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。     

热处理对C-276合金无缝管晶粒长大行为的影响

研究了不同的热处理工艺对C-276合金冷轧无缝管晶粒长大行为的影响。结果表明:在同一保温时间下,随热处理温度的升高,C-276合金的晶粒尺寸逐渐增大,且不同保温时间下的晶粒长大趋势相同。当热处理温度为1040～1080 ℃时,晶粒长大较快;在1080～1160 ℃时放缓;在1160～1200 ℃时又加快。在1040～1200 ℃下保温10 min后C-276合金的晶界迁移表观激活能为313.77 kJ/mol。当热处理温度为1040～1080 ℃时,随保温时间的延长晶粒长大较为缓慢;温度为1120～1160 ℃时,当保温时间在10 min内,晶粒长大较快,当保温时间大于10 min后晶粒长大减慢;温度升高到1200 ℃时,随保温时间的延长晶粒长大趋势较为平缓。热处理温度在1040～1200 ℃范围内,随温度的升高,C-276合金的晶粒长大动力学时间指数η先增大后减小。     

锆－4合金的时间相关低周疲劳

研究了锆－４合金在不同应变速率下的低周疲劳和带应变保持时间相关低周疲劳行为。结果表明：在不同加载方式下，锆－４合金均表现为循环硬化，应变保持和应变速率降低均进一步提高循环饱和应力。应变保持降低材料的疲劳寿命，特别是在高应变幅区域。随着应变速率降低，材料疲劳寿命降低。疲劳变形亚结构观察表明：锆－４合金时间相关疲劳过程中以柱面滑移和晶界滑移方式变形。     

A356合金的低周疲劳行为及塑性应变能

采用电解低钛铝合金、工业纯铝与Al-10Ti中间合金,制备了具有不同钛含量的电解加钛A356合金(EA356合金)和熔配加钛A356合金(MA356合金),研究了加钛方式和钛含量对A356合金的应变能密度和低周疲劳性能的影响。结果表明:4种合金均表现为明显的循环硬化行为;具有较高钛含量的E14、M14合金的循环硬化能力高于低钛含量的E10和M10合金;合金的塑性应变能密度受应变幅的影响且具有循环相关性;高应变幅时,塑性应变能较高但随循环周次变化较小;当应变幅较低时,合金的塑性应变能较小但变化较大,特别是塑性较好的E10和M10合金;无论是电解加钛还是熔配加钛,钛含量为0.1%的E10和M10合金的的塑性应变能密度和疲劳寿命均优于钛含量为0.14%的E14和M14合金;合金的疲劳寿命对加钛方式不敏感,在相同钛含量下,两种加钛方式的合金具有相近的低周疲劳寿命。     

锆—4合金的时间相关低周疲劳

研究了锆－４合金在不同应变速率下的低周疲劳和带应变保持时间相关低周疲劳行为。结果表明：在不同加载方式下，锆－４合金均表现为循环硬化，应变保持和应变速率降低均进一步提高环孢和应力。应变保持降低材料的疲劳寿命，特别是在高应变幅区域。随着应变速率降低、材料疲劳寿命降低。疲劳变形亚结构观察表明：锆－４合金时间相关疲劳过程中以｛１０１↑－０｝柱面滑移和晶界滑移方式变形。     

浅述哈氏合金C-276焊接工艺

C-276属于哈氏合金C家族,是NiCrMo合金。焊接时焊缝易产生热裂纹、焊缝金属污染和焊接接头的中温敏化和脆化,解决关键是重视焊前处理和对高温焊缝的保护以及控制焊接热输入。本文介绍了C-276的材料特点、焊接特点和焊接工艺等内容。     

应变幅对第二代镍基单晶高温合金DD11在980℃条件下低周疲劳性能的影响

通过对第二代镍基单晶高温合金DD11在980℃条件下的低周疲劳性能测试及表征,研究了在不同应变幅(△ε/2=0.5~1.2%)对循环应力响应行为和断裂模式的影响。建立了显微组织演变和疲劳行为之间的联系。实验结果表明,该合金发生了循环软化行为并且随着应变幅的提高,循环软化程度降低。γ"的粗化以及垂直于加载轴方向的γ通道加宽有利于位错运动的进行,因此造成了循环软化。当应变幅为0.5%时,位错回复也是造成循环软化的原因。随着应变幅增加至0.8%后,γ"的粗化以及垂直于加载轴方向的γ通道加宽程度降低,位错在两相界面上发生了塞积,造成了循环软化程度的降低。疲劳失效模式从扩展区的正断模式转变为了瞬断区的剪切断裂模式。本研究有利于建立单晶高温合金涡轮叶片疲劳失效模式、循环应力响应行为和组织三者的关系,对涡轮叶片的设计使用具有一定的指导意义。     

夹杂物对FGH96合金低周疲劳寿命的影响

通过人工植入夹杂物的方法,制备含不同尺寸Al2O3和SiO2夹杂物的FGH96合金低周疲劳试样,在650℃下进行不同应变幅的低周疲劳试验,对试样断口进行观察、统计分析,定量研究了夹杂物的尺寸、位置、种类和外加载荷应变幅对低周疲劳寿命的影响,建立了低周疲劳寿命与夹杂物特性的关系.结果 表明,应变幅为0.8％时,疲劳源区以...     

夹杂物对FGH96合金低周疲劳寿命的影响及寿命预测

本文通过人工植入Al2O3 和SiO2夹杂物的方法,制备含不同尺寸夹杂物的FGH96合金低周疲劳试样,在650℃下进行不同应变幅的低周疲劳试验,对试样断口进行观察、统计分析,定量分析了夹杂物的尺寸、位置、种类和外加载荷应变幅对低周疲劳寿命的影响,建立了夹杂物特性与低周疲劳寿命的关系。结果表明,应变幅为0.8%,疲劳源区以内部夹杂物为主;当应变幅为0.9%时,疲劳源区为表面夹杂物和不含夹杂物的试样表面的占比增大;当应变幅为1.0%和1.2%时,疲劳源区全部为不含夹杂物试样表面;随应变幅自0.8%增至1.2%,源区位置逐渐由内部夹杂物向表面夹杂物、不含夹杂物的试样表面转移。在应变幅为0.8%时,建立了内部和表面夹杂物面积与低周疲劳寿命的定量关系式,研究了夹杂物种类对低周疲劳寿命的影响,在一定夹杂物尺寸范围内,SiO2夹杂物比Al2O3夹杂物对低周疲劳寿命危害更大,其原因在于SiO2夹杂物周围由于γ’相贫化区的存在而产生的粗大晶粒降低了合金的低周疲劳寿命,同时,研究了夹杂物距试样表面距离与低周疲劳寿命的关系。     

应变波形对Inconel 625合金低周疲劳性能的影响

在650℃以及拉压对称三角波(TR)、慢拉快压锯齿波(ST)和快拉慢压锯齿波(FT)3种应变波形下对Inconel625合金进行了低周疲劳实验,研究了合金在不同应变波形下的低周疲劳变形与断裂行为。结果表明:3种应变波形加载条件下,合金在0.3%～0.7%的外加总应变幅下均呈现循环硬化,其中在ST下的循环应力幅最高;采用锯齿波形时,由于拉伸蠕变分量和压缩蠕变分量的引入造成合金的疲劳寿命缩短;此外,合金的循环应力和应变之间呈现单斜率线性关系,且其塑性应变幅与弹性应变幅和疲劳寿命之间亦呈线性关系。利用扫描电子显微镜对Inconel625合金在3种加载波形下的低周疲劳断口形貌进行观察,结果表明,Inconel 625合金的疲劳裂纹萌生和扩展均是以穿晶方式进行的。     

Hastelloy C-276合金热变形动态再结晶模型研究

采用Gleeble-3500热模拟试验机研究了Hastelloy C-276镍基合金在不同变形条件下的热压缩流变应力曲线,热变形过程中发生了动态再结晶行为。利用加工硬化率-应力关系曲线确定了动态再结晶临界条件,采用Johnson-Mehl-Avrami(JMA)方程计算再结晶体积分数实验值,建立了C-276合金动态再结晶体积分数和晶粒尺寸预测模型。结果表明:C-276合金动态再结晶体积分数随着应变量的增加,呈现典型的"S型"曲线;获得临界应变条件表达式:lnε_c=0.144lnZ-7.173;动态再结晶体积分数表达式X_(drx)=1-exp{-1.4034[(ε-ε_c)/ε_(0.5)]~(2.58384)},预测值和实验值的平均误差为2.16%;晶粒长大表达式d_(drx)=6.58×10~3Z~(-0.168),预测值和实验值的平均误差为6.63%。     

Hastelloy C-276合金应力松弛行为的研究

通过高温拉伸试验研究Hastelloy C-276合金在不同温度和初始应力下的应力松弛行为。实验得到了一系列应力松弛曲线,应用二次延迟函数对实验测得的应力松弛曲线进行拟合,拟合出的曲线与实验应力松弛曲线符合得较好。从实验测得的应力松弛曲线可以推导出不同温度下材料的蠕变应变速率与应力之间的关系,此外,还探讨了温度对Hastelloy C-276合金应力松弛的影响,为转子屏蔽套真空热胀形过程的有限元模拟工作奠定了理论基础,并为其提供了有价值的数据。     

C-276合金650 ℃下持久抗力的显微分析

利用SEM和TEM,对固溶强化合金Hastelloy C-276的初始组织和在650 ℃、不同拉应力下持久断裂试样进行显微组织分析。结果表明：试样的断口以典型的韧窝形貌为主,局部有少许晶间断裂现象,显示出C-276合金具有良好的高温韧性。在C-276合金的初始组织中,有退火孪晶和大量位错存在;在经受高应力拉伸过程中,晶体内产生大量形变孪晶;同时,发现在晶界和晶内有细小弥散的析出物。因此,C-276合金在650 ℃下优越的高温持久抗力是固溶强化、沉淀强化以及可能的孪晶强化综合作用的结果。     

哈氏合金C276在溴胶混合液中的耐蚀性

目的研究哈氏合金C-276在溴胶溶液中的耐蚀性能,分析哈氏合金C-276在溴胶溶液中的腐蚀及失效机理。方法采用挂片试验方法,模拟溴化丁基橡胶生产过程中溴胶混合釜的腐蚀环境,研究温度、液溴含量、水含量、转速等环境因素影响哈氏合金C-276的腐蚀规律,利用SEM、XRD等现代分析技术,对腐蚀产物形貌、成分进行分析。结果哈氏合金C-276在含溴腐蚀溶液中的主要腐蚀产物为Ni Br2、Fe Br2、Mo Br2、Cr Br3等,腐蚀速率随温度、水含量、液溴含量以及转速的增加而增大。温度、水、液溴以及转速等因素均对腐蚀的发生起到了重要作用,腐蚀类型以全面腐蚀为主,伴随晶间腐蚀。结论溴胶混合液腐蚀环境下,哈氏合金C-276发生了严重的电化学腐蚀,提高温度、液溴含量、水含量、转速均会明显增加哈氏合金C-276的腐蚀速率。哈氏合金C-276不能作为溴化丁基橡胶生产设备中溴胶混合器的主材质。     

铜合金疲劳过程中塑性应变幅的变化

采用自制的平面弯曲疲劳试验装置，进行振动频率为60Hz，应力幅值恒定，平均应力为零的疲劳试验，得到C1100P-1／4H纯铜和C2801P—1／4H黄铜疲劳过程中塑性应变幅与循环次数的关系。利用位错增殖和湮灭机制，推导出试验合金材料疲劳过程中的塑性应变幅的变化仅由可动位错密度和伯格斯矢量决定，而可动位错密度可被描述成疲劳循环数的函数，从而建立起了平面弯曲疲劳过程中塑性应变幅与循环次数的理论关系模型。利用该理论关系模型，对实验结果进行了回归分析，回归结果与实验吻合很好，表明该理论关系模型可用以预测材料的疲劳寿命。     

锻态C-276镍基合金热变形行为及热加工图

为研究锻态C-276镍基合金的热变形行为,采用Gleeble-3180D热模拟试验机对该合金在变形温度950～1200℃以及应变速率0.01～10 s^-1条件下进行一系列热压缩实验。结果表明,合金的流变应力曲线都呈现明显的动态再结晶特征,并且流变应力随变形温度的提升或者应变速率的下降而降低。根据Arrhenius模型构建该合金峰值应力下的本构方程,得出合金的变形激活能为510.484 kJ/mol。依据材料动态模型绘制合金在0.6应变下的热加工图,并结合组织分析提出该合金最优的热加工参数为(1100℃,0.01 s^-1)以及(1150℃,0.01～1 s^-1)。另外,合金的组织变化规律表明,温度的增加或应变速率的降低能够促进合金的动态再结晶晶粒的形核与长大。     

织构对Zr-4合金低周寿命的影响

采用XRD测定了Zr-4合金板材的织构，用拉扭试验机分别测试了Zr-4合金板材在室温时轧向（R试样，拉伸轴平行于轧向）和横向（T试样，拉伸轴平行于横向）的低周疲劳性能，用TEM研究了Zr-4合金的疲劳亚结构。结果表明：Zr-4合金板材存在明显的织构：轧向的低周疲劳性能高于横向；在循环变形过程中，只有部分晶粒发生了塑性变形，发生塑性变形的晶粒内存在着许多位错和滑移线，T试样中的位错和滑移线比R试样更稠密。板材织构造成了R试样和T试样的低周疲劳寿命。     

Corporate Effects of Temperature and Strain Range on the Low Cycle Fatigue Life of a Single-Crystal Superalloy DD10

Low cycle fatigue behavior of a nickel-based single-crystal superalloy DD10 was investigated at 760 and980 °C under different strain ranges. Results show that the fatigue life(Nf) of DD10 alloy exhibits different temperature dependence under various strain ranges. Under low strain range, the alloy exhibits a longer Nfat 760 °C than that at980 °C. However, under high strain range, a reverse result is obtained. This difference can be attributed to the change of dominant damage modes under various test conditions, which is manifested in different modes of crack initiation(crack nucleation and its early propagation). At 760 °C, the crack initiates at pores in subsurface due to local stress concentration.This process is mainly controlled by plastic amplitude and plastic property, but not affected by oxygen-induced damage before the crack propagates to the surface. At 980 °C, the crack initiates at surface instead of pores due to the more homogeneous plastic deformation and the disharmony between the external oxidation layer and the bulk material when the strain amplitude is high. At that temperature, the process is mainly controlled by oxidation damage and strain amplitude simultaneously. Therefore, under high strain range, the crack initiation is much easier at 760 °C due to plastic deformation and the poor plasticity, while under low strain range obvious oxidation damage at 980 °C may accelerate the crack initiation.