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。     

低温下Sc微合金化对8xxx系铝合金导线蠕变性能的影响

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)等研究了在70 MPa的拉应力下90、120和150℃时Sc微合金化对8xxx系铝合金导线的蠕变性能及其组织形貌的影响。结果表明:在蠕变试验中,Al-0.7Fe-0.2Sc合金的稳态蠕变速率在90~150℃/70 MPa范围内为1.203×10~(-8)s~(-1)~4.346×10~(-7)s~(-1),在150℃/70 MPa下,Al-0.7Fe的稳态蠕变速率为2.027×10~(-6)s~(-1),是Al-0.5Fe-0.2Sc合金的4.6倍。Sc的添加能抑制Al_3Fe相的形核及析出。另外,在70 MPa时,低温蠕变下,Al_3Fe和Al_3Sc相的形状和尺寸没有显着变化。TEM图像显示Al_3Fe相不均匀地分布在亚晶界而不是内部晶粒中,位错环由Al_3Sc沉淀相钉扎,阻碍位错移动。     

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。     

Mg-Y-Nd合金的蠕变行为及其微观机制

以恒应力方式在Mayes试验机上对自行研制的铸造Mg—Y—Nd合金进行了压缩蠕变实验。结果表明：在温度低于300℃、应力低于100MPa条件下，Mg—Y—Nd合金具有极其优良的蠕变性能，特别是在200℃时，该合金的稳态蠕变速率较Mg—Zn—Ce合金和普通的AZ80，AM60合金降低约3个数量级；滑移和孪生是Mg—Y—Nd合金蠕变变形的基本方式；大量的β相和蠕变期间沉淀相动态析出产生的沉淀强化和晶界强化是提高该合金蠕变抗力的主要机制，MgO质点薄层(在α—Mg／β相界面间)及其独立聚合区(脱离β相)的生成、动态再结晶的发展和初生β相的断裂是降低该合金蠕变抗力的主要原因。     

AZ31镁合金中Zn含量对其高温蠕变性能的影响

在蠕变应力为5.13～11.06 MPa范围内,研究AZ31镁合金中Zn含量对其高温蠕变性能和蠕变应力指数的影响。结果表明：在同样的蠕变条件下,随着Zn含量的增加,合金的蠕变速率增加,稳态蠕变速率区域缩短;应力指数不仅与Zn含量有关,而且与蠕变温度和应力有关;390 ℃时,不同Zn含量的AZ31合金几乎具有相同的应力指数;420 ℃时,Zn含量为0.78%的AZ31合金随应力增加出现n=1和n≈3的两阶段变化,Zn含量为1.53%的AZ31合金随应力增加则出现应力指数分别为n=1、n≈3和n=6的三阶段变化。     

碳纤维长度对C_f/2024Sc铝基复合材料蠕变性能的影响

研究了不同长度(2、3、4、5mm)3%的镀铜短碳纤维增强含Sc的2024铝基复合材料的高温蠕变性能和微观结构。结果表明,在200℃、300MPa的蠕变条件下,添加了2mm碳纤维的复合材料的蠕变性能最优,其蠕变断裂时间为21.16h,稳态蠕变速率为1.05×10~(-5)s~(-1)。在不同温度(150～190℃)和不同应力(200～400MPa)蠕变条件下,复合材料的门槛应力随温度的升高而线性下降,其中添加2mm碳纤维增强复合材料的蠕变激活能最高,为83.9kJ/mol。碳纤维增强铝基复合材料的主要蠕变机制为位错攀移。     

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.     

Mg-5Gd-3Y-0.5Zr铸造镁合金的高温蠕变行为

研究了Mg-5Gd-3Y-0.5Zr铸造镁合金在不同试验温度和应力条件下的高温蠕变行为。研究结果表明,试验合金在200℃/50 MPa、60 MPa、70 MPa条件下的抗蠕变性能最稳定,100 h的总蠕变应变量分别为0.026 7%、0.050 0%和0.056 7%,稳态蠕变速率分别为3.10×10-8s-1、6.48×10-8s-1和9.06×10-8s-1。在250℃和300℃条件下的蠕变应变量和蠕变速率与200℃相比要高一到三个数量级。根据应力指数n值与蠕变激活能Qc值分析结果,Mg-5Gd-3Y-0.5Zr合金在不同试验温度和应力的条件下,合金的蠕变机制也有所不同。     

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。     

锻态AZ80镁合金的高温压缩流变行为

通过热模拟试验研究了锻造开坯后细晶AZ80镁合金的高温压缩流变行为,应变速率范围为10~(-4)~10~(-1)s~(-1),温度范围为250~410℃。结果表明:锻造开坯后镁合金塑性变形能力较铸态明显改善,热激活能降低至178.09 kJ/mol;低温条件下(250~300℃),基体析出大量Mg_(17)Al_(12)相,材料动态再结晶不充分,导致应力集中,在较高应变速率(10~(-1)s~(-1))下变形时,产生了开裂缺陷;高温条件下(350~410℃),材料发生了完全动态再结晶,在变形温度350℃,应变速率10~(-1)s~(-1)条件下,晶粒尺寸由25.6μm进一步细化至12.5μm。AZ80镁合金适宜的模锻成形条件为:温度350~380℃,应变速率10~(-2)~10~(-1)s~(-1)。     

Ca对铸态AZ61镁合金显微组织和压入蠕变行为的影响（英文）

研究含1%和3%(质量分数)Ca的AZ61镁合金的显微组织和蠕变性能。用压痕法研究在423～491K、200～500MPa应力作用下的蠕变性能。AZ61合金的显微组织包含α(Mg)基体相和Mg_(17)Al_(12)金属间化合物相。结果表明,在AZ61合金中加入Ca可通过形成(Mg,Al)_2Ca相从而减少Mg_(17)Al_(12)相含量,当Ca含量达到3%时,形成(Mg,Al)_2Ca相,Mg17Al12相消失。Ca的加入可以改善AZ61合金的蠕变性能,这是由于Mg_(17)Al_(12)相减少而形成的(Mg,Al)_2Ca相具有高的热稳定性。根据蠕变数据可以推断,管扩散-攀移控制的位错蠕变是主要的蠕变机制,Ca添加对此机制没有影响。预变形对AZ61+3%Ca合金蠕变性能的影响表明,合金的抗蠕变性能取决于(Mg,Al)_2Ca相的连续性,该相的连续性越低,合金的抗蠕变性能就越差。     

低温下Sc微合金化对8xxx系铝合金导线蠕变性能的影响北大核心CSCD

采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)等研究了在70 MPa的拉应力下90、120和150℃时Sc微合金化对8xxx系铝合金导线的蠕变性能及其组织形貌的影响。结果表明:在蠕变试验中,Al-0.7Fe-0.2Sc合金的稳态蠕变速率在90~150℃/70 MPa范围内为1.203×10^(-8)s^(-1)~4.346×10^(-7)s^(-1),在150℃/70 MPa下,Al-0.7Fe的稳态蠕变速率为2.027×10^(-6)s^(-1),是Al-0.5Fe-0.2Sc合金的4.6倍。Sc的添加能抑制Al_3Fe相的形核及析出。另外,在70 MPa时,低温蠕变下,Al_3Fe和Al_3Sc相的形状和尺寸没有显着变化。TEM图像显示Al_3Fe相不均匀地分布在亚晶界而不是内部晶粒中,位错环由Al_3Sc沉淀相钉扎,阻碍位错移动。     

镍基铸造合金稳态蠕变行为的研究

本文研究了一种高粒子含量镍基铸造合金稳态蠕变行为。通过对不同温度(800,850,900℃),不同应力(22,24,28kgf/mm~2)蠕变变形测量,得出稳态蠕变速率表达式分别为: ε_s=8.01×10~(15)exp(-53170/T) ε_s=2.01×10~(18)σ~(9.58) ε_s=1.06×10~2σ~(9.58)exp(-53170/T) 蠕变速率与应力满足乘方关系,应力指数n=9.58;蠕变速率与温度满足指数函数关系,蠕变激活能Qc=445千焦耳/克原子。本文初步探讨了合金稳态蠕变过程的机制。薄膜透射电镜和蠕变过程分析指出,带割阶位错通过间隙原子扩散由位错攀移粒子控制蠕变过程。     

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。     

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。     

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。     

AgInCd合金压缩蠕变性能研究

用RDL-50型拉伸蠕变试验机进行改装后的实验装置研究了铸态AgInCd合金在温度300~400℃及应力范围12~24 MPa内的压缩蠕变行为,分析了稳态速率与温度和应力的关系,计算了应力指数(n)和蠕变激活能(Q_a),并结合蠕变后样品在透射电子显微镜下的微观形貌及位错组态,探讨了合金的压缩蠕变机制。结果表明:随温度和应力水平的升高,合金的稳态蠕变速率增加。相比较指数关系,蠕变速率与应力之间更符合幂函数关系。300、350和400℃条件下,合金的蠕变应力指数n分别为3.31、4.09和5.77;12、18和24 MPa条件下,合金的蠕变激活能Q_a分别为68.1、103.7和131.6 kJ/mol。微观形貌以层错为主,孪生为300℃的主要蠕变机制,位错攀移生成位错墙为400℃的主要蠕变机制。     

蠕变

正金属材料在高于一定温度和一定应力作用下,即使应力小于屈服强度,也会随时间的增长而缓慢地产生塑性变形,这种现象称为蠕变,这种变形最后导致材料断裂称为蠕变断裂。蠕变极限两种表示法如下:(1)σ_ε~t:t为给定温度,℃;ε为规定蠕变速率,%/h。例如:σ_(1×10~(-5))~(600)=60 MPa,表示在600℃下,恒速蠕变速率为1×10~(-5)%/h时的蠕变极限为60 MPa。     

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。     

析出相对Al-Cu-Mg合金蠕变行为的影响

利用不同的热处理制度制备T4、欠时效、峰时效和过时效4种状态的合金,并通过恒应力蠕变拉伸实验和显微组织观察分别对不同状态合金在150℃、225 MPa和200℃、200MPa的蠕变行为进行分析。结果表明:合金在150℃蠕变时,变形主要依靠晶内的位错滑移,细小弥散分布的析出相以及固溶原子对位错的钉扎有利于降低合金的蠕变速率;4种合金在该蠕变条件下均经历较长的稳态蠕变阶段,其中峰时效合金的蠕变速率最低;合金在200℃蠕变时,变形主要依靠晶界滑移;在蠕变过程中,峰时效态和过时效态合金中形成明显的无沉淀析出带,导致其蠕变速率显著增加,并且几乎没有出现明显的稳态蠕变阶段;欠时效态合金在该蠕变条件下的蠕变速率最低。