高Nb-TiAl合金高温塑性变形行为及微观组织演化

对Ti-45Al-8Nb-0.2Si-0.3B(原子分数,%)合金进行热压缩实验,采用基于动态材料模型建立的加工图研究了在变形温度为950—1300℃,应变速率为0.001—10 s~(-1)条件下的热变形行为.结果表明:在热压缩过程中,高Nb-TiAl合金在不同变形温度和应变速率下表现出不同的流变行为.该合金在温度为950—1200℃,应变速率为1 10 s~(-1)和温度为1250—1300℃,应变速率为10 s~(-1)两个区域内易产生流变失稳现象.在温度为950 1100℃,应变速率为0.1—0.001 s~(-1)的区域和温度为1250—1300℃,应变速率为0.001—1s~(-1)的区域内合金发生了动态再结晶.在动态再结晶区域内功率耗散效率在40%—55%之间,热变形后组织细小均匀.该合金的功率耗散效率的峰值区为1150—1200℃,应变速率为0.001 s~(-1),峰值效率为64%,在此区间内合金发生超塑性变形.     

挤压态镍基粉末高温合金热变形行为与组织研究

通过Gleeble-3500D热力模拟研究了挤压态镍基粉末高温合金在恒温和恒应变速率条件下的热变形行为和组织特征,变形温度范围为950~1150℃,应变速率范围为0.001~0.5 s-1。通过线性回归分析,获得了挤压态镍基粉末高温合金的本构方程,并求得热变形激活能为338.638 kJ·mol-1。在1050℃以下热压缩变形时,试样容易开裂;而在1050~1150℃的温度范围热压缩变形时,试样不易开裂。挤压态镍基粉末高温合金热压缩变形后发生了完全再结晶,再结晶晶粒尺寸受温度影响显著,在低于1100℃变形时,再结晶晶粒尺寸随变形温度升高稍有增大;而在高于1100℃变形时,再结晶晶粒尺寸随变形温度升高显著增大。该种合金的合理变形参数范围为0.001~0.01 s-1及1050~1100℃。     

1Cr20Co6Ni2WMoV钢热变形行为研究

文章采用Gleeble-2000热模拟试验机对1Cr20Co6Ni2WMoV热强钢的热变形行为进行研究。变形温度为950℃,1000℃,1050℃,1100℃,1160℃,变形速率为0．01s~(-1),0．1s~(-1),1s~(-1),10s~(-1)。结果表明．1Cr20Co6Ni2WMoV钢在低应变速率热压缩变形过程中发生明显的动态再结晶;当应变速率大于10s~(-1)时,只发生动态回复。动态再结晶晶粒随变形温度降低,应变速率升高而减小。随应变速率的提高,峰值应力和峰值应变均升高。     

变形态Ti40合金高温变形行为

在GLEEBLE热模拟试验机上对变形态Ti40合金进行热压缩实验,采用基于Prasad准则的加工图技术,研究变形态Ti40合金在变形温度950℃～1100℃、应变速率0.001s-1～1.0s-1范围内的微观变形机制和流变失稳现象,并优化该合金的高温变形参数。结果表明,失稳区出现在低温、高应变速率区,当变形温度为950℃～1010℃、应变速率0.13s-1～1.0s-1时,失稳区会出现局部流动,在实际热加工时应尽量避开这一参数范围;变形温度950℃～1100℃、应变速率0.001s-1～0.01s-1为较佳的变形参数范围,其变形机制以动态再结晶为主,伴随动态回复,最佳的变形参数位于温度1050℃、应变速率0.001s-1附近,该区域发生了完全动态再结晶;除失稳区和较佳变形区以外的区域,变形机制以动态回复为主,伴随动态再结晶,是可加工的区域。     

TC16钛合金的高温塑性变形行为研究

针对TC16钛合金,进行等温恒应变速率高温压缩变形试验,研究该合金在700~950℃,应变速率为1~10s~(-1)条件下的应力-应变及组织演变,通过应力-应变曲线建立了合金的流变应力方程,并利用其应变硬化率θ与应变ε的θ-ε曲线确定其发生动态再结晶的临界应变ε_c。结果表明,当应变速率一定时,流变应力在700~850℃温度区间变形时比850~950℃变形时的递减幅度大;当合金变形量达到50%时,在较高应变速率(如6)ε=10s~(-1))下变形,可使组织中的再结晶晶粒尺寸进一步细化。     

应变速率对铸态Ti40阻燃钛合金热变形行为的影响

利用热模拟试验机对铸态Ti40合金在950～1100℃、0.001～1.0s<'-1>条件下进行热压缩试验,研究了应变速率对该合金流动应力和变形组织的影响.结果表明,流动应力随应变速率的增大而增大,不同温度和应变速率的真应力-真应变曲线呈稳态流动型.温度越低,发生动态再结晶的应变速率越小,且动态再结晶晶粒的体积分数和平均晶粒尺寸均随应变速率的减小而增大.在实验热力参数下的动态再结晶程度比较低,最大的体积分数在20%左右,再结晶晶粒的平均尺寸为19.2～47.0μm.从降低能耗和提高加工性能等角度考虑,在950～1000℃,应变速率以小于0.1s<'-1>为宜;在1050℃附近,应变速率以小于1.0s<'-1>为宜;在1100℃附近,应变速率以1.0～0.001s<'-1>较适宜.     

不同原始组织TA17钛合金的热变形行为研究

通过热压缩试验研究了不同原始组织的TA17钛合金在温度750~950℃和应变速率0.01~20 s~(-1)范围内的热变形行为,并且分析了原始组织晶粒尺寸对TA17钛合金热变形行为的影响。结果表明,TA17钛合金在750~900℃时的变形机制主要以动态再结晶为主,峰值应变随着温度升高和应变速率的降低而降低;而在900~950℃时以动态回复为主,峰值应变随着温度升高而增大。相同变形参数下,原始晶粒尺寸越小,热变形过程中的流变应力越小,动态再结晶程度越大。减小原始组织晶粒尺寸,可以有效提高TA17钛合金的热加工稳定性,扩大热加工的可加工区间。     

Cu-Cr-Zr-Ag合金高温热变形及组织演变

对Cu-Cr-Zr-Ag合金在Gleeble-1500D热模拟试验机上进行热压缩实验,对合金在应变速率为0.001~10 s-1、变形温度为650~950℃的高温变形过程中的流变应力行为、热变形过程中的组织演变和动态再结晶机制进行了研究。结果表明,流变应力随变形温度升高而减小,随应变速率提高而增大。Cu-Cr-Zr-Ag合金在热变形过程中的动态再结晶机制受变形温度和应变速率控制。当温度达到950℃,应变速率为0.001 s-1时,Cu-Cr-Zr-Ag合金发生完全的动态再结晶。该合金高温热压缩变形时的热变形激活能Q为343.23 k J/mol,同时利用逐步回归法建立了该合金的流变应力方程。     

A100超高强度钢的动态再结晶行为及组织演变研究

借助Gleeble-3500热模拟试验机研究了A100超高强度钢在变形温度为850~1200℃、应变速率为0.001~10 s~(-1)和变形程度为60%条件下的热变形行为。基于实验数据计算了动态再结晶激活能,通过引入无量纲Z参数表征了动态再结晶的临界应变/应力、峰值应变/应力和稳态应变/应力模型,并绘制了动态再结晶状态图,同时对该钢的组织演变进行了分析。结果表明:该钢的动态再结晶激活能为380.177 k J·mol~(-1);随着变形温度的升高或应变速率的下降,Z参数逐渐减小,更容易发生动态再结晶行为,但其晶粒尺寸随之增大,其中在950~1050℃、0.01~0.1 s~(-1)和1050~1150℃、1~10 s~(-1)范围内进行热加工可获得细小、均匀的晶粒组织。根据实验结果建立了动态再结晶晶粒尺寸预测模型,其预测值与实验值具有较高的吻合度。     

新型超高强韧钛合金热变形行为研究

采用Gleeble3800热压缩模拟试验机研究了新型超高强韧TB17钛合金775～905℃温度范围内、应变速率0.001～10 s~(-1)条件下的热变形行为。分析了该合金在热变形过程中流变应力软化特点及显微组织演变规律,建立了该合金Arrhenius型本构方程。结果表明:采用不同变形温度,TB17钛合金峰值应力对应变速率敏感程度不同,在相变温度以下变形时,峰值应力对低应变速率敏感;而在相变温度以上变形,峰值应力对高应变速率敏感。应变速率对TB17钛合金显微组织具有重要影响,合金应变速率大于0.1 s~(-1)时,以发生动态回复为主,而应变速率为0.001～0.1 s~(-1)时以发生动态再结晶为主;降低应变速率有利于动态再结晶发生,合金在应变速率0.001 s~(-1)时可获得粒度约25μm的β晶粒。变形温度对动态再结晶具有重要影响,在相变温度以下变形仅发生初生α相再结晶,而在相变温度以上变形则发生β相动态再结晶。TB17钛合金在相变点温度以下的热变形激活能为538.4 kJ/mol,在相变点温度以上的热变形激活能为397.4 kJ/mol,该合金在775～905℃热变形软化机制为晶界滑移机制。     

新型Ni-Cr-Co-Mo合金热压缩变形行为

利用Gleeble-3500热模拟试验机进行了高温压缩试验,研究了Ni-Cr-Co-Mo合金在变形温度950~1080℃、应变速率0.01~10 s~(-1)下的热变形行为。基于动态材料模型构建了合金热加工图。结果表明:合金在试验条件下具有正应变速率敏感性。合金的平均热变形激活能为566.758 kJ/mol。当应变为0.4时,合金的流变失稳区域较大,说明该合金在大应变时加工难度很大。在变形温度为1000℃时,随着应变速率降低,动态再结晶更加充分。合金最佳工艺参数为变形温度1000~1050℃、应变速率0.01~0.1 s~(-1)。     

环轧态Ti40钛合金热变形组织演变及本构关系研究

针对环轧态Ti40钛合金,进行等温恒应变速率高温压缩变形实验,研究合金在应变速率0. 001～1 s~(-1),温度950～1100℃范围变形过程中流变应力和微观组织演变行为,并通过流变应力曲线拟合计算建立合金该变形条件下的流变应力本构方程。实验结果表明:流变应力随着应变量的增加急速升高而后突降,同时流变应力随着应变速率增大而增大,这与位错密度增殖和运动密切相关;当合金变形温度一定时,随着应变速率变小,内部组织发生动态再结晶,平均晶粒尺寸得到细化;但当应变速率一定时,合金在较低应变速率(0. 001 s~(-1))变形时,需适当控制变形温度,才能得到晶粒更细小的均匀组织。     

加工参数对铸态AZ31B镁合金热变形行为及组织演变的影响

借助热压缩实验研究了变形温度、应变速率和变形量对铸态AZ31B镁合金热变形行为及组织演变的影响规律。结果表明:(1)峰值应力随着应变速率的降低和温度的升高而减小,主要的形核机制为晶界弓出形核、亚晶旋转形核、孪生诱发形核,以及连续再结晶;(2)低于400℃变形时,温度的升高有利于再结晶的发生及晶粒细化;高于400℃时,晶粒尺寸开始迅速增大;(3)在小于等于400℃变形时,低速率0.1 s~(-1)更有利于再结晶晶粒细化;当变形温度高于400℃时,中速率1 s~(-1)更有利于再结晶晶粒细化;(4)高温低速率变形时,变形量主要影响晶粒尺寸,而高温高速率变形时,变形量主要影响动态再结晶程度。     

Ni_(55)Ti_(45)形状记忆合金高温变形特性及机制

采用Gleeble-3500热模拟试验机对锻态Ni_(55)Ti_(45)合金进行等温恒应变速率压缩实验,研究了该合金在变形温度为650~850℃、应变速率为0.01~1 s~(-1)范围内的高温变形特性,并分析其变形机制。结果表明,应力-应变曲线呈"应变软化"型,热变形激活能为317.304 k J/mol,根据双曲正弦函数建立了峰值流变应力本构方程。微观组织观察表明,在650℃、1 s~(-1)和700℃、1 s~(-1)时发生了局部塑性流动的失稳变形,主要由变形热效应导致。高温、低应变速率利于动态再结晶的发生,但动态再结晶晶粒尺寸更大。动态再结晶形核机制以晶界弓出机制为主,同时伴随有少量的PSN机制。     

基于三维热加工图的新型Ni-Cr-Fe-Nb合金热变形行为研究

利用Gleeble-3800热模拟试验机进行了高温压缩试验,研究了新型Ni-Cr-Fe-Nb高温合金在变形温度为880~1030℃、应变速率为0.01~10 s~(-1)的热变形行为。结果表明:峰值流动应力在恒应变速率下随变形温度的升高逐渐下降;在恒变形温度下随应变速率的增加逐渐升高。合金的平均热变形激活能为642.561k J/mol。在变形温度980℃和应变速率10 s~(-1)时,组织仍有大量的粗大变形晶粒,只有很少量的动态再结晶;当应变速率低至0.1s~(-1)时,晶粒内部出现大量动态再结晶。基于DMM构建合金三维热加工图,在变形温度较低且应变速率较高下功率耗散值较小;在低温、中高应变速率变形时,大部分区域有明显的失稳,在应变速率为0.13 s~(-1)时高温区域发生了失稳。结合其微观组织演变规律,确定合金的最佳工艺参数为变形温度940~1000℃、应变速率0.01~0.1s~(-1)。     

锻态TB6钛合金热变形行为及组织演变

在THERMECMASTER-Z型热模拟试验机上,对锻态TB6钛合金在真应变为0.92、变形温度为800℃～1150℃、应变速率为0.001s-1～1s-1的条件下进行等温恒应变速率压缩试验,分析合金在β单相区条件下的热变形特点,并观察金相组织。结果表明,应变速率对合金流动应力的影响较显著;而变形温度对合金流动应力的影响在较高应变速率时较大,在较低应变速率时较小。动态再结晶晶粒尺寸和动态再结晶体积分数,随温度的升高而增大,随应变速率的增大而减小。从晶粒细化和动态再结晶组织均匀性考虑,当真应变为0.92时,变形温度选择在950℃～1050℃之间,应变速率选择在0.01s-1为宜。     

Haynes 230合金热变形组织演化规律研究

采用Thermecmastor-Z型热模拟机对Haynes230合金进行变形温度为950~1250 ℃,应变速率为0.001～10 s-1范围内的高温压缩试验,并利用OM和TEM分析研究了热变形组织演化特征和动态再结晶形核机制。结果表明：动态再结晶晶粒尺寸和体积分数随着变形温度的升高而增大和增多,随着应变速率的升高而变小和减少;晶界弓出是合金动态再结晶的主要形核机制,项链组织在热变形组织演化过程中起着重要作用;动态再结晶稳态晶粒尺寸Dss与Z参数之间符合幂函数关系     

Inconel 718高温合金等温压缩过程的组织演变及温度场模拟

采用Gleeble 3800热压缩试验机、Deform-3D有限元软件和光学显微镜研究了Inconel 718高温合金在950～1150℃温度范围和应变速率0.1～10 s^-1范围内的组织演变和温度场模拟。结果表明，在低变形温度和高应变速率下，初始阶段随着应变的增加，流变应力迅速增加到峰值。达到峰值应力后，流变曲线呈现出明显的流变软化现象。在低变形温度、高应变速率下，产生的变形热较大，合金易于发生动态再结晶，且动态再结晶程度较高，晶粒尺寸较小。当应变速率降低，变形热也逐渐降低，合金内部动态再结晶的晶粒体积分数减少。在变形温度为1100℃和应变速率为0.1 s^-1时，合金发生完全动态再结晶。基于Deform-3D软件模拟的温度场分布结果可知，低变形温度、高应变速率的热变形条件会使合金内部产生较大的变形热，随着变形温度的升高和应变速率的降低，变形热的值逐渐减小。当变形温度和应变速率一定时，合金内的变形热会随真应变的增加而不断增加。     

7150铝合金高温热压缩变形流变应力行为

在Gleeble-1500热模拟机上对7150铝合金进行高温热压缩实验,研究该合金在变形温度为300~450 ℃和应变速率为0.01～10 s~(-1) 条件下的流变应力行为.结果表明:流变应力在变形初期随着应变的增加而增大,出现峰值后逐渐趋于平稳;峰值应力随着温度的升高而减小,随着应变速率的增大而增大;可用包含Zener-Hollomon参数的Arrhenius双曲正弦关系来描述合金的热流变行为,其变形激活能为226.698 8 kJ/mol;随着温度的升高和应变速率的降低,合金中拉长的晶粒发生粗化,亚晶尺寸增大,再结晶晶粒在晶界交叉处出现并且晶粒数量逐渐增加;合金热压缩变形的主要软化机制由动态回复逐步转变为动态再结晶.     

GH625合金的动态再结晶行为研究

采用Gleeble-3800热模拟试验机研究了GH625合金在变形温度为950～1150℃,应变速率为0.001～5s-1条件下的热变形特性,并用OM和TEM分析了变形条件对微观结构的影响。结果表明:当应变量很小时,该合金没有发生再结晶,直到应变量达到0.1时才开始有再结晶晶粒析出。随着变形温度的升高,再结晶晶粒尺寸增大,位错密度降低;当温度较低时显微结构中可以观察到孪晶。当变形温度一定时,随应变速率的增大,再结晶的形核率增大且晶粒变小,位错密度变大;而当应变速率较低时,再结晶进行得比较充分,晶粒尺寸较大。根据实测的应力-应变曲线,获得了该合金发生动态再结晶的临界应变εc和峰值应变εp与Z参数之间的关系:εc=2.0×10-3.Z0.12385,lnεp=-6.02285+0.12385lnZ。此外,还采用定量金相法计算出了合金的动态再结晶体积分数,并建立了该合金动态再结晶的动力学模型:Xd=1-exp[-0.5634(ε/εp-0.79)1.313]。