低温下ZL101合金的裂纹扩展行为

对ZL101合金在20~-60℃拉伸过程中裂纹扩展行为进行研究,利用扫描电子显微镜观察断口形貌,并采用光学显微镜对断口附近组织和裂纹萌生和扩展形貌进行分析,研究裂纹扩展过程中铝基体内部应力的变化。结果表明:当温度由20℃下降至-60℃时ZL101合金的抗拉强度和屈服强度均有提高,而伸长率略有降低。ZL101合金在塑性变形过程中产生大量位错在Si相处塞积产生应力,使Si相发生解理断裂形成微裂纹,并且Si相断裂形成的解理面与附近的位错滑移带成135°角。在裂纹扩展过程中Si相的破裂使铝基体产生应力集中,在低温情况下Si相断裂所需的外加应力升高使断裂Si相之间铝基体的应力集中升高引发准解理断裂,导致合金伸长率下降。     

Sr变质对ZL101合金显微组织和低温拉伸性能的影响

通过对ZL101合金在20℃和-60℃拉伸温度下的力学性能进行分析,利用光学显微镜、扫描电镜对合金显微组织进行观察,研究变质处理对ZL101合金显微组织中Si相形貌和低温拉伸过程中裂纹的萌生与扩展的影响。结果表明:Sr变质处理可以改善合金中Si相形貌,降低硬质Si相对铝基体的割裂作用,从而ZL101合金力学性能得到提高。ZL101合金在-60℃温度下的抗拉强度高于20℃的,伸长率则相反。对于ZL101合金,在低温拉伸过程中,位错与不同尺寸、分布及形貌的Si相发生交互作用,大部分以Si相断裂的方式形成微裂纹,低温下裂纹扩展速率低于室温,从而使ZL101合金的抗拉强度低温高于室温。     

铸造缺陷对ZL101合金断裂行为的影响

通过扫描电子显微镜和光学金相显微镜观察ZL101合金断口及附近组织中的铸造缺陷,使用ANSYS软件分析了加载过程中铸造缺陷附近的应力场分布。结果发现:铸件在拉伸过程中由铸造缺陷附近的共晶组织内产生初始裂纹,裂纹沿着共晶区向外扩展,最终导致合金断裂。铸造缺陷附近形成的应力集中使Al基体发生局部塑性变形,大量位错塞积使Si相断裂。     

晶粒尺寸对ZL101合金低温拉伸性能的影响

通过对ZL101合金在20℃和-60℃拉伸温度下的力学性能进行分析,利用光学显微镜、扫描电镜对合金显微组织进行观察,研究晶粒尺寸对ZL101合金低温拉伸性能和低温拉伸过程中裂纹的萌生与扩展的影响。结果表明:通过变质细化处理和提高凝固速率,可以减小晶粒尺寸,同时改善合金中Si相形貌,降低硬质Si相对铝基体的割裂作用,从而ZL101合金力学性能得到提高;ZL101合金在-60℃拉伸温度下的抗拉强度高于20℃,伸长率则相反。     

冷轧对CT20钛合金微观组织和力学性能的影响

选取通过轧制工艺制备的四种不同厚度的CT20钛合金板材，采用多种技术对其微观组织进行表征，测试板材的硬度以及沿轧件的轧制方向(RD)和横向方向(TD)拉伸的力学性能，分析微观组织与力学性能之间的内在联系。结果表明：在冷轧过程中，高密度的位错触发了合金的非晶化转变，变形量的增大使α相沿RD伸长，β相和β_t组织破碎。位错和亚结构数量的提高不仅使合金硬度上升，而且使RD和TD的拉伸强度增大，伸长率下降。RD的断裂类型属于韧性断裂，TD的断裂类型属于韧脆混合型断裂。在冷轧过程中，基面滑移和柱面滑移共同参与织构的演变，由此形成的织构取向对板材RD和TD两方向的滑移行为和力学性能产生了重要影响；同时，由于位错在RD和TD两方向上的滑移距离不同导致不同的加工硬化阶段。     

D022相强化型Ni2CoCrFeNb0.15高熵合金的变形机理

采用透射电子显微镜和扫描电子显微镜的背散射电子衍射及电子隧道衬度成像技术研究了D0₂₂相强化型Ni₂CoCrFeNb_0.15高熵合金在单轴拉伸变形过程中的织构演化、变形亚结构特征、位错与析出相交互作用以及断裂行为。结果表明：位错的平面滑移主导了该合金的单轴拉伸变形,D0₂₂超点阵相是促进位错平面滑移的主要因素。因位错的平面滑移模式产生的平面滑移带随着应变量的增加,其密度随之增加,平均间距随之减小。变形过程中先形成{001}织构,然后{111}织构增强,最终获得典型的{001}和{111}拉伸织构。当合金在单独拉伸变形过程中达到最大应力时,晶界处萌生裂纹并扩展为断裂主裂纹,导致塑性变形失稳。     

Ti-47Al-5Nb合金高温循环变形后的组织和断裂特征

为研究新一代高Nb含量γ-TiAl合金在低周疲劳过程中双态组织稳定性对应力-应变响应和疲劳断裂过程的影响，测试了Ti-47Al-5Nb合金在总应变控制条件下550℃～750℃温度范围的低周疲劳性能，并观察了循环变形后的显微组织，缺陷特征和断口形貌。结果表明：在550℃变形时所产生的循环硬化缘于不均匀的位错滑移，在滑移带内高密度位错之间产生强烈的相互作用降低了位错的可移动性，滑移带产生的应力集中使裂纹易于沿α2/γ层界面扩展。在650℃和750℃变形时的循环软化则一方面归因于部分α2片层溶解和γ相再结晶，另一方面大量孪晶的激活和位错通过交滑移和攀移克服短程障碍的作用使合金的变形能力提高，同时增加了疲劳过程中的塑性应变累积。疲劳断口特点为等轴γ晶和α2/γ层的穿晶断裂。     

双态与单相Ti-5Al-5Mo-1Fe-1Cr合金的力学性能及变形行为（英文）

为了阐明具有双态和单相组织Ti-5Al-5Mo-1Fe-1Cr(质量分数,%)合金的力学性能及变形行为,系统研究具有这两种组织合金的力学性能和变形模式。研究结果表明:双态组织合金的拉伸屈服强度为886 MPa,极限抗拉强度为1075 MPa,伸长率为21.5%:单相(β)组织合金的强度稍低于双态合金的,但其伸长率与双态合金的类似。双态合金在拉伸过程中具有韧性断裂的特征,其主要变形模式为位错滑移,位错滑移可发生于β基体和球/片状α相,β基体中的滑移系为■,α相中的滑移系为■和■。相对地,单相合金具有解理断裂特征,变形模式包括位错滑移和应力诱导α"马氏体相变,其滑移系包括■和■。     

[011]取向镍基单晶合金蠕变特征

研究了一种[011]取向镍基单晶合金的拉伸蠕变特征及其变形期问的微观组织结构.结果表明:在750℃/680 MPa条件下,合金的初期蠕变和稳态蠕变速率相对较高,蠕变寿命较短.TEM观察显示,蠕变期间的变形特征是1/20<110>位错在基体中运动,发生反应形成1/3<112>超Shockley不全位错切入γ'相后产生层错;在870℃/500 MPa条件下,蠕变中期出现不均匀滑移带并有大量超不全位错剪切γ'相,使合金具有较高的应变速率;在980℃/200 MPa条件下,合金具有较长的蠕变寿命和较低的稳态蠕变速率.不同Burgers矢量的位错相遇发生反应形成界面位错网,位错网可以阻止位错切入γ'相,γ'相沿[010]方向扩散生长,逐渐转变成筏形组织.蠕变后期位错切入,γ'相,是合金变形的主要方式.     

剪切模式下Ti-1300合金组织及织构演变规律

通过光学显微镜(OM)、透射电子显微镜(TEM)、X射线衍射(XRD)等检测方法,研究等通道转角挤压变形后Ti-1300合金的组织与性能。研究结果表明:Ti-1300合金经过ECAP变形,发生晶粒转动、晶内多系滑移以及晶界处螺型位错与刃型位错的混合位错交错排列的协调作用,致使晶界不能破碎,原始晶界清晰可见,晶内出现大量的相互交错的剪切滑移带,显微组织中存在大量平行细密的板条组织以及位错团、位错胞,位错密度增大,但在整个ECAP变形过程中并未产生形变诱导ω或α″相。织构分析结果表明ECAP变形过程中Ti-1300合金初始(110)■织构逐渐转变为α织构,并形成D织构及立方织构。     

Ti-55531合金变形及断裂行为的原位SEM分析

采用原位SEM拉伸方法对比分析了Ti-55531合金片层和双态组织静载下的变形及断裂行为。结果表明,静载下α相的特征参数对该合金的形变、裂纹萌生及扩展有强烈影响。片层组织中粗大次生αs片较软,αs片最先变形促进位错滑移,位错运动至次生αs和残留βr的界面处堆积,塑性变形导致局部应力集中促进裂纹萌生,并沿αs/βr相界面扩展。双态组织中初生等轴αp是相对最软相且尺寸较大,位错滑移自由程较大,易启动多系滑移,αp内不同位向的滑移线交割促进应力集中,部分位错在αP/βtrans界面处堆积产生应力集中,两者导致微裂纹萌生于αp内及αp/βtrans界面,并沿αp/βtrans界面和αp聚集处扩展。     

稀土元素Nd变质对ZL101铝合金的显微组织与力学性能的影响

通过光学显微镜、扫描电镜、万能试验机和差热分析仪研究了Nd变质对ZL101铝合金的组织与力学性能的影响。结果表明:变质后的ZL101合金的显微组织中粗大的α-Al转变成细小的晶粒,共晶Si组织由粗大的针状或板条状细化为纤维状。变质合金中形成了一种亚微米级的富Nd金属间化合物。当ZL101合金中的Nd含量达到0.5%时,合金的综合力学性能达到最优,其中极限抗拉强度和伸长率分别达到178 MPa和5.6%。ZL101合金经过稀土元素Nd变质后,其断裂方式由未变质时的混合型断裂方式转变为韧性断裂。ZL101-0.5%Nd合金的共晶转变温度达到573.8℃,较未变质合金提高了2.8℃,导致合金的过冷度增加,从而有利于获得细小的共晶组织。     

拉伸变形对Hastelloy C-276合金组织与力学性能的影响

采用金相(OM)、电子背散射衍射(EBSD)以及拉伸实验等技术手段研究了不同变形量条件下Hastelloy C-276合金薄板的组织演化特征和力学性能。结果表明:变形量小于14%时,位错优先在晶界附近塞积,并产生局部应变集中;变形量在14%~30%范围内,孪晶界附近及晶粒内部产生大量位错,位错滑移引起晶粒内部应变集中增强;变形量由0%增加至30%,晶界应变集中程度因子先增大后减小,变形量为14%时晶界应变集中程度因子最大。利用Ludwigson模型回归拟合了不同变形条件下的真应力-真应变曲线,随变形量的增加,材料的加工硬化程度提高,加工硬化速率减小,发生单滑移向多滑移转变的临界应变减小。     

Cu-Ni-Si合金连续挤压典型变形区的组织分析

采用透射电镜对Cu-Ni-Si合金连续挤压过程中的典型变形区粘着区、直角弯曲前变形区及直角弯曲后变形区组织进行取样分析研究。结果表明:在粘着区阶段,Cu-Ni-Si只发生了晶粒的拉伸变形以及伴随而来的位错大量缠结,并无第二相析出;在直角弯曲前变形区,已出现极其细小、尺寸为5 nm左右的弥散第二相颗粒Ni2Si;在直角弯曲后变形区,析出相颗粒进一步的长大,尺寸达到10 nm左右,出现了不完全动态再结晶,其形成机理为:由位错累积、位错缠结直至位错合并、重排到胞状亚结构的形成。     

新型高性能镍基粉末高温合金拉伸变形行为和机制研究

采用SEM和TEM研究了室温(23℃)和中温(650、750、815℃)下第3代镍基粉末高温合金(FGH98)拉伸变形显微组织、行为和机制。结果表明:含有多模尺寸分布γ′相的合金具有优良的拉伸性能,室温拉伸主要变形机制为位错剪切γ′相形成层错,并在γ′相周围形成位错环,阻碍后续位错运动。中温拉伸变形机制为位错剪切γ′相形成层错和形变孪晶,随着变形温度的升高,形变孪晶增多。给出了a/3112不全位错剪切γ′相形成层错和形变孪晶共存的模型,随着应变量的增加,在连续相邻的{111}滑移面上层错堆积变多,促进连续孪晶的形成,协调了γ和γ′相两相之间的变形,有助于释放两相之间的变形应力和提高合金强韧性。     

Ti-25V-15Cr-2Al-0.2C合金的组织、性能及其变形机制

对Ti-25V-15Cr-2Al-0．2C阻燃β钛合金的微观组织、拉伸性能和变形机制进行了研究。结果表明：(Ti，V)C和α相是β基体上的2种主要析出相；高温长期热暴露(540℃，100h)后的合金晶界上形成连续的α膜，其塑性因此急剧下降；β基体在热暴露过程中发生微弱的短程有序化(SRO)转变，这在一定程度上破坏了合金的热稳定塑性；该合金室温变形以普通位错滑移为主要形变机制，热暴露后的变形结构中出现少量平面滑移带，位错的交滑移和攀移是合金540℃高温变形的重要形变机制。     

近α高温钛合金600℃蠕变变形机制的TEM研究

测量了具有不同组织形态的Ti-1100和IMI834合金在600℃,150MPa,100h条件下的蠕变栈残余变形量,利用透射电镜观察了蠕变前后合金中的位错和组织形态,分析了两种合金的蠕变变形机制。结果表明Ti-1100合金的蠕变由位错所控制,位错上析出的大量硅化物粒子强烈阻碍着位错的滑移,但局部区域由于位错攀移而出现了动态再结晶。IMI834合金的蠕变由位错和α片层的界面滑移共同控制,其中位错蠕变方式与Ti-1100合金极为相似,而界面滑移蠕变增加了合金的蠕变变形。     

预变形对2195铝锂合金拉伸力学性能的影响

通过硬度测试、室温拉伸测试、电子背散射衍射分析(EBSD)、透射电子显微分析(TEM)以及数字图像相关(DIC)等手段,研究不同拉伸预变形量对2195铝锂合金在155℃时效后拉伸力学性能的影响。结果表明：拉伸预变形量为2%、4%、6%、8%的合金经过155℃时效后,其抗拉强度分别为560.4 MPa、570.8 MPa、573.6 MPa、575.9 MPa。随着预变形量的增大,合金强度不断提高,这是由于位错是强化相T1相的有利形核点位,拉伸预变形量的增大使得位错密度增加,从而使得T1相数量密度增加。但随着拉伸预变形量的增大,拉伸预变形对合金的强度提升幅度逐渐减小,这主要是位错堆积缠结,析出相形核点重叠导致的。随着拉伸预变形量从2%增大到8%,合金的伸长率从9.6%下降到6.4%。通过DIC观察,拉伸预变形量的增大会使得拉伸过程中的应变集中现象提前出现,颈缩稳定性有所降低。这是由于较大的拉伸预变形量会使得合金在预变形阶段的应变分布不均匀,合金内出现破碎的变形组织晶粒。这些变形组织晶粒与周围其他晶粒组织的晶粒取向不同,更有利于微裂纹的萌生和扩展。4%的拉伸预变形量可以使2195铝锂合金达...     

TiAl基合金高温变形行为研究￣ 

通过对Ｔｉ－３３Ａｌ－３Ｃｒ－０．５Ｍｏ（ｗｔ％）合金在９００℃高温拉伸时的变形特性、显微组织变化及断口形貌的研究，发现ＴｉＡｌ基合金高温变形主要是通过等轴相晶粒内的位错滑移、晶界滑移和层片晶团（Ｌ）中层片间的相对滑移来进行的；相晶粒在变形过程中发生周期性的动态再结晶并引起流变应力周期性波动；层片状晶团与晶粒变形的非协调性导致孔洞在Ｌ／界面形核、长大并相互连通使合金最后断裂。     

TiAl基合金高温变形行为研究

通过对Ｔｉ－３３Ａｌ－３Ｃｒ－０．５Ｍｏ（ｗｔ％）合金在９００℃高温拉伸时的变形特性、显微组织变化及断口形貌的研究。发现ＴｉＡｌ基合金高温变形主要是通过等轴γ相晶粒内的位错滑移、晶界滑移和层片晶团中层片间的相对滑移来进行的；γ相晶粒在变形过程中发生周期性的动态再结晶并引起流变应力周期性波动；层片状晶团与γ晶粒变形的非协调性导致孔洞在Ｌ／γ界面形核，长大并相互连通使合金最后断裂。