基于GA-BP和PSO-BP神经网络的SLM GH3625高温合金残余应力预测研究

采用PSO-BP和GA-BP混合算法的人工神经网络模型预测了选区激光熔化成形GH3625高温合金的残余应力。通过响应面法为实验设计生成样本集,以激光功率、扫描速度和扫描间距作为模型的输入层,以残余应力作为模型的输出层进行预测优化。采用相关系数R^(2)和平均绝对相对误差e_(AARE)评价指标对预测模型进行了验证和对比分析。结果表明:BP、 GA-BP和PSO-BP神经网络模型均能够较好地预测不同工艺参数下GH3625高温合金的残余应力,且通过算法优化后的BP神经网络具有更高的预测精度。其中GA-BP神经网络对选区激光熔化成形GH3625高温合金残余应力的预测精度最高,模型性能更优越,其相关系数R^(2)和相对平均绝对误差e_(AARE)分别为0.909和2.06%。

GH3625合金在75%Na_(2)SO_(4)-25%NaCl环境中热腐蚀行为研究

将GH3625合金置于750℃下,75%Na_(2)SO_(4)-25%NaCl熔盐环境中以研究GH3625合金的热腐蚀行为,使用扫描电镜、能谱仪以及X射线衍射仪等设备对腐蚀后合金表面形貌、元素分布以及物相鉴定等进行研究分析。研究结果表明:组织为奥氏体等轴晶的GH3625合金腐蚀增重曲线呈现“两级”增重规律。合金在熔盐中腐蚀后,由腐蚀层最外层到合金基体结构依此为尖晶状NiO和片层状NiCr_(2)O_(4)、存在少许缺陷但相对致密的Cr_(2)O_(3)氧化层、带有孔洞的“蜂窝”状Ni_(2)S_(3)硫化层、基体贫Cr层以及合金基体。GH3625合金在750℃下,75%Na_(2)SO_(4)-25%NaCl熔盐环境中造成氧化膜失效的主要腐蚀反应为Cr_(2)O_(3)与Cl-以及Na_(2)O的反应,反应生成CrO_(2)Cl_(2)和NiCr_(2)O_(4)铬酸盐。

固溶温度对GH3625接头组织及性能影响研究

对GH3625合金等离子焊接接头进行不同温度固溶处理,使用光学显微镜、扫描电镜、万能拉伸试验机和维氏硬度计等设备研究固溶温度对GH3625合金接头组织与力学性能影响.研究结果表明GH3625合金等离子焊接接头焊核组织为树枝晶,熔合线为粗大胞状晶,母材为奥氏体等轴晶;固溶处理后接头各部分组织和析出第二相会随固溶温度升高而变化,在固溶温度为1100℃时,焊缝处树枝晶和Leaves相几乎完全溶解于基体中,且此时母材奥氏体晶粒开始出现长大现象,温度升高至1150℃后,焊缝处胞状晶和母材奥氏体晶均出现异常长大现象;在固溶温度为1100℃时,接头力学性能最佳,抗拉强度为742.3 MPa,与焊态765.1 MPa相当,延伸率达到42.8%为焊态137.2%,试样断裂方式为断裂于母材侧的韧性断裂.

热处理对GH3625合金管材组织和性能的影响

采用不同温度对GH3625合金热挤压管材进行热处理,研究了热处理对GH3625合金管材组织演变和性能的影响。结果表明,热处理温度对晶粒长大影响比较明显,随热处理温度升高,晶粒长大温度为970℃到1150℃,当温度达到1180℃时,晶粒迅速长大,同时热处理温度改变雪花状Ni_2(Cr,Mo)相析出和分布。GH3625合金管材的硬度值与晶粒尺寸符合Hall-Patch关系式。随热处理温度升高,GH3625合金抗拉强度降低,断后伸长率增加。热处理前后GH3625合金的断裂均视为韧窝断裂和部分沿晶断裂的混合型。

GH3625合金中析出相的热力学计算

利用JMatPro金属材料相图与性能计算软件和相应的镍基高温合金数据库,计算GH3625合金中析出的平衡相,研究不同合金元素C、Al、Ti、Fe质量分数的变化对主要析出相的影响,并分析各相的析出规律.结果表明:GH3625合金中的主要平衡相有γ相,Ni_2M相,μ相,δ相,γ′相以及3类碳化物相(MC、M6C、M_(23)C_6);C质量分数的增加使3类碳化物的析出温度和最大析出量显著提高,但当C质量分数大于0.04%时,MC的析出温度无显著变化;Al、Ti质量分数的增加对γ′相的析出规律有明显影响,且Al的影响明显大于Ti;Fe质量分数升高对M6C、M_(23)C_6相的析出温度影响显著,分别下降115、102℃,但对碳化物的最大析出量无明显影响,随Fe质量分数的增加,Ni_2M相的析出温度下降82℃,析出量减少31.28%.

GH3625合金管材冷变形行为及热处理工艺研究

通过室温压缩试验、数学模型拟合、光学显微镜和洛氏硬度计等手段,并建立GH3625合金管材冷变形本构方程,研究了冷变形及热处理对GH3625合金管材组织和性能的影响。研究表明,GH3625合金管材加工硬化规律基本符合Hollomon方程,其中冷变形量是影响加工硬化的主要因素;随着冷变形量的增大,晶粒的变形程度增大,晶粒的变形均匀性逐渐改善,平均晶粒尺寸减小;合金的平均晶粒尺寸随热处理温度的升高呈现出先减小后增大的趋势,在1 100~1 250℃范围内晶粒长大激活能为180.46kJ/mol;硬度随热处理温度的升高而降低,且在晶粒长大过程中合金的硬度值与平均晶粒尺寸满足Hall-Patch关系式。

冷变形GH3625合金管材中间退火过程中的组织演变

通过室温压缩试验、数学模型拟合、金相分析以及洛氏硬度计等手段,研究了冷变形GH3625合金管材中间退火过程中的组织演变规律,并建立了中间退火过程中再结晶晶粒长大方程。研究表明:随着冷变形量的增加,合金组织均匀性逐渐变好,硬度值显著增加,特别是冷变形量0~50%的阶段更为明显;随着退火温度的升高,晶粒长大速率加快;GH3625合金管材在1120℃/15 min/AC下进行退火处理,组织为均匀细小的完全再结晶晶粒,是适宜的中间退火工艺;所建立的晶粒长大模型预测结果与实测值吻合较好。

固溶处理对GH3625合金板材组织及性能的影响

通过OM、SEM、EDS能谱分析和万能拉伸试验机以及洛氏硬度计等手段研究了固溶处理对GH3625合金板材组织和力学性能的影响。结果表明:固溶处理后合金的晶粒基本上呈等轴状态,且内部存在大量退火孪晶;当固溶温度高于1 130℃时,合金中的碳化物几乎完全溶解到基体中;在890~1 190℃固溶时,晶粒尺寸随温度的升高而增加,且晶粒长大激活能Qg为227.18kJ/mol;在不同的固溶温度下,晶粒尺寸与GH3625合金的室温力学性能符合Hall-Petch关系,合金的强化机制主要为细晶强化;随着温度的升高,GH3625合金板材的断裂方式由脆性断裂逐渐演变为明显的韧性断裂。

固溶处理温度对GH3625合金热挤压管材微观组织和力学性能的影响

采用SEM、EDS和XRD等手段研究了不同固溶处理温度对GH3625合金热挤压管材组织性能的影响。结果表明,1 120℃是合金组织和力学性能的一个转折点。当固溶处理温度为910~1 120℃时,由于晶界处NbC相的钉扎作用,使得晶粒长大缓慢,合金硬度和强度缓慢下降;当固溶温度超过1 120℃时,NbC相大量回溶,钉扎作用减弱或消失,晶粒急剧长大,合金硬度和强度的下降趋势明显增大。随着固溶温度的升高,合金断口中的韧窝变得大而深邃,塑性逐渐提高;当固溶温度超过1 120℃时,拉伸断口基本以韧窝为主。GH3625合金热挤压管材在固溶处理时间为1h时的最佳固溶处理温度为1 120℃。

纯镍与GH3625合金热压缩行为研究及本构解析

利用Gleeble-3500热模拟试验机对铸态纯镍及GH3625合金在变形温度900~1200℃、应变速率0.1~10 s^(-1)、应变量60%条件下,进行了热压缩实验.研究分析了纯镍以及GH3625合金的热塑性变形规律,并构建了本构方程,绘制了2种材料不同变形参数下的热加工图,分析了热加工图稳定与失稳区所对应的组织特征.研究发现纯镍在热压缩变形时,失稳区组织出现晶粒层级分化现象.通过对热加工图分析研究,确定纯镍最优热变形温度为1050℃,最优应变速率为0.1 s^(-1);GH3625合金最优变形温度为1170℃,最优应变速率为0.1 s^(-1).

时效处理对GH3625合金管材组织及性能的影响

采用OM、SEM、EDS能谱分析、万能拉伸试验机等手段,研究不同温度的时效处理对退火态GH3625合金管材组织及力学性能的影响。结果表明：随着时效温度的升高,晶界逐渐发生宽化,晶界碳化物的长大较为明显;800℃时效时,随时效时间的延长,晶界处析出的碳化物颗粒越来越密集,但是碳化物颗粒的尺寸并未发生明显变化,同时晶界和孪晶界还析出了少量由晶界向晶内延伸的针状δ相;时效处理后GH3625合金管材的晶粒组织仍为等轴晶粒,而时效过程中晶界析出相（碳化物、针状δ相）将会显著影响晶粒生长速率;800℃时效初期碳化物的形成减弱了固溶强化效应,时效后期δ相的析出起到一定的弥散强化作用,从而使合金的强度先降低后升高。

均匀化态GH3625合金热加工图及短流程热挤压管材研究

在Gleeble-3800热模拟机上对均匀化态GH3625合金进行等温热压缩实验,研究了该合金在变形温度为800~1 200℃、应变速率为0.01~10 s^-1条件下的热变形行为。利用动态材料模型建立了均匀化态GH3625合金的热加工图,然后基于热加工图在卧式挤压机上对均匀化态GH3625合金进行短流程热挤压管材试验,并验证了其可行性。研究表明,GH3625合金在热压缩变形过程中,加工硬化和动态再结晶软化共同发挥作用,使得真应力-真应变曲线呈典型的动态再结晶特征。加工图中的安全区为变形温度1 150~1 200℃、应变速率0.01~0.1 s^-1,该区域的最大峰值效率为0.48。空心管坯在挤压温度为1 150℃、挤压速度为50 mm/s和挤压比为7.4的条件下,成功挤压出规格为Φ43 mm×9.5 mm的GH3625合金荒管,其组织及力学性能接近于传统热挤压工艺制备的管材。

GH3625合金冷变形硬化、退火软化行为及其组织特征

采用SEM、OM及XRD和压缩试验等手段,研究GH3625合金管材在冷塑性变形和退火热处理过程中位错密度和硬度的变化规律,探讨合金中孪晶的形态及其形成机制。结果表明:冷变形量是影响GH3625合金管材塑性变形机制的主要因素,ε<0.05时,塑性变形以滑移变形为主,其主要硬化机制是位错强化;随着冷变形量的增加,合金的位错密度和硬度显著增加,组织中产生大量的形变孪晶,塑性变形方式由滑移主导的变形转变为以孪生为主导的变形,其主要的硬化机制是孪晶强化;随着退火温度的增加,GH3625合金管材的位错密度和硬度逐渐降低,退火孪晶的形态从中止型逐渐转变为穿晶型。GH3625合金管材在冷变形和退火过程中出现不同形态的孪晶,可分为中止型孪晶和穿晶型孪晶,前者的形成机理是不全位错按极轴运动的结果,后者形成的本质是层错。

GH3625合金管坯热挤压温度研究

利用卧式3150吨挤压机对GH3625合金进行挤压管坯试验:在相同润滑条件、挤压比、挤压速度的情况下,采用不同的温度对GH625合金官品进行热挤压开坯,并取样观察显微组织,经分析讨论得出:GH3625合金在挤压过程中易出现闷车、断裂、爆裂等异常状况;为使GH3625合金挤压过程成型性良好,并具有良好的显微组织管坯,应将加热温度控制在一定温度下。

碳含量及热加工变形量对镍基合金GH3625组织和性能的影响

将含C量0.031%、0.048%和0.055%的GH3625合金由Φ480 mm铸锭锻造成Φ155 mm,轧制成Φ90 mm的棒材,后续固溶处理为加热至1000℃,保温1 h后空冷;将C含量0.023%Φ480 mm铸锭分别锻造至Φ180 mm、Φ155 mm和Φ135 mm,将Φ155 mm的锻棒在450横列轧机上分别轧至Φ90 mm和Φ80 mm,后续进行固溶处理为加热至950℃,保温1 h后空冷。试验结果表明:当C含量由0.031%增加至0.055%时,GH3625合金的屈服强度和抗拉强度分别由419和862 MPa增加至597和938 MPa,合金的伸长率和断面收缩率变化不大;随着变形量由85.9%增至97.2%,0.023%C GH3625合金的晶粒度由4级变为6级,力学性能得到提升。

原位观察不同冷却速率下GH3625合金的凝固过程

利用带有红外加热炉的共聚焦激光扫描显微镜(CLSM)对GH3625高温合金在不同冷却速率(30℃/min、100℃/min和200℃/min)下的凝固过程进行了动态原位观察,通过差示扫描量热分析仪(DSC)、扫描电镜(SEM)和能谱仪(EDS)研究了凝固后的组织形态及相的析出规律。结果表明,GH3625合金的液相线温度在1 356.5℃,在凝固过程中自由表面液相分数随温度和时间的变化关系满足Avrami方程;凝固过程中主要相的析出顺序依次为γ基体相、碳化物和Laves相;在GH3625合金凝固过程中,随着冷却速率的增大,枝晶细化,枝晶间距减小,成分偏析减轻,Laves相分布更加弥散,且以析出共晶Laves相为主;凝固末期大量的Nb元素富集在枝晶间和晶界,这是形成Laves相的主要原因。

GH3625镍基合金的铸态组织及均匀化处理工艺研究

利用光学显微镜、扫描电镜和电子能谱仪研究了700℃超超临界发电机组缸体用GH3625镍基合金真空感应熔炼电极锭的铸态组织及均匀化处理工艺,得出GH3625真空感应熔炼电极锭的均匀化热处理工艺应为1200~1220℃保温32 h。

GH3625合金激光直接成形工艺

为了研究工艺参数对金属激光直接成形零件质量的影响,通过正交试验的方法对单道单层GH3625合金激光直接成形工艺进行了研究,主要探究了激光功率、扫描速度、送粉速度等参数对单道单层成形截面宽度和高度的影响规律,提出预测模型并做了验证。结果表明,在单道单层成形中,激光功率、送粉速度、扫描速度等工艺参数对单道宽度和高度具有不同程度的影响,其中,对于单道成形宽度和高度来讲,扫描速度对其影响最为明显。试验验证结果表明借助Minitab软件得到的线性回归模型是有效的。

9Cr18Mo/GH3625异种合金燃油组件激光焊接头的组织分析

针对发动机燃油组件的焊接性问题,采用光学显微镜观察了9Cr18Mo/GH3625环焊缝脉冲激光焊接头显微组织,采用硬度计测量了接头显微硬度分布,研究了接头各区域的组织演变。结果表明,激光焊接头表面成形良好,由于经历二次加热,接头定位焊点处易出现气孔、热裂纹缺陷。脉冲激光的间隙加热使焊缝组织呈明显的分层,焊缝底部为柱状晶,焊缝中部和顶部均为等轴晶,等轴晶的尺寸在焊缝中部发生突变;接头9Cr18Mo合金侧热影响区宽度约为0. 5 mm,焊接的高温作用使该区发生晶粒长大和碳化物溶解,且越靠近焊缝,碳化物溶解现象越明显; GH3625合金侧热影响区宽度约为0. 4 mm,该区晶粒发生长大;接头自9Cr18Mo合金侧至GH3625合金侧显微硬度逐渐降低,9Cr18Mo合金侧热影响区靠近熔合线位置生成高碳马氏体使显微硬度显著升高。

固溶温度对选区激光熔化GH3625合金显微组织及力学性能的影响

采用选区激光熔化(SLM)成形GH3625合金,采用单因素法研究了固溶温度对SLM成形GH3625合金组织及力学性能的影响,并初步探讨了其机理。结果表明,随固溶温度的升高,Laves相完全固溶,针状δ相和碳化物大量弥散析出,组织趋于均匀化;合金的维氏硬度和抗拉强度呈现出先增后减的趋势,在900℃时,维氏硬度和抗拉强度达到最大,分别为324 HV和990.82 MPa,拉伸伸长率保持在34%以上,且断口伴有韧窝,合金为塑性失效。