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HastelloyG30圓鋼另割

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銅鎳合金合金：Monel400,Cu90-Ni10、B10、C70600、BFe10-1-1、CuNi90-10、Cu70-Ni30、B30、C71500Inconel合金：Inconel625、Inconel625LCF、Inconel690、Inconel600Inconel601,Inconel617、Inconel686、Inconel718、Inconel718Incoloy合金：Incoloy800、Incoloy 800H、Incoloy800HT、Incoloy801、Incoloy825、Incoloy903、ncoloy907、Incoloy925、Incoloy926Hastelloy合金：HastelloyB、HastelloyB-2、HastelloyB-3、HastelloyC、HastelloyC-4、HastelloyC-22、HastelloyC-276、Hastelloy C-2000

現(xiàn)有研究表明,鎳基單晶高溫合金的微觀組織對其力學(xué)性能的有很大的影響,而微量元素B對鎳基單晶高溫合金組織的影響也是非常顯著的。因此,本文以第三代鎳基單晶高溫合金DD90為母合金,B含量采用定向凝固技術(shù)制備了四種不同B含量的單晶高溫合金,并對制備好的單晶試樣進行不同藝的熱處理。研究了 B對鑄態(tài)枝晶組織、γ/γ’共晶組織、γ’相、顯微縮松、碳化物相、化物相以及元素偏析的影響。并結(jié)合相變溫度對合金進行不同制度的熱處理,研究了 B對熱處理后γ’相、碳化物和化物的影響。同時對熱處理前后析出的碳化物和化物相進行了成分分析。得出以下主要結(jié)論:(1)研究了 B的添加對鑄態(tài)枝晶組織、γ/γ’共晶組織、顯微縮松和γ’相的影響。B的添加對一次枝晶間距沒有明顯的影響。隨B含量的合金中γ/γ’共晶組織的數(shù)量明顯。鑄態(tài)下的共晶形貌有兩種,分別為放射狀和狀。B的添加使得合金中顯微縮松的數(shù)量明顯。鑄態(tài)下枝晶干上的γ’相尺寸明顯小于枝晶間γ’相尺寸,并且隨B含量的γ’相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)均增大了。研究了微量元素B的含量變化對鎳基單晶高溫合金凝固征溫度的影響。B的添加明顯了合金的固相線溫度和液相溫度,并且隨B含量的固相線溫度和液相線溫度幅度越大。

B的添加對γ’相溶解溫度的影響不明顯。此外,合金的結(jié)晶溫度間隔也隨B含量的而增大。研究了熱處理后B對枝晶組織、γ/γ’共晶組織和γ’相的影響。三種熱處理制度下,B對枝晶組織與Y/Y’共晶的影響規(guī)律基本*。隨B含量的殘余枝晶和共晶的數(shù)量明顯變少。三種制度下B對γ’相尺寸和體積分?jǐn)?shù)的影響規(guī)律是*的。隨B含量的γ’相的尺寸和體積分?jǐn)?shù)呈現(xiàn)上升趨勢,但隨B含量的變化γ’相尺寸不明顯。γ基體通道隨B含量的而變窄。與鑄態(tài)相,熱處理后γ’相的尺寸明顯小于鑄態(tài)枝晶間的γ’相,且體積分?jǐn)?shù)較鑄態(tài)大得多。并對了兩步固溶處理和一步固溶處理后的γ’相,明顯兩步固溶處理析出的 γ’相分布均勻,尺寸較大、立方度更高且體積分?jǐn)?shù)更大。(4)研究了熱處理前后B對碳化物和化物的影響。鑄態(tài)下,在不同B含量的四種合金中均析出了骨架狀和塊狀碳化物。并且鑄態(tài)下析出的骨架狀碳化物和塊狀碳化物都是富Ta的MC型碳化物。熱處理后,四種合金中均析出了塊狀碳化物相,未發(fā)現(xiàn)骨架狀碳化物,熱處理后碳化物的類型與鑄態(tài)*,均為富Ta的MC型碳化物。B含量的變化對碳化物析出形貌和析出類型沒有明顯影響。B的添加會使合金中析出化物相,化物在碳化物周圍析出且形貌較小,鑄態(tài)下化物呈短棒狀,短棒狀化物的主要成分為Cr、Mo、W、Re,并且是富Cr的化物相。經(jīng)過熱處理后化物的形貌有桿狀和顆粒狀,均含Cr、Mo、W、Re,成分與鑄態(tài)時差別不大,是富Cr-W的化物相。并且熱處理后化物以桿狀居多。

5)研究了 B對元素凝固偏析行為的作用規(guī)律。隨B含量的合金中 W、Re、Al、Ta的偏析程度均增大,而對Co、Mo、Cr元素偏析程度的影響不顯著。其中隨B含量的對元素Re和Ta偏析程度的影響較W和 Al顯著。鎂合金耐腐蝕性差已成為制約其廣泛應(yīng)用的瓶頸。本論文以AZ91D鎂合金為基體,首先在其表面分別進行錫酸鹽、植酸化學(xué)轉(zhuǎn)化膜預(yù)處理,之后再分別進行化學(xué)鍍Ni-P雙層鍍層和化學(xué)鍍Ni-W-P三元鍍層,進而研究了轉(zhuǎn)化膜和熱處理對化學(xué)鍍Ni-P雙層鍍層和Ni-W-P三元鍍層微觀組織、相組成以及耐蝕性的影響,以期鎂合金的耐腐蝕性能,拓展鎂合金的應(yīng)用領(lǐng)域。主要研究內(nèi)容如下:(1)選用檸檬酸為主絡(luò)合劑,當(dāng)檸檬酸濃度為18g/L時,的化學(xué)鍍Ni-P鍍層表面形貌均勻致密,其自腐蝕電位達到了-1.256V,鎂基體正移了 0.39V,阻抗譜圖中的容抗弧半徑達到了大,Ni-P鍍層的耐腐蝕性好。(2)采用濃度為18g/L的檸檬酸作為主絡(luò)合劑,對化學(xué)鍍Ni-P鍍層進行熱處理, 當(dāng)熱處理溫度為200°C,保溫1小時后,Ni-P鍍層與鎂基體之間的附著力好,動電位極化曲線顯示其自腐蝕電位為-1.049V,未熱處理的樣的自腐蝕電位正移了 0.2V,阻抗譜圖中的容抗弧半徑大,浸泡實驗結(jié)果的腐蝕速率也小。

(3)鎂合金分別預(yù)*行錫酸鹽、植酸轉(zhuǎn)化膜預(yù)處理,隨后進行內(nèi)層中磷、外層高磷的化學(xué)鍍Ni-P雙層鍍層處理。結(jié)果表明,鍍層表面均勻致密,為典型的胞狀組織,均為非晶態(tài)結(jié)構(gòu);經(jīng)過植酸轉(zhuǎn)化處理后的Ni-P鍍層的自腐蝕電位正,為-0.323V,阻抗譜中的容抗弧半徑大,說明Ni-P鍍層耐腐蝕性好;而浸泡實驗的結(jié)果同樣表明腐蝕速率也小,為0.0268 g/m2·h。對植酸轉(zhuǎn)化膜表面Ni-P雙鍍層進行200℃熱處理后,鍍層與鎂合金基體的附著力 ,其自腐蝕電位升高到了-0.295V,腐蝕速率減小為0.0213 g/m2·h,鍍層的耐腐蝕性進一步。(4)鎂合金分別預(yù)*行錫酸鹽、植酸轉(zhuǎn)化膜預(yù)處理,隨后化學(xué)鍍Ni-W-P三元鍍層,結(jié)果表明,Ni-W-P三元鍍層表面均勻致密,為典型的胞狀組織,均為非晶態(tài)結(jié)構(gòu);植酸轉(zhuǎn)化處理后的Ni-W-P三元鍍層的自腐蝕電位正,為-0.377V,阻抗譜中的容抗弧半徑大,說明Ni-W-P鍍層耐腐蝕性好;而浸泡實驗的結(jié)果同樣表明植酸處理后的Ni-W-P鍍層腐蝕速率也小,為0.0373 g/m2·h。對植酸轉(zhuǎn)化膜表面Ni-W-P鍍層進行200℃熱處理后,鍍層與鎂合金基體的附著力,其自腐蝕電位升高到了-0.335V,腐蝕速率減小為0.0345 g/m2·h,鍍層的耐腐蝕性進一步。

設(shè)計和制備出4%W-6%Mo/無Ru、6%W-6%Mo/無Ru和6%W-6%Mo/2%Ru不同成分鎳基單晶合金,通過蠕能、組織形貌觀察及位錯組態(tài)的衍襯分析,研究了單晶鎳基合金的蠕變行為及影響因素,及各自合金在蠕變期間的變形與損傷機制。通過原子探針測定元素在(14)兩相的濃度分布及測算不同合金中(14)兩相的晶格常數(shù)和錯配度,研究了Ru鎳基單晶合金蠕變抗力的作用機理。結(jié)果表明,隨抽拉速率,合金中一次/二次枝晶間距和成分偏析減小,蠕變抗力;隨澆鑄溫度,合金的一次/二次枝晶間距減小,Al和Ta在枝晶間/干的偏析系數(shù),W、Cr 和Mo的偏析系數(shù);選用抽拉速率和澆鑄溫度分別為0.08mm/s和1550℃,合金可獲的蠕變抗力和壽命。不同成分鑄態(tài)合金的(001)晶面均呈現(xiàn)典型的“+”枝晶花樣,元素Ta和W分別偏析于枝晶間和枝晶干,分別為大正、負(fù)偏析元素。元素Ru在枝晶干/間區(qū)域無明顯偏析, 但可其他元素在枝晶干/間的偏析程度。經(jīng)過1315℃固溶處理后,各元素的偏析程度大幅,合金可的蠕能。其中,4%W-6%Mo/無Ru單晶合金在760℃/800MPa蠕變壽命為354h,在1040℃/137MPa蠕變壽命高達556h,測定出合金在上述溫度穩(wěn)態(tài)期間的蠕變能分別為 Q=458.3kJ/mol和Q=420.9kJ/mol。

元素W含量由4%至6%,合金在*時效和蠕能期間均有大量針狀μ相析出。該析出相富集難熔元素, 了合金組織的連續(xù)性,易于引起應(yīng)力集中和促進裂紋的萌生和擴展,是合金蠕變強度的薄弱環(huán)節(jié)。析出的針狀μ相可大幅度合金的蠕能,與4%W-6%Mo合金相,6%W-6%Mo合金在1040℃和800℃的蠕變壽命分別了67%和41.1%。6%W-6%Mo合金的基礎(chǔ)上添加2%Ru,可較多Al、Ta等γ’相形成元素溶入γ基體相,Cr、Co、Mo、W等γ基體相形成元素較多溶入γ’相,是元素Ru 合金中析出TCP相的主要原因。與4%W-6%Mo合金相,2%Ru-6%W-6%Mo合金在1100℃/137MPa的蠕變壽命由68h到125h。其中,元素Ru可TCP 相析出,合金中γ/γ’兩相的合金化程度和錯配度,是使含Ru單晶鎳基合金具有高溫蠕能的主要原因。不同成分合金在蠕變期間具有相同的變形和損傷機制。其中,合金在中溫蠕變期間的變形機制是位錯在基體中滑移和剪切進入γ’相,剪切進入γ’相的位錯可發(fā)生分解,形成不全位錯加層錯的組態(tài),也可交滑移至{010}面形成K-W鎖。隨蠕變進行到后期,主/次滑移系的交替開動,致使扭曲的γ/ γ’兩相界面出現(xiàn)微孔洞,隨蠕變進行,扭曲程度加劇,微孔洞增多并,形成裂紋源,并沿垂直于應(yīng)力軸方向擴展,一旦不同橫截面裂紋由棱相互連通,合金可發(fā)生宏觀蠕變斷裂,是合金在中溫蠕變期間的損傷與斷裂機制。合金在高溫穩(wěn)態(tài)蠕變期間的變形機制是位錯在基體中滑移和攀移越過γ’相。隨蠕變進行至加速階段,主/次滑移位錯的交替開動,致使位錯在基體通道中滑移和剪切進入筏狀相, 使相的強度,并發(fā)生裂紋的萌生與擴展,直至發(fā)生宏觀蠕變斷裂,是合金在高溫蠕變期間的損傷與斷裂機制。

HastelloyG30圓鋼另割設(shè)計和制備一種4.5%Re及4.5%Re/3.0%Ru鎳基單晶合金,通過測定鑄態(tài)及熱處理態(tài)合金中各元素在枝晶間/干和γ/γ’兩相區(qū)域的濃度分布,研究了元素Re、Ru對元素偏析和濃度分布行為的影響;通過對4.5%Re合金和4.5%Re/3.0%Ru合金進行不同條件的蠕能、微觀組織觀察、位錯組態(tài)分析及元素在γ/γ’兩相濃度分布測定,研究了Ru對含Re單晶合金蠕變行為及元素在分布的影響;通過采用熱力學(xué)和TEM計算兩種合金在不同溫度的層錯能,結(jié)合組織觀察,研究了層錯能對合金蠕變期間變形機制的影響。結(jié)果表明,Re強烈偏析于枝晶干區(qū)域,可促進枝晶形核和枝晶數(shù)量。凝固期間,高熔點元素優(yōu)先凝固,并排斥Ni、Al等低熔點原子,致使枝晶間區(qū)域元素Ni、Al濃度,是鑄態(tài)4.5%Re合金共晶組織數(shù)量較多、尺寸較大的主要原因。Ru主要富集于枝晶間區(qū)域,可γ’相的析出溫度,Al、Ta等γ’相形成元素偏析于枝晶干區(qū)域的程度,并其他元素在枝晶間/干區(qū)域的偏析程度。含Ru合金經(jīng)*熱處理后,Ru原子可占據(jù)Ni3Al中Al的點陣位置,是元素Al、Ta和Ru在γ/γ’兩相濃度分布呈互補關(guān)系的主要原因。Ru與W、Mo、Re等原子具有較強的結(jié)合力,合金γ’相中保留較多W、Mo、Re等原子,可這些元素在γ’/γ兩相的分配和合金的蠕變抗力。4.5%Re合金加入3.0%Ru后,使其在800℃/800MPa的蠕變壽命由273h至323h。合金在近800℃蠕變期間的變形機制為位錯在基體中滑移和剪切立方γ’相。其中,剪切進入γ’相的位錯即可在{111}面分解,形成（a/3）不全位錯加超點陣內(nèi)稟層錯（SISF）的組態(tài),也可由{111}面交滑移至{100}面分解,形成K-W鎖加反相疇界（APB）的組態(tài),以上組態(tài)均可位錯的滑移和交滑移,合金的蠕變抗力。合金在高于980℃穩(wěn)態(tài)蠕變期間的變形機制為位錯在基體中滑移和攀移越過筏狀γ’相,蠕變后期,剪切進入γ’相的位錯可形成K-W鎖和K-W鎖+APB的組態(tài)。4.5%Re/3.0%Ru合金在980℃蠕變期間,切入γ’相的位錯也可在{111}面分解形成不全位錯+SISF,是合金具有蠕變抗力的主要原因。