Ti-B25钛合金热变形行为及加工图

在Gleeble 3800型热力学模拟实验机上对Ti-B25钛合金进行高温热压缩实验,得到温度为800～1 000℃,应变速率为0.01～10 s~(-1)条件下的真应力-真应变数据。通过计算应变速率敏感指数m值、能量耗散率η值以及失稳系数ξ值,绘制不同真应变条件下的加工图,从而识别出对应真应变下的稳定变形参数区和失稳区,并获得Ti-B25钛合金在实验范围内的安全变形参数区间为温度900～1 000℃,应变速率0.01～0.2 s~(-1)。此外,通过微观组织分析发现,Ti-B25钛合金在低温高应变速率下呈现出的失稳方式是晶粒破碎以及明显的流变失稳现象,在低温低应变率下其两相组织中发生α相球化;在中温高应变速率呈现出的失稳方式是中部大变形区不均匀的局部塑性变形,在中温低应变率下则主要发生了动态再结晶现象。     

基于动态材料模型的Ti555211合金热加工图研究

利用Gleeble-3800热模拟实验机,在应变速率在0.001～1.000 s~(-1)以及变形温度在750～950℃范围内对Ti555211合金进行等温恒应变速率压缩实验。基于动态材料模型(DMM)和Prasad失稳准则,建立了Ti555211合金的热加工图,对合金的热加工工艺进行了优化。能量耗散率其极大值出现在(峰值区Ⅰ)应变速率0.001～0.010 s~(-1),变形温度820～850℃和(峰值区Ⅱ)应变速率0.001～0.010 s~(-1),变形温度在约920～950℃。结合微观组织分析,在(α+β)相区加工时,应该选峰值区Ⅰ的加工参数;在β相区加工时,选择峰值区Ⅱ的加工参数。在高应变速率(大于0.4 s~(-1))条件下,易发生变形失稳,主要表现为不均匀变形和加工流线,随着应变的增加,塑形失稳区向低应变速率区扩展,应该避免在此工艺条件下加工。本文通过建立动态材料模型的Ti555211合金的热加工图,从而揭示该材料在两相区和单相区的最佳的加工区和危险区,为该合金的后续产业化提供重要的技术基础。     

Al-Li-Cu-Mg-Zn-Ag合金的热变形特征与加工图研究

采用Gleeble1500热模拟试验机对Al-Li-Cu-Mg-Zn-Ag合金进行等温热压缩实验,研究其在变形温度范围为300~500℃,应变速率范围为0.001~10 s-1内的热变形行为。分析了合金流变曲线特征,构建该合金在真应变分别为0.1,0.3和0.5时的加工图并讨论了真应变为0.5时的安全区和失稳区组织特征。结果表明:Al-Li-Cu-Mg-Zn-Ag合金的流变曲线分为过渡变形阶段和稳态变形阶段,流变应力的数值随变形温度的升高而减小,随应变速率的增加而增大;3种真应变下的加工图显示,能量耗散因子具有相似的变化趋势,均在高温低速区达到峰值,失稳区覆盖的范围随应变量的增加而增大,当真应变为0.5时,失稳区参数为变形温度300~480℃,应变速率0.01~10.00 s-1;当真应变为0.5时,安全区以动态回复组织为主,有少量动态再结晶,失稳区组织出现了局部流变带;在变形量较小(真应变0.5)的情况下,建议Al-Li-Cu-Mg-Zn-Ag合金热加工工艺为变形温度范围410~480℃,应变速率范围0.003~0.100 s~(-1)。     

初始组织特征对Ti-55511近β钛合金热塑性变形行为的影响

在Gleeble—3500热模拟试验机上对初始组织分别为纯β、等轴α、粗针状α和细针状α的Ti-55511合金进行热压缩,研究合金在700~800℃变形温度、10-3~10-1 s-1应变速率下的塑性流变行为,以及初始组织特征对合金热塑性变形行为的影响。结果表明,不同初始组织合金的流变应力均随应变速率增大和变形温度降低而增大;合金变形难度大小顺序为纯β合金粗针状α合金细针状α合金等轴α合金;合金热加工图失稳区主要在低变形温度和高应变速率区,且随着应变量的增加等轴α合金的失稳区面积逐渐减小,而其他三种组织合金的失稳区面积则呈先增大后减小的趋势。合金变形行为的差异与变形过程中β→α相变、针状α相的塑性失稳、α相破碎/球化程度、剪切变形和局部塑性流动等微观组织演变相关。     

Ti-Al-Nb-W合金的高温变形行为

在Thermecmastor-Z动态热模拟试验机上对Ti-43Al-4Nb-1.4W合金进行高温压缩变形实验,实验温度范围为1 050~1 150℃,应变速率范围为0.001~1 s 1。根据该合金的真应力-真应变曲线,建立合金高温变形的本构方程和热加工图,并对不同变形区域的组织进行分析。结果表明:Ti-43Al-4Nb-1.4W合金高温压缩变形峰值应力与变形条件的关系可用双曲正弦函数来表示,其变形激活能为567.05 kJ/mol,高温变形的本构方程为:ε=3.37×1018.[sinh(0.0043σ)]3.27exp[567.05/(RT)];加工图显示该合金最佳加工区域的应变速率为0.001~0.01 s 1(η范围在40%~55%),在此加工区域内合金发生较明显的动态再结晶和β相的球化。     

新型热作模具钢5CrNiMoVNb的热变形行为研究

为了研究热作模具钢5CrNiMoVNb的热变形行为，利用Gleeble3800热模拟试验机进行单道次热压缩实验，获得了应变速率为0.001～0.1 s^-1和变形温度1 030～1 230℃条件下的高温流变应力曲线。应用双曲正弦函数构建了与应变有关的材料本构模型并验证，并基于动态材料模型构建了三维功率耗散图和三维失稳图，将二者叠加得到典型应变下的热加工图。结果表明，所有变形条件下的高温流变应力曲线均呈现典型动态再结晶特征，并且由于奥氏体基体析出强化相含量、动态再结晶体积分数的影响，流变应力随变形温度的降低或应变速率的增大而增大。基于5CrNiMoVNb钢的本构模型计算的流变应力值与实验值的相关性系数为0.992 7,较高的相关性系数表明建立的高温流变应力模型能够比较准确地预测合金的流变应力。此外，根据不同条件下的三维功率耗散图和三维失稳图可知，随着应变的增大，功率耗散峰值区向中温、高应变速率区域扩散，热变形失稳仅容易出现在低应变、低变形温度和高应变速率区域。真应变为0.8时，最佳的加工工艺参数范围为：变形温度为1 080～1 200℃,应变速率为0.01～0.1 s...     

Inconel 718高温合金流变曲线修正及热加工图

通过热压缩实验,在温度950～1150℃和应变速率0. 10～10. 00 s~(-1)的范围内研究了Inconel 718高温合金的热变形行为。分析了绝热效应对应力应变曲线的影响,同时对应力应变曲线进行温度、应力修正。发现在低温高应变速率下绝热效应更加明显,温升可达170℃。经修正后的应力应变曲线并没有改变宏观规律。通过应变补偿Arrhenius型本构方程预测修正后合金的流动行为。Arrhenius型本构方程中的材料常数与真应变之间的关系由5阶多项式建立。实验值与预测值相关系数达到0. 97,说明该本构方程可以对变形过程中的流变应力进行精确预测。最后分别建立了应力应变曲线修正前后Inconel 718高温合金的热加工图。发现应力应变曲线的修正对热加工图中功率耗散图基本没有影响,功率耗散效率峰值区域没有变化。但修正后的失稳区区域面积增加。结合不同变形条件下的微观组织分析发现失稳区的微观组织由于绝热效应的原因并没有明显的失稳现象产生,并确定其合理加工区间为温度1100℃,应变速率0. 10 s~(-1)。     

40%SiCp/Al复合材料热变形行为及热加工图

采用Glebble-1500D热模拟试验机，在350～500℃变形温度、0.01～10.00 s^-1应变速率条件下进行等温压缩变形，研究40%Si Cp/Al复合材料(体积分数)的热加工性能。通过热变形真应力-真应变曲线分析复合材料的热变形规律，建立材料本构方程，利用动态材料模型计算出应变速率敏感指数和功率耗散效率系数，绘制出功率耗散图、失稳图及二维加工图。结果表明，应变速率和变形温度显著影响流变应力，应变速率一定时，变形温度升高，流变应力减小；在相同的变形温度下，随应变速率的增加，流变应力也随之升高。根据加工图可知，在高温高应变速率条件下，材料的功率耗散效率系数大，说明该变形区域发生了组织转变；应变对失稳区域和加工区域影响不大，功率耗散效率系数随应变的增加而增大。40%Si Cp/Al复合材料建议热加工条件为变形温度436～491℃，应变速率0.04～9.97 s^-1。     

TC4-DT钛合金热变形机制及加工图

用Gleeble-1500型热模拟机研究TC4-DT钛合金在850~1 100℃、应变速率0.001~10 s-1、变形量70%条件下的高温压缩热变形行为,分析了该合金的流变应力行为以及显微组织演变规律,建立了该合金的本构关系模型以及热加工图。研究结果表明,TC4-DT钛合金在两相区和β相区的热变形激活能分别为544.03 k J·mol-1和264.32 k J·mol-1,分别大于纯α相和纯β相的自扩散激活能,表明TC4-DT钛合金热变形由高温扩散以外的过程控制。在两相区热变形时,原始组织发生了不同程度的球化,且变形温度越低球化效果越好。在β相区热变形时,低应变速率下(0.001~0.1 s-1)主要发生动态再结晶,而高应变速率(1~10 s-1)下主要发生动态回复,动态再结晶行为受到抑制。TC4-DT钛合金的失稳区主要分布在低温高应变速率区域,变形温度主要在850~940℃,应变速率主要在0.1~10 s-1,功率耗散率η值小于28%。     

TC17钛合金热流变行为及组织演变机制研究

利用热模拟机对TC17钛合金进行等温压缩试验,变形温度范围为770～950℃,应变速率范围为1×10~(-2)～1×10~1 s~(-1),研究具有片状初始α相组织的TC17合金在α+β两相区和β单相区热变形行为。结果表明,TC17合金有两种不同的流变软化现象,在α+β两相区,高应变速率以及低应变速率下变形时均出现持续软化行为;在β单相区,流变应力达到峰值后迅速降低到一个稳定值,在高应变速率下表现出明显的不连续屈服现象,随后出现振荡,而在低应变速率下真应变对流变应力的影响很小,表现出稳定的流变行为;用Arrhenius正弦方程构建流变应力与变形温度、应变速率的关系,发现α+β两相区的形变激活能随应变的增加从670.1 kJ·mol~(-1)下降到370.1 kJ·mol~(-1),在β单相区,随着应变的增加,形变激活能从301.4 kJ·mol~(-1)下降到239.3 kJ·mol~(-1);TC17合金在α+β两相区的变形机制都是动态再结晶(球化),在β单相区变形时,高应变速率下的主要变形机制是动态回复,而低应变速率下为β相动态再结晶。