Ti-6Al-4V ELI是一种中等强度损伤容限型钛合金, 具有较高的断裂韧性及较低的疲劳裂纹扩展速率(da /dN ), 广泛应用于航空航天领域[1 , 2 ] 。目前针对热加工工艺及热处理制度对TC4 ELI显微组织和力学性能的影响已有大量研究。王新南等人[3 ] 提出了准β 锻造工艺, 有效地降低了合金疲劳裂纹扩展速率。PENG等人[4 ] 研究了热机械处理后TC4-DT的显微组织特征和力学性能, 结果表明双重退火制度使合金获得良好的强度和塑性匹配。除合金主元素外, 杂质元素尤其是Fe和O对钛合金的力学性能具有明显影响[5 -7 ] , 实践表明, 通过对传统钛合金的成分进行微量调整来实现材料损伤容限性能的进一步提升, 是一种经济、有效的技术措施。航空用TC4合金的Fe含量已有相关材料标准(质量分数不超过0.25%), 根据使用温度不同, TC4合金中的Fe含量均在标准范围内进行调整。400℃以上使用的高温钛合金中, Fe含量受到严格限制, 这是由于即便微量Fe对高温蠕变、疲劳性能也有显著不利影响。而针对400℃以下使用的钛合金, 目前对于Fe含量在标准上、下限的控制并不明确, 特别是使用温度在100-300℃时, 是否严格限制Fe含量并未有研究结论。本文通过调整TC4 ELI合金中Fe的含量, 分析微量Fe含量的变化对其性能特别是蠕变性能的影响, 为不同使用温度的TC4合金的成分设计提供参考。
1 实验方法
实验所用材料为TC4 ELI钛合金, 化学成分见表1 。3种成分(0.03%, 0.17%, 0.24%, 质量分数, 分别记为样品No1, No2, No3)的TC4 ELI合金均经过β 相区热处理, 热处理制度为: 1000℃/1.5 h/A.C.+730℃/3 h/A.C.。在HF∶HNO3 ∶H2 O=1∶3∶10的溶液中腐蚀试样, 用JSM-6301F扫描电镜(SEM)观察试样显微组织。
利用S-3400N扫描电镜观察3种Fe含量TC4 ELI合金的显微组织形貌, 并结合能谱半定量分析Fe、Al、V 3种元素中在α 、β 相中的含量分布。利用电子背散射衍射(EBSD)技术表征TC4 ELI合金的晶粒内部α 集束的取向关系。利用INSTRON 5582电子万能试验机和MTS810疲劳试验机分别测试合金的室温和高温拉伸性能、断裂韧度以及室温、200℃、400℃的疲劳裂纹扩展速率。利用高温蠕变试验机进行蠕变测试, 全部实验过程均由计算机自动控制完成。
2 结果与讨论
2.1 晶体取向分析
3种Fe含量的TC4 ELI合金显微组织如图1 所示。通过β 相区热处理获得了具有原始β 晶粒的片层组织, 原始β 晶粒平均尺寸约为500 μ m, 相邻α 片层宽度约为2 μ m, 微量元素Fe含量的变化没有导致显微组织的明显变化。利用EBSD分析获得了No3合金试样的晶体取向图和集束角度取向差统计图。从图2 可以看出: 晶粒内部同一集束晶体取向一致, 多数沿α 相的(0001)方向, 相邻集束和晶粒间取向有差异。对图2 中α 集束角度差统计, 结果见图3 。可以看出, 测试样品中主要为1°-10°的小角度界面, 存在于α 集束内部, 少数为60°-70°大角度界面, 存在于集束之间和相邻晶粒间。
图1 3种Fe含量TC4 ELI合金的显微组织
Fig.1 Microstructures of three TC4 ELI alloys with different Fe contents, (a) No1, (b) No2, (c) No3
图2 No3合金样品的晶体取向分布图
Fig.2 Crystal orientation distribution of No3 alloy
图3 No3合金样品集束角度统计分布
Fig.3 Statistical distribution of colony boundaries of No3 alloy
2.2 元素浓度分布
3种TC4 ELI合金中Al、V和Fe在α 、β 相中的元素分布如图4 所示。可以看出: 3种合金不同相之内的元素含量均与表1 中的化学成分存在差异, 即3种合金内均存在元素的富集现象。具体表现为在α 相中V元素含量降低, Fe元素浓度变化不大, 而β 相中Fe元素和V元素含量明显升高, Al元素在两相中比例差异不大。图5 线扫描结果表明, Fe含量在β 相内有极大值, 说明Fe在β 相内和α /β 相界处富集。统计3种Fe含量样品的不同元素在不同相中的平均浓度, 见表2 。可以看出, V、Fe元素在α 、β 两相中比例不同, 二者均在β 相中富集, 并且Fe元素的富集程度明显大于V元素。
图4 Al、V、Fe元素在α/β 两相内的含量
Fig.4 The content of Al, V, Fe in α /β phases of three TC4 ELI alloys, (a) No1 α phase, (b) No1 β phase, (c) No2 α phase, (d) No2 β phase, (e) No3 α phase, (f) No3 β phase
图5 No3合金样品中Fe元素浓度线分布
Fig.5 Line distribution of Fe content of No3 alloy
2.3 拉伸性能和断裂韧性
图6 为3种合金在不同实验温度下的抗拉强度。可以看出, No3合金试样的抗拉强度较No1合金试样提高50 MPa左右, 说明Fe具有较强的强化效果。元素对钛合金起强化作用的一个主要原因是合金元素与Ti原子之间存在着原子半径、弹性模量及原子价等方面的差异[6 ] 。Ti的原子半径为0.147 nm, Fe原子半径为0.127 nm, Fe与Ti的原子半径比等于0.86[8 ] , Fe的原子价n =8, Ti的原子价n =4, 二者原子价之差为4, 弹性模量之差98000 MPa。综合来看Fe原子与Ti原子之间存在较大的原子半径差和原子价差, 因而微量Fe的添加对TC4 ELI合金起到了明显的固溶强化作用。文献[5, 6]都指出了Fe元素对钛合金中α 相的强化作用, 本文研究发现Fe主要在TC4 ELI合金的β 相中富集, 说明Fe对合金的影响主要来源于Fe对合金中β 相和α /β 界面的强化作用。Fe固溶于TC4 ELI合金的β 相内, Fe与Ti之间总弹性模量的差异使得基体晶格畸变能增加, 提高了开动位错源所需的外力。同时由于溶质原子Fe容易偏聚, 晶粒内部和界面处易于形成溶质原子气团(柯氏气团), 强烈阻碍了可动位错的滑移过程, 导致其抗拉强度提高。
图6 3种TC4ELI合金在不同实验温度下的拉伸强度
Fig.6 Tensile strength of TC4ELI alloys with different Fe contents at different temperatures
表3 为3种Fe含量的试样在室温下的断裂韧度值, 可以看出, 微量Fe含量的调整对TC4 ELI的断裂韧性影响不大。分析可知, 在相同环境、固定应力比和频率条件下, 合金的断裂性能与显微组织密切相关, 而结合图1 可以看出微量Fe的变化没有导致合金显微组织的明显变化, 三者均为典型的钛合金片层组织, 其原始β 晶粒尺寸、α 集束尺寸, α 片层间距等没有明显变化。相同的显微组织导致了相同的变形和断裂机制, 因此3种TC4 ELI合金的断裂韧性值几乎一致。结合图6 和表3 可知, 当Fe含量为0.17%-0.24%时, 能够获得较好的强度韧性匹配。
2.4 疲劳裂纹扩展速率
疲劳裂纹扩展速率反映了材料抵抗裂纹扩展的能力, 是现代材料研究中的重要内容之一。图7 -9为3种Fe含量的试样在不同实验温度下的裂纹扩展速率, 可以看出在室温和200℃下, 微量Fe含量的变化对疲劳裂纹扩展速率没有影响。而在400℃下, 虽然由于合金自身和高温测试方法的原因导致裂纹扩展速率数据比较分散[9 ] , 但仍可以明显看出Fe含量为0.24%的试样裂纹扩展速率最快。
图6 3种TC4ELI合金在不同实验温度下的拉伸强度
Fig.6 Tensile strength of TC4ELI alloys with different Fe contents at different temperatures
图7 室温下3种TC4 ELI合金的疲劳裂纹扩展速率
Fig.7 da /dN curves of TC4ELI alloys with different Fe contents at room temperature
图8 200℃下3种TC4 ELI合金的疲劳裂纹扩展速率
Fig.8 da /dN curves of TC4ELI alloys with different Fe contents at 200℃
图9 400℃下3种Fe含量TC4 ELI合金的疲劳裂纹扩展速率
Fig.9 da /dN curves of TC4ELI alloys with different Fe content at 400℃
吴欢等人[10 ] 指出, 环境变化、应力条件、加载频率等对金属材料的疲劳裂纹扩展影响最大, 另外杂质元素和疲劳裂纹扩展行为[11 ] 紧密相关。本文3种Fe含量的TC4 ELI试样实验的外部因素相同, 而且显微形貌相近, 因此三者的裂纹扩展行为相似, 扩展速率应差别不大。图10 为三者在400℃条件下的疲劳裂纹扩展断口形貌, 可以看出3个试样均呈现典型的解理断裂形貌, 其中存在较多的解理小平面、台阶和河流花样。然而, 之所以在400℃下, 0.24% Fe的合金裂纹扩展速率最快, 与Fe的扩散行为有关。温度较高时, 原子热运动剧烈, Fe的扩散行为对TC4 ELI合金的力学性能产生了一定影响。高温下Fe是在钛合金中具有反常快的扩散行为[8 , 12 ] , 其扩散速率远远大于空位扩散机制, 但小于间隙扩散机制, 说明Fe原子在α -Ti中不全是作为置换元素存在。Frank[8 ] 指出部分Fe原子以间隙原子方式存在, 能够进行间隙扩散, 这可能与Ti的反常大的离子/原子半径比有关。这种间隙扩散机制使得Fe原子的扩散速率远远大于Ti原子: 600℃时, Fe在α -Ti中的扩散系数为10-13 m2 /s, 而α -Ti自扩散系数仅为10-20 m2 /s[13 ] 。此外, Fe原子能显著提高基体α -Ti的自扩散、Al原子和间隙O原子在α -Ti中的扩散速率, 导致裂纹扩展过程位错运动的晶格阻力降低, 裂纹尖端区域的位错不容易缠结形成稳定结构, 因而裂纹尖端每循环生长距离增大, 裂纹扩展速率加快。同时晶界处由于原子的快速扩散, 晶界迁移速率增大, 晶界结合强度降低, 易于开裂, 也导致裂纹扩展速率明显加快。
图10 3种Fe含量TC4 ELI合金在400℃下的裂纹扩展试样断口形貌
Fig.10 Fracture morphology of crack propagation of TC4ELI alloys with different Fe contents at 400℃ (a) No1, (b) No2, (c) No3
2.5 抗蠕变性能
图11 为不同试验温度下No1和No3 TC4 ELI钛合金的蠕变曲线。实验主要对TC4 ELI钛合金服役温度范围内的蠕变性能进行研究, 采用固定蠕变应力的方法, 观察应变随时间的变化, 蠕变时间均设定为100 h。
图11 两种Fe含量TC4ELI合金的蠕变曲线
Fig.11 Creep curves of No1 and No3 TC4 ELI alloys, (a) 400o C, (b) 350o C, (c) 300o C, (d) 250o C
对比两合金蠕变曲线的差异, 可以看出400℃时, No1合金的抗蠕变能力强于No3合金, 而在350℃、300℃及250℃下No3合金的抗蠕变能力强于No1合金。由此说明在400℃及以上温度时, Fe的加入对TC4 ELI合金的高温蠕变性能起到损害作用; 在350℃及以下温度时, Fe的加入对TC4 ELI合金的高温蠕变性能起到增强作用。Fe元素对TC4 ELI合金的抗蠕变性能的影响存在温度转折点, 由图11 可以推测, 此转变温度为350℃左右。
对250-400℃条件下求取两合金的蠕变应力指数如图12 所示, 得到的蠕变应力指数在3.4-6.7之间, 表明在250-350℃范围内No1与No3合金的蠕变机制为位错攀移蠕变机制。分析可知, 在250℃以上温度变形时, 需要考虑原子扩散作用的影响。Fe的加入能够显著提高α -Ti内原子的扩散速率, 加快蠕变过程中位错的攀移速率, 降低蠕变激活能, 从而导致TA15合金蠕变性能的下降。在250℃以下时, 由于扩散作用影响很小, 所以Fe的加入对原子的运动速率没有明显影响。反而, 由于温度较低条件下, 蠕变过程主要依靠位错的滑移等变形机制, 添加的Fe元素成为位错运动的障碍, 从而对TC4 ELI合金的抗蠕变性能起到了强化效果。
图12 两种Fe含量TC4 ELI合金的蠕变应力指数
Fig.12 Creep stress exponents of No1 and No3 TC4 ELI alloys at different temperatures, (a) 400o C, (b) 350o C, (c) 300o C, (d) 250o C
3 结论
1. 微量Fe含量调整(0.03%, 0.17%, 0.24%)对TC4 ELI钛合金的拉伸强度有一定影响, 这是由于Fe的偏聚具有明显固溶强化的作用, 但微调Fe含量对断裂韧性的基本无影响。
2. 室温、200℃实验条件下, 微调Fe含量基本不会对合金的疲劳裂纹扩展速率产生影响, 但400℃实验条件下, 由于Fe的快速扩散行为, 加速了裂纹尖端塑性区内位错的运动, 导致0.24%Fe的合金裂纹扩展速率最高。
3. 350℃及以下实验温度条件下, 提高Fe含量能够提升合金的抗蠕变性能, 而400℃温度条件下, 在0.04%-0.24%范围内提升Fe含量也能够显著降低合金的抗蠕变性能。
The authors have declared that no competing interests exist.
参考文献
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摘要
Influence of thermomechanical treatments (mill annealing, duplex annealing, solution treatment plus aging and triple annealing) on microstructures and mechanical properties of TC4-DT titanium alloy was investigated. Results showed that thermomechanical treatments had a significant influence on the microstructure parameters and higher annealing and aging temperature and lower cooling rate led to the decrease of the volume fraction of primary α and the size of prior-β and the increase of the width of grain boundary α and secondary α. The highest strength was obtained by solution treatment and aging due to a large amount of transformed β and finer grain boundary α and secondary α at the expense of slight decrease of elongation and the ultimate strength, yield strength, elongation, reduction of area were 1100 MPa, 1030 MPa, 13% and 53% separately. A good combination of strength and ductility has been obtained by duplex annealing with the above values 940 MPa, 887.5 MPa, 15% and 51% respectively. Analysis between microstructure parameters and tensile properties showed that with the volume fraction of transformed β phase and the prior-β grain size increasing, the ultimate strength, yield strength and reduction of area increased, but the elongation decreased. While the width of grain boundary α and secondary α showed a contrary effect on the tensile properties. Elimination of grain boundary α as well as small prior-β grain size can also improve ductility.
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摘要
研究不同Fe含量 (0.04wt%～0.26wt%)对Ti-6Al-4V钛合金力学性能的影响。结果表明,随Fe含量增加,Ti-6Al-4V钛合金室温抗拉强度、屈服 强度、硬度及弹性模量增加,塑性无明显变化。进一步分析发现,Fe含量与屈强比σ0.2/σb呈线性关系,铁含量0.26wt%时屈强比σ0.2/σb高 达0.97。高Fe含量时Ti-6Al-4V钛合金塑性变形是滑移为主、孪生为辅的复合变形机制。
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摘要
采用显微硬度测试结合宏观试样拉伸性能测试法,研究β稳定元素 Mo、V、Cr、Fe对钛合金α相强化行为的影响.结果表明:β稳定元素Mo、V、Cr、Fe对α相的强化作用明显大于α稳定元素Al.在Ti-xMe合 金中添加6％(质量分数,下同)的Al,α相的硬度和抗拉强度得到显著提高.在有6％ Al元素的条件下,合金元素对钛合金α相的强化能力与没有Al元素时相同,其强化作用由大到小的顺序为:Fe＞Cr＞Mo＞V.在Ti-xCr、Ti- xV,Ti-xMo、Ti-xV,Ti-xFe、Ti-xV这3组不同成分的合金相中添加6％ Al,其强度之差变小.
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摘要
高温钛合金是先进航空发动机压气机应用的理想材料,代替钢或镍基高温合金,可以显著提高发动机的推重比和服役性能.随着钛合金使用温度的提高,高温蠕变抗力越来越成为影响其使用温度和使用寿命最关键的力学性能.在400～600℃的温度范围内,钛合金的蠕变变形一般受位错攀移机制所控制,蠕变激活能近似等于有效扩散激活能,因此,扩散是影响钛合金高温蠕变抗力的最主要因素.杂质元素Fe在钛合金中具有反常大的扩散能力,是Ti自扩散系数的103～105倍,在Ti中的扩散可能受离解扩散机制所控制.钛合金中的微量Fe同时会显著促进Ti的自扩散,提高位错攀移速率,从而降低蠕变抗力.为了改善高温钛合金的蠕变性能,需要严格控制原材料如海绵钛和中间合金中杂质Fe的含量.
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摘要
TC11和TC4这两种变形对这两种钛合金室温和400℃的疲劳裂纹扩展试验结果及其特性进行了分析.试验结果显示,两种钛合金的室温疲劳裂纹扩展速率的数据比较集中,而400℃时的分散性比较大.通过对造成数据分散性的原因分析,认为以平均值为期望值的线性回归拟合方法会造成偏危险的估计,因此提出了以数据上边界为基础的Paris拟合方法.根据两种钛合金的室温和400℃时的数据,发现TC11的裂纹扩展速率比较低,具有较好的损伤容限性能.
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摘要
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采用充氢CT试样对TC4钛合金电子束焊接头的室温疲劳裂纹扩展速率进行了测定,并对试样断口和接头各区显微组织进行了观察。试验结果表明:充氢母材试样在低速扩展区和失稳扩展区的da/dN相对于未充氢试样有明显的提高,但不同氢含量之间差别不大,在稳态扩展区(Paris区),氢对da/dN的影响很小。充氢焊缝试样在整个裂纹扩展过程中的da/dN明显提高,且随着氢含量的增加而增加。断口分析结果表明氢的加入使得材料脆性增大,促进了裂纹的扩展。在Paris区,组织结构的转变对da/dN的影响显著,电子束焊接头焊缝的针状马氏体组织比层片状α+β组织具有更高的抵抗裂纹扩展的能力。
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TC4-DT 损伤容限型钛合金疲劳裂纹扩展特性的研究
1
2005
... Ti-6Al-4V ELI是一种中等强度损伤容限型钛合金, 具有较高的断裂韧性及较低的疲劳裂纹扩展速率(da /dN ), 广泛应用于航空航天领域[1 , 2 ] .目前针对热加工工艺及热处理制度对TC4 ELI显微组织和力学性能的影响已有大量研究.王新南等人[3 ] 提出了准β 锻造工艺, 有效地降低了合金疲劳裂纹扩展速率.PENG等人[4 ] 研究了热机械处理后TC4-DT的显微组织特征和力学性能, 结果表明双重退火制度使合金获得良好的强度和塑性匹配.除合金主元素外, 杂质元素尤其是Fe和O对钛合金的力学性能具有明显影响[5 -7 ] , 实践表明, 通过对传统钛合金的成分进行微量调整来实现材料损伤容限性能的进一步提升, 是一种经济、有效的技术措施.航空用TC4合金的Fe含量已有相关材料标准(质量分数不超过0.25%), 根据使用温度不同, TC4合金中的Fe含量均在标准范围内进行调整.400℃以上使用的高温钛合金中, Fe含量受到严格限制, 这是由于即便微量Fe对高温蠕变、疲劳性能也有显著不利影响.而针对400℃以下使用的钛合金, 目前对于Fe含量在标准上、下限的控制并不明确, 特别是使用温度在100-300℃时, 是否严格限制Fe含量并未有研究结论.本文通过调整TC4 ELI合金中Fe的含量, 分析微量Fe含量的变化对其性能特别是蠕变性能的影响, 为不同使用温度的TC4合金的成分设计提供参考. ...
TC4-DT 损伤容限型钛合金疲劳裂纹扩展特性的研究
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2005
... Ti-6Al-4V ELI是一种中等强度损伤容限型钛合金, 具有较高的断裂韧性及较低的疲劳裂纹扩展速率(da /dN ), 广泛应用于航空航天领域[1 , 2 ] .目前针对热加工工艺及热处理制度对TC4 ELI显微组织和力学性能的影响已有大量研究.王新南等人[3 ] 提出了准β 锻造工艺, 有效地降低了合金疲劳裂纹扩展速率.PENG等人[4 ] 研究了热机械处理后TC4-DT的显微组织特征和力学性能, 结果表明双重退火制度使合金获得良好的强度和塑性匹配.除合金主元素外, 杂质元素尤其是Fe和O对钛合金的力学性能具有明显影响[5 -7 ] , 实践表明, 通过对传统钛合金的成分进行微量调整来实现材料损伤容限性能的进一步提升, 是一种经济、有效的技术措施.航空用TC4合金的Fe含量已有相关材料标准(质量分数不超过0.25%), 根据使用温度不同, TC4合金中的Fe含量均在标准范围内进行调整.400℃以上使用的高温钛合金中, Fe含量受到严格限制, 这是由于即便微量Fe对高温蠕变、疲劳性能也有显著不利影响.而针对400℃以下使用的钛合金, 目前对于Fe含量在标准上、下限的控制并不明确, 特别是使用温度在100-300℃时, 是否严格限制Fe含量并未有研究结论.本文通过调整TC4 ELI合金中Fe的含量, 分析微量Fe含量的变化对其性能特别是蠕变性能的影响, 为不同使用温度的TC4合金的成分设计提供参考. ...
锻造工艺对TC4-DT和TC21 损伤容限型钛合金疲劳裂纹扩展速率的影响
1
2008
... Ti-6Al-4V ELI是一种中等强度损伤容限型钛合金, 具有较高的断裂韧性及较低的疲劳裂纹扩展速率(da /dN ), 广泛应用于航空航天领域[1 , 2 ] .目前针对热加工工艺及热处理制度对TC4 ELI显微组织和力学性能的影响已有大量研究.王新南等人[3 ] 提出了准β 锻造工艺, 有效地降低了合金疲劳裂纹扩展速率.PENG等人[4 ] 研究了热机械处理后TC4-DT的显微组织特征和力学性能, 结果表明双重退火制度使合金获得良好的强度和塑性匹配.除合金主元素外, 杂质元素尤其是Fe和O对钛合金的力学性能具有明显影响[5 -7 ] , 实践表明, 通过对传统钛合金的成分进行微量调整来实现材料损伤容限性能的进一步提升, 是一种经济、有效的技术措施.航空用TC4合金的Fe含量已有相关材料标准(质量分数不超过0.25%), 根据使用温度不同, TC4合金中的Fe含量均在标准范围内进行调整.400℃以上使用的高温钛合金中, Fe含量受到严格限制, 这是由于即便微量Fe对高温蠕变、疲劳性能也有显著不利影响.而针对400℃以下使用的钛合金, 目前对于Fe含量在标准上、下限的控制并不明确, 特别是使用温度在100-300℃时, 是否严格限制Fe含量并未有研究结论.本文通过调整TC4 ELI合金中Fe的含量, 分析微量Fe含量的变化对其性能特别是蠕变性能的影响, 为不同使用温度的TC4合金的成分设计提供参考. ...
锻造工艺对TC4-DT和TC21 损伤容限型钛合金疲劳裂纹扩展速率的影响
1
2008
... Ti-6Al-4V ELI是一种中等强度损伤容限型钛合金, 具有较高的断裂韧性及较低的疲劳裂纹扩展速率(da /dN ), 广泛应用于航空航天领域[1 , 2 ] .目前针对热加工工艺及热处理制度对TC4 ELI显微组织和力学性能的影响已有大量研究.王新南等人[3 ] 提出了准β 锻造工艺, 有效地降低了合金疲劳裂纹扩展速率.PENG等人[4 ] 研究了热机械处理后TC4-DT的显微组织特征和力学性能, 结果表明双重退火制度使合金获得良好的强度和塑性匹配.除合金主元素外, 杂质元素尤其是Fe和O对钛合金的力学性能具有明显影响[5 -7 ] , 实践表明, 通过对传统钛合金的成分进行微量调整来实现材料损伤容限性能的进一步提升, 是一种经济、有效的技术措施.航空用TC4合金的Fe含量已有相关材料标准(质量分数不超过0.25%), 根据使用温度不同, TC4合金中的Fe含量均在标准范围内进行调整.400℃以上使用的高温钛合金中, Fe含量受到严格限制, 这是由于即便微量Fe对高温蠕变、疲劳性能也有显著不利影响.而针对400℃以下使用的钛合金, 目前对于Fe含量在标准上、下限的控制并不明确, 特别是使用温度在100-300℃时, 是否严格限制Fe含量并未有研究结论.本文通过调整TC4 ELI合金中Fe的含量, 分析微量Fe含量的变化对其性能特别是蠕变性能的影响, 为不同使用温度的TC4合金的成分设计提供参考. ...
Microstructure characterization and mechanical properties of TC4-DT titanium alloy after thermomechanical treatment
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2014
... Ti-6Al-4V ELI是一种中等强度损伤容限型钛合金, 具有较高的断裂韧性及较低的疲劳裂纹扩展速率(da /dN ), 广泛应用于航空航天领域[1 , 2 ] .目前针对热加工工艺及热处理制度对TC4 ELI显微组织和力学性能的影响已有大量研究.王新南等人[3 ] 提出了准β 锻造工艺, 有效地降低了合金疲劳裂纹扩展速率.PENG等人[4 ] 研究了热机械处理后TC4-DT的显微组织特征和力学性能, 结果表明双重退火制度使合金获得良好的强度和塑性匹配.除合金主元素外, 杂质元素尤其是Fe和O对钛合金的力学性能具有明显影响[5 -7 ] , 实践表明, 通过对传统钛合金的成分进行微量调整来实现材料损伤容限性能的进一步提升, 是一种经济、有效的技术措施.航空用TC4合金的Fe含量已有相关材料标准(质量分数不超过0.25%), 根据使用温度不同, TC4合金中的Fe含量均在标准范围内进行调整.400℃以上使用的高温钛合金中, Fe含量受到严格限制, 这是由于即便微量Fe对高温蠕变、疲劳性能也有显著不利影响.而针对400℃以下使用的钛合金, 目前对于Fe含量在标准上、下限的控制并不明确, 特别是使用温度在100-300℃时, 是否严格限制Fe含量并未有研究结论.本文通过调整TC4 ELI合金中Fe的含量, 分析微量Fe含量的变化对其性能特别是蠕变性能的影响, 为不同使用温度的TC4合金的成分设计提供参考. ...
Fe含量对Ti-6Al-4V钛合金力学性能的影响
1
2013
... Ti-6Al-4V ELI是一种中等强度损伤容限型钛合金, 具有较高的断裂韧性及较低的疲劳裂纹扩展速率(da /dN ), 广泛应用于航空航天领域[1 , 2 ] .目前针对热加工工艺及热处理制度对TC4 ELI显微组织和力学性能的影响已有大量研究.王新南等人[3 ] 提出了准β 锻造工艺, 有效地降低了合金疲劳裂纹扩展速率.PENG等人[4 ] 研究了热机械处理后TC4-DT的显微组织特征和力学性能, 结果表明双重退火制度使合金获得良好的强度和塑性匹配.除合金主元素外, 杂质元素尤其是Fe和O对钛合金的力学性能具有明显影响[5 -7 ] , 实践表明, 通过对传统钛合金的成分进行微量调整来实现材料损伤容限性能的进一步提升, 是一种经济、有效的技术措施.航空用TC4合金的Fe含量已有相关材料标准(质量分数不超过0.25%), 根据使用温度不同, TC4合金中的Fe含量均在标准范围内进行调整.400℃以上使用的高温钛合金中, Fe含量受到严格限制, 这是由于即便微量Fe对高温蠕变、疲劳性能也有显著不利影响.而针对400℃以下使用的钛合金, 目前对于Fe含量在标准上、下限的控制并不明确, 特别是使用温度在100-300℃时, 是否严格限制Fe含量并未有研究结论.本文通过调整TC4 ELI合金中Fe的含量, 分析微量Fe含量的变化对其性能特别是蠕变性能的影响, 为不同使用温度的TC4合金的成分设计提供参考. ...
Fe含量对Ti-6Al-4V钛合金力学性能的影响
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2013
... Ti-6Al-4V ELI是一种中等强度损伤容限型钛合金, 具有较高的断裂韧性及较低的疲劳裂纹扩展速率(da /dN ), 广泛应用于航空航天领域[1 , 2 ] .目前针对热加工工艺及热处理制度对TC4 ELI显微组织和力学性能的影响已有大量研究.王新南等人[3 ] 提出了准β 锻造工艺, 有效地降低了合金疲劳裂纹扩展速率.PENG等人[4 ] 研究了热机械处理后TC4-DT的显微组织特征和力学性能, 结果表明双重退火制度使合金获得良好的强度和塑性匹配.除合金主元素外, 杂质元素尤其是Fe和O对钛合金的力学性能具有明显影响[5 -7 ] , 实践表明, 通过对传统钛合金的成分进行微量调整来实现材料损伤容限性能的进一步提升, 是一种经济、有效的技术措施.航空用TC4合金的Fe含量已有相关材料标准(质量分数不超过0.25%), 根据使用温度不同, TC4合金中的Fe含量均在标准范围内进行调整.400℃以上使用的高温钛合金中, Fe含量受到严格限制, 这是由于即便微量Fe对高温蠕变、疲劳性能也有显著不利影响.而针对400℃以下使用的钛合金, 目前对于Fe含量在标准上、下限的控制并不明确, 特别是使用温度在100-300℃时, 是否严格限制Fe含量并未有研究结论.本文通过调整TC4 ELI合金中Fe的含量, 分析微量Fe含量的变化对其性能特别是蠕变性能的影响, 为不同使用温度的TC4合金的成分设计提供参考. ...
β稳定元素对钛合金α相强化行为的影响
1
2012
... 图6 为3种合金在不同实验温度下的抗拉强度.可以看出, No3合金试样的抗拉强度较No1合金试样提高50 MPa左右, 说明Fe具有较强的强化效果.元素对钛合金起强化作用的一个主要原因是合金元素与Ti原子之间存在着原子半径、弹性模量及原子价等方面的差异[6 ] .Ti的原子半径为0.147 nm, Fe原子半径为0.127 nm, Fe与Ti的原子半径比等于0.86[8 ] , Fe的原子价n =8, Ti的原子价n =4, 二者原子价之差为4, 弹性模量之差98000 MPa.综合来看Fe原子与Ti原子之间存在较大的原子半径差和原子价差, 因而微量Fe的添加对TC4 ELI合金起到了明显的固溶强化作用.文献[5, 6]都指出了Fe元素对钛合金中α 相的强化作用, 本文研究发现Fe主要在TC4 ELI合金的β 相中富集, 说明Fe对合金的影响主要来源于Fe对合金中β 相和α /β 界面的强化作用.Fe固溶于TC4 ELI合金的β 相内, Fe与Ti之间总弹性模量的差异使得基体晶格畸变能增加, 提高了开动位错源所需的外力.同时由于溶质原子Fe容易偏聚, 晶粒内部和界面处易于形成溶质原子气团(柯氏气团), 强烈阻碍了可动位错的滑移过程, 导致其抗拉强度提高. ...
β稳定元素对钛合金α相强化行为的影响
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2012
... 图6 为3种合金在不同实验温度下的抗拉强度.可以看出, No3合金试样的抗拉强度较No1合金试样提高50 MPa左右, 说明Fe具有较强的强化效果.元素对钛合金起强化作用的一个主要原因是合金元素与Ti原子之间存在着原子半径、弹性模量及原子价等方面的差异[6 ] .Ti的原子半径为0.147 nm, Fe原子半径为0.127 nm, Fe与Ti的原子半径比等于0.86[8 ] , Fe的原子价n =8, Ti的原子价n =4, 二者原子价之差为4, 弹性模量之差98000 MPa.综合来看Fe原子与Ti原子之间存在较大的原子半径差和原子价差, 因而微量Fe的添加对TC4 ELI合金起到了明显的固溶强化作用.文献[5, 6]都指出了Fe元素对钛合金中α 相的强化作用, 本文研究发现Fe主要在TC4 ELI合金的β 相中富集, 说明Fe对合金的影响主要来源于Fe对合金中β 相和α /β 界面的强化作用.Fe固溶于TC4 ELI合金的β 相内, Fe与Ti之间总弹性模量的差异使得基体晶格畸变能增加, 提高了开动位错源所需的外力.同时由于溶质原子Fe容易偏聚, 晶粒内部和界面处易于形成溶质原子气团(柯氏气团), 强烈阻碍了可动位错的滑移过程, 导致其抗拉强度提高. ...
合金元素Nb, Ta, Fe, Zr对钛合金组织和性能的影响
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2013
... Ti-6Al-4V ELI是一种中等强度损伤容限型钛合金, 具有较高的断裂韧性及较低的疲劳裂纹扩展速率(da /dN ), 广泛应用于航空航天领域[1 , 2 ] .目前针对热加工工艺及热处理制度对TC4 ELI显微组织和力学性能的影响已有大量研究.王新南等人[3 ] 提出了准β 锻造工艺, 有效地降低了合金疲劳裂纹扩展速率.PENG等人[4 ] 研究了热机械处理后TC4-DT的显微组织特征和力学性能, 结果表明双重退火制度使合金获得良好的强度和塑性匹配.除合金主元素外, 杂质元素尤其是Fe和O对钛合金的力学性能具有明显影响[5 -7 ] , 实践表明, 通过对传统钛合金的成分进行微量调整来实现材料损伤容限性能的进一步提升, 是一种经济、有效的技术措施.航空用TC4合金的Fe含量已有相关材料标准(质量分数不超过0.25%), 根据使用温度不同, TC4合金中的Fe含量均在标准范围内进行调整.400℃以上使用的高温钛合金中, Fe含量受到严格限制, 这是由于即便微量Fe对高温蠕变、疲劳性能也有显著不利影响.而针对400℃以下使用的钛合金, 目前对于Fe含量在标准上、下限的控制并不明确, 特别是使用温度在100-300℃时, 是否严格限制Fe含量并未有研究结论.本文通过调整TC4 ELI合金中Fe的含量, 分析微量Fe含量的变化对其性能特别是蠕变性能的影响, 为不同使用温度的TC4合金的成分设计提供参考. ...
合金元素Nb, Ta, Fe, Zr对钛合金组织和性能的影响
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2013
... Ti-6Al-4V ELI是一种中等强度损伤容限型钛合金, 具有较高的断裂韧性及较低的疲劳裂纹扩展速率(da /dN ), 广泛应用于航空航天领域[1 , 2 ] .目前针对热加工工艺及热处理制度对TC4 ELI显微组织和力学性能的影响已有大量研究.王新南等人[3 ] 提出了准β 锻造工艺, 有效地降低了合金疲劳裂纹扩展速率.PENG等人[4 ] 研究了热机械处理后TC4-DT的显微组织特征和力学性能, 结果表明双重退火制度使合金获得良好的强度和塑性匹配.除合金主元素外, 杂质元素尤其是Fe和O对钛合金的力学性能具有明显影响[5 -7 ] , 实践表明, 通过对传统钛合金的成分进行微量调整来实现材料损伤容限性能的进一步提升, 是一种经济、有效的技术措施.航空用TC4合金的Fe含量已有相关材料标准(质量分数不超过0.25%), 根据使用温度不同, TC4合金中的Fe含量均在标准范围内进行调整.400℃以上使用的高温钛合金中, Fe含量受到严格限制, 这是由于即便微量Fe对高温蠕变、疲劳性能也有显著不利影响.而针对400℃以下使用的钛合金, 目前对于Fe含量在标准上、下限的控制并不明确, 特别是使用温度在100-300℃时, 是否严格限制Fe含量并未有研究结论.本文通过调整TC4 ELI合金中Fe的含量, 分析微量Fe含量的变化对其性能特别是蠕变性能的影响, 为不同使用温度的TC4合金的成分设计提供参考. ...
高温钛合金中杂质元素Fe的扩散行为及其对蠕变抗力的损害作用
3
2009
... 图6 为3种合金在不同实验温度下的抗拉强度.可以看出, No3合金试样的抗拉强度较No1合金试样提高50 MPa左右, 说明Fe具有较强的强化效果.元素对钛合金起强化作用的一个主要原因是合金元素与Ti原子之间存在着原子半径、弹性模量及原子价等方面的差异[6 ] .Ti的原子半径为0.147 nm, Fe原子半径为0.127 nm, Fe与Ti的原子半径比等于0.86[8 ] , Fe的原子价n =8, Ti的原子价n =4, 二者原子价之差为4, 弹性模量之差98000 MPa.综合来看Fe原子与Ti原子之间存在较大的原子半径差和原子价差, 因而微量Fe的添加对TC4 ELI合金起到了明显的固溶强化作用.文献[5, 6]都指出了Fe元素对钛合金中α 相的强化作用, 本文研究发现Fe主要在TC4 ELI合金的β 相中富集, 说明Fe对合金的影响主要来源于Fe对合金中β 相和α /β 界面的强化作用.Fe固溶于TC4 ELI合金的β 相内, Fe与Ti之间总弹性模量的差异使得基体晶格畸变能增加, 提高了开动位错源所需的外力.同时由于溶质原子Fe容易偏聚, 晶粒内部和界面处易于形成溶质原子气团(柯氏气团), 强烈阻碍了可动位错的滑移过程, 导致其抗拉强度提高. ...
... 吴欢等人[10 ] 指出, 环境变化、应力条件、加载频率等对金属材料的疲劳裂纹扩展影响最大, 另外杂质元素和疲劳裂纹扩展行为[11 ] 紧密相关.本文3种Fe含量的TC4 ELI试样实验的外部因素相同, 而且显微形貌相近, 因此三者的裂纹扩展行为相似, 扩展速率应差别不大.图10 为三者在400℃条件下的疲劳裂纹扩展断口形貌, 可以看出3个试样均呈现典型的解理断裂形貌, 其中存在较多的解理小平面、台阶和河流花样.然而, 之所以在400℃下, 0.24% Fe的合金裂纹扩展速率最快, 与Fe的扩散行为有关.温度较高时, 原子热运动剧烈, Fe的扩散行为对TC4 ELI合金的力学性能产生了一定影响.高温下Fe是在钛合金中具有反常快的扩散行为[8 , 12 ] , 其扩散速率远远大于空位扩散机制, 但小于间隙扩散机制, 说明Fe原子在α -Ti中不全是作为置换元素存在.Frank[8 ] 指出部分Fe原子以间隙原子方式存在, 能够进行间隙扩散, 这可能与Ti的反常大的离子/原子半径比有关.这种间隙扩散机制使得Fe原子的扩散速率远远大于Ti原子: 600℃时, Fe在α -Ti中的扩散系数为10-13 m2 /s, 而α -Ti自扩散系数仅为10-20 m2 /s[13 ] .此外, Fe原子能显著提高基体α -Ti的自扩散、Al原子和间隙O原子在α -Ti中的扩散速率, 导致裂纹扩展过程位错运动的晶格阻力降低, 裂纹尖端区域的位错不容易缠结形成稳定结构, 因而裂纹尖端每循环生长距离增大, 裂纹扩展速率加快.同时晶界处由于原子的快速扩散, 晶界迁移速率增大, 晶界结合强度降低, 易于开裂, 也导致裂纹扩展速率明显加快. ...
... [8 ]指出部分Fe原子以间隙原子方式存在, 能够进行间隙扩散, 这可能与Ti的反常大的离子/原子半径比有关.这种间隙扩散机制使得Fe原子的扩散速率远远大于Ti原子: 600℃时, Fe在α -Ti中的扩散系数为10-13 m2 /s, 而α -Ti自扩散系数仅为10-20 m2 /s[13 ] .此外, Fe原子能显著提高基体α -Ti的自扩散、Al原子和间隙O原子在α -Ti中的扩散速率, 导致裂纹扩展过程位错运动的晶格阻力降低, 裂纹尖端区域的位错不容易缠结形成稳定结构, 因而裂纹尖端每循环生长距离增大, 裂纹扩展速率加快.同时晶界处由于原子的快速扩散, 晶界迁移速率增大, 晶界结合强度降低, 易于开裂, 也导致裂纹扩展速率明显加快. ...
高温钛合金中杂质元素Fe的扩散行为及其对蠕变抗力的损害作用
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2009
... 图6 为3种合金在不同实验温度下的抗拉强度.可以看出, No3合金试样的抗拉强度较No1合金试样提高50 MPa左右, 说明Fe具有较强的强化效果.元素对钛合金起强化作用的一个主要原因是合金元素与Ti原子之间存在着原子半径、弹性模量及原子价等方面的差异[6 ] .Ti的原子半径为0.147 nm, Fe原子半径为0.127 nm, Fe与Ti的原子半径比等于0.86[8 ] , Fe的原子价n =8, Ti的原子价n =4, 二者原子价之差为4, 弹性模量之差98000 MPa.综合来看Fe原子与Ti原子之间存在较大的原子半径差和原子价差, 因而微量Fe的添加对TC4 ELI合金起到了明显的固溶强化作用.文献[5, 6]都指出了Fe元素对钛合金中α 相的强化作用, 本文研究发现Fe主要在TC4 ELI合金的β 相中富集, 说明Fe对合金的影响主要来源于Fe对合金中β 相和α /β 界面的强化作用.Fe固溶于TC4 ELI合金的β 相内, Fe与Ti之间总弹性模量的差异使得基体晶格畸变能增加, 提高了开动位错源所需的外力.同时由于溶质原子Fe容易偏聚, 晶粒内部和界面处易于形成溶质原子气团(柯氏气团), 强烈阻碍了可动位错的滑移过程, 导致其抗拉强度提高. ...
... 吴欢等人[10 ] 指出, 环境变化、应力条件、加载频率等对金属材料的疲劳裂纹扩展影响最大, 另外杂质元素和疲劳裂纹扩展行为[11 ] 紧密相关.本文3种Fe含量的TC4 ELI试样实验的外部因素相同, 而且显微形貌相近, 因此三者的裂纹扩展行为相似, 扩展速率应差别不大.图10 为三者在400℃条件下的疲劳裂纹扩展断口形貌, 可以看出3个试样均呈现典型的解理断裂形貌, 其中存在较多的解理小平面、台阶和河流花样.然而, 之所以在400℃下, 0.24% Fe的合金裂纹扩展速率最快, 与Fe的扩散行为有关.温度较高时, 原子热运动剧烈, Fe的扩散行为对TC4 ELI合金的力学性能产生了一定影响.高温下Fe是在钛合金中具有反常快的扩散行为[8 , 12 ] , 其扩散速率远远大于空位扩散机制, 但小于间隙扩散机制, 说明Fe原子在α -Ti中不全是作为置换元素存在.Frank[8 ] 指出部分Fe原子以间隙原子方式存在, 能够进行间隙扩散, 这可能与Ti的反常大的离子/原子半径比有关.这种间隙扩散机制使得Fe原子的扩散速率远远大于Ti原子: 600℃时, Fe在α -Ti中的扩散系数为10-13 m2 /s, 而α -Ti自扩散系数仅为10-20 m2 /s[13 ] .此外, Fe原子能显著提高基体α -Ti的自扩散、Al原子和间隙O原子在α -Ti中的扩散速率, 导致裂纹扩展过程位错运动的晶格阻力降低, 裂纹尖端区域的位错不容易缠结形成稳定结构, 因而裂纹尖端每循环生长距离增大, 裂纹扩展速率加快.同时晶界处由于原子的快速扩散, 晶界迁移速率增大, 晶界结合强度降低, 易于开裂, 也导致裂纹扩展速率明显加快. ...
... [8 ]指出部分Fe原子以间隙原子方式存在, 能够进行间隙扩散, 这可能与Ti的反常大的离子/原子半径比有关.这种间隙扩散机制使得Fe原子的扩散速率远远大于Ti原子: 600℃时, Fe在α -Ti中的扩散系数为10-13 m2 /s, 而α -Ti自扩散系数仅为10-20 m2 /s[13 ] .此外, Fe原子能显著提高基体α -Ti的自扩散、Al原子和间隙O原子在α -Ti中的扩散速率, 导致裂纹扩展过程位错运动的晶格阻力降低, 裂纹尖端区域的位错不容易缠结形成稳定结构, 因而裂纹尖端每循环生长距离增大, 裂纹扩展速率加快.同时晶界处由于原子的快速扩散, 晶界迁移速率增大, 晶界结合强度降低, 易于开裂, 也导致裂纹扩展速率明显加快. ...
TC11和TC4钛合金室温/400℃疲劳裂纹扩展特性研究
1
2011
... 疲劳裂纹扩展速率反映了材料抵抗裂纹扩展的能力, 是现代材料研究中的重要内容之一.图7 -9为3种Fe含量的试样在不同实验温度下的裂纹扩展速率, 可以看出在室温和200℃下, 微量Fe含量的变化对疲劳裂纹扩展速率没有影响.而在400℃下, 虽然由于合金自身和高温测试方法的原因导致裂纹扩展速率数据比较分散[9 ] , 但仍可以明显看出Fe含量为0.24%的试样裂纹扩展速率最快. ...
TC11和TC4钛合金室温/400℃疲劳裂纹扩展特性研究
1
2011
... 疲劳裂纹扩展速率反映了材料抵抗裂纹扩展的能力, 是现代材料研究中的重要内容之一.图7 -9为3种Fe含量的试样在不同实验温度下的裂纹扩展速率, 可以看出在室温和200℃下, 微量Fe含量的变化对疲劳裂纹扩展速率没有影响.而在400℃下, 虽然由于合金自身和高温测试方法的原因导致裂纹扩展速率数据比较分散[9 ] , 但仍可以明显看出Fe含量为0.24%的试样裂纹扩展速率最快. ...
疲劳裂纹扩展行为的研究现状及钛合金的疲劳裂纹扩展特征
1
2007
... 吴欢等人[10 ] 指出, 环境变化、应力条件、加载频率等对金属材料的疲劳裂纹扩展影响最大, 另外杂质元素和疲劳裂纹扩展行为[11 ] 紧密相关.本文3种Fe含量的TC4 ELI试样实验的外部因素相同, 而且显微形貌相近, 因此三者的裂纹扩展行为相似, 扩展速率应差别不大.图10 为三者在400℃条件下的疲劳裂纹扩展断口形貌, 可以看出3个试样均呈现典型的解理断裂形貌, 其中存在较多的解理小平面、台阶和河流花样.然而, 之所以在400℃下, 0.24% Fe的合金裂纹扩展速率最快, 与Fe的扩散行为有关.温度较高时, 原子热运动剧烈, Fe的扩散行为对TC4 ELI合金的力学性能产生了一定影响.高温下Fe是在钛合金中具有反常快的扩散行为[8 , 12 ] , 其扩散速率远远大于空位扩散机制, 但小于间隙扩散机制, 说明Fe原子在α -Ti中不全是作为置换元素存在.Frank[8 ] 指出部分Fe原子以间隙原子方式存在, 能够进行间隙扩散, 这可能与Ti的反常大的离子/原子半径比有关.这种间隙扩散机制使得Fe原子的扩散速率远远大于Ti原子: 600℃时, Fe在α -Ti中的扩散系数为10-13 m2 /s, 而α -Ti自扩散系数仅为10-20 m2 /s[13 ] .此外, Fe原子能显著提高基体α -Ti的自扩散、Al原子和间隙O原子在α -Ti中的扩散速率, 导致裂纹扩展过程位错运动的晶格阻力降低, 裂纹尖端区域的位错不容易缠结形成稳定结构, 因而裂纹尖端每循环生长距离增大, 裂纹扩展速率加快.同时晶界处由于原子的快速扩散, 晶界迁移速率增大, 晶界结合强度降低, 易于开裂, 也导致裂纹扩展速率明显加快. ...
疲劳裂纹扩展行为的研究现状及钛合金的疲劳裂纹扩展特征
1
2007
... 吴欢等人[10 ] 指出, 环境变化、应力条件、加载频率等对金属材料的疲劳裂纹扩展影响最大, 另外杂质元素和疲劳裂纹扩展行为[11 ] 紧密相关.本文3种Fe含量的TC4 ELI试样实验的外部因素相同, 而且显微形貌相近, 因此三者的裂纹扩展行为相似, 扩展速率应差别不大.图10 为三者在400℃条件下的疲劳裂纹扩展断口形貌, 可以看出3个试样均呈现典型的解理断裂形貌, 其中存在较多的解理小平面、台阶和河流花样.然而, 之所以在400℃下, 0.24% Fe的合金裂纹扩展速率最快, 与Fe的扩散行为有关.温度较高时, 原子热运动剧烈, Fe的扩散行为对TC4 ELI合金的力学性能产生了一定影响.高温下Fe是在钛合金中具有反常快的扩散行为[8 , 12 ] , 其扩散速率远远大于空位扩散机制, 但小于间隙扩散机制, 说明Fe原子在α -Ti中不全是作为置换元素存在.Frank[8 ] 指出部分Fe原子以间隙原子方式存在, 能够进行间隙扩散, 这可能与Ti的反常大的离子/原子半径比有关.这种间隙扩散机制使得Fe原子的扩散速率远远大于Ti原子: 600℃时, Fe在α -Ti中的扩散系数为10-13 m2 /s, 而α -Ti自扩散系数仅为10-20 m2 /s[13 ] .此外, Fe原子能显著提高基体α -Ti的自扩散、Al原子和间隙O原子在α -Ti中的扩散速率, 导致裂纹扩展过程位错运动的晶格阻力降低, 裂纹尖端区域的位错不容易缠结形成稳定结构, 因而裂纹尖端每循环生长距离增大, 裂纹扩展速率加快.同时晶界处由于原子的快速扩散, 晶界迁移速率增大, 晶界结合强度降低, 易于开裂, 也导致裂纹扩展速率明显加快. ...
氢对TC4钛合金电子束焊接头疲劳裂纹扩展速率的影响
1
2011
... 吴欢等人[10 ] 指出, 环境变化、应力条件、加载频率等对金属材料的疲劳裂纹扩展影响最大, 另外杂质元素和疲劳裂纹扩展行为[11 ] 紧密相关.本文3种Fe含量的TC4 ELI试样实验的外部因素相同, 而且显微形貌相近, 因此三者的裂纹扩展行为相似, 扩展速率应差别不大.图10 为三者在400℃条件下的疲劳裂纹扩展断口形貌, 可以看出3个试样均呈现典型的解理断裂形貌, 其中存在较多的解理小平面、台阶和河流花样.然而, 之所以在400℃下, 0.24% Fe的合金裂纹扩展速率最快, 与Fe的扩散行为有关.温度较高时, 原子热运动剧烈, Fe的扩散行为对TC4 ELI合金的力学性能产生了一定影响.高温下Fe是在钛合金中具有反常快的扩散行为[8 , 12 ] , 其扩散速率远远大于空位扩散机制, 但小于间隙扩散机制, 说明Fe原子在α -Ti中不全是作为置换元素存在.Frank[8 ] 指出部分Fe原子以间隙原子方式存在, 能够进行间隙扩散, 这可能与Ti的反常大的离子/原子半径比有关.这种间隙扩散机制使得Fe原子的扩散速率远远大于Ti原子: 600℃时, Fe在α -Ti中的扩散系数为10-13 m2 /s, 而α -Ti自扩散系数仅为10-20 m2 /s[13 ] .此外, Fe原子能显著提高基体α -Ti的自扩散、Al原子和间隙O原子在α -Ti中的扩散速率, 导致裂纹扩展过程位错运动的晶格阻力降低, 裂纹尖端区域的位错不容易缠结形成稳定结构, 因而裂纹尖端每循环生长距离增大, 裂纹扩展速率加快.同时晶界处由于原子的快速扩散, 晶界迁移速率增大, 晶界结合强度降低, 易于开裂, 也导致裂纹扩展速率明显加快. ...
氢对TC4钛合金电子束焊接头疲劳裂纹扩展速率的影响
1
2011
... 吴欢等人[10 ] 指出, 环境变化、应力条件、加载频率等对金属材料的疲劳裂纹扩展影响最大, 另外杂质元素和疲劳裂纹扩展行为[11 ] 紧密相关.本文3种Fe含量的TC4 ELI试样实验的外部因素相同, 而且显微形貌相近, 因此三者的裂纹扩展行为相似, 扩展速率应差别不大.图10 为三者在400℃条件下的疲劳裂纹扩展断口形貌, 可以看出3个试样均呈现典型的解理断裂形貌, 其中存在较多的解理小平面、台阶和河流花样.然而, 之所以在400℃下, 0.24% Fe的合金裂纹扩展速率最快, 与Fe的扩散行为有关.温度较高时, 原子热运动剧烈, Fe的扩散行为对TC4 ELI合金的力学性能产生了一定影响.高温下Fe是在钛合金中具有反常快的扩散行为[8 , 12 ] , 其扩散速率远远大于空位扩散机制, 但小于间隙扩散机制, 说明Fe原子在α -Ti中不全是作为置换元素存在.Frank[8 ] 指出部分Fe原子以间隙原子方式存在, 能够进行间隙扩散, 这可能与Ti的反常大的离子/原子半径比有关.这种间隙扩散机制使得Fe原子的扩散速率远远大于Ti原子: 600℃时, Fe在α -Ti中的扩散系数为10-13 m2 /s, 而α -Ti自扩散系数仅为10-20 m2 /s[13 ] .此外, Fe原子能显著提高基体α -Ti的自扩散、Al原子和间隙O原子在α -Ti中的扩散速率, 导致裂纹扩展过程位错运动的晶格阻力降低, 裂纹尖端区域的位错不容易缠结形成稳定结构, 因而裂纹尖端每循环生长距离增大, 裂纹扩展速率加快.同时晶界处由于原子的快速扩散, 晶界迁移速率增大, 晶界结合强度降低, 易于开裂, 也导致裂纹扩展速率明显加快. ...
Chr. Herzig, Diffusion in the Ti-Al System
1
2000
... 吴欢等人[10 ] 指出, 环境变化、应力条件、加载频率等对金属材料的疲劳裂纹扩展影响最大, 另外杂质元素和疲劳裂纹扩展行为[11 ] 紧密相关.本文3种Fe含量的TC4 ELI试样实验的外部因素相同, 而且显微形貌相近, 因此三者的裂纹扩展行为相似, 扩展速率应差别不大.图10 为三者在400℃条件下的疲劳裂纹扩展断口形貌, 可以看出3个试样均呈现典型的解理断裂形貌, 其中存在较多的解理小平面、台阶和河流花样.然而, 之所以在400℃下, 0.24% Fe的合金裂纹扩展速率最快, 与Fe的扩散行为有关.温度较高时, 原子热运动剧烈, Fe的扩散行为对TC4 ELI合金的力学性能产生了一定影响.高温下Fe是在钛合金中具有反常快的扩散行为[8 , 12 ] , 其扩散速率远远大于空位扩散机制, 但小于间隙扩散机制, 说明Fe原子在α -Ti中不全是作为置换元素存在.Frank[8 ] 指出部分Fe原子以间隙原子方式存在, 能够进行间隙扩散, 这可能与Ti的反常大的离子/原子半径比有关.这种间隙扩散机制使得Fe原子的扩散速率远远大于Ti原子: 600℃时, Fe在α -Ti中的扩散系数为10-13 m2 /s, 而α -Ti自扩散系数仅为10-20 m2 /s[13 ] .此外, Fe原子能显著提高基体α -Ti的自扩散、Al原子和间隙O原子在α -Ti中的扩散速率, 导致裂纹扩展过程位错运动的晶格阻力降低, 裂纹尖端区域的位错不容易缠结形成稳定结构, 因而裂纹尖端每循环生长距离增大, 裂纹扩展速率加快.同时晶界处由于原子的快速扩散, 晶界迁移速率增大, 晶界结合强度降低, 易于开裂, 也导致裂纹扩展速率明显加快. ...
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2007
... 吴欢等人[10 ] 指出, 环境变化、应力条件、加载频率等对金属材料的疲劳裂纹扩展影响最大, 另外杂质元素和疲劳裂纹扩展行为[11 ] 紧密相关.本文3种Fe含量的TC4 ELI试样实验的外部因素相同, 而且显微形貌相近, 因此三者的裂纹扩展行为相似, 扩展速率应差别不大.图10 为三者在400℃条件下的疲劳裂纹扩展断口形貌, 可以看出3个试样均呈现典型的解理断裂形貌, 其中存在较多的解理小平面、台阶和河流花样.然而, 之所以在400℃下, 0.24% Fe的合金裂纹扩展速率最快, 与Fe的扩散行为有关.温度较高时, 原子热运动剧烈, Fe的扩散行为对TC4 ELI合金的力学性能产生了一定影响.高温下Fe是在钛合金中具有反常快的扩散行为[8 , 12 ] , 其扩散速率远远大于空位扩散机制, 但小于间隙扩散机制, 说明Fe原子在α -Ti中不全是作为置换元素存在.Frank[8 ] 指出部分Fe原子以间隙原子方式存在, 能够进行间隙扩散, 这可能与Ti的反常大的离子/原子半径比有关.这种间隙扩散机制使得Fe原子的扩散速率远远大于Ti原子: 600℃时, Fe在α -Ti中的扩散系数为10-13 m2 /s, 而α -Ti自扩散系数仅为10-20 m2 /s[13 ] .此外, Fe原子能显著提高基体α -Ti的自扩散、Al原子和间隙O原子在α -Ti中的扩散速率, 导致裂纹扩展过程位错运动的晶格阻力降低, 裂纹尖端区域的位错不容易缠结形成稳定结构, 因而裂纹尖端每循环生长距离增大, 裂纹扩展速率加快.同时晶界处由于原子的快速扩散, 晶界迁移速率增大, 晶界结合强度降低, 易于开裂, 也导致裂纹扩展速率明显加快. ...
, 张韧
