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含15%~25%Cr,4%~5%Al的FeCrAl合金在400~500℃时效后发生475℃脆化,处理温度高于900℃时发生高温脆化,但在中温(540~900℃)处理后能获得较高的塑性和较低的硬度,σ相脆化的发展不明显。中温处理还能部分消除合金中已经产生475℃的脆性和高温脆性。含02%~04%Y的FeCrAlY合金有很宽的高塑性区(500~1300℃),高温脆化几乎不发生,475℃脆化的发展缓慢。已经产生的475℃脆性在500~560℃处理后完全消除。钇的这些作用与合金中碳原子被YFe相质点俘获、不发生碳化物析出过程有关。 相似文献
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Fe-(15~25)Cr-(4~5)Al合金在900~1300℃加热后发生高温脆化,脆化的温度-时间关系曲线与双曲线相似,在400~540℃时效后发生475℃脆化,脆化曲线由一次脆化的“双曲线”和二次脆化的“C曲线”组成.在含0.2%~1.4%Y的FeCrAl合金中,由于Y-Fe相粒子俘获碳原子的作用,高温脆化和475℃脆化受到强烈抑制。时效时a相析出过程的发展使合钇合金抵抗脆化的能力随铬含量升高而降低。合金的抗脆化性能随钇含量升高而提高,含0.3%~0.4%Y时最高。 相似文献
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测定了Fe-15Cr-4Al合金在500℃的时效脆化动力学,利用内耗,TEM,EPMA和SEM等手段研究了合金在时效后的组织变化和断裂行为.结果表明,时效脆化第一阶段(0-100h)主要是碳化物在α相晶界析出的作用,它损害界面结合,降低断裂应力,使塑性在时效0.25h后消失;第二阶段(100-1000h)主要是富Cr-α'相均匀析出的作用,它通过强化基体引起二次脆化.含0.2和0.4%Y的Fe-15Cr-4Al-Y合金在固溶态下无Snoek内耗峰,碳在α相中的浓度低于0.0007%,这是碳原子被Y_2Fe_(17)相俘获的结果.因此,含钇合金在500℃时效时不发生晶界碳化物析出,时效1000h后塑性无明显变化. 相似文献
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测定了Fe-15Cr-4Al合金在500℃的时效脆化动力学,利用内耗,TEM,EPMA和SEM等手段研究了合金在时效后的组织变化和断裂行为。结果表明,时效脆化第一阶段(0-100h)主要是碳化物在α相晶界析出的作用,它损害界面结合,降低断裂应力,使塑性在时效0.25h后消失;第二阶段(100-1000h)主要是富Cr-α'相均匀析出的作用,它通过强化基体引起二次脆化。含0.2和0.4%的Fe-15 相似文献
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通过力学性能测定、SEM和TEM分析发现,碳化物在α相晶界析出降低晶界结合强度,使Fe-(15~25)Cr-(4~5)Al合金严重脆化。在475℃时效时,此过程在100~300h前起主导作用,时效时间超过100~300h后,从α相均匀析出α'相的作用增强,两个阶段的脆化特征不同。高温下晶粒长大通过降低晶粒间的协调变形能力减小合金的均匀应变。冷却过程中碳的偏聚和析出对高温脆化有更重要的贡献。Y-Fe相微粒通过俘获α相中的碳消除碳的偏聚和析出、抑制475℃脆化和高温脆化。钇延缓α'相析出和阻止晶粒长大的作用对抑制脆化也有贡献。 相似文献
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Fe3Al基合金的高温氧化行为 总被引:1,自引:0,他引:1
测定了Fe3Al基合金铁静态和拉庆务态下的氧化增重曲线,并与0Cr25Al5合金进行比较,结果表明,在较低温度下Fe3Al基合金的静态氧化性能不如0Cr25Al5;当温度高于900℃时,Fe3Al基合金的氧化性能要比0Cr25Al5好。但Fe3Al基合金在拉应力作用下的动态氧化性能比0Cr25Al5差。动态下合氧化增重不仅与和氧化时间有关,还与拉应力的大小有关。文中人这似的动态氧化△w=k1t^2 相似文献
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研究了不同含量的碳(0.05~0.50%C)对铸造Fe-Cr-Al耐热合金的组织和性能的影响,结果表明,较高含量的碳对Fe-Cr-Al合金的显微组织,强度和抗氧化性均有不利的影响。当碳含量高于0.17%时,在合金晶界上有富铬的碳化物生成,恶化了铸态组织、降低了合金强度,同时,在1300℃以上应用时?发生了异常氧化,该合金的适宜含碳量为0.05~0.12%。 相似文献
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Fe—Cr—Al合金的碳化物析出脆化及钇对脆性的影响 总被引:2,自引:1,他引:2
通过力学性能测定,SEM和TEM分析发现,碳化物在α相晶界析出降低晶界结合强度,使Fe-(15-25)Cr-(4-5)Al合金严重脆化。在475℃时效时,此过程在100-300h前起主导作用,时效时间超过100-300h后,从α相均匀析出α‘相的作用增强两个阶段的脆化特征不同。 相似文献
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机械合金化Al-Fe-Ni亚微晶合金的性能及热稳定性 总被引:1,自引:0,他引:1
测定了机械合金化(MA)及热静液挤压工艺制备Al-4.9Fe-4.9Ni合金的室温及高温拉伸性能。采用透射电镜观察了400~500℃热处理后合金的微观结构。研究结果表明,合金具有较好的高温强度及热稳定性、合金强度和稳定性的改善是由于细小晶粒,以及弥散分布于基体中的Al_3(Fe,Ni)导致的强化及对晶粒的稳定化作用。经500℃×20h热处理后,Al_3(Fe,Ni)金属间化合物没有明显的粗化。此外,超细晶粒(约0.15μm)使合金产生加工软化,导致变形不均匀性增加,延伸率减少,经热处理后,晶粒长大,加工软化减弱。 相似文献
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通过分析Fe3Al合金渗碳后显微组织,电阻率及力学性能发生的变化,并与0Cr25Al5合金进行比较,发现碳的渗入使0Cr25Al5和FeAl合金的室温电阻率都有所升高;在相同的实验条件下,0Cr25Al5合金比Fd3Al合金更容易在晶内和晶界析出碳化物,使得合金的力学性能下降; 相似文献
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硼对Fe_3Al合金力学性能和显微组织的影响SCIEI 总被引:3,自引:0,他引:3
本文研究了不同硼含量对Fe-28Al-1.94Cr合金组织结构和室温、高温力学性能的影响.加入0.038at.-%B后,有细小的(Fe,Cr)_2B相析出,随着硼含量增加,析出相增多增大,加入1.18at.-%B后,析出相变成网络状.0.038-0.22at.-%B可明显改善合金的塑性和强度,0.038at.-%B使合金压缩屈服强度由532MPa提高到678MPa,塑性由15%提高到25%,过量的硼不但降低了合金的塑性,也使强度明显下降.600℃时,较低的硼含量对塑性有利,而较高的硼含量则可以提高高温强度. 相似文献
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Fe_3Al系合金环境氢脆研究SCIEI 总被引:7,自引:0,他引:7
研究了晶粒尺寸、形状、应变速率及预氧化对Fe_3Al系合金环境氢脆的影响,结果表明,细化晶粒能显著提高Fe_3Al合金在纯氧中的塑性及强度,但不能根本改善其环境氢脆敏感性;随着应变速率的提高,Fe_3Al合金在空气中的延伸率增加;Fe_3Al在空气及氢气中的脆化程度相似;预氧化能部分消除Fe_3(Al,Cr,B)合金的环境氢脆。实验结果可用表面化学反应是Fe_3Al材料环境致脆的控制步骤这一假设予以解释. 相似文献
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大晶粒含钛Fe-36.5Al基合金的超塑性研究 总被引:2,自引:0,他引:2
通过对未加Ti及加有不同量Ti的Fe-36.5Al(原子分数,%)基合金的高温变形行为的研究,发现加Ti的合金在900—1000℃,初始应变速率为2.08×10 ̄(-4)-8.33×10 ̄(-2)s ̄(-1)范围内比未加Ti的FeAl合金的延伸率有较大幅度提高,且应变速率敏感性指数m值普遍超过0.3。随含Ti量的增加,m值及延伸率也普遍提高,最高值分别达到0.43和297%.金相及TEM分析表明,变形过程中出现了明显的晶粒细化及亚晶形成过程,并由此导致了大晶粒含钛FeAl基合金的超塑性。 相似文献
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Ti是极有效的细化晶粒元素,随Ti含量增加,合金由粗大柱状晶变为细小等轴晶;合金的室温、高温抗拉强度随Ti含量增加而高,在0.55%Ti时达到峰值,Ti是提高该合金抗氧化性的有效元素;Fe-Cr-Al合口中适宜的Ti含量为0.4~0.7%。 相似文献
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研究了Fe-20Cr-5Al和Fe-20CrSAl-0.5Y合金在1200℃latmSO2气氛中热循环条件下的高温腐蚀行为,并与恒温腐蚀相比较.测定了腐蚀动力学曲线,观察腐蚀产物表面,横截面和脆断断口的形貌,并分析元素的分布,确定腐蚀产物相组成.结果表明,在5000小时实验周期内,不含钇的合金遭受氧化/硫化腐蚀,腐蚀动力学呈直线规律.含钇合金只发生高温氧化反应,腐蚀动力学与恒温腐蚀时的差别不大,仍大体符合抛物线规律.加钇有效地抑制了Al3+在α-Al2O3中的扩散,合金表面氧化膜依赖氧的传质而成长,发展出粘着性好的柱状晶,在交变热应力作用下不易开裂和剥落,显著提高了合金的耐蚀性. 相似文献