S30432钢的微观组织与高温性能

对国产和进口S30432钢的微观组织以及夹杂物的形态进行对比,研究了高温条件下S30432钢的力学性能及高温拉伸后该材料显微结构。结果表明:国产S30432钢管的杂质元素和非金属夹杂物含量、晶粒度控制良好;S30432钢的高温抗拉强度随温度的升高而降低,但其屈服强度在600～700℃出现波动,700℃时屈服强度略高于600℃。通过对拉断后试样的显微组织分析可知,在700℃时析出了更多弥散分布的强化相,其阻碍了位错的运动。     

复合喷丸工艺对S30432钢表面应力与组织的影响

采用扫描电镜、X射线衍射仪研究喷丸形变处理工艺对S30432钢表面残余压应力分布与组织结构变化的影响,分析了不同喷丸工艺下表面残余应力的分布特征。结果表明,采用钢丸与陶瓷丸复合喷丸工艺,材料表面残余压应力约为-520 MPa,而最大残余应力值在距表面大约0.02 mm处,其值约为-550 MPa;采用单一钢丸的喷丸工艺,表面残余压应力约为-400 MPa,距表面大约0.06 mm处残余压应力达到最大值,约为-500 MPa。喷丸后在形变层形成许多位错墙并将组织分割为细小的位错胞。     

S30432耐热钢650℃时效的组织和力学性能

研究了S30432耐热钢在650 ℃时效时的微观组织和力学性能,特别探讨了S30432钢时效过程中析出相的变化对力学性能的影响.结果表明,实验合金时效初期ε-Cu和M23C6大量析出,随后逐渐长大,其中M23C6尺寸较大且粗化较快,但ε-Cu长期时效后尺寸依然细小.时效初期硬度升高的主要原因是ε-Cu的析出,长期时效过程中ε-Cu尺寸保持细小是硬度稳定在较高水平的主要原因.此外,时效初期由于M23C6大量析出冲击韧性急剧下降,随后M23C6的粗化是冲击韧性继续下降的主要原因.     

固溶处理对S32168不锈钢管组织及性能的影响

研究了固溶处理温度对S32168不锈钢组织和力学性能的影响.结果 表明:固溶处理后不锈钢为等轴晶粒,且存在退火孪晶;当固溶温度≥1 080℃,不锈钢中的析出物全部溶解到基体中;固溶温度为1 040～1 120℃时,晶粒尺寸随温度的升高而长大,长大激活能为563.49kJ/mol,且在该温度范围内,S32168不锈钢管的...     

锻造变形与固溶处理对GH536合金锻件晶粒及硬度的影响

通过锻造变形量及固溶工艺参数的变化,研究了GH536合金锻件晶粒度及硬度的变化规律。试验结果表明：镦粗变形后,锻件晶粒尺寸有减小的趋势,但变形程度对锻件晶粒影响不大,锻件晶粒与变形前相当;固溶处理温度影响GH536合金锻件的晶粒尺寸及硬度,固溶保温时间对GH536合金锻件的晶粒及硬度影响不大。     

热处理对ASTMS30432奥氏体耐热钢性能的影响

研究了热处理工艺对ASTMS30432钢和成品样管的晶间腐蚀敏感性和力学性能的影响.试验结果表明,随固溶温度升高,晶间腐蚀敏感性下降,为抑制晶间腐蚀,固溶温度应≥1 100 ℃;钢管固溶后应快速冷却,以避免840 ℃附近Cr23C6碳化物大量析出导致敏化;固溶温度超过1 100 ℃,随固溶温度升高,晶粒度等级和室温强度逐渐下降.     

EA4T钢消除带状组织和细化晶粒的新工艺探索

为了解决EA4T钢存在的带状组织和组织不均匀问题,设计了新的热处理工艺.实验结果表明,经新的热处理工艺处理后,材料中的部分带状组织消除,奥氏体晶粒细化,组织均匀性明显改善,综合力学性能显著提高.     

NC30Fe镍基合金厚壁管固溶处理和时效后的显微组织及力学性能

对外径为125 mm、壁厚为42.5 mm的NC30Fe合金厚壁管分别进行了1 080、1 100和1 120℃保温1、1.5和2 h水冷的固溶处理,以及1 080℃保温1.5 h水冷固溶处理随后715℃保温5.5和10.5 h的时效处理。检测了合金管的显微组织、室温和350℃力学性能及布氏硬度。结果表明：1 080℃保温1 h水冷固溶处理的厚壁管的平均晶粒尺寸为46.29μm,而1 120℃保温1 h水冷固溶处理的厚壁管的平均晶粒尺寸为113.64μm; 1 080℃保温1.5 h水冷固溶处理随后715℃保温5.5或10.5 h时效处理的厚壁管晶界有连续分布的碳化物,晶内有少量粒状碳化物和大量孪晶,室温抗拉强度相应为648和652 MPa,屈服强度相应为280和279 MPa, 350℃抗拉强度相应为526和538 MPa,屈服强度相应为201和216 MPa,均符合技术要求。     

固溶处理对S31803双相钢板焊接接头微观组织的影响

研究了固溶处理对S31803双相钢板焊接接头微观组织的影响。结果表明:经固溶处理的焊缝和热影响区,晶内奥氏体析出变少,晶粒尺寸变小,同时奥氏体的形状由长条状变为圆状。     

固溶处理对316不锈钢晶粒长大和硬度的影响

通过金相显微仪、电子背散射衍射和硬度计测量等手段,研究了1100～1175℃条件下固溶处理对316不锈钢的微观组织、晶界分布特征以及合金硬度的影响。同时,建立了Anelli晶粒长大模型。研究结果表明：随着固溶温度的增大和保温时间的延长,不锈钢的晶粒尺寸逐渐长大。当固溶温度超过1150℃、保温时间超过60 min时,晶粒尺寸增长迅速。基于晶界的重位点阵理论对晶界分布特征进行分析,结果表明,随着固溶温度的增大和保温时间延长,∑3、∑9和∑27晶界含量均下降,尤其∑3晶界含量下降明显,并且试样硬度也随之降低。固溶温度对晶粒尺寸和硬度的影响明显大于保温时间的作用。     

铜模激冷SiCp/AZ91镁合金晶粒细化及固溶组织演化

采用Si C颗粒添加与铜模喷铸相结合的方法,提高快冷条件下熔体的异质形核潜力,制备出亚快速凝固镁合金细晶组织。在此基础上,对比研究了热处理温度(320、370和400℃)对晶界离异共晶β-Mg_(17)Al_(12)相动态固溶过程的影响。结果表明,亚快速凝固AZ91+1%SiC(质量分数)合金经320℃/2 h处理后固溶不完全,仍然保留原始不规则花瓣状组织,少量基体相中出现细小条纹。370℃/2h处理后晶界消失速率加快,同时存在少量晶界残留区域。400℃/2 h处理后可得到单相α-Mg固溶体,组织为细小多边形等轴晶。添加2%SiC后,激冷合金的晶粒细化效果提高,高温原子扩散距离缩短,有利于固溶过程进行。SiC的添加及组织的细化使得铜模喷铸镁合金显微硬度值提高28.75%,固溶处理后晶界相的消失导致合金硬度值下降。     

超纯净18Ni马氏体时效钢的晶粒尺寸及其对拉伸性能的影响

研究了不同固溶处理温度下超纯净18Ni(2200 MPa级）马氏体时效钢晶粒尺寸及分布的变化，以及原奥氏体晶粒尺寸对马氏体时效钢在固溶和时效状态下拉伸性能的影响，初步探讨了其影响机理，结果表明，原奥氏体晶粒随固溶温度的升高而均匀持续地正常长大，晶粒尺寸对固溶态马氏体时效钢的强度和塑性影响微弱，有害元素含量的大幅度降低避免了Ti(C,N)等夹杂物在晶界偏聚而引起的高温固溶下的“热脆”现象，时效状态马氏时效钢的屈服强度与原奥氏体晶粒尺寸之间符合Hall-Petch关系，随着原奥氏体晶粒尺寸的增大，马氏体时效钢出现“时效脆性”是由于明效析出相在晶界偏聚所致。     

Ti-Mo系钛合金β晶粒长大规律及晶粒尺寸对硬度的影响

对不同Mo含量β 单相区锻造的Ti-Mo系二元合金在相变点以上温度进行固溶处理,然后对不同固溶条件下合金的原始β 晶粒尺寸进行统计分析,并测试了若干不同晶粒尺寸下合金的硬度。合金的晶粒尺寸统计结果显示：原始β 晶粒尺寸不仅与固溶的温度和时间有关,也与合金中Mo元素的含量有关。晶粒尺寸与固溶时间呈指数关系;在固溶时间一定的条件下,晶粒尺寸随固溶温度的升高而增大,随合金中Mo含量的增加而显著减小, Ti-4Mo和Ti-20Mo合金在试验研究温度范围内β 晶粒长大激活能分别为83.30l和272.16 kJ/mol。从热力学和动力学角度对Ti-Mo合金晶粒生长规律进行分析。硬度分析结果表明,Ti-Mo合金的硬度随晶粒尺寸的减小而提高,并对影响机理进行了探讨     

GH4141高温合金固溶处理过程中的晶粒长大行为

研究了固溶温度和保温时间对GH4141合金晶粒长大的影响,并建立了合金的晶粒长大模型。结果表明,合金在固溶温度≤1080℃时,晶粒长大不明显;当温度≥1100℃时,晶粒显著长大。不同固溶温度下,晶粒尺寸均在保温时间≤60 min时迅速长大;当保温时间>60 min后,随着保温时间的延长,晶粒长大趋势逐渐趋于平缓。建立的GH4141合金的晶粒长大动力学模型可以较好地预测合金在固溶处理过程中的晶粒尺寸演变规律。     

固溶处理对热变形Haynes230奥氏体晶粒长大的影响

研究了固溶温度和保温时间对热变形Haynes230奥氏体γ基体相晶粒长大的影响.结果表明:在1200～1250℃固溶处理时,合金的晶粒长大明显,晶粒长大动力学指数为0.112～0.361,随着固溶温度的升高,晶粒长大动力学指数降低.当固溶时间为1h,在1100～1200℃固溶处理时,晶粒长大较慢;在1200～1250℃范围内,晶粒长大较快;在1250～1310℃温度区间,晶粒长大由于碳化物的阻碍作用而变缓.晶粒长大的表观激活能为310.79 KJ/mol.     

超超临界火电用Super304H不锈钢管的组织分析

分析了Super304H不锈钢成品管和穿孔后133 mm毛管的显微组织.在Super304H不锈钢成品管组织中能观测到蠕虫状物相和较粗大的Nb化物,经电镜和XRD分析,可以确认蠕虫状物相是高温铁素体相,含量在6%～8%;穿孔后133 mm毛管组织中,存在少量的δ铁素体,但由于量很少,在X射线衍射分析时检测不到.结果表明,成品管中存在较多的δ铁素体主要是在从133 mm毛管到成品管生产过程中形成的,因此要降低软化处理和固溶处理的温度,既可减少δ铁素体相的量,也可减少粗大的Nb化物,保证最终钢管产品质量和提高产品合格率.     

S30432在不同煤灰/烟气环境中的高温腐蚀行为研究

目的研究S30432涂覆信源和榆能电厂两种不同硫酸盐含量的煤灰后的腐蚀行为,探讨S30432在SO2气氛/煤灰环境中的高温腐蚀机制。方法将涂覆煤灰的S30432钢试样置于烟气/煤灰中腐蚀,间隔一定时间取出样品称量,获得腐蚀动力学曲线。采用扫描电子显微镜、能谱分析仪和X-射线衍射仪等,研究腐蚀产物的形貌、成分和物相组成。结果合金发生了氧化和硫化腐蚀,腐蚀过程中有加速腐蚀阶段。S30432在低硫含量煤灰腐蚀后未见明显的腐蚀产物剥落,试样表面生成相对致密且具有保护性作用的Cr_2O_3膜,腐蚀产物膜较薄。在高硫含量煤灰中,腐蚀产物分层生长且剥落严重,腐蚀2000 h后失重超过45 mg/cm~2,腐蚀产物层主要由Fe2O3、(Fe,Cr)_2O_3、NiCr_2O_4及嵌入腐蚀层的煤灰粒子组成。在腐蚀层/基体界面形成了富Cr和S的腐蚀层。结论 S30432在烟气/信源煤灰环境中比在烟气/榆能煤灰环境中更耐蚀。煤灰中硫酸盐含量增加,S30432的腐蚀速率显著增加。在高温烟气/煤灰协同作用下,合金易发生热腐蚀,铁、镍、铬及其氧化物在合金表面熔盐中的溶解是造成合金耐蚀性降低的原因。     

热处理对S30432喷丸不锈钢抗高温水蒸汽氧化性能的影响

将S30432钢喷丸样品进行不同温度热处理,研究样品620℃下在90%H_2O+10%Ar气氛中的氧化行为。采用光学显微镜(OM)观察喷丸形变层组织形貌;通过测量不同时间氧化膜厚度,获得氧化动力学曲线;利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电镜(SEM)及能谱仪(EDS)等对氧化产物成分、形貌及结构进行分析。结果表明:热处理过程中S30432钢喷丸样品形变层组织形貌无明显变化;氧化过程中,样品喷丸形变层内晶粒发生再结晶长大;氧化2000 h后,样品喷丸形变层内晶粒尺寸及碎化晶层厚度基本相同。不同温度热处理的S30432钢喷丸样品在高温水蒸汽中均生成由Cr_2O_3、(Fe,Cr)_2O_3、FeCr_2O_4以及少量Fe_3O_4和Fe_2O_3组成的富Cr氧化物薄膜。730～800℃热处理对S30432喷丸不锈钢抗高温水蒸汽氧化性能无明显影响。     

喷丸处理对S30432钢650℃蒸汽氧化行为的影响

目的提高S30432钢的抗蒸汽氧化性能。方法对S30432钢管进行内表面喷丸处理。在蒸汽氧化实验平台上,对喷丸和未喷丸的S30432钢管进行蒸汽氧化实验,对比研究了其在650℃水蒸汽中的氧化行为。用分析天平测量了试样的增重变化,通过扫描电镜观察了氧化皮表层形貌和氧化层显微结构。结果未喷丸的S30432钢管氧化增重呈抛物线规律,而喷丸后的试样具有完全抗氧化性。未喷丸S30432钢试样表面生成富Fe氧化物,在200 h左右发生失稳氧化,氧化皮快速增厚,500 h时氧化皮厚度达到13μm。喷丸处理后,氧化皮富Cr且很薄,约0.5μm,具有良好的保护性。结论喷丸处理能够显著地提高S30432钢的抗蒸汽氧化性能,通过抑制失稳氧化的发生,使表面快速生成完整的富Cr氧化皮。     

T92和S30432马氏体/奥氏体异种钢焊接接头硬度研究

为了研究焊接工艺参数变化对异种钢焊接接头性能的影响,文中分别制备了不同热输入、焊接方法、焊接层数、焊丝类型、坡口角度、层间温度及热处理温度的T92/S30432异种钢焊接接头,分析了焊接工艺参数变化对异种钢焊接接头硬度的影响规律。研究发现：T92和S30432异种钢焊接接头的硬度在T92钢侧热影响区最高,S30432钢侧热影响区次之,焊缝硬度最低;热输入和热处理对两侧热影响区硬度产生相反的影响,自动钨极氩弧焊能升高热影响区硬度同时降低焊缝硬度;采用45°坡口角度降低了热影响区硬度;层间温度和焊接层数对接头硬度影响较小。