【《高温合金蠕变行为研究现状文献综述》2300字】

高温合金蠕变行为研究现状文献综述1.1蠕变变形规律与本构模型通常，蠕变的应力-应变关系可以用蠕变曲线来表示，如图1.12所示，在恒定应力下，根据时间与应变率的关系，金属合金的蠕变寿命曲线可分为三个时期:图1.3典型的金属合金蠕变曲线Fig1.3Typicalmetalalloycreepcurve第一时期：如图1.3a-b段所示，这一时期被称为瞬时（初始）蠕变阶段，蠕变时间较为短暂，通常在应力加载后短时间内完成，蠕变速率逐渐降低并达到稳定水平，这个阶段也叫减速蠕变期。第二时期：如图1.3b-c段所示，合金的应变速率趋于一定值，可视为常数，所以通常也被叫做稳态（最小）蠕变速率阶段。基于损伤和蠕变力学的理论，在这一时期，材料被认为开始发生滑移、孔洞形核等轻微损伤并逐渐缓慢积累。第三时期：如图1.3c-d段所示，合金的应变速率明显增加，也称为蠕变加速阶段，直至发生蠕变断裂失效。在此阶段，材料的损伤随着温度和时间累积逐渐明显增加，试件中出现微裂纹[22]。有文献认为，之所以会出现这样的现象是因为材料在三个阶段的蠕变机理各不相同[23]。在蠕变的第一阶段，是材料的粘性和塑性硬化共同作用的结果。第二阶段则为纯粘性变形，基本维持第一阶段结束时的最小蠕变速率。加速蠕变阶段则更多被认为与损伤演化有关。蠕变曲线显示蠕变的寿命损耗主要在第二阶段，影响这个阶段蠕变速率的因素和研究很多，比如宏观的应力水平。表1.3和图1.4给出了同一温度下不同应力水平的定常蠕变区应变双对数速率曲线，不同的应力区间也应对应不同的本构关系[22]。表1.3定常区的蠕变速率特征Table1.3creepratecharacteristicsofsteadyregion应力蠕变特征表达式低应力黏性蠕变ε中应力幂蠕变ε高应力指数蠕变ε图1.4定常蠕变区的蠕变速率Fig1.4Thecreeprateinthesteadycreepzone由此可见，影响蠕变寿命的因素相对复杂，目前常用的表述蠕变第二阶段的方程是Norton方程，其表述如下：εc其中，学者们通常用B表示λ∗的指数关系，即B=1λ∗n1.2GH4169合金的高温蠕变损伤机制位错滑移、原子扩散以及晶界滑动等是金属的蠕变的主要损伤机理，且各种机理随温度及应力的变化而对蠕变产生的作用有所不同[24]，现分述如下。（1）位错滑移GH4169为典型的两相组织，γ相和γ`相晶格之间存在位错，在高温的热激活能和随热激活带来的溶质原子空位扩散作用下，常温下对晶界产生阻力等强化作用的晶格位错变得活跃，位错能增加，使得位错可以克服、跨越某些短程障碍物运动到相邻的滑移面，并使滑移面产生滑移，从而产生一定的蠕变塑性变形。（2）形变孪晶孪晶是指在塑性变形过程中，由一个共格晶面连接且晶体取向呈镜面对称的晶体组织。在高温作用下，晶界会随着蠕变进行发生一定变形产生形变孪晶，晶界变形主要是与晶界的滑移和迁徙同时进行。对于GH4169合金，在长时间高温环境下形变孪晶会导致微量的γ"相的粗化，促进蠕变空洞的形成[7]。（3）晶界孔洞形核在热应力的侵蚀作用下，金属内部组织发生损伤，溶质原子金属键发生断裂，产生空位迁移，同时，基体内部位错产生的滑移带促进了原子迁移运动到晶界处，并随着蠕变位错滑移的进行而持续运动到晶界能较低的晶界处，开始形成孔洞并逐渐扩展。此外，位错持续汇集于晶界处，于晶界处造成局部应力集中和应力过大，开始产生定向孔洞并扩展，致使晶界发生破碎，萌生微裂纹，随加速阶段的进行最终汇集成宏观裂纹导致蠕变开裂。（4）蠕变诱发断裂机制图1.5所示为晶界孔洞形核机制示意图，晶内孔洞或裂纹形成是金属材料在中低温的主要失效形式，在高温下，蠕变裂纹主要在晶界孔洞形成并聚集，通过扫描电镜可以观察到整个晶粒状态。空洞和裂纹产生于晶界主要有以下几个原因：1）晶界处杂质高温偏析导致晶界被弱化。2）晶界的滑移与晶间约束的交互作用。如图所示，杂质在晶界处的滑移间隙塞积、摩擦形成孔洞。3）滑移带-晶界的交互作用。如图所示，滑移带在晶界的交互作用下产生应力集中，导致晶界处孔洞萌生远多于晶粒内部，最终致使微裂纹沿晶界萌生开裂。图1.5晶界空洞形核示意图Figure1.5Schematicdiagramofthenucleationofvoidsinthegrainboundary参考文献[1]胡赓祥.材料科学基础[M].上海:上海交通大学出版社,2015.257.[2]褚怀保.煤体爆破作用机理及试验研究[D].焦作:河南理工大学博士学位论文,2011.[3]赵国凯,胡耀青,靳佩桦.实时温度与循环载荷作用下花岗岩单轴力学特性实验研究[J].岩石力学与工程学报,2019.[4]航空发动机涡轮盘的寿命预测及可靠性研究[DB].互联网资源库(/p%).[5]李贵军,王乐勤,郑传祥.高温设备和构件的蠕变损伤和断裂研究进展[J].化工机械,2004.[6]陈凌,张贤明,欧阳平.一种疲劳-蠕变交互作用寿命预测模型及试验验证[J].中国机械工程,2015.[7]刘峰,康进科,马聪,等.形变量对GH4169合金微观组织和晶界特征分布的影响[J].金属热处理,2017,(02):11-15.[8]HanWB,ZhangKF,WangB,etal.SuperplasticityanddiffusionbondingofIN718superalloy[J].ActaMetallurgicaSinica.2007,20(4):307-312.[9]ChengL,XueX,TangB,etal.Deformationbehaviorofhot-rolledIN718superalloyunderplanestraincompressionatelevatedtemperature[J].MaterialsScience&EngineeringA,2014,606(606):24-30.[10]MaM,WangZ,GaoM,etal.Layerthicknessdependenceofperformanceinhigh-powerselectivelasermeltingof1Cr18Ni9Tistainlesssteel[J].JournalofMaterialsProcessingTechnology,2015,215(1):142-150.[11]ReedRC.Thesuperalloy:fundamentalandapplications[M].Cambridge/NewYork：CambridgeUniversityPress，2006.[12]贾鹏超,崔海涛,温卫东.应变控制模式下的蠕变/疲劳交互寿命预测方法研究[R].中国超高周疲劳学术会议.[13]王润梓.基于能量密度耗散准则的蠕变-疲劳寿命预测模型及应用[D].上海:华东理工大学,2019.[14]ZhangXC,LiHC,ZengX,etal.FatiguebehaviorandbilinearCoffin-MansonplotsofNi-basedGH4169alloywithdifferentvolumefractionsofδphase[J].MaterialsScience&EngineeringA,2017,682:12-22.[15]BurkeMG,MillerMK.PrecipitationinAlloy718:AcombinedAEMandAPFIMinvestigation[J].1991.[16]DongJX，XieXS，XuZ.TEMStudyonMicrostructureBehaviorofAlloy718afterLongTimeExposureatHighTemperatures[C]//Superalloys718,625,706andVariousDerivatives.Warrendale,PA:TMS,1994:649-658.[17]ChenW,ChaturdeviMC.DependentofcreepfractureofInconel718ongrainboundaryprecipitates[J].ActaMaterials.1997,45(7):2735-2746.[18]KuoCM,YangYT,BorHY,etal.AgingeffectonthemicrostructureandcreepbehaviorofInconel718superalloy[J].MaterialsScienceandEngineeringA.20