典型钛合金在简谐振动中的能量消耗和裂纹扩展行为

本文研究了近β-Ti合金、近α-Ti合金和(α+β)-Ti合金在0～-110℃、频率为200 Hz简谐振动过程中的振动模量及裂纹扩展行为,分析了温度对简谐振动中裂纹扩展速率及位错分布的影响,揭示了裂纹扩展机制。结果表明：低温下的简谐振动会加剧位错堆积与缠绕,从而增大阻尼,降低钛合金的振动回弹能力,提升钛合金的减振性能。其中,近β-Ti合金的储能模量整体比近α-Ti合金的低28.97%,其损耗模量和阻尼分别比(α+β)-Ti合金的高16.4%和9.88%,其低温下的减振性能优于其他两种钛合金。简谐振动在β相内产生的位错在相界累积并向相内滑移,导致应力集中和界面处微裂纹的产生,进而发生穿晶断裂。此外,伴随着β相中二次裂纹的产生,裂纹尖端受到不同方向的阻力,消耗了额外的简谐振动能量,尤其是当温度低于-60℃时,次生裂纹有效延缓了裂纹扩展速率。简谐振动在α相内产生的位错首先在相内被激活并不断向相界堆积,导致相内能量高于相界,裂纹发生沿晶扩展。在-60～-110℃温度区间,更低的损耗模量和阻尼使简谐振动能量作用在裂纹沿晶扩展上,增大了α相裂纹扩展速率。     

Microstructure of La-TZM alloy doped with rare-earth oxide La203

在TZM钼合金的基础上掺杂稀土氧化镧,用粉末冶金法生产出掺镧TZM合金。采用SEM、EDS对不同配方稀土钼合金的微观结构进行了分析。结果表明,掺镧可显著降低合金的晶粒尺寸,合金晶粒尺寸随着掺镧量的增加而减小;合金内第二相弥散颗粒不仅存在于晶界,也存在于晶内,可同时强化晶界和晶粒;间隙元素C、O会在晶界的第二相上富集,Ti在合金中会形成粗大的Ti-Mo固溶体,而C会和Mo形成粗大的Mo2C。稀土氧化镧的掺杂能促进TZM合金弥散分布的细小第二相的析i‰     

掺镧TZM合金的组织结构

在TZM钼合金的基础上掺杂稀土氧化镧,用粉末冶金法生产出掺镧TZM合金。采用SEM、EDS对不同配方稀土钼合金的微观结构进行了分析。结果表明,掺镧可显著降低合金的晶粒尺寸,合金晶粒尺寸随着掺镧量的增加而减小;合金内第二相弥散颗粒不仅存在于晶界,也存在于晶内,可同时强化晶界和晶粒;间隙元素C、O会在晶界的第二相上富集,Ti在合金中会形成粗大的Ti-Mo固溶体,而C会和Mo形成粗大的Mo2C。稀土氧化镧的掺杂能促进TZM合金弥散分布的细小第二相的析出。     

挤压态喷射成形Mg12Al1.5Zn6.5Ca1Nd镁合金组织及力学性能

利用喷射成形技术制备了Mg12Al1.5Zn6.5Ca1Nd镁合金,采用X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)等测试手段,研究了挤压态实验合金的微观组织及力学性能。结果表明:挤压态实验合金组织主要由α-Mg和Al2Ca组成,合金组织为等轴晶,晶粒大小约为2μm,第二相Al2Ca颗粒主要弥散分布在晶界处,颗粒平均尺寸小于1μm;基体内存在位错网及位错塞积,Al2Ca相中存在孪晶结构;合金抗拉强度(σb)、屈服强度(σ0.2)、延伸率(δ)分别为470 MPa、350 MPa、4.7%,主要强化方式为细晶强化、弥散强化、固溶强化;断口存在微孔聚合形成的孔洞,孔洞底部的杂质相或孔洞周围硬脆相与基体之间易萌生微裂纹,合金断裂机制为微孔聚合型沿晶断裂。     

GH4169合金非均匀组织在加热过程中的演化机理

通过对第二相状态、晶界取向差及晶粒尺寸演化的分析,研究了GH4169合金不均匀组织在加热过程中的演化机理.结果表明,GH4169合金中d相的体积分数在低温下随温度的升高和时间的延长而增加;在高温时随温度的升高而降低,随时间的延长先增加后降低至恒定值.第二相的钉扎作用表现为:晶内析出的d相和g"相阻碍位错的运动,沿晶界析出的d相阻碍再结晶晶粒的形核和长大,碳化物阻碍晶粒长大.小角度晶界的体积分数随加热温度的升高和时间的延长而降低;高温下,退火孪晶的生长使得小角度晶界含量增加.GH4169合金的组织演化机理主要包括:亚晶长大、再结晶晶粒的长大和退火孪晶的长大.新的再结晶晶粒主要通过亚晶长大过程获得,亚晶长大过程主要通过小角度晶界的转动和位错的迁移完成.晶粒长大过程受到抑制时,合金通过退火孪晶的形核及长大耗散其吸收的热量.     

新型Cr18Ni9NbTiN奥氏体不锈钢的高温蠕变行为

采用RDL100型电子高温蠕变试验机测试了新型Cr18Ni9NbTiN奥氏体不锈钢在650 ℃不同应力下的蠕变性能。利用SEM、TEM及EDS等观察分析了220 MPa下不同蠕变阶段的组织形貌。结果表明,蠕变初期,晶内位错密度急剧增加,位错发生缠结,晶内有细小的NbN相弥散析出;稳态蠕变阶段,位错形成网状结构,晶内有TiN颗粒析出,链状(Cr, Fe)23C6沿晶界析出,位错网和析出的第二相共同降低了位错可动性,改善了合金抗蠕变性能;加速蠕变阶段,大量扩展位错出现,延长了蠕变寿命。Cr18Ni9NbTiN钢蠕变断裂属于沿晶脆性断裂,晶界处发现部分(Cr, Fe)23C6剥落,三叉晶界处发现楔形裂纹。     

微量Fe对冷轧超细晶Cu-30Zn-0.15Fe合金等温退火组织演化的影响

采用OM,TEM,SEM/EBSD及硬度测试等手段,研究了微量Fe对冷轧Cu-30Zn-0.15Fe合金在573 K下等温退火过程中组织演化的影响.结果表明,Fe与合金中的杂质P形成hcp结构的Fe_2P第二相颗粒,其粒子尺寸为50~300 nm.冷轧Cu-Zn和Cu-Zn-Fe合金的硬度曲线在退火过程中均分为3个阶段,后者与前者相比第二阶段出现较晚.当硬度趋于稳定时,Cu-Zn-Fe合金的硬度比Cu-Zn合金提高约30 HV.Fe2P粒子阻碍晶界迁移和位错运动,使得Cu-Zn-Fe合金退火过程中的Σ3孪晶界的增加速度缓慢、质量分数减少,组织内位错密度、储能较大.Fe2P粒子延迟了Cu-Zn-Fe合金再结晶的发生并抑制再结晶晶粒长大,使其平均晶粒尺寸保持在1.3μm左右.合金的主要强化机制为第二相强化、细晶强化和位错强化.     

稀土钼合金的制备与性能研究

采用溶胶-凝胶法在钼粉中掺杂了不同含量的稀土La,并对其性能进行了研究。结果表明,在掺杂钼粉中,La以La2O3的形式存在。稀土钼合金中的第二相粒子均匀分布在钼晶粒的晶界和晶内,La对钼粉颗粒和钼合金晶粒都有细化作用。随着La含量的增加,钼合金的密度逐渐减小,而显微硬度逐渐增大。     

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。     

复合细化变质多元铝硅合金强化机制的研究

为改善力学性能,采用新型Al-5Ti-1B-1RE中间合金细化剂和Al-10Sr中间合金变质剂对铸态多元铝硅A356铝合金及在铸态A356铝合金中按一定比例添加Cu、Mn、Ti等元素组成的新型铝合金进行复合细化变质处理。采用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)及能谱、透射电镜(TEM)和电子式万能试验机(CSS-44100)等技术对多元铝硅合金中的第二相粒子的形态分布特征及强化机制进行分析。结果表明：经复合细化变质处理的A356铝合金中的第二相粒子共晶硅相由粗大的片层状转变为典型的纤维状,在软韧相α-Al基体晶界处较均匀的析出,α-Al相晶粒尺寸显著变小,其强化机制主要是第二相粒子共晶硅Hall-Petch晶界细晶强化;在新型铝合金中除第二相粒子共晶硅外,还存在其它较弥散分布在晶界或晶内的第二相强化粒子,多种强化机制共同起作用,当分布在晶界上时,主要是Hall-Petch强化机制;当分布在晶内时,主要是Orowan强化机制,成为阻碍位错运动的有效障碍,起到强化作用。     

一种GH4169G合金的组织与蠕变行为

通过对等温锻造GH4169G合金进行直接时效处理、蠕变性能测试和组织形貌观察,研究了GH4169G合金的组织结构及蠕变行为。结果表明:经等温锻造和直接时效后,GH4169G合金晶粒具有不均匀特征,且在晶内存在孪晶,并有粒状δ相在晶内及沿晶界不连续析出,可改善晶界的结合强度。经不同条件蠕变性能测试后,根据稳态蠕变期间的应变速率,测定出合金在稳态期间的蠕变激活能和应力指数分别为Q=532.7 kJ/mol和n=12.1。合金在蠕变期间的变形特征是不同取向的孪晶变形和位错滑移,随蠕变进行,形变位错密度增加,且在晶界附近发生位错堆积,并产生应力集中,致使微裂纹在晶界处萌生及扩展,直至蠕变后期发生沿晶断裂。     

高压扭转纳米结构Al-Mg铝合金的微观结构演变和位错组态

利用透射电镜（TEM）和高分辨透射电镜（HRTEM）研究高压扭转大塑性变形纳米结构Al-Mg合金的微观结构演变和位错组态。结果表明：对尺寸小于100 nm的晶粒,晶内无位错,其晶界清晰平直;而尺寸大于200 nm的大晶粒通常由几个亚晶或位错胞结构组成,其局部位错密度高达10^17 m^-2。这些位错是1/2〈110〉型60°位错,且往往以位错偶和位错环的形式出现。在高压扭转Al-Mg合金的超细晶晶粒中,用HRTEM同时观察到分别由0°纯螺型位错和60°混合位错分解产生的Shockley部分位错而形成的微孪晶和层错。这些直接证据证实,通常存在于FCC纳米晶中由晶界发射部分位错而产生孪晶和层错的变形机制,同样可以存在于超细晶FCC金属中。基于实验结果,分析了高压扭转Al-Mg合金中的局部高密度位错、位错胞、非平衡晶界、层错和孪晶等对晶粒细化的作用,提出了相应的晶粒细化机制。     

金属退火硬化现象及机理的研究进展

通常金属进行退火时都会发生软化现象,而对于一些特殊的金属或者合金,将出现退火硬化的反常现象。对纯金属、铜合金、镍钨合金、锌铝合金和铝合金等体系中退火硬化现象及机理进行了总结与分析。铝钪、铝镱和铝锆系合金中存在铸态直接退火硬化现象,而其它合金体系需要进行冷变形才会出现退火硬化现象。退火硬化的机理主要包括:晶界溶质偏析、晶界弛豫、第二相颗粒的晶界钉扎、位错源限制硬化、溶质偏析对孪晶边界迁移或位错滑动的钉扎效应、退火孪晶、第二相纳米粒子强化等。     

GH4738合金断口附近的组织特征与持久寿命的关联性研究

通过系列高温持久试验,结合光学金相显微镜、扫描电镜组织分析及EBSD分析,研究了GH4738合金持久断口附近晶粒尺寸分布、析出相及断口附近变形特性与持久寿命的关联性。结果表明,GH4738合金持久断口部位纵截面的组织特征与持久断裂的动态过程完全一致,更能反映高温裂纹扩展的过程,纵截面靠近断裂面部位,大都有沿晶界扩展的二次裂纹存在,与持久断口基本以沿晶解理断裂完全一致。对比夹持部位及断裂部位晶界碳化物及晶内γ'相分布,发现两部位晶界碳化物及晶内γ'相的大小、数量均无明显差异,晶界晶内相分布对高温持久性能影响较小。初始晶粒(即持久试样夹持部分晶粒)分布是影响持久寿命的主要原因,初始晶粒尺寸较大,持久变形机制以晶界滑移及晶内协调,因而持久寿命较长;初始晶粒尺寸较小时,持久应变主要集中于晶界,应变集中明显,极易出现裂纹而显著降低合金的持久寿命。     

准晶增强Mg-0.6%Zr合金的力学与阻尼性能

在Mg-0.6%Zr高阻尼合金中加入质量比为5的Zn与Y元素,通过普通铸造方法向其中引入Mg-Zn-Y系准晶进行强化,并在此基础上研究准晶增强Mg-0.6%Zr合金的力学和阻尼性能。结果表明:Mg-5xZn-xY-0.6%Zr合金中生成一定含量的I-Mg3YZn6准晶相,I相的生成能大幅度提高Mg-0.6%Zr合金的力学性能;常温下Mg-5xZn-xY-0.6%Zr合金的阻尼行为可由G L位错模型解释,高温下界面阻尼机制启动,合金的阻尼值急剧升高;I相等准晶颗粒对晶界有钉扎作用,导致高温下Mg-4.5%Zn-0.9%Y-0.6%Zr等合金的阻尼性能不如Mg-0.6%Zr合金的。     

时效处理对GH4169合金显微组织及高温拉伸变形行为的影响

研究了在900 ℃超温服役的试验条件下,时效时间对GH4169合金的显微组织形貌、显微硬度和高温拉伸性能的影响。结果表明:随着时效时间的延长,δ相先由晶界呈短棒状析出,然后以长针状覆盖整个晶粒。时效初期晶粒有长大现象,随着δ相沿晶界的不断析出,晶粒长大现象消失。900 ℃时效处理使得GH4169合金强化相发生溶解与转化,致使合金显微硬度从44 HRC急剧降至13.6 HRC,但后续保温时间的延长对显微硬度影响较小。δ相的析出对合金的高温力学性能有显著影响,适量的析出提高了合金的抗拉强度和高温塑性,大量析出则导致合金抗拉强度变低,高温塑性变差;不同时效处理后的合金高温拉伸均为典型的弹性-均匀塑性变形,变形断裂机制皆为微孔聚集型断裂。     

Mo-Si合金室温及高温拉伸力学性能研究

采用粉末冶金技术制备了不同Si含量(0,0.1,0.3wt%Si)的Mo-Si合金板材,并在25,300,800和1200℃下进行了静拉伸试验,研究了试验温度对Mo-Si合金板材力学性能、断裂方式及微观组织的影响。结果表明:随试验温度升高,纯钼及Mo-Si合金板材强度明显下降,但延伸率以300℃为分界点呈现出先升后降的趋势。室温下Mo-Si合金的断裂方式为穿晶解理断裂,在300及800℃时主要为韧窝延性断裂,而1200℃时为沿晶断裂。对Mo-Si合金强化机制的分析表明,室温下的强化主要来源于弥散强化和固溶强化,而在高温时,固溶作用明显减弱,颗粒弥散和粗化晶粒为主要的强化手段。     

DZ125镍基合金的显微组织与蠕变行为

通过蠕变性能测试及组织形貌观察,研究DZ125合金的高温蠕变行为。结果表明:经完全热处理后,合金在枝晶干/间区域存在明显的组织不均匀性,粗大γ′相存在于枝晶问,细小γ′相存在于枝晶干。蠕变初期合金中γ′相已转变成筏状结构,稳态蠕变期间合金的变形机制是位错攀移越过γ′相,其中,位错攀移期间,易形成位错的割阶,空位的形成和扩散是位错攀移的控制环节。而蠕变后期合金的变形机制是位错在基体中滑移和剪切进入筏状γ′相。在高温蠕变后期,合金中裂纹首先在晶界处萌生与扩展,且不同形态晶界具有不同的损伤特征,其中,沿应力轴成45°角晶界承受蠕变损伤的较大剪切应力可使其发生较大几率的蠕变损伤;而加入的元素Hf促进细小粒状相沿晶界的析出,可抑制晶界滑移,提高晶界强度,是合金蠕变断裂后晶界呈现非光滑表面的主要原因。     

Al-Nb-B细化纯镁原位拉伸变形机制及其断裂机理EI北大核心CSCD

以纯镁为细化对象,研究Al-2.8Nb-0.3B(中间合金)作为晶粒细化剂对铸态纯镁微观组织、拉伸变形及断裂行为的影响。结果表明:随着中间合金的添加量由0增加至7.14%,晶粒由毫米级的柱状晶细化至平均直径约196μm的等轴晶,最大拉伸应力由53.8 MPa提升至185.4 MPa,滑移线的平均间距由17.9μm减至1.3μm。纯镁经7.14%中间合金细化后的拉伸断裂过程与细化前的存在显著区别:细化前,晶粒内部首先产生滑移线,随后裂纹在最深的滑移台阶处萌生、扩展,并最终断裂;细化后,晶粒内部同样先产生滑移线,但随后裂纹沿晶界处的第二相β-Mg_(17)Al_(12)_萌生裂纹和扩展,直至最终断裂。纯镁经7.14%中间合金细化后,合金发生显著的细晶强化,但细化后合金晶界处形成数十微米的β-Mg_(17)Al_(12)_相,降低了合金的延展性。     

纳米氧化镧增强Mo-Si-B合金多重强化效果分析

结合机械合金化和热压烧结技术制备的多相Mo-12Si-8.5B合金是由钼固溶体（α-Mo）和金属间化合物（Mo3Si和Mo5SiB2）组成的复合材料。合金的微观组织是Mo3Si和Mo5SiB2以颗粒形态弥散分布在具有连续结构α-Mo基体的晶粒内和晶界处。纳米尺度的La2O3颗粒主要分布在Mo-12Si-8.5B合金中α-Mo相的晶粒内,部分存在于Mo3Si和Mo5SiB2颗粒内。纳米La2O3颗粒的掺杂同时细化了α-Mo基体的晶粒和Mo3Si与Mo5SiB2相的颗粒从而使合金具有细小的微观组织,合金内α-Mo、Mo3Si和Mo5SiB2相的平均晶粒或颗粒尺寸均小于1μm。结合微观组织观察及力学性能试验结果,对Mo-12Si-8.5B合金中存在的细晶强化、固溶强化和颗粒强化多重强化效果的耦合作用进行了量化分析。