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含裂纹铝合金薄板的断裂韧度与剩余强度研究
樊振兴;李亚智;王亚星;姜薇
【期刊名称】《航空工程进展》
【年(卷),期】2015(006)001
【摘要】为了探究影响含裂纹铝合金薄板材料断裂韧度、剩余强度的几何因素以及韧性材料的断裂机理,对典型航空铝合金2524-T3薄板,采用不同宽度、不同初始裂纹长度的中心裂纹板试样进行试验,测定材料的K-R阻力曲线,确定平面应力断裂韧度Kc和表观断裂韧度Kapp.试验结果表明:对于薄板结构,K-R阻力曲线与板宽相关;试件宽度、初始裂纹长度对断裂韧度和表观断裂韧度的确定都有影响,且板宽度的影响较大.基于上述结论,推荐两种可同时反映韧性材料断裂中的净截面屈服效应和韧性撕裂过程的剩余强度预测方法.
【总页数】8页(P52-58,63)
【作者】樊振兴;李亚智;王亚星;姜薇
【作者单位】西北工业大学航空学院,西安710072;西北工业大学航空学院,西安710072;西北工业大学航空学院,西安710072;西北工业大学航空学院,西安710072
【正文语种】中文
【中图分类】V215.6;O346.1
【相关文献】
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β型γ-TiAl合金的制备及其反常屈服行为研究杨非;陈玉勇;蔡一湘;孔凡涛;肖树龙【摘要】β型γ-TiAl合金具有良好的高温变形能力,为TiAl合金的发展开辟了新的发展方向.采用水冷铜坩埚真空感应熔炼技术制备了β型γ-TiAl合金,即Ti-45Al-9(V,Nb,Y)合金,研究了该合金的铸态组织、相组成及力学性能.结果表明,Ti-45Al-9(V,Nb,Y)合金的铸态组织为近层片组织结构,主要由γ-TiAl相、α2-Ti3Al相及β(B2)相组成.室温条件下,该合金的屈服强度为393MPa,700℃时合金的屈服强度为562MPa,当测试温度升高到800℃时,合金的屈服强度为420MPa.该合金表现出了明显的反常屈服行为.【期刊名称】《材料研究与应用》【年(卷),期】2010(004)004【总页数】4页(P514-517)【关键词】TiAl合金;组织;性能;反常屈服行为【作者】杨非;陈玉勇;蔡一湘;孔凡涛;肖树龙【作者单位】(广州有色金属研究院)粉末冶金研究所,广东,广州,510650;哈尔滨工业大学材料科学与工程学院,黑龙江,哈尔滨,150001;(广州有色金属研究院)粉末冶金研究所,广东,广州,510650;哈尔滨工业大学材料科学与工程学院,黑龙江,哈尔滨,150001;哈尔滨工业大学材料科学与工程学院,黑龙江,哈尔滨,150001【正文语种】中文【中图分类】TG146.2.3随着全球气候变暖趋势日益明显，对低能耗、低排放、低污染等技术要求越来越迫切．研究发现，汽车每降低10%的车重，废气排放量可减少10%，燃料消耗节省7%［1］．因此，汽车的轻量化将起到节能、环保的双重作用．TiAl基合金由于具有低密度、高弹性模量、高的比强度、高的高温强度、良好的抗蠕变能力以及优异的防腐蚀性能等优点，被认为是非常具有潜力的轻质耐高温结构材料，在汽车发动机高温结构材料领域具有广阔的应用前景，近年来引起了研究者们的广泛关注［2－5］．然而，由于Ti Al合金室温塑性低，高温变形能力不足，热加工困难，成型性差，限制了其广泛应用．近来，美国学者Y．W．Kim提出了β型γ－Ti Al合金的的概念［6］，该合金具有较好的高温变形能力，为TiAl合金的发展提出了新的方向．本文采用水冷铜坩埚真空感应熔炼技术制备了高质量Ti－45Al－9（V，Nb，Y）β型γ－TiAl合金，对该合金的组织结构、相组成及力学性能进行了研究．实验用原材料为海绵钛（纯度＞99．7%），高纯铝（纯度＞99．99%）以及铝钒、铝铌和铝钇中间合金．首先采用水冷铜坩埚真空感应熔炼炉进行熔炼，制备铸锭，然后在温度为900℃条件下，对合金铸锭均匀化处理60 h，随后对合金铸锭进行热等静压处理，以消除或减少合金铸锭的缩孔、疏松等缺陷，热等静压处理温度为1200℃，压力为140MPa，时间为4h．分别采用X射线衍射分析（XRD）、光学显微分析（OM）及扫描电子显微分析（SEM）等方法，对Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金铸锭进行相分析及显微组织观察．合金的拉伸性能测试在Instron万能试验机上进行，应变速率为5×10－4 s －1．图1为 Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的 XRD图衍射图谱．由图1可知，采用水冷铜坩埚真空感应熔炼法所制备的 Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金主要由γ，α2和β（B2）三相组成．合金的铸态显微组织（图2）可以看出，Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金为近层片组织结构，其平均层片团簇的尺寸约为100μm．与传统的TiAl合金相比，Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金显微组织没有显著的柱状晶特征，而是体现了等轴特征．在层片组织边界存在亮灰色和黑色块状组织（如图2（b）），经能谱分析，亮灰色块体中富含V，Nb等β相稳定元素，黑色块体的成分为w（Ti）＝43．79%，w（Al）＝49．09%，w（V）＝3．59%和w（Nb）＝3．54%．结合XRD分析结果，认为亮灰色块体为β（B2）相，黑色块体为γ相．研究认为V和Nb元素均为β相稳定元素，在TiAl合金中添加该类元素促进了合金的凝固过程由α相凝固方式向β相凝固方式转变［7－8］．由于β相中优先生长方向＜100＞晶向具有等价的三个方向，即＜100＞，＜010＞和＜001＞，而不像α相中只有一个＜001］晶向为晶体优先生长方向，因此经β相凝固方式凝固的合金具有等轴状特征，而柱状晶特征并不显著．根据相图分析可知，Ti－45Al－x V合金的平衡凝固路线和相转变过程为L→β→α→α＋γ→α＋β＋γ→β＋γ，其中β相有序化形成B2相，其有序化温度约为1100℃［9］．按照上述凝固路线凝固后，合金的平衡凝固组织应该为β＋γ双相组织，而不是α＋β＋γ三相组织．但是由于合金熔体受到金属型壁的激冷作用，而产生较大的过冷度以及与外界强烈的热交换作用，合金的实际凝固过程往往偏离平衡凝固方式，最终获得的合金组织不同于合金平衡凝固的组织．结合Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的铸态组织特征，可以推测该合金凝固方式和相转变过程遵从的路线为L→L＋β→β→β＋α→α→α＋γ→α＋γ＋β→α＋α2＋γ＋β→lamellar（α2／γ）＋γ＋β．其中β相有两种来源，一种是由于V和Nb元素的稳定作用导致β相直接从液相析出并保留至室温，另一种是由α相分解得到的．层片结构由高温α相转变而来，同时β＋γ相结构是由γ相从高温α相或β相的析出而形成的．最终Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金形成了层片团簇被β（B2）相和γ相包围的近层片组织结构．图3为铸态 Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金在不同温度下的拉伸力学性能．从图3可以看出，温度对Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的屈服强度和延伸率有重要的影响．随着测试温度的升高，铸态合金的屈服强度表现为先升高后下降的趋势，而铸态合金的延伸率则随着测试温度的升高而持续增加．在室温条件下，铸态Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的拉伸屈服强度和延伸率分别为393 MPa和0．55%，而当测试温度升高到700℃时，合金的屈服强度达到了最大值，为562 MPa，延伸率为7．6%．随着测试温度继续升高，合金的屈服强度下降，延伸率增加，当测试温度为800℃时，铸态 Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金的屈服强度为420 MPa，延伸率高达18．4%．屈服强度反常温度关系的本质与金属间化合物的位错运动和滑移特性密切相关．金属间化合物的位错运动难易不仅与位错总的柏氏矢量长度有关，而且还与位错分解形成APB，SISF或CSF等任何形式的层错能量有关［10－12］．TiAl合金的屈服强度反常温度关系与γ相中1／2［1－10］普通螺位错和［101］超位错的交滑移有关．在低温条件下（小于500℃），由于普通位错的临界剪切应力（CRSS）大于超位错的临界剪切应力，所以低温条件下普通位错不易发生滑移现象，而超位错相对较易滑动［12－13］．在变形过程中超位错易在（111）上发生交滑移并分解为［1－01］＝1／6［112］＋1／3［201］＋1／6［112］，在（111）和（1－11）晶面之间产生一个SISF，形成了非平面位错核心结构，该平面位错核心结构不可动，从而对位错起到了钉扎作用．在高温条件下（大于500℃），随着温度的升高，普通位错的滑移可以开动［13］，｛111｝滑移面上的一个螺位错的几小部分或部分螺位错交滑移到 APB或SISF能量较低的｛100｝或｛111－｝滑移面，造成非平面的位错结构，成为不可动位错锁，对位错起到钉扎作用．位于两个钉扎点之间的位错必须通过弯曲绕过钉扎点而运动，因而两个钉扎点之间的距离或钉扎点的数量决定了强化的程度．由于交滑移是一个热激活过程，温度升高有利于交滑移的进行，且呈指数关系增加．因此，随着温度的升高，钉扎点之间距离的减小，位错锁对位错的钉扎作用增强，位错运动的阻力增加，在宏观上表现为合金的屈服强度随着温度的增加而增大．除此之外，Feng等人［14］发现在｛110｝面上，位错可以以单交滑移模式、双交滑移模式、位错环模式以及位错偶极子的形成等模式发生钉扎现象，从而导致位错阻力增加，位错不可开动，TiAl合金的屈服强度增加．总之，在γ－Ti Al合金中，随着温度的增加，超位错和普通位错的滑移依次开动，由于位错发生分解及交滑移作用，在｛111｝，｛100｝，或｛111－｝面上产生位错的钉扎现象，限制了位错的运动，随着温度的增加，这种钉扎作用逐渐增强，直到达到最大值．宏观上体现为γ－TiAl合金的屈服强度随着温度的增加而不断增加，直到屈服强度达到最大值．当温度高于屈服强度峰值的温度时，由于热激活作用显著增强，位错锁被解锁，位错运动重新被开动．此外，γ－TiAl合金中挛晶变形成为主要的变形方式，故屈服强度的反常温度现象消失，γ－Ti Al合金的屈服强度随着温度的增加而逐渐减小．对于具有B2结构的金属间化合物来说，由于存在高浓度的不可动的热激活空位，热变形过程中可对位错的滑移起到钉扎作用［15］．故可以预见，随着温度的升高位错可动性增强，热激活空位对位错的钉扎作用逐渐增加，导致β（B2）相出现屈服强度随着温度的升高而增大的现象．当温度升高到一定值时，热激活效果变得更加显著，热激活空位可以与位错核发生反应而消失，位错的钉扎作用随之消失，β（B2）相的屈服强度开始下降，屈服强度的反常温度现象消失．Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金主要由γ－TiAl相，α2－Ti3 Al相及β（B2）相组成．由上述分析可知，γ－Ti Al相和β（B2）相在变形过程中很容易发生屈服强度反常温度现象．因此，该合金在拉伸测试中表现出了强烈的屈服强度反常温度关系．（1）采用水冷铜坩埚真空感应熔炼技术成功地制备了Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金铸锭，该合金主要由γ－TiAl相，α2－Ti3 Al相和β（B2）相组成，组织为近层片组织结构，平均层片团簇尺寸为100μm；（2）Ti－45Al－9（V，Nb，Y）合金具有明显的反常屈服行为，室温条件下合金的屈服强度为393 MPa，延伸率为0．55%；700℃时，合金的屈服强度明显增加为562 MPa，延伸率为7．6%；800℃时，合金的屈服强度为420 MPa，延伸率为18．4%．【相关文献】［1］肖永清．诠释现代车用钛合金的应用及前景［J］．铝加工技术工程，2008（1）：41－43．［2］EDWARD A L．Gamma titanium aluminides as prospective structural materials ［J］．Intermetallics，2000（8）：1339－1345．［3］陈玉勇，孔凡涛．TiAl基合金新材料研究及精密成形［J］．金属学报，2002，38：1141－1148．［4］NABARRO F R N．Two－phase materials for high－temperature service ［J］．Intermetallics，2000（8）：979－985．［5］TOSHIMITSU T．Development of a TiAl turbocharger for passenger vehicles ［J］．Materials Science and Engineering，2002，A329－331：582－588．［6］KIM Y W，DIMIDUK D，WOODWARD C．Development of betaγ－TiAl alloys：Opening robust processing and greater application potential for TiAl－base alloys［C］／／The 11th World Conference on Titanium．Kyoto：The Japan Institute of Metals，2007．［7］JIN Y G，WANG J N，YANG J，WANG Y．Micro－structure refinement of cast TiAl alloys byβsolidification［J］．Scripta Materialia，2004，51：113－117．［8］XU X J，LIN J P，WANG Y，GUO J F，et al．Microstructure and tensile properties of as－cast Ti－45Al－（8－9）Nb－（W，B，Y）alloy［J］．Journal of Alloys and Compounds，2006，414：131－136．［9］TAKEYAMA M，KOBAYASHI S．Physical metallurgy for wrought gamma titanium aluminides microstructure control through phase 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大塑性变形钨合金的断裂韧性研究?———l短时成形,可以抑制Ti/B界面反应以及硼的结晶化. 对拉伸试样的断裂面进行SEM观察,未发现B 纤维从钛基体中拉脱,这是由于在Ti/B界面避免了生成脆性TiB层,得到牢固的Ti/B界面接合.也未发现纤维内钨芯丝与B剥离,说明在适宜成形温度下,钨芯丝近旁的B没有结晶化.另外发现部分B纤维内有贯穿的裂纹存在.但这种裂纹没有扩展到钛基体中,钛基体的断裂面上呈现的是延性断裂形貌, 可见Ti基体层有效地抑制了硼纤维内裂纹的扩展. 吴全兴摘译自《日本金属学会志》大塑牲变形钨合金的断裂韧性研究钨及钨合金因熔点高,蒸气压低,热传导率高, 耐蚀性及热冲击性良好而使其在高温环境下广泛应用.但形状复杂的零部件加工(如车削等)较困难.大的塑性变形不仅可使材料的拉伸强度升高,硬度增大,而且还可使其韧性提高.高压扭转是一种常用的获得细晶的大塑性变形法.高压扭转时,将西6mmx 0.8mill薄片状试样插入到2个互相挤压的砧台之间. 因钨的屈服应力高达705,815MPa.砧台采用较硬的Co一93WC制作.高压扭转变形温度恒定为400oC, 试样经受近10GPa的流体静压力.奥地利研究人员用此方法对纯钨,氧化镧弥散强化的钨合金(WL10) 和掺钾的钨合金(WVM)进行高压扭转变形,随后进行室温断裂韧性试验,宽约100p,m,深约15m 的预制裂纹是采用聚焦离子束切割的,预计缺口半径小于20nm.3种钨合金的加工工艺分别为:23mm 的纯钨烧结棒轧制成9mm的棒材;48mm的 WVM烧结棒先锻造至23mm,随后轧制成14mm 棒材;48mill的WL10烧结棒也轧制成9mm 的棒材.垂直于轧制方向测量合金的晶粒尺寸为2~5mm. 大塑性变形后晶粒细化.剪切应变还会使WL10和 WVM合金中细小分布的粒子析出,WL10是由粒子的变形与碎化引起的;WVM则是由粒子沿剪切角排布引起的.与轧制,拉拔等变形方式细化晶粒不同的是,大塑性变形后,合金主要是大角度晶界构成的粒状结构.SEM图像中显现波纹状或曲线状形貌,表明合金内具有很高的内应力.变形温度越低,粒状结构越细小.此时钨合金的断裂韧性值可提高2,8个数量级,测量值达40MPam.从断裂表面的组织形貌可清楚地看出,晶粒细化是断裂韧性提高的主要原因.按ASTME399标准加工烧结态合金的断裂韧性试样.应力因子R=20,Ak=20MPaml,'2,循环15000 周次.纯钨的平均疲劳裂纹长度为100p,m,WL10的为130p,m,WVM的为75m.测定烧结态3种钨合金在室温,200.C,400.C的断裂韧性KIc.辐射加热试样,载荷速率为0.03567mndmin,用势落法测定裂纹扩展.断裂韧性测试结果如表1所示.SEM观察发现,3种钨合金在3种不同温度下断裂行为相似, 只有沿晶断裂发生.比较断裂表面发现3种钨合金的晶粒尺寸差别很大,起始裂纹和终裂纹的失效模式差别不大.高温延性增高可能是由热激活塑性变形引起的.表13种钨合金的断裂韧性WL10和WVM的高温蠕变抗力较高.这是因为 La20和钾粒子均阻止晶粒长大,位错运动,尤其是在高温下,聚集的大角度晶界可动性很高,激活能较低.因此,对大塑性变形的钨合金的再结晶行为也需要重点研究.通常来说,WL10和WVM高温下较稳定,高压扭转变形后仍很稳定.高压扭转试样在800,1000, 1200.C真空热处理保温1h,WL10和WVM比纯钨稳定得多.1200.C热暴露1h后,高压扭转应变稀有金属快报纯钨试样再结晶前晶粒尺寸近似为300nm,热处理后尺寸增至约2mm,与初始晶粒尺寸相当.但WVM 较稳定.热处理后晶粒尺寸仍保持在500nm左右. 高压扭转变形后晶界更清晰,已形成部分120.角. 曾立英摘译自((16thInternationalPlanseeSeminar2005))硬质合金断裂韧牲的测试新方法在选择应用脆性,高耐磨材料时,需要了解材料的硬度,横向断裂强度及断裂韧性等参数.特别是在金属切削工具领域.良好的加工性能和长久的使用寿命是关键的性能参数.在测量硬质合金断裂韧性时,Leoben大学研究发现,用通常的Palmqvist方法测量的结果与疲劳实验测出的Kl值有偏差,特别是在对高硬度合金进行测量时.奥地利普兰西硬质合金中心研究出一种新的测试硬质合金的方法. 这个方法所用的试样先要预制裂纹.并可以控制裂纹的扩展.所用的是三点单边梁V形内切口试样.如图1所示.试样在一个安装了最优化弯曲试验装置』切而03:三f)图1单边梁V形内切13试样图的Zwiek试验机上预制裂纹.裂纹扩展始于V形切口内侧的尖端直到贯穿整个试样的宽度.试样预制裂纹之后,在大气中于300oC退火2h,随后在一个标准的弯曲试验装置中使其断裂,并记录与断裂相应的载荷,最后测量试样的值,为此先计算裂纹的平均长度,图2是裂纹长度测量方法示意图.裂纹平均长度口按公式(1)计算.口=l/5aI+oa+az+a4+as)(1) KJc值按方程(2)和(3)计算.Y(旦)Ktc=1.5P.f.?(MPa?,/in)(2) 图2裂纹长度测量方法示意图Y(旱)==:兰兰:二差!:兰:兰:兰:兰(3)凡{(1+2?詈)?(1一詈)..J式中:P是断裂载荷,是试样的高度,b是试样的宽度,Z是弯曲装置2支点间的距离,Y(a/b)是修正系数,由Srawley给出.Z的值通常为:Z=4h+0.Olh(4)为了证明这个方法的有效性和可靠性.使用了不同成分的硬质合金和3个级别的金属陶瓷进行测试. 测试发现,对晶粒小于1m等级的材料,若不经过退火预处理不能得到预制裂纹,这是由于试样切口处存在相当大的应力集中,当裂纹扩展时会直接导致试样断裂.为了去除应力,试样需在800?,退火2h,或者用激光在切口处进行处理.与未经退火处理的试样相比.退火的和经激光处理的试样中裂纹前沿比较平缓.实验证明,退火或激光处理的试样更合适预制裂纹.在与Palmqvist法测得的值进行比较后发现,维氏硬度超过19000MPa时,采用Palmqvist法更可靠,对于硬度值在8000,22000MPa的材料,采用新方法测量所有不同试样均可获得可靠的值, 其标准偏差小于2%,特别对于超细晶的硬质材料, 采用新方法可获得更可靠的值.虞忠良摘译自((16thIntemationalPhnseeSeminar2005))。
不同微观组织Ti-5111合金原位拉伸变形行为研究不同微观组织Ti-5111合金原位拉伸变形行为研究摘要：钛合金因其高比强度和良好的耐蚀性而被广泛应用于航空航天、汽车制造和生物医学领域。
钛合金的力学性能与其微观组织密切相关。
本研究通过原位拉伸实验，探究了不同微观组织下Ti-5111合金的变形行为。
结果表明，细小、均匀的晶粒和孪晶相的存在对材料的塑性变形有显著的影响。
第一节：引言钛合金具有良好的比强度和腐蚀性能，因此被广泛应用于航空航天、汽车和医疗领域。
在这些领域应用中，钛合金通常需要承受大范围的应变和变形。
因此，了解钛合金的塑性变形机制是至关重要的。
钛合金的力学性能与其微观组织密切相关，包括晶粒尺寸、晶界特征以及相变位错的分布等。
本研究主要通过原位拉伸实验，研究了Ti-5111合金在不同微观组织下的变形行为，从而揭示其塑性变形机制。
第二节：实验方法选取了经过不同热处理得到的Ti-5111合金样品，并进行了金相显微结构分析，以确定不同微观组织的特征。
然后，使用电子背散射衍射技术（EBSD）进行晶粒尺寸和晶界特征的定量分析。
最后，进行原位拉伸实验，通过扫描电子显微镜（SEM）观察和分析不同变形阶段的显微组织演变。
第三节：结果与讨论通过金相显微结构分析发现，经过适当热处理的Ti-5111合金样品拥有细小、均匀的晶粒和孪晶相。
EBSD分析结果显示，在拥有这些微观组织特征的样品中，晶粒尺寸一般在10微米以下，晶界密度相对较高。
原位拉伸实验观察到了材料的塑性变形行为，并对应不同阶段的组织演变进行了分析。
在材料开始变形的早期阶段，晶界滑移和晶胞旋转被观察到，导致了微观组织中的位错和孪晶相增多。
这种形变机制有助于增加材料的强度和塑性。
当应变进一步增大时，材料出现了明显的颈缩现象。
在颈缩区域，显微组织出现明显的局部应变不均匀性，形成了形变带。
同时，晶粒内部开始发生取向的局部变化，存在晶粒内壁滑移。
随着应变进一步增大，材料开始出现断裂。
摘要航空发动机压气机叶片在实际工作中主要承受两个方向的载荷，一个是叶片在高速旋转时产生的沿叶片展向的低频高应力的低周载荷，另一个是环境中不均匀且不稳定流场造成的垂直于叶片的高频低应力的高周振动载荷。
所以压气机叶片的疲劳实际上是低周载荷叠加高周振动载荷的复合疲劳问题，压气机叶片在高低周复合疲劳载荷的作用下发生疲劳失效。
Ti-6Al-4V钛合金材料由于其具有强度高、密度小、耐蚀性好等特点，一直是压气机叶片主要使用的材料。
因此研究建立Ti-6Al-4V钛合金材料的高低周复合疲劳损伤寿命预测模型，并利用该模型进行压气机叶片的高低周复合疲劳损伤寿命预测具有重要的研究意义。
本文首先在连续损伤力学理论和不可逆热力学的基础上，推导建立了低周疲劳损伤模型、高周疲劳损伤模型和考虑高低周疲劳交互作用的高低周复合疲劳损伤模型。
选择确定了非线性各向同性硬化模型和Chaboche非线性随动硬化模型组成的混合硬化模型来描述Ti-6Al-4V钛合金材料的弹塑性循环行为。
高低周复合疲劳损伤模型与混合硬化模型一起构成了Ti-6Al-4V钛合金材料的高低周复合疲劳损伤寿命有限元预测模型。
其次，开展了Ti-6Al-4V钛合金材料的单轴拉伸、低周疲劳和高周疲劳试验。
根据试验结果和数据，拟合获得了Ti-6Al-4V钛合金材料的高低周复合疲劳损伤寿命有限元预测模型的模型参数，从而得到了完整的预测模型。
将高低周复合疲劳损伤模型编写为USDFLD子程序耦合到ABAQUS有限分析软件中，分别对低周疲劳损伤模型和高周疲劳损伤模型进行了验证分析，与试验结果对比发现，低周疲劳损伤模型平均预测误差为3.878%，高周疲劳损伤模型平均预测误差为7.55%，模型预测结果与试验结果吻合良好。
通过逆向建模的方法构建了压气机叶片的三维实体模型，并模拟了在最大转速为1440rpm、垂直于叶面的高周疲劳载荷幅值为0.5MPa的载荷条件下，不同高低周疲劳载荷循环比时的高低周疲劳损伤演化过程。
含裂纹铝合金薄板的断裂韧度与剩余强度研究樊振兴;李亚智;王亚星;姜薇【摘要】为了探究影响含裂纹铝合金薄板材料断裂韧度、剩余强度的几何因素以及韧性材料的断裂机理,对典型航空铝合金2524-T3薄板,采用不同宽度、不同初始裂纹长度的中心裂纹板试样进行试验,测定材料的K-R阻力曲线,确定平面应力断裂韧度Kc和表观断裂韧度Kapp.试验结果表明:对于薄板结构,K-R阻力曲线与板宽相关;试件宽度、初始裂纹长度对断裂韧度和表观断裂韧度的确定都有影响,且板宽度的影响较大.基于上述结论,推荐两种可同时反映韧性材料断裂中的净截面屈服效应和韧性撕裂过程的剩余强度预测方法.【期刊名称】《航空工程进展》【年(卷),期】2015(006)001【总页数】8页(P52-58,63)【关键词】含裂纹铝合金薄板;K-R阻力曲线;断裂韧度;剩余强度【作者】樊振兴;李亚智;王亚星;姜薇【作者单位】西北工业大学航空学院,西安710072;西北工业大学航空学院,西安710072;西北工业大学航空学院,西安710072;西北工业大学航空学院,西安710072【正文语种】中文【中图分类】V215.6;O346.1平面应力断裂韧度用于描述薄板材料抵抗裂纹扩展的能力。
通常用来表征薄板断裂韧度的参数有应力强度因子K、能量释放率G、J积分、裂纹尖端张开位移CTOD 和裂纹尖端张开角CTOA。
针对不同参数的测量，形成了一系列测试标准，一些学者进行了相关研究[1-5]。
在工业领域，特别是航空航天行业，广泛采用基于线弹性断裂力学的K-R阻力曲线作为确定材料平面应力断裂韧度Kc和结构剩余强度的基础。
对于确定材料，使用不同试件形式获得的K-R阻力曲线相似，因此将K-R阻力曲线看作独立于试件面内几何尺寸与试件类型的材料属性，只关心材料厚度与测试温度的影响。
为了尽可能保证小范围屈服条件，进行K-R阻力曲线测试时通常采用大型宽板试样[6]。
出于试验成本和试验条件等因素的考虑，有必要研究小板宽条件下K-R阻力曲线、断裂韧度与其在近似无限板宽条件下的值的关系。
高纯铝单晶拉伸性能及断口形貌分析马小红;徐亚军;宋玉萍【摘要】采用自制的定向凝固提纯炉制备大直径高纯铝圆锭,沿不同方向锯切获得高纯铝单晶拉伸试样.φ10mm铝单晶拉伸试样在室温下进行拉伸实验,观察其断口形貌与断面滑移线痕迹.结果表明:不同方向加载铝单晶拉伸时,宏观显示抗拉强度与延伸率有较大差别.显微组织观察可见明显滑移线及滑移带痕迹.断口形貌分析为纯剪切断裂.【期刊名称】《世界有色金属》【年(卷),期】2018(000)012【总页数】2页(P8-9)【关键词】铝单晶;拉伸试验;滑移线;断口形貌【作者】马小红;徐亚军;宋玉萍【作者单位】新疆众和股份有限公司,新疆乌鲁木齐 830013;新疆众和股份有限公司,新疆乌鲁木齐 830013;新疆众和股份有限公司,新疆乌鲁木齐 830013【正文语种】中文【中图分类】TF8211 引言铝单晶是面心立方结构的金属晶体，因晶体内无晶界，降低了电阻和信号衰减，提高其传输的清晰度和保真性，在通信和音响设备方面具有广泛用途；单晶中减少了晶界对位错运动的阻碍作用[1]，使其具有优异的冷加工变形能力。
单晶铝应用于导电及信号传输中多为丝材，原始棒材需要进行数次冷拔变形，因而研究单晶体的力学性能对单晶的工业应用有实际意义。
本文通过对两组高纯铝单晶试样（φ10mm）进行不同方向加载的拉伸实验，分析铝单晶试样的力学性能、变形后滑移线痕迹及断口形貌，为铝单晶棒材至线材的冷变形加工提供依据。
2 实验材料与方法2.1 试样尺寸及设备实验所用原料为5N纯度高纯铝。
在自制定向凝固提纯炉中制备大尺寸高纯铝锭。
锯切获得高纯铝单晶样棒。
拉伸试样尺寸如图1所示。
拉伸试验在CMT5105电子万能试验机上进行。
利用OLYMPUS GX51光学显微镜观察试样圆截面及横截面的滑移带痕迹。
利用EVO50扫描电镜对拉伸试样断口形貌进行观察分析。
3 实验结果与分析3.1 力学性能表1所示为铝单晶试样拉伸性能数据。
2023 年第 43 卷航 空 材 料 学 报2023，Vol. 43第 2 期第 42 – 50 页JOURNAL OF AERONAUTICAL MATERIALS No.2 pp.42 – 50 Ti-Al-V-Zr合金的团簇式设计及铸态组织和力学性能刘毓涵1, 朱智浩1, 张 爽2, 董 闯1,2*（1．大连理工大学 三束材料改性教育部重点实验室， 辽宁 大连 116024；2．大连交通大学 材料科学与工程学院， 辽宁 大连116028）摘要：Ti-6Al-4V是目前应用最广泛的钛合金，但其铸态强塑性不足。
本研究设计思想基于Ti-6Al-4V合金双团簇成分式α-{[Al-Ti12]（AlTi2）}12+β-{[Al-Ti14]（V2Ti）}5：首先通过改变β相团簇式个数为2，使合金成分偏向α-Ti，其次增加β相团簇式中V原子个数至3，提高了β-Ti结构单元稳定性，然后用不同个数Zr（x = 1、2、3、5）替代β相团簇式中Ti，最后得到了团簇式α-{[Al-Ti12]（AlTi2）}15-β-{[AlTi14-x Zr x]V3）}2，设计了Ti-（6.64～6.82）Al-（2.42～2.35）V-（1.44～7.02）Zr （质量分数/%）合金，采用非自耗真空电弧炉熔炼制备合金铸锭，并用真空铜模吸铸成合金棒材，进而对不同合金样品进行显微组织表征和拉伸测试。
结果表明：合金均由α'相马氏体组成，其形貌由针状魏氏逐渐转为网篮组织，其中Ti-6.64Al-2.35V-7.02Zr （Zr含量最高）合金为网篮组织，具有最佳的力学性能，屈服强度σYS为806 MPa，抗拉强度σUTS为963 MPa，伸长率δ为5.9%，相比于相同状态下Ti-6Al-4V合金，分别提高了23%、19%、51%；比强度和比硬度分别为217 kN•m/kg和0.71 GPa•cm3/g，相比于Ti-6Al-4V合金分别提高了18%和10%。
