LOW CYCLE FATIGUE BEHAVIORS AND MICROSTRUCTURES OF Ti–2Al–2.5Zr WITH FINE GRAIN AT RT AND 77 K

对细晶Ti--2Al--2.5Zr合金进行了室温/低温(77 K)疲劳实验及微观组织观察. 结果表明: 室温低应变幅Δε_t/2(=0.5%, 1.0%)下,合金表现为循环软化; 室温高应变幅(1.5%, 2.0%)下, 则表现为循环应力饱和; 77 K时, 不同应变幅下均表现为循环硬化, 且随应变幅升高, 循环硬化程度增强. 疲劳寿命测试结果表明: 低温疲劳寿命始终高于室温. 断口SEM观察表明, 室温和低温下, 疲劳裂纹扩展区均有明显的疲劳条纹,疲劳裂纹以穿晶方式扩展, 室温下伴随有大量二次裂纹, 低温下的二次裂纹数量明显减少. TEM观察表明: 低温下孪生是合金主要的变形方式, 包括{1011}和{1121}型孪晶. 疲劳变形位错组态为: 室温较低应变幅(0.5%, 1.0%)下, 形成位错线和局部位错缠结; 室温下应变幅提高到1.5%和2.0%时,\{1010}柱面和{1121}锥面滑移同时开动, 位错组态演化为亚晶和明显的位错胞. 77 K下, 应变幅2.0%时形成沿 柱面平行分布的位错带; 77 K下应变幅升高到4.5%时, 多滑移形成相互垂直的位错线. 低温诱发形变孪晶是Ti--2Al--2.5Zr低温疲劳寿命升高的原因.     

Ti-2Al-2.5Zr合金的高温低周疲劳行为

研究了Ti-2Al-2.5Zr合金的高温(673K)低周疲行为,结果表明:Ti-2Al-2.5Zr合金的循环变形表现出初始硬化、随后软化和最后二次硬化的特征。在高温和较高应变幅((Δε_t/2)1.0%)条件下,材料的疲劳寿命高于室温下的疲劳寿命。随着应变幅的提高,高温673 K材料疲劳变形后形成的位错组态由位错墙逐渐演变成成熟的位错胞。多系滑移开动和塑性变形均匀性增强是高温Ti-2Al-2.5Zr合金疲劳寿命提高的原因。     

温度和氧含量对Ti-2Al合金拉伸力学行为和断裂方式的耦合影响

研究高氧含量(0.30%,质量分数,下同)、工业水平氧含量(0.16%)和极低氧含量(0.06%) 3种Ti-2Al合金在低温(77 K)、室温和高温(673 K)下的拉伸力学行为。结果表明：低温和室温下,随着氧含量的升高,材料强度提高,塑性降低。然而,高温673 K下,不同氧含量Ti-2Al合金强度和塑性基本相同,材料强度和塑性对氧含量的依赖性显著降低。氧含量较低时,温度对Ti-2Al合金塑性影响很小。微观组织观察表明,随着温度的升高,工业水平及高氧含量Ti-2Al合金拉伸断口由脆性解理转变为延性韧窝。高温环境下,固溶氧原子扩散速率提高使Cottrel气团对位错滑移的阻碍减弱,均匀变形的结果导致高氧含量Ti-2Al合金延性改善。     

细晶Ti-2Al-2．5Zr合金室温／低温低周疲劳行为及微观结构

对细晶Ti-2A;-2.5Zr合金进行了室温/低温(77 K)疲劳实验及微观组织观察.结果表明:室温低应变幅Δεt/2(=0.5%,1.0%)下,合金表现为循环软化;室温高应变幅(1.5%,2.0%)下,则表现为循环应力饱和;77 K时,不同应变幅下均表现为循环硬化,且随应变幅升高,循环硬化程度增强.疲劳寿命测试结果表明:低温疲劳寿命始终高于室温.断口SEM观察表明,室温和低温下,疲劳裂纹扩展区均有明显的疲劳条纹,疲劳裂纹以穿晶方式扩展,室温下伴随有大量二次裂纹,低温下的二次裂纹数量明显减少.TEM观察表明:低温下孪生是合金主要的变形方式,包括{1011}和{1121}型孪晶.疲劳变形位错组态为:室温较低应变幅(0.5%,1.0%)下,形成位错线和局部位错缠结;室温下应变幅提高到1.5%和2.0%时,{1010}柱面和{1121}锥面滑移同时开动,位错组态演化为亚晶和明显的位错胞.77 K下,应变幅2.0%时形成沿柱面平行分布的位错带;77 K下应变幅升高到4.5%时,多滑移形成相互垂直的位错线.低温诱发形变孪晶是Ti-2Al-2.5Zr低温疲劳寿命升高的原因.