工业纯锆室温蠕变性能及显微组织研究

本文分别研究了不同状态工业纯锆在0.9R_p0.2、0.925R_p0.2、0.95R_p0.2、0.975R_p0.2蠕变应力下的室温蠕变性能,计算了不同状态工业纯锆的稳态蠕变速率及蠕变应力,并分析了退火前后以及蠕变前后工业纯锆的微观组织。试验结果表明：不同状态工业纯锆的室温蠕变均存在阈值应力,当外加蠕变应力大于阈值应力时,随着蠕变应力的增加,工业纯锆位错密度显著增加,晶界处呈现出明显的位错塞积现象;与粗晶工业纯锆相比,经250°C退火处理后的超细晶工业纯锆,既能维持晶粒尺寸及稳定的显微组织状态,同时还能保证原有的高强度并提高其塑性;另外,250°C退火处理显著提高超细晶工业纯锆室温蠕变性能,使室温蠕变应力敏感性降低,室温蠕变抗性增加。     

复合加工制备的超细晶工业纯钛室温蠕变行为研究

采用工业纯钛TA1经等径弯曲通道变形(Equal channel angular pressing,ECAP)+冷轧(Cold Rolling,CR)+旋锻(Swaging)的方法制得晶粒尺寸约为120nm的超细晶工业纯钛,通过单轴拉伸蠕变实验、透射电子显微镜(TEM)、扫描电子显微镜(SEM)等方法,研究室温下超细晶工业纯钛蠕变变形行为及机理。结果表明:在实验应力范围内,超细晶工业纯钛存在明显的室温蠕变现象;随加载应力的升高(640～760 MPa),蠕变量增加,稳态蠕变速率增大(2.8×10~(-7)～1.5×10~(-4)s~(-1));在相同蠕变应力水平(0.8σ_s)下,超细晶工业纯钛稳态蠕变速率(2.8×10~(-7)s~(-1))低于粗晶工业纯钛(8.6×10~(-6)s~(-1)),抗蠕变性能优于粗晶工业纯钛;位错滑移机理是其主要蠕变变形机理,蠕变断裂机制为韧性断裂。     

纳米压痕法测量超细晶工业纯钛室温蠕变速率敏感指数

室温下,采用复合细化(ECAP+冷轧+旋锻)工艺,制备出平均晶粒尺寸约为180 nm的超细晶工业纯钛,其抗拉强度高达870 MPa。利用纳米压痕仪对超细晶工业纯钛以恒加载速率/载荷的方式进行测试实验,通过测定压头保载阶段的压入位移和材料的硬度值计算得出室温蠕变速率敏感指数m值。结果表明:超细晶工业纯钛由于晶粒明显细化,晶界数量增多,晶界长度增加,位错增殖,在室温下表现出优良的抗蠕变能力,适合在压力环境下长期工作,其蠕变机理主要为蠕变位错机理。室温蠕变速率敏感指数m值与加载条件无关,主要由材料的微观组织决定。     

工业纯钛TA2中低温蠕变特征研究

工业纯钛TA2中低温蠕变行为存在显著的温度及应力相关性。基于外加应力水平和蠕变应变的变化关系,确定不同蠕变温度下的门槛应力水平。根据短时蠕变实验数据,利用包含稳态蠕变速率的本构方程外推稳态蠕变速率,而后进行两组相对长时的蠕变实验,证明了工业纯钛中低温蠕变是存在稳态蠕变阶段的。利用稳态蠕变速率与应力关系,计算出工业纯钛室温蠕变应力指数为6.96,也说明了外推稳态蠕变速率的可靠性。由中低温蠕变激活能随着蠕变进行变化不大（≈60KJ/mol）,且一直大于以位错为变形主导机制的变形激活能（30-40KJ/mol）,表明孪晶对于工业纯钛中低温蠕变发展整个阶段均起重要作用。根据蠕变后试样孪晶结构随温度的变化解释了TA2蠕变行为的温度相关性,同时也证明了孪晶对于TA2蠕变行为的重要性.     

固溶时效处理Ti-600合金的蠕变行为研究

研究了经α+β两相区固溶+时效处理的Ti-600合金3种温度(550、600、650℃)、3种应力(250、300、350 MPa)下的蠕变性能,通过合金的稳态蠕变速率数值求解了合金的蠕变激活能和蠕变应力指数n,并引入临界应力σ0获得合金的真实应力指数p,最后对合金的蠕变机制进行了分析。结果表明,蠕变温度升高、蠕变应力增加时,Ti-600合金的稳态蠕变速率增大,稳态蠕变时间缩短。Ti-600合金的名义蠕变激活能为473.5 k J/mol。600和650℃下,合金的临界应力σ0值分别为103.1和42.1 MPa;应力指数n分别为6.5和4.9;真实应力指数p值分别为4.23和4.22。同时构建了该合金600和650℃下的稳态蠕变速率本构方程。本实验条件下合金的蠕变均为位错攀移机制。     

工业纯钛TA2中低温蠕变特征研究（英文）

工业纯钛TA2中低温蠕变行为存在显著的温度及应力相关性。基于外加应力水平和蠕变应变的变化关系,确定不同蠕变温度下的门槛应力水平。根据短时蠕变实验数据,利用包含稳态蠕变速率的本构方程外推稳态蠕变速率,而后进行两组相对长时的蠕变实验,证明了工业纯钛中低温蠕变存在稳态蠕变阶段。利用稳态蠕变速率与应力关系,计算出工业纯钛室温蠕变应力指数为6.96,也说明了外推稳态蠕变速率的可靠性。中低温蠕变激活能随着蠕变进行变化不大(≈60 k J/mol),但一直大于以位错为变形主导机制的变形激活能(30~40 k J/mol),表明孪晶对于工业纯钛中低温蠕变发展整个阶段均起重要作用。根据蠕变后试样孪晶结构随温度的变化解释了TA2蠕变行为的温度相关性,同时也证明了孪晶对于TA2蠕变行为的重要性.     

两相共晶NiAl-9Mo合金的蠕变行为

研究了热等静压态的NiAl-9Mo合金在850-950℃和50-100 MPa下的蠕变行为.在试验应力和温度下,该合金蠕变曲线呈现出较短的减速阶段和较长的稳态蠕变阶段;其稳态蠕变速率可用幂指数蠕变方程来描述,应力指数值为4.75±0.25,表观激活能为 410.5±4.5kJ/mol.加速蠕变阶段蠕变速率的增加是由于裂纹的形成和扩展,且其断裂数据遵循Monkman-Grant规律.蠕变断口呈现出塑性断裂和沿晶蠕变断裂的混合特征,但后者比例较大,同一温度下随着应力的增大,沿晶断裂的比例呈现下降的趋势.     

不同服役条件下FGH96合金的蠕变特征

采用SEM、EBSD和TEM等手段研究了FGH96合金在650～750℃、690～810 MPa条件下的蠕变特征,揭示FGH96合金在不同服役条件下的蠕变机理。结果表明,当蠕变温度为704℃时,FGH96合金的蠕变性能随着应力水平的提高而降低;当加载应力为690 MPa时,FGH96合金的蠕变性能随着温度提高而显著降低,且FGH96合金的稳态蠕变速率对服役温度更为敏感,服役温度每提高30℃,将会导致蠕变速率提高一个数量级。当温度处于650～750℃范围、应力处于690～810 MPa范围时,FGH96合金的蠕变变形均以位错滑移为主,且位错在滑移过程中,会在(111ˉ)原子面上形成大量的微孪晶。在不同服役条件下,FGH96合金的蠕变断裂均呈现典型的沿晶断裂特征。     

铸态Mg-2Zn-1.5Cu合金组织及力学性能

利用金相显微镜、扫描电镜、透射电镜、XRD物相分析以及力学性能测试等手段,研究了Mg-2Zn-1.5Cu(at%)合金的显微组织及力学性能。结果表明:铸态合金存在较为明显的元素偏析,主要的第二相为MgCuZn相;合金的力学性能随着温度的提高而不断降低,塑性变化幅度要明显高于强度,合金的断裂方式也由低温时的沿晶断裂转变为高温时的穿晶断裂;在相同温度下,随着应力的提升,合金的稳态蠕变速率提高,蠕变机制由晶界控制转变为晶界及位错共同控制;在相同的应力下,随着温度的提升,合金的稳态蠕变速率存在数量级的提升,蠕变激活能由130kJ/mol降低到36.4 kJ/mol;在200℃,45 MPa时,出现加速蠕变阶段,发生蠕变断裂,断口存在明显的穿晶断裂特征,基体中有大量的沿基面运动的位错,部分位错发生攀移,MgZnCu相具有减缓蠕变变形的作用。     

基于可靠度的Incoloy800H管材蠕变性能分析

结合蠕变特征量-温度参数模型,研究了Incoloy800H管材在600～1050℃下的蠕变行为,拟合得出材料稳态蠕变速率、蠕变断裂时间、蠕变第3阶段起始时间的可靠性方程,并建立了管材容许应力与服役温度、可靠度的关系.结果 表明,确定的蠕变特征量可靠性方程可以较好地预测Incoloy800H管材稳态蠕变速率、蠕变断裂时间...     

TiAl基铸造合金的蠕变行为研究

研究了名义成分为Ti-46Al-2Cr-2Nb-0.15B合金在700～850℃,140～300MPa的蠕变条件下的蠕变性能和蠕变机制。研究表明,在蠕变过程中随着温度和载荷的增加,合金的最小蠕变速率随之增大;TiAl基合金在700～850℃,140～300MPa下的最小蠕变速率可用蠕变方程εmin=A(σ)4.7exp(-280/RT)来描述;在该蠕变条件下的蠕变行为主要受位错攀移控制。     

CREEP BEHAVIOR MODELING OF UDIMET 720Li SUPERALLOY

Constant load creep tests on isothermally forged Udimet 720Li, an advanced superalloy for gas turbine disc application, were run in the stress/temperature field 900-450MPa/650-700℃ produeing rupture times in the 20-5000h range. The creep curves have shown a predominant accelerating creep stage, that has been described by the following equation:     

蠕变塑性伸长率测定方法分析

结合蠕变试验结果，研究和分析了三种测定蠕变塑性伸长率的方法。     

智能计算测量系统的设计及应用

通过对蠕变试验全过程的计算机智能化控制,连续加载后,将加力过程的全部变形量采集数据用最小二乘法进行线性拟合,计算加载后的初始弹性变形和塑性变形,计算结果更加准确。实现了蠕变ε-τ曲线的实时描绘和所有特殊变形点的时间及特殊时间点的全自动化采集,分3个阶段存储变形采集数据,数据采集更加精确合理,实时计算显示蠕变同轴度,确保试验过程装夹合格,提高了蠕变试验的测控技术水平。     

Creep resistance of as-cast Mg-5Al-5Ca-2Sn alloy

In the present study, creep properties of as-cast Mg-5Al-5Ca-2Sn(AXT552) alloy were investigated by means of a GWT304 creep testing machine at temperatures of 175 °C and 200 °C in the stress range of 35-90 MPa. Results show that creep rates increase with applied stress at an identical temperature. Creep strain at 100 hours is 0.0518% and 0.083% at creep conditions of 175°C/75 MPa and 200°C/60 MPa, respectively, which is comparable to MRI230 D and much lower than most of AX series alloys. By the observation and analysis for samples before and after creep tests using a Shimadzu XRD-7000 type X-ray diffractometer(XRD) and a Hitachi S-3400 N type scanning electron microscope(SEM), it was found that Al_2Ca(C15) phase precipitated out of C36 phase or matrix. The cavity formation and connection at the interface of soft matrix and hard intermetallics caused the propagation of cracking along the eutectic phase during creep process and dislocation accommodated grain/phase boundary sliding is expected to be the dominant creep mechanism.     

工业纯钛TA2的低温蠕变行为(英文)

对工业纯钛TA2在150℃（精对苯二甲酸装置钛冷凝器的工作温度）下的蠕变行为进行了研究。单轴拉伸蠕变试验结果表明,150℃下TA2材料蠕变第1阶段服从指数规律 ε = βt°。第1阶段蠕变衰减速度（时间指数口值）分别在160-200MPa和220-240MPa的试验应力范围内呈分阶段恒定的趋势。在较低的应力条件下（低于200MPa）,蠕变第1阶段的衰减速度较大,第2阶段存在蠕变饱和现象,且随着应力的降低,达到饱和所需的时间缩短。由此可以推论,第2阶段蠕变饱和的出现与第1阶段蠕变衰减速度密切相关,且在低温和较低的应力条件下,蠕变行为主要以第1阶段为主。     

镍基单晶合金筏化规律及蠕变持久寿命模型在复杂应力状态下的考核

利用双剪切蠕变试样在受剪切区的筏化试验结果和不同晶体取向试样的蠕变持久寿命试验结果，对镍基单晶合金的蠕变筏化预测模型和蠕变持久寿命模型进行考核，证实此2个模型的合理性。     

单向碳纤维／热解碳复合材料的高温蠕变行为

用化学气相沉积热解碳制备了一种单向Ｔ３００（ＰＡＮ）碳纤维增强复合材料，在１９００－２３５０℃范围内测定材料的蠕变性能。用红外测温仪测量温度，温度波动控制在上±２℃内。经计算激活能为８４．８ｋＪ／ｍｏｌ，蠕变激活体积为０．７５４ｎｍ~３。在１９００，２０５０，２２００和２３５０℃的蠕变摩擦应力分别为１２７，１１５，９５．６和９０．３ＭＰａ。外推得知，蠕变摩擦应力为零时的温度为３３７５℃，约与碳的升华温度相当。     

Creep mechanism of as-cast Mg-6Al-6Nd alloy

The creep mechanism of as-cast Mg-6Al-6Nd alloy was studied. The stress exponent for creep is 5.8 under the applied stresses of 50–70 MPa at 175°C. The activation energy for creep is 189 kJ·mol⁻¹ under the applied stress of 70 MPa in the range of 150–200°C. The true stress exponent and threshold stress for creep are calculated as 4.96 and 10.2 MPa, respectively. The true stress exponent indicates that its creep mechanism belongs to the dislocation climb-controlled creep, which is in agreement with the microstructure changes before and after creep. The high value for stress exponent is attributed to the interaction of Al₁₁Nd₃ phase with dislocations. The activation energy is more than the self-diffusion activation energy of Mg, which is attributed to the load transfer taking place from the matrix to Al₁₁Nd₃ phase during creep.