ns333hastelloy哈氏合金(哈氏合金b2和b3的耐腐蝕性對(duì)比)
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ns333hastelloy哈氏合金
2205螺栓S31803螺栓1.4462螺栓GH2132螺栓1.4980螺栓Incoloy925螺栓660A螺栓1.4529螺栓Incoloy926螺栓Inconel601螺栓2507螺栓ALLOY20螺栓ALLOY28螺栓ALLOY31螺栓ALLOY59螺栓c-276螺栓904L螺栓254SMo螺栓660螺栓不銹鋼螺母。
哈氏合金b2和b3的耐腐蝕性對(duì)比
哈氏合金的B2裕度小于1.0%,26-30%。
<V<P<S<Cu<Al<Ta<Nb<Zr<Ti。
通過(guò)對(duì)比上表中鉬元素的含量,發(fā)現(xiàn)它們的鉬元素含量相同,因此可以推斷它們的耐蝕性沒(méi)有差別。
然而,哈氏合金B(yǎng)3是在B2的基礎(chǔ)上,通過(guò)添加Fe、Cr、W和一些稀有元素而得到的一種新型產(chǎn)品。
這些附加金屬元素的有效加入,提高了B3在某些高溫腐蝕介質(zhì)中的熱穩(wěn)定性、加工和使用性能,從側(cè)面進(jìn)一步提高了其耐腐蝕性能。
根據(jù)以上分析,B3合金的耐蝕性優(yōu)于B2合金。
哈氏合金X熱處理工藝
微觀形態(tài)分析圖1顯示了不同轟擊時(shí)間下樣品的表面形貌。
圖為未轟擊樣品的表面形貌,晶界明顯,腐蝕嚴(yán)重,晶粒清晰,內(nèi)部光滑,晶粒大小不均勻。
晶界處腐蝕較深,因?yàn)榉寝Z擊樣品是鑄態(tài)組織,晶界處可能存在一些雜質(zhì),導(dǎo)致晶界處容易腐蝕。
如圖1b所示,被轟擊一次的樣品的晶界呈白色并被腐蝕,與未被轟擊一次的樣品相比,腐蝕程度降低。
如圖1C所示,轟擊5次的樣品晶界明顯,出現(xiàn)腐蝕。
與轟擊1次的樣品相比,腐蝕沒(méi)有集中在產(chǎn)品邊界,因?yàn)殡S著轟擊次數(shù)的增加,化學(xué)成分趨于均勻。
如圖1d所示,轟擊10次的樣品晶界不明顯,腐蝕沒(méi)有集中在晶界;紋路難以辨認(rèn),內(nèi)部被腐蝕。
如圖,轟擊20次的樣品晶界無(wú)法識(shí)別,因?yàn)镽的熱應(yīng)力耦合效應(yīng)端口可以使樣品表面成分均勻化,使晶粒破碎。
但表面的腐蝕程度明顯輕于其他樣品,表面出現(xiàn)點(diǎn)蝕。
在HCPEB轟擊過(guò)程中,哈氏合金表面瞬間被加熱熔化,形成重熔層。
因?yàn)樘蓟锏娜埸c(diǎn)比基體高,所以碳化物熔化較晚;當(dāng)轟擊基體熔化時(shí),碳等元素?cái)U(kuò)散到合金中,C元素的擴(kuò)散速度明顯快于Cr元素[3]。
而且由于HCPEB轟擊產(chǎn)生的巨大熱量,使得奧氏體轉(zhuǎn)變動(dòng)量增大,從而大大增加了奧氏體形核的概率;而奧氏體往往以擴(kuò)散機(jī)制長(zhǎng)大,并且由于HCPEB作用時(shí)間極短,晶粒無(wú)法長(zhǎng)大,所以HCPEB轟擊有細(xì)化晶粒的作用。
奧氏體形成后,高C濃度導(dǎo)致C元素?cái)U(kuò)散,晶界作為C元素?cái)U(kuò)散的有效介質(zhì),使C元素沿其擴(kuò)散到合金表面,最終在邊界形成聚集的碳化物顆粒。
晶粒尺寸用不同的顏色表示不同角度的晶界并畫在晶面上,其中藍(lán)色為2。
從圖6a可以看出,一次轟擊的樣品的晶粒尺寸不均勻;從圖6b可以看出,轟擊5次的樣品晶粒較小且均勻,這是因?yàn)殡S著轟擊次數(shù)的增加,樣品表面多次熔化,晶粒細(xì)化;從圖6c可以看出,轟擊10次的樣品的晶粒尺寸略大于轟擊5次的樣品的晶粒尺寸,并且相對(duì)均勻。
由于樣品在連續(xù)轟擊過(guò)程中得到熱量,樣品表面保溫時(shí)間延長(zhǎng),晶粒長(zhǎng)大。
從圖6d可以看出,被轟擊20次的樣品的晶粒尺寸很小,并且由于在20次轟擊后注入的過(guò)量能量,晶粒尺寸被粉碎。
結(jié)論1)未轟擊樣品晶界容易被腐蝕,晶粒大小不同;噴砂后,試樣晶粒變小,腐蝕沒(méi)有集中在晶界上,表面出現(xiàn)重熔層。
2)轟擊后樣品的晶界出現(xiàn)白色顆粒狀碳化物。
3)五次轟擊后,樣品表面的晶粒取向最好,晶粒尺寸最小。
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