铌钨合金抗高温氧化硅化物涂层的性能

为了更全面了解硅化物涂层的适用范围,利用料浆熔烧工艺在铌钨合金表面制备了硅化物高温抗氧化复合涂层,对比研究了1 000~1 600℃下硅化物涂层的静态和热循环抗高温氧化性能。利用扫描电镜和X射线能谱对涂层表截面形貌和组成进行分析。结果表明:在1 000~1 200℃下,硅化物涂层寿命没有明显衰减,低温下涂层氧化粉化导致失效;温度由1 200℃升至1 300℃时,涂层寿命急剧衰减;在1 300℃以上时,由于涂层中物质高温挥发导致涂层失效,随着温度的升高,涂层中物质的高温挥发加剧,使得涂层失效加速,涂层静态抗氧化寿命随温度升高呈一阶指数衰减;热循环测试过程中由于合金基体和涂层之间热匹配不良,导致涂层开裂,降低了涂层的抗高温氧化性能。     

Ag颗粒增强复合钎料钎焊接头蠕变断裂及强化机理研究

测定了不同应力和温度下Ag颗粒增强复合钎料及基体钎料63Sn37Pb钎焊接头蠕变寿命,分析了Ag颗粒增强复合钎料及基体钎料钎焊接头蠕变断裂机理.表明:Ag颗粒增强复合钎料钎焊接头蠕变寿命优于基体钎料;Ag颗粒表面Ag-Sn金属间化合物形成及Ag颗粒对富Pb层阻碍作用是复合钎料钎焊接头蠕变性能提高的主要因素;钎焊接头Cu基板上一薄层富Pb相区形成是蠕变裂纹主要原因.     

脉冲电子束作用下热障涂层微观结构及热循环性能

利用强流脉冲电子束(HCPEB)技术对大气等离子喷涂(APS)技术制备的热障涂层(TBCs)进行表面处理,探究HCPEB辐照对TBCs微观结构以及热循环性能的影响。热循环实验采用950℃炉温加热并随后水淬。采用X射线衍射,扫描电子显微镜详细分析了辐照前后涂层表面微观结构及相组成。X射线分析结果表明,HCPEB辐照后陶瓷层中单斜相m相含量降低;此外,衍射峰发生宽化及偏移说明伴随有晶粒细化以及残余应力产生。微观结构观察表明,HCPEB辐照后热喷涂缺陷消失,涂层发生重熔,涂层表面粗糙度降低,且重熔层内部有网状垂直微裂纹以及柱状晶产生。热循环实验表明,250次热循环后原始涂层发生整体剥落,涂层失效;而HCPEB辐照后涂层并未出现明显的剥落迹象,仅存在水平裂纹的扩展,涂层的热循环寿命明显提高。     

热震中7YSZ热障涂层结构演变

采用低温超音速等离子喷涂(LT-HVOF)在镍基高温合金基体上制备了NiCoCrAlYTa粘结层, 使用大气等离子喷涂(APS)在粘结层上`制备了7wt%Y₂O₃-ZrO₂ (7YSZ) 陶瓷层。基于动态试验即热震实验研究了粘结层的扩散氧化机制, 探讨了陶瓷层的烧结及相变过程并观察了涂层的结构演变。实验结果表明: 动态热循环下随着热震次数的增加, 粘结层组元扩散氧化形成热生长氧化物(TGO)且厚度逐渐增加。此外, 粘结层组元在温度梯度下沿陶瓷层内部裂纹向高温区扩散, 最终在陶瓷层表面裂纹区域出现大量的金属氧化物, 同时粘结层组元的扩散有助于陶瓷层的烧结, 导致其显微硬度逐渐增大, 而粘结层由于Kirkendall效应, 其内部出现大量的孔洞导致其显微硬度逐渐降低。另外, 陶瓷层在相变及热循环应力的作用下表面出现了大尺度的宏观裂纹。     

一种新型CMAS耦合条件下热障涂层热循环实验方法

提出一种高温度梯度、燃气加热和CMAS(CaO-MgO-Al2O3-SiO2)沉积条件下热障涂层热循环实验方法,并对1200℃下CMAS沉积物对等离子喷涂热障涂层过早失效的影响因素进行讨论和分析。结果表明:无CMAS耦合条件下,热障涂层热循环寿命为573次;CMAS耦合条件下,热障涂层热循环寿命降低至70次。CMAS渗入会导致陶瓷层表层产生致密层和横向微裂纹增多。CMAS耦合条件下,热障涂层的失效以陶瓷层逐层剥离为主。     

热循环作用下圆筒基体热障涂层的失效过程分析

用等离子喷涂的方法在高温合金圆筒上制备热障涂层,通过红外线辐照圆筒外部对试件进行加热以及内部通冷却空气强制冷却的方法对热障涂层系统进行了热循环失效试验。利用有限元工具ABAQUS对热障涂层系统中的瞬时温度场与应力场进行了计算以分析热障涂层的失效原因。计算结果表明,试样处于稳态最高温度时以及降温过程开始的很短时间内,陶瓷层中出现较大的周向拉应力,该应力将导致热障涂层出现表面垂直裂纹;陶瓷层与粘接层界面的径向应力不足以引起界面的开裂,界面的起裂来源于垂直裂纹出现后所带来的边缘效应。     

低铌新锆合金的抗蠕变性能

通过对低铌新锆合金板材的蠕变性能数据和变形亚结构的分析,探讨了低铌新锆合金的蠕变过程及其抗蠕变性能.结果表明,①工业规模生产的1.4 mm厚的Zr-1Sn-0.3Nb-0.3Fe-0.1Cr合金板,在400℃,3种应力(117 MPa,137 MPa,157 MPa)条件下,200 h的蠕变,第2阶段的时间-应变关系分别为:117 MPa时,ε=0.24676+0.0189t(R=99.9%);137 MPa时,ε=1.95822+0.03417t(R=99.8%);157 MPa时,ε=6.17578+0.15793t(R=98.0%).②低铌新锆合金的蠕变速率远低于Zr-4合金.     

激光-等离子束复合制备热障涂层高温性能试验研究

在GH536高温合金基材上,采用矩形积分透镜,激光重熔等离子喷涂NiCrAlY/8YSZ热障涂层。1050℃的静态氧化试验和热震试验的结果表明:激光重熔可以改善热障涂层的抗氧化性能,能量密度33J·mm-2的激光重熔试样具有高于等离子喷涂试样的热震寿命,氧化阻力的改善与重熔层致密组织有关,微细网状裂纹释放热震应力的作用是热震寿命提高的主要原因。     

固溶处理对GH4169G合金蠕变的影响

研究了固溶处理温度对GH4169G合金晶粒组织、晶界析出和蠕变的影响。结果表明,随着固溶处理温度的提高(由980℃提高到1020℃)GH4169G合金的晶粒尺寸明显增大,晶界d相的尺寸和数量明显减少,晶内g″相的析出变化不大;合金的650℃/700 MPa稳态蠕变速率明显降低,表观蠕变激活能明显增大,蠕变断裂寿命显著延长。固溶处理温度对680℃/725 MPa的蠕变性能有相同的影响趋势,但其程度减弱。孪晶的形成是GH4169G合金的重要蠕变机制。提高固溶处理温度使晶界d相的析出减少,晶界滑动蠕变速率降低;同时使晶粒度增大,形成孪晶的阻力增大,晶粒蠕变速率降低。     

DD6单晶高温合金760℃的蠕变性能研究

研究了[001]、[011]和[111]取向760℃不同应力条件下的第二代单晶高温合金DD6的拉伸蠕变性能.结果表明:DD6合金具有明显的拉伸蠕变性能各向异性;在相同的试验条件下,蠕变寿命以[111]、[001]、[011]顺序依次减小;不同取向的稳态蠕变速率不同;三个取向的基体通道类型不同,不同类型基体通道的应力大小不一,小应变量下的蠕变变形主要集中在应力水平较高的基体通道.     

θ投影法和复合模型在预测耐热钢蠕变行为的比较分析

比较分析了复合模型法和θ投影法在描述P92钢蠕变行为时的差异。结果表明:两者在拟合P92钢蠕变-时间关系曲线上均有较高的精度,但在描述蠕变速率-时间曲线上,θ投影法呈现较大的误差而复合模型则有良好的关联结果。在外推蠕变速率时,θ投影法的外推结果发生较大偏折,而复合模型的预测结果更接近实际变化趋势。基于蠕变曲线外推持久寿命的结果表明:5%~50%范围内的断裂应变对寿命预测结果影响较小,两种模型预测的持久寿命值之间也相差不大。     

锰对铸态ZA27合金压缩蠕变的影响

本文采用自制的试验装置研究了锰对铸态ZA27合金压缩蠕变行为的影响。结果表明，在所试验的温度为20℃到160℃和压应力为50MPa到137.5MPa的范围内，ZA27-Mn和ZA27合金的第一阶段压蠕变量和稳态蠕变速率随着温度和应力的增高而增大，但ZA27-Mn合金的第一阶段的蠕变量和稳态蠕变速率低于ZA27合金。两种合金的压蠕变均符合Int=C-nln Q/RT，材料结构常数C不同合金压蠕变不同，ZA27-Mn合金的应力指数n和蠕变激活能Q分别为3.89和83.97KJmol^-1合金的应力指数和蠕变激活能分别为3.46和81.09KJmol^-1，合金的压蠕变由锌的点阵自扩散和位错的攀移控制。在整个试验温度和应力范围内，ZA27-Mn合金的压蠕变抗力高于ZA27合金。     

表面粗糙度对氧化物弥散强化钢板高温蠕变性能的影响

采用高温原位疲劳试验机对氧化物弥散强化(ODS)钢板进行高温蠕变试验,分析了表面粗糙度对ODS钢板高温蠕变性能的影响.结果表明:随着表面粗糙度的减小,ODS钢板的稳态蠕变速率减小,蠕变寿命延长,试验后钢板表面裂纹数量减少;ODS钢板表面裂纹是由其表面纵向分布的划痕与横向分布的滑移线相互作用形成的,随着时间的延长,裂纹扩...     

3003铝合金蠕变行为与本构方程

研究了3003铝合金冷轧变形后再结晶组织控制和175~250℃、外加应力25~50 MPa条件下3003铝合金的蠕变行为。采用弹性模量归一化应力幂律蠕变本构方程,对实验数据进行线性拟合,建立了能够较好描述稳态蠕变速率与应力、温度三者之间关系的本构方程。结果表明:采用350℃和600℃的两步再结晶退火,可获得有利于提高合金蠕变性能的长条状再结晶组织;温度越高,应力增加对稳态蠕变速率增加的贡献越大;不同温度下3003铝合金的蠕变机制不同,175℃时,应力指数n=3.5,蠕变主要由位错滑移控制;在200~250℃范围内,n处于5.1~8.6之间,蠕变主要由位错攀移控制。     

基于流变试验的向家坝砂岩长期强度评价

基于向家坝砂岩的常规三轴压缩试验和三轴压缩流变试验成果,分别通过应变等时曲线簇、稳态蠕变速率与应力水平的关系、裂纹损伤应力、流变荷载与破坏时间关系确定砂岩的长期强度,并比较这4种方法的适用性。结果表明:砂岩体积应变等时曲线簇的拐点比轴向应变、侧向应变等时曲线的拐点更为明显,而且其对应力水平和时间的反应更敏感;轴向稳态蠕变速率和侧向稳态蠕变速率与应力的关系符合指数函数关系,采用给定稳态蠕变速率阈值确定岩石长期强度比利用稳态蠕变速率-应力曲线的拐点确定长期强度更为合理;岩石的裂纹体积应变等时曲线簇以及其稳态蠕变速率与应力的关系也可以作为确定岩石长期强度的一种方法;岩石的裂纹损伤应力反映长期强度所在应力水平,为蠕变试验荷载分级提供依据。     

稀土对ZA27合金压蠕变的影响

采用自制的实验装置研究了稀土 (Ce≥ 45 % )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 ,在所试验的温度为 2 0℃～ 160℃和压应力为 5 0MPa～ 13 7 5MPa的范围内 ,加稀土的ZA2 7—RE合金和未加稀土的ZA2 7合金的压蠕变量均随着温度和应力的升高而增大 ,ZA2 7—RE合金的压蠕变速率小于ZA2 7合金的压蠕变速率。加入稀土后 ,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增大。两种合金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 ,ZA2 7—RE合金的应力指数平均值n( 4 66)和表观激活能平均值Qa( 70 45KJmol- 1 )均大于ZA2 7合金的应力指数平均值n( 3 87)和表观激活能平均值Qa( 68 2 2KJmol- 1 ) ,而合金的材料结构常数A为 4 82× 10 - 5,低于ZA2 7合金的材料结构常数A( 0 0 0 2 )。两种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     

DZ40M合金表面纳米和垂直裂纹结构热障涂层的抗燃气热腐蚀性能

采用超音速火焰喷涂技术在定向凝固DZ40M钴基高温合金表面喷涂NiCrAlY金属粘接层,以纳米7YSZ团聚粉末为原料,分别利用大气等离子喷涂技术在粘接层表面制备了纳米结构和垂直裂纹结构7YSZ涂层,研究了高温合金基体和带涂层的基体在900℃下的燃气热腐蚀性能,分析了合金和涂层的燃气热腐蚀产物和过程。结果表明:两种结构热障涂层均大幅度提高了DZ40M合金的抗燃气热腐蚀性能,可避免基体在高温燃气热腐蚀中产生大量易剥离的腐蚀产物和氧化腐蚀孔洞;两种结构涂层在燃气热腐蚀后仍然保持完整并具有相近的燃气热腐蚀速率,垂直裂纹结构涂层中垂直于基体的贯穿裂纹在提高涂层应变容限的同时,并不会成为腐蚀介质快速渗入的通道。     

不连续纤维增强Ti基复合材料蠕变形变与断裂

研究了ＴｉＣ颗粒和ＴｉＢ_２晶须增强的Ｔｉ－６Ａｌ－４Ｖ复合材料高温蠕变形变与断裂行为，ＴｉＣ增强的复合材料比基体合金的蠕变速率低一个数量级，ＴｉＢ_２增强的复合材料比基体合金低二个数量级。蠕变速率与应力的关系曲线呈两个阶段：在低应力阶段，蠕变应力指数为２～４，蠕变激活能为１２６～１８８ｋｌ／ｍｏｌ；在高应力阶段，应力指数为７～９，激活能为２４３～２７６ｋｌ／ｍｏｌ。复合材料与基体合金的应力指数和激活能相同。用透射电镜和扫描电镜研究了形变和断裂后的位错结构、裂纹和断口形貌。     

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ε·s=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.     

循环温度范围对Ti-6-22-22合金热机械疲劳行为的影响

采用拉压对称的机械应变控制,研究了Ti-6-22-22合金在200～400℃和200～520℃两个温度范围的热机械疲劳(TMF)行为.结果表明,在200～400℃内,同相和反相热机械疲劳寿命均高于400℃等温疲劳寿命;在200～520℃范围,反相热机械疲劳寿命明显低于520℃等温疲劳寿命.在两个温度范围内,热机械疲劳的循环应力都与相应等温疲劳的循环应力响应有关.纵向剖面金相观察表明,520℃时等温疲劳表面的裂纹更长.循环温度范围扩大导致环境破坏作用增强是热机械疲劳具有明显破坏作用的原因.