粗晶GH4720Li合金热变形行为与动态再结晶特点

为了模拟难变形镍基高温合金GH4720Li开坯锻造过程,采用Gleeble-3800热模拟试验机研究经均匀化处理的GH4720Li铸锭高温压缩变形时的力学流动行为,分析高温变形过程中微观组织演化规律。结果表明,GH4720Li合金在1100℃, 0.1 s~(-1)条件下应力水平达到250 MPa,且应力对热变形温度和应变速率敏感,动态再结晶是主要的软化机制。粗晶组织提高了合金动态再结晶临界变形温度和应变速率,如在变形量为60%,变形条件为1140℃, 0.001 s~(-1)和1180℃,0.001s~(-1)才能发生完全动态再结晶。计算的粗晶GH4720Li合金热变形激活能Q=1171kJ/mol,较高的热变形激活能表明粗晶组织不利于热塑性变形和动态再结晶的发生。基于本研究,铸态GH4720Li合金开坯温度应高于1140℃,同时保证较低的应变速率,以确保动态再结晶的充分发生,实现枝晶组织破碎。     

GH4720Li合金双道次热压缩变形过程的组织演变

对GH4720Li合金在1080~1180℃、应变速率为0.1s~(-1)条件下的双道次压缩过程的热变形行为进行研究。结果表明:动态再结晶是GH4720Li合金的主要软化机制。在双道次压缩间歇期内,合金发生亚动态再结晶、静态再结晶和晶粒长大;低于1120℃的变形间歇期,亚动态再结晶、静态再结晶和晶粒长大的速度缓慢;1120℃及以上温度的变形间歇期,亚动态再结晶、静态再结晶和晶粒长大的速度加快。随变形温度升高和第一道次变形量增大,道次间歇期的亚动态再结晶和静态再结晶速度加快。γ′相在热变形过程中发生协调变形,并发生细化。     

粗晶GH4720Li合金热变形行为与动态再结晶特点

为了模拟难变形镍基高温合金GH4720Li开坯锻造过程,采用Gleeble-3800热模拟试验机研究经均匀化处理的GH4720Li铸锭高温压缩变形时的力学流动行为,分析高温变形过程中微观组织演化规律。结果表明,GH4720Li合金在1100℃,0.1 s-1条件下应力水平达到250 MPa,且应力对热变形温度和应变速率敏感,动态再结晶是主要的软化机制。粗晶组织提高了合金动态再结晶临界变形温度和应变速率,如在变形量为60%,变形条件为1140℃,0.001 s-1和1180℃,0.001s-1才能发生完全动态再结晶。计算的粗晶GH4720Li合金热变形激活能Q=1171kJ/mol,较高的热变形激活能表明粗晶组织不利于热塑性变形和动态再结晶的发生。基于本研究,铸态GH4720Li合金开坯温度应高于1140℃,同时保证较低的应变速率,以确保动态再结晶的充分发生,实现枝晶组织破碎。     

GH4720Li合金热变形行为和相变

对GH4720Li合金在1080~1180℃、应变速率为0.01~10 s~(-1)条件下的单道次压缩变形行为进行了研究。利用压缩实验的应力-应变关系曲线,计算了变形条件下的热变形激活能,建立了相应的本构方程和热加工图。结果表明:动态再结晶是GH4720Li合金的主要软化机制;合金在1120~1180℃、应变速率在0.1~1 s~(-1)、真应变0.7时实现完全动态再结晶,最佳变形温度为1120~1140℃;γ′相的析出行为引起峰值应力和热变形激活能显著变化;热变形激活能在1160℃,达到最小值602 k J/mol;应变速率达到1 s~(-1)以上,合金出现失稳现象。     

镍基变形高温合金动态软化行为与组织演变规律研究

采用Gleeble3500D热模拟试验机研究了GH4720Li合金的高温热变形行为,分析了不同热压缩工艺条件下流变力学曲线特征,建立了表征材料流变力学特征的包含应变参量的双曲正弦型Arrhenius本构关系模型以及BP人工神经网络模型,并通过对材料热变形组织的表征,揭示了GH4720Li合金高温变形过程中的动态再结晶形核机制。结果表明,包含应变参量的双曲正弦型Arrhenius本构关系模型预测精度较差,而BP人工神经网络模型能很好地表征GH4720Li合金热变形过程中的流变力学行为,模型预测值与实验值的平均相对误差仅为0.814%。组织分析结果表明,GH4720Li合金在1140℃条件下动态再结晶的主要形核机制为非连续动态再结晶,变形晶粒的晶界为再结晶晶粒提供形核位置。     

Ti-25V-15Cr-0.2Si阻燃钛合金的动态再结晶行为（英文）

对Ti-25V-15Cr-0.2Si阻燃钛合金在温度为950~1100℃,应变速率为0.001~1 s~(-1)条件下进行热压缩试验,研究了该合金在β相区变形时的动态再结晶行为。结果表明,该合金的热变形机制主要是由动态再结晶支配的,而动态再结晶新晶粒主要是通过弓弯形核机制来形成的。当应变速率降低和变形温度升高时动态再结晶易于发生;当应变速率为0.01~0.1 s~(-1),变形温度为950~1050℃时,动态再结晶使晶粒细化;当变形温度高于1100℃,应变速率低于0.001 s~(-1)时,动态再结晶晶粒粗化。为了确定在不同变形条件下的动态再结晶体积分数和动态再结晶晶粒尺寸,分别建立了该合金动态再结晶动力学和动态再结晶晶粒尺寸预测模型。     

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。     

应变速率对GH690高温合金热变形特性的影响（英文）

为阐明应变速率对GH690高温合金热变形特性的影响,采用Gleeble-3800热力模拟试验机,通过变形温度范围为1000~1200°C、应变速率范围为0.001~10 s~(-1)的等温热压缩实验研究了该合金的热变形行为。结果表明:流变应力对应变速率变化敏感,动态再结晶是主要的软化机制;0.1 s~(-1)是1000°C热变形过程中的临界应变速率。绝热温升使得动态再结晶过程与应变速率密切相关;应变速率对热变形过程中的非连续动态再结晶和连续动态再结晶具有显著影响;孪晶可促进动态再结晶形核,Σ3~n(n=1,2,3)晶界在中等应变速率0.1 s~(-1)条件下含量较低。     

变形镍基高温合金GH4037在固态和半固态下的高温变形行为及组织演变（英文）

镍基高温合金GH4037圆柱形试样以不同的应变速率0.01、0.1和1 s~(-1)在固态温度(1200、1250、1300℃)和半固态温度(1340、1350、1360、1370、1380℃)下进行压缩试验,研究GH4037合金的高温变形行为及组织演变。结果表明,与固态温度相比,半固体温度下的流动应力下降较快。此外,当应变速率为1 s~(-1)时,半固态温度下的流动应力在达到初始峰值应力后继续增大。随着变形温度的升高,初始固相晶粒和再结晶晶粒尺寸增大。在半固态温度下,固相晶粒为等轴晶,液相存在于晶界和晶内。以晶界膨胀为特征的不连续动态再结晶(DDRX)是GH4037合金的主要形核机理。     

FGH4096粉末高温合金的热变形行为

对FGH4096合金进行了变形温度1050～1140℃,应变速率0.001～2s-1的热压缩实验。分析了合金的流变行为,构建了Arrhenius型本构方程,得到合金的热变形激活能为870.785kJ/mol。并建立了能够准确描述热加工过程中能量耗散情况和预测变形失稳的热加工图。结果表明:能量耗散与动态再结晶和晶粒长大有关,在变形温度Td为1050～1070℃,应变速率ε为0.001～0.01s-1范围内,峰值耗散率为61%(1050℃,0.001s-1),此区域易形成"项链"组织,很多晶粒处于形核阶段;在Td为1100～1140℃,ε为0.001～0.01s-1范围内,能量耗散峰值达50%(1110℃,0.001s-1),此时,晶界迁移显著,再结晶晶粒明显长大;在Td为1070～1100℃,ε为0.01～0.1s-1范围内,能量耗散率大于39%左右,再结晶完全、晶粒细小。Td为1060～1100℃,ε为0.5～2s-1时,合金落入流变失稳区,能量耗散率达到最小值,局部变形严重是造成流变失稳的重要原因。     

Mg-2.5Nd-1.0Zn-0.5Zr合金的热变形行为及微观组织

本文采用Gleeble-1500B热模拟试验机研究了铸造Mg-2.5Nd-1.0Zn-0.5Zr稀土镁合金在变形温度为200~400℃、应变速率为0.001~0.1 s~(-1),变形程度为30%条件下的高温压缩变形行为,分析了实验合金在高温变形过程中应力与应变速率和变形温度之间的关系。结果表明,Mg-2.5Nd-1.0Zn-0.5Zr镁合金热变形时,变形温度和应变速率是影响合金热变形性能的重要因素。应变速率越低,温度越高时更容易发生再结晶。提高变形温度和变形量、降低应变速率,均使动态再结晶程度增加,晶粒尺寸加大。     

节Ni型2101双相不锈钢的高温热加工行为研究

采用Gleeble-3800热力模拟试验机在温度为1123~1423 K、应变速率为0.001~10 s~(-1)的条件下对2101双相不锈钢进行了热压缩实验,以研究热变形参数对其热加工行为的影响规律。结果表明,相同应变速率下,随温度升高,流变曲线由动态再结晶向动态回复转变。变形速率由0.001 s~(-1)增至0.01和0.1 s~(-1)提高了动态再结晶温度范围,而1和10 s~(-1)的较高应变速率不利于动态再结晶。在应变速率为0.001~0.1s~(-1)、变形温度为1253~1323 K时,峰值应力所对应的应变越小,奥氏体动态再结晶越容易发生,有利于等轴状再结晶组织形成。低应变速率下,变形温度升高使奥氏体再结晶晶粒长大,且Zener-Hollomon参数较大时,动态再结晶效果变差与Mn稳定奥氏体能力较Ni弱有关。基于热变形方程计算得到该不锈钢热变形激活能Q=464.49 k J/mol,略高于2205双相不锈钢,并建立了峰值流变应力本构方程。结合不同变形条件下的应变曲线和显微组织,根据热加工图确定了最佳热加工区域为应变速率在0.001~0.1 s~(-1)、变形温度为1220~1350 K,该区域功率耗散系数处于0.40~0.47的较高值,发生了明显奥氏体动态再结晶。     

粉末高温合金U720Li的热加工行为

通过Gleeble-3180热模拟机对具有细晶组织的镍基粉末高温合金U720Li进行高温热压缩变形实验,分析该合金在1000～1150℃、0.001～1 s~(-1)应变速率的变形条件下的流变行为。利用采集的应力-应变数据计算材料的热变形激活能,构建材料的本构方程,建立合金的热加工图,并通过微观组织观察对热加工图进行解释。结果表明:失稳区主要位于低温高应变速率区域,合金未发生明显动态再结晶现象,晶界处的应力集中导致沿晶裂纹的产生。在1150℃、0.01 s~(-1)条件下,晶粒明显长大;在1100℃、0.001 s~(-1)条件下,变形能够获得细小均匀的晶粒组织。     

变形温度与应变速率对汽车用AA6014铝合金显微组织的影响

采用Gleeble-3500热模拟机对T4态AA6014铝合金板进行变形温度440～560℃、应变速率0.01～10 s~(-1)的热变形实验。研究了变形条件对AA6014铝合金显微组织的影响。结果表明:变形温度440、480℃的AA6014合金组织没有发生动态再结晶,组织中晶界模糊,有明显带状拉长晶粒,比原始组织粗大。变形温度520、560℃的AA6014合金动态再结晶组织明显,晶界清晰,晶粒基本为等轴状,560℃试样再结晶组织更为粗大,发生粗化。AA6014合金在变形温度520℃,随着应变速率的增大,再结晶晶粒越来越大,晶粒越来越不均匀;应变速率0.01 s~(-1)下动态再结晶晶粒细小均匀,效果最佳。     

变形参数对Ti-22Al-24Nb合金高温流动应力及组织影响

采用Gleeble-3500热模拟试验机研究了Ti-22Al-24Nb合金在温度为900～1 110℃和应变速率为0.01～10s~(-1)条件下的高温流动应力及微观组织,分析了应变速率和变形温度对高温流动应力及热变形组织的影响。结果表明,变形温度和应变速率对Ti-22Al-24Nb合金的流动应力随变形温度的升高而降低,随应变速率的增加而升高。在α_2+B_2两相区,高应变速率下(6)ε≥1.0s~(-1))进行变形时,合金显微组织发生局部塑性流动和绝热剪切。在B_2单相区,低应变速率(6)ε≤0.1s~(-1))进行变形时,有明显的动态再结晶晶粒产生。高应变速率下,原始B_2相晶粒被明显拉长,晶界多呈不连续状态;低应变速率下变形时,随变形温度升高,合金易发生动态再结晶,当变形温度高于990℃时出现明显的动态再结晶特征;高应变速率下变形时,晶界模糊,随变形温度降低,晶界几乎全部消失,合金易发生局部塑性流动和绝热剪切。     

热加工参数对GH4700镍基合金组织的影响

借助Gleeble1500热模拟实验机,对GH4700镍基合金热加工组织演变规律进行了研究.结果表明:合金在热压缩过程中发生了动态再结晶,形核地点主要为晶界、原始晶粒内部的大块一次碳化物和晶内的形变带.随着热加工温度的升高和应变速率的减小,动态再结晶比例增大,晶粒尺寸减小.GH4700合金电渣锭在温度1140～1170℃、应变速率0.01～0.1s-1条件下开坯,可以获得晶粒均匀的组织.     

GH696合金动态再结晶模型

采用热模拟压缩试验研究GH696合金在变形温度为880~1020℃、应变速率为0.01~10.0 s~(-1)、变形程度为30%~60%条件下的高温变形行为。采用金相显微镜对GH696合金高温压缩变形后的显微组织进行观察。结果表明:较高的变形温度和较低的应变速率有利于GH696合金的动态再结晶。采用加工硬化率-流动应力曲线确定GH696合金的动态再结晶临界应变,应用Avrami方程建立GH696合金的动态再结晶体积分数模型,并根据合金的金相定量试验结果建立GH696合金的动态再结晶晶粒尺寸模型。     

Effect of Deformation Conditions on the Dynamic Recrystallization of GH690 Alloy

采用Gleeble-3500热模拟试验机进行高温等温压缩实验,研究了变形条件对GH690合金高温变形动态再结晶的影响。结果表明:GH690合金动态再结晶过程是一个受变形温度和应变速率控制的过程,在应变速率为0.001～1s-1的实验条件下,GH690合金获得完全动态再结晶组织所需的温度随变形速率的增大而升高;动态再结晶晶粒尺寸随变形温度升高而增大。采用力学方法直接从流变曲线确定了GH690合金发生动态再结晶的临界应变量,并回归出临界应变量与Z参数的关系式:εc=1.135×10-3Z0.14233。GH690合金的主要动态再结晶机制是原始晶界凸起形核的不连续动态再结晶机制(DDRX),而新晶粒通过亚晶逐渐转动而形成的连续动态再结晶机制(CDRX)则起辅助作用。     

热加工工艺参数对310S铸坯等轴晶组织动态再结晶影响

通过热模拟实验和显微组织分析,研究了热变形工艺参数对310S钢再结晶行为的影响规律。结果表明,在1 100℃、0.1s~(-1)条件下,变形量15%时发生动态再结晶,变形量达到60%时,晶内和晶界均出现大量的再结晶晶粒。随着变形温度的升高,再结晶过程逐渐充分,晶粒尺寸趋于均匀。在相同变形温度下,应变速率越低,晶粒尺寸越大;随着应变速率升高,再结晶晶粒尺寸逐渐减小,在变形温度为1 000℃,应变速率为10s~(-1)、0.01s~(-1)条件下,再结晶晶粒尺寸分别为15μm和45.4μm。分析表明等轴晶310S钢的热变形再结晶机制主要由晶界弓弯形核和晶内亚晶界演变形核两种机制共同控制。     

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)。