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利用扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、电子探针(EPMA)、能谱(EDS)和X射线衍射(XRD)技术研究了硅对定向凝固Ni3Al基合金IC6A微观组织的影响。结果表明在IC6A合金中添加0.10%~0.20%Si(质量分数,下同)会使合金的枝晶间区析出块状的Mo1.24Ni0.76相和Mo6(Ni0.75Si0.25)7相,当硅的添加量达到0.30%时,合金的枝晶间区除了析出这两种相外,还有针状的δ-NiMo相析出。这相的析出不利于合金的高温持久性能,它们的硬度较大,只能通过孪晶的方式变形。硅有利于提高IC6A合金的高温抗氧化性能,而对合金的抗腐蚀性能和瞬时拉伸性能无明显影响。 相似文献
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利用电子探针研究了不同含量Y和Si对定向凝固Ni3Al基合金IC6微观组织的影响,测定了合金的1100℃抗氧化性能、1100℃/80MPa持久性能、1100℃热疲劳性能以及各种温度下的瞬时性能,结果表明,加适量Y有利于提高IC6合金的高温抗氧化性能、持久性能和热疲劳性能,Si也有利于提高IC6合金的高温抗氧化性能,而对持久性能和热疲劳性能不利,Y和Si对IC6合金联的瞬时性能均无明显影响 相似文献
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采用涂Na Cl/Na2SO4盐方法研究了DZ466合金在850℃和950℃条件下热腐蚀行为.结果表明:合金的腐蚀层包括三个区域,最外层为(Ni,Co)O氧化物层,次外层为尖晶石结构氧化层(Ni,Co)Cr2O4,内层为内腐蚀层,850℃时该层为Ni3S2,而950℃时除Ni3S2外,在靠近次外层还形成内氧化Al2O3;在850℃和950℃时合金的热腐蚀机制相同,氧化膜连续性的破坏,是合金遭受热腐蚀的主要原因;热腐蚀增重曲线均符合抛物线规律,其速率常数分别为3.1×10-11g2·cm-4·s-1和1.5×10-9g2·cm-4·s-1,热腐蚀激活能分别为179.2 k J·mol-1和138.3 k J·mol-1. 相似文献
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研究恢复热处理对经950℃长期时效的DZ466合金显微组织和力学性能的影响。结果表明:恢复热处理使枝晶干处长期时效过程中被粗化和球化的γ′相重新细化和立方化,与标准热处理态组织相近;枝晶间γ基体中重新析出与标准热处理态尺寸和形貌接近但数量更多的二次γ′相;晶界γ′相膜层消失,被宽化的晶界基本恢复到标准热处理态。恢复热处理后,合金的室温抗拉强度和屈服强度均略高于标准热处理态,伸长率和断面收缩率恢复到标准热处理态的70.6%~88.5%;950℃/220 MPa持久性能达到或超过标准热处理态。 相似文献
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研究了燃气轮机用第二代耐热腐蚀单晶高温合金DD489的显微组织,组织稳定性,典型力学性能和耐腐蚀性能,并与RenéN5合金进行了比较。结果表明:DD489合金的一次枝晶臂间距为345. 0μm,固/液相线温度分别为1370. 1℃和1400. 8℃。标准热处理态合金枝晶干部位γ'相形貌接近立方体形,面积分数为68. 4%。DD489合金950℃长期时效γ'相粗化速率小于RenéN5合金。DD489合金具有优异的组织稳定性,耐热腐蚀性能与RenéN5合金相当,承温能力较RenéN5高约10℃,能够满足重型燃气轮机涡轮叶片的使用要求。 相似文献
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航空发动机涡轮叶片在非正常工况下服役会发生短时超温的现象,导致叶片严重损伤。本工作利用高温拉伸实验设备,对航空发动机涡轮叶片用K465合金在1180~1270℃短时超温条件下的瞬时拉伸性能进行了测试。利用SEM、XRD和物理化学相分析的方法观察和定量表征拉伸前后的显微组织,研究了短时超温过程中显微组织的演变规律及其对拉伸性能的影响。结果表明:随超温温度增加,K465合金中γ′相、碳化物和晶界γ′膜逐步回溶;γ′相形成元素在枝晶间的富集导致枝晶间γ′相完全溶解温度显著高于枝晶干。在1270℃下,晶界与枝晶间残余共晶处发生初熔。合金的屈服强度随着超温温度的增加显著降低,由1000℃时的439MPa急剧下降至1180℃时的85MPa和1240℃时的26MPa。一次γ′相与晶界γ′膜的回溶及初熔是影响拉伸性能的主要因素。 相似文献
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测定了定向凝固Ni3Al基合金IC6在950~1100℃范围内的蠕变曲线、应力指数和蠕变激活能,运用SEM和TEM技术分析了蠕变过程中合金微观结构的变化,探讨了γ筏排组织的形成机理及其对位错运动的阻碍作用。 相似文献
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采用光学显微镜及扫描电镜研究了一种第一代镍基单晶高温合金小角度晶界的铸态和热处理态组织,并通过实验探索了小角度晶界试样的室温拉伸性能随晶界角度增加的变化规律。结果表明:合金铸态小角度晶界上分布有γ/γ'共晶组织、粗大γ'相及少量MC碳化物。热处理后,晶界上的γ/γ'共晶相已基本消除,MC碳化物仍保留在晶界上。晶界角度较小时,晶界上γ'相略大于晶粒内部且呈连续分布,晶界角度超过9.0°时晶界间隙逐渐变宽。拉伸试验结果表明,随晶界角度增加,试样的屈服强度逐渐降低。晶界角度低于3.7°时,试样的断裂特征与无晶界试样相同。晶界角度为3.7°时,试样沿晶界断裂。晶界角度大于3.7°时,断口位于扭转侧晶粒。晶界角度大于9.0°时试样未经过屈服阶段而发生脆性断裂。分析表明,晶界角度的增加导致固定侧晶粒、晶界和扭转侧晶粒三者强度关系发生变化以及晶界间隙宽度增大是小角度晶界试样断裂方式变化的原因。 相似文献