核电站铸造奥氏体不锈钢热老化试验设计

为验证一回路关键部件铸造奥氏体不锈钢(CASS)在整个寿期内的适用性,结合CASS部件运行期间的主要老化机理,对核电站铸造奥氏体不锈钢的热老化试验设计进行研究。通过对CASS材料的老化机理分析,结合加速老化试验的基本原理Arrhenius公式,分析了激活能Q、老化温度TS和老化时间t对热老化试验的影响,并得出如下结论:对于核电用CASS部件,热老化的加速老化试验温度建议值最高不超过400℃,试验过程中需严格控制加热温度的均匀性和稳定性,同时需要结合激活能值设计可覆盖设备整个寿期的试验,为准确把握材料的老化特征,需合理设置取样的时间间隔。     

核电用铸造奥氏体不锈钢加速热老化试验方案设计

核电厂主管道用国产铸造奥氏体不锈钢在长期服役时面临着热老化问题。分析了材料激活能经验计算公式的适用性问题,设计了材料加速热老化饱和状态识别流程方案。结果表明,该试验方案适用于国产铸造奥氏体不锈钢的热老化性能试验。     

热老化对铸造双相不锈钢管道亚结构的影响

对核电站压水堆一回路用Z3CN20-09M铸造双相不锈钢进行400℃恒温加速热老化试验,持续加热时间分别为1000h和3000h,利用透射电镜(TEM)分析其在不同热老化时间下亚结构的变化,以及热老化过程对亚结构的影响。结果显示,热老化过程中显微组织形态无明显变化,为奥氏体基体上分布着不连续的岛状铁素体,但亚结构发生了明显改变。奥氏体基体在热老化初期有大量位错缠结及高密度的层错,随热老化时间的延长,基体中的位错缠结程度明显减轻,层错数量大大减少,在位错、相界及晶界上有析出物出现,铁素体相内出现调幅分解。     

核电站用国产铸造双相不锈钢的热老化

对国产铸造双相不锈钢Z3CN20-09M进行了450℃长达1200 h的加速热老化试验。研究了它的热老化脆化行为。结果表明:随着老化时间的增加,冲击功显著下降,老化1200 h后冲击功为161 J,断裂方式由韧性转变为脆性;奥氏体相显微硬度基本不变,而铁素体相显微硬度显著增加,老化1200 h后铁素体相显微硬度为470 HV10。     

核级316NG奥氏体不锈钢在热老化条件下的析出相

通过热老化模拟试验、电解萃取试验和热力学计算方法(CALPHAD)研究了核级316NG奥氏体不锈钢在核环境下的析出相情况。结果表明，316NG奥氏体不锈钢在450℃老化100 h无析出相；老化500 h的主要析出相为Cr₂₃C₆;老化1000 h的主要析出相为Z-CrNbN、Cr₂₃C₆和Laves＿C14。然后，采用CALPHAD方法建立了316NG奥氏体不锈钢的热力学数据库，并以此数据库为基础，利用Thermo-Calc软件计算了316NG奥氏体不锈钢在450℃平衡状态下的析出相组成为Cr₂₃C₆、Z-CrNbN、Laves＿C14、Ni₃Si和MX,析出相总原子分数为3.5%,其中Ni₃Si和MX的含量很低(0.46%)。通过CALPHAD方法计算得到的析出相组成与450℃等温退火1000 h后的热老化试验结果符合得较好，从而获得关于316NG奥氏体不锈钢在长时间热老化条件下的析出相规律及组织成分的较为完善...     

热老化对阀体CF8M不锈钢显微结构及性能的影响

在400℃下对阀体材料CF8M进行不同时长加速热老化试验,研究热老化对CF8M材料微观结构、拉伸性能及冲击性能的影响。结果表明:CF8M材料奥氏体基体在热老化初期存在大量位错缠结。然而随热老化时间的延长,基体中的位错缠结程度明显减轻,随后铁素体相内产生调幅分解;此外,CF8M材料在室温和350℃下抗拉强度均不断提高,而屈服强度前期略有升高、老化1000 h后则略有下降;而且在冲击温度较低时,同时,CF8M各老化状态下试样的冲击曲线下降段陡变;而在冲击温度较高时,CF8M各老化状态下试样的曲线面积(冲击功)随老化时间而缩小;另外,CF8M试样上平台值和下平台值随老化时间的增加而降低,韧脆转变温度随老化时间的增加而升高。     

高强度奥氏体不锈钢的热变形行为及其热加工图

从工业生产的不锈钢大型锻件上取样,在应变速率0.01～10s-1、变形温度850～1250℃条件下采用Gleeble3500热模拟试验机进行了压缩热变形试验,研究了一种高强度奥氏体不锈钢热变形力学行为和再结晶规律,测得热变形激活能为455kJmol,并列出了这种高强度奥氏体不锈钢的热变形方程ε=4.173·1016[sinh(α·σp)]4.06exp-455000RT。基于动态材料模型建立了其在常见形变量之下的热加工图(ProcessingMap)。试验结果说明,该奥氏体不锈钢具有较高的动态再结晶温度,在1150℃变形能量消耗效率达到最大值0.4。     

热老化对316LN不锈钢焊缝冲击性能和显微硬度的影响

核电站主管道奥氏体不锈钢焊缝由于长期在其热老化敏感温度下运行,在服役过程中存在热老化脆化趋向。本文对锻造316LN不锈钢主管道的焊缝在325、365和400℃下15000 h的加速热老化进行试验,并通过TEM研究了焊缝的微观组织变化,采用纳米压入试验和冲击试验对热老化过程中焊缝冲击性能和显微硬度变化进行了研究,使用SEM观察了冲击断口形貌。结果表明:热老化过程中焊缝内铁素体相发生了调幅分解和G相析出;随着热老化时间增加和温度升高,焊缝中铁素体相显微硬度快速增加,奥氏体相未发生改变,焊缝的冲击韧性显著下降。     

模拟工况热老化对核电管道用Z3CN20-09M奥氏体不锈钢力学性能的影响

采用纳米压入法和微型杯突试验法对400℃模拟工况环境下热老化不同时长的Z3CN20-09M奥氏体不锈钢的力学性能进行研究,并用扫描电子显微镜对微型杯突断口形貌进行观察。结果表明,随着热老化时间的延长,铁素体相的纳米硬度值明显增大,奥氏体相纳米硬度值总体变化不明显,奥氏体不锈钢的微型杯突最大强度和屈服强度都有不同程度的增加,而比断裂能一直呈降低的规律,微型杯突断裂机理从以韧窝为主的微孔聚集型断裂变为微孔聚集型+准解理型断裂,这些变化都与热老化不同时长后两相亚结构的变化以及热老化3000 h以后铁素体发生调幅分解和调幅结构的粗化有关,材料出现脆化倾向。     

热老化对铸造双相不锈钢显微组织的影响

用光学金相(OM)和透射电镜(TEM)等分析方法,研究了法国产Z3CN20-09Mα+γ铸造双相不锈钢(CSS)在400 ℃加速老化试验后显微组织的变化,探讨热老化对显微组织的影响.结果表明,Z3CN20-09Mα+γ铸造双相不锈钢组织为奥氏体基体上分布着不连续的岛状铁素体,主要形态为条带状和花边状.随老化时间的延长,在局部区域铁素体的形态由不连续的岛状和花边状变为尖锐的长条.奥氏体内的位错、层错也有明显的减少,在晶界处有析出物、位错上有沉淀物的出现.     

通用不饱和聚酯加速老化失效机理研究

本文研究通用不饱和聚酯树脂人工加速老化失效机理。对通用不饱和聚酯浇注体试样进行了人工加速热氧老化及人工加速氙灯老化试验,用显微镜观察了试样的外观形貌,测试了试样的拉伸强度和弯曲强度,对试样进行了动态力学性能分析（DMA）分析,用FT-IR分析了树脂化学基团的变化。研究表明：不饱和聚酯在老化早期有后固化现象,随着加速老化时间的延长,试样表面出现裂纹并逐渐增加,而拉伸强度,弯曲强度和玻璃化转变温度（Tg）均降低;人工加速氙灯老化所造成的失效比热氧老化要严重得多。分析表明紫外线是造成不饱和聚酯的老化失效的主要影响因子。     

核级不锈钢的热老化研究进展

综述了热老化对核级铸造和焊接奥氏体不锈钢组织、结构和性能的影响、热老化动力学行为以及热老化脆性评估方法与寿命预测等方面的研究进展,分析了不锈钢的热老化脆性机制,指出了不锈钢热老化研究存在的问题及进一步的研究方向。     

胶接结构破坏模式及失效机理

以航空航天领域应用较为广泛的胶接结构为研究对象,以板-板胶接的拉伸剪切强度为评估指标,通过加速湿热老化试验对胶接结构的破坏模式和失效机理进行了研究。结果表明:胶接结构的断裂性质为韧性断裂,且随着老化时间的增加,其破坏模式为由内聚破坏向内聚破坏+界面破坏转变。在湿热老化试验前期,温度对拉伸剪切试样性能起主要作用,在老化后期,湿度起主导作用。     

304奥氏体不锈钢热变形行为及热加工图

在应变速率为0.1~10 s~(-1)、变形温度为800~1200℃的变形条件下,利用Gleeble-1500热模拟机对304奥氏体不锈钢进行单向热压缩实验,研究其高温下的流变行为。根据实验数据,304奥氏体不锈钢的流变应力随温度和应变速率变化明显,应变速率越大,变形温度越低,流变应力越大。基于Arrhenius模型推导出材料的热变形本构方程,并算得材料的热变形激活能为486.0 k J·mol~(-1)。建立了真应变为0.7时的热加工图,结合微观组织分析表明:变形温度为1025~1200℃、应变速率为0.1~0.8 s~(-1)时,材料功率耗散系数大于26%,变形过程中发生动态再结晶,此范围为304奥氏体不锈钢的最佳工艺参数。     

固体火箭发动机粘接界面湿热老化实验

对固体火箭发动机粘接界面试验件进行了不同湿热条件下的加速老化试验,并测量了不同老化时间粘接界面的扯离强度,描述了湿热老化试验和性能测试中的试验现象,结合复合材料微粘接结构吸湿规律对试验现象和撤离强度随老化时间变化曲线进行了分析。研究结果表明:衬层-推进剂粘接界面是固体火箭发动机粘接结构中最薄弱环节,应予以重点考虑；湿热老化促进了环境水分从衬层–推进剂界面向推进剂内部的扩散和渗透,致使弱边界层向推进剂内部扩展,导致了衬层-推进剂界面粘接强度的降低。试验件平均扯离强度随老化时间呈下降趋势,中间有一个强度趋于稳定的平台期。      

Crl5Mn9Cu2NilN奥氏体不锈钢的热变形本构特性

利用热/力模拟试验机对Crl5Mn9Cu2NilN奥氏体不锈钢进行热压缩试验,在变形温度为950℃～1200℃,应变速率为0.01s-1～2.5s-1,得到其流变应力变变曲线.以经典的双曲正弦形式的模型为基础,采用线性同归分析方法建立了这种钢的热变形本构方程,其中热变形激活能为488.16kJ/mol.与Ni-Cr奥氏体不锈钢相比,由于这种钢具有较高Mn含量,热变形激活能相埘较高.通过压缩试样热变形后的显微组织观察发现,这种钢在温度为1000℃变形时,冉结晶开始发生,1100℃以上时,可获得完全再结晶组织.     

紫外光对丙烯酸聚氨酯清漆的老化影响规律研究

用UVB紫外辐照结合冷凝的人工加速方法对丙烯酸聚氨酯清漆进行老化试验.采用电化学交流阻抗(EIS)技术,傅立叶变换红外光谱(FTIR)及其它物理性能表征研究UV加速实验对涂层老化及防护性能的影响.结果表明,随暴露时间的增加,涂层的附着力下降,失光率和黄色指数上升,一定频率下的低频阻抗模值下降,表现为时间的变化函数.FTIR,分析表明,老化试验12 d后附着力或阻抗模值的升高,可能与断链分子的重新组合有关.低频阻抗模值随暴露时间而变化,并与其它物理、化学性能的变化表现出一定的相关性.     

热老化对核电阀杆用17-4PH钢电化学腐蚀性能的影响

为了研究热老化时长对核电阀杆用17-4PH不锈钢电化学腐蚀性能的影响,在温度350℃、压力16.5 MPa下对17-4PH钢开展加速热老化试验,采用PARSTAT 2273电化学工作站和扫描电镜(SEM)研究了经不同时长热老化17-4PH钢在0.6M氯化钠溶液中的电化学腐蚀性能。结果表明,随热老化时间的延长,17-4PH钢的开路电位OCP、自腐蚀电位Ecorr和点蚀电位准b负移,自腐蚀电流Icorr和钝化电流Ip增大,电荷转移电阻Rct减小,双电层电容Cdl增大。经不同时长热老化后,17-4PH钢在0.6 M氯化钠溶液中的表面活性增加,钝化膜溶解速率增加,腐蚀反应阻力减小,耐腐蚀性能降低。SEM结果表明,不锈钢中的第二相不仅会导致不锈钢内部形成腐蚀微电池,加速腐蚀速率,还破坏了不锈钢表面钝化膜的完整性,导致不锈钢耐腐蚀性能下降。     

316L奥氏体不锈钢的高温流变行为

为建立能准确描述316L不锈钢流动特性的本构模型并合理制定其热成形工艺参数,采用圆柱试样在Gleeble-3500热模拟试验机上对316L奥氏体不锈钢进行等温压缩变形试验,研究316L不锈钢在变形温度为900℃~1 100℃、应变速率为0.01s-1~2s-1条件下的流变行为,建立其热变形本构方程。结果表明,变形温度和应变速率对流变应力有明显影响,流变应力随变形温度升高而降低,随应变速率的增加而升高。建立了材料常数α,n,lnA,及应变激活能Q与应变之间的非线性关系;316L不锈钢的热变形行为可用包含Arrhenius项考虑应变、应变速率及温度影响的本构方程描述。通过相关系数r、平均相对误差(AARE)对本构方程的准确性进行分析,结果表明,该方程可以准确预测316L不锈钢的高温流变行为。     

退火对热老化308L不锈钢焊材显微结构的影响

对410℃下热老化7000 h的308L不锈钢焊材进行了550℃、1 h的退火处理,利用TEM和三维原子探针研究了退火对热老化焊材显微结构的影响,并与未热老化试样进行比较,评价退火回复效果。结果表明,退火后奥氏体无明显变化,而δ铁素体内由热老化导致的调幅分解完全消失,且G相显著减少。此外,热老化导致Ni、Mn、C在δ铁素体/奥氏体相界处发生偏聚,而对相界处Cr、Si、P元素的含量无明显影响。退火后相界处所有元素均无偏聚,但会导致Ni、Mn在靠近相界的奥氏体一侧发生富集。退火后308L不锈钢焊材的显微结构接近于未热老化状态,表明退火回复效果显著。