶晶粒组织。在变形温度约415460℃、应变速率约10-3-10-2s-1范围内,Csf/AZ91D复合材料能量耗散效率因子的值均大于30%,较高变形温度和低应变速率有利于复合材料基体合金动态再结晶的充分进行,塑性变形后基体合金的晶粒组织且均匀,因此位于热加图右下侧的动态再结晶区域是复合材料热加的佳成形参数取值范围。Csf/AZ91D复合材料在流变失稳区变形时,热加图显示存在两种塑性流变失稳机制:一种是基体合金与纤维局部界面开裂,另一种是不均匀动态再结晶细晶区形成的局部剪切带,并且随着真应变的复合材料塑性变形失稳区有扩大的趋势。

通过微观组织观察确定,热变形损伤出现在高温(>450 ℃)和高应变速率(>0.1s-1)参数下。高温(>450°C)时位于晶界处的SiC颗粒阻碍了晶界滑移,因而可沿晶裂纹形成。对粉末冶金法制备的17 vol.%SiCp/2009Al复合材料和2009A1合金的热变形流动行为应用不同本构模型进行了描述,分别较了 Johnson-Cook(JC)与改进的Khan-uang-Liang模型(M-KL)两种唯象本构模型的计算误差。按照温度区间350-450°C(动态回复)和450-500°C(晶界软化及动态再结晶),由幂函数型Arrhenius求解未增强合金和复合材料的变形能,在300-450 °C区间分别为 64.69 kJ/mol 和 173.65 kJ/mol;在 450-500°C 区间分别为 276.52 kJ/mol 和449.02 kJ/mol。复合材料的变形能均高于基体合金。尝试基于力学门槛应力(MTS)理论建立了描述热加软化行为的物理本构模型,计算结果表明,SiC颗粒添加的位错运动的长程阻碍和短程阻碍作用均增大。进而揭示了开坯锻棒均匀细晶组织热变形后仍保持均匀细晶的热变形机制,从而进一步说明了均匀化开坯艺终均匀细晶锻棒对后续热锻环节的重要性。进一步通过建立开坯中开裂模型和再结晶模型并经双锥实验验证其准确性,引入开裂系数P,耦合有限元计算,定量不同热加参数对开裂倾向、开裂位置、再结晶体积分数及再结晶晶粒尺寸的影响规律。可提供更为合理的开坯艺制定依据,进而开坯可靠性。基于对再结晶形核控制晶粒尺寸和缩短枝晶间距加快元素扩散的研究。提出了经济型均匀化开坯艺,将优选范围前移至慢速下降区末段与平稳区前段,可显著缩短均匀化时间。同时提出了预变形均匀化开坯艺,小变形量预变形缩短枝晶间距促进元素扩散和动态再结晶,可大幅度缩短均匀化时间。从而为建立经济可靠的均匀化开坯艺提供理论和实验依据。总之,本文通过大量实验,分析了合金铸锭偏析行为、均匀化中材料征演变规律以及均匀化程度对热变形行为的影响。在讨论分析艺间关联性基础上,建立了开坯开裂模型和再结晶模型,提出了均匀化开坯的控制原则,为完善高温合金铸锭的均匀化开坯评价体系提供了实验和理论依据。结果表明,Fe83B11C1Si5-xPx（x=0,1,2,3,4 at.%）和Fe83B11Si2P4-xCx（x=0,1,1.5,2,2.5 at.%）这两个合金系在熔点至1400°C温度区间内,表面张力均随温度的升高先减小,在1325°C附近达到小值,随着温度的进一步升高,表面张力异常。角在整个温度区间内随着温度的升高而减小。P和C元素的添加在一定程度了合金熔体的表面张力,C含量的有助于熔体与基底之间的性。基于粘度测量结果,确定了Fe85-x(C1B11Si2P3)（15+x）/17（x=0,2,4,6,8 at.%）合金系中粘度随温度变化性差异大的两个合金。采用平面流艺分别制备了这两种合金的非晶薄带,分析了薄带的厚度和贴辊面表面随熔体温度的变化规律,探讨了粘度/表面张力与薄带厚度/贴辊面表面的相关性。结果表明,非晶薄带的厚度随熔体温度的升高而近似线性减小;对于熔体粘度对温度不的合金来说,熔体温度变化对薄带厚度的影响也相对较小;薄带贴辊面的凹坑平均长度随熔体温度的升高先减小后增大。后,分别从粘度及表面张力对熔潭的影响角度对实验结果进行了分析。