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InconelX-750鋼絲現(xiàn)貨、生產(chǎn)為改善其在室溫下較差的力學性能,作為熱加工工藝之一的擠壓工藝不但增加了合金組織致密性,而且可以細化晶粒,提高材料的綜合力學性能。本文以擠壓態(tài)Ti-44Al-(Nb,Mo,V,Y)及兩種不同成分合金棒材為研究對象,對兩種棒材的顯微組織及力學性能進行測試分析,并對擠壓態(tài)Ti-46Al-(V,Cr,Ni)合金的高溫變形行為進行了研究。利用XRD相組成分析初步確定兩種合金中均含有γ-Ti Al、α2-Ti3Al及β0相。SEM組織分析結(jié)果表明,擠壓態(tài)Ti-44Al-(Nb,Mo,V,Y)合金為典型雙態(tài)組織,由等軸狀的γ晶粒及尺寸和含量與之相近的α2/γ層片晶組成,晶粒尺寸在10μm左右,層片晶與γ晶粒間可見細小的β0晶粒,稀土Y2O3顆粒分布于合金基體中;擠壓態(tài)Ti-46Al-(V,Cr,Ni)合金為近層片組織,層片尺寸在100-200μm之間,α2/γ層片與γ晶粒間可見細小的β0晶粒。
對兩種合金進行了EBSD分析,結(jié)果表明兩種合金中γ-Ti Al相均占有高比重,α2-Ti3Al相含量其次,β0相含量低;兩種合金中都存在大量大角度晶界,證明擠壓過程中兩種合金均發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象。拉伸試驗結(jié)果表明室溫下兩種合金均具有高抗拉強度,分別達到736.2MPa和756.7MPa,隨著溫度的升高,材料強度降低,塑性提高,溫度在850℃時合金的延伸率分別為30.8%及9.2%,斷口形貌觀察結(jié)果表明室溫下兩種合金均呈現(xiàn)脆性準解理斷裂特征,溫度升高后斷口塑性變形程度逐漸增大,850℃時兩種合金中都出現(xiàn)韌窩,但擠壓態(tài)Ti-44Al-(Nb,Mo,V,Y)合金韌窩不明顯。根據(jù)拉伸數(shù)據(jù)結(jié)果確定兩種合金的韌脆轉(zhuǎn)變溫度均處于750℃-800℃之間。

維氏硬度測試結(jié)果表明兩種合金的徑向平均硬度分別為375.71Hv及312.49Hv,軸向為357.56Hv及320.01Hv。室溫壓縮性能方面,兩種合金徑向抗壓強度分別為2679.3MPa及2016.2MPa,均高于軸向的2373.7MPa及1988.3MPa,說明擠壓變形導致合金力學性能出現(xiàn)差異。對擠壓態(tài)Ti-46Al-(V,Cr,Ni)合金在變形溫度為1020℃-1260℃,應變速率為0.001s-1-0.1s-1,變形度為60%下的高溫變形行為進行了研究。通過Arrhenius公式計算得到合金的變形激活能為586.2k J/mol。根據(jù)能量耗散效率和連續(xù)失穩(wěn)判據(jù)計算并繪制了合金在60%變形度下的熱加工圖。隨著變形溫度的升高和應變速率的降低,再結(jié)晶γ晶粒體積分數(shù)和尺寸逐漸增加。綜合考慮到合金熱加工窗口、熱加工圖、應變速率及變形溫度對組織的影響,終確定擠壓態(tài)Ti-46Al-(V,Cr,Ni)合金的佳變形條件為:1180℃-1220℃/0.005s-1-0.01s-1。
鎳基高溫合金作為在各種空、天發(fā)動機和燃氣輪機中服役的主要材料,具有重要應用價值。對綜合性能優(yōu)異的鎳基高溫合金的鑄造成型工藝進行研究,具有重要的應用價值。K418是γ,相沉淀強化型鎳基鑄造高溫合金,具有良好的蠕變強度、熱疲勞性能和抗氧化性能等優(yōu)點,已廣泛應用于空天、船舶、汽車等領域。開展對K418鑄造合金的成型工藝的研究具有重要的理論和實際意義。本文以K418鎳基高溫合金為研究對象,采用ProCAST鑄造模擬軟件對不同厚度薄板K418在不同環(huán)境壓力下的熔模精密鑄造過程進行數(shù)值模擬仿真。其薄板的尺寸為400×300,厚度分別為3mm、5mm、7mm、9mm。根據(jù)模擬實驗結(jié)果,在不同的環(huán)境壓力下,采用真空感應熔煉爐澆注不同厚度的壁板。對拉伸試樣進行1180℃+2h+空冷960℃+16h+空冷的固溶時效熱處理。

結(jié)合金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡(SEM)、電子天平、顯微硬度計、電子*實驗機等分析與測試手段,研究環(huán)境壓力對K418合金不同厚度薄板組織與性能的影響。用ProcAST鑄造模擬軟件對K418在環(huán)境壓力為真空和101.325kPa下的充型凝固過程進行模擬。鑄件在真空下采用熔模精密鑄造模塊,在一個標準大氣壓下采用重力鑄造模塊。模擬結(jié)果表明,在兩種不同的環(huán)境壓力下,鑄件均能平穩(wěn)的充滿型殼;不同厚度的壁板的冷卻順序*,壁板邊緣首先凝固、然后是壁板中間,后是靠近縫隙澆道的部位。在真空下,壁板在凝固時間800s時,鑄件的固相率能夠達到80%以上;在加壓下,壁板在凝固時間為600s時,鑄件的固相率能夠達到80%以上。表明加壓比真空下鑄件冷卻速度快。不同厚度的壁板中間易產(chǎn)生縮孔縮松缺陷。在環(huán)境壓力為真空和101.325kPa下,用真空感應熔煉爐澆注鑄件。
結(jié)果表明,對同一厚度鑄件,壓力作用下澆注的鑄件組織更為致密、維氏硬度更高;壓力作用對5mm壁板組織形貌影響為顯著,其次是7mm壁板組織形貌,對3mm與9mm組織形貌影響不大;壓力作用對厚度越小的壁板中間部位密度的增加效果更為顯著,對靠近縫隙部位也有影響。熱處理后室溫拉伸性能并不呈現(xiàn)規(guī)律性變化,延伸率在0%到1.81%之間變化,鑄件總體延伸率都比較小,真空環(huán)境下澆注的鑄件延伸率稍大?？估瓘姸葟?43MPa到919MPa之間變化,起伏比較大。
TiAl合金作為一種新型的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料,具有高比強度、比模量、良好的抗蠕變性及耐腐蝕性等優(yōu)點,在空天及汽車工業(yè)領域的應用前景廣闊。但是室溫延展性差和高溫抗氧化性和強度不足一直制約TiAl合金實現(xiàn)進一步的工程應用,因此如何提高TiAl系合金的室溫延展性和高溫性能成為各國學者研究的熱點。本文通過在Ti-48Al-2Cr-2Nb合金熔煉過程中加入納米Y2O3和熱處理來改善合金的組織,提高合金的性能,對添加納米Y2O3對TiAl合金高溫抗氧化性和強度的影響及其作用機制,添加納米Y2O3對熱處理過程中的組織演變的影響等方面了做了系統(tǒng)的研究。

高溫抗氧化實驗表明,與Ti4822合金相比,Ti4822-42有更好的抗氧化性,在800、850、和900℃循環(huán)氧化100h的氧化增重分別減少18.31%、19.31%和30.72%,其機理是:Y2O3的添加可以細化TiAl合金發(fā)生氧化時形成的氧化物的尺寸,抑制氧化物形態(tài)的惡化,即由排列緊密的近六邊形狀變?yōu)榕帕惺杷啥嗫椎闹鶢詈头綁K狀,增強氧化層與基體的結(jié)合強度,同時可以促進Al2O3的生成,延緩合金氧化反應的進程,改善了氧化層的結(jié)構(gòu),提高了合金的抗氧化性能鑄態(tài)Ti4822-73合金擁有較高的室溫和高溫強度,室溫下的平均抗拉強度達到593MPa,750℃下達到708MPa,800℃下達到616MPa,對鑄態(tài)Ti4822-42和Ti4822-73合金拉伸變形前后的組織進行TEM觀察,發(fā)現(xiàn)納米Y2O3的加入導致合金中生成大量的γ孿晶,并在兩孿晶界間發(fā)現(xiàn)大量的位錯塞積,同時亦在Y2O3顆粒附近發(fā)現(xiàn)嚴重的位錯塞積,這說明納米Y2O3的強化機制是在合金中導致大量的孿晶界阻礙位錯的運動,其本身對位錯運動也有阻礙作用。
熱處理實驗發(fā)現(xiàn)添加納米Y2O3的Ti4822-42合金在1100-1250℃保溫36h就得到了近γ組織,溫度越低得到的組織中γ晶尺寸越小,但殘留粗大層片的情況也越嚴重,溫度越高,近γ轉(zhuǎn)變越充分,但部分γ晶會粗化。近γ轉(zhuǎn)變主要通過連續(xù)粗化反應進行的,這是由于合金內(nèi)部的偏析有利于連續(xù)粗化反應的進行。在熱處理過程中α相所占體積分數(shù)增加,小角晶界的數(shù)量明顯減少。納米氧化釔的添加促進了γ晶的形成,明顯提高了γ→ɑ相變的溫度,降低了組織轉(zhuǎn)變的速度。在高溫長時間保溫富釔相主要呈現(xiàn)球化和聚集長大的趨勢,由分散的塊狀、尖銳條狀逐漸形成球狀、骨頭狀和不規(guī)則由塊狀和條狀組成的聚合狀,且球狀顆粒傾向于分布在γ晶晶界處,而大塊富釔相聚集物則大部分分布在晶內(nèi)。本文設計的三步熱處理和循環(huán)熱處理工藝可以先分別獲得晶粒平均尺寸為15μm、20μm的近γ組織,且后者晶粒尺寸分布均勻,進一步熱處理可以獲得全層片組織。

InconelX-750鋼絲現(xiàn)貨、生產(chǎn)TiAl基合金是一種應用前景的中高溫結(jié)構(gòu)材料,對于含片層TiAl基合金,通過定向凝固技術控制其微觀組織可提高其綜合力學性能。本文主要采用Bridgman定向凝固技術,控制具有不同凝固路徑的TiAl基合金的微觀組織。首先研究了不同凝固路徑的TiAl合金在定向凝固準備階段糊狀區(qū)內(nèi)的微觀組織演變,而后通過常規(guī)定向凝固技術對TiAl合金定向凝固,重點研究了起始界面處糊狀區(qū)對微觀組織的影響,后采用籽晶法消除了糊狀區(qū)對微觀組織的影響,以達到定向凝固合金的微觀組織控制。在α型凝固Ti-43Al-3Si合金中含有先析出Ti5Si3相、共晶Ti5Si3相和α2+γ片層組織,在一定溫度梯度下,對該合金進行熱穩(wěn)定化處理后,該合金的糊狀區(qū)由液相、α晶粒和Ti5Si3相組成。隨著熱穩(wěn)定時間的延長,溫度梯度區(qū)熔效應(TGZM)發(fā)生,糊狀區(qū)逐漸變短,糊狀區(qū)內(nèi)液相體積分數(shù)逐漸減少,Ti5Si3相不斷長大。對于β包晶凝固型Ti-47Al-1.0W-0.5Si合金,鑄態(tài)合金主要有片層組織和Ti5Si3相及少量B2相組成。
其糊狀區(qū)由液相和β晶粒組成,同時伴隨包晶反應L+β→α的發(fā)生,隨著熱穩(wěn)定化處理時間延長,糊狀區(qū)內(nèi)液相逐漸減少,包晶轉(zhuǎn)變逐漸被限制。β單相凝固型Ti-44Al-5Nb-1.5Cr-1.0W-0.5Si合金主要含有γ/α2片層組織、晶界處的γ/B2相及晶內(nèi)的B2相。隨著熱穩(wěn)定化處理時間的增加,固/液界面趨于平整,內(nèi)部液滴數(shù)量減少,固/液界面前方溶質(zhì)元素分布逐漸趨于穩(wěn)定,聚集的硅化物逐漸減少。在定向凝固過程中Ti-47Al(W,Si)合金的*相為α相,主要原因是凝固過程中的溶質(zhì)偏析、成分過冷以及Y2O3陶瓷模殼對合金熔體的污染等因素造成的。對于Ti-47Al-1.0W-0.5Si合金,穩(wěn)態(tài)生長時合金的凝固路徑為:L→L+α→Ti5Si3+α+γ→Ti5Si3+(α2+γ)。由于W元素的添加,在合金中形成了S-型偏析,隨著生長速率的逐漸增加,S-型偏析逐漸加劇。