基于BP神经网络的BSTMUF601高温合金蠕变本构模型

通过对BSTMUF601高温合金在1253 K和1368 K不同载荷下蠕变试验及基于恒应力条件的θ映射法蠕变本构模型,研究马弗炉真实服役环境下的蠕变行为。为了解决蠕变过程试件截面积减小的问题,提出一种直径修正法近似获得试件的真实应力和应变。考虑在恒载条件下,非线性多元拟合方法不能准确标定蠕变本构模型的参数,本文基于上述修正的应力和应变通过误差反向传播(BP)神经网络的学习算法逆向标定θ映射法模型参数。结果表明,预测结果与实验结果吻合良好,最大相对误差小于12 %。此外,模型计算的表观蠕变应力指数和TEM图像表明位错攀爬是蠕变变形主导机制,说明BP神经网络方法对BSTMUF601高温合金蠕变本构模型参数识别和预测方面的优势。     

基于BP神经网络的BSTMUF601高温合金蠕变本构模型（英文）

通过对BSTMUF601高温合金在1253和1368 K不同载荷下的蠕变试验研究了马弗炉管的真实服役环境下的蠕变行为。基于一种直径修正法近似获得试件的真实应力和应变,通过误差反向传播学习算法的BP神经网络方法逆向标定θ映射法模型参数,建立恒载荷条件下的θ映射蠕变本构模型。结果表明,预测结果与实验结果吻合良好,蠕变初始阶段和稳定阶段的相对最大误差为11.8%,而多元非线性回归的相对最大误差为20.9%,模型计算的表观蠕变应力指数和TEM图像都表明位错攀移是蠕变变形的主导机制,说明BP神经网络方法对BSTMUF601高温合金蠕变本构模型参数识别和预测方面的优势。     

一种镍钴基变形高温合金蠕变变形机制的研究

研究了一种新型镍钴基变形高温合金在650—815℃和不同加载载荷条件下蠕变后的变形组织.结果表明,经过固溶热处理后合金中存在2种尺寸的γ′相.当蠕变温度高于725℃时,大γ′相开始粗化.蠕变温度为650℃时,合金主要通过位错滑移切割γ′相形成层错的方式变形;蠕变温度在725—760℃之间时,蠕变变形组织主要为层错和微孪晶.随着加载载荷和蠕变温度的升高,层错和微孪晶不再独立存在于γ′相中,而是贯穿γ′相和基体;当蠕变温度升高至815℃时,合金主要通过位错绕过γ′相的方式变形.     

单晶镍基高温合金超高温蠕变期间的变形机制

通过蠕变性能测试及组织形貌观察,研究了6％Re-5％Ru(质量分数)单晶镍基高温合金的超高温蠕变行为和变形机制.结果 表明,该合金在1160℃/120 MPa条件下的蠕变寿命为206 h.稳态蠕变期间,位错在基体中滑移和攀移越过筏状γ'相是合金的变形特征,基体中溶解的高浓度难熔元素可增加位错运动阻力.蠕变后期,切入筏状...     

铸态高Nb-TiAl合金高温蠕变变形及断裂机制

通过XRD、OM、SEM和TEM分析铸态合金组织,并进行800～850℃、250～325 MPa范围内的高温蠕变性能测试,以探究铸态Ti-46Al-6Nb-2.5V-0.2B₄C合金的显微组织及高温蠕变变形与断裂行为。结果表明：该铸态合金为全层片组织,多种形态的TiB于片层团内部及晶界处弥散析出,而C原子则固溶于基体中。根据蠕变性能数据计算,Ti-46Al-6Nb-2.5V-0.2B₄C合金在测试范围内的应力指数n和蠕变激活能Q_C分别为5.71和313.316 kJ/mol。该合金的蠕变变形主要由位错攀移与孪生变形控制,并且蠕变诱导产生动态回复与动态再结晶,发挥软化作用。同时,蠕变过程中Ti₂AlC会在TiB与基体的界面处动态析出,并与TiB保持[1■]_TiB//[1■10]_Ti2AlC和(110)_TiB//(10■0)_{Ti2Al C}位向关系。此外,该合金的蠕变断裂机制主要为孔洞的萌生和聚合以及裂纹的扩展。     

镁微合金化变形高温合金的蠕变行为

变形高温合金中加入适量Mg除能延长蠕变第二阶段,特别是第三阶段的时间外,还能降低低应变速率区的稳态蠕变速率,但在较高的应变速率时,影响不太明显。这种作用是晶内分布的Mg引起的。     

镍基单晶高温合金中温稳态蠕变期间的变形机制

通过蠕变性能测试、组织形貌观察及位错组态的衍射衬度分析,研究了镍基单晶高温合金在中温/高应力稳态蠕变期间的变形机制.结果表明,在760℃,760 MPa和800℃,650 MPa蠕变期间,剪切g′相的位错可发生分解,分解后领先的a/3112超点阵Shockley不全位错切入g′相,拖曳的a/6112Shockley不全位错滞留在g′/g相界面,2个不全位错之间形成超点阵内禀堆垛层错(SISF);此外,剪切进入g′相的超点阵位错可由{111}面交滑移至{100}面,形成具有非平面位错芯结构的K-W锁,可抑制位错的滑移和交滑移,提高合金的蠕变抗力.在850℃,500 MPa蠕变期间,合金中的层错消失,部分剪切进入筏状g′相的a110超点阵位错可分解形成"2个a/2110不全位错加反相畴界(APB)"的组态,而合金中K-W锁的消失是由高温热激活致使立方体滑移的位错重新交滑移至八面体所致.     

马弗管用BSTMUF601合金厚板焊接接头的组织特征与力学性能

对马弗管用BSTMUF601厚板焊接接头进行了金相组织分析、高温拉伸性能和硬度测试,研究了焊接接头组织特性与力学性能对材料使用性能的影响。结果表明,焊缝区为连续冷却的铸态组织,晶粒尺寸较小,晶界比较平直,晶粒表面以柱状晶的形式向焊缝中心生长,组织特征良好;热影响区受焊接热循环与温度梯度的影响,晶粒长大,性能有所下降;焊缝材料强度、硬度均大于母材区。焊缝区材料组织特征与力学性能整体优于母体材料,能够保证马弗管在高温服役环境下的可靠性。     

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.     

镍基单晶合金高温蠕变变形与损伤行为

通过蠕变性能测试和组织观察,研究了镍基单晶合金在高温蠕变期间的变形和损伤行为.结果 表明,该合金在1040℃/137 MPa条件下的蠕变寿命为556 h,表现出优异的蠕变抗力.合金在稳态期间的蠕变特性是位错在γ基体中滑移和攀移越过筏状γ'相.在蠕变后期,合金的变形特征是位错剪切进入筏状γ'相,剪切γ'相的位错可以交滑移...     

Nb对Ni-Cr-Ti型变形高温合金稳态蠕变行为的影响

Nb在合金中以大约5∶3∶1的比例分布在γ,γ′和碳化物相中,随着合金中Nb含量增加,应力指数m减小,Q_(app)增加,并满足关系式 Q_(app)=Be~(kx/lge) Nb降低合金晶粒度和γ基体堆垛层错能,稳态蠕变速率服从 _s∝L~b γ_SFE)~α Nb增加γ′相体积分数,颗粒半径和长程有序度。若引进有效应力(σ-σ_b)来描述稳态蠕变速率的应力关系,蠕变表达式为 _s=A_1L~bγ_(SFE)~α(σ-σ_b)~n0exp[-(Q_(app)/RT)]薄膜透射电镜观察表明:在(111)滑移面上α/2[10]全位错切割γ′相时被分解为α/6[11]和α/6[2]偏位错。测得超点阵位错对间距约为100—165,与所测得的γ′相颗粒尺寸相近。     

一种镍基单晶高温合金蠕变机制的研究

对一种镍基单晶高温合金在两种蠕变条件下（760℃／780MPa和982℃1248MPa）的变形机制进行分析．结果表明：在中温高应力条件下（760℃／780MPa）,在低应变阶段,位错以堆垛层错的形式切入γ’相;高应变阶段,位错以位错对的方式切入γ’相．在高温低应力条件下（982℃／248MPa）的低应变阶段,母相a／2（110）位错在基体中运动弓出,并绕过γ’相,发生位错反应而形成位错网;高应变阶段与中温高应力条件的切入机制相同．     

BSTMUF601板材焊接接头在高温持久应力下的组织转变特性试验研究

对马弗管用BSTMUF601厚板焊接接头在高温持久应力下服役前后的试样开展了金相实验,研究了焊接接头在高温持久应力下的组织转变特性。实验结果表明,高温持久应力服役后,母材发生明显的晶粒长大现象并与热影响区相熔合,焊缝区仍为连续冷却的铸态组织,晶粒没有明显长大。焊缝区晶粒随持久试验温度增加而轻微长大,随着持久试验应力增加而轻微减小。持久应力促使晶内出现与水平拉伸方向成40°的裂纹,温度的升高使断口孔洞增多,进而影响材料服役性能。焊缝区析出的碳化物起到了钉扎位错效果,阻止了晶粒的长大,使焊接接头高温持久性能得到提升。     

定向凝固镍基高温合金的高温蠕变

研究了一种定向凝固镍基高温合金在870℃,330—420MPa应力下的高温拉伸蠕变性能．结果表明：蠕变曲线表现了较短的减速蠕变阶段和较长的加速蠕变阶段,其蠕变变形机制为位错在第二相粒子间的Orowan弯曲过程,而不是由扩散过程所控制加速蠕变阶段蠕变速率的起始增加是显微组织发生变化（γ’相的定向粗化）的结果,而不是蠕变裂纹的形成与扩展．蠕变断裂数据符合MonkmanGrant关系．最终的断裂过程受控于蠕变裂纹的扩展速度     

ZL107合金的高温静态蠕变和循环蠕变

研究了不同热处理状态的ZL107合金在107℃的高温静态蠕变和循环蠕变的行为。结果发现：峰时效下，合金的蠕变抗力强于过时效状态下材料的蠕变抗力。 循环蠕变时材料表现出蠕变减速现象。经峰时效处理的ZL107合金在循环蠕变中表现出较静态蠕变低的激活能，用非热空位机制进行了解释，而经过时效处理的ZL107合金表现出高的激活能，滞弹性机制起了重要作用。     

耐热Al-Cu-Mg-Ag合金的高温蠕变行为

通过蠕变试验、扫描电子显微镜和透射电子显微镜分析,对比研究了 170℃下,蠕变应力(200 MPa、225 MPa、250 MPa、275 MPa、300 MPa)对峰时效态Al-Cu-Mg-Ag合金蠕变行为的影响.结果表明:合金的稳态蠕变速率ε对应力状态非常敏感,它们之间的关系符合幂指数关系:ε=e-64.81σ8....     

700～750℃GH2984合金的蠕变变形机制

研究铁镍基高温合金GH2984在700~750℃蠕变期间的显微组织演变及其对性能的影响。结果表明:在(700℃,300 MPa)蠕变条件下,合金持久寿命仅160 h,变形过程中晶界处的应力集中并促进裂纹的萌生与扩展是造成合金失效的主要原因。应力降至200 MPa时,晶粒旋转导致晶界处应力集中得到释放,抑制裂纹萌生并进而使合金持久寿命明显增长。然而,随着蠕变温度的增加,晶粒在变形过程中伴随出现动态再结晶。这一现象虽然使得合金持久塑性有所增加,但晶粒加工硬化程度较低造成合金持久寿命明显缩短。     

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.     

Ta含量对镍基粉末高温合金高温蠕变变形行为和性能的影响

采用FESEM、TEM等实验技术,系统研究了750℃、600 MPa条件下,不同Ta含量的镍基粉末高温合金的蠕变性能和蠕变过程中显微组织和变形行为特征以及合金层错能对蠕变行为的影响.结果表明,随着Ta含量的增加,合金层错能呈非线性关系降低.蠕变变形各阶段的变形行为和位错组态的变化与层错能密切相关.低Ta含量合金层错能相对较高,基体位错a/2<110>滑移被阻止在γ/γ'内界面处,不易发生位错分解,可直接进入γ'相中形成反相畴界(APB)或通过Orowan环弓弯模式绕过γ'相;当合金中Ta含量中等时,合金层错能降低,促进在γ/γ'内界面处基体位错发生分解,产生a/6<112>Shockley不全位错开始剪切γ'相,形成超点阵层错(超点阵内禀层错(SISF)或超点阵外禀层错(SESF))和扩展层错(ESF)进而转化形成形变孪晶,呈现层错和形变孪晶共同强化效应,提高蠕变性能;而高Ta含量合金层错能很低,有利于位错在不同{111}滑移面上同时形成尺寸较宽的扩展层错,并出现相互交结的交叉层错抑制形变孪晶的形成,加快蠕变形变裂纹发展.因此,合金中加入适量Ta能有效降低层错能,提高形成不全位错剪切γ'相能力和形成显微孪晶能力,增加蠕变抗力,有效改善合金蠕变性能.     

Cu-0.8Mg合金高温变形行为与机制

利用Gleeble-1500D热模拟试验机对Cu-0.8Mg合金进行热变形试验,变形温度为500~850℃、应变速率为0.001~10 s-1,研究不同试验条件下合金流变应力的变化规律,分析合金的流变应力、应变速率和变形温度之间的关系,对合金的热加工图进行研究。结果表明:合金在热变形过程中,其流变应力曲线表现出典型的加工硬化、动态回复和再结晶特征,随着变形温度的升高和应变速率的降低,其流变应力和峰值应力也随之降低;合金热变形过程中的激活能为177.88 k J/mol,构建了合金的本构方程;合金在热变形过程中的最优加工参数为:变形温度为700~800℃、应变速率为0.01~0.1 s-1。