马弗管是大型光亮退火马弗炉中的核心部件, 在高温(1050 ℃左右)、自重和温度不均的长期作用下蠕变变形严重, 由于蠕变而导致多种缺陷的产生, 直接影响其使用性能和寿命[1 ] . 为此, 高温抗蠕变及持久性能是衡量该马弗管材料的重要指标之一, 而BSTMUF601镍基高温合金是常用马弗管用材料, 随着大型光亮退火马弗炉技术发展, 对马弗管用材料高温使用性能的要求越来越高. 由于镍基高温合金材料在高温下具有良好的抗氧化性能、较高的强度和良好的蠕变性能等, 因而受到重视[2 -4 ] , 尤其是镍基高温合金蠕变机制引起国内外学者的广泛关注[5 -8 ] .
国内外学者对镍基合金蠕变变形机制进行了大量的研究. 徐玲等[9 ] 通过研究一种新型镍钴基高温合金的高温蠕变过程, 指出当温度较低时, 合金通过位错滑移切割 γ ′ γ ′ γ ′ [10 ] 在一种镍基单晶高温合金中观察到, 在760 ℃, 780 MPa条件下, 在低应变阶段, 位错以堆垛层错的方式切入 γ ′ γ ′ γ ′ [11 ] 在U720Li合金中观察到, 在725 ℃, 630 MPa的蠕变条件下, 应变为0.1%时, 位错以Orowan绕过方式通过 γ ′ γ ′ [12 ] 在René 88 DT镍基合金中观察到, 在蠕变温度为650 ℃时, 施加应力较低时, 由不全位错形成的微孪晶是主要的变形机制; 施加应力较高时, 1/2〈110〉位错切割基体和以Orowan绕过方式通过 γ ′ [13 ] 认为, 蠕变过程主要由减速蠕变和加速蠕变2个阶段组成, 并采用q 映射法对Hastelloy-X合金的蠕变行为进行了预测; 刘建杰等[14 ] 采用修正q 投影法对Cr25Ni35Nb炉管钢的蠕变性能进行了预测, 该模型主要考虑蠕变过程中的第2和3阶段. 上述2种模型尽管能够反映特定条件下的变形规律, 但实际蠕变过程中往往存在3个阶段, 为了更具广泛性和实用性, 建立的模型还需完整考虑蠕变3个阶段的变形特征.
本工作参考马弗管实际使用条件, 采用加速蠕变实验选取不同温度和不同应力, 对马弗管用BSTMUF601合金进行高温拉伸蠕变实验, 得到不同条件下的蠕变曲线, 建立一种考虑蠕变3个阶段的本构模型; 根据蠕变曲线得到稳态蠕变速率, 进而求出蠕变应力指数, 并通过对蠕变和蠕变断裂试样的位错组态和空洞演化的显微分析, 获得该合金高温的蠕变变形和断裂机制, 以期为马弗管的寿命预测及马弗管蠕变变形模拟提供理论依据.
1 实验方法
实验马弗管用BSTMUF601合金为一种Ni-Cr-Al系镍基合金, 化学成分(质量分数, %)为: Ni 58.0~63.0, Cr 21.0~25.0, Al 1.0~1.7, Mn≤1.0, Cu≤0.5, 余量为Fe. 实验材料经过真空感应熔炼、锻造开坯、多道次热轧和1080 ℃固溶热处理工艺. 固溶处理后中温时效获得规则的立方形强化相, 可提高合金的蠕变性能. 热处理后沿轧制方向将板材加工成直径为10 mm, 标距为50 mm的圆柱蠕变试样.
马弗管用材料实际工作温度在1050 ℃左右, 正常工作时只承受自重作用, 所受最大应力为1.48 MPa. 为了研究不同温度和不同应力条件下的蠕变变形规律, 采用加速蠕变实验方法. 高温拉伸蠕变实验在RJ-30型蠕变试验机上进行, 实验机温度波动控制在±3 ℃以内, 载荷波动范围为±5 N, 变形测量分辨力为0.1 μm. 实验方案为: 实验温度为870 ℃时, 施加载荷分别为20, 32和40 MPa; 实验温度为980 ℃时, 施加载荷分别为12.4, 14.4和16.4 MPa; 实验温度为1095 ℃时, 施加载荷分别为5.7, 6.7和7.7 MPa. 大部分实验进入到稳态阶段或加速阶段就停止, 部分蠕变实验持续到断裂, 保持载荷, 冷却到室温.
为了观察合金稳态蠕变阶段的金相组织, 从蠕变试样上沿纵向线切割出长度为5 mm的试样, 经研磨、抛光、腐蚀后在MR5000型倒置金相显微镜(OM)下进行观察, 所用腐蚀液为1.5 g CuSO4 + 20 mL C2 H5 OH+40 mL HCl. 为了观察合金蠕变变形后的位错组态, 从蠕变试样上沿纵方向线切割出0.5 mm厚的薄片, 用砂纸磨到0.15 mm厚, 用打孔机冲打出直径3 mm的圆薄片, 再用砂纸磨至60 μm厚; 再在TenuPol-5型电解双喷减薄仪上进行双喷减薄, 双喷液为10%高氯酸酒精(质量分数)溶液, 制备好的薄膜样品在Tecnai F30型透射电子显微镜(TEM)上进行观察分析. 为了观察合金断裂后的组织形貌, 从蠕变断裂后的一对蠕变试样上分别沿纵方向线切割出长度为10 mm的2个试样, 其中一个试样纵向剖开, 经磨平抛光电解腐蚀后在LEO-1450型扫描电子显微镜(SEM)上进行观察, 电解溶液为10%草酸(质量分数).
图1 BSTMUF601合金蠕变前后的显微组织
Fig.1 Microstructures of BSTMUF601 alloy before creep (a) and crept at 1095 ℃ under applied stress of 5.7 MPa (b)
2 结果与讨论
2.1 显微组织
图1a所示为蠕变实验前BSTMUF601合金的显微组织, 该合金的微观组织呈片层状和板条状, 由a +b 相组成, 晶界为不规则多边形, 晶粒内出现孪晶.
图1b为合金在温度为1095 ℃, 应力为5.7 MPa条件下蠕变实验后的显微组织. 可以看出, 高温蠕变变形后组织仍由a +b 相组成, 其晶粒内微观组织呈现典型的片层状结构, 晶界发生一定程度的变形, 并且出现了偏析, 沿晶界处析出大量细小第二相颗粒, 晶粒明显长大, 晶粒内部出现孪晶和亚晶界. 从图1b中还可以看出, 在同一晶粒内有多组孪晶, 且孪晶具有相互平行的特征, 即孪晶取向相同. 在较大的晶粒内还会出现不同取向的孪晶.
2.2 修正q 映射法的蠕变本构模型
图2所示为不同温度和应力下的BSTMUF601合金的蠕变曲线. 可以看出, 不同条件下的蠕变曲线表现出不同的阶段. 温度为1095 ℃, 应力为5.7和6.7 MPa条件下的蠕变曲线主要由第1和2阶段构成, 这主要是由于该条件下应力较小, 表现出较长的蠕变第2阶段, 从而导致实验终止时并未表现出明显的第3阶段, 而7.7 MPa条件下的蠕变曲线则表现出完整的3个阶段. 温度为980和870 ℃条件下的蠕变曲线主要由第1和3阶段构成, 这是由于这2种条件下应力较大, 所以并未表现出明显的蠕变第2阶段. 蠕变第1阶段为减速蠕变阶段, 由于瞬间应变产生的位错塞积在基体通道中, 不同Burgers矢量的位错在基体通道中相遇并产生位错反应而增值, 产生应变硬化, 使应变速率降低[15 ] . 另一方面, 随着蠕变的进行, 塞积在障碍前的位错借助热激活从塞积区离开, 发生应变软化. 当硬化与软化达到相对平衡时, 蠕变进入第2阶段—稳态蠕变阶段, 蠕变曲线趋近线性, 蠕变速率处于最小值. 当蠕变进入第3阶段—加速蠕变阶段时, 蠕变速率显著增加, 应变急剧增大, 直至断裂. 当蠕变温度一定时, 随着应力的增大, 蠕变曲线变化加快, 蠕变第2阶段缩短, 很快进入第3阶段. 当应力较小时, 蠕变第2阶段较长, 甚至没有第3阶段, 合金表现出较好的延伸性[16 ] . 另外, 温度对蠕变也有较大影响[6 ] .
图2 BSTMUF601合金在不同条件下的蠕变曲线和蠕变本构模型拟合结果
Fig.2 Experimental and predicted creep curves of BSTMUF601 alloy crept at 1095 ℃ (a), 980 ℃ (b) and 870 ℃ (c) under different applied stresses
对蠕变曲线拟合的方法有很多, 其中, 一种推测长时蠕变性能的q 映射法的基本思想是把蠕变过程看成由蠕变第1阶段的硬化过程和蠕变第3阶段的软化过程所组成, 而没有第2阶段蠕变过程的存在. Kim等[13 ] 认为, 蠕变过程由减速蠕变和加速蠕变2个阶段组成, 蠕变第2阶段只是应变硬化和应变软化达到平衡时的反映, 因此采用θ映射法在950 ℃, 不同应力的条件下对Hastelloy-X合金的蠕变曲线进行了拟合, q 映射法具体为:
(1) ε = θ 1 1 - e x p - θ 2 t + θ 3 e x p θ 4 t - 1
式中, ε θ i i = 1 , 2 , 3 , 4
(2) l g θ i = a i + b i T + c i σ + d i T σ
式中, a i , b i , c i , d i s 为应力.
刘建杰等[14 ] 认为, 恒载荷下测得的蠕变曲线中第1阶段较短, 第2阶段较长, 用θ映射法处理可能会导致结果不准确, 所以提出利用修正后的θ映射法来拟合蠕变曲线, 该模型只考虑了蠕变第2和第3阶段, 即,
(3) ε = ε 0 + θ ′ 1 t + θ ′ 2 e x p θ ′ 3 t - 1
式中, ε 0 θ ′ 1 θ ′ 2 θ ′ 3
由图2所示的蠕变曲线可以看出, 在870和980 ℃条件下, 蠕变曲线与式(1)提出的模型一致, 主要包括第1和3阶段. 在温度为1095 ℃, 应力为5.7和6.7 MPa条件下的蠕变曲线主要为第1和2阶段; 而应力为7.7 MPa的条件下的蠕变曲线表现出明显的3个阶段. 而上述2种模型都没有考虑蠕变完整的3个阶段[13 ,14 ] , 故本工作提出一种新的修正q 映射法建立由第1, 2, 3阶段构成的蠕变曲线的蠕变过程:
(4) ε = ε 0 + θ 1 1 - e x p - θ 2 t + ε s . t + θ 3 e x p θ 4 t - 1
式中, ε s .
为了验证式(4)模型的准确性, 对BSTMUF601合金在温度为1095 ℃, 应力为7.7 MPa条件下的蠕变数据用上述3种模型进行拟合, 如图3所示.
为了描述拟合的准确程度, 引入平均相对误差 δ [17 ] :
(5) δ = 1 N ∑ j = 1 N E j - P j E j
式中, j为数据采集点, E j P j N [13 ] (式(1))的平均相对误差为1.96%, 刘建杰等的模型[14 ] (式(3))的平均相对误差为7.88%, 本工作模型(式(4))的平均相对误差为1.86%. 可以看出, 本工作模型拟合的平均相对误差比文献[13]中未考虑第2阶段的模型和文献[14]中未考虑第1阶段的模型分别减少0.10%和6.02%, 表明本工作提出的新模型具有较强适用性的同时, 并不降低拟合精度.
图3 BSTMUF601合金在1095 ℃, 应力为7.7 MPa条件下不同模型预测的蠕变曲线与实验结果对比
Fig.3 Predicted creep curves with different models compared with experimental results of BSTMUF601 alloy crept at 1095 ℃ under applied stress of 7.7 MPa
2.3 蠕变变形机制
根据蠕变理论[18 ] , 稳态蠕变速率即最小蠕变速率是衡量合金蠕变性能的重要参数. 根据蠕变曲线可求出稳态蠕变速率. 蠕变曲线第2阶段明显时, 对第2阶段线性拟合, 斜率即为稳态蠕变速率; 蠕变曲线第2阶段不明显时, 对蠕变曲线进行拟合求导, 最小蠕变速率即为稳态蠕变速率. 根据图1可以计算出BSTMUF601合金在不同温度不同应力下的稳态蠕变速率, 如表1所示.
从表1可以看出, 随着蠕变温度和应力的提高, 稳态蠕变速率将明显提高. 蠕变温度的提高可以提高合金中的平衡空位浓度和迁移速率, 有利于高温变形; 应力的提高将会明显增加合金中位错的生成和运动速率, 从而加快合金的蠕变速率[19 ] .
为了揭示BSTMUF601合金蠕变的变形机制, 对合金在稳态蠕变阶段的蠕变应力指数进行了计算. 高温下稳态蠕变阶段的稳态蠕变速率 ε s . σ [6 ] :
(6) ε s . = A σ n e x p - Q a p p R T
式中, n app 是表观蠕变激活能, R是普适气体常量, A是材料常数.
对式(6)的2边求自然对数, 求导可得n:
(7) n = ∂ l n ε s . ∂ l n σ T
根据表1所求稳态蠕变速率, 绘制出 l n ε ˙ s - l n σ n
从图4中可以看出, 不同温度下, 稳态蠕变速率和应力的对数基本成线性关系. 蠕变应力指数 n [5 ,20 ,21 ] . 本工作实验结果得到的蠕变应力指数均接近5, 说明蠕变变形主要由位错攀移控制.
为了进一步弄清楚合金稳态蠕变阶段的蠕变机制, 在蠕变的稳态阶段观察了合金的位错组态. 图5所示为BSTMUF601合金在温度为1095 ℃, 应力为5.7 MPa条件下稳态蠕变阶段的组织形貌. 可以看出, 蠕变实验后合金组织内部出现明显的位错(图5a). 随着蠕变的进行, 基体通道中具有不同Burgers矢量的位错, 在进行长程交滑移的同时, 相遇发生反应而增值, 基体中位错密度逐渐增加, 在晶界、 γ / γ ′ [22 ] . 当基体中的大量位错遇 γ ′ γ / γ ′ γ / γ ′ γ ′
BSTMUF601合金的lnεs -lnσ 关系曲线
Fig.4 lnε̇s - lnσ curves of BSTMUF601 alloy at differenttemperatures(σ—appliedstress, ε̇s —seady-state creep rate, n—creep stress index)
图5 BSTMUF601合金在1095 ℃, 应力为5.7 MPa条件下蠕变后的TEM像
Fig.5 TEM images of BSTMUF601 alloy crept at 1095 ℃ under applied stress of 5.7 MPa(a) dislocation in γ matrix
BSTMUF601合金在低温高应力下, 施加应力足以使位错切入 γ ′ γ ′ γ ′ γ ′ γ ′ [23 ,24 ] . 稳态蠕变阶段, 在应力作用下基体中的位错运动至 γ / γ ′ [25 ] 认为, 在1050 ℃时, 蠕变变形主要由位错攀移控制. 以上分析表明, 在高温低应力条件下, BSTMUF601合金在稳态蠕变期间的主要变形机制是位错攀移.
2.4 蠕变断裂机制
图6为BSTMUF601合金在温度为870 ℃, 应力为32 MPa条件下蠕变断裂后断口附近的显微组织. 可以看出, 蠕变断裂后合金的出现大量蜂窝状空洞和沿晶界析出大量碳化物及第二相颗粒. 随着碳化物和析出相的逐渐增多和空洞的长大, 材料变脆, 试样有效承载面积减小并产生局部颈缩, 导致蠕变急剧加速, 试样发生断裂[26 ] .
图6 BSTMUF601合金在870 ℃, 应力为32 MPa条件下蠕变断裂后的OM像
Fig.6 OM image of BSTMUF601 alloy crept at 870 ℃ under applied stress of 32 MPa after creep rupture
为了进一步分析合金的蠕变断裂机制, 对合金在蠕变断裂后断口附近的微观形貌进行了观察. 图7为BSTMUF601合金在温度为1095 ℃, 应力为7.7 MPa条件下蠕变试样断口附近截面的空洞与裂纹形貌. 可以看出, 空洞形核于晶界, 而在晶粒内没有观察到空洞, 如图7a和c所示, 这是由晶内、晶界以及碳化物变形的不一致所形成的. 蠕变过程中, 在外加应力作用下, 晶界发生滑移, 而晶内不易与晶界发生一致的变形, 于是基体便发生应变, 而碳化物却不会随之变形, 逐渐与基体发生脱离, 当2者之间发生脱离后便形成了空洞的核心. 在外加应力作用下, 空洞长大、连接形成裂纹, 随着蠕变的进行, 位错继续在晶界附近塞积, 产生应力集中, 使裂纹沿晶界扩展, 并与相邻裂纹连接[22 ] , 如图7b和d所示, 最终导致试样断裂.
图7 BSTMUF601合金在1095 ℃, 应力为7.7 MPa条件下蠕变试样断口附近纵剖面和横截面的形貌
Fig.7 Morphologies on the longitudinal (a, b) and cross (c, d) sections with cavity nucleation (a, c) and microcrack (b, d) at grain boundaries near the fracture of BSTMUF601 alloy crept at 1095 ℃ under applied stress of 7.7 MPa
蠕变过程中, 位错运动遇晶界或碳化物受阻, 以位错缠结的形式在晶界或碳化物处塞积, 说明晶界和碳化物可以有效阻碍位错的运动. 随着蠕变的继续进行, 大量位错在晶界上碳化物附近塞积, 并产生应力集中, 为空洞在晶界上的形核提供了有利条件. 空洞长大、连接形成微裂纹在应力集中作用下, 微裂纹沿晶界持续扩展. 尽管有粒状碳化物沿晶界区域不连续析出可提高晶界的结合强度, 但裂纹沿晶界萌生并沿晶界扩展的事实表明, 在高温蠕变条件下, 晶界仍是致使合金发生蠕变断裂的薄弱环节.
3 结论
(1) 提出新的修正q 映射法蠕变本构模型, 该模型完整考虑了蠕变3个阶段变形特征, 拟合的结果与实验结果吻合较好; 在1095 ℃, 应力为5.7 MPa条件下拟合的平均相对误差仅为1.86%, 相对于没有考虑第2阶段的q 映射法模型和没有考虑第1阶段的修正q 映射法模型分别减少0.10%和6.02%, 表明本工作提出的新模型具有较强适应性的同时, 并不降低拟合精度.
(2) 高温低应力下BSTMUF601合金的稳态蠕变速率较小, 表明合金的抗蠕变性能较好; 稳态蠕变速率和应力的自然对数图近似呈线性关系, 测得不同温度下的蠕变应力指数均接近5.
(3) 稳态蠕变阶段, BSTMUF601合金主要通过位错攀移越过 γ ′ γ ′
(4) 裂纹来源于晶界上的空洞, 在应力集中作用下沿晶界持续扩展, 最终导致试样断裂; 高温蠕变条件下, 晶界是致使合金发生断裂的薄弱环节.
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2006
... 马弗管是大型光亮退火马弗炉中的核心部件, 在高温(1050 ℃左右)、自重和温度不均的长期作用下蠕变变形严重, 由于蠕变而导致多种缺陷的产生, 直接影响其使用性能和寿命[1 ] . 为此, 高温抗蠕变及持久性能是衡量该马弗管材料的重要指标之一, 而BSTMUF601镍基高温合金是常用马弗管用材料, 随着大型光亮退火马弗炉技术发展, 对马弗管用材料高温使用性能的要求越来越高. 由于镍基高温合金材料在高温下具有良好的抗氧化性能、较高的强度和良好的蠕变性能等, 因而受到重视[2 -4 ] , 尤其是镍基高温合金蠕变机制引起国内外学者的广泛关注[5 -8 ] . ...
... 从图4中可以看出, 不同温度下, 稳态蠕变速率和应力的对数基本成线性关系. 蠕变应力指数 n [5 ,20 ,21 ] . 本工作实验结果得到的蠕变应力指数均接近5, 说明蠕变变形主要由位错攀移控制. ...
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2006
... 马弗管是大型光亮退火马弗炉中的核心部件, 在高温(1050 ℃左右)、自重和温度不均的长期作用下蠕变变形严重, 由于蠕变而导致多种缺陷的产生, 直接影响其使用性能和寿命[1 ] . 为此, 高温抗蠕变及持久性能是衡量该马弗管材料的重要指标之一, 而BSTMUF601镍基高温合金是常用马弗管用材料, 随着大型光亮退火马弗炉技术发展, 对马弗管用材料高温使用性能的要求越来越高. 由于镍基高温合金材料在高温下具有良好的抗氧化性能、较高的强度和良好的蠕变性能等, 因而受到重视[2 -4 ] , 尤其是镍基高温合金蠕变机制引起国内外学者的广泛关注[5 -8 ] . ...
... 从图4中可以看出, 不同温度下, 稳态蠕变速率和应力的对数基本成线性关系. 蠕变应力指数 n [5 ,20 ,21 ] . 本工作实验结果得到的蠕变应力指数均接近5, 说明蠕变变形主要由位错攀移控制. ...
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2009
... 图2所示为不同温度和应力下的BSTMUF601合金的蠕变曲线. 可以看出, 不同条件下的蠕变曲线表现出不同的阶段. 温度为1095 ℃, 应力为5.7和6.7 MPa条件下的蠕变曲线主要由第1和2阶段构成, 这主要是由于该条件下应力较小, 表现出较长的蠕变第2阶段, 从而导致实验终止时并未表现出明显的第3阶段, 而7.7 MPa条件下的蠕变曲线则表现出完整的3个阶段. 温度为980和870 ℃条件下的蠕变曲线主要由第1和3阶段构成, 这是由于这2种条件下应力较大, 所以并未表现出明显的蠕变第2阶段. 蠕变第1阶段为减速蠕变阶段, 由于瞬间应变产生的位错塞积在基体通道中, 不同Burgers矢量的位错在基体通道中相遇并产生位错反应而增值, 产生应变硬化, 使应变速率降低[15 ] . 另一方面, 随着蠕变的进行, 塞积在障碍前的位错借助热激活从塞积区离开, 发生应变软化. 当硬化与软化达到相对平衡时, 蠕变进入第2阶段—稳态蠕变阶段, 蠕变曲线趋近线性, 蠕变速率处于最小值. 当蠕变进入第3阶段—加速蠕变阶段时, 蠕变速率显著增加, 应变急剧增大, 直至断裂. 当蠕变温度一定时, 随着应力的增大, 蠕变曲线变化加快, 蠕变第2阶段缩短, 很快进入第3阶段. 当应力较小时, 蠕变第2阶段较长, 甚至没有第3阶段, 合金表现出较好的延伸性[16 ] . 另外, 温度对蠕变也有较大影响[6 ] . ...
... 为了揭示BSTMUF601合金蠕变的变形机制, 对合金在稳态蠕变阶段的蠕变应力指数进行了计算. 高温下稳态蠕变阶段的稳态蠕变速率 ε s . σ [6 ] : ...
1
2004
... 马弗管是大型光亮退火马弗炉中的核心部件, 在高温(1050 ℃左右)、自重和温度不均的长期作用下蠕变变形严重, 由于蠕变而导致多种缺陷的产生, 直接影响其使用性能和寿命[1 ] . 为此, 高温抗蠕变及持久性能是衡量该马弗管材料的重要指标之一, 而BSTMUF601镍基高温合金是常用马弗管用材料, 随着大型光亮退火马弗炉技术发展, 对马弗管用材料高温使用性能的要求越来越高. 由于镍基高温合金材料在高温下具有良好的抗氧化性能、较高的强度和良好的蠕变性能等, 因而受到重视[2 -4 ] , 尤其是镍基高温合金蠕变机制引起国内外学者的广泛关注[5 -8 ] . ...
1
2013
... 国内外学者对镍基合金蠕变变形机制进行了大量的研究. 徐玲等[9 ] 通过研究一种新型镍钴基高温合金的高温蠕变过程, 指出当温度较低时, 合金通过位错滑移切割 γ ′ γ ′ γ ′ [10 ] 在一种镍基单晶高温合金中观察到, 在760 ℃, 780 MPa条件下, 在低应变阶段, 位错以堆垛层错的方式切入 γ ′ γ ′ γ ′ [11 ] 在U720Li合金中观察到, 在725 ℃, 630 MPa的蠕变条件下, 应变为0.1%时, 位错以Orowan绕过方式通过 γ ′ γ ′ [12 ] 在René 88 DT镍基合金中观察到, 在蠕变温度为650 ℃时, 施加应力较低时, 由不全位错形成的微孪晶是主要的变形机制; 施加应力较高时, 1/2〈110〉位错切割基体和以Orowan绕过方式通过 γ ′ [13 ] 认为, 蠕变过程主要由减速蠕变和加速蠕变2个阶段组成, 并采用q 映射法对Hastelloy-X合金的蠕变行为进行了预测; 刘建杰等[14 ] 采用修正q 投影法对Cr25Ni35Nb炉管钢的蠕变性能进行了预测, 该模型主要考虑蠕变过程中的第2和3阶段. 上述2种模型尽管能够反映特定条件下的变形规律, 但实际蠕变过程中往往存在3个阶段, 为了更具广泛性和实用性, 建立的模型还需完整考虑蠕变3个阶段的变形特征. ...
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2013
... 国内外学者对镍基合金蠕变变形机制进行了大量的研究. 徐玲等[9 ] 通过研究一种新型镍钴基高温合金的高温蠕变过程, 指出当温度较低时, 合金通过位错滑移切割 γ ′ γ ′ γ ′ [10 ] 在一种镍基单晶高温合金中观察到, 在760 ℃, 780 MPa条件下, 在低应变阶段, 位错以堆垛层错的方式切入 γ ′ γ ′ γ ′ [11 ] 在U720Li合金中观察到, 在725 ℃, 630 MPa的蠕变条件下, 应变为0.1%时, 位错以Orowan绕过方式通过 γ ′ γ ′ [12 ] 在René 88 DT镍基合金中观察到, 在蠕变温度为650 ℃时, 施加应力较低时, 由不全位错形成的微孪晶是主要的变形机制; 施加应力较高时, 1/2〈110〉位错切割基体和以Orowan绕过方式通过 γ ′ [13 ] 认为, 蠕变过程主要由减速蠕变和加速蠕变2个阶段组成, 并采用q 映射法对Hastelloy-X合金的蠕变行为进行了预测; 刘建杰等[14 ] 采用修正q 投影法对Cr25Ni35Nb炉管钢的蠕变性能进行了预测, 该模型主要考虑蠕变过程中的第2和3阶段. 上述2种模型尽管能够反映特定条件下的变形规律, 但实际蠕变过程中往往存在3个阶段, 为了更具广泛性和实用性, 建立的模型还需完整考虑蠕变3个阶段的变形特征. ...
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2005
... 国内外学者对镍基合金蠕变变形机制进行了大量的研究. 徐玲等[9 ] 通过研究一种新型镍钴基高温合金的高温蠕变过程, 指出当温度较低时, 合金通过位错滑移切割 γ ′ γ ′ γ ′ [10 ] 在一种镍基单晶高温合金中观察到, 在760 ℃, 780 MPa条件下, 在低应变阶段, 位错以堆垛层错的方式切入 γ ′ γ ′ γ ′ [11 ] 在U720Li合金中观察到, 在725 ℃, 630 MPa的蠕变条件下, 应变为0.1%时, 位错以Orowan绕过方式通过 γ ′ γ ′ [12 ] 在René 88 DT镍基合金中观察到, 在蠕变温度为650 ℃时, 施加应力较低时, 由不全位错形成的微孪晶是主要的变形机制; 施加应力较高时, 1/2〈110〉位错切割基体和以Orowan绕过方式通过 γ ′ [13 ] 认为, 蠕变过程主要由减速蠕变和加速蠕变2个阶段组成, 并采用q 映射法对Hastelloy-X合金的蠕变行为进行了预测; 刘建杰等[14 ] 采用修正q 投影法对Cr25Ni35Nb炉管钢的蠕变性能进行了预测, 该模型主要考虑蠕变过程中的第2和3阶段. 上述2种模型尽管能够反映特定条件下的变形规律, 但实际蠕变过程中往往存在3个阶段, 为了更具广泛性和实用性, 建立的模型还需完整考虑蠕变3个阶段的变形特征. ...
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2005
... 国内外学者对镍基合金蠕变变形机制进行了大量的研究. 徐玲等[9 ] 通过研究一种新型镍钴基高温合金的高温蠕变过程, 指出当温度较低时, 合金通过位错滑移切割 γ ′ γ ′ γ ′ [10 ] 在一种镍基单晶高温合金中观察到, 在760 ℃, 780 MPa条件下, 在低应变阶段, 位错以堆垛层错的方式切入 γ ′ γ ′ γ ′ [11 ] 在U720Li合金中观察到, 在725 ℃, 630 MPa的蠕变条件下, 应变为0.1%时, 位错以Orowan绕过方式通过 γ ′ γ ′ [12 ] 在René 88 DT镍基合金中观察到, 在蠕变温度为650 ℃时, 施加应力较低时, 由不全位错形成的微孪晶是主要的变形机制; 施加应力较高时, 1/2〈110〉位错切割基体和以Orowan绕过方式通过 γ ′ [13 ] 认为, 蠕变过程主要由减速蠕变和加速蠕变2个阶段组成, 并采用q 映射法对Hastelloy-X合金的蠕变行为进行了预测; 刘建杰等[14 ] 采用修正q 投影法对Cr25Ni35Nb炉管钢的蠕变性能进行了预测, 该模型主要考虑蠕变过程中的第2和3阶段. 上述2种模型尽管能够反映特定条件下的变形规律, 但实际蠕变过程中往往存在3个阶段, 为了更具广泛性和实用性, 建立的模型还需完整考虑蠕变3个阶段的变形特征. ...
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2011
... 国内外学者对镍基合金蠕变变形机制进行了大量的研究. 徐玲等[9 ] 通过研究一种新型镍钴基高温合金的高温蠕变过程, 指出当温度较低时, 合金通过位错滑移切割 γ ′ γ ′ γ ′ [10 ] 在一种镍基单晶高温合金中观察到, 在760 ℃, 780 MPa条件下, 在低应变阶段, 位错以堆垛层错的方式切入 γ ′ γ ′ γ ′ [11 ] 在U720Li合金中观察到, 在725 ℃, 630 MPa的蠕变条件下, 应变为0.1%时, 位错以Orowan绕过方式通过 γ ′ γ ′ [12 ] 在René 88 DT镍基合金中观察到, 在蠕变温度为650 ℃时, 施加应力较低时, 由不全位错形成的微孪晶是主要的变形机制; 施加应力较高时, 1/2〈110〉位错切割基体和以Orowan绕过方式通过 γ ′ [13 ] 认为, 蠕变过程主要由减速蠕变和加速蠕变2个阶段组成, 并采用q 映射法对Hastelloy-X合金的蠕变行为进行了预测; 刘建杰等[14 ] 采用修正q 投影法对Cr25Ni35Nb炉管钢的蠕变性能进行了预测, 该模型主要考虑蠕变过程中的第2和3阶段. 上述2种模型尽管能够反映特定条件下的变形规律, 但实际蠕变过程中往往存在3个阶段, 为了更具广泛性和实用性, 建立的模型还需完整考虑蠕变3个阶段的变形特征. ...
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... 国内外学者对镍基合金蠕变变形机制进行了大量的研究. 徐玲等[9 ] 通过研究一种新型镍钴基高温合金的高温蠕变过程, 指出当温度较低时, 合金通过位错滑移切割 γ ′ γ ′ γ ′ [10 ] 在一种镍基单晶高温合金中观察到, 在760 ℃, 780 MPa条件下, 在低应变阶段, 位错以堆垛层错的方式切入 γ ′ γ ′ γ ′ [11 ] 在U720Li合金中观察到, 在725 ℃, 630 MPa的蠕变条件下, 应变为0.1%时, 位错以Orowan绕过方式通过 γ ′ γ ′ [12 ] 在René 88 DT镍基合金中观察到, 在蠕变温度为650 ℃时, 施加应力较低时, 由不全位错形成的微孪晶是主要的变形机制; 施加应力较高时, 1/2〈110〉位错切割基体和以Orowan绕过方式通过 γ ′ [13 ] 认为, 蠕变过程主要由减速蠕变和加速蠕变2个阶段组成, 并采用q 映射法对Hastelloy-X合金的蠕变行为进行了预测; 刘建杰等[14 ] 采用修正q 投影法对Cr25Ni35Nb炉管钢的蠕变性能进行了预测, 该模型主要考虑蠕变过程中的第2和3阶段. 上述2种模型尽管能够反映特定条件下的变形规律, 但实际蠕变过程中往往存在3个阶段, 为了更具广泛性和实用性, 建立的模型还需完整考虑蠕变3个阶段的变形特征. ...
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2008
... 国内外学者对镍基合金蠕变变形机制进行了大量的研究. 徐玲等[9 ] 通过研究一种新型镍钴基高温合金的高温蠕变过程, 指出当温度较低时, 合金通过位错滑移切割 γ ′ γ ′ γ ′ [10 ] 在一种镍基单晶高温合金中观察到, 在760 ℃, 780 MPa条件下, 在低应变阶段, 位错以堆垛层错的方式切入 γ ′ γ ′ γ ′ [11 ] 在U720Li合金中观察到, 在725 ℃, 630 MPa的蠕变条件下, 应变为0.1%时, 位错以Orowan绕过方式通过 γ ′ γ ′ [12 ] 在René 88 DT镍基合金中观察到, 在蠕变温度为650 ℃时, 施加应力较低时, 由不全位错形成的微孪晶是主要的变形机制; 施加应力较高时, 1/2〈110〉位错切割基体和以Orowan绕过方式通过 γ ′ [13 ] 认为, 蠕变过程主要由减速蠕变和加速蠕变2个阶段组成, 并采用q 映射法对Hastelloy-X合金的蠕变行为进行了预测; 刘建杰等[14 ] 采用修正q 投影法对Cr25Ni35Nb炉管钢的蠕变性能进行了预测, 该模型主要考虑蠕变过程中的第2和3阶段. 上述2种模型尽管能够反映特定条件下的变形规律, 但实际蠕变过程中往往存在3个阶段, 为了更具广泛性和实用性, 建立的模型还需完整考虑蠕变3个阶段的变形特征. ...
... 对蠕变曲线拟合的方法有很多, 其中, 一种推测长时蠕变性能的q 映射法的基本思想是把蠕变过程看成由蠕变第1阶段的硬化过程和蠕变第3阶段的软化过程所组成, 而没有第2阶段蠕变过程的存在. Kim等[13 ] 认为, 蠕变过程由减速蠕变和加速蠕变2个阶段组成, 蠕变第2阶段只是应变硬化和应变软化达到平衡时的反映, 因此采用θ映射法在950 ℃, 不同应力的条件下对Hastelloy-X合金的蠕变曲线进行了拟合, q 映射法具体为: ...
... 由图2所示的蠕变曲线可以看出, 在870和980 ℃条件下, 蠕变曲线与式(1)提出的模型一致, 主要包括第1和3阶段. 在温度为1095 ℃, 应力为5.7和6.7 MPa条件下的蠕变曲线主要为第1和2阶段; 而应力为7.7 MPa的条件下的蠕变曲线表现出明显的3个阶段. 而上述2种模型都没有考虑蠕变完整的3个阶段[13 ,14 ] , 故本工作提出一种新的修正q 映射法建立由第1, 2, 3阶段构成的蠕变曲线的蠕变过程: ...
... 式中, j为数据采集点, E j P j N [13 ] (式(1))的平均相对误差为1.96%, 刘建杰等的模型[14 ] (式(3))的平均相对误差为7.88%, 本工作模型(式(4))的平均相对误差为1.86%. 可以看出, 本工作模型拟合的平均相对误差比文献[13]中未考虑第2阶段的模型和文献[14]中未考虑第1阶段的模型分别减少0.10%和6.02%, 表明本工作提出的新模型具有较强适用性的同时, 并不降低拟合精度. ...
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2011
... 国内外学者对镍基合金蠕变变形机制进行了大量的研究. 徐玲等[9 ] 通过研究一种新型镍钴基高温合金的高温蠕变过程, 指出当温度较低时, 合金通过位错滑移切割 γ ′ γ ′ γ ′ [10 ] 在一种镍基单晶高温合金中观察到, 在760 ℃, 780 MPa条件下, 在低应变阶段, 位错以堆垛层错的方式切入 γ ′ γ ′ γ ′ [11 ] 在U720Li合金中观察到, 在725 ℃, 630 MPa的蠕变条件下, 应变为0.1%时, 位错以Orowan绕过方式通过 γ ′ γ ′ [12 ] 在René 88 DT镍基合金中观察到, 在蠕变温度为650 ℃时, 施加应力较低时, 由不全位错形成的微孪晶是主要的变形机制; 施加应力较高时, 1/2〈110〉位错切割基体和以Orowan绕过方式通过 γ ′ [13 ] 认为, 蠕变过程主要由减速蠕变和加速蠕变2个阶段组成, 并采用q 映射法对Hastelloy-X合金的蠕变行为进行了预测; 刘建杰等[14 ] 采用修正q 投影法对Cr25Ni35Nb炉管钢的蠕变性能进行了预测, 该模型主要考虑蠕变过程中的第2和3阶段. 上述2种模型尽管能够反映特定条件下的变形规律, 但实际蠕变过程中往往存在3个阶段, 为了更具广泛性和实用性, 建立的模型还需完整考虑蠕变3个阶段的变形特征. ...
... 刘建杰等[14 ] 认为, 恒载荷下测得的蠕变曲线中第1阶段较短, 第2阶段较长, 用θ映射法处理可能会导致结果不准确, 所以提出利用修正后的θ映射法来拟合蠕变曲线, 该模型只考虑了蠕变第2和第3阶段, 即, ...
... 由图2所示的蠕变曲线可以看出, 在870和980 ℃条件下, 蠕变曲线与式(1)提出的模型一致, 主要包括第1和3阶段. 在温度为1095 ℃, 应力为5.7和6.7 MPa条件下的蠕变曲线主要为第1和2阶段; 而应力为7.7 MPa的条件下的蠕变曲线表现出明显的3个阶段. 而上述2种模型都没有考虑蠕变完整的3个阶段[13 ,14 ] , 故本工作提出一种新的修正q 映射法建立由第1, 2, 3阶段构成的蠕变曲线的蠕变过程: ...
... 式中, j为数据采集点, E j P j N [13 ] (式(1))的平均相对误差为1.96%, 刘建杰等的模型[14 ] (式(3))的平均相对误差为7.88%, 本工作模型(式(4))的平均相对误差为1.86%. 可以看出, 本工作模型拟合的平均相对误差比文献[13]中未考虑第2阶段的模型和文献[14]中未考虑第1阶段的模型分别减少0.10%和6.02%, 表明本工作提出的新模型具有较强适用性的同时, 并不降低拟合精度. ...
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2011
... 国内外学者对镍基合金蠕变变形机制进行了大量的研究. 徐玲等[9 ] 通过研究一种新型镍钴基高温合金的高温蠕变过程, 指出当温度较低时, 合金通过位错滑移切割 γ ′ γ ′ γ ′ [10 ] 在一种镍基单晶高温合金中观察到, 在760 ℃, 780 MPa条件下, 在低应变阶段, 位错以堆垛层错的方式切入 γ ′ γ ′ γ ′ [11 ] 在U720Li合金中观察到, 在725 ℃, 630 MPa的蠕变条件下, 应变为0.1%时, 位错以Orowan绕过方式通过 γ ′ γ ′ [12 ] 在René 88 DT镍基合金中观察到, 在蠕变温度为650 ℃时, 施加应力较低时, 由不全位错形成的微孪晶是主要的变形机制; 施加应力较高时, 1/2〈110〉位错切割基体和以Orowan绕过方式通过 γ ′ [13 ] 认为, 蠕变过程主要由减速蠕变和加速蠕变2个阶段组成, 并采用q 映射法对Hastelloy-X合金的蠕变行为进行了预测; 刘建杰等[14 ] 采用修正q 投影法对Cr25Ni35Nb炉管钢的蠕变性能进行了预测, 该模型主要考虑蠕变过程中的第2和3阶段. 上述2种模型尽管能够反映特定条件下的变形规律, 但实际蠕变过程中往往存在3个阶段, 为了更具广泛性和实用性, 建立的模型还需完整考虑蠕变3个阶段的变形特征. ...
... 刘建杰等[14 ] 认为, 恒载荷下测得的蠕变曲线中第1阶段较短, 第2阶段较长, 用θ映射法处理可能会导致结果不准确, 所以提出利用修正后的θ映射法来拟合蠕变曲线, 该模型只考虑了蠕变第2和第3阶段, 即, ...
... 由图2所示的蠕变曲线可以看出, 在870和980 ℃条件下, 蠕变曲线与式(1)提出的模型一致, 主要包括第1和3阶段. 在温度为1095 ℃, 应力为5.7和6.7 MPa条件下的蠕变曲线主要为第1和2阶段; 而应力为7.7 MPa的条件下的蠕变曲线表现出明显的3个阶段. 而上述2种模型都没有考虑蠕变完整的3个阶段[13 ,14 ] , 故本工作提出一种新的修正q 映射法建立由第1, 2, 3阶段构成的蠕变曲线的蠕变过程: ...
... 式中, j为数据采集点, E j P j N [13 ] (式(1))的平均相对误差为1.96%, 刘建杰等的模型[14 ] (式(3))的平均相对误差为7.88%, 本工作模型(式(4))的平均相对误差为1.86%. 可以看出, 本工作模型拟合的平均相对误差比文献[13]中未考虑第2阶段的模型和文献[14]中未考虑第1阶段的模型分别减少0.10%和6.02%, 表明本工作提出的新模型具有较强适用性的同时, 并不降低拟合精度. ...
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2005
... 图2所示为不同温度和应力下的BSTMUF601合金的蠕变曲线. 可以看出, 不同条件下的蠕变曲线表现出不同的阶段. 温度为1095 ℃, 应力为5.7和6.7 MPa条件下的蠕变曲线主要由第1和2阶段构成, 这主要是由于该条件下应力较小, 表现出较长的蠕变第2阶段, 从而导致实验终止时并未表现出明显的第3阶段, 而7.7 MPa条件下的蠕变曲线则表现出完整的3个阶段. 温度为980和870 ℃条件下的蠕变曲线主要由第1和3阶段构成, 这是由于这2种条件下应力较大, 所以并未表现出明显的蠕变第2阶段. 蠕变第1阶段为减速蠕变阶段, 由于瞬间应变产生的位错塞积在基体通道中, 不同Burgers矢量的位错在基体通道中相遇并产生位错反应而增值, 产生应变硬化, 使应变速率降低[15 ] . 另一方面, 随着蠕变的进行, 塞积在障碍前的位错借助热激活从塞积区离开, 发生应变软化. 当硬化与软化达到相对平衡时, 蠕变进入第2阶段—稳态蠕变阶段, 蠕变曲线趋近线性, 蠕变速率处于最小值. 当蠕变进入第3阶段—加速蠕变阶段时, 蠕变速率显著增加, 应变急剧增大, 直至断裂. 当蠕变温度一定时, 随着应力的增大, 蠕变曲线变化加快, 蠕变第2阶段缩短, 很快进入第3阶段. 当应力较小时, 蠕变第2阶段较长, 甚至没有第3阶段, 合金表现出较好的延伸性[16 ] . 另外, 温度对蠕变也有较大影响[6 ] . ...
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2008
... 图2所示为不同温度和应力下的BSTMUF601合金的蠕变曲线. 可以看出, 不同条件下的蠕变曲线表现出不同的阶段. 温度为1095 ℃, 应力为5.7和6.7 MPa条件下的蠕变曲线主要由第1和2阶段构成, 这主要是由于该条件下应力较小, 表现出较长的蠕变第2阶段, 从而导致实验终止时并未表现出明显的第3阶段, 而7.7 MPa条件下的蠕变曲线则表现出完整的3个阶段. 温度为980和870 ℃条件下的蠕变曲线主要由第1和3阶段构成, 这是由于这2种条件下应力较大, 所以并未表现出明显的蠕变第2阶段. 蠕变第1阶段为减速蠕变阶段, 由于瞬间应变产生的位错塞积在基体通道中, 不同Burgers矢量的位错在基体通道中相遇并产生位错反应而增值, 产生应变硬化, 使应变速率降低[15 ] . 另一方面, 随着蠕变的进行, 塞积在障碍前的位错借助热激活从塞积区离开, 发生应变软化. 当硬化与软化达到相对平衡时, 蠕变进入第2阶段—稳态蠕变阶段, 蠕变曲线趋近线性, 蠕变速率处于最小值. 当蠕变进入第3阶段—加速蠕变阶段时, 蠕变速率显著增加, 应变急剧增大, 直至断裂. 当蠕变温度一定时, 随着应力的增大, 蠕变曲线变化加快, 蠕变第2阶段缩短, 很快进入第3阶段. 当应力较小时, 蠕变第2阶段较长, 甚至没有第3阶段, 合金表现出较好的延伸性[16 ] . 另外, 温度对蠕变也有较大影响[6 ] . ...
1
2008
... 图2所示为不同温度和应力下的BSTMUF601合金的蠕变曲线. 可以看出, 不同条件下的蠕变曲线表现出不同的阶段. 温度为1095 ℃, 应力为5.7和6.7 MPa条件下的蠕变曲线主要由第1和2阶段构成, 这主要是由于该条件下应力较小, 表现出较长的蠕变第2阶段, 从而导致实验终止时并未表现出明显的第3阶段, 而7.7 MPa条件下的蠕变曲线则表现出完整的3个阶段. 温度为980和870 ℃条件下的蠕变曲线主要由第1和3阶段构成, 这是由于这2种条件下应力较大, 所以并未表现出明显的蠕变第2阶段. 蠕变第1阶段为减速蠕变阶段, 由于瞬间应变产生的位错塞积在基体通道中, 不同Burgers矢量的位错在基体通道中相遇并产生位错反应而增值, 产生应变硬化, 使应变速率降低[15 ] . 另一方面, 随着蠕变的进行, 塞积在障碍前的位错借助热激活从塞积区离开, 发生应变软化. 当硬化与软化达到相对平衡时, 蠕变进入第2阶段—稳态蠕变阶段, 蠕变曲线趋近线性, 蠕变速率处于最小值. 当蠕变进入第3阶段—加速蠕变阶段时, 蠕变速率显著增加, 应变急剧增大, 直至断裂. 当蠕变温度一定时, 随着应力的增大, 蠕变曲线变化加快, 蠕变第2阶段缩短, 很快进入第3阶段. 当应力较小时, 蠕变第2阶段较长, 甚至没有第3阶段, 合金表现出较好的延伸性[16 ] . 另外, 温度对蠕变也有较大影响[6 ] . ...
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2009
... 为了描述拟合的准确程度, 引入平均相对误差 δ [17 ] : ...
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... 根据蠕变理论[18 ] , 稳态蠕变速率即最小蠕变速率是衡量合金蠕变性能的重要参数. 根据蠕变曲线可求出稳态蠕变速率. 蠕变曲线第2阶段明显时, 对第2阶段线性拟合, 斜率即为稳态蠕变速率; 蠕变曲线第2阶段不明显时, 对蠕变曲线进行拟合求导, 最小蠕变速率即为稳态蠕变速率. 根据图1可以计算出BSTMUF601合金在不同温度不同应力下的稳态蠕变速率, 如表1所示. ...
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2013
... 从表1可以看出, 随着蠕变温度和应力的提高, 稳态蠕变速率将明显提高. 蠕变温度的提高可以提高合金中的平衡空位浓度和迁移速率, 有利于高温变形; 应力的提高将会明显增加合金中位错的生成和运动速率, 从而加快合金的蠕变速率[19 ] . ...
1
2013
... 从表1可以看出, 随着蠕变温度和应力的提高, 稳态蠕变速率将明显提高. 蠕变温度的提高可以提高合金中的平衡空位浓度和迁移速率, 有利于高温变形; 应力的提高将会明显增加合金中位错的生成和运动速率, 从而加快合金的蠕变速率[19 ] . ...
1
2004
... 从图4中可以看出, 不同温度下, 稳态蠕变速率和应力的对数基本成线性关系. 蠕变应力指数 n [5 ,20 ,21 ] . 本工作实验结果得到的蠕变应力指数均接近5, 说明蠕变变形主要由位错攀移控制. ...
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2004
... 从图4中可以看出, 不同温度下, 稳态蠕变速率和应力的对数基本成线性关系. 蠕变应力指数 n [5 ,20 ,21 ] . 本工作实验结果得到的蠕变应力指数均接近5, 说明蠕变变形主要由位错攀移控制. ...
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2002
... 从图4中可以看出, 不同温度下, 稳态蠕变速率和应力的对数基本成线性关系. 蠕变应力指数 n [5 ,20 ,21 ] . 本工作实验结果得到的蠕变应力指数均接近5, 说明蠕变变形主要由位错攀移控制. ...
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2002
... 从图4中可以看出, 不同温度下, 稳态蠕变速率和应力的对数基本成线性关系. 蠕变应力指数 n [5 ,20 ,21 ] . 本工作实验结果得到的蠕变应力指数均接近5, 说明蠕变变形主要由位错攀移控制. ...
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2011
... 为了进一步弄清楚合金稳态蠕变阶段的蠕变机制, 在蠕变的稳态阶段观察了合金的位错组态. 图5所示为BSTMUF601合金在温度为1095 ℃, 应力为5.7 MPa条件下稳态蠕变阶段的组织形貌. 可以看出, 蠕变实验后合金组织内部出现明显的位错(图5a). 随着蠕变的进行, 基体通道中具有不同Burgers矢量的位错, 在进行长程交滑移的同时, 相遇发生反应而增值, 基体中位错密度逐渐增加, 在晶界、 γ / γ ′ [22 ] . 当基体中的大量位错遇 γ ′ γ / γ ′ γ / γ ′ γ ′
... 为了进一步分析合金的蠕变断裂机制, 对合金在蠕变断裂后断口附近的微观形貌进行了观察. 图7为BSTMUF601合金在温度为1095 ℃, 应力为7.7 MPa条件下蠕变试样断口附近截面的空洞与裂纹形貌. 可以看出, 空洞形核于晶界, 而在晶粒内没有观察到空洞, 如图7a和c所示, 这是由晶内、晶界以及碳化物变形的不一致所形成的. 蠕变过程中, 在外加应力作用下, 晶界发生滑移, 而晶内不易与晶界发生一致的变形, 于是基体便发生应变, 而碳化物却不会随之变形, 逐渐与基体发生脱离, 当2者之间发生脱离后便形成了空洞的核心. 在外加应力作用下, 空洞长大、连接形成裂纹, 随着蠕变的进行, 位错继续在晶界附近塞积, 产生应力集中, 使裂纹沿晶界扩展, 并与相邻裂纹连接[22 ] , 如图7b和d所示, 最终导致试样断裂. ...
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2001
... BSTMUF601合金在低温高应力下, 施加应力足以使位错切入 γ ′ γ ′ γ ′ γ ′ γ ′ [23 ,24 ] . 稳态蠕变阶段, 在应力作用下基体中的位错运动至 γ / γ ′ [25 ] 认为, 在1050 ℃时, 蠕变变形主要由位错攀移控制. 以上分析表明, 在高温低应力条件下, BSTMUF601合金在稳态蠕变期间的主要变形机制是位错攀移. ...
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2001
... BSTMUF601合金在低温高应力下, 施加应力足以使位错切入 γ ′ γ ′ γ ′ γ ′ γ ′ [23 ,24 ] . 稳态蠕变阶段, 在应力作用下基体中的位错运动至 γ / γ ′ [25 ] 认为, 在1050 ℃时, 蠕变变形主要由位错攀移控制. 以上分析表明, 在高温低应力条件下, BSTMUF601合金在稳态蠕变期间的主要变形机制是位错攀移. ...
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2012
... BSTMUF601合金在低温高应力下, 施加应力足以使位错切入 γ ′ γ ′ γ ′ γ ′ γ ′ [23 ,24 ] . 稳态蠕变阶段, 在应力作用下基体中的位错运动至 γ / γ ′ [25 ] 认为, 在1050 ℃时, 蠕变变形主要由位错攀移控制. 以上分析表明, 在高温低应力条件下, BSTMUF601合金在稳态蠕变期间的主要变形机制是位错攀移. ...
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1986
... BSTMUF601合金在低温高应力下, 施加应力足以使位错切入 γ ′ γ ′ γ ′ γ ′ γ ′ [23 ,24 ] . 稳态蠕变阶段, 在应力作用下基体中的位错运动至 γ / γ ′ [25 ] 认为, 在1050 ℃时, 蠕变变形主要由位错攀移控制. 以上分析表明, 在高温低应力条件下, BSTMUF601合金在稳态蠕变期间的主要变形机制是位错攀移. ...
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1992
... 图6为BSTMUF601合金在温度为870 ℃, 应力为32 MPa条件下蠕变断裂后断口附近的显微组织. 可以看出, 蠕变断裂后合金的出现大量蜂窝状空洞和沿晶界析出大量碳化物及第二相颗粒. 随着碳化物和析出相的逐渐增多和空洞的长大, 材料变脆, 试样有效承载面积减小并产生局部颈缩, 导致蠕变急剧加速, 试样发生断裂[26 ] . ...
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1992
... 图6为BSTMUF601合金在温度为870 ℃, 应力为32 MPa条件下蠕变断裂后断口附近的显微组织. 可以看出, 蠕变断裂后合金的出现大量蜂窝状空洞和沿晶界析出大量碳化物及第二相颗粒. 随着碳化物和析出相的逐渐增多和空洞的长大, 材料变脆, 试样有效承载面积减小并产生局部颈缩, 导致蠕变急剧加速, 试样发生断裂[26 ] . ...
, 石兵
