20CrMnSi合金圓鋼、鍛方20CrMnSi合金圓鋼、鍛方20CrMnSi合金圓鋼、鍛方
無(wú)錫國(guó)勁合金有限公司*生產(chǎn)銷售氣閥鋼、葉片鋼、閥體鋼、軸承、齒輪鋼、熱電廠、電站鍋爐、內(nèi)燃機(jī)、石油化工用鋼、*用鋼、鑿巖用鋼、纖具鋼、非國(guó)標(biāo)鋼種圓鋼方鋼鍛件產(chǎn)品。
Haynes282合金是時(shí)效強(qiáng)化型鎳基高溫合金,由于蠕變強(qiáng)度高、高溫組織穩(wěn)定性好以及較好的熱加工性能,而被選作700℃*超超臨界火電機(jī)組汽輪機(jī)轉(zhuǎn)子候選材料之一 鎳基高溫合金在整個(gè)高溫合金領(lǐng)域占有非常重要的地位,它廣泛應(yīng)用于噴氣發(fā)動(dòng)機(jī)、各種工業(yè)燃?xì)廨啓C(jī)等熱端部件的制造氧化初期生成PBR>1的FeAl2O4和FeO氧化物導(dǎo)致膜內(nèi)產(chǎn)生的壓應(yīng)力,后期階段氧化膜由θ-Al2O3向α-Al2O3轉(zhuǎn)變時(shí)產(chǎn)生的拉應(yīng)力,以及涂層內(nèi)的孔洞均會(huì)造成表面氧化膜開裂和剝落此外,合金元素Cr、Fe對(duì)穩(wěn)定γ′有利,降低Co、Nb的含量也可以抑制η相的形成因此文中主要對(duì)合金的固溶處理工藝進(jìn)行實(shí)驗(yàn)選擇熱等靜壓工藝參數(shù)為1050℃/120MPa/3h時(shí)，為無(wú)錫國(guó)勁合金有限公司佳工藝，可獲得全致密零件，基體組織為γ相奧氏體，尺寸與粉末顆粒相當(dāng)保證閥門在規(guī)定的服役期內(nèi)安全運(yùn)行6Cr21Mn10MoVNbN鋼的熱模擬壓縮試驗(yàn)表明:6Cr21Mn10MoVNbN鋼在本試驗(yàn)變形條件范圍內(nèi)均可發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,其變形抗力和再結(jié)晶晶粒尺寸受形變條件影響較大;Miura H的晶界弓出形核改進(jìn)模型可以適用于高合金奧氏體氣閥鋼的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核過程;M(C、N)相析出屬于一般脫溶,主要在熱變形過程中析出,開始析出時(shí)間要早于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生或者和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶競(jìng)爭(zhēng)發(fā)生,優(yōu)先在晶界析出;而M7C3相析出機(jī)制可能為胞狀脫溶,是在熱變形結(jié)束后的冷卻過程中進(jìn)行的,是熱變形裂紋產(chǎn)生的原因之一,該析出相主要在晶界和位錯(cuò)上形核,析出受形變條件和冷卻方式影響較大;通過顯微組織的分析獲得了單道次熱變形過程中顯微組織演變機(jī)制保證閥門在規(guī)定的服役期內(nèi)安全運(yùn)行6Cr21Mn10MoVNbN鋼的熱模擬壓縮試驗(yàn)表明:6Cr21Mn10MoVNbN鋼在本試驗(yàn)變形條件范圍內(nèi)均可發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,其變形抗力和再結(jié)晶晶粒尺寸受形變條件影響較大;Miura H的晶界弓出形核改進(jìn)模型可以適用于高合金奧氏體氣閥鋼的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核過程;M(C、N)相析出屬于一般脫溶,主要在熱變形過程中析出,開始析出時(shí)間要早于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生或者和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶競(jìng)爭(zhēng)發(fā)生,優(yōu)先在晶界析出;而M7C3相析出機(jī)制可能為胞狀脫溶,是在熱變形結(jié)束后的冷卻過程中進(jìn)行的,是熱變形裂紋產(chǎn)生的原因之一,該析出相主要在晶界和位錯(cuò)上形核,析出受形變條件和冷卻方式影響較大;通過顯微組織的分析獲得了單道次熱變形過程中顯微組織演變機(jī)制保證閥門在規(guī)定的服役期內(nèi)安全運(yùn)行6Cr21Mn10MoVNbN鋼的熱模擬壓縮試驗(yàn)表明:6Cr21Mn10MoVNbN鋼在本試驗(yàn)變形條件范圍內(nèi)均可發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,其變形抗力和再結(jié)晶晶粒尺寸受形變條件影響較大;Miura H的晶界弓出形核改進(jìn)模型可以適用于高合金奧氏體氣閥鋼的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核過程;M(C、N)相析出屬于一般脫溶,主要在熱變形過程中析出,開始析出時(shí)間要早于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生或者和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶競(jìng)爭(zhēng)發(fā)生,優(yōu)先在晶界析出;而M7C3相析出機(jī)制可能為胞狀脫溶,是在熱變形結(jié)束后的冷卻過程中進(jìn)行的,是熱變形裂紋產(chǎn)生的原因之一,該析出相主要在晶界和位錯(cuò)上形核,析出受形變條件和冷卻方式影響較大;通過顯微組織的分析獲得了單道次熱變形過程中顯微組織演變機(jī)制保證閥門在規(guī)定的服役期內(nèi)安全運(yùn)行6Cr21Mn10MoVNbN鋼的熱模擬壓縮試驗(yàn)表明:6Cr21Mn10MoVNbN鋼在本試驗(yàn)變形條件范圍內(nèi)均可發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,其變形抗力和再結(jié)晶晶粒尺寸受形變條件影響較大;Miura H的晶界弓出形核改進(jìn)模型可以適用于高合金奧氏體氣閥鋼的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核過程;M(C、N)相析出屬于一般脫溶,主要在熱變形過程中析出,開始析出時(shí)間要早于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生或者和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶競(jìng)爭(zhēng)發(fā)生,優(yōu)先在晶界析出;而M7C3相析出機(jī)制可能為胞狀脫溶,是在熱變形結(jié)束后的冷卻過程中進(jìn)行的,是熱變形裂紋產(chǎn)生的原因之一,該析出相主要在晶界和位錯(cuò)上形核,析出受形變條件和冷卻方式影響較大;通過顯微組織的分析獲得了單道次熱變形過程中顯微組織演變機(jī)制保證閥門在規(guī)定的服役期內(nèi)安全運(yùn)行6Cr21Mn10MoVNbN鋼的熱模擬壓縮試驗(yàn)表明:6Cr21Mn10MoVNbN鋼在本試驗(yàn)變形條件范圍內(nèi)均可發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶,其變形抗力和再結(jié)晶晶粒尺寸受形變條件影響較大;Miura H的晶界弓出形核改進(jìn)模型可以適用于高合金奧氏體氣閥鋼的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶形核過程;M(C、N)相析出屬于一般脫溶,主要在熱變形過程中析出,開始析出時(shí)間要早于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生或者和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶競(jìng)爭(zhēng)發(fā)生,優(yōu)先在晶界析出;而M7C3相析出機(jī)制可能為胞狀脫溶,是在熱變形結(jié)束后的冷卻過程中進(jìn)行的,是熱變形裂紋產(chǎn)生的原因之一,該析出相主要在晶界和位錯(cuò)上形核,析出受形變條件和冷卻方式影響較大;通過顯微組織的分析獲得了單道次熱變形過程中顯微組織演變機(jī)制保證閥門在規(guī)定的服役期內(nèi)安全運(yùn)行4)研究了四種熱處理制度T1（1070oC×8h, AC+700oC×16h, AC）、T2（1070oC×8h,AC+980oC×4h,AC+700oC×16h,AC）、T（31070oC×8h,AC+845oC×24h, AC+700oC×16h, AC）和T4（1070oC×8h, AC+980oC×4h,AC+845oC×24h, AC+700oC×16h, AC）對(duì)Nimonic80A力學(xué)性能和顯微組織的影響針對(duì)葉片半精銑削工藝特征，開展加工硬化試驗(yàn)研究
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