HastelloyG30圆钢另割

HastelloyG30圆钢另割

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铜镍合金合金：Monel400,Cu90-Ni10、B10、C70600、BFe10-1-1、CuNi90-10、Cu70-Ni30、B30、C71500Inconel合金：Inconel625、Inconel625LCF、Inconel690、Inconel600Inconel601,Inconel617、Inconel686、Inconel718、Inconel718Incoloy合金：Incoloy800、Incoloy 800H、Incoloy800HT、Incoloy801、Incoloy825、Incoloy903、ncoloy907、Incoloy925、Incoloy926Hastelloy合金：HastelloyB、HastelloyB-2、HastelloyB-3、HastelloyC、HastelloyC-4、HastelloyC-22、HastelloyC-276、Hastelloy C-2000

现有研究表明,镍基单晶高温合金的微观组织对其力学性能的有很大的影响,而微量元素B对镍基单晶高温合金组织的影响也是非常显著的。因此,本文以第三代镍基单晶高温合金DD90为母合金,B含量采用定向凝固技术制备了四种不同B含量的单晶高温合金,并对制备好的单晶试样进行不同艺的热处理。研究了 B对铸态枝晶组织、γ/γ’共晶组织、γ’相、显微缩松、碳化物相、化物相以及元素偏析的影响。并结合相变温度对合金进行不同制度的热处理,研究了 B对热处理后γ’相、碳化物和化物的影响。同时对热处理前后析出的碳化物和化物相进行了成分分析。得出以下主要结论:(1)研究了 B的添加对铸态枝晶组织、γ/γ’共晶组织、显微缩松和γ’相的影响。B的添加对一次枝晶间距没有明显的影响。随B含量的合金中γ/γ’共晶组织的数量明显。铸态下的共晶形貌有两种,分别为放射状和状。B的添加使得合金中显微缩松的数量明显。铸态下枝晶干上的γ’相尺寸明显小于枝晶间γ’相尺寸,并且随B含量的γ’相的尺寸和体积分数均增大了。研究了微量元素B的含量变化对镍基单晶高温合金凝固征温度的影响。B的添加明显了合金的固相线温度和液相温度,并且随B含量的固相线温度和液相线温度幅度越大。

B的添加对γ’相溶解温度的影响不明显。此外,合金的结晶温度间隔也随B含量的而增大。研究了热处理后B对枝晶组织、γ/γ’共晶组织和γ’相的影响。三种热处理制度下,B对枝晶组织与Y/Y’共晶的影响规律基本*。随B含量的残余枝晶和共晶的数量明显变少。三种制度下B对γ’相尺寸和体积分数的影响规律是*的。随B含量的γ’相的尺寸和体积分数呈现上升趋势,但随B含量的变化γ’相尺寸不明显。γ基体通道随B含量的而变窄。与铸态相,热处理后γ’相的尺寸明显小于铸态枝晶间的γ’相,且体积分数较铸态大得多。并对了两步固溶处理和一步固溶处理后的γ’相,明显两步固溶处理析出的 γ’相分布均匀,尺寸较大、立方度更高且体积分数更大。(4)研究了热处理前后B对碳化物和化物的影响。铸态下,在不同B含量的四种合金中均析出了骨架状和块状碳化物。并且铸态下析出的骨架状碳化物和块状碳化物都是富Ta的MC型碳化物。热处理后,四种合金中均析出了块状碳化物相,未发现骨架状碳化物,热处理后碳化物的类型与铸态*,均为富Ta的MC型碳化物。B含量的变化对碳化物析出形貌和析出类型没有明显影响。B的添加会使合金中析出化物相,化物在碳化物周围析出且形貌较小,铸态下化物呈短棒状,短棒状化物的主要成分为Cr、Mo、W、Re,并且是富Cr的化物相。经过热处理后化物的形貌有杆状和颗粒状,均含Cr、Mo、W、Re,成分与铸态时差别不大,是富Cr-W的化物相。并且热处理后化物以杆状居多。

5)研究了 B对元素凝固偏析行为的作用规律。随B含量的合金中 W、Re、Al、Ta的偏析程度均增大,而对Co、Mo、Cr元素偏析程度的影响不显著。其中随B含量的对元素Re和Ta偏析程度的影响较W和 Al显著。镁合金耐腐蚀性差已成为制约其广泛应用的瓶颈。本论文以AZ91D镁合金为基体,首先在其表面分别进行锡酸盐、植酸化学转化膜预处理,之后再分别进行化学镀Ni-P双层镀层和化学镀Ni-W-P三元镀层,进而研究了转化膜和热处理对化学镀Ni-P双层镀层和Ni-W-P三元镀层微观组织、相组成以及耐蚀性的影响,以期镁合金的耐腐蚀性能,拓展镁合金的应用领域。主要研究内容如下:(1)选用柠檬酸为主络合剂,当柠檬酸浓度为18g/L时,的化学镀Ni-P镀层表面形貌均匀致密,其自腐蚀电位达到了-1.256V,镁基体正移了 0.39V,阻抗谱图中的容抗弧半径达到了大,Ni-P镀层的耐腐蚀性好。(2)采用浓度为18g/L的柠檬酸作为主络合剂,对化学镀Ni-P镀层进行热处理, 当热处理温度为200°C,保温1小时后,Ni-P镀层与镁基体之间的附着力好,动电位极化曲线显示其自腐蚀电位为-1.049V,未热处理的样的自腐蚀电位正移了 0.2V,阻抗谱图中的容抗弧半径大,浸泡实验结果的腐蚀速率也小。

(3)镁合金分别预*行锡酸盐、植酸转化膜预处理,随后进行内层中磷、外层高磷的化学镀Ni-P双层镀层处理。结果表明,镀层表面均匀致密,为典型的胞状组织,均为非晶态结构;经过植酸转化处理后的Ni-P镀层的自腐蚀电位正,为-0.323V,阻抗谱中的容抗弧半径大,说明Ni-P镀层耐腐蚀性好;而浸泡实验的结果同样表明腐蚀速率也小,为0.0268 g/m2·h。对植酸转化膜表面Ni-P双镀层进行200℃热处理后,镀层与镁合金基体的附着力 ,其自腐蚀电位升高到了-0.295V,腐蚀速率减小为0.0213 g/m2·h,镀层的耐腐蚀性进一步。(4)镁合金分别预*行锡酸盐、植酸转化膜预处理,随后化学镀Ni-W-P三元镀层,结果表明,Ni-W-P三元镀层表面均匀致密,为典型的胞状组织,均为非晶态结构;植酸转化处理后的Ni-W-P三元镀层的自腐蚀电位正,为-0.377V,阻抗谱中的容抗弧半径大,说明Ni-W-P镀层耐腐蚀性好;而浸泡实验的结果同样表明植酸处理后的Ni-W-P镀层腐蚀速率也小,为0.0373 g/m2·h。对植酸转化膜表面Ni-W-P镀层进行200℃热处理后,镀层与镁合金基体的附着力,其自腐蚀电位升高到了-0.335V,腐蚀速率减小为0.0345 g/m2·h,镀层的耐腐蚀性进一步。

设计和制备出4%W-6%Mo/无Ru、6%W-6%Mo/无Ru和6%W-6%Mo/2%Ru不同成分镍基单晶合金,通过蠕能、组织形貌观察及位错组态的衍衬分析,研究了单晶镍基合金的蠕变行为及影响因素,及各自合金在蠕变期间的变形与损伤机制。通过原子探针测定元素在(14)两相的浓度分布及测算不同合金中(14)两相的晶格常数和错配度,研究了Ru镍基单晶合金蠕变抗力的作用机理。结果表明,随抽拉速率,合金中一次/二次枝晶间距和成分偏析减小,蠕变抗力;随浇铸温度,合金的一次/二次枝晶间距减小,Al和Ta在枝晶间/干的偏析系数,W、Cr 和Mo的偏析系数;选用抽拉速率和浇铸温度分别为0.08mm/s和1550℃,合金可获的蠕变抗力和寿命。不同成分铸态合金的(001)晶面均呈现典型的“+”枝晶花样,元素Ta和W分别偏析于枝晶间和枝晶干,分别为大正、负偏析元素。元素Ru在枝晶干/间区域无明显偏析, 但可其他元素在枝晶干/间的偏析程度。经过1315℃固溶处理后,各元素的偏析程度大幅,合金可的蠕能。其中,4%W-6%Mo/无Ru单晶合金在760℃/800MPa蠕变寿命为354h,在1040℃/137MPa蠕变寿命高达556h,测定出合金在上述温度稳态期间的蠕变能分别为 Q=458.3kJ/mol和Q=420.9kJ/mol。

元素W含量由4%至6%,合金在*时效和蠕能期间均有大量针状μ相析出。该析出相富集难熔元素, 了合金组织的连续性,易于引起应力集中和促进裂纹的萌生和扩展,是合金蠕变强度的薄弱环节。析出的针状μ相可大幅度合金的蠕能,与4%W-6%Mo合金相,6%W-6%Mo合金在1040℃和800℃的蠕变寿命分别了67%和41.1%。6%W-6%Mo合金的基础上添加2%Ru,可较多Al、Ta等γ’相形成元素溶入γ基体相,Cr、Co、Mo、W等γ基体相形成元素较多溶入γ’相,是元素Ru 合金中析出TCP相的主要原因。与4%W-6%Mo合金相,2%Ru-6%W-6%Mo合金在1100℃/137MPa的蠕变寿命由68h到125h。其中,元素Ru可TCP 相析出,合金中γ/γ’两相的合金化程度和错配度,是使含Ru单晶镍基合金具有高温蠕能的主要原因。不同成分合金在蠕变期间具有相同的变形和损伤机制。其中,合金在中温蠕变期间的变形机制是位错在基体中滑移和剪切进入γ’相,剪切进入γ’相的位错可发生分解,形成不全位错加层错的组态,也可交滑移至{010}面形成K-W锁。随蠕变进行到后期,主/次滑移系的交替开动,致使扭曲的γ/ γ’两相界面出现微孔洞,随蠕变进行,扭曲程度加剧,微孔洞增多并,形成裂纹源,并沿垂直于应力轴方向扩展,一旦不同横截面裂纹由棱相互连通,合金可发生宏观蠕变断裂,是合金在中温蠕变期间的损伤与断裂机制。合金在高温稳态蠕变期间的变形机制是位错在基体中滑移和攀移越过γ’相。随蠕变进行至加速阶段,主/次滑移位错的交替开动,致使位错在基体通道中滑移和剪切进入筏状相, 使相的强度,并发生裂纹的萌生与扩展,直至发生宏观蠕变断裂,是合金在高温蠕变期间的损伤与断裂机制。

HastelloyG30圆钢另割设计和制备一种4.5%Re及4.5%Re/3.0%Ru镍基单晶合金,通过测定铸态及热处理态合金中各元素在枝晶间/干和γ/γ’两相区域的浓度分布,研究了元素Re、Ru对元素偏析和浓度分布行为的影响;通过对4.5%Re合金和4.5%Re/3.0%Ru合金进行不同条件的蠕能、微观组织观察、位错组态分析及元素在γ/γ’两相浓度分布测定,研究了Ru对含Re单晶合金蠕变行为及元素在分布的影响;通过采用热力学和TEM计算两种合金在不同温度的层错能,结合组织观察,研究了层错能对合金蠕变期间变形机制的影响。结果表明,Re强烈偏析于枝晶干区域,可促进枝晶形核和枝晶数量。凝固期间,高熔点元素优先凝固,并排斥Ni、Al等低熔点原子,致使枝晶间区域元素Ni、Al浓度,是铸态4.5%Re合金共晶组织数量较多、尺寸较大的主要原因。Ru主要富集于枝晶间区域,可γ’相的析出温度,Al、Ta等γ’相形成元素偏析于枝晶干区域的程度,并其他元素在枝晶间/干区域的偏析程度。含Ru合金经*热处理后,Ru原子可占据Ni3Al中Al的点阵位置,是元素Al、Ta和Ru在γ/γ’两相浓度分布呈互补关系的主要原因。Ru与W、Mo、Re等原子具有较强的结合力,合金γ’相中保留较多W、Mo、Re等原子,可这些元素在γ’/γ两相的分配和合金的蠕变抗力。4.5%Re合金加入3.0%Ru后,使其在800℃/800MPa的蠕变寿命由273h至323h。合金在近800℃蠕变期间的变形机制为位错在基体中滑移和剪切立方γ’相。其中,剪切进入γ’相的位错即可在{111}面分解,形成（a/3）不全位错加超点阵内禀层错（SISF）的组态,也可由{111}面交滑移至{100}面分解,形成K-W锁加反相畴界（APB）的组态,以上组态均可位错的滑移和交滑移,合金的蠕变抗力。合金在高于980℃稳态蠕变期间的变形机制为位错在基体中滑移和攀移越过筏状γ’相,蠕变后期,剪切进入γ’相的位错可形成K-W锁和K-W锁+APB的组态。4.5%Re/3.0%Ru合金在980℃蠕变期间,切入γ’相的位错也可在{111}面分解形成不全位错+SISF,是合金具有蠕变抗力的主要原因。