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A286鎳基合金GH2132圓鋼

SUH660 鎳基合金 (UNS S66286/A286/SUH660/GH2132/1.4980) 簡介 SUH660(UNS S66286/A286/SUH660/GH2132/1.4980)是 Fe-25Ni-15Cr 基高溫合金,

IncoloyA286通過在TiAl合金中加入β相元素可以使合金中保留大量的高溫無序的β相,這能夠很大程度上TiAl合金的熱加性能。在熱加中,合理的控制熱加參數成為微觀關鍵。本文選用名義成分為Ti-43Al-9V-Y的鍛態beta+gamma型TiAl合金,研究了合金在高溫變形中的動態再結晶行為和退火中的靜態再結晶行為。研究了鍛態Ti-43Al-9V-Y合金的顯微和力學性能。本文選用的鍛造TiAl合金主要是由β/B2相和γ相構成,β/B2相的含量達到18.2%;顯微主要由(β/B2)/γ層片、等軸γ晶和大尺寸的β/B2相構成。

　　藝試驗結果發現,激光功率,掃描速率或者粉末供給速度,都有助于熔覆層的熔深、熔寬和角,熔高。粉末供給速度與熔深和熔寬的關系不大,熔覆時過大或過小的掃描間距都會使表面不平整。熱輸入與熔覆層出現裂紋的關系較大,激光功率偏大、掃描速率或粉末供給速度偏小以及掃描間距偏小,都會造成熱輸入的偏大,從而令熔覆層出現裂紋。掃描路徑與熔覆層的關系不大。的熔覆修復參數:功率P=1200W,掃描速度VS=5mm/s,粉末供給速度VF=0.7g/s,掃描間距DS=1.8mm,此參數下可以成形良好,無缺陷的熔覆修復。

A286鎳基合金GH2132圓鋼

　　IncoloyA286(2)隨著芯輥的進給速度增大,芯輥每轉進給量,使塑性區更容易穿透壁厚,從而使變形更均勻;環件每次通過徑向孔型時變形區面積增大,更多的金屬發生塑性變形,徑向軋制力;變形區增大使環件內外徑變小;但芯輥進給速度過大則會使局部變形過大,易使橢圓度,環件畸形。(3)隨著主輥線速度的,環坯的變形更多集中在環件的表面區域,從而使環件表面處的等效應變中間部分的更為明顯;環件每次通過徑向與軸向孔型時變形區面積減小,金屬塑性變形區減小,軋制力減小;由于環件的內外側更容易變形,所以內外徑終值隨著主輥線速度的有增大的趨勢。

　　IncoloyA286持久拉伸中 相斷裂破碎或被彎曲成弓形,呈現出一定塑韌性;由于晶界析出物與基體脫離形成晶間疏松,并逐步發展成為孔隙或裂紋,終斷裂。樣品斷后延伸率At均大于20%,斷口被氧化物覆蓋,呈沿晶斷裂的征。綜用掃描電子顯微鏡（SEM）、X射線衍射儀（XRD）、沖擊試驗機及全自動V硬度計等研究分析750?C長期時效對超低鐵Inconel625合金與性能的影響。固溶態（1140?C×4h）合金,時效10h,可見晶界碳化物析出呈連續薄膜狀,在晶內可見γ’相;時效60h發生γ’→?相退化轉變,時效1000h針片狀?-Ni3Nb相遍布整個晶粒,2000h后趨于;時效中晶界碳化物多為富鉻的M23C6型和富鉬的M6C型碳化物。

　　IncoloyA286后,通過現場試驗及客戶使用表明,PLC控制硬件抗能力強、簡單、可靠性,能焊接藝控制要求,焊縫檢測合格。整個實現了LNG儲罐用9%Ni鋼自動立縫焊接在焊接藝的機械化、自動化控制。本文通過設計和制備一種含4%Ru的鎳基單晶合金,并對其進行不同藝熱處理,蠕能、掃描電鏡(SEM)和透射電鏡(TEM)形貌觀察、能譜儀(EDS)成分分析,研究了熱處理藝對合金中成分偏析程度的影響,以及含4%Ru單晶鎳基合金在不同條件蠕變期間的變形和損傷征,通過考察缺陷形態對合金演化和蠕能的影響,分析合金在蠕變期間裂紋萌生與擴展的征。

　　IncoloyA286合金在高于980℃穩態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。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。4.5%Re合金加入3.0%Ru,使其在1100℃/137MPa的蠕變壽命由164至321h。合金蠕變后期的變形機制為位錯在基體中滑移和剪切進入筏狀γ’相,且剪切進入γ’相的位錯可由{111}面交滑移至{100}面形成K-W鎖。

　　IncoloyA286通過對不同溫度及加載應力下G4738.G4720Li及FG4098等合金的裂紋擴展規律分析,觀察到在某個溫度或加載應力下裂紋擴展壽命顯著下降的溫度或應力現象。進而揭示了裂紋擴展壽命在溫度范圍顯著下降的本質是由于裂紋擴展速率升高及擴展韌性△KT顯著而,溫度對合金的晶界、一次γ’相界以及滑移帶的影響都會顯著影響擴展韌性AKT的變化；應力現象的本質是由于初始AK顯著了相對的擴展韌性(△KT-△K),疲勞裂紋在擴展較短的距離下便進入快速擴展區。