长期热暴露对含钨铌γ-TiAl合金疲劳及表面损伤容限的影响

选取热暴露(700℃,10000 h)前、后的Ti-44.5Al-5Nb-1W-1B(摩尔分数,%)(5-1-1合金),对其表面引入不同深度的缺口(0~800μm),研究热暴露对该材料的疲劳性能及缺口损伤容限的影响,以Kitagawa-Takahashi线图的形式对热暴露引起的疲劳强化、长裂纹扩展门槛值以及合金在热暴露影响下对表面损伤的容忍限度进行定量分析。结果表明:热暴露导致的回火稳态良性效应大于合金显微组织出现脆化的有害效应,使得热暴露后无缺口样品出现疲劳强度提高,而α_2层片分解和组织细化能适当提高疲劳长裂纹扩展门槛值。当在热暴露后引入缺口而无回火效应时,长期热暴露导致的组织脆化成为控制性因素,材料的缺口敏感性增加,表现为出现短缺口效应的尺寸范围在热暴露后明显增大。     

不同表面加工状态对高强度γ-TiAl合金疲劳性能的影响

研究了近层片组织γ-TiAl合金Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si-1B(原子分数,%)在不同表面加工状态下的疲劳性能。研究发现:在该高强度TiAl合金的疲劳过程中,交变疲劳最大应力往往低于其条件屈服应力,最大受力面上不易出现局部区域塑性变形。在这样的情况下,最大受力面的表面质量变得极为关键。直接线切割的样品其条件疲劳强度呈现较大的不确定性。试样经表面磨削后喷丸处理引入约250μm的表面压应力层,疲劳强度提高1/3左右。磨削后经电解抛光处理的试样,表面光滑平整无缺陷,其条件疲劳强度相对于直接线切割试样提高了约70%。带有V型缺口(kt=3.0)的试样,相比于其他平面样品,其疲劳寿命显著降低,且无"缺口强化"现象出现,表现出较强的缺口敏感性。同时发现,在低于条件屈服应力下疲劳裂纹萌生均属于材料屈服前的早期裂纹萌生,合金中弱的组织和相成为其萌生的优先选择:这包括等轴γ晶粒聚集区域,偏聚在晶界位置的B2(ω)晶块以及处于软位向的α2/γ片层界面。     

热暴露对近片层γ-TiAl合金在交变载荷下表面损伤容限的影响研究

研究了高强度的近片层γ-Ti Al合金Ti-44Al-4Nb-4Zr-0.2Si-1B长期热暴露(700℃,10000 h)前后的显微组织变化,并研究了表面缺陷对高周疲劳性能的影响。对长裂纹的疲劳起裂门槛值,引起疲劳失效的非安全尺寸的短裂纹范围进行分析,确定了该合金在热暴露下的表面缺陷的容忍限度。结果表明:热暴露能提升该合金光滑样品的疲劳强度,增加其对表面缺陷的敏感度。     

热暴露及表面氧化对γ-TiAl合金疲劳性能的影响

研究了全片层组织的中等强度γ-TiAl合金Ti-45Al-2Mn-2Nb-0.8TiB2在热暴露+表面氧化10000 h以后,4种加工表面与高频疲劳行为的定量关系。结果表明:在该TiAl合金的疲劳过程中当经历长时间热暴露+氧化后,相对于热暴露之前,该合金的疲劳强度有增有降,依表面加工方式而定。表面质量差的线切割样品以及表面无压应力的电解抛光样品,出现"热暴露+氧化增强"的现象,这表明大气热暴露导致的应力弛豫现象带来的有利效果大于表层氧化产生的不利效果。热暴露+氧化对喷丸样品有明显不利效果,热暴露引起的应力弛豫导致喷丸样品表面压应力降低,层厚减薄,氧化引起表面疏松,引入了缺陷。     

7449合金高周疲劳及裂纹萌生行为

研究7449-T7951合金的高周疲劳及裂纹萌生行为。在室温下,采用光滑及缺口试样进行疲劳寿命测试,应力比(R)分别为0.5和1.0。采用金相显微镜、扫描电镜及透射电镜对该合金的微观组织及疲劳试样断口进行分析,以揭示其疲劳裂纹萌生机理与合金微观组织之间的关系。结果表明:7449-T7951合金具有优异的疲劳性能;应力比为0.5和1.0时,光滑试样的疲劳寿命极限(σN)分别为349和134 MPa,而缺口试样的σN(缺口系数Kt=3.0)分别为138和70 MPa。其裂纹萌生行为受合金中粗大第二相、析出相、晶界和位错(滑移带)的共同影响。     

喷丸对一种单晶合金表面完整性和高温缺口疲劳性能的影响

研究了喷丸后单晶合金的表面完整性和高温缺口疲劳性能。喷丸后表面形貌采用白光干涉仪表征,扫描电镜,2个方向观察(平行于受喷表面和截面方向)高分辨透射电镜和电子背散射衍射分析,疲劳性能采用旋转弯曲疲劳模式表征。采用旋转弯曲疲劳极限表征了强化增益作用,并与喷丸显微组织建立联系。结果表明,在760℃到850℃区间,喷丸强化较原始加工状态的疲劳极限增益达到14.8%,主要原因是高密度的缠结位错、加工硬化和晶粒错配。此外,通过表面应力集中系数计算表明,即使在平均粗糙度Ra升高的基础上,喷丸强化后表面应力集中系数也降低。     

Ti45Al8.5Nb0.2W0.2B0.02Y合金热暴露组织及疲劳性能研究

在大气环境下,对Ti45Al8.5Nb0.2W0.2B0.02Y等温锻造合金分别在700℃进行1 000、3 000和5 000 h,900℃进行了100、500和1 000 h热暴露处理。采用光学显微镜和扫描电镜研究了热暴露对合金组织稳定性的影响,并进行了氧化性能和疲劳性能测试。结果发现,该合金等温锻造后为典型的双态组织,经过700℃×5 000 h和900℃×1 000 h热暴露处理后,在α_2+γ层片晶团内α_2层片通过α_2→γ相变发生了一定平行分解,使层片细化,有利于提高该合金的疲劳强度。在700℃和900℃条件下,初始氧化速度均较快,相对而言700℃抗氧化能力较好。热暴露处理后,合金的室温疲劳强度均较原始状态有所提高,疲劳行为相对比较稳定。     

低合金化中等强度Ti-45Al-2Mn-2Nb-0.8vol%TiB2合金的热稳定性

研究了低合金化、中等强度、全片层γ-TiAl合金Ti-45Al-2Mn-2Nb-0.8 vol% TiB₂在10000 h、700 ℃大气热暴露处理下的热稳定性。研究发现,长期的大气热暴露导致合金通过渐进的α₂层片消解、减薄模式实现α₂→γ相变,且α₂层片的分解、转化、消失的趋势较弱。相对于高合金含量的TiAl合金,该合金的枝晶偏聚不严重,α₂层片不平衡分布的趋势较小。除极个别α₂→β外,没有发生融合型α₂+γ→β相变。热暴露10000 h后,α₂层片厚度约为热暴露前的一半,体积分数下降约为四分之一,相应的“释氧脆化”和“B2+ω共生脆化”的影响较弱,使得合金的拉伸强度变化不大,塑形降低不严重,热暴露后的S-N疲劳强度反而增加了30%。疲劳强度的热暴露增强现象是因为热暴露导致的应力弛豫效应所致。长期的热浴浸泡导致样品表层的应力值降低,次表层的缺陷和微裂纹钝化,内部铸态α₂-γ层片间的应力集中降低,这些均有利于提高合金抵抗疲劳微裂纹萌生的抗力。     

热暴露后合金Ti-45Al-8.5Nb(WBY)的显微组织和拉伸性能变化

对Ti-45Al-8.5Nb(WBY)合金在700℃大气环境下分别进行了1000、1700、3000、10000h的热暴露处理.通过扫描电镜及透射电镜研究了系列热暴露对该合金组织稳定性的影响,并进行了室温拉伸测试.研究发现,Ti-45Al-8.5Nb-(WBY)合金在室温下为双态细晶组织.在热暴露1000h后,在α2+γ层片晶团内α2层片通过α2→γ相变发生了平行分解,导致层片细化,这有利于提高该合金的拉伸强度,屈服强度和塑性.在热暴露1700h后,合金开始通过α2+γ→B2(ω)相变生成B2(ω)等轴晶粒.在3000h热暴露后,从α2+γ层片晶团形成的B2(ω)等轴晶粒达到18 vol％,而且其上有针状相广泛析出.经历10000h热暴露形成的B2(ω)等轴晶粒和经历3000h形成的接近,导致该合金的强度和塑性均降低,但在10000h热暴露后,这种力学性能的降低不高于10％.     

喷丸压力对GH3535合金表面状态及疲劳性能的影响研究

分别采用0.3MPa、0.45MPa和0.6MPa喷丸压力对GH3535高温合金表面进行喷丸。利用扫描电子显微镜（SEM）观察合金表面形貌、强化层组织结构,通过金相显微镜（OM）、维氏硬度计、X射线应力分析仪分析表层晶粒度、表层显微硬度、表层残余应力分布及X射线衍射峰半高宽。在室温条件下进行高周疲劳实验,并通过扫描电子显微镜（SEM）观察分析断口形貌特征。结果表明:GH3535合金喷丸后表层形成了晶粒细化层、硬化层和残余压应力层。且合金表面产生的晶粒细化层厚度、硬化层厚度以及残余压应力层厚度均随着喷丸压力的增加而提高。喷丸压力在0.3MPa～0.6MPa范围内,疲劳寿命受喷丸压力的影响较为敏感,且疲劳寿命随着喷丸压力的增加而提高。当喷丸压力为0.6MPa时,喷丸产生的效果最优,疲劳寿命提高了471.1%。喷丸后GH3535合金疲劳寿命的提高得益于合金表面状态的改善。     

750℃热暴露对定向层片组织铸造TiAl合金室温拉伸塑性的影响

研究了大气中750℃,48~300 h热暴露对定向层片组织铸造TiAl合金室温拉伸塑性的影响,并采用拉伸中途卸载、染色渗透后再次加载直至断裂的方法,分析因表面脆性层诱发的微裂纹的形成和扩展行为,以揭示定向层片组织在热暴露后保持更好室温拉伸塑性的原因.结果表明,定向层片组织TiAl合金在750℃热暴露150 h后室温塑性仍大于2.0%,300 h热暴露后尚保持1.0%的水平,其热暴露致脆程度远小于双态组织和其它层片组织.在430 MPa应力下,微裂纹起源于脆性贫Al层,并在后续加载过程中扩展进入基体.此裂纹起到尖锐缺口的作用,约束了材料的塑性变形,导致TiAl合金室温拉伸塑性降低.对于定向层片组织,由于层片界面平行于基体表面,有利于抑制微裂纹在后续加载过程中向基体扩展,从而使合金在热暴露后保持较高的室温塑性.     

V元素对Al-4.4Cu-1.5Mg-0.15Zr合金热裂性能的影响

Al-Cu合金结晶范围宽,树枝晶发达,热裂倾向严重。通过添加不同含量的V元素,研究了Al-4.4Cu-1.5Mg-0.15Zr-x V(x=0、0.05、0.1、0.15、0.2、0.25)合金热裂倾向及组织特征。结果显示,未添加V元素时,合金晶粒形态主要是粗大树枝晶;随着V元素加入,合金的晶粒逐渐变得细小;当V元素添加量为0.2%时,合金组织变得均匀,晶粒呈近等轴晶形态;继续添加V元素合金组织出现粗化现象。对于Al-4.4Cu-1.5Mg-0.15Zr-x V合金,其热裂敏感系数HSC与合金晶粒尺寸变化规律一致。未添加V元素时,晶间低熔点相数量少,不能形成足够多的液膜,合金的热裂倾向最高,热裂敏感系数为1.64;当V元素加入量为0.2%时,合金晶粒间的低熔点相明显增多,在晶间形成大量液膜,合金的热裂倾向最低,热裂敏感系数为1.05。对于Al-4.4Cu-1.5Mg-0.15Zr-x V合金的热裂抗性,最优的V元素加入量为0.2%。添加V元素对合金的影响主要有两方面:一是细化晶粒;二是促进晶间低熔点相形成,形成液膜,提高合金抗热裂性。     

长期热暴露对不同表面状态的Ti-44Al-5Nb-1W-1B合金疲劳性能的影响

通过喷丸和电解抛光的方法处理Ti-44Al-5Nb-1W-1B(摩尔分数,%)合金,研究其在长期热暴露(10000 h,700℃)前后疲劳性能的变化。结果表明:在热暴露前,电解抛光处理比喷丸处理更能改善该合金的疲劳性能。经过长期热暴露后,两种表面处理样品的疲劳性能均出现不同程度的衰减,但电解抛光处理相对于喷丸处理能够更好地保持合金的疲劳性能。长期热暴露会导致合金表面发生氧化,合金内部发生"释氧脆化"和"B2+ω有序相生成脆化",这3种变化均对合金的疲劳性能产生不利影响。表面氧化使得喷丸工艺所引入的表层残余压应力在长期热暴露时明显降低,这导致疲劳性能大幅度衰减。相对而言,电解抛光工艺使合金获得光滑平整无缺陷的表面,无明显应力集中,因此合金有较高的抵抗热暴露性能衰退的能力。     

考虑表面加工的疲劳缺口系数研究与应用

应力集中与表面加工对疲劳强度有着显著的影响,在结构疲劳强度的估算中,起着重要的作用.通过对45钢疲劳缺口系数试验研究的数据分析,确定了应用Lipson-Juvinall公式计算考虑表面加工的疲劳缺口系数,与实际情况更相符.局部应力应变法应用于高周疲劳时,必须考虑表面加工与尺寸等因素对疲劳强度的影响,由此文中将考虑表面加工的疲劳缺口系数应用于修正Neuber法,计算应力集中部位的局部应力应变.并对应变寿命曲线作以修正,大大提高了局部应力应变法估算高周疲劳寿命的精度.     

超粗晶硬质合金截齿的层状剥落

本文主要探讨采煤机用截齿在使用过程中的失效行为。重点研究焊接于截齿顶部的超粗晶硬质合金齿的"层状剥落"现象,探讨层状剥落出现的原因及其形成机理。分析表明:在采煤过程中,超粗晶硬质合金的热疲劳是导致其失效的主要原因之一,合金的热疲劳及超粗WC晶粒之间粘结相的先期去除是层状剥落形成的主要原因。通过适当增加合金中WC的平均晶粒度、采用特定手段强化合金中的Co相将有效减缓或避免超粗晶合金层状剥落现象。     

表面再结晶晶粒对涡轮叶片DZ4合金疲劳性能的影响

目的 了解表面再结晶晶粒影响涡轮叶片DZ4合金疲劳失效的机制,从而找出提高疲劳寿命的途径.方法 采用我国自主研发的涡轮叶片用定向凝固合金DZ4.对合金表面采用不同压力(0.1、0.3、0.5 MPa)进行喷丸处理,随后进行1220℃的热处理,合金表面塑性变形层发生再结晶形成再结晶晶粒.通过扫描电子显微镜等对不同条件下获得的再结晶微观组织进行观察分析.对于含表面再结晶层的DZ4试样和原始DZ4试样分别开展低周疲劳测试,以获得其循环变形行为和低周疲劳寿命.结果 在较低的喷丸压力下(如0.1 MPa),表层再结晶组织以离散的再结晶晶粒出现.在较高喷丸压力下(0.3 MPa和0.5 MPa),获得了完全的表面再结晶层,而且随喷丸压力的增大,再结晶层厚度增加.疲劳试验结果 显示,在较低喷丸压力(0.1 MPa)下获得的再结晶试样,其疲劳寿命比原始DZ4合金的明显降低;在0.5 MPa下获得的含再结晶层的DZ4试样,具有比原始DZ4合金更高的疲劳寿命.结论 定向凝固合金DZ4表面的再结晶层并不一定会降低其疲劳寿命.在较低喷丸压力(如0.1 MPa)及退火条件下形成的离散状再结晶晶粒对疲劳性能有害,疲劳寿命降低明显.在较高喷丸压力(如0.5 MPa)和退火条件下形成的致密细晶再结晶层,可提高DZ4合金的低周疲劳性能.晶体塑性模型有助于理解和预测再结晶层对疲劳性能的影响.     

热暴露对Ti-44Al-4Nb-4Hf-1B合金显微结构和力学性能的影响

对合金Ti-44Al-4Nb-4Hf-1B在700℃大气气氛中开展了长达10 000 h的热暴露处理,系统地探索和分析含Nb-Hf的TiAl合金的高温热稳定性,采用透射电镜和扫描电镜观察合金的显微组织变化并测试相应的力学性能.研究发现:长期大气高温热暴露导致合金中α2+γ层片晶团内的a2层片发生了一定程度的α2→γ相变:部分α2层片转变成为细小的γ层片,到10 000 h时,α2层片的原始厚度减少了约一半.长期大气高温热暴露也导致合金中α2+γ层片条束上发生了α2+γ→B2(ω)相变:条束上部分α2+γ消失,代之以微米及亚微米尺度的B2(ω)块状相.在10 000 h时,其面积分数达到8.4％,随着高温热暴露的逐渐进行,合金的室温塑性伸长率逐渐降低.在10 000h时,合金的塑性约为热暴露前的2/3,表明在复合含Nb+Hf的TiAl合金中,热暴露所导致的“释氧脆化”和“B2+ω生成脆化”的影响有限.复合含Nb+Hf的TiAl合金具有优于单纯含Nb的TiAl合金的高温热稳定性.长期高温热暴露对合金的断裂强度和条件屈服强度没有明显的有害影响.在10 000 h时,其条件屈服强度总体上仍保持在600MPa级别,而合金的室温疲劳极限还有所提高.     

6156-T62铝合金的高周疲劳性能研究

研究了不同取样方向和应力集中系数(Kt)条件下6156铝合金的高周疲劳性能,并利用金相、透射和扫描电镜对合金的显微组织及断口进行了观察。结果表明,在同一应力水平条件下,取样方向对光滑试样和缺口试样的疲劳寿命影响甚微。光滑试样(Kt=1)的疲劳寿命大于缺口试样(Kt=3)的疲劳寿命,表明此合金有明显的缺口效应。第二相粒子在疲劳裂纹萌生过程中起关键作用,绝大部分裂纹都是在表面粗大粒子上或粒子/基体界面上萌生。     

TiAl合金750℃下疲劳小裂纹行为研究

研究Ti-46Al-4Nb-1.8Cr-0.2Ta合金在高温下小裂纹的萌生和扩展行为。选用光滑板材试样在原位试验机上进行750 ℃、应力比R=0.1、频率为4 Hz的疲劳试验,并使用扫描电镜对裂纹微观形貌进行观察。结果表明:片层组织TiAl合金的疲劳裂纹最易在片层团界萌生,疲劳过程中伴随较大的微观塑性变形,并在片层团界及片层间萌生大量裂纹,疲劳裂纹扩展试样半圆形缺口根部与水平方向呈45°的应力集中区域最易萌生裂纹,主裂纹通过疲劳过程中产生的片层团界裂纹、片层间裂纹合并而成,并沿与载荷方向垂直的方向扩展。在疲劳裂纹扩展后期,裂纹为穿层扩展断裂。     

显微组织均匀性对片层Ti-55531合金高周疲劳裂纹萌生的影响

采用高周拉压疲劳试验,测试了片层Ti-55531合金的室温高周疲劳性能。利用TEM、SEM等分析检测方法,研究了近裂纹源区次生裂纹特征,以及显微组织均匀性对高周疲劳裂纹萌生的影响。结果发现:该片状Ti-55531合金室温高周疲劳强度σ_(-1)(1×10~7)可达639 MPa。合金显微组织中含少量晶界α和大量10~50μm大小的组织不均匀区,疲劳变形时,晶界α处开裂或组织不均匀区内次生αs断裂、α_s/β_r界面处开裂等萌生微裂纹,促进合金的疲劳失效。