Al-Cu-Mg-Ag耐热铝合金高温蠕变行为

在100-210℃和150-300 MPa的条件下,研究了Al 5.3Cu-0.8Mg-0.5Ag-0.3Mn-0.15Zr耐热铝合金的蠕变行为,探讨了时效状态对合金高温性能的影响.结果表明:在相同蠕变条件下,欠时效态合金的稳态蠕变速率远远低于峰时效态合金.在210℃/200 MPa 下,欠时效态合金的蠕变断裂时间为7...     

Ti-600合金蠕变性能及硅对其蠕变性能的影响

研究了Ti-600合金在3种温度(550、600、650℃)、5种应力(150、200、250、300、350 MPa)下的蠕变性能,并分析了硅化物对合金蠕变性能的影响。研究结果表明,Ti-600合金具有较小的稳态蠕变速率及较大的蠕变激活能,反映出该合金具有较好的蠕变抗力。当温度升高、应力增大时,Ti-600合金的稳态蠕变速率增大。600℃下,当蠕变应力高达350 MPa时,Ti-600合金的稳态蠕变速率低至3.72×10-7s-1。Ti-600合金的蠕变激活能最高可达574.6kJ？mol-1,最低为332.7 kJ？mol-1。在蠕变过程中,Ti-600合金内析出了S2型(TiZr)6Si3硅化物,能够钉扎位错、阻碍位错滑移,提高合金的蠕变抗力。     

挤压态Mg-8Gd-1Er-0.5Zr合金的抗蠕变性能

研究了挤压态Mg-8Gd-1Er-0.5Zr合金在不同温度(150～200℃)和应力(50～70MPa)条件下100h的蠕变行为。利用OM、TEM等手段观察了蠕变过程中的组织演变规律,并对蠕变机理进行了分析。结果表明,在本实验条件下,合金表现出优异的抗蠕变性能,所有的蠕变曲线均呈现出减速蠕变和稳态蠕变两个阶段;在150℃/50 MPa时稳态蠕变速率仅为6.48×10~(-11)s~(-1),蠕变量为0.007%;在200℃/50 MPa时稳态蠕变速率为4.26×10~(-9) s~(-1),蠕变量为0.226%;温度较低时(150℃)主要为扩散蠕变控制机制,温度较高时(175,200℃)蠕变机制以位错蠕变为主。蠕变过程中晶内析出的β′相与镁基体具有一定的位相关系:(020)β′//[10 10]Mg,[001]β′//[0001]Mg,阻碍位错运动,而晶界析出的β相可以钉扎晶界。二者协同作用,促进合金高温抗蠕变性能的提高。     

挤压态Mg-8Gd-1Er-0.5Zr合金的蠕变性能研究

本文研究了挤压态Mg-8Gd-1Er-0.5Zr合金在不同温度(150-200 ℃)和应力(50-70 MPa)条件下100 h的蠕变行为,利用OM、TEM等手段观察了蠕变过程中的组织演变规律,并对蠕变机理进行了分析。研究结果表明,在本文试验条件下,合金表现出优异的蠕变性能,所有的蠕变曲线均呈现出减速蠕变和稳态蠕变两个阶段;在150 ℃/50 MPa时稳态蠕变速率仅为6.48×10-11s-1 ,蠕变量为0.007%;在200 ℃/50 MPa时稳态蠕变速率为4.26×10-9s-1,蠕变量为0.226%;温度较低时(150 ℃)主要为扩散蠕变控制机制,温度较高时(175 ℃、200 ℃)蠕变机制以位错蠕变为主。蠕变过程中晶内析出的β′相与镁基体具有一定的位相关系：(020)_β′∥_Mg,[001] _β′∥[0001]_Mg,阻碍位错运动,而晶界析出的β相可以钉扎晶界。二者协同作用,促进合金高温蠕变性能的提高。     

Mg-6Al-1Zn-1.8Gd-0.9Y镁合金的高温蠕变行为

研究了Mg-6Al-1Zn-1.8Gd-0.9Y镁合金的高温蠕变行为。结果表明:Mg-6Al-1Zn-1.8Gd-0.9Y合金在50MPa、150℃的蠕变量为0.86%,稳态蠕变速率为1.8×10~(-8) s~(-1);经热处理后的合金在50MPa、150℃的蠕变量为0.36%,稳态蠕变速率为8.9×10~(-9)s~(-1),基本可满足高温下的使用要求。铸态合金在50MPa下的蠕变激活能为24.3kJ/mol,热处理后的合金在50、70MPa下的蠕变激活能分别为23.4、34.3 kJ/mol,这与晶界滑移激活能接近。     

快速凝固/粉末冶金Mg-6wt％Zn-5wt％Ca合金的压缩蠕变行为研究

采用雾化-双辊急冷法和热挤压工艺,制备了快速凝固/粉末冶金Mg-6wt％Zn-5wt％Ca合金,研究了合金在150～200℃和压力为30～70MPa的压缩蠕变行为.结果表明,随温度和应力的升高,合金的压蠕变量增大,稳态蠕变速率的对数分别与应力的对数和温度的倒数呈线性关系,稳态蠕变速率符合半经验公式;在175℃时,应力指数n为2.27;在70MPa条件下,表观激活能Qa为133 kJ/mol;合金的压蠕变速率由镁的自扩散和位错滑移控制.     

挤压铸造Mg-9Gd-1Y-0.5Zr活塞的组织与性能

挤压铸造了Mg-9Gd-1Y-0.5Zr(GW91)活塞,研究了固溶时效态(T6)活塞顶部及裙部的力学性能,以及在200～300℃的蠕变性能.结果表明,活塞经过固溶时效处理后,晶粒内部析出相均匀析出,顶部和裙部平均晶粒尺寸分别为140、80 μm; T6态活塞的抗拉强度随温度增加而降低,当温度为300℃时,活塞顶部及裙部抗拉强度分别达到210、223MPa;T6态活塞稳态蠕变速率随温度及应力增加而增大,在300℃、50 MPa蠕变条件下,活塞顶部及裙部稳态蠕变速率分别为7.81×10-8 s-1、1.45×10-7 s-1,蠕变100 h后蠕变量分别为2.8％、3.0％,优于现阶段商用活塞材料Al-Si合金的高温抗拉强度和抗蠕变性能.     

Ti-600合金的高温蠕变行为

研究了Ti-600合金在550～650℃下的高温蠕变行为,实验应力为150～300 MPa.计算了合金在不同应力、不同温度下的稳态蠕变速率、应力指数及蠕变激活能,并在此基础上研究了其蠕变强化机制.蠕变应力为300 MPa时,Ti-600合金的蠕变激活能Q=490.1 kJ/mol;650 ℃,合金的蠕变应力指数n值在6.5～8.5之间变化,表明在实验温度范围内合金的蠕变变形以位错攀移为主,以位错的滑移为辅.     

Mg-5wt％Sn合金铸态和时效态的高温蠕变性能

通过压缩蠕变试验研究了铸态和时效态(T6)Mg-5wt%Sn合金在应力为25MPa,温度为150、175和200℃下的高温蠕变性能,并测试了室温拉伸性能.结果表明,时效处理后的压蠕变性能有很大的提高,时效态合金室温抗拉强度也有明显改善.时效态合金高温压缩蠕变性能的提高和室温强度的改善与Mg2Sn弥散析出强化有关.     

挤压铸造AZ91-Ca镁合金的压缩蠕变行为

研究了温度和应力对挤压铸造AZ91-Ca合金压缩蠕变行为的影响,并对蠕变机制和微观组织演变进行了分析。研究发现:在测试温度150℃和应力50 MPa条件下,挤压铸造AZ91-Ca合金的最小蠕变速率仅为2.60×10~(-9)s~(-1),100 h后蠕变变形量仅为0.98%;在测试温度200℃和应力100 MPa条件下,最小蠕变速率达到8.93×10~(-7)s~(-1),20 h后蠕变变形量即达到12.71%。随着测试温度的升高和应力的增大,压缩蠕变过程加速,蠕变变形量和最小蠕变速率迅速升高。在测试温度200℃和应力50~100 MPa范围内,其应力指数n≈8.3,而在应力100 MPa和测试温度150~200℃范围内,其激活能Q≈124 k J。压缩蠕变过程中,二次Mg_(17)Al_(12)相不断析出。与高应力相比,高温更能促进二次Mg_(17)Al_(12)相的析出。     

Cu含量对Al-Cu-Mg-Ag合金蠕变行为和微观组织的影响

对比研究了Al-xCu-Mg-Ag-Mn-Ti-Zr-Sc(x=5.23、5.56、5.82)合金的力学性能和微观结构。结果表明,3种试验合金的室温抗拉强度变化不大,但高温蠕变性能却发生大幅改变,欠时效状态下当w(Cu)=5.82%时的合金的蠕变性能最为优异,其在高温、高压力条件下(200MPa/240℃),蠕变断裂时间为64.43h,约为其他两种合金的3倍;在高应力条件下(250 MPa/200℃),稳态蠕变速率为6.47×10~(-7) s~(-1),仅为其他两种合金的2/5。3种试验合金的主要强化相均为Ω相,但其密度存在较大差异,此外还存在大量变形的W-AlCuScZr相。     

预压缩处理对镍基单晶高温合金蠕变变形机制的影响

对[001]取向镍基单晶合金进行预压缩处理,获得P-型筏状结构后进行拉伸蠕变实验,测定P-型γ'合金(预压缩态)与立方γ'合金(热处理态)的相对蠕变性能.结果表明:在800 ℃,600 MPa条件下,P-型γ'合金的初期蠕变应变及稳态蠕变速率相对较高,而持久寿命相对较短.TEM观察显示,P-型γ'合金在蠕变初始阶段除了基体中的{111}<110>多滑移启动外,位错还以层错和超位错的形式切入γ'相.在980-1020℃温度区间及恒定载荷200 MPa条件下,P-型γ'合金的稳态蠕变速率相对较低,持久寿命相对较高.在稳态蠕变初期,合金中的γ'相有效地抑制了位错沿垂直γ/γ'界面的攀移运动;而在稳态蠕变中期,γ'相被稠密的位错网包围,位错难以切入,合金的蠕变抗力提高.     

AZ81-1.0Sm-0.6Nd镁合金的高温蠕变行为

研究了AZ81-1.0Sm-0.6Nd镁合金的高温蠕变行为。试验结果表明,在50~70 MPa、150~200℃条件下,AZ81-1.0Sm-0.6Nd合金的抗蠕变性能优于基体(AZ81),在150℃/50 MPa条件下,AZ81-1.0Sm-0.6Nd合金的稳态蠕变速率为8.82×10-7 s-1,明显低于AZ81合金的1.95×10-6 s-1的稳态蠕变速率。根据应力指数n值与蠕变激活能Qc值分析结果,随着蠕变试验温度和应力的增加,合金的蠕变机制也在发生变化。     

NbCr_2/Nb合金高温蠕变行为

采用机械合金化+热压制备了成分为Nb-22.5at.%Cr的细晶NbCr_2/Nb合金。通过Gleeble 3500型热模拟机上的恒应力压缩试验,研究了合金的高温蠕变行为,并采用透射电子显微镜观察了合金变形前后的组织。结果表明:NbCr_2/Nb合金的稳态蠕变速率随应力的增加和变形温度的升高而加快,1000℃和200 MPa条件下,NbCr_2/Nb合金的稳态蠕变速率为9.0×10-5s-1,1000℃下的应力指数为4.36,而200 MPa下的蠕变激活能为510.7 kJ·mol-1。蠕变变形过程中,Nb基体中位错的滑移、攀移和Laves相NbCr_2中的同步剪切是蠕变变形的主要方式;随着变形温度升高,Nb基体颗粒有形成亚晶的趋势,且两相颗粒界面处应力增大,Laves相NbCr_2颗粒中层错/孪晶密度增加。     

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。     

Mg-9Gd-4Y-0.5Zr合金高温蠕变行为

对Mg-9Gd-4Y-0.5Zr合金铸态的室温组织以及T6状态200、250、300℃/50 MPa条件下的蠕变行为和组织进行了研究。结果表明,铸态下合金组织主要由α-Mg固溶体和沿基体晶界分布的富含(Gd,Y)元素的片状共晶相构成。T6(固溶+时效)状态下,随着蠕变的进行,片状共晶相的数量有所增加。由合金的蠕变曲线可知,蠕变速率随温度的升高而增大。合金的蠕变机制主要是位错攀移和晶界滑移,蠕变断裂主要是通过三叉晶界处楔形裂纹形核+长大的方式实现的。     

Al-Cu-Mg-Ag耐热铝合金的热稳定性

采用力学拉伸性能测试和透射电镜微观组织观察,分析欠时效态和峰时效态Al-Cu-Mg-Ag合金的热稳定性,并研究热暴露温度和时间对合金组织与力学性能的影响.结果表明在150℃下,欠时效态合金的稳定性能明显优于峰时效态合金的;峰时效态合金的抗拉强度随着热暴露时间的延长逐渐减小,合金中的强化相Ω相和少量的θ′相逐渐发生粗化;欠时效态合金的抗拉强度随热暴露时间的延长先增大后减小,合金组织中的析出相数量先增多后减少,并发生粗化;热暴露20h后,欠时效态合金的抗拉强度达到峰值524MPa,比峰时效态合金的强度高19MPa;此时,合金组织中的Ω相呈弥散分布,并且出现大量细小的θ′相;欠时效态合金在150℃下热暴露1000h后,其抗拉强度减小为434MPa,仍能达到峰时效态合金的86%;当热暴露温度升高至200℃时,随热暴露时间的延长,欠时效态合金的抗拉强度减小,伸长率增大;热暴露1000h后,其抗拉强度降低到307MPa;在250和300℃下热暴露时,欠时效态合金的抗拉强度随时间的延长急剧减小,组织中的强化相数量明显减少,并逐步演变成粗大的平衡相θ相.     

稳定化处理对ZA27合金压蠕变的影响

采用自制的试验装置研究了稳定化处理对ZA2 7合金在常温及高温时的压蠕变行为的影响。研究表明 ,在试验温度为2 0℃到 16 0℃和压应力为 5 0MPa到 137 5MPa的范围内 ,合金在稳定化处理及铸态下的压蠕变量均随着温度和应力的升高而增大 ,稳定化处理状态下的压蠕变速率大于铸态下的蠕变速率。稳定化处理后 ,合金在压蠕变过程中的负蠕变量及出现负蠕变的温度和应力范围减小。两种状态下的稳态蠕变速率均符合于半经验公式ε·s=Aσnexp(-Qa/RT)。但在不同的温度稳定化处理后 ,合金的应力指数n和表观激活能Qa 均低于铸态时的应力指数和表观激活能 ,而合金的材料结构常数 (A =0 0 7)高于铸态时的材料结构常数 (A =0 0 0 2 )。在两种状态下 ,合金的稳态蠕变速率均是由锌的点阵自扩散和位错的攀移所控制     

Mg-Y-LPC合金的压蠕变行为

采用自制的试验装置研究了Mg- Y- LPC合金在铸态条件下的压蠕变行为。结果表明,在试验温度为180℃到280℃和压应力为183MPa到231.6MPa的范围内,合金的压蠕变量随着温度和应力的升高而增大。合金的稳态蠕变速率符合Dorn方程εs=Aσnexp(- Qa/RT)。合金的应力指数n为2.49,表观激活能Qa为88.42kJ/mol。合金的压蠕变速率由镁的点阵自扩散和位错攀移所控制,同时,晶界滑移起了重要作用。     

Al-0.6Mg-0.4Si铝合金的蠕变变形行为及稳态蠕变本构模型的建立

采用蠕变拉伸实验研究了Al-0.6Mg-0.4Si铝合金在低于其屈服强度的应力和不同温度作用下的蠕变时效变形行为。建立了稳态蠕变速率与加载应力、实验温度之间关系的数值模型。结果表明,固溶态Al-0.6Mg-0.4Si铝合金第一阶段的蠕变速率随时间延长而不断降低。随着温度和应力的增大,蠕变曲线由第一阶段进入第二阶段的时间不断延迟,且第一阶段的蠕变量及总的蠕变量不断增大。随着蠕变时效温度和应力的提高,该合金的稳态蠕变速率逐渐增加。所建立的模型具有良好的拟合效果。