TB8钛合金超塑性拉伸变形流变行为与本构方程

在电子万能拉伸试验机上对TB8钛合金进行了恒应变速率超塑性拉伸试验(变形温度为720~880℃,应变速率为0.000 1~0.01s~(-1)),研究了拉伸流变行为,计算了超塑性拉伸变形激活能和相应的应力指数,建立了TB8钛合金应力-应变本构模型。结果表明,在同一应变速率下,流变应力随变形温度的增加而减少,同一变形温度下,流变应力随应变速率的增加而增加。在变形温度为840℃,应变速率为10~(-4) s~(-1),合金的伸长率最大,为356%;超塑性拉伸变形激活能和应力指数分别为251.25kJ/mol、2.389 5。     

铝锂合金电子束焊焊板超塑性变形行为研究

采用高温拉伸试验方法对5A90铝锂合金电子束焊焊板超塑性变形行为进行了研究。结果表明,焊板的断裂位置在母材部分,焊板接头可以承受高温变形而不破坏,但接头对焊板超塑性变形的贡献较小。随着温度的降低或初始应变速率的增大,焊板的应力应变曲线整体上移,在变形参数范围内焊板的峰值流变应力小于35.4 MPa。焊板的伸长率随温度升高和初始应变速率的减小而先增大后减小,在变形条件为450℃、5×10~(-3)s~(-1)时达到最大,为168%。焊板接头部分的塑性变形率随初始应变速率增大而增大,随变形温度的升高而先增大后减小,塑性变形率在变形条件为475℃、1×10~(-2)s~(-1)时达到最大,为92%。     

TA12A高温钛合金超塑性工艺参数实验研究

为了研究TA12A高温钛合金的超塑性工艺参数,利用2 mm厚板材进行了不同温度和不同初始应变速率下的高温拉伸试验,并观察了920℃拉伸试样的显微组织。结果表明,TA12A板材在900~940℃范围内以不同初始速率拉伸的伸长率均超过400%,具有良好的超塑拉伸性能。在温度为940℃和初始应变速率为1×10~(-3)s~(-1)时,断后伸长率最大可达785%;考虑在实际生产过程中温度越高则高温驻留时间越长,对成形后的材料性能降低越明显,最终确定超塑成形的工艺参数为:温度920℃,初始应变速率1×10~(-3)s~(-1);在超塑变形过程中,拉伸段的晶粒尺寸变大是保温时间和应变诱导的共同作用结果。     

拉伸条件下镁合金第Ⅱ阶段加工硬化

在温度为25~100℃,应变速率为3×10~(-2)~3×10~(-3) s~(-1)范围内,对挤压态AZ31镁合金沿挤压方向进行拉伸试验,研究了第Ⅱ阶段加工硬化产生的条件及机理。结果表明,温度≤75℃,应变速率≥10~(-2) s~(-1),镁合金出现第Ⅱ阶段加工硬化,其加工硬化率为2 400~2 650 MPa。产生第Ⅱ阶段加工硬化的主要原因是,低温、高应变速率拉伸时,屈服应力升高,镁合金发生屈服时的初始位错密度及位错密度累积速率增加。当初始位错密度≥4.62×10~(16)m~(-2)时,镁合金出现第Ⅱ阶段加工硬化。     

Al-Mg-Sc-Zr合金冷轧板材的超塑性变形行为

在温度450~520℃和1.67×10~(-3)~1.00×10~(-1)s~(-1)。初始应变速率条件下对Al-Mg-Sc-Zr合金冷轧板材进行拉伸实验,研究该合金的超塑性流变行为,探讨其超塑性变形机理。结果表明:随着变形温度的升高,伸长率先增加后减小,在500℃和初始应变速率6.67×10~(-3)s~(-1)条件下获得的最大伸长率为740%。合金的应变速率敏感因子为0.40,激活能为101 kJ/mol;在超塑性变形过程中,合金组织发生明显的动态再结晶,使原始纤维状晶粒等轴化;Al_3(Sc,Zr)粒子可有效钉扎晶界,抑制晶粒长大;超塑性变形过程的主要变形机制为晶界滑移,协调机制为晶界扩散控制的位错蠕变。     

LA91超塑性变形力学性能研究

以LA91双相镁锂合金板材为研究对象,在不同温度(423、473、523、573和623 K)、不同应变速率(5×10-4、1.5×10~(-3)、4.5×10~(-3)和1.35×10-2s~(-1))条件下进行超塑性拉伸试验。结合真应力-应变曲线分析LA91超塑性变形行为。结果表明,提高变形温度或降低应变速率,LA91的伸长率增大,流变峰值应力减小,从250 MPa降至30 MPa。其中,在初始应变速率为1.5×10~(-3)s~(-1)、变形温度为623 K条件下伸长率最大为187.04%,具有明显的超塑性特征。基于超塑性本构方程得LA91的应变速率敏感指数为0.41,变形激活能为92.93 k J·mol~(-1),其超塑性变形机制为晶界扩散控制的晶界滑动。研究结果为LA91双相镁锂合金板材的塑性加工与应用提供了科学依据。     

Al-7.0Zn-2.9Mg合金高温变形行为和加工图

采用Gleeble-3500热模拟试验机在温度为400℃~500℃,应变速率为0.01 s~(-1)~10 s~(-1)条件下对Al-7.0Zn-2.9Mg合金进行热压缩试验,研究该合金的热变形行为及热加工特征,建立了应力-应变本构方程和加工图。结果表明,Al-7.0Zn-2.9Mg合金在热压缩变形过程中,随着应变速率的增加和变形温度的降低,合金流变应力逐渐增大,流变应力达到峰值后曲线呈现稳态流变特征;合金在试验条件下的平均变形激活能为157.8 k J/mol。真应变为0.5的加工图表明,该合金在400℃~500℃高温变形时安全区域主要存在于低应变速率的条件下,较合适的加工温度为450℃~475℃,应变速率为0.1 s~(-1)~0.01 s~(-1)。     

考虑应变补偿的Al2024合金本构方程研究

采用昂热力学实验室高温拉伸实验机对Al2024合金进行高温拉伸实验,实验温度为350、400和450℃,应变速率为1×10~(-3)、5×10~(-4)和1×10~(-4)s~(-1),获得应力-应变曲线。借助Arrhenius方程对实验数据进行拟合,考虑到应变量对流变应力的影响,建立各材料参数与应变量的关系,并通过三次方程表示,从而对本构方程进行修正。结果表明:Al2024合金在高温拉伸过程中会发生再结晶,出现软化现象;合金在实验温度下表现出较好的塑性,在450℃下伸长率达到80%以上;拟合得到的本构方程具有较高的精确性,误差小于5%,可以用于仿真模拟。     

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。     

一种新型Ni-Co-Cr基合金的高温拉伸变形行为研究

在950~1100℃和0.001~0.01 s~(-1)初始应变速率范围内研究了一种新型难变形Ni-Co-Cr基合金的高温拉伸行为。结果表明:在所研究工艺范围内合金的伸长率可达102%~290%,1080℃以下变形时随温度升高、应变速率降低,伸长率逐渐增加,超过1080℃时伸长率开始显著降低;合金的应变速率敏感指数具有与伸长率相似的变化规律。在低于1000℃拉伸时,试样的断裂方式为穿晶韧性断裂;当超过1050~1080℃时,晶界和相界变形量显著增加,表现出超塑性变形特性,裂纹起源于空洞的聚合或长大。当超过1100℃时,合金组织稳定性差,晶粒发生长大,塑性变差。     

温度与应变速率对Invar 36合金变形行为的影响

在室温至900℃温度范围内、不同初始应变速率(8×10~(-5)、8×10~(-4)和8×10~(-3)s~(-1))下,利用单向拉伸实验研究了温度与应变速率对Invar 36合金拉伸力学性能的影响,并选择室温、600和800℃进行三点弯曲实验,分析温度对Invar 36合金厚板回弹规律的影响。结果表明,Invar 36合金的屈服强度、抗拉强度随温度的升高而大幅降低;延伸率则先升高后降低,在600℃时出现峰值,达到69.2%,比室温提高了55%,这主要由于动态再结晶使塑性提高所致。当温度较低时(室温和500℃),应变速率对Invar 36合金力学性能影响不大;但当温度升高至800℃时,Invar 36合金的强度和塑性均随初始应变速率的减小而大幅减小,初始应变速率由8×10~(-3)s~(-1)降至8×10~(-5)s~(-1),屈服强度、抗拉强度和延伸率分别降低了38%、47%和50%;由室温升高至800℃时,三点弯曲回弹量减小87.0%。     

均匀化处理的6063铝合金的热压缩变形行为及组织演变

为了考察6063铝合金在较高应变速率下的变形行为,采用Gleeble-3500热模拟试验机对合金在变形温度390~510℃和应变速率1~20 s~(-1)进行热压缩试验。结果表明:流动应力随着变形温度的升高而降低,随着应变速率的增大而升高。在应变速率为1~10 s~(-1)时,流动应力随着应变增加逐渐进入稳态流动阶段;在应变速率为20 s~(-1)时,流动应力达到峰值后随应变量增加而下降。通过热加工图获得适宜的热变形工艺参数为:变形温度460~490℃,应变速率2~6.3 s~(-1)。合金在失稳区发生局部流动和剪切变形,在安全加工区域组织更均匀。随着温度升高和应变速率下降,位错密度减小,合金发生动态再结晶。     

热变形对47Zr-45Ti-5Al-3V合金在变形过程中α→β相转变的影响（英文）

研究应变速率和变形温度对具有初始片状α相的47Zr-45Ti-5Al-3V合金在热变形过程α→β相转变的影响。结果表明,当变形温度为550°C时,α相的体积分数随应变速率的增加而降低;而当变形温度为600和650°C时,随应变速率从1×10~(-3) s~(-1)增大到1×10~(-2) s~(-1),α相的体积分数先增加到一个最大值,随后随应变速率的增加而逐渐下降;当变形温度为700°C时,整个变形过程中合金组织由单一β相组成。在一个给定的应变速率条件下,α相的体积分数随着变形温度的增加而降低。随着应变速率的降低和变形温度的增加,球状α相的体积分数和尺寸逐渐增加。当变形温度达到650°C和应变速率降低到1×10~(-3) s~(-1)时,片状α相完全转变为球状α相。α相的体积分数及形貌随应变速率和变形温度的变化显著影响合金的硬度。     

预孪晶AQ80镁合金热压缩本构方程及热加工图

采用Gleeble-3500热模拟试验机,对预孪晶AQ80镁合金在变形温度为250~400℃、应变速率为1×10~(-3)~5 s~(-1)条件下进行热压缩实验。预孪晶AQ80镁合金本构方程的建立通过Arrhenius双曲正弦函数推导而来。基于动态材料模型,建立在应变量为0.1、0.3和0.5下的热加工图。结果表明:预孪晶AQ80镁合金的流变应力随着变形温度升高和应变速率下降而减小,热加工图中耗散峰值(η=48%)区出现在低温低应变速率范围(250~280℃,1×10~(-3) s~(-1))。结合热加工图和其对应区域的金相组织进行分析得出:应变量为0.5的失稳区在温度为250~400℃、应变速率为0.1~5 s~(-1)范围内;然而,加工安全区在温度为300~400℃、应变速率在1×10~(-3)~1×10~(-2) s~(-1)范围内,组织特征表现为动态再结晶。     

Ti_3Al基合金的热变形行为及本构方程

采用DDL50高温电子万能试验机对Ti_3Al基合金进行等温恒应变速率拉伸试验,研究了该合金在热变形温度900~1020℃,应变速率2×10~(-4)~2×10~(-2)s~(-1)范围内的高温热变形行为。结果表明:Ti_3Al基合金的流变应力在应变速率一定时,随温度的升高而减小,在温度一定时,随应变速率的升高而增大,流变应力在达到峰值后开始逐渐降低,呈软化现象;应变速率越高,Ti_3Al基合金的软化越明显。依据高温拉伸试验得到的真应力-真应变曲线关系,计算得出了Ti_3Al基合金热变形激活能为472.7992 k J·mol~(-1)。建立了Ti_3Al基合金热变形的双曲正弦形式的本构方程和Zener-Hollomon参数方程。     

含稀土AZ31镁合金热压缩变形行为及加工图

在变形温度为250~400℃和应变速率为0.01~10s~(-1)的条件下,采用Gleeble-1500D热模拟试验机对含稀土AZ31镁合金进行等温恒应变速率热压缩试验,获得了其真应力-应变曲线。确定了该合金在稳态应力下的Arrhenius流动应力模型参数,并基于动态材料模型理论(DMM)建立了其热加工图。结果表明,该合金的流动应力随应变速率的升高和温度的降低而增大。结合热加工图和显微组织演化分析,确定其适宜的热成形工艺区域有两个:0.03~0.8s~(-1),250~325℃和0.01~0.9s~(-1),350~400℃。     

TB8钛合金超塑性变形的组织演变

研究了TB8合金在不同变形条件下的超塑性及其显微组织。结果表明,变形温度为690～840℃、应变速率为1.0×10~(-4)～1.0×10~(-3)s~(-1)时,TB8钛合金均具有超塑性。750℃、1.0×10~(-4)s~(-1)拉伸时,合金塑性最佳,伸长率为524.9%。变形过程中,变形软化和加工硬化相互抵消,表现为传统的超塑性变形稳态流动特征。变形温度、应变速率和变形程度对合金的超塑性、显微组织均有明显影响。应变速率越低,等轴β相晶粒尺寸越大。拉伸温度升高,β相晶粒尺寸增大,α相颗粒逐渐被溶解,β相饱和化,但仍能保持一定的等轴度。随着变形程度增大,β相晶界和基体弥散析出的α相越多,细小、弥散分布的α相可以抑制晶粒的过分长大,使合金塑性得到改善。     

挤压态Ti-1300合金管材高温变形行为及本构模型

利用Gleeble 3800热模拟试验机研究了挤压态Ti-1300合金管材的高温变形行为,试验温度750~950℃、应变速率0.001~1 s~(-1)、最大变形量70%。结果表明:Ti-1300合金管材高温变形应力先随应变的增大而增加,到达峰值应力后逐渐降低,最后趋于稳态。峰值应力随变形温度的降低和应变速率的升高而升高。根据Arrhenius公式,建立了该合金管材的本构模型:ε觶=2.8437×10~8×[sinh(9.40×10~(-3)σ)]~(2.90958)×exp(-218.586/RT)。计算的流变应力与试验结果符合较好,该模型可为实际生产提供理论指导。     

细晶1420铝锂合金超塑变形行为

通过单轴超塑性拉伸试验,研究细晶1420铝锂合金在440℃⁵00℃温度范围和1×10-4s-1500℃温度范围和1×10-4s-1¹×10-2s-1初始应变速率范围内的超塑性变形行为,揭示其变形性能与工艺参数的相关性。结果表明,细晶1420铝锂合金超塑变形真应力-真应变曲线呈现两种典型的流变特征,即当变形初始应变速率低于0.0003s-1时,表现为稳态型;当初始应变速率高于0.0003s-1时,以软化型为主,且随着变形温度的升高和应变速率的降低,峰值应力降低。合金的最佳超塑性变形条件为480℃、1×10-4s-1,在该条件下,延伸率达到550%。随着应变速率的升高,延伸率降低;随变形温度的升高,延伸率则呈先升高后降低的趋势。利用多试样法进行线性拟合,获得试验条件下细晶1420铝锂合金的应变速率敏感性指数m值在0.411×10-2s-1初始应变速率范围内的超塑性变形行为,揭示其变形性能与工艺参数的相关性。结果表明,细晶1420铝锂合金超塑变形真应力-真应变曲线呈现两种典型的流变特征,即当变形初始应变速率低于0.0003s-1时,表现为稳态型;当初始应变速率高于0.0003s-1时,以软化型为主,且随着变形温度的升高和应变速率的降低,峰值应力降低。合金的最佳超塑性变形条件为480℃、1×10-4s-1,在该条件下,延伸率达到550%。随着应变速率的升高,延伸率降低;随变形温度的升高,延伸率则呈先升高后降低的趋势。利用多试样法进行线性拟合,获得试验条件下细晶1420铝锂合金的应变速率敏感性指数m值在0.41⁰.48范围内,超塑变形激活能Q在43.5kJ/mol0.48范围内,超塑变形激活能Q在43.5kJ/mol⁷9.7kJ/mol范围内。     

AZ31镁合金加工硬化第Ⅲ阶段位错模型

在温度为200~400℃,应变速率为10~(-4)~10~(-2 )s~(-1)条件下,对挤压态AZ31镁合金进行了拉伸试验,得到了加工硬化率-应力曲线,研究了第Ⅲ阶段加工硬化位错模型以及模型中的硬化参数与软化参数同变形温度和应变速率的关系。结果表明,随着温度升高及应变速率降低,硬化参数减小,硬化速率下降。200~350℃时,软化参数增加,软化速率提高,回复增加。但温度由350℃增加至400℃时,软化参数变化不大,这可能与350℃变形时,镁合金的所有滑移系均已开动,位错湮灭速率达到稳定状态有关。