A286铁基合金时效硬化:工程材料设计的关键因素

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高温合金,又称热强合金、耐热合金或超合金,是一类在600~1100℃的氧化和燃气腐蚀条件下能够承受复杂应力、长期---工作的金属材料。这些合金主要分为固溶强化型和沉淀硬化型两类,其中a28---金是铁基沉淀硬化型高温合金中使用广泛的一种。a28---金aisi 600的组成为fe-26ni-15cr,通过添加mo、ti、al、v和微量b进行时效处理,形成了强化的γ相ni (al,ti)、碳化物m c 和hcp结构相ni ">---性强度,以及---的加工塑性和焊接性,a28---金被广泛用于制造航空发动机高温承力部件,如涡---、压力机盘、转子叶片和紧固件等。
析出相的演变规律
a286不锈钢在时效后主要析出碳化物、γ相和η相。碳化物分为二次mc相和m c 相,二次mc相以弥散形式分布于基体,因其较小的尺寸能够阻碍位错运动,发挥一定强化作用。m c 相在晶界处析出,小尺寸的不连续m c 相能够阻止晶界移动,从而抑制晶界的生长。然而,随着温度和时效时间的增加,长大的m c 相会降低材料的韧性。γ -ni ">---的热稳定性。然而,在800℃时效48小时后,γ相呈现颗粒间的连接,显示出粗化机制的变化,从大颗粒长大、小颗粒溶解转变为颗粒间连接并长大,这一变化减缓了γ相的粗化速率。γ相在过时效后会转变为稳定的η-ni ti相。在较低温度700℃时效下,扩散驱动力较小,溶质原子主要通过晶界通道扩散,导致η相首先在晶界处形核并逐渐长大。随着时效温度的升高,晶内原子扩散速度加快,溶质原子逐渐在晶内析出并形成针状η相,终成为主要的析出相。由于η相与基体成分差异较大,因此随着η相的形成和增大,周围的基体形成了ti元素贫化区,使周围的γ相的ni、ti等元素扩散出去,形成γ贫化区y-free zone。γ贫化区的存在表明,η相的生长是以γ相的溶解为代价的。
时效处理对力学性能的影响
在650和700℃时效后,试样的强度---,此时晶粒尺寸相对时效前变化不大。这表明,此时强度的提高主要归因于γ相的析出。γ相能够阻碍位错运动,从而提高试样的抗拉强度。γ相与位错的相互作用取决于其平均尺寸。当平均尺寸较小时,γ相与基体错配度较小,位错切过γ相,此时,γ相对强化的贡献较小;当γ相长大到一定程度时,位错无法切过而只能绕过,实现了orowan强化,这时能够发挥较好的强化效果。orowan强化机制中,颗粒尺寸越大,强化效果越弱。因此,当γ相的平均尺寸达到两种机制转变的临界尺寸时,强化效果---。研究发现,在a286不锈钢中,两种机制转变的临界γ相半径约为15nm ">---下降,并随着时效时间的延长而进一步降低。900℃时效后,晶粒尺寸明显粗化,析出物基本回溶进基体,导致抗拉强度进一步降低。在冷变形后,由于加工硬化的作用,试样的强度得以提升,但塑性和韧性下降。a286不锈钢时效后试样出现回复和再结晶现象,预变形引入的位错等缺陷随着原子的扩散逐渐消失,使得试样的断后伸长率随着时效温度的提高和时效时间的延长而增加。
1 a286不锈钢时效后的主要析出物为:碳化物、γ相和η相。在650℃时效后,γ相开始析出,随着时效温度和时效时间的增加而逐渐增大,其粗化方式基本符合lsw理论。但在800℃长时效后,γ相粗化机制发生变化,由大颗粒长大、小颗粒溶解转变为颗粒间连接并长大的方式,使得γ相的粗化速率减缓。在过时效后,γ相转变为稳定的η-ni ti相,η相在700℃时效后开始析出,首先以晶界胞状方式生成,但随着时效温度和时效时间的增加,晶内针状η相成为主要析出方式。
2 在650℃和700℃时效后,试样的强度---,这主要是由于γ相的析出。随着时效温度的升高,γ相的尺寸增大和η相的析出共同导致了强度的降低。


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