中等应变速率轧制制备多尺度混晶镁合金工艺及组织性能

为了研究中等应变速率轧制下AZ31镁合金的组织演变过程和力学性能，获得同时提升强度和塑性的优良轧制工艺，对均匀化铸态AZ31镁合金进行平均应变速率分别为1.9 s^-1、4.8 s^-1和7.8 s^-1，变形温度分别为370℃、410℃和460℃，下压量为75%的中等应变速率轧制，并构建嵌入式混晶结构的增塑模型。结果表明：中等应变速率轧制可制备多尺度混晶镁合金板材，410℃时可形成粗晶镶嵌在多层细晶中的嵌入式结构组织，在(410℃、4.8 s^-1)时可形成细晶、中等晶粒和粗晶占比均匀并夹极少量超细晶和粗大晶粒的嵌入式结构组织；在410℃时轧制板材具有较好的强度和塑性匹配，尤其是在(410℃、4.8 s^-1)时的轧制板材强度和塑性最为均衡，抗拉强度达279.4 MPa、伸长率达21.2%；相较于高应变速率轧制的细晶镁合金轧板，中等应变速率轧制的多尺度混晶组织镁合金轧板的强度明显提高，最大提高了19.7%，伸长率亦有提高；在410℃时轧制板材以韧性断裂为主，其他以韧-脆性断裂为主；微观...     

基于单向拉伸的7A09铝合金本构方程

通过不同温度及应变速率下的单向拉伸试验，获得了7A09铝合金板材关键力学性能参数的变化规律。结果表明：在应变速率一定的条件下，当温度降低时，7A09铝合金的抗拉强度与流动应力随之升高，当温度升高时，断后伸长率有明显提高。基于Fields&Backofen本构方程，建立7A09铝合金温拉伸时的应力-应变本构模型，分析和探讨了在不同温度状态下7A09铝合金的强化规律。结果表明：7A09铝合金的应变强化指数随着温度的升高而减小，而应变速率敏感性指数则显著提高，应变速率的强化作用得到了显著增强。以温成形技术生产的桁条加强件为例，利用本构模型进行有限元模拟，确定成形速度为5000 mm·s^-1时，零件减薄率最小；温度为175℃时，零件壁厚分布最为均匀，最小减薄率仅为3.8%。     

热处理22MnB5钢的力学响应及本构建模

22MnB5钢冷轧板材分别在750、850和950 ℃保温30 min水淬后,进行了应变速率分别为0.0005、0.001、0.01和0.1 s^-1的室温拉伸试验。结果表明:随着热处理温度的升高,试验钢的微观组织中板条状马氏体含量增加,其屈服强度和抗拉强度也显著提升;随着应变速率的增加,试验钢的屈服强度和抗拉强度呈现先增加后减小的趋势;最后基于Voce本构模型,通过引入Johnson-Cook本构的应变速率项,构建了可以描述22MnB5钢在不同热处理工艺和应变速率下力学行为的本构方程,其相关系数(R)和平均相对误差(AARE)分别为0.993和3.15%。     

长期时效对GH4169合金动态拉伸变形行为的影响

研究了长期时效对GH4169合金的显微组织和动态拉伸性能及变形行为的影响规律及机制.结果表明,应变速率为10¹—10² s^-1时,合金强度受时效时间影响显著,断裂延伸率随时效时间的延长呈降低趋势,在时效500 h后基本保持不变;高应变速率(10³ s^-1)条件下,长期时效对合金强度无明显影响,而断裂延伸率受时效时间的影响显著,长期时效造成的合金塑性劣化现象提前发生.高应变速率变形过程中,位错运动受阻来不及释放,在时效0—1000 h范围内,合金未出现强化相峰值尺寸效应,强度受时效时间的影响并不明显.长期时效后GH4169合金晶界δ相附近无析出带的产生,导致动态载荷下晶界塑性变形的协调能力降低,应变速率为10³ s^-1时,合金塑性在短时间时效后迅速下降.     

2050铝合金热压缩过程表面开裂与应力-应变曲线关联性分析

对喷射态2050铝合金进行了温度为350～530℃,应变速率为0.01～10 s^-1的热压缩实验，分析了试样表面开裂情况及其与应力-应变曲线间的关联性。结果表明，应变速率低于1 s^-1时，变形温度越高、应变速率越低，试样表面越容易开裂。试样在应变速率为0.01 s^-1、温度为470℃压缩时表面出现了肉眼可见的微裂纹；随着温度增加至530℃,试样开裂程度加剧。在温度为530℃时，随着应变速率由0.01 s^-1增加至10 s^-1,试样开裂程度先减小后增大，应变速率为1 s^-1的试样开裂程度最小。应变速率一定时，不同温度下应力-应变曲线变化趋势基本一致，变形温度越低、应变速率越大，变形抗力越高，温度为350℃、应变速率为10 s^-1时峰值应力最高，为119.8 MPa,温度为530℃、应变速率为0.01 s^-1时峰值应力最低，为15.3 MPa。对比开裂与未开裂试样的应力-应变曲线，未发现试样表面开裂对应力-应变曲线造...     

2195铝锂合金高温慢应变速率拉伸本构模型及组织演变

对2195铝锂合金细晶薄板在温度为350～470℃、初始应变速率为0.0001～0.002 s^-1的变形条件下进行拉伸，建立应变修正的Arrhenius和含软化因子的Rosserd塑性流动本构模型，利用电子背散射衍射表征变形过程的微观组织演变。结果表明：两种方程均可以较好地描述2195铝锂合金稳态阶段的流动行为，应变修正的Arrhenius模型在变形温度为350～390℃时有一定拟合偏差，而含软化因子的Rosserd模型在470℃、0.002 s^-1的高温高应变速率条件下出现拟合偏差，其原因主要是受变形机制影响。2195铝锂合金在350～390℃时发生不连续动态再结晶，而在430～470℃时发生连续动态再结晶；变形温度的升高和变形速率的降低均可以提高2195铝锂合金动态再结晶程度，但提高变形温度的影响更显著；2195铝锂合金在390℃、0.001 s^-1变形时的最大伸长率为203%。变形温度的提高会导致晶粒粗化，降低合金的热塑性。     

基于热成形-淬火一体化工艺的7075-T4铝合金板材的高温流变及断裂行为研究

模拟了7075-T4铝合金板材的热成形-淬火一体化工艺并进行了高温拉伸试验,以研究合金的高温力学性能和断裂机制。结果表明:在应变速率和温度共同主导下,随着初始拉伸温度的升高,合金的抗拉强度由淬火态的397. 0 MPa下降到了440℃时的68. 3 MPa,断后伸长率由淬火态的15%缓慢升高到了440℃时的26. 1%;在0. 01 s~(-1)以上较高应变速率下,合金的抗拉强度随着应变速率的增大而升高;在0. 01 s~(-1)以下较低应变速率下,合金的抗拉强度随着应变速率的增大而降低。当沿轧制方向拉伸时,合金的抗拉强度和断后伸长率均高于沿与轧制方向呈45°和90°方向拉伸的合金,具有明显的各向异性特征。此外,合金的切向韧性与颈缩延性断裂转折温度约为358℃,断裂机制为微孔聚集型断裂。     

低合金钢FQK400高温拉伸的流变特性

测定了FQK400低合金钢在不同温度、不同速率下的应力-应变曲线,分析了高温应力流变规律,对抗拉强度、峰值应变和拉伸温度、拉伸速率之间的关系进行了数学回归.结果表明,FQK400钢发生动态再结晶的条件是温度在850℃以上、拉伸速率在10×10-3s-1以下.钢的抗拉强度随拉伸温度的提高呈抛物线降低;峰值应变随温度的升高呈抛物线状先降后升,谷值温度为700℃,最大应变随温度的升高先升高后降低,700℃时最高.抗拉强度、峰值应变也随拉伸速率的提高呈抛物线关系上升,而最大应变则随拉伸速率的提高而降低.800℃下、拉伸速率为0.02 s-1以下时为韧性断裂,拉伸速率为0.1 s-1以上时为脆性断裂.     

Ti6Al4V钛合金冷轧板材的超塑性变形行为研究

在温度830～890℃和应变速率0.0005～0.005 s~(-1)下对Ti6Al4V钛合金冷轧板材进行超塑性拉伸实验。利用光学显微镜和扫描电镜观察变形后的微观组织和断口形貌。研究了该合金的超塑性变形行为和变形机理。结果表明:在应变速率为0.0005、0.005 s~(-1)时,随着变形温度的升高,伸长率先升高后降低;在应变速率为0.001 s~(-1)时,随着变形温度的升高,伸长率逐渐降低;在830℃和0.001 s~(-1)条件下伸长率达到最大值1259.0%;超塑性最优变形参数区间为温度830～850℃、应变速率0.0005～0.001 s~(-1)。合金的应变速率敏感性指数m值随温度升高先增加,850℃时达到最大值0.472,随后逐渐减小;超塑性变形下的平均激活能为259 k J/mol。超塑性变形过程发生了明显的动态再结晶,微观组织完全转变为等轴组织。超塑性变形的主要机制为晶界滑移。Ti6Al4V合金板材超塑性拉伸断裂属为于沿晶断裂。     

60NiTi合金的热变形行为及本构方程

60NiTi合金具有强度高、耐磨性好等一系列优异的性能。但由于它难热成型,因此大大限制了在工业领域的广泛应用。为了确定60NiTi合金最优的热加工工艺,研究了铸态60NiTi合金在750～1 050℃,0.01～1 s^-1变形速率下的热变形行为,并采用包含Arrhenius项的Z参数法构建了高温变形本构方程。结果显示：仅在1 000℃、1 s^-1速率下高温变形时60NiTi合金发生了明显的动态再结晶,温度升高能提高60NiTi合金的热成型性能。在高温(1 050℃)大变形速率下(1 s^-1)加工60NiTi合金的热成型性能最好。     

高温拉伸对2524铝合金显微组织与力学性能的影响

在应变速率为10~(-4)~10~(-1 )s~(-1)和温度为250~450℃范围内对2524铝合金板材进行单向热拉伸试验,研究了热变形参数对其显微组织及力学性能的影响。结果表明,当温度为400℃,应变速率为10~(-3 )s~(-1)时,2524铝合金开始表现出动态再结晶特征,升高温度以及降低应变速率,均有利于动态再结晶发生。在温度为250℃,应变速率为10~(-1 )s~(-1)时,抗拉强度最高为312 MPa,伸长率最低为13%。当温度恒定为250℃时,随应变速率的减小,抗拉强度降低42.9%,伸长率提高15.4%;当应变速率恒定为10~(-1 )s~(-1)时,随温度的升高,抗拉强度降低77.2%,伸长率提高285%,断口呈韧性断裂。     

2A12硬铝合金热拉伸流变行为及本构建模

在变形温度350~500℃、应变速率0.01~1 s~(-1)条件下,利用Gleeble-3500热模拟实验机对2A12硬铝合金板进行热拉伸实验。结果表明:峰值应力随温度升高而减小,随应变速率提高而增大;随着应变速率减小,断裂总伸长率升高,而均匀伸长率降低;应变速率较低时,其断裂总伸长率在350~450℃时较高,升高到500℃时迅速降低,均匀伸长率则对温度变化不敏感;应变速率较高时,试样断裂总伸长率对温度变化不敏感,均匀伸长率随温度升高而降低。根据实验结果,采用Z参数建立的流变应力本构模型,能较好地描述2A12铝合金板材热拉伸变形下的流变行为。     

Ti-2Al-9.2Mo-2Fe合金组织演变及流变行为

采用Gleeble-1500热模拟试验机对Ti-2Al-9.2Mo-2Fe合金进行850~1000 ℃,应变速率0.01~10 s^-1的高温压缩变形试验。结果表明,热压缩后合金的显微组织为拉长的β晶粒和锯齿状的β晶界。低应变速率（0.01 s^-1和0.1 s^-1）时,原始β晶界处形成了大量小角度晶界以及少量的再结晶晶粒组织;高应变速率（1 s^-1和10 s^-1）时,原始β晶界附近形成了大量细小的再结晶晶粒组织。热压缩过程中,合金在屈服之后随应变速率的变化呈现出不同的应变硬化或软化现象。应变速率较高时,合金呈现出明显的应变硬化效应,流变应力出现非常明显的周期性震荡,当应变速率为1 s^-1时,未出现应变软化现象,而应变速率为10 s^-1时,可观察到明显的流变软化阶段;应变速率较低时,高温（950 ℃和1000 ℃）压缩条件下,合金在屈服之后立即进入流变稳态阶段,无明显的流变硬化或软化现象。而在低温（850 ℃和900 ℃）压缩时,屈服之后出现轻微的流变硬化现象。     

喷射沉积7075A1／SICp铝基复合材料板材的高温拉伸变形行为

当温度为300-450℃，应变速率为0．001-0.1S^-1时，在WDW-E200拉伸机上采用单向拉伸实验研究喷射沉积7075A1／SIC。复合材料板材的高温变形行为；分析板材的变形激活能以及流变应力、变形温度和应变速率之间的关系。结果表明：随着变形温度升高和应变速率降低，7075AI／SiCp复合材料板材拉伸流变应力减小；其最大拉伸断裂伸长率由5．03％增加到71．07％；7075A1／SICp复合材料板材应变速率敏感系数的最大值仅为0．22，在温度为623、673和723K时其变形激活能分别为380．49、323．42和434．S6kJ／mol，均高于铝的晶格自扩散激活能（142kJ／mol）。     

变形参数对FGH4113A粉末高温合金微观组织演化的影响

针对一种新型粉末高温合金FGH4113A(WZ-A3)进行了一系列热压缩实验,探究了变形温度、应变速率、应变量对微观组织演化的影响规律,并提出了获得细小均匀γ+γ′双相晶粒组织的热变形参数。结果表明：在温度1100℃、应变速率0.1 s^-1、真应变0.1～0.7范围内,应变增大有利于促进动态再结晶以及细化晶粒。随应变增加,γ’相体积分数先减小后增大,随后保持稳定,并且在热变形过程中γ’相形貌逐渐趋于球形。在温度1100℃、变形量50%、应变速率0.01～1 s^-1范围内,应变速率增大能够提高动态再结晶程度并细化晶粒。应变速率由0.01～0.1 s^-1增大至1 s^-1时,由于绝热温升以及位错滑移加剧,γ’相体积分数减小约2%。在应变速率0.1s^-1、变形量50%、温度1070～1160℃范围内,变形温度的提升有利于促进动态再结晶和晶粒长大。随着变形温度升高至1130℃,γ’相已大量溶解,钉扎晶界能力大幅减弱,平均晶粒尺寸增大至12.1μm。在变形温度1100℃、应变速率1 s     

DP处理高铌GH4169合金的热变形行为

研究了经δ相时效处理(Delta Processing,DP)后的优质GH4169高温合金在不同变形温度(980、1010、1040、1070℃)及应变速率(0.001、0.01、0.1、1s~(-1))进行热模拟压缩实验。结果表明:GH4169镍基高温合金在该变形条件下的平均激活能Q=528.24 kJ/mol,Nb元素含量上调会显著增加合金的变形激活能(约40 kJ/mol),该材料的热变形过程可通过双曲正弦本构模型进行描述。通过表征相应热变形后的显微组织,并结合GH4169高温合金的热加工图,表明GH4169高温合金适宜在低温低应变速率和高温高应变速率下加工。     

新型Al-Mg-Si-RE合金的热变形行为

设计制备了4种不同Mg/Si比并添加稀土元素Ce、Er、Zr和B的新型Al-Mg-Si合金,并研究了其显微组织与导电率及抗拉强度。然后以一种优化成分的Al-Mg-Si-RE合金为研究对象,通过 Gleeble-3500热模拟机进行热压缩试验,研究了变形温度为300~450 ℃,应变速率为0.001~1 s^-1时该新型合金的热变形行为。通过试验数据构建该合金的本构方程和热加工图,通过光学显微镜研究显微组织的演变。结果表明,当Mg/Si比为1.4时,该合金具有优异的性能,该合金流变应力随着变形温度的升高而降低,随应变速率的增大而增大。计算得到该合金的热变形激活能为176.188 kJ/mol,所得本构方程对该合金的流变行为具有指导作用。由热加工图可知,该合金适宜在变形温度为300~320 ℃,应变速率为0.001~0.015 s^-1或变形温度为430~450 ℃,应变速率为0.001 s^-1或1 s^-1附近的条件下进行热加工。     

钒微合金钢的高温力学性能分析

针对V微合金化高强异型钢在轧制过程中易出现翼缘裂边的情况，采用Gleeble 3800热模拟试验机对V质量分数为0.060%～0.080%的连铸坯试样在应变速率为1×10^-3 s^-1的试验条件下进行了700~950 ℃高温拉伸试验。通过对高温拉伸试样断口形貌、断面收缩率、抗拉强度及应力-应变曲线等的分析，得出试验钢的第III脆性温度区为750~875 ℃，不同变形温度下应力-应变曲线均表现为动态回复，并且随着变形温度的升高，曲线向下向左移动，最大应力对应的应变逐渐降低。因此，连铸生产时应优化配水模型，连铸坯入矫直机温度为900～950 ℃，以保证铸坯良好的表面质量。     

TC4钛合金板材超塑性性能研究

采用最大m值法、恒应变速率法在850~910℃下测试TC4钛合金板材的超塑性性能,分析了工艺参数对TC4钛合金板材的流动应力、应变速率敏感性指数和微观组织演变的影响。结果表明:该合金的最佳超塑性变形温度在850℃左右,在该温度下的基于最大m值法、恒应变速率法拉伸的伸长率均达到了最大且分别为1031%和631%,而在850℃下最大m值法拉伸能获得材料的最佳超塑性;当变形温度为850~910℃时,最佳变形速率0.00031~0.001 s~(-1);随变形温度的升高、应变速率的降低,该合金的流动应力降低,最大为70 MPa;该合金在850℃、应变ε=0.1条件下的应变速率敏感性指数m值最大且为0.58,并随着变形温度、应变量的增加而降低:超塑性变形中其内部发生了明显的动态再结晶,温度越高,晶粒越粗大。     

基于BP神经网络的GH5188高温合金本构模型

采用Gleeble-3500热模拟试验机对GH5188高温合金试样进行热压缩试验,研究其在应变速率为0.001~0.1s^-1和变形温度在1000~1150℃时的热变形行为;建立了基于BP神经网络的本构模型,并验证了所建本构模型的可靠性,最后基于误差计算分析了BP神经网络本构模型的精度。结果表明,温度和应变速率对GH5188合金流变应力的影响明显,随着压缩温度升高和应变速率降低,GH5188合金流变应力明显减小。经定量误差计算分析,BP神经网络本构模型应力预测偏差值在10%以内的数据点占97.92%,BP神经网络模型能准确地预测GH5188高温合金的高温流变应力。