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借助光学显微镜、扫描电镜、能谱分析、X衍射分析和力学性能检测设备及腐蚀性能检测仪器等手段,结合奥氏体不锈钢的设计思路以及Fe-Ni-Si和Fe-Mn-Si三元相图,分析了普通高硅铁基合金的性能和组织,设计并研究了含镍或锰奥氏体高硅铁基合金的组织、力学性能和耐蚀性能.结果表明:普通高硅铁基合金的基体均为铁素体,主要是长程有序的Fe3Si相,这种相有低温脆性现象同时是合金产生硅脆的根本原因.在合金中加入18%的镍,能使合金中出现奥氏体相,其冲击韧性达到5.52J·cm-2,比普通高硅铁基合金提高7倍以上,腐蚀率和普通高硅铁基合金相当. 相似文献
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Hastelloy C-276镍基合金的热压缩变形行为 总被引:1,自引:0,他引:1
采用Gleeble-3500热模拟试验机研究了Hastelloy C-276镍基合金在0.01~10 s-1、1000~1250℃、应变量0.7条件下的高温恒温压缩变形行为,对热压缩后的组织进行了金相显微分析。结果表明:C-276合金热变形流变应力随着应变速率的增大和变形温度的降低而增大。热变形过程中发生了动态再结晶,当温度T≥1200℃时,发生了完全动态再结晶,T<1200℃时,发生部分动态再结晶。热变形流变应力可用Zener-Hollomon参数来描述,根据修正后的流变应力曲线建立了Hastelloy C-276合金峰值应力下的高温变形本构方程,热变形材料常数为:激活能Q=446.51 kJ·mol-1,α=0.0037346,n=4.42851,A=1.11×1016。 相似文献
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通过蠕变曲线测定和组织形貌观察,研究了FGH95合金的蠕变特征与变形机制.结果表明:经高温固溶及"盐浴"冷却后,FGH95合金的组织结构由细小γ'相及粒状碳化物弥散分布于γ基体所组成,由于沿晶界不连续析出的粒状(Ti,Nb)C相可提高合金的晶界强度,并抑制晶界滑移,故使其在650℃、1 034MPa条件下有较小的应变速率和较长的蠕变寿命.合金在蠕变期间的变形机制是位错切割γ或γ'相,其中,当(1/2)<110>位错切入γ相,或<110>超位错切入γ'相后,可分解形成(1/6)<112>肖克莱不全位错或(1/3)<112>超肖克莱不全位错+层错的位错组态;蠕变后期,合金的变形特征是晶内发生单取向和双取向滑移,随蠕变进行位错在晶界处塞积,其引起的应力集中致使裂纹在晶界处萌生及扩展是合金的蠕变断裂机制. 相似文献
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研究镍基合金C276在550~650℃/25 MPa超临界水中的腐蚀特性.采用腐蚀增重、扫描电镜、能谱和X射线衍射方法分析材料的氧化动力学、氧化膜形貌、合金元素分布和组织结构.结果表明,C276合金在超临界水中以均匀腐蚀为主,其腐蚀增重服从抛物线生长规律.当温度由550℃升高到600℃时,材料的腐蚀增重大约升高到3倍;当温度进一步升高到650℃时,材料的腐蚀增重反而下降.C276合金表面氧化膜分层不明显,氧化膜的主要成分为(Ni,Fe)Cr2O4,同时其表层离散分布着大量的NiO氧化物颗粒.C276合金表面氧化膜的保护性能主要取决于氧化膜内Cr含量,Cr含量越高其结构越致密,从而保护性能也越好. 相似文献
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长期时效对一种镍基合金组织及冲击性能的影响 总被引:3,自引:0,他引:3
研究了一种合金在750℃、800℃、850℃长期时效过程中室温冲击性能与组织变化的关系。利用扫描电子显微镜对合金显微组织、冲击断口进行了观察;利用透射电镜对析出相进行了鉴定;通过相分析方法定量分析了长期时效过程中碳化物相的重量百分数。结果表明:该合金在750~850℃长期时效过程中主要有两种碳化物,分别为MC(微量)和M23C6。M23C6在晶界析出且其析出量受时效时间及温度的影响;合金的冲击韧性随着时效时间延长呈下降趋势,温度愈高下降愈快,其断裂方式以沿晶断裂为主;合金的冲击韧性随着晶界M23C6浓度的提高而降低,且基本呈线性关系;链条状连续析出对室温冲击韧性不利,为使合金具有一定的冲击功(Ak>10J/cm2),时效温度不宜高于750℃,时效时间不宜长于1000h。 相似文献
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通过对γ-TiAl基合金压缩断裂及压缩卸载试验和试样断口与表面的扫描电镜(SEM)观察,分析压缩应力对裂纹产生、扩展及裂纹形态的影响,进而对该材料的压缩损伤与断裂行为进行较为深入的研究。压缩试验是室温下在Instron 1341试验机上进行的。结果表明,损伤起始于材料的塑性区载荷下降阶段,材料在断裂前发生很大的塑性变形,其压缩时有较大的塑性缓冲;随着压缩卸载应力的增大,观察到的试样表面裂纹依次增多或扩展增长,材料损伤的程度与压缩应力成正比。在压缩试样断口的中部发现存在的一个纵向韧带,当外加载荷增加,两个由压缩接触端面起裂的倾斜剪切裂纹扩展到试样中部,然后通过剪切穿过纵向韧带而连接,并诱发试样的完全脆性断裂。两个端面的切应力是裂纹形成的主要控制因素。该材料的压缩性能比拉伸性能更佳的主要原因是由于压缩时材料的损伤起始于塑性阶段,产生沿45°方向剪应力最大方向的剪切断裂和沿着压缩轴方向的准解理断裂的混合形式,而普通拉伸时材料损伤起始于弹性阶段,发生完全脆性解理断裂,在低应力下试样就会断裂。 相似文献
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侯庆烈 《有色金属材料与工程》2005,26(3):140-144
镁及其合金独特的热力学性质可使其用作充电电池的电极材料以及储氢材料,这不仅因为它的价格相对低廉,而且对环境不造成威胁,更重要的是它的优异的储氢功能.该文综述并预测了镁基合金在储氢材料上的应用前景. 相似文献
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采用Gleeble-1500D热模拟试验机对一种含铁Ni3Al基合金进行了高温压缩试验,试验温度为1 050~1 150℃,应变速率为0.1~1.0s-1,工程应变量为50%。获得了不同变形条件下的真应力-真应变曲线,并分析了合金微观组织的变化。结果表明:合金的流变应力随着变形程度的增加先达到峰值应力,之后逐渐降低,趋于稳态流变。提高变形温度及减小应变速率能有效促进动态再结晶过程。在变形温度1 100℃以上,工程应变为50%时,能够获得完全再结晶的锻态组织。基体中的γ′相粒子对合金动态再结晶有抑制作用,β相的存在促进了相界处动态再结晶形核但抑制了完全动态再结晶晶粒的长大。高温下β相的软化效应和γ′相的回溶转变都有效提高了Ni3Al基合金热加工性能。 相似文献
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通过热压缩实验研究了HGH3126镍基合金(/%:≤0.005C,17.20Cr,4.21W,16.25Mo,5.49Fe,0.46Mn,0.20V)在变形温度为950~1 200℃、应变速率为0.01~10 s-1的热变形行为。基于Arrhenius方程和Zener-Hollomon参数模型,建立了HGH3126合金高温热变形的流变应力本构方程。通过对高温热变形后的HGH3126合金显微组织进行观察,分析了变形温度和应变速率对HGH3126合金动态再结晶行为的影响。结果表明,变形温度越高,合金动态再结晶越容易形核;应变速率越小,合金动态再结晶过程进行得越充分。当应变速率0.1 s-1,变形温度1 100℃时,该合金基本发生完全动态再结晶。 相似文献
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《稀有金属》2015,(5)
采用静态增重法,研究了GH3535合金在700~980℃温度范围内空气中的恒温氧化行为。利用扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)和电子探针(EPMA)分析了GH3535合金高温氧化膜表面与截面形貌、表面氧化膜的相组成以及氧化层中元素分布情况。结果表明GH3535合金在700℃氧化后表面氧化膜无明显剥落,氧化动力学曲线遵循立方规律,氧化膜厚度4μm左右。870和980℃时氧化物出现剥落,870℃下无内氧化现象发生。GH3535合金在3个温度下的氧化速率分别为0.064,0.073和0.200 g·(m2·h)-1,根据氧化等级评定,700和870℃时属于完全抗氧化等级;而980℃时GH3535合金转变为抗氧化等级。GH3535合金700℃时氧化膜主要组成是外层Ni O和Ni Fe2O4等复合氧化物,中间层是Cr2O3,Ni Cr2O4,Mo O2和Ni Mn2O4等氧化物;870℃氧化膜分层同700℃一致,但外层Ni O含量降低,内层Cr2O3厚度增加;980℃时外层Ni O已剥落掉,露出内部Cr2O3等氧化层,并出现了Al2O3内氧化层。 相似文献
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