磷对IN718和GH4133合金变形机理和持久性能的影响

磷提高GH4133和IN718合金的持久寿命.GH4133合金的蠕变机制为位错滑移,IN718合金的蠕变机制为孪晶形成.磷阻碍位错滑移,降低沿晶裂纹萌生和扩展的速度,因而延长GH4133合金的持久寿命.磷阻碍不全位错滑移,降低孪晶形成速度,因而阻碍沿晶裂纹萌生和扩展,延长IN718合金的持久寿命.磷促使IN718合金的蠕变孪晶沿不同方向形成.直接时效GH4133合金的晶界析出较少,缺少强化,易导致早期断裂.因而磷对IN718合金持久寿命的影响比对GH4133合金的影响更加强烈.     

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.      

S390级转向架用耐候钢的高温塑性

利用Gleeble 3500热模拟试验机对S390转向架用耐候钢的高温塑性进行测定。通过金相显微镜、扫描电镜及能谱仪对断口组织、断口形貌和析出物进行观察和分析。利用热膨胀仪测定S390耐候钢的临界相变温度,通过Thermal-Calc软件计算微合金元素的热力学析出温度。结果表明,在1 250~650 ℃范围内,存在3个区间,第Ⅰ脆性区在1 220 ℃以上,断裂形式是由S、O等元素偏析引起的沿晶断裂;第Ⅲ脆性区为980~650 ℃,断裂形式是由析出物钉扎晶界及先共析铁素体析出引起的沿晶断裂;在1 220~980 ℃第Ⅱ脆性区内,由于动态再结晶的发生,不出现脆性区,断裂形式为穿晶塑性断裂。实际生产过程中可避开脆性区间,以减轻S390耐候钢的裂纹倾向。     

GH4141合金高温拉伸性能及其损伤行为研究

研究了室温、300℃和500℃环境下GH4141合金的拉伸性能,结果表明,合金高温下的抗拉强度明显低于室温,300℃和500℃拉伸结果表现出锯齿状的应力-应变曲线,并且两种高温环境下的抗拉强度相当。不同温度下断口附近的微观组织表征结果显示裂纹主要在晶界位置产生,无论晶界是否含有粗大MC型碳化物。M₆C和M₂₃C₆构成的链状碳化物使得晶界具有良好塑性,在断口表面形成大量的韧窝形貌。晶粒内部裂纹的产生与滑移带的形成密切相关,延缓滑移带的产生则归因于间隙元素、替代元素以及γ′强化析出相对位错的钉扎效应。注意到500℃环境下拉伸过程发生了再结晶现象,在粗大晶粒附近形成细小晶粒,并且伴随着少量碳化物,同时沿晶断裂现象明显减弱。然而,室温和300℃环境下的断口特征表现为穿晶和沿晶混合断裂模式,并未发生再结晶现象。     

温度对GH4169合金蠕变行为及机制的影响

在研究了温度对镍基高温合金GH4169蠕变行为及机制的影响基础之上,分析了其断口形貌和蠕变断裂机理。实验结果表明,随着蠕变温度的升高,GH4169合金的稳态蠕变速率逐渐升高,蠕变寿命显著降低,即该合金有极强的温度敏感性。蠕变过程中,γ″相长大聚集,并向δ相转变,随着蠕变温度的升高,γ″相向δ相转变速度加快,晶内的γ″相数量减少,δ相所占体积增加,尺寸增大,次生裂纹数量减少,尺寸减小。当蠕变温度为650 ℃时,断口中存在较多亮白色撕裂棱,韧窝尺寸大小不一,有少量析出物和碳化物;当温度提高到670 ℃时,韧窝尺寸减小,以浅韧窝为主,且出现解理面;当温度提高到690 ℃时,只存在少量韧窝,且δ相的数量显著增多,出现解理台阶,断裂方式为解理断裂或准解理断裂。      

热处理工艺对GH4169合金蠕变性能的影响

通过蠕变性能测试和组织观察,研究了不同热处理工艺对GH4169合金蠕变性能的影响。结果表明:经过标准热处理之后,热连轧合金较径锻合金析出的δ相更少,蠕变性能更好。直接时效热处理后的热连轧合金几乎不析出δ相,其蠕变寿命接近于标准热处理径锻合金的两倍。径锻合金蠕变过程产生穿晶断裂,而热连轧合金蠕变过程产生沿晶断裂。     

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。     

Q345B低碳高强度钢的高温塑性

使用Gleeble3500热/力模拟机对Q345B低碳高强度钢的高温塑性进行了测定.通过透射电镜、扫描电镜及金相显微镜对析出物形貌、断口形貌和断口组织进行了观察,分析了Q345B钢的断裂机理.结果表明,在1 350~650 ℃范围内,明显存在3个区间,第Ⅰ区温度范围为熔点到1 307 ℃,断裂形式是由S、O等元素偏析引起的沿晶断裂;第Ⅱ区温度范围为1 307~920 ℃,由于动态再结晶的发生,断裂形式为穿晶塑性断裂;第Ⅲ区温度范围为920~650 ℃,断裂形式是由析出物钉扎晶界以及先共析铁素体析出引起的沿晶断裂.分析结论可为连铸生产提供理论依据.      

镁对GH 698合金蠕变性能的影响

本文研究了不同Mg含量的GH698合金的蠕变性能、断口形貌和组织形态。结果表明:经小炉冶炼的GH698合金,当镁含量在最佳成分范围内(0.0038～0.0065％)时,合金蠕变速率最低,蠕变断裂寿命最长,而且蠕变第Ⅲ阶段呈现出较好的塑性,持续时间较长;不含镁或镁含量过高的合金,其蠕变性能均有所下降。在蠕变过程中,Mg作为晶界强化元素,改善了晶界状态,协调晶界与晶内的变形,减缓裂纹的扩展能力,使合金的强度和塑性达到最佳的配合,从而使合金的蠕变性能明显地改善。     

FGH95镍基合金的组织结构与蠕变行为

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.     

GH4169合金高温疲劳裂纹扩展的微观损伤机制

空气环境对高温合金在高温下的损伤行为有显著影响.为了研究标准热处理态GH4169合金在高温疲劳裂纹扩展过程中的微观损伤机制,在空气环境中进行650℃、初始应力强度因子幅ΔK=30 MPa·m1/2和应力比R=0.05的低周疲劳裂纹扩展试验.使用扫描电镜(SEM)及能谱(EDS)对试样的断口、外表面和剖面进行观察和分析.实验结果表明:疲劳主裂纹以沿晶方式萌生并扩展,随后沿晶二次裂纹出现,并且其数量和长度沿主裂纹方向逐渐增加,进入快速扩展阶段后,断口呈现韧窝组织形貌;在裂纹扩展过程中,δ相与基体的界面发生氧化,使得沿晶二次裂纹沿界面扩展并产生偏折,从而起到阻碍二次裂纹扩展的作用;试样外表面的主裂纹周围出现晶界氧化损伤区,其尺寸和晶界开裂程度沿主裂纹扩展方向逐渐增大.      

含铌Q460C连铸坯高温热塑性研究

在邯钢gleeble-3500热/力模拟试验机上,针对Q460C连铸坯进行了高温热塑性测试研究.结果表明:1000～1300℃为塑性温度区间;650～950℃为第Ⅲ脆性温度区,在此区间,沿奥氏体晶界析出膜状铁素体抗拉能力较低,晶界处存在夹杂物及微合金元素的析出物是钢的热塑性降低的主要原因,极易导致连铸坯产生裂纹缺陷.     

温度对喷射成形GH742合金蠕变性能及其机制的影响

采用OM、SEM和TEM等分析手段对经过雾化沉积、热等静压、热锻和热处理的喷射成形GH742合金的蠕变试样进行分析,结合蠕变曲线和蠕变性能,重点研究了合金在不同温度下蠕变时的控制机制.结果表明,650℃时喷射成形GH742合金的蠕变变形性能良好,其控制机制为晶内滑移机制下的位错切割机制;750℃时喷射成形GH742的蠕变变形性能较差,其控制机制为晶界滑移与迁移机制和晶内滑移下的位错攀移机制.     

热处理工艺对GH4169合金组织和性能影响

通过三种不同热处理工艺对GH4169合金进行处理。通过金相观察、扫描电镜、显微硬度和冲击试验,观察和研究了三种不同热处理工艺下GH4169合金的微观组织演变和力学性能。结果表明:三种不同的热处理工艺改变了GH4169合金中δ相的析出以及分布。经过HST处理后,δ相呈短棒状或粒状在晶界上析出;通过ST处理后在晶界和晶内可获得较多的δ相;而通过DA处理的微观组织晶界处较平滑,几乎没有δ相析出。经过HST和ST处理后,GH4169合金的硬度值变化不大,冲击强度明显提高,断裂方式表现为穿晶断裂。通过DA处理后,其硬度降为热轧态的60%,但是冲击强度提高了4.5倍,断裂方式表现为沿晶断裂。     

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     

冶炼工艺对GH2871合金力学性能的影响

研究了真空感应 电渣和非真空感应 电渣两种工艺冶炼的GH2871合金的组织与性能，前者由于真空感应冶炼过程中晶界偏聚元素Pb得到了有效挥发， 因而其中高温塑性，持久强度均不同程度高于后者；其650℃大应力（≥490MPa）持久断口和室温～800℃拉伸断口均为穿晶韧性断裂，非真空感应 电渣工艺冶炼的该合金700℃附件的低塑性区十分明显，其定温～500℃拉伸断口为穿晶韧性断裂，中高温拉伸和持久断口分别为以沿晶为主的混合型断裂和沿晶脆性断裂，随着中温形变速率的降低（拉伸、大应力持久、小种类、数量、形貌和分布有明显差异。     

新型马氏体耐热钢G115的蠕变性能研究

G115是钢铁研究总院与宝钢联合开发的应用于600~650℃的超超临界锅炉用管钢。对G115热挤压管在130MPa应力下,分别进行625、650和675℃的蠕变性能试验,通过不同温度下蠕变曲线对比,发现G115钢的持久蠕变性能对温度参数较为敏感,提高持久蠕变温度,导致蠕变试样的稳态蠕变速率大大增加;同时对在650和675℃下的持久蠕变断裂试样的金相组织进行分析,两个温度下断裂的两个持久蠕变试样的断裂机制主要是晶界蠕变孔洞的出现和晶内马氏体板条密度降低导致。     

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。     

C晶界偏析对α-Fe纳米晶高温力学性能的影响

纳米晶在常温下具有很高的强度,然而其高温力学性能往往低于其对应粗晶。C是钢中的重要成分,由于其原子半径较小,容易在纳米晶中发生晶界偏析。通过分子动力学模拟,探讨了利用C的晶界偏析来提升纳米晶高温力学性能的可能性。在不同温度和应力水平下模拟了Fe-C与纯Fe纳米晶的拉伸蠕变试验,得到对应的应变速率,并根据Mukherjee-Bird-Dorn (MBD)公式得到了蠕变激活能和应力指数。通过对比Fe-C与Fe纳米晶的蠕变参数和缺陷结构,揭示了C晶界偏析影响α-Fe纳米晶塑性变形机制的影响机制。研究将有助于理解晶界偏析对不同温度下纳米晶力学性能的影响机制,启发优化合金高温力学性能设计的新思路。     

Mg-9Gd-3Y-0.3Zr合金的蠕变行为

研究Mg-9Gd-3Y-0.3Zr合金在不同温度(200~300℃)和应力(30~110MPa)条件下的蠕变行为,利用金相显微镜、透射电镜等分析蠕变过程中合金组织的演变。结果表明:温度较低时(200~250℃),蠕变曲线分为瞬时和稳态蠕变两部分,利用Arrhenius公式计算出合金的平均应力指数n=2,由此判断蠕变机制是晶界滑移机制,平均蠕变激活能Q=85.6kJ/mol;当温度为300℃时,合金经过短暂的瞬时蠕变和稳态蠕变阶段后,很快进入断裂阶段。n=4.2,蠕变机制为位错攀移机制,Q=145.5 kJ/mol。在温度较低时,稀土元素所形成的析出相β￠相阻碍位错的运动,从而提高合金的抗蠕变能力;随蠕变温度升高,析出相转变为β相,在晶界处聚集长大,使晶界处易产生应力集中,促使孔洞的形成,导致合金发生蠕变断裂。