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4Cr25Ni35耐熱鋼鑄造_4Cr25Ni35*耐使用1150℃圓環(huán)公司擁有500Kg-2000Kg的熔煉爐三臺，實(shí)驗(yàn)爐1臺，混砂造型，精密鑄造，拋丸，熱處理等設(shè)備10余臺套，各類金屬切削機(jī)床五臺套，軋花編織機(jī)2套，鋼絲調(diào)直機(jī)2臺。公司檢測設(shè)備及試驗(yàn)手段：化學(xué)性能試驗(yàn)設(shè)備3臺、機(jī)械性能試驗(yàn)設(shè)備2臺、手持光譜儀2臺，X光探傷機(jī)1臺、磁粉機(jī)2臺，能生產(chǎn)單臺大噸位達(dá)4T的大型耐熱鋼鑄件產(chǎn)品。*的生產(chǎn)技術(shù)和生產(chǎn)檢測設(shè)備，為產(chǎn)品的優(yōu)良品質(zhì)提供了的保證。確保產(chǎn)品在每一道序的每個位“*"生產(chǎn)。P40Nb/ZG50Cr35Ni45NbM/4Cr25Ni13/-45/P-40Nb/ZGCr26Ni12/BTMCr20/ZG40Cr25Ni20/ZG35Cr24Ni7SiN /ZCr15Ni16/3Cr24Ni7SiN/ZG40Ni35Cr25W4/3Cr24Ni7SiNRE/BTMCr9Ni5試樣在做乙二酸浸蝕試驗(yàn)前進(jìn)行處理(敏化處理)本試驗(yàn)采用處理(敏化處理)，是在675℃下保溫1h，空氣冷卻。敏化處理目的是在500～850℃加熱，鉻將從過飽和的固溶體中以碳化物形式析出，在碳化物的周圍地區(qū)形成貧鉻區(qū)，從而造成奧氏體不銹鋼的晶界腐蝕性，從而評價奧氏體不銹鋼的晶界腐蝕傾向。本試驗(yàn)采用儀器及溶液(1)ev3030電解拋光腐蝕機(jī)。調(diào)電壓為7v，電流為4.5a。陽極接試樣，陰極接1l不銹鋼燒杯，浸蝕時間為90s，試樣浸蝕后用蒸餾水沖洗。

3.1.3采用水溶性淬火介質(zhì)購進(jìn)水溶性淬火介質(zhì)代替堿水用于部分中碳鋼度緊固件調(diào)質(zhì)淬火。淬火效果很好，未發(fā)現(xiàn)淬火開裂現(xiàn)象，淬火硬度均勻，淬火。代替普通淬火油，可以解決淬油易產(chǎn)生油污燒結(jié)而影響后序電鍍的難題。(使用今禹8-20淬火劑）3.2正在技術(shù)項(xiàng)目3.2.1購置調(diào)質(zhì)線東風(fēng)汽車度緊固件熱處理技術(shù)重點(diǎn)在熱處理調(diào)質(zhì)線，通過選用了實(shí)力雄厚，技術(shù)水平高的省一家企業(yè)設(shè)計制造的兩條熱處理調(diào)質(zhì)線。該線具有、溫度和藝參數(shù)計算機(jī)控制，設(shè)備故障和顯示等功能，設(shè)備密封性能好，自動化程度高，技術(shù)水平達(dá)到*進(jìn)水平。

4Cr25Ni35耐熱鋼鑄造_4Cr25Ni35*耐使用1150℃圓環(huán)（a）回火前（b）回火后圖1方案1（a）回火前（b）回火后圖2方案2（a）回火前（b）回火后圖3方案34.2力學(xué)性能分析從試驗(yàn)結(jié)果（表2）分析，經(jīng)方案二處理后的試樣強(qiáng)度。一般低合金結(jié)構(gòu)鋼的屈強(qiáng)為0.65～0.75，經(jīng)方案一處理后的屈強(qiáng)為0.67，經(jīng)方案二和方案三處理后的屈強(qiáng)均為0.76，所以采用方案二和方案三可以LCB鋼的屈強(qiáng)，即了材料的抗變形能力。當(dāng)LCB鋼用于結(jié)構(gòu)件時，可以節(jié)約材料，使零件輕量化。

元素含量（％）力學(xué)性能使用性能藝性能耐磨性耐熱性耐蝕性可切削性鑄造性能Ni0.5～2.0常與Cr、Cu、Mo合用促進(jìn)石墨化，白口和游離滲碳體；細(xì)化石墨；且細(xì)化珠光體，促成索氏體強(qiáng)度、硬度、沖擊韌度優(yōu)于同硬度和強(qiáng)度的非合金鑄鐵縮松，鑄件致密性。尤耐弱酸和大氣腐蝕流動性鑄件致密度Cr0.2～1.0常與Cu、Mo、Ni合用強(qiáng)阻礙石墨化，促成碳化物；細(xì)化石墨；細(xì)化且珠光體；促成白口強(qiáng)度、硬度；Cr約＞0.5％，塑性、韌性顯著，與Cu、Mo、Ni合用更好。

ZG1Cr18Ni9、ZG35Cr30Ni20、ZG40Ni35Cr26Si2Nb1、ZGCr28、5Cr25Ni35Co15W5、ZG1Cr18Mn12Si2N、ZG1Cr19M02、4Cr25Ni35WNb、ZG40Cr28Ni48W5Si2、4Cr25Ni35WNb、ZG30Ni35Cr15、ZG2Cr25Ni13、ZG30Cr7Si2、ZG0Cr18Ni9Ti、40Cr25Ni20

4Cr25Ni35耐熱鋼鑄造_4Cr25Ni35*耐使用1150℃圓環(huán)從圖5(b)可以看出，熱處理后試樣的飽和磁致伸縮隨al元素添加量的呈現(xiàn)出下降趨勢，當(dāng)x=0.10時，熱處理前后合金的飽和磁致伸縮沒有大的變化。3結(jié)論1)熱處理不改變tb0.3dy0.7(fe1-xalx)2(x=0，0.05，0.10，0.15)合金樣品定向凝固形成的軸向擇優(yōu)取向，熱處理后的合金樣品仍保持mgcu2型立方les相和部分稀土相結(jié)構(gòu)，沒有新相對應(yīng)的衍射峰產(chǎn)生;2)熱處理后tb0.3dy0.7(fe1-xalx)2(x=0，0.05，0。G141是沉淀硬化型鎳基變形高溫合金,在650～950℃范圍內(nèi),具有高的拉伸和持久蠕變強(qiáng)度和良好的抗氧化性能。由于合金中鋁、鈦、鉬含量較高,鑄錠開坯較困難,但變形后的材料具有的塑性,在退火狀。高合金化鎳基變形高溫合金具有良好的高溫強(qiáng)度、抗氧化性、抗腐蝕性能、抗疲勞性能、斷裂韌性、塑性等綜合性能,且在較高溫度下具有良好的性及可靠性。因此,鎳基高溫合金廣泛應(yīng)用于渦、發(fā)動機(jī)的高溫轉(zhuǎn)動部件。本文在重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計劃“973"項(xiàng)目“高溫合金材料設(shè)計與制備的基礎(chǔ)研究"的支持下,與北京鋼鐵研究總院共同對“高合金化高溫合金塑性加中的演變機(jī)理"進(jìn)行研究,取得了如下的研究結(jié)果：(1)通過高溫壓縮模型實(shí)驗(yàn)研究G79合金、U720Li合金、G4742合金在溫度為900～1150℃,應(yīng)變速率為5×10-4～10s-1范圍內(nèi)的高溫變形行為。之所以造成這種差異，一方面是由于保溫時間的大量的合金元素溶入奧氏體中，使奧氏體更加，了材料的馬氏體轉(zhuǎn)變溫度(ms點(diǎn))，同時，溶入基體的鉻、鉬等合金元素是較強(qiáng)的鐵素體形成元素，它們促進(jìn)了鐵素?。在一定的淬火溫度范圍內(nèi)，材料的硬度隨淬火溫度的升高而升高，一方面是由于淬火加熱溫度的有利于碳化物溶入基體，在回火時效中大量的碳化物從基體析出，從而達(dá)到彌散強(qiáng)化的效果，因此溫度越高溶入基體的碳化。2.3分析與討論隨著淬火保溫時間的，y1cr17mo鋼的和力學(xué)性能發(fā)生了較大的變化。

4Cr25Ni35母合金先在500kg的ald真空感應(yīng)爐熔煉制備，然后切成為4.5kg的錠子，再在10kg真空感應(yīng)爐中重熔并澆鑄成試驗(yàn)用的試棒，澆鑄溫度1450℃。試驗(yàn)所采取的熱處理方案為3種，分別是：先在1220℃固溶4h，空冷，1150℃高溫時效4h，空冷，后870℃時效24h，記為藝a;1220℃固溶4h，空冷，870℃時效24h，記為藝b;不經(jīng)過固溶處理，直接在1100℃時效4h，記為藝c。熱處理采用箱式爐，按照試驗(yàn)組合方案進(jìn)行熱處理后，分別進(jìn)行觀察和力學(xué)性能。加后的材料強(qiáng)度與硬度一定,金相無明顯變化,能夠的表面,這為短電弧加鎳基高溫合金提供了一定的理論依據(jù)。在高溫低應(yīng)力條件下,研究了DD6鎳基單晶合金原始疏松孔洞周圍應(yīng)力分布及其與附近γ′相筏化之間的關(guān)系。通過有限元模擬和實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證發(fā)現(xiàn):原始孔洞形貌和取向?qū)τ谄浣缑嬷車杂兄匾绊?單向加載條件下,疏松孔洞界面主要集中拉應(yīng)力;孔洞長軸取向越接近于外加載荷方向,其周圍γ′發(fā)生筏化面積越大。蠕變微裂紋優(yōu)先由某些形貌取向有利于其周圍筏化的孔洞界面處產(chǎn)生。

表16CrW2MoVSi鋼的成分（分?jǐn)?shù)，%）CSiMnCrWMoVNiFe0.560.620.341.422.210.950.530.29余量6CrW2MoVSi鋼熱處理顯微細(xì)化均勻，退火后碳化物平均尺寸0.6m；淬火后鋼中馬氏體以板條狀馬氏體為主，并有少量針狀馬氏體，經(jīng)950℃淬火后針狀尺寸小于2.5m。用Olympus光學(xué)顯微鏡和Philips-XL30型掃描電鏡分析顯微，用D/Max-3AX射線衍射儀進(jìn)行碳化物相分析。(2)取樣部位對DSC加熱曲線低溫段中的γ+γ′共晶和固相線溫度產(chǎn)生明顯影響,因顯微偏析的差異造成同爐定向凝固試棒的底端和頂端的共晶γ+γ′和固相線溫度分別相差17和20℃,而對曲線高溫段的液相線和MC碳化物溶解溫度影響不大;不同取樣部位的合金加熱*熔化后趨于一致,再次凝固冷卻中相變溫度也趨于一致,因此DSC冷卻曲線基本重合,取樣部位對DSC冷卻曲線無明顯影響。為2鎳基高溫合金的表面性能,使用成分為Cn+和+、加速電壓為250kV的強(qiáng)脈沖離子束（IPIBs）對其進(jìn)行表面輻照處理。co、ni等部分非碳化物形成元素，因增大碳的擴(kuò)散速度，使a的形成速度加快。al、si、mn等合金元素對a形成速度影響不大。⑵對奧氏體晶粒大小的影響大多數(shù)合金元素有a晶粒長大的作用，但影響程度不同。碳化物形成元素的作用明顯，因形成的碳化物在高溫下較，不易溶于a中，能阻礙其晶界外移，顯著細(xì)化晶粒。按照對晶粒長大作用的影響，合金元素可分為：①強(qiáng)烈晶粒長大的元素：v、ti、nb、zr等。al在鋼中易形成高熔點(diǎn)aln、23alo細(xì)質(zhì)點(diǎn)，也強(qiáng)烈晶粒長大。

綜述了鎳基變形高溫合金本構(gòu)方程的研究現(xiàn)狀,包括目前廣泛采用的本構(gòu)方程的形式及其推導(dǎo),以及在流變應(yīng)力模型,動態(tài)再結(jié)晶模型等方面的研究進(jìn)展。通過真空感應(yīng)熔煉和電渣重熔雙聯(lián)藝制備了G3625合金鑄錠。研究了鑄態(tài)G3625合金熱變形行為、均勻化處理藝、均勻化處理對G3625合金熱變形行為的影響以及熱處理對G3625合金管材和性能的影響。采用Gleeble3800對鑄態(tài)G3625合金進(jìn)行等溫壓縮試驗(yàn),研究了溫度為800~1200℃,應(yīng)變速率為0.01~10s-1變形條件下的熱變形行為。根據(jù)文獻(xiàn)[6]，ti3sic2在較高的溫度下生成于tic和ti-si液相的界面。而機(jī)械合金化誘發(fā)的自蔓延反應(yīng)中，磨球的碰撞帶走大部分熱量，保持高溫的時間極短，tic來不及全部反應(yīng)，終殘留在產(chǎn)物中。這是造成機(jī)械合金化難以合成高純度ti3sic2的主要原因。圖2是機(jī)械合金化粉體產(chǎn)物的外觀形貌圖。可看出，粉體顆粒形狀、大小差別很大，出明顯的團(tuán)聚征，可以想象這些粉體產(chǎn)物是由機(jī)械合金化產(chǎn)生的形狀、大小不一的團(tuán)聚物經(jīng)自蔓延反應(yīng)而來。