高温合金蠕变位错攀移控制的空洞形核时间

对高温合金的稳态蠕变 ,利用位错扩散攀移理论解释了空位凝聚和空洞形核的过程 ,得出空位凝聚并形成空位集团主要是由于位错攀移所发射 (湮没 )空位 ,引起局部空位浓度异常所致 .利用R .Lagneborg的稳态蠕变控制方程导出稳态蠕变空洞形核的临界时间tc 的表达式 .

扩展位错攀移的高温蠕变机制

本文研究了扩展位错攀移的高温蠕变机制。在文献[1]提出的扩展割阶束集模型的基础上,求出了在外加应力作用下割阶束集所需的时间和扩展位错的攀移速率,从而推导出稳态蠕变速率的表达式。根据此表达式,稳态蠕变速率与层错能的三次方成正比。这与一般实验结果相符。文中还指出了在某些情况下偏离三次方关系的可能原因。

基于点缺陷扩散理论与离散位错动力学耦合的位错攀移模型研究

位错的攀移运动对高温下晶体材料的塑性行为有重要影响,为了能够有效揭示攀移的物理本质及其对塑性行为的作用,本文基于点缺陷扩散理论,通过将体扩散和管扩散机理的共同作用与三维离散位错动力学耦合,建立了适用条件更广的位错攀移模型.利用此模型我们模拟了单个及多个棱柱型位错环的收缩变形过程,发现影响位错攀移速率的决定因素不是传统理论认为的机械攀移力,而是位错周围(体扩散)及位错段上(管扩散)的空位浓度梯度.该模型也能够完全重现棱柱型位错环群的粗化过程中不同位错环半径及晶体内平均空位浓度随时间变化的三个阶段.

原位透射电镜在纳米多孔金原子尺度变形研究中的应用

纳米多孔金(NPG)具有高曲率、高比表面积的结构特征,且比强度较高,作为一种结构功能一体化材料受到广泛关注。然而,影响NPG实际应用的最大障碍之一是其在拉伸作用下内部单根韧带失效导致的塑性失稳。过去的研究主要集中在宏观力学实验的研究,无法直接观察单根韧带的塑性变形行为。随着原位透射电子显微镜(transmission electron microscopy,TEM)的发展,已具备从原子尺度研究NPG中单根韧带塑性变形过程的能力,这对理解NPG变形机理进而合理设计制备高塑性纳米多孔结构金属具有重要意义。本文主要以近几年利用球差校正透射电子显微镜(Cs⁃corrected TEM)原位原子尺度研究NPG塑性变形的系列工作为例,简要综述了NPG单根韧带在塑性变形过程中位错运动(攀移和滑移)和表面原子扩散行为的最新进展,并对纳米结构金属材料的未来研究进行了展望。

二元稀土镁合金Mg-La和Mg-Nd的组织和性能

系统研究了二元稀土镁合金Mg-2%La(L2)和Mg-2%Nd(N 2)的铸态显微组织、拉伸性能和抗蠕变性能。通过研究发现,L2铸态组织中有大量网状的Mg-Mg17La2的共晶相析出;而N2则以Mg12Nd离异共晶析出,析出物的数量少得多。N2合金在室温或者175℃条件下,强度和塑性都优于L2合金。N2合金的抗蠕变性能在175℃、70MPa条件下比L2低近3个数量级。通过计算两种合金的应力指数和蠕变激活能,L2合金的蠕变机制是受晶界滑动控制的,而N2合金为位错攀移机制控制。

原位TiC颗粒增强Fe-Cr-Ni基复合材料的高温蠕变行为

在９７３－１１２３ Ｋ和４０－１６０ＭＰａ条件下研究了含５％， １０％， １６％（体积分数，下同）原位ＴｉＣ颗粒增强的 Ｆｅ－２６Ｃｒ－１４Ｎｉ基复合材料的高温里蠕变性能．原位ＴｉＣ颗粒明显改善了 Ｆｅ－２６Ｃｒ－１４Ｎｉ基复合材料的高温蠕变性能．含５％ 和１０％ＴｉＣ复合材料的抗蠕变能力比基础合金增强．随着 ＴｉＣ颗粒体积分数的增高，复合材料的蠕变速率降低而蠕变激活能和 临界应力提高．ＴＥＭ显微组织观察表明，复合材料的蠕变主要是以局部位错攀移机制进行的.因此，所有蠕变速率可以由应力 指数为５的指数方程经归一化处理得到．

纯Mg的蠕变行为研究

不同状态纯Mg试样在75—200℃,15—40 MPa条件下的蠕变实验表明:在等同条件下,铸态试样的晶粒粗大,蠕变速率较低;挤压态试样由于动态再结晶,晶粒变细,蠕变速率大幅上升;退火后由于晶粒长大,蠕变速率又呈下降趋势,根据应变速率幂指数公式,铸态纯Mg试样在较低应力时,应力指数n处于4.3—4,9的范围,在较高应力时,n>7;激活能在76.0—89.4 kJ/mol的范围.根据应力指数和激活能并结合蠕变过程中的组织分析,纯Mg的蠕变受位错攀移、晶界滑移以及孪生的共同作用,其中位错攀移和晶界滑移占主导地位.

显微组织对近α型TG6钛合金高温蠕变变形行为的影响

研究TG6钛合金在3种显微组织条件下的600℃蠕变变形行为,在600℃,200 MPa的测试条件下,粗晶的网篮组织具有最强的蠕变抗力,而细晶的等轴组织具有最弱的蠕变抗力,双态组织介于中间。经过600℃长期热暴露后,TG6钛合金网篮组织的蠕变抗力有所下降,而双态组织和等轴组织的蠕变抗力反而得以提高,这归因于α_2相和硅化物沉淀析出对蠕变抗力的作用,均匀析出的α_2相可以提高合金的蠕变抗力,而硅化物的析出会使得α基体贫Si,减弱了Si原子气团对位错攀移的阻碍作用,从而导致蠕变抗力的下降。TG6钛合金在600℃,200 MPa下的稳态蠕变变形主要受位错攀移机制的控制。

单晶镍基合金的蠕变特性及影响因素

通过对 [0 0 1 ]取向单晶镍基合金蠕变曲线和位错运动内摩擦力的测定及能谱微区成分分析 ,研究了两种合金的蠕变特性。结果表明 :在 1 0 0 0℃和 1 2 0MPa条件下 ,两合金位错运动的内摩擦力值相近 ,随温度的升高 ,两合金的内摩擦力差值增大 ;随着温度的提高 ,不含Ta的合金中γ′相尺寸和体积分数明显减少 ,而Al和Ta元素含量较高的合金中 ,γ′相保持较高的体积分数是合金蠕变抗力明显提高的主要原因。

单晶镍基合金稳态蠕变期间的内应力及影响因素

通过对［００１］取向单晶镍基合金稳态蠕变期间位错运动内应力的测定及ＥＤＡＸ微区成分分析，研究了两种合金的抗蠕变性能。结果表明，随温度的提高，合金２中γ′相尺寸和体积分数明显减少，而合金１中高浓度的Ａｌ，Ｔａ元素使γ′相保持较高的体积分数，这是合金１蠕变抗力优于合金２的主要原因。

热压缩条件下V-5Cr-5Ti合金的热激活参数（英文）

为了了解V-5Cr-5Ti合金(质量分数)热加工过程的基本物理机制,在Gleeble-3800热物理模拟试验机上采用热压缩方法测量合金在1373~1673K范围内的热激活参数。结果表明:抛物线型本构方程的应力指数n和激活能Q分别为4.87和375.89kJ/mol。通过引入临界应力参数(σ_0),计算得到的激活能Q为288.34 kJ/mol,这与合金的自扩散激活能(270~300kJ/mol)相近。重复应力松弛实验得到合金的物理激活体积V_p和应变速率敏感指数m分别为(120~700)b^3和0.075~0.122。上述激活参数表明:V-5Cr-5Ti合金在1373~1673K和0.001~1.0s^(-1)范围内的热压缩物理机制为克服林位错钉扎的位错攀移。

Mg-4Al-2RE合金压缩蠕变本构方程的建立

采用自制的蠕变试验装置研究了AE42（Mg-4Al-2RE）合金在温度为125~175℃（398~448K）、压力为88~112 MPa范围内的压缩蠕变行为,并采用回归法建立了该合金的压缩蠕变本构方程。结果表明：随着温度升高和压力增大,AE42合金的压缩蠕变应变和稳态蠕变速率都呈明显的上升趋势;在175℃（398K）、100~112 MPa条件下,合金进入加速蠕变阶段,出现蠕变断裂现象;AE42合金的压缩蠕变本构方程为εs=8.19×10-7σ5.39exp（-90 410/RT）,蠕变机制为晶界扩散主导的位错攀移机制。

新型Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金挤压棒材的超塑性行为研究

文章通过电子背散射衍射(EBSD)、宏观织构(Texture)、扫描电镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)等手段研究了一种热挤压Al-Zn-Mg-Cu-Zr棒材的超塑性行为和组织演变。试验结果表明,合金在470~510℃的温度范围和5×10^-4~5×10^-3 s^-1的应变速率范围内可以实现合金的超塑性(伸长率≥200%)。在490℃和5×10^-3 s^-1变形条件下,合金的动态软化机制以动态回复为主,但动态软化过程不够充分,随着变形程度的增加,HAGBs占比减小,形变织构强度增加。同时由于Al3Zr颗粒的存在,可以有效的钉扎晶界和位错,抑制热变形过程中再结晶的发生。此外,通过分析超塑性拉伸数据可知,Al-Zn-Mg-Cu-Zr合金的平均应变速率敏感性指数和平均变形激活能分别为0.2和187.7 kJ/mol。因此,主要的超塑性变形机制是晶格扩散协调的位错攀移。

反应堆压力容器材料压缩蠕变性能及变形机制研究

严重事故工况下,反应堆压力容器底封头内侧区域承载高温、压缩应力的共同作用,其压缩蠕变行为及微观变形机制是需要考虑的重要内容。基于此,开展了不同温度(600,700℃)、应力条件下SA-508材料的压缩蠕变试验,结合微观表征手段,分析了材料的压缩蠕变变形机制。结果表明,压缩蠕变曲线表现为两阶段特征,未出现蠕变加速阶段;600℃时,随着应力水平的不断降低,压缩蠕变变形机制由位错攀移转变为晶界滑动/空位扩散;700℃时,在所分析应力范围内,蠕变变形机制为位错攀移。

Mg和半固态加工对A356合金显微组织和抗蠕变性能的影响(英文)

研究Mg和半固态加工对A356合金蠕变性能的影响。结果表明:位错攀移控制的蠕变是占主导地位的蠕变机制,它不会受到半固态加工以及进一步添加Mg的影响。Mg提高合金的抗蠕变性能主要是由于在枝晶间区域形成大量汉字型的Mg2Si。半固态加工的样品表现出比铸造样品更好的抗蠕变性能,这是由于Mg在α(Al)相中显著溶解所致堆垛层错能的减少而导致的。

知识窗

亚晶聚合(subgmin coalescence)经冷塑性变形的金属,在较高温度复时,两个相邻的亚晶界消失而合并成一个亚晶,是为亚晶聚合。它是由于亚晶界上的位错攀移所致。亚晶聚合为再结晶形核提供了条件。

316L奥氏体不锈钢高温单拉和蠕变行为的实验和晶体塑性模拟研究

316L奥氏体不锈钢(ASS)因其优异的抗蠕变性和耐腐蚀性被广泛应用于核反应堆中的包壳材料.但由于核反应堆长期处于高温环境,其包壳材料会不断累积蠕变损伤并最终导致性能退化,进而影响设备的安全运行.因此,为保障核反应堆的安全服役,针对其包壳材料高温蠕变行为的研究具有重要意义.基于此,我们开展了316L ASS在高温下的单轴拉伸变形和蠕变行为的研究.结果表明,316L ASS的力学响应具有明显的温度依赖性,且在特定的温度范围(723 K-923 K)和应变率(1.3×10−3 s−1)条件下,显示出明显的动态应变时效效应;此外,316L ASS在高温条件下的主要蠕变机制为位错攀移机制,它一方面会影响位错密度的演化,另一方面会影响位错越过障碍物的激活频率.基于316L ASS在高温下的微结构演化机理,我们建立了基于位错机制的晶体塑性本构模型.在该模型中额外考虑了位错攀移机制对刃型位错湮灭、位错偶极子形成和刃型位错越过障碍物的贡献.最终结果表明,该模型能有效地模拟和预测316L ASS在高温条件下的单轴拉伸和蠕变响应,而该研究成果也为316L ASS的蠕变性能评估提供了重要的理论依据.

Mg-9Gd-4Y-0.5Zr合金高温蠕变行为

对Mg-9Gd-4Y-0.5Zr合金铸态的室温组织以及T6状态200、250、300℃/50 MPa条件下的蠕变行为和组织进行了研究。结果表明,铸态下合金组织主要由α-Mg固溶体和沿基体晶界分布的富含(Gd,Y)元素的片状共晶相构成。T6(固溶+时效)状态下,随着蠕变的进行,片状共晶相的数量有所增加。由合金的蠕变曲线可知,蠕变速率随温度的升高而增大。合金的蠕变机制主要是位错攀移和晶界滑移,蠕变断裂主要是通过三叉晶界处楔形裂纹形核+长大的方式实现的。

P91钢的瞬态蠕变行为分析

系统研究了P91钢在600和620℃下不同应力水平时的瞬态蠕变变形行为。通过将蠕变过程中材料内部位错与析出相间相互作用耦合于内应力,结合Orowan方程,应用非线性拟合的方法确定了瞬态蠕变模型参数,对P91钢在瞬态蠕变阶段的变形曲线进行了数值模拟。结果显示,数值模拟结果与试验数据较为吻合,表明应用该模型对瞬态蠕变状态进行研究具有一定的可行性。同时,结合瞬态蠕变时间和归一化瞬态应变对温度和应力的依赖关系,进一步证实了P91钢在600和620℃下,135~175 MPa的应力范围内的瞬态蠕变主要是受位错攀移过程控制。