MTS810伺服材料机
460 MPa耐火钢高温泊松比试验研究
heat-resisting steel at room temperature
试样
1 2 3 平均值
测量 1 0. 321 0. 322 0. 328
泊松比
测量 2 测量 1
0. 319
0. 317
0. 323
0. 318
0. 330
0. 324
平均值 0. 319 0. 321 0. 327 0. 322
Fig. 5 Test equipments
表 3 460 MPa 耐火钢不同温度下弹性模量测试结果
Table 3 Test results of elastic modulus for 460 MPa heat-resisting steel at different temperatures
EXPERIMENTAL RESEARCH ON POISSON’ S RATIOS OF 460 MEGAPASCAL HEAT-RESISTING STEEL AT HIGH TEMPERATURE
WANG Lianqing1 WANG Hongying1 MA Wenjiang2 ( 1. State Key Laboratory for Advanced Metals & Materials, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China;
的速率加载至 120 MPa(轴向力 15. 92 kN),绘制径向应 变与轴向应变的关系曲线(图 4),图中直线段的斜率即 为该材料的泊松比,每个试样加载 3 次,该材料的泊松 比测量结果见表 2。 可看出:460 MPa 耐火钢室温泊松 比平均值为 0. 322,变异系数平均值为 1. 29%。
MTS 材料试验系统介绍
Length
ForcCeonditioner StCraoinditioner
Conditioner
Reaction
LC
Frame
Closed
Feedback
Loop
Selector Valve Amp.
Prog. In. Summing
Junction
P
R
Hydraulic Actuator
Hydraulic Power Supply
MTS 材料试验系统发展简述
计算机自动控制方面，先后由PDPll / 23 小型计 算机和Micro PDPll 小型计算机到运算速度更快、 内存更人的先进的PC 计算机。在辅助设备方面， 例如夹头、夹具、引伸仪、高低温环境箱等均不断 创新。可以说MTS 测试系统随着时代的发展而日 新月异。 对于材料及其零部件实际工况下的性能测试技术一 直是MTS 公司所关注的，特别是进入21 世纪， MTS 公司在极端环境、危险环境、多向应力状态 等测试技术领域均有相应的试验系统。
MTS 材料试验系统发展简述
自20 世纪80 年代以来，MTS 公司的测试系统 的系列不断更新。MTS 810 系列、MTS880 系 列、MTS New 810 系列和MTS Teststar 系列 相继出现。在控制系统方面，从20 世纪70 年代 的MTS 442 控制系统到20 世纪80 年代末期的 MTS 448 、MTS 458 控制器，再到20 世纪 90 年代的MTS Teststartll 全数字控制装置。
MTS 材料试验系统发展简述
1959 年美国政府急需一种测试方法和技 术以真实再现复杂载荷条件和工作环境， 并与民用喷气机上所用材料已知的断裂情 况联系起来，特指定明尼苏达州明尼阿波 利斯的一家公司执行该项研究任务。这家 公司就是“研究有限公司”，也就是今天 的MTS 系统有限公司的母公司。该研究 项目的策划工程师约翰逊后来成为MTS 公司的第一任总裁。
岩石单轴压缩破坏过程的特征
已完成的实验中，有7个尺寸为20×16×40mm3以及15个尺寸为20×24×40mm3，大理岩的加工采用ZD-400红外线全自动桥式切割机，其定位精度可达±0.5mm。
实验中采用非线性国家重点实验室的MTS810液压伺服材料试验机，MTS810试验机的最大载荷能达到100kN，行程为160mm，运行温度为-129~1000℃。
MTS810由上下压盘、岩样和电磁感应线圈（LVDT）等组成一个串联系统，试验机加载过程中，上横梁保持不动，由此试验机直接给出的位移LVDT包括岩样位移以及试验机的位移。
为了单独测量岩样位移，用502胶将两个刀片粘在上下压盘的适合位置，将电子引伸计cod卡在两个刀片之间，由此来得到岩样的位移。
实验中测量声发射信号的声发射仪是由美国声学公司（PAC）生产的μ-DiSP四通道的PCI-2系统。
PCI-2系统能够实时的采集声发射信号，得到波形流文件还能实时的提取AE特征参数。
实验中为了保证探头与试样之间的耦合，采用硅油作为耦合剂。
正式实验前，采用了谐振频率为29kHz的R3a、150kHz 的R15a以及运行频率为100~1000kHz的WD型差分宽频探头。
最终确定R15a为适当的实验探头。
正式采集前，需先在试验机空压的情况下测量其背景噪声，从而确定声发射信号的噪声门槛。
测量表面位移场采用的是白光数字散斑相关方法。
实验前，需用自喷漆在在岩样表面喷制散斑，CCD相机是瑞士Photon focus公司生产的MV-D1024E-40-U2-12型CCD，采集最大图像尺寸为1024*1024(pixel)，最高采集速率是37帧/秒。
实验中，控制CCD定时1帧/秒的采集速率进行采集。
整个实验采集的简图1以及实景图2如下：探头图1：实验采集系统简图图2：实验采集过程中实景图2实验结果分析实验过程中，三套实验系统MTS 试验机系统、PCI-2采集系统、CCD 采集系统分别用三台计算机控制，避免了它们之间可能会产生的相互干扰。
核电设备用SA508—3钢的研究
核电设备用SA508—3钢的研究根据ASME Code的要求，绘制了SA508-3钢的断裂韧性和疲劳特性曲线，表明国产钢的安全裕度较大，生产蒸发器时对母材、焊缝及热影响区都可按此方法测定。
0 引言核电设备的蒸发器的主体材料SA508—3钢和其它锅炉及压力容器材料一样，完全没有裂纹和缺陷是不可能的。
在制造和运行检验中，没发现裂纹和缺陷，仅表示现代无损检验技术尚不能发现此种缺陷。
研究材料的失效方式，尤其是最危险的一种方式—断裂(包括用KIC 表示的有裂纹的脆性断裂、用RTNDT和FATT表示的无裂纹的脆性断裂和疲劳断裂)，就具有重要的意义。
断裂韧性分析曲线是核电压力容器选材和设计的基础，这在ASME B and PV Sec.Ⅲ APP.G和Sec.Ⅺ.APP.A断裂韧性分析曲线及Sec.Ⅲ APP 图1-9.1的设计疲劳曲线中都有规定。
做出SA508—3的断裂韧性分析曲线与疲劳曲线，用于材料生产前的质量控制，材料生产中的过程控制，材料生产后的检验以及运行中材料的在役监测，作为评价蒸发器安全性的重要数据，确保蒸发器安全运行40年，具有十分重要意义。
设计疲劳曲线表示应力(或应变)——循环疲劳次数的数据，这一曲线绘出了交变应力分量的许用幅度Sa(交变应力范围的一半)对循环次数的关系，按GB6399的方法，采用轴向加载的均匀截面试样(b)，用一组试样，选取若干个应力值，分别测定出到达失效的循环数，然后画出Δσ/2-2Ns曲线，试验设备为MTS NEW81025吨液压伺服疲劳试验机，采用计算机进行试验控制和数据采集。
断裂韧性分析曲线，按ASME的规定是非规定性的附录，可以用其它的方法计算绘制。
Sec.Ⅲ用于设计，仅考虑正常操作状态；Sec.Ⅺ则用于服役状态，不仅考虑正常状态还要考虑紧急状态和错误状态。
根据ASME E339的规定，测定断裂韧性KIC 的试件厚度必须大于2.5(KIC/σy)2，直接测定KIC值实际是不可能的。
钢板拉伸颈缩致断裂的应变局部化过程
钢板拉伸颈缩致断裂的应变局部化过程摘要：钢板结构广泛应用于机械、航空、民用、海洋工程等领域。
研究了钢板在高应变率下的拉伸变形行为，并用建立的修正JC模型对实验结果进行了描述和预测。
通过DP高强钢板的高温拉伸试验，分析了温度和应变速率对变形过程中流动应力的影响。
在整个拉伸试验中，由于出现颈缩，钢板的断裂加剧。
颈缩标志着结构完全失效的开始，因此确定板的颈缩起点尤为重要。
关键词：数字图像；非局部化颈缩点；Batra判据；颈缩致断裂过程；一、概述随着颈缩的加剧，变形集中于颈缩的小块区域，直至最终断裂。
学者们已经通过理论、实验和模拟的方法对局部化现象做了大量的研究。
用高速相机呈现圆柱试件颈缩过程中直径的减小，验证预测直径减小的本构关系的准确性。
用高速相机研究了不同应变率下圆柱试件的颈缩的开始和演化过程。
高速相机能够获取颈缩致断裂过程的试件几何尺寸的变化，然而却未能精确测量试件在颈缩致断裂过程中局部区域的应变。
随着光学应变测量技术的快速发展，基于高速相机和数字图像相关性方法(DIC)相结合的应变测量技术被逐渐应用于动态拉伸实验中。
这种非接触式测量方法可以灵活有效的测量整个变形过程直至断裂的应变信息，因此逐渐被国内外学者青睐。
近年来，DIC方法已逐渐应用于钢板颈缩和断裂行为的研究。
用数字图像相关性方法研究了DP800钢板在不同加载速率下从开始塑性变形至断裂过程的应变云图，呈现其应变演化过程。
通过对比DIC应变测试获得的准静态下应力－应变曲线与JIS标准曲线，验证了DIC应变测试的准确性，用DIC方法呈现了应变率对拉伸强度从270到1470 MPa的6种不同等级高强钢板的颈缩和断裂行为的影响。
以上研究主要关注于应变率对钢板颈缩和断裂行为的影响，对颈缩致断裂过程未进行详细的描述。
基于高速相机和DIC相结合的应变测量技术，采用MTS实验机和Zwick高速拉伸实验机进一步研究钢板的颈缩致断裂过程。
提出一种根据DIC分析技术确定非局部化颈缩点的方法，并且理论验证其方法的准确性。
2050铝锂合金厚板的断裂韧性及微观组织
2050铝锂合金厚板的断裂韧性及微观组织陆丁丁;李劲风;蔡文鑫;游文;张敏【摘要】通过力学性能测试及扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM),对2050铝锂合金厚板150℃T8态时效时不同方向的拉伸性能、断裂韧性及微观组织进行了研究.结果表明:随着时效的进行,2050铝锂合金厚板强度逐渐升高,伸长率和断裂韧性逐渐降低;时效至30 h时,合金达到时效峰值,其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为598 MPa,568 MPa,9.6％;继续延长时效时间,合金的拉伸性能和断裂韧性均趋于稳定.T1相和θ'相的析出有利于合金强度的提高,但T1相的长大易导致应力集中和微孔形成,从而降低合金的断裂韧性.该合金在L-T方向(轧向)的拉伸性能明显优于T-L(横向)和S-L(厚向)两个方向,且断裂韧性存在明显的方向依赖性.在时效各阶段,合金的断裂韧性值在L-T,T-L,S-L三个方向上依次降低;合金晶界在L-T方向的数量较少且裂纹扩展无方向性,断裂韧性和拉伸性能较优.【期刊名称】《材料研究与应用》【年(卷),期】2018(012)003【总页数】8页(P183-190)【关键词】2050铝锂合金;微观组织;断裂韧性【作者】陆丁丁;李劲风;蔡文鑫;游文;张敏【作者单位】中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙410083;中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙410083;中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙410083;西南铝业(集团)有限责任公司,重庆410326;西南铝业(集团)有限责任公司,重庆410326【正文语种】中文【中图分类】TG146.2迄今为止，国际上铝锂合金已经历三代的发展.其中，第三代铝锂合金因具有比强度高、耐疲劳性能优良和热稳定性高等优点被认为是未来最理想的航空航天结构材料[1-2].采用铝锂合金取代常规铝合金，可使结构件减重10%～15%，刚度提高15%～20%[3].2050铝锂合金是第三代铝锂合金的典型代表，由Alcan公司于2004年在美国铝业公司注册，其Li含量较低，在保证强度情况下提高了合金的损伤容限[4].2050铝锂合金厚板结合了2xxx系铝合金薄板和7xxx系铝合金厚板两者优点，兼具优良的耐损伤性能和较高的强度，可用于飞行器的翼梁和翼助[4-6].与7050铝合金厚板相比，2050铝锂合金厚板具有更高弹性模量和更优良的耐损伤性能，在应用中能获得更好的减重效果[7].断裂韧性作为评价材料耐损伤性能的一个重要指标，是重点考查的性能之一[8-9].大量研究表明，铝锂合金的断裂韧性与热处理工艺，尤其是时效工艺紧密相关，且厚板不同方向上的性能也可能存在差异[10-12].国内外对应用较广泛的7xxx系铝合金和2xxx系铝合金断裂韧性已有较多的研究[13-17]，由于国内尚未立项开展2050铝锂合金研究，仅对实验室规格2050铝锂合金进行了部分研究[7]，对其厚板断裂韧性的研究基本是空白.本文研究厚度80 mm的2050铝锂合金厚板T3态时效时不同方向的拉伸性能及断裂韧性，为2050铝锂合金的工业化提供参考.1 实验部分实验材料为西南铝业有限责任公司提供的厚度80 mm的2050铝锂合金T3态板材，其拉伸预变形量为4%.从T3态厚板上取料后直接在时效炉中进行人工时效处理，即T8态时效，时效温度为150 ℃.拉伸试样和断裂韧性试样的取样方向分别为S-L，L-T，T-L三个方向，且L-T和T-L两个方向的拉伸试样和断裂韧性试样的取样位置为厚度方向的中心层，如图1所示.用MTS810电液伺服万能材料试验机进行拉伸性能和断裂韧性测试.测试拉伸试样时按标准ASTM-E399-05执行，其平行段长度为35 mm，拉伸应变速率为0.01 s-1.测试断裂韧性试样时按标准SAE AMS 4413-2050-T84 2007 执行，预制裂纹长度为2 mm.图1 厚板拉伸试样及断裂韧性试样的取样示意图Fig.1 Sampling diagram of tensile specimen and fracture toughness specimen采用FEI Quanta200扫描电镜(SEM)观察断裂韧性试样断口形貌.采用Laica 光学显微镜观察金相组织，在1.8%氟硼酸水溶液中采用直流电对金相样品表面进行阳极覆膜，电压为25 V，电流控制0.5～5 mA；采用Tecnai G2 20型透射电镜(TEM)观察样品的微观组织，加速电压为200 kV，通过机械减薄和电解双喷减薄制取TEM试样，电解溶液为硝酸(φ=25%)+甲醇(φ=75%)混合溶液，温度为-25℃以下.2 实验结果与讨论2.1 拉伸性能及断裂韧性2050铝锂合金厚板150℃时效时沿L-T方向的拉伸性能如图2所示.由图2可知，时效时间为15 h时，合金处于欠时效状态，抗拉强度为567 MPa，屈服强度为528 MPa，伸长率为11.3%；当时效至30 h时，合金到达峰时效，其抗拉强度、屈服强度、伸长率分别为598 MPa，568 MPa，9.8%；时效时间为45 h时，合金的抗拉强度、屈服强度、伸长率分别为598 MPa，569 MPa，9.3%.即到达峰时效后，继续延长时效时间，合金的强度和伸长率基本保持稳定.图2 2050铝锂合金厚板150℃时效时L-T方向的拉伸性能Fig.2 Tensile properties of 2050 Al-Li alloy thick plate in longgitudinal rolling directionat the aging temperature of 150 ℃图3 2050 铝锂合金厚板150℃时效时不同方向的拉伸性能(a)抗拉强度；(b) 屈服强度；(c) 伸长率Fig.3 Tensile properties of 2050 Al-Li alloy under different orientation at the aging temperature of 150 ℃ (a) t ensile strength；(b) yield Strength；(c) elongation2050铝锂合金厚板150 ℃时效时不同方向的拉伸性能如图3所示.由图3可以看出，整个时效过程中，合金在L-T(轧向)、T-L(横向)、S-L(厚向)三个方向的屈服强度和伸长率依次降低；L-T方向的抗拉强度明显高于其他两个方向，但T-L和S-L 两个方向的抗拉强度差别不大.时效时间为30 h时，合金在T-L方向的抗拉强度、屈服强度、伸长率分别为561 MPa，514 MPa，6.3%，而S-L方向分别为553 MPa，476 MPa，4.5%.随时效的进行，T-L和S-L两个方向的强度与伸长率呈现与L-T方向相同的规律.时效初期，合金的强度较低，伸长率较高；达到峰时效后，随时效时间延长，合金的强度和伸长率趋于稳定.2050铝锂合金厚板不同方向断裂韧性随时效时间的变化如图4所示.图4显示，欠时效时，合金在L-T，T-L，S-L三个方向上的断裂韧性值依次降低，分别为42.6 MPa·m1/2，34.8 MPa·m1/2，27.9 MPa·m1/2.时效时间为30 h时，L-T、T-L、S-L三个方向的断裂韧性值分别为34.4 MPa·m1/2，28.3 MPa·m1/2，22.4 MPa·m1/2.时效至45 h时则分别为32.8 MPa·m1/2，27.9 MPa·m1/2，21.3 MPa·m1/2.随时效时间延长，合金的断裂韧性明显下降.峰时效之后，断裂韧性下降不明显.时效过程中，合金不同方向的断裂韧性规律与屈服强度随时效时间的变化规律成反相关关系，即随时效延长，L-T，T-L，S-L三个方向的屈服强度均表现为增加的趋势，而断裂韧性随时效延长均降低.2.2 断口形貌图5为2050铝锂合金厚板在150 ℃时效30 h近峰时效后断口SEM照片，不同方向的断口形貌存在较大的区别.从图5(a)低倍照片可以看出，合金在L-T方向上的断裂面很不平整，其主要的断裂方式是穿晶断裂，细小微裂纹沿断裂方向大量出现；在图5(b)高倍照片中可观察到大量的不同尺寸的韧窝，其中大韧窝中出现一些1 μm左右的第二相粒子，大韧窝周围则分布有细小而且较深的小韧窝群，形态多为圆形.图5(c)、5(d)为T-L方向的断口形貌.图5(c)低倍照片显示，断裂面的撕裂棱分布均匀、方向一致，其主要的断裂方式是沿晶断裂，也有少量的穿晶断裂；图5(d)高倍照片显示部分第二相粒子沿着裂纹扩展方向呈流线分布，其间夹杂着细小的韧窝群.总体来说，T-L方向的韧窝群数量较L-T方向少.图5(e)显示合金在S-L方向上断口形貌较为平整，呈层状分布，其主要的断裂方式是沿晶断裂；从图5(f)高倍照片中仍然可观察到韧窝，但相对于T-L方向和L-T方向断口上的韧窝而言，其尺寸较大，且深度较浅；粗大的第二相粒子沿着裂纹扩展方向呈流线分布，与T-L方向规律相同.图4 2050铝锂合金厚板不同方向断裂韧性随时效时间的变化Fig.4 Fracture toughness of 2050 Al-Li alloy thick plate under different orientation with aging time图5 2050铝锂合金厚板时效30h时不同方向断口SEM照片(a),(b)L-T取向；(c),(d)T-L取向；(e),(f)S-L取向Fig.5 SEM images of fracture toughness of 2050 Al-Li alloy thick plate aging time for 30h in different directions(a),(b)L-T orientation；(c),(d) T-L orientation；(e),(f) S-L ori-entation在低倍SEM照片中，合金在相同方向不同时效时间的断口形貌观察不到明显区别，但在高倍照片中可观察到细微差别.不同时效时间S-L方向断口的低倍照片均较为平整(图略)，但高倍照片(图6)可观察到韧窝的区别.图6为2050铝锂合金厚板时效15 h及45 h后S-L方向断口形貌的高倍SEM照片.欠时效时，合金的韧窝尺寸均匀，形态多为椭圆状或圆形.时效至45 h时，合金的韧窝尺寸变大，形态大部分呈扁椭圆状，但韧窝深度明显降低.这说明随时效时间延长，在S-L方向是沿晶断裂，其韧窝尺寸增大，形态由圆形渐变为扁椭圆状，且深度降低.图6 2050铝锂合金厚板不同时效时间后S-L方向断口SEM照片(a) 时效15 h；(b) 时效45 hFig.6 SEM images of fracture toughness of 2050 Al-Li alloy thick plate on S-L orientation under different aging time (a)15 h； (b)45 h 2.3 显微组织图7为2050铝锂合金厚板横截面(S-L方向)和纵截面(L-T方向)的金相照片.图7(a)显示，横截面上的合金晶粒形态呈椭圆状，沿板材宽度方向尺寸长300～400 μm；图7(b)显示，纵截面上的晶粒形态呈长条状，沿轧制方向达1000 μm以上，沿厚度方向约为100 μm.图8为2050铝锂合金厚板轧面(S-L方向)的SEM照片及部分难溶残余第二相粒子的分析能谱图(EDS).从图8(a)可以看出，合金经固溶处理之后，晶界处残留着部分难溶第二相粒子.从图8(b)EDS的分析结果可知，这些残余的难溶相粒子主要为含Mn，Fe，Cu等元素的AlFeMn等脆性相粒子.图7 2050铝锂合金厚板不同截面的金相照片(a) 横截面；(b) 纵截面 Fig.7 Microstructure of 2050 Al-Li alloy plate with different cross sections(a) cross section；(b) longitudinal section图8 2050铝锂合金厚板轧面(S-L方向)的SEM照片及EDSFig.8 SEM photograph and EDS of 2050 Al-Li alloy plate rolling surface (S-L direction) 图9为2050铝锂合金厚板150 ℃时效不同时间时[100]Al和 [112]Al晶带轴选区电子衍射(SAED)谱及TEM暗场像照片.从图9可以看出，合金中的主要析出相为大量弥散分布的θ′相和T1相.图9(a)显示，时效初期[100]Al晶带轴SAED谱中存在明显的θ′相芒线，对应的TEM暗场像照片中观察到弥散分布的θ′相.图9(b)显示，[112]Al晶带轴SAED谱中存在明显的T1相斑点芒线，对应的TEM暗场像照片中均匀分布着大量细小的T1相.图9(c) 显示，时效至30 h时SAED谱中的θ′相芒线依旧明显，但TEM暗场像照片中θ′相数量有所减少.图9(d) 显示，[112]Al 晶带轴SAED谱依然存在较明显的T1相斑点芒线，TEM暗场像照片中的T1相数量增多，此时合金强度开始进入一个峰值平台.图9(e) 显示，时效至45 h时，[100]Al晶带轴SAED谱中的θ′相芒线变弱，在TEM暗场像照片中观察到θ′相数量减少.图9(f) 显示，SAED谱中T1相斑点芒线明显加强，对应的TEM暗场像照片中T1相的尺寸明显粗化，且数量增加.图9 2050铝锂合金厚板时效不同时间后[100]Al和[112]Al晶带轴选区电子衍射(SAED)谱及TEM暗场相照片Fig.9 [100]Al and [112]Al SAED patterns and TEM dark field images of 2050 Al-Li alloy thick plate for different aging time(a) θ′ phase，aging for 15 h，along <100>Al direction；(b) T1 phase，aging for 15 h，along <112>Al direction；(c) θ′ phase，aging for 30 h，along <100>Al direction；(d) T1 phase，aging for 30 h，along <112>Al direction；(e) θ′ phase，aging for 45 h，along <100>Al direction；(f) T1 phase，aging for 45 h，along <112>Al direction图10为2050铝锂合金厚板150℃时效不同时间后主要析出相的尺寸及数量密度.析出相尺寸及数量密度的统计是通过Images软件完成，每个时效状态选取两至三张图片，最终统计出平均值.时效15 h时，θ′相和T1相的平均长度尺寸分别为23.1 nm和58.2 nm，数量密度分别为380 μm-2和242 μm-2.随时效进行，θ′相的尺寸在长度方向上逐渐减小，而T1相的尺寸在时效初期增大，峰时效之后变化不大.欠时效时，随着时效时间延长θ′相的数量密度开始降低，峰时效之后变化不大，而T1相的数量密度随着时效时间延长逐步升高.图10 2050铝锂合金厚板时效150℃主要析出相的数量密度 (a)及尺寸 (b)Fig.10 The number of precipitation phase density (a) and size (b) of 2050 Al-Li alloy thick plate at aging 150℃2.4 分析与讨论时效初期，过饱和度大，第二相析出驱动力较大，T1相和θ′相在2050铝锂合金晶内大量弥散析出[图9(a)(b)]，及钉扎位错及阻碍位错的移动[18-19]，从而提高了合金强度，降低了伸长率.T1相和θ′相在铝锂合金都是强化析出相，但T1相的强化效果强于θ′相[12,18].随着时效的进行，θ′相的数量密度和尺寸下降，出现θ′相溶解到基体以促进T1相长大的趋势[18]，使T1相的数量密度及尺寸增加；θ′相对合金的强化效果减弱，T1相逐渐成为主强化相.峰时效后，T1相的数量密度继续增加，但其长度方向尺寸增加不明显[图9(d)(f)].T1相的进一步析出及长大使得合金的强度增加，但其尺寸的粗化增加了合金的脆性，合金强度的增加不明显，同时伸长率变化不大(图2).欠时效时，析出相尺寸较小，与基体产生的应变能较低，界面结合能较高[10,12].通过对合金断口形貌的观察，晶粒内部出现大量的韧窝群，且韧窝较深[图6(a)]，此时合金的断裂韧性较好.主强化相T1的粗化，使其与基体的畸变能升高.不稳定的界面容易成为微裂纹萌生和集聚的场所，且位错更易以绕过机制通过析出相，留下尺寸更大的韧窝，但韧窝深度较浅[图6(b)].同时，粗大的T1相不规则的边缘易导致局部应力集中而使合金断裂韧性降低[19].材料不同取向的断裂韧性主要受晶粒大小，形态及析出相类型、形态、尺寸等因素影响[20].脆性难溶相在2050铝锂合金晶界处的残留[图8(a)]，使位错不易穿过晶界而导致堆积，易产生应力集中.裂纹易在晶界处萌生或成为扩展通道[21]，断口形貌呈沿晶断裂.此外，位错会在晶界处塞积，当达到裂纹萌生或者扩展的临界值时，微裂纹会在基体中出现，并集聚后形成新裂，断口形貌呈穿晶断裂.合金的屈服强度越高，裂纹尖端塑性区越大，材料所承载的最大外力越大，断裂韧性越高[9,22].2050铝锂合金横截面上的晶粒间取向差较大，晶界在裂纹扩展面上呈网状形态结构[20].L-T方向，裂纹主要通过穿过晶界继续在基体内扩展，应力集中导致难溶相的破碎或脱离，形成图5(b)中大韧窝；裂纹在晶内继续扩展时，析出相与基体的分离产生大量小韧窝群[图5(b)].从图5(b)可观察到集聚后未进行扩展所保留下来的微裂纹，且大部分集中分布在晶界.相比于晶界，合金晶内基体塑性较好，裂纹尖端塑性区明显，且应力应变不易产生集中.因此，合金局部变形较均匀，裂纹在晶内的扩展路径曲折，断口形貌表现出不平整[图5(a)].断面粗糙度的增加和二次裂纹的出现表明裂纹扩展的曲折程度较高[23]，合金断裂韧性较好.相比于L-T方向，合金在T-L和S-L两个方向的晶界在裂纹扩展方向上存在明显的方向性[图6(b)和图7(a)].晶界路径平直，裂纹在晶界处扩展时不易改变扩展方向，易发生沿晶断裂.T-L方向，断裂面上的晶粒呈片状垂直锲入，合金在三叉晶界处易出现应力集中，导致裂纹产生并穿过晶界继续在基体内扩展，形成局部穿晶断裂.大量撕裂棱沿裂纹扩展方向产生，断口形貌不平整[图5(c)(d)].S-L方向，合金晶粒呈片状叠加.相比于耗能较大的穿晶断裂，裂纹易沿晶界改变扩展路径并将整个晶粒拔出，合金易发生沿晶断裂.合金断口形貌呈现两条粗大第二相带且中间夹杂韧窝群[图5(f)].3 结论(1)随时效进行，2050铝锂合金强度逐渐升高，伸长率和断裂韧性降低；时效至30 h时，合金拉伸性能达到时效峰值，其抗拉强度、屈服强度和伸长率分别为598 MPa，568 MPa，9.6%，继续延长时效时间，合金拉伸性能和断裂韧性均趋于稳定.T1相和θ′相的析出对位错有钉扎作用，可提高合金强度.T1析出相的长大使其周围的畸变能增加，导致应力集中和微孔形成，降低合金断裂韧性.(2)2050铝锂合金厚板在L-T方向上的抗拉强度明显高于其余两方向；屈服强度和伸长率在L-T，T-L，S-L三个方向上依次降低.脆性难溶相在合金晶界处的残留，易萌生裂纹或应力集中.合金经轧制后晶粒形态为煎饼状，垂直轧向的晶界数量较少，裂纹不易产生及扩展，合金在L-T方向拉伸性能较优.(3)2050铝锂合金厚板的断裂韧性存在明显的方向依赖性，时效各阶段，合金在L-T，T-L，S-L三个方向上的断裂韧性值依次降低.T-L和S-L两个方向的晶界在裂纹扩展方向上存在明显的方向性，合金易发生沿晶断裂.L-T方向上的晶界数量较少且在裂纹扩展方向上无方向性，裂纹易穿过晶界在晶内扩展，合金断裂韧性较其他两方向优.【相关文献】[1] ZOU Cheng-lu,GENG Gui-hong,CHEN Wei-ye. Devel-opment and application of aluminium-lithium al-loy[J].Applied Mechanics & Materials,2014, 599-601:12-17.[2] WANHILL R J H,BRAY G H.Chapter 2: Aerostructural design and its application to aluminum-lithium alloys[M]. Aluminum-Lithium Alloys, 2014:27-58.[3] RIOJA R J,LIU J.The evolution of Al-Li base products for aerospace and space applications[J].Metallurgical and Ma-terials Transactions A,2012 ,43 (9) :3325-3337. [4] AHMED B,WU S J.Aluminum lithium alloys (Al-Li-Cu-X) new generation material for aerospace applications[J]. Ap-plied Mechanics & Materials,2013,440:104-111.[5] LEQUEU P，SMITH K P，DANIELOU A.Aluminum-copper-lithium alloy 2050 developed for medium to thick plate[J]. Journal of Materials Engineering & Performance, 2010,19(6):841-847.[6] FRIDLYANDER I N.Structural aluminum-lithium al-loys[J]. Metal Science and Heat Treat-ment,1990,32(3-4):235-245.[7] ZHU Rui-hua，LIU Qing，LI Jing-feng，et al.Dynamic restoration mechanism and physically based constitutive model of 2050 Al-Li alloy during hot compression[J]. Journal of Alloys & Compounds, 2015, 650:75-85.[8] LI Huan-xi.Mechanisms and prediction of fracture tough-ness anisotropy of high strength aluminum alloys[J].Acta Metallrugica Sinica, 1992, 5(5):324-329.[9] 李江，李付国，薛凤梅，等.基于裂纹尖端钝化能的断裂韧性估算方法[J].稀有金属材料与工程，2011(s2)：577-581.[10] 钟警，郑子樵，佘玲娟，等.时效制度对AA6156铝合金拉伸性能和断裂韧性的影响[J].稀有金属材料与工程，2013， 42(10)：2163-2168.[11] LI Hua-guan，HU Yu-bing，LING Juan，et al.Effect of double aging on the toughness and precipitation behavior of a novel aluminum-lithium alloy[J].Journal of MaterialsEngineering & Performance, 2015, 24(10):3912-3918.[12] 钟申，郑子樵，廖忠全，等.时效制度对2A97铝锂合金强韧性的影响[J].中国有色金属学报，2011，21(3)：546-553.[13] DESHPANDE N U，GOKHALE A M，DENZER D K. Relationship between fracture toughness, fracture path, and microstructure of 7050 aluminum alloy，part I: quantitative characterization[J]. Metallurgical & Materials Transactions A, 1998, 29(4):1191-1201. [14] 冯广，毛大恒，湛利华，等.2124铝合金超厚板断裂韧性的研究[J].材料研究与应用，2008，2(01)：39-42.[15] 陈军，段雨露，彭小燕，等.7475-T7351铝合金厚板的断裂韧性[J].中南大学学报:自然科学版，2015(02)：437-443.[16] 张新明，何道广，刘胜胆，等.多级强化固溶处理对7050铝合金厚板强度和断裂韧性的影响[J].中国有色金属学报， 2012，22(6)：1546-1554.[17] 李江，李付国，薛凤梅，等.7050高强铝合金断裂韧性及其影响因素研究[J].稀有金属材料与工程，2013，42(9)：1921-1925.[18] 毛柏平，闫晓东，沈健.2197铝锂合金形变热处理中T1相的析出行为[J].中国有色金属学报，2015，25(9)：2366-2371.[19] WEI Qi-long，CHEN Zheng，WANG Yong-xin.Contribution of T1 precipitate(Al2CuLi) to an-isotropy in Al-Li alloys[J].Nonferrous Metals，2002，54(3)：4-8.[20] GOKHALE A M，DESHPANDE N U，DENZER D K. Relationship between fracture toughness, fracutre path，and microstructure of 7050 aluminum alloy，part II:multiple micromechanisms-based fracture toughness model[J]. Metallurgical & Materials Transactions A，1998，29(4):1203-1210.[21] CVIJOVI Z，RAKIN M，VRATNICA M.Microstructural dependence of fracture toughness in high-strength 7000 forging alloys[J].Engineering Fracture Mechanics，2008，75(8):2115-2129.[22] 马英杰，王鼎春，王红武，等.影响TC4ELI合金断裂韧性的因素[J].中国有色金属学报, 2010，20(S1):414-418.[23] 彭小娜.损伤容限型TC4-DT合金锻件组织性能控制研究[D].西安：西北工业大学，2014.。
TC4合金应变率和温度相关变形试验
参考文献
［１］ＥＮＧＩＮＥＳ，ＡＩＲＣＲＡＦＴ，ＴＵＲＢＩＮＥ，ＪＳＧＳ一８７２３１Ａ，１１ Ｊａｎｕａｒｙ １９９５． ［２］Ｒｏｄｅｒ，ｏ．，Ｔｈｏｍｐｓｏｎ，Ａ．Ｗ．ａｎｄ Ｒｉｔｃｈｉｅ，Ｒ．ｏ．，’Ｓｉｍｕｌａｔｉｏｎ ｏｆ Ｆｏｒｅｉｇｎ Ｏｂｊｅｃｔ Ｄａｍａｇｅ ｏｆ Ｔｉ一６Ａ１—４ｖ
Ｔ０４合金应变率和温度相关变形试验
胡绪腾，柬迎东，季玉辉 （南京航空航天大学能源与动力学院，江苏南京２１００１６）
搞ｌ一开展７ＴＣ４合盒在室温、２ＩＸＹＣ和４００＇（２下的准静态目动春应力一应变曲线测试试验。试验结果 衰明，应变率和温度对ＴＣ４合金的塑性流动应力均有Ｂ著影响，但影响规律和程度不目．室温 下，应变率对塑性流动应力的影自较大，而在２００℃和４００℃时，ＴＣ４台盘在高应变串Ｔ的应变 率敏瘳性大大减弱。相同应变率下，温度对塑性流动应力具有明显的软化效应．试验温度从宣温 升至２００＂Ｃ时，软化程度随应变率的增大ｍ逐渐增大。试验温度从２００℃升ｉ，１００＂（２时，软化程 度刚基车不随应变率的增太而发±显著变化。高应变率Ｔ，Ｔ０４发生鲍＃变形．塑性楼量减小， 特剐是在２００＂（２和４００＂Ｃ时，５００愧＂‘应变率ｆ∞应力一应变曲线在太应变时呈Ｔ降趋势．
Ｄａｖｉｄｓｏｎ，Ｄ。Ｌ“Ｃｈａｒａｃｔｅｒｉｚａｔｉｏｎ ［４］Ｈｕｄａｋ Ｓ．Ｊ．ａｎｄ
ｏｆ Ｓｅｒｖｉｃｅ Ｉｎｄｕｃｅｄ ＦＯＤ，”Ｕｎｉｔｅｄ Ｓｔａｔｅｓ
Ａｉｒ Ｆｏｒｃｅ Ｔｅｃｈｎｉｃａｌ Ｒｅｐｏｒｔ，Ｉｍｐｒｏｖｅｄ Ｈｉｇｈ Ｃｙｃｌｅ Ｆａｔｉｇｕｅ Ｌｉｆｅ Ｐｒｅｄｉｃｔｉｏｎ，Ａｐｐｅｎｄｉｘ ５Ａ，
ｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅ ｍｏｄｅｌｉｎｇ ｏｆ ｔｉｔａｎｉｕｍ ａｌｌｏｙｓ，Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ，２００４，Ｖ０１．２０，
应力吸收层CAM的级配特征与性能研究
基金项目：河北省交通运输厅科技项目（Y －2012028）。
作者简介：高占华（1983－），男，河北石家庄人，工程师，从事沥青路面材料与结构研究。
应力吸收层CAM 的级配特征与性能研究高占华（河北省道路结构与材料工程技术研究中心，河北石家庄050091）摘要：通过引入一种新型的沥青混合料—CAM ，与AC －10和SAMI 两种我国常用的应力吸收层混合料比较，分析表明CAM 和SAMI 级配组成具有“弓背型”特点，且2者的连续性要优于AC －10。
通过对3种应力吸收层沥青混合料高温稳定性、低温抗裂性、水稳定性及抗疲劳性能的试验研究，结果表明CAM 的抗裂性能和疲劳性能突出且兼顾其他性能的平衡。
关键词：应力吸收层；CAM ；级配特征；分形理论；路用性能中图分类号：U414文献标识码：B为了解决半刚性基层路面或水泥混凝土面板反射裂缝问题，国内外进行了大量的试验研究，提出了多种发射裂缝的预防措施，其中最重要的手段之一就是设置应力吸收层。
应力吸收层一般设置在沥青面层与水泥混凝土或半刚性基层之间，可分散水泥混凝土面板或半刚性基层接缝或裂缝处外荷载的集中应力，从而延缓甚至阻止沥青面层反射裂缝的发生。
应力吸收层技术改变了以往强行阻隔裂缝的办法，通过疏导和消散作用，尽量将半刚性基层所产生的应力集中现象在其吸收层内部消化。
此外，应力吸收层较好地解决沥青面层与半刚性基层之间的层间黏结、裂缝的扩展与传递、路表水下渗等技术问题。
应力吸收层作为一种新型的沥青路面结构材料，其级配特点和技术性能有别于其他种类的沥青混合料。
为此，本文通过对应力吸收层CAM 的级配特征进行分析，依托试验确定矿料级配组成及其与沥青用量的比例，分析CAM 应力吸收层混合料各项性能，使之既能满足路用性能的要求，又符合经济性原则。
1应力吸收层CAM 级配的提出1.1CAM 沥青混合料概述CAM 沥青混合料源于美国的德克萨斯州，其全称为“Crack Attenuating Mixes ”。
mts伺服试验机简介
1.电液伺服控制技术
2.TestStarII数字式控制器
3.MPT动态测试软件
4.金属，非金属多种材料力学测试
5.可做拉扭复合试验
mHale Waihona Puke s伺服试验机简介仪器简介：
国内多家知名企业已拥有MTS动态材料测试系统。随着WTO的日益深入，国内外厂商对质量要求越来越苛刻，传统的静态拉力机已无法满足需要。各类产品的疲劳强度指标已成为重要的质量评估标准（如高低周疲劳，疲劳裂纹扩展，热机疲劳试验，紧凑拉伸试验，三点弯曲等），也是产品通往出口之路走向世界的有力保证
整车疲劳耐久性能开发(1)
用于获取加速度响应载荷 （如底盘、驾驶室、动力总成 等），是耐久性能开发的关键载 荷。
若需进行整车及系统的台架 试验，加速度信号还将作为重要 的迭代信号。
1、载荷谱采集
1.3 关键传感器 • 位移传感Байду номын сангаас的应用
Zd
用于获取底盘、驾驶室、动力总成 的相对位移，是耐久性能开发的关键载 荷。
路面特征分类
对路面工况进行分类，高频路面采 用虚拟迭代分解，低频路面采用施 加车身姿态分解
序号 工况 地理特征 平整度
1 铁轨路 平路面 高频路面
2 振动路3 平路面 高频路面
3 长波路 平路面 低频路面
…… ……
……
……
24 8字行驶 大弯道平路面 低频路面
25 倒档上坡
坡道
低频路面
整车多体模型建立及验证
1、雨流计数，统计各信号 2、虚拟损伤计算，对比不同路面的强度等
循环幅值、均值及次数
级，以及不同试验场同种路面的强度等级
1、载荷谱采集
1.6 商用车载荷谱采集
针对车架、驾驶室、悬挂部
件、轴头等关键区域，采集加速
加 速
度、应变、位移、力等载荷信号。 度
Z向是主要载荷方向。
传 感
器
应 变 片
位 移 传 感 器
耐久性能整体解决方案
基于实测载荷谱的耐久性能开发主要过程包括： 载荷谱处理后，通过多体动力学模型将轮心载荷分 解到底盘各个接附点，进行有限元疲劳强度仿真及 优化；以及载荷工况的等效、仿真和试验的精度对 比。
载荷谱
载荷分解
试验场/台架可靠性试验
仿
真
与
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MTS810伺服材料机
MTS810伺服材料机是一款精密的材料试验系统，具有高效、可靠、
灵活的特点。
它可以用于测试各种材料的力学性能、动态性能和静态性能。
该机器是由MTSSYSTEMS公司设计和制造的，是MTS800系列中的一员。
MTS810伺服材料机采用了先进的伺服电机技术和闭环控制系统，可
以在高负荷和高速的工况下工作，同时保持较高的精度和稳定性。
机器的
负载范围广泛，从几克到几吨都可以测试。
并且还可以通过更换不同容量
的负载单元来适应不同的测试需求。
机器的测试速度范围也很宽，从极低
速到极高速都可以满足。
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它还具有多种控制参数可选择，如应力、位移、负荷等。
系统还配备了高精度的测量传感器和数据采集系统，可实时监测和记录试验数据，如负荷、位移、应力、应变等。
同时，
系统还具有丰富的数据处理和分析功能，可以生成测试报告和曲线图。
MTS810伺服材料机广泛应用于材料研究、质量控制、工程设计和产
品改进等领域。
它可以用于测试金属材料、橡胶材料、塑料材料、复合材
料和生物材料等各种材料。
通过对材料的力学性能进行测试，可以了解材
料的强度、刚度、韧度等特性，为相关行业的产品设计和生产提供定量数
据支持。
总之，MTS810伺服材料机是一款高效、可靠、灵活的材料试验系统。
它不仅具有广泛的负荷范围和速度范围，还具有丰富的测试模式和参数选择。
它的简便操作和安全保护措施使其成为各种材料测试的理想选择。
通
过对材料性能的测试，可以为相关领域的产品设计和生产提供可靠的数据支持。