NiAl-31Cr-3Mo共晶合金的高温氧化行为

本文采用恒温氧化实验方法,在900 ～ 1150℃下测试了NiAl-31Cr-3Mo共晶合金的氧化性能,分析了合金的氧化动力学;SEM观测了合金表面以及横截面的形貌.研究表明,共晶合金表面在900～ 1100℃下形成了连续的Al2O3氧化膜,表现出一定的抗氧化性能;共晶合金表面在1150℃下未形成完整的Al2O3氧化膜...     

定向凝固NiAl-28Cr-5.8Mo-0.2Hf合金的高温拉伸蠕变行为

研究了定向凝固NiAl-28Cr-5.8Mo-0.2Hf合金的显微组织和在982－1100℃,50-124MPa应力下的高温蠕变行为，该合金是由NiAl相。Cr(Mo)相和少量Hf的固溶体相组成。蠕变测试结果表明：蠕变曲线是由较短的减速蠕变阶段和较长的加速蠕变阶段组成，且蠕变后的显微组织变化不大，蠕变变形机制是由位错攀移机制所控制。加强蠕变阶段蠕变速率的增加是由于裂纹的形成与扩展引起的。     

共晶NiAl—9Mo合金的超塑性行为

研究了共晶 ＮｉＡｌ－９Ｍｏ合金的超塑性行为及其变形机制．该合金的微观组织由 ＮｉＡｌ以及 ＮｉＡｌ和α－Ｍｏ共晶体组成．在 １３２３－１３７３ Ｋ温度区间,以 ５.５５×１０－５－１．１１×１０－４ ｓ－１的应变速率拉伸变形时,表现出超塑性行为,最大延伸率达到 １８０％,应变速率敏感性指数达到 ０．５６．超塑性的变形机制为初生 ＮｉＡｌ基体的晶界滑动,断裂起源于超塑性变形过程中产生的孔洞．     

NiAl-28Cr-6Mo共晶合金的高温氧化行为

本文采用恒温氧化实验方法,在900～1150℃下测试了NiAl-28Cr-6Mo共晶合金的氧化性能,分析了合金的氧化动力学,SEM观测了合金表面以及横截面的形貌.研究表明,NiAl-28Cr-6Mo共晶合金在900～1100℃下合金表面生成了连续的Al2O3氧化膜,具有较好的抗氧化性能;900～1000℃氧化膜主要由θ...     

NiAl-31Cr-2.9Mo-0.1Hf-0.05Ho定向共晶合金的高温氧化行为(英文)

采用SEM和XRD等分析手段对NiAl-31Cr-2.9Mo-0.1Hf-0.05Ho定向共晶合金的高温氧化行为进行研究。结果表明,在900~1100°C下合金表面生成连续的Al2O3氧化膜,从而使合金具有良好的抗氧化性能;在1150°C下合金表面的Al2O3氧化膜破裂,氧化增重升高。定向凝固工艺细化合金的组织以及微量稀土元素Ho的加入,均有利于在合金表面形成连续的Al2O3氧化膜。在氧化过程中,表面氧化膜存在着θ-Al2O3→α-Al2O3的相变过程,从而导致1000°C和1050°C氧化增重反常现象的出现。     

定向凝固NiAl-28Cr-5Mo-1Hf合金的高温蠕变

研究了定向凝固NiAl-28Cr-5Mo-1Hf合金的显微组织和高温拉伸蠕变行为，该合金由NiAl相、Cr(Mo)相和少量聚集在NiAl和Cr(Mo)相界处的Ni2AlHf(Heusler)相组成，蠕变曲线表现为较短的减速蠕变阶段和较长的稳态蠕变阶段及较高的蠕变应变，且蠕变后显微组织的变化不大，该合金的蠕变由晶格自扩散引起的位错攀移所控制，蠕变断裂数据符合Monkman-Grant关系。     

NiAl-25%Cr合金的高温蠕变行为

研究挤压NiAl-25Cr合金在1073~1123K温度区间的蠕变行为。结果表明:在实验温度区域内,挤压NiAl-25Cr合金表现出两种明显不同的蠕变机制;在低温区域中,由位错的滑移和攀移控制蠕变变形过程;而在高温区域中,位错粘滞滑移控制蠕变变形过程。在研究蠕变的温度范围内,合金的蠕变表观激活能高于Ni的晶格自扩散能,这可以解释为在蠕变瞬时变形过程中,第二相粒子沿着基体相运动的结果,第二相粒子可能是γ'-Ni3Al相或α-Cr相。     

电磁离心铸造NiAl共晶合金的显微组织和力学性能

利用电磁离心铸造(EMCC)工艺制备NiAl/Cr(Mo)共晶合金,研究了合金的显微组织和压缩性能.结果表明, 合金显微组织细小,由激冷区、共晶区和亚共晶区组成.激冷区以初生β-NiAl相为主,共晶区由β-NiAl和α-Cr(Mo)相构成,亚共晶区由初生β-NiAl和β-NiAl/α-Cr(Mo)共晶组成. EMCC NiAl共晶合金1000℃压缩行为遵从幂指数规律: ε=Aσn.合金的室温断裂方式以基体NiAl的解理断裂和NiAl/Cr(Mo)的相界面剥离为主.     

NiAl—Cr（Zr）金属间化合物合金的高温蠕变

研究了多相金属间化合物NiAl-33．5Cr－0．5Zr合金的显微组织和高温拉伸蠕变行为。铸态合金由β-NiAl和α-Cr组成共晶胞及沿共晶胞界分布的NiAlZr（Heusler)相组成。热等静压处理后,胞界处的Ni2AlZr相转变为富Zr相。蠕变曲线表现为较短的减速蠕变阶段和较长的稳态蠕变阶段,不同温度、负荷下的蠕变应变几乎相同,均为45％左右,且蠕变后的显微组织变化不大。蠕变变形机制为错滑移和攀移控制下的动态回复与动态再结晶,不是单独由扩散所控制。蠕变断裂数据符合Monkman-Grant关系。     

定向凝固NiAl-9Mo共晶合金的凝固组织特性

采用液态金属冷却法在恒定温度梯度GL=334 K/cm,大生长速率范围内（2~300μm/s）对Ni-45.5Al-9Mo （摩尔分数,%）共晶合金进行定向凝固制备。研究生长速率（v）对纤维间距（λ）、纤维直径（d）和纤维体积分数的影响。在实验中发现平界面和胞界面两类共晶生长界面。在平界面和胞界面组织中,生长速率（v）与纤维间距（λ）和纤维直径（d）的关系经回归分析分别为：λv1/2=5.90μm·μm1/2·s1/2和 dv1/2=2.18μm·μm1/2·s1/2。Mo纤维的体积分数可在一定的范围内随生长速率进行调整,这是由生长过程中界面前沿过冷度的增加及共晶组织中各组成相的生长特性引起的。     

NiAl-Cr(Mo)-Ho-Hf共晶合金的高温磨损特性

采用滑动磨损实验测试了NiAl-28Cr-5.6Mo-0.25Ho-0.15Hf(原子分数,%)共晶合金与SiC陶瓷配副在600-1000℃下的摩擦磨损特性.结果表明,在700-900℃下合金表现出优异的自润滑耐磨性能,这种特性源于共晶合金摩擦表面生成了1-3 μm厚的玻璃陶瓷润滑膜,该润滑膜可向SiC表面转移,形成玻璃陶瓷/玻璃陶瓷的摩擦状态.随着温度的升高,共晶合金与润滑膜的强度降低,SiC微粒压入润滑膜,导致润滑膜的剥落加剧、共晶合金磨损率升高.共晶合金在600℃下由于未形成润滑膜而面发生较严重的磨粒磨损,摩擦系数和磨损率很高.     

Al-Cu-Mg-Ag耐热铝合金高温蠕变行为

在100-210℃和150-300 MPa的条件下,研究了Al 5.3Cu-0.8Mg-0.5Ag-0.3Mn-0.15Zr耐热铝合金的蠕变行为,探讨了时效状态对合金高温性能的影响.结果表明:在相同蠕变条件下,欠时效态合金的稳态蠕变速率远远低于峰时效态合金.在210℃/200 MPa 下,欠时效态合金的蠕变断裂时间为7...     

NiAl(Ti)-Cr(Mo)共晶合金的微观组织和力学性能

Ni-32Al-28Cr-3Mo-4Ti(原子分数,％)共晶合金组织由β-NiAl和α-Cr(Mo)共晶组成,并含有少量初生β-NiAl相和Ni_2AlTi相．合金压缩屈服强度超过稀土Dy合金化的NiAl-Cr(Mo)合金,与NiAl-28Cr-5Mo-1Hf合金相当,表明Ti合金化有利于提高NiAl-Cr(Mo)共晶合金的强度．合金在1000℃下的蠕变断裂寿命和最小蠕变速率均与施加载荷之间呈线性的双对数关系,蠕变断裂寿命与最小蠕变速率之间满足Monkman-Grant关系修正式：t_f·((?)min)~(0.71)=0．51．合金的室温断裂方式为共晶相的解理断裂以及NiAl与Cr(Mo)相界面的剥离,高温蠕变断裂由共晶胞界处微空洞形成和聚集所导致．     

ORIENTATION EFFECTS ON CREEP OF A LAMELLAR TiAl ALLOY

１　ＩＮＴＲＯＤＵＣＴＩＯＮＣｒｅｅｐｐｒｏｐｅｒｔｙｏｆγＴｉＡｌａｌｌｏｙｉｓｉｍｐｏｒｔａｎｔｔｏｉｔｓｕｓｅａｓａｐｏｔｅｎｔｉａｌｈｉｇｈｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｍａｔｅｒｉａｌ．Ｗｉｔｈｏｕｔａｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｕｎｄｅｒｓｔａｎｄｉｎｇｏｆｃｒｅｅｐｂｅｈａｖｉｏｒ,ｔｈｅｒｅｉｓａｇｒｅａｔｒｉｓｋａｓｓｏｃｉａｔｅｄｗｉｔｈｔｈｅｕｓｅｏｆγＴｉＡｌｉｎｔｈｅｅｎｖｉｓａｇｅｄｃｒｉｔｉｃａｌｐｒｏｐｕｌｓｉｏｎａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ．Ｓｏｆａｒ,ｔｈｅｗｏｒｋｏｎｃ…     

EFFECTS OF LAMELLAR BOUNDARIES ON CREEP BEHAVIOR OF PST CRYSTALS OF TiAl ALLOYS

ＩＮＴＲＯＤＵＣＴＩＯＮＷｉｔｈｏｕｔａｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｕｎｄｅｒｓｔａｎｄｉｎｇｏｆｉｔｓｃｒｅｐｂｅｈａｖｉｏｒ,ｔｈｅｒｅｉｓｇｒｅａｔｒｉｓｋａｓｏｃｉａｔｅｄｗｉｔｈｔｈｅｕｓｅｏｆＴｉＡｌｉｎｔｈｅｅｎｖｉｓａｇｅｄｃｒｉｔｉｃａｌ...