高氮不锈轴承钢碳化物分布与高温断裂机制

 通过高温拉伸试验研究高氮不锈轴承钢高温断裂行为,探究了170 ℃和470 ℃回火态钢中碳化物分布特征,分析了高温拉伸断裂及组织演变和碳化物分布规律。研究发现,回火温度从170 ℃升高至470 ℃,高氮钢中大于0.8 μm的碳化物明显增加,高氮钢中M₂₃C₆强化增量提高了2.59 MPa,固溶强化增量下降了118.82 MPa,470 ℃回火态钢的室温抗拉强度降低、拉伸断口表现为准解理和少量撕裂韧窝;拉伸温度升高至300 ℃,试样断口表现为等轴型韧窝特征,170 ℃和470 ℃回火态试样起裂源断裂碳化物尺寸分别为2.8~3.6 μm和5.5~6.7 μm;450 ℃拉伸断口表现为塑孔韧窝特征,170 ℃和470 ℃回火态试样起裂源断裂碳化物尺寸分别为2.7~3.4 μm和5.8~6.4 μm。拉伸温度从300 ℃提高至450 ℃,钢的固溶强化和位错强化作用减弱,金属原子间结合能下降,碳化物与基体不连续应力分布加剧变形不协调性,碳化物承担较高应力而发生断裂。单纯热作用下钢中0.5~0.8 μm尺寸碳化物数量比例增加;在热力耦合作用下,钢中应力所导致的位错增殖为碳元素扩散提供通道,钢中碳化物在晶界和位错线上形核析出0.2~0.8 μm碳化物。裂纹沿着与拉伸方向45°角的最大剪力方向快速扩展而断裂,最终形成锯齿状的断口,小尺寸碳化物增多阻碍位错滑移导致塑性降低;钢中大尺寸碳化物不均匀分布在碳化物间形成大变形塑孔而增加钢的塑性。     

34MnB5稳定杆疲劳开裂分析

34MnB5空心稳定杆在疲劳测试时发生开裂。试验结果表明，样品的裂纹源位于焊缝处。焊缝处的金相组织以氢脆敏感性极高的马氏体为主，且裂纹源附近区域存在晶粒粗大现象。样品裂纹源处的断口主要呈沿晶开裂形貌，且晶粒上布满细小韧窝。结合焊缝组织推测该样品的断裂行为应为氢致开裂。通过EBSD分析发现，氢促进位错面滑移，使沿晶断口、氢致裂纹周边存在明显高应变区；氢致裂纹大多沿着大角度晶界扩展，并在小角度晶界附近停止延伸。     

新型奥氏体耐热钢C-HRA-5原位拉伸断裂机理

 断裂机理是材料力学性能研究的主要方向之一。为了阐明C-HRA-5钢单轴拉伸断裂机理,通过原位SEM观察拉伸全过程,对该耐热钢内部微裂纹萌生—扩展—断裂进行了深入分析。结果表明,C-HRA-5钢在室温和700 ℃下都表现出典型的韧性断裂特征。材料断裂主要受到M₂₃C₆相和MX相的影响,微裂纹由M₂₃C₆相聚集的三叉晶界处萌生。室温时,微裂纹与晶内MX相处裂纹相连,形成穿晶裂纹;高温时,微裂纹在剪应力的作用下形成局部穿晶裂纹,导致材料最终失效。     

热处理对N06230合金无缝管组织及抗拉强度的影响

 为了探索合金无缝管的热处理工艺,采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)、室温拉伸试验等方法,研究了热处理工艺对N06230高温合金冷轧无缝管的组织和抗拉强度的影响。通过OM、SEM表征方法,分析了温度为1 200～1 300 ℃、保温0.5～5.0 h时M₆C型碳化物面积百分比及晶粒尺寸变化规律,并建立了晶粒尺寸长大动力学模型。结果表明,该合金中有很多富钨的M₆C型碳化物,横向呈现颗粒状弥散分布,沿轧制方向呈链状分布,部分M₆C型碳化物呈椭圆状特征,面积百分比约为1.97%。随着热处理温度的升高及保温时间的延长,无缝管的抗拉强度逐渐降低。     

热处理温度对Mo–14Re合金管材微观组织及力学性能的影响

研究了真空退火状态下不同热处理温度对Mo–14Re合金管材显微组织和室温力学性能的影响。结果表明：经轧制加工后的Mo–14Re合金管材晶粒组织沿轧制方向被拉长，呈明显的纤维组织，1100℃热处理后晶粒组织局部有宽化现象；随着热处理温度升高，1300℃热处理合金管材晶粒组织完成再结晶。热处理条件为1100℃、1 h的Mo–14Re合金管材表现出优异的强度与塑性组合，抗拉强度为710 MPa，延伸率为36.5%。断口分析发现，当退火温度在1100℃以下，Mo–14Re合金管材出现木纹状撕裂型断裂，表现出明显的塑性变形特征；当热处理温度提高到1300℃时，由于发生了再结晶，断口呈准解理断裂，塑性明显下降，变形主要以晶界滑移为主。综合分析表明，Mo–14Re合金轧制管材最佳热处理温度应该控制在1100～1300℃之间。     

热处理对四代核电用镍基合金薄壁管组织与性能的影响

利用热力学计算软件JMatPro分析了钍基熔盐堆用Ni-Cr-Mo系高温合金GH3535相析出的热力学及动力学特征,研究了不同热处理制度对冷轧态GH3535合金无缝管的晶粒尺寸及其均匀性、碳化物析出特征、硬度、拉伸性能等的影响规律,观察了不同热处理制度下合金拉伸断口的微观形貌,分析了GH3535合金的拉伸断裂机制. 结果表明:在900~1500℃之间,GH3535合金的平衡析出相为富Mo的M₆C型碳化物,M₆C相在固液两相区时便已经开始形成,M₆C相析出所对应的鼻尖温度为1200℃;固溶温度低于1200℃时,合金晶粒尺寸缓慢长大,当固溶温度提高到1230℃,晶粒出现快速长大,平均晶粒尺寸达到160 μm;1180℃保温10 min,合金晶粒尺寸的均匀性较好. 随着固溶温度升高,合金强度降低、延伸率增加,GH3535合金的拉伸断裂机制为微孔聚集型.      

第二相对Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C-x(x=0,2%Mo,2%Nb,0.2%Si)合金拉伸断裂行为的影响

研究了第二相对Ti 2 5V 15Cr 2Al 0 .2C x (x=0 ,2 %Mo,2 %Nb ,0 .2 %Si)阻燃β钛合金拉伸断裂行为的影响。结果表明 ,β晶界上析出的α相增加了合金发生沿晶断裂的趋势 ,特别是热暴露后形成的连续晶界α膜是导致合金脆性沿晶断裂的主要原因。虽然粗大的碳化物颗粒是合金中的裂纹源之一 ,但细小、弥散分布的碳化物却能显著降低合金发生脆性沿晶断裂的趋势 ,其原因是细化了β晶粒和有效抑制了晶界α沉淀的析出     

焊后热处理对07MnCrMoVR钢热影响粗晶区-20℃冲击韧性的影响

采用光学显微镜、扫描显微镜、透射电镜和冲击韧性试验机对07MnCrMoVR钢热影响粗晶区在460～660℃ 2h焊后热处理工艺下的组织性能进行了分析。结果表明,随着焊后热处理温度的升高,焊缝热影响粗晶区-20℃冲击韧性呈现先降低再升高的现象。焊后热处理钢在580℃和620℃出现再热裂纹倾向,冲击试样为脆性断口,解理断裂,沿着晶界出现了微裂纹,主要是因为碳化物沿着晶界析出并长大弱化了晶界的结合能,导致低温冲击韧性出现降低。≥620℃焊后热处理,07MnCrMoVR钢出现再结晶的现象,位错消失,铁素体晶粒合并长大使其低温冲击韧性又重新升高。该钢最优焊后热处理为460～500℃ 2 h。     

拉伸温度对快速凝固Mg-8Zn-0.5Y合金组织和性能的影响

利用SEM、XRD和EBSD等分析方法研究快速凝固Mg-8Zn-0.5Y镁合金的拉伸断口及形变过程中的组织演变,分析了拉伸温度对合金组织和性能的影响。结果表明:快速凝固Mg-8Zn-0.5Y镁合金组织由准晶Mg_3Zn_6Y与α-Mg共同构成,晶粒平均尺寸60μm左右。随拉伸温度的提高,镁合金的抗拉强度和屈服强度均随之减小,而伸长率则表现出明显的增加趋势。在室温条件下合金拉伸断口凹凸不平,300℃拉伸后有大量的扁圆韧窝。快速凝固Mg-8Zn-0.5Y镁合金在室温拉伸得到形变组织体积分数为23%,宽度均值2μm;随着拉伸温度增加至300℃,晶内形成了比晶粒具有较大取向差的且保持平行分布状态的大角晶界胞状组织结构。     

Fe-36Ni因瓦合金的热塑性

采用Gleeble-3800热模拟试验机研究Fe-36Ni合金在900～1200℃的热塑性行为,并用FactSage软件、扫描电镜及透射电镜等研究该合金热塑性的影响因素及作用机理.结果表明：合金中主要形成Al₂O₃+Ti₃0₅＋MnS复合夹杂,夹杂物颗粒尺寸集中分布在0.5μm以下.合金热塑性在900～1050℃受晶界滑移及动态再结晶共同影响.晶界上分布的纳米级别（<200nm）夹杂物有效钉扎晶界,抑制动态再结晶发生的同时减小晶界结合力.微米级别（>200nm）夹杂物则促进显微裂纹在晶界滑移过程中的形成和扩展,损害合金热塑性.当温度高于1050℃时,较高的变形温度使再结晶驱动力大于钉扎作用力,合金发生动态再结晶,有效提高热塑性.在1100～1200℃区间内,枝晶间裂纹的形成、晶界滑移的加剧及动态再结晶晶粒尺寸增大都降低合金热塑性.     

第二相对Ti-25V-15Cr-2Al-0．2C-x（x=0，2％Mo，2％Nb，0．02％Si）合金拉伸断裂行为的影响

研究了第二相对Ti—25V—15Cr—2Al—0．2C—x(x=0，2％Mo，2％Nb，0．2％Si)阻燃β钛合金拉伸断裂行为的影响。结果表明，β晶界上析出的。相增加了合金发生沿晶断裂的趋势，特别是热暴露后形成的连续晶界α膜是导致合金脆性沿晶断裂的主要原因。虽然粗大的碳化物颗粒是合金中的裂纹源之一，但细小、弥散分布的碳化物却能显著降低合金发生脆性沿晶断裂的趋势，其原因是细化了β晶粒和有效抑制了晶界α沉淀的析出。     

室温大气环境下450℃时效态3J21合金拉伸性能

在万能拉伸试验机上对室温大气环境下450℃时效态3J21合金的拉伸性能进行研究,并采用金相显微镜对450℃时效态金相组织及物相进行分析,采用扫描电镜(SEM)对拉伸断口进行观察。结果表明室温大气环境下,450℃时效态3J21合金的抗拉强度和屈服强度较高,伸长率较低;450℃时效态3J21合金的拉伸断口为韧窝断口,断口附近显微组织中滑移线之间的距离较大。文中对室温大气环境下450℃时效状态对3J21合金拉伸性能的影响进行了讨论。     

Inconel718镍基高温合金的低温高周疲劳性能

研究了平均晶粒尺寸为25μm的锻造Inconel718镍基高温合金在4K、77K和293K温度下的高周疲劳性能。在该材料中，在1晶界处析出片状6相，合金基体中析出粗大的富铌碳化物（MC型）。该合金的屈服强度和极限抗拉强度随温度下降而提高，而延伸率或断面收缩率并未下降。即使在各温度下，甚至在约10^7周次也没出现疲劳极限，但是高周疲劳强度同样随温度降低而提高：疲劳裂纹产生于试样表面附近，并在裂纹源处形成小穿晶断面。疲劳裂纹主要源于粗大的富Nb碳化物，而且小穿晶断面与这些碳化物相关。然而，在较低的应力振幅试验中，小穿晶断面通过穿晶裂纹源而形成并生长。这种特殊裂纹产生行为可能会降低该合金的低温高周疲劳强度。     

固溶温度对GH4202合金组织及拉伸性能的影响

为充分挖掘沉淀强化型镍基高温合金GH4202管材性能,以满足我国航天新型发动机的要求,研究了固溶处理温度对合金组织及拉伸性能的影响规律.结果表明,在1 050~1 075℃范围固溶处理后合金晶粒度无明显变化,当固溶温度升至1 100℃时,合金局部出现异常晶粒长大,当固溶温度达到1 150℃时,合金晶粒均匀长大.随固溶温度升高,合金晶界硼、碳化物数量明显减少,由链状向孤立的颗粒状转变.随固溶温度升高,GH4202合金室温及高温拉伸强度均呈降低趋势,尤其以屈服强度降低幅度最为显著.合金的室温面缩率随固溶温度升高而降低,且降低幅度较大,但室温断裂延伸率变化并不显著;700℃下合金的断面收缩率与断裂延伸率随固溶温度的变化均表现为先升高后降低的趋势.GH4202合金最佳固溶处理工艺为1 110℃保温30 min后水冷,此时合金晶粒度为5.0级、晶界碳化物呈细小链状,晶内沉淀强化γ'相弥散析出,可保证合金具有优异的室温及高温力学性能.     

细晶W-Cu合金的高温拉伸力学行为与组织演变

研究了平均晶粒度在0.5μm以下细晶W-40Cu和W-50Cu合金在200~800℃范围内的高温拉伸力学行为,并结合SEM断口形貌分析了材料在高温状态下的断裂形式及其组织变化规律。结果表明:W-Cu合金拉伸强度随温度升高而迅速降低,其延伸率在室温至400℃温度区间时变化不大;当温度大于400℃时,合金延伸率迅速上升。拉伸断口特征表明:在室温条件下,细晶W-Cu合金的断裂主要包括W晶粒的沿晶断裂与Cu相的延性撕裂;温度在400℃时,Cu相开始软化,但合金材料受铜的"中温脆性"影响而使得材料的断裂延伸率变化不大;当温度达到800℃时,材料的断裂方式主要受Cu相的影响而表现出很好的延性断裂。     

热等静压成形Ti-45Al-7Nb-0.3W合金热轧板材的超塑性变形行为

对热等静压法制备的 Ti-45Al-7Nb-0.3W 合金进行 1 270 ℃热轧,得到合金板材,利用扫描电镜(SEM)观察板材的显微组织。对合金板材进行 950 ℃、初始应变速率为 1×10^-4 s^-1的高温拉伸实验,根据拉伸应力-应变曲线与拉伸性能,以及拉伸断裂后的显微组织演变与拉伸断口形貌,研究轧制变形合金板材的超塑性变形行为。结果表明：热等静压态合金经热轧后,由近 γ 组织转变为双态组织,并随轧制变形量增加,热轧板材的平均晶粒尺寸减小,伸长率增加。当变形量为 61%时,平均晶粒尺寸最小,为 9.8 μm,板材伸长率最大,达到 367.5%,抗拉强度为 131 MPa。继续增加轧制变形量时,板材晶粒长大,伸长率降低。板材在超塑性变形过程中,α₂/γ 层片晶团旋转分解,并在其周围产生大量动态再结晶晶粒。板材的超塑性变形机制为晶界滑移与动态再结晶。     

温度对铍力学性能的影响

研究了铍从室温(25℃)~800℃温度范围的准静态拉伸/压缩力学性能。结果表明,室温下退火态铍的拉伸强度高于未退火的铍,且屈服强度和抗拉强度之间的差距很小。在200~400℃之间铍的塑性随试验温度的升高而增大,并在400℃附近达到最大值,继续升温铍的塑性开始下降。高于600℃拉伸时,铍的应力-应变曲线表现出一定的流变特征,其拉伸强度和加工硬化行为随温度的升高逐渐降低。铍在压缩时会产生明显的塑性变形,该结果表明铍的室温拉伸与压缩性能具有明显的不对称性。回收试样的扫描电镜(SEM)分析结果表明,室温下铍的拉伸断口呈穿晶解理断裂,400℃附近为微孔聚集型断裂,同时铍的晶粒被明显拉长,高于400℃后出现晶间断裂。铍试样轴向剖面的金相(OM)照片表明,拉伸试样在400℃晶粒被明显拉长,而在室温和700℃晶粒形状无明显变化。铍室温压缩面的晶粒与压缩前相比明显变长,室温压缩前后X射线衍射(XRD)分析结果表明,压缩变形后铍的组织与压缩前相比产生了明显的择优取向。     

改进310奥氏体不锈钢长期时效后的组织与性能

借助扫描电子显微镜、透射电子显微镜以及高温、室温拉伸和硬度测试研究了实验室研发的改进310奥氏体不锈钢在700℃长期时效后的组织与性能.700℃时效1000 h后,实验钢在晶界和晶内析出了大量(Cr,Fe,Mo)₂₃C₆、(Cr,Fe)₂₃C₆、σ相和少量的χ相.析出相对实验钢的室温力学性能有明显的强化作用.强度增加,硬度升高20 Hv,同时延伸率仍保持在30%以上.高温下,析出强化效应减弱,延伸率轻微下降.通过断口表面和剖面观察发现,时效1000 h后,实验钢的高温拉伸断口为韧性断裂,未观察到裂纹和孔洞;而室温拉伸断口为脆性断裂,断口附近则观察到σ相中出现裂纹和孔洞.从σ相的脆-韧转变和实验钢基体的室温和高温强度的不同,讨论了在室温拉伸过程中产生裂纹和孔洞的原因,以及时效对室温和高温力学行为的不同影响.     

析出相对Monel K-500合金冲击韧性的影响

通过一系列实验研究了Monel K-500合金的冲击韧性。结果表明,合金经550~650℃时效后其冲击断口呈沿晶形貌;在750~850℃时效时,其冲击韧性与强度呈正相关关系。根据对合金在不同热处理状态的析出相形态及分布的研究,揭示了形成这些现象的原因。合金在550~650℃时效时,在晶内析出的γ’相呈球状均匀分布,而在部分晶界附近的γ’相呈条棒状或排成帘状垂直于晶界分布,由此导致时效态合金在断裂时,裂纹沿晶界扩展。在750~850℃时效会导致合金形成大量沿晶界网状分布的二次MC相,从而降低合金的冲击韧性。     

少量Mg,Zr对一种Ni—Cr—Ti型变形合金晶界滑移行为的影响

采用板状试样,沿垂直于应力轴方向预制刻线作为标记,在750℃、392 MPa真空蠕变条件下测定了含少量镁、锆与无镁、锆的Ni-Cr-Ti型变形合金的晶界滑移量,表明在稳态蠕变阶段两种合金没有多大差异,但进入第三蠕变阶段后,合镁、锆合金晶界滑移量和晶界滑移速率逐渐加大,明显超过无镁、锆合金。加入少量镁、锆对晶内滑移也起较大作用,晶内滑移随时间迅速增加,致使晶界滑移与总应变的比值逐渐降低。无镁、锆合金晶内滑移很少,只在断裂前在断口附近有较密滑移带。两合金的晶界滑移-时间曲线与总应变-时间曲线对应相似,晶界滑移受控于晶内滑移。