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。     

TC21合金的高温变形行为及其组织演变

通过Gleeble压缩试验,系统地研究了TC21合金在α+β两相区、β单相区的热变形行为及其组织演变.对流动应力的分析表明,峰值应力与变形温度和应变速率间符合双曲正弦形式的Arrhenius本构关系.变形死区的组织观察表明,随着变形温度的升高,合金中细小α相首先转变为β相;进入单相区后,取向相近的β晶粒间相互合并而迅速长大.应变速率对微观组织的形貌和尺寸有一定影响,在低应变速率时等轴α相的形貌并没有明显变化,变形以β相为主;随着应变速率的升高,α相沿轴向方向被压扁,β相呈现纷乱不均的分布;进入单相区后,粗大的β晶粒被压扁,并在晶界处生成新的等轴β晶粒.     

不同原始组织Ti80合金热变形行为及组织演变规律研究

通过热模拟压缩试验,研究了等轴组织和魏氏组织Ti80合金在温度850～1000℃、应变速率0.01～10 s~(-1)、变形量20%～60%条件下的热变形行为及组织演变。结果表明:Ti80合金为温度敏感型和应变速率敏感型材料,两相区变形时软化机制以动态再结晶为主,单相区变形时以动态回复为主。低应变速率条件下(0.01 s~(-1)),等轴组织的流变应力峰值高于魏氏组织,高应变速率条件下(1～10 s~(-1))则相反。相同变形参数下,原始组织类型对合金显微组织演变有显著影响。在β相变点以下,随着变形温度升高,等轴组织基体中初生α相减少,次生片状α相破碎形成不规则小颗粒;魏氏组织晶界α相完全破碎,β晶粒内部大部分片状α相破碎形成等轴颗粒,只保留少量不同位向集束状α相。随着变形量增大,等轴组织中α相再结晶晶粒尺寸增大明显,魏氏组织中集束片状α相逐渐被破碎,形成细小的短条状和等轴再结晶α晶粒。     

5A01铝合金高温压缩流变行为

采用Gleeble-1500热模拟机高温压缩试验,研究5A01铝合金在应变速牢为0.01～1s-1、变形温度为350～450℃条件下的流变行为,并利用光学显微镜分析合金在不同压缩条件下的组织形貌特征.结果表明:应变速率和变形温度的变化强烈影响合金流变应力的大小,流变应力随变形温度升高而降低,随应变速率提高而增大.采用双曲正弦形式ARRHENIUS的关系来描述5A01铝合金高温压缩变形时的流变应力行为,获得的材料常数A、α、n和Q分别为0.068 31 s-1、0.009 4 MPa-1、2.708 9和161.14 kJ/mol:在应变速率为0.01 s-1及变形温度低于400℃条件下变形时,5A01铝合金组织为纤维组织,而当变形温度升高到450℃时,再结晶程度很高,出现大量等轴晶.     

Inconel690合金高温高速热变形行为研究

在Gleeble-3800热模拟试验机上,采用热压缩实验研究了不同变形条件下Inconel 690合金的高温变形行为与组织演变特点.实验中采用的变形温度为1000～1200℃,变形量为70％,变形速率为1.0 ～80.0 s-1.根据实验结果获得了该合金的应力-应变关系,并对峰值应力进行了线性回归,由此得到了该合金的高温材料常数,激活能Q =417.6 kJ.mo1-1,α =0.003196 MPa-1,n=7.51,并最终得到了Incone1690合金的高温变形本构方程.通过金相显微镜研究了合金动态再结晶规律与温度和应变速率的关系,结果表明:变形温度对Inconel 690合金组织的影响很大,随温度的升高,动态再结晶百分数逐渐增加,且伴随着晶粒的长大;而提高应变速率,变形的时间缩短,位错密度迅速增大,动态再结晶的驱动力增加,也可以使再结晶后的晶粒细化;当温度为1150℃左右,应变速率50～80 s-1时,能够得到均匀细晶组织.     

Cu-Cr-Zr合金热变形行为

在Gleeble-1500D热模拟试验机上,采用高温等温压缩试验,在变形温度650~850℃、应变速率0.001~10 s~(-1)和总压缩应变量50%的条件下,对Cu-Cr-Zr合金的流变应力行为进行研究.通过应力-应变曲线和显微组织图分析了合金在不同应变速率、不同应变温度下的变化规律.结果表明:应变速率和变形温度对合金再结晶影响较大,变形温度越高,合金越容易发生动态再结晶;应变速率越小,合金也同样容易发生动态再结晶,并且对应的峰值应力也越小.从流变应力、应变速率和温度的相关性,得出了该合金热压缩变形时的热变形激活能Q和流变应力方程.研究分析Cu-Cr-Zr合金的热加工性能,可为生产实践提供理论指导与借鉴.     

Ti679合金晶粒度对其超塑性的影响

一、引言众所周知,金属材料产生超塑性一般都要求符合以下条件:材料具有等轴细晶组织;变形温度必须在0.4～0.7绝对熔化温度之间;在10~(-6)至10~(-3)秒~(-1)的应变速率范围内变形;应力对应变速率敏感性指数 m 应大于0.3,最好超过0.5。Ti679合金超塑性研究一文,仅研究了α相粒度为2.02微米的等轴超细晶组织对     

Ti-55531近β钛合金中针片α组织破碎的临界变形条件

对具有初始针片α组织的Ti-55531合金进行单道次压缩变形,研究该合金在变形温度为750~825℃、应变速率为0.001~1 s-1条件下的热变形行为,并结合应力–应变曲线和针片α组织的破碎球化现象,分析针片α组织破碎球化的临界应变条件。结果表明:变形过程中流变应力随应变速率增大或变形温度降低而增大;合金发生屈服后,流变应力s随应变量ε增加先快速下降、后缓慢下降,直至趋于稳态流变,dσ/dε存在极小值,其对应的应变量为针片α组织发生破碎的临界应变量ξc';应变量小于ξc'时,针片α组织旋转、弯折等引起的流变软化作用占主导,应变量大于ξc'时,针片α组织破碎球化引起的流变软化作用占主导;ξc'随应变速率增大及变形温度降低而增大,其预测模型可表示为ξc'=0.00197[eexp(392300/RT)]0.121。     

新型Al-Zn-Mg-Cu合金热变形流变应力特征

采用Gleeble-1500热模拟机进行热压缩变形实验,研究了一种新型Al-7.5Zn-1.6Mg-1.4Cu-0.12Zr合金在变形温度为380-460℃、应变速率为0.001～0.1 s-1条件下的流变应力特征,并利用TEM分析了合金在不同变形条件下的组织形貌特征.结果表明,应变速率和变形温度对合金流变应力的大小有显著影响,流变应力随变形温度的升高而降低,随应变速率的提高而增大;合金平均亚晶尺寸随温度补偿应变速率Zener-Hollomon参数的升高而减小.可用Zener-Hollomon咖参数描述该Al-Zn-Mg-Cu合金热变形时的流变应力行为.     

5A01铝合金热变形行为和加工图

在Gleeble-1500热模拟机上,对5A01铝合金进行等温热压缩实验,研究该合金在变形温度为350~450℃、应变速率为0.01~1s-1条件下的热变形行为,建立其热加工图。结果表明:5A01铝合金是温度、正应变速率敏感材料,其流变应力随变形温度降低和应变速率升高而增大,利用峰值应力获得的该合金热加工图表明合金热变形存在两个失稳区域,即变形温度为350~390℃,应变速率为0.01~0.2s-1的区域和变形温度为405~450℃,应变速率为0.2~1s-1的区域;本实验条件下最佳加工参数为变形温度450℃,应变速率0.01s-1。     

片层组织TC17钛合金高温变形行为研究

通过热压缩试验研究了具有初始片层组织的TC17钛合金在780~860℃和应变速率0.001~10 s-1范围内的热变形行为和组织演变。分析了该合金在两相区变形的应力-应变曲线特征,其流变应力本构关系可以用双曲正弦方程和Zener-Hollomon参数描述,得到TC17合金在两相区变形的平均激活能为488.86 kJ.mol-1。显微组织分析发现:TC17合金在两相区变形时组织演变的主要特征是片层组织球化;热变形参数严重影响片层组织球化过程的进行,加大变形量、降低应变速率以及提高变形温度可以提高片状组织的动态球化程度。     

TC6钛合金的热塑性变形行为研究

采用热模拟试验机对TC6钛合金轧制态试样进行了不同温度和不同应变速率的应力—应变试验,研究TC6钛合金的高温变形行为。试验结果表明,TC6钛合金在相同的温度下,应变速率越小,热塑性越好,越容易变形;应变速率对TC6钛合金热塑性的影响还与温度有很大的关系,温度越低,热塑性受应变速率的影响越明显。800～900℃时,TC6钛合金热塑性受温度影响较大,变形温度越低,热塑性越差;900℃以上时,几乎不受变形温度和应变速率的影响。TC6钛合金在920～950℃,应变速率1.0 s-1时具有良好的热塑性和很好的热加工性能。     

Ti-25Al-14Nb-2Mo-1Fe合金热压缩变形流变应力行为与微观组织演变的研究

在Gleeble-3500热模拟试验机上对Ti-25Al-14Nb-2Mo-1Fe合金进行了等温恒应变速率压缩试验,研究了在变形温度为950~1 100℃,应变速率为0.001~1 s-1,最大变形程度为50%的条件下合金的热压缩变形流变应力行为与微观组织演变。结果表明:Ti-25Al-14Nb-2Mo-1Fe合金的流变应力对变形温度和应变速率均较为敏感,其流变应力曲线具有应力峰值、流变软化和稳态流变的特征。在变形温度为950℃,应变速率为0.001~0.1 s-1的条件下,Ti-25Al-14Nb-2Mo-1Fe合金的热变形特性为片层组织球化,其热变形机制可用晶界分离球化模型进行解释说明;在变形温度为1 000~1 100℃,应变速率为1 s-1的条件下,材料只发生了动态回复现象;在变形温度为1 050~1 100℃,应变速率为0.001~0.1 s-1的条件下,材料发生了动态再结晶现象。     

铸造TiAl基合金的热变形行为及加工图

通过高温压缩模拟试验结果建立TiAl基合金的热加工图,结合扫描电镜、透射电镜等试验手段,研究铸造TiAl基合金在温度为1 000~1 150℃、应变速率为0.001~1 s 1范围内的热变形行为。结果表明:铸造TiAl基合金是温度、应变速率敏感材料,其流变应力随温度升高和应变速率降低而降低。铸造TiAl基合金的高温变形机制以层片晶团的扭折、弯曲及动态再结晶过程为主。在高温(1 150℃),低应变速率(≤0.01 s 1)下变形后,铸态组织中β相含量明显减少直至消除。在变形温度1 150℃、应变速率0.001 s 1下变形时,铸造TiAl基合金未发生超塑性变形;此时由于动态再结晶晶粒异常长大导致加工图上该区域功率耗散值未达到最大,而是有减小的趋势。     

微量B对铸态TiAl基合金显微组织及热变形行为的影响

采用电弧熔炼法制备含微量B元素的Ti-43Al-4Nb-1.4W-xB(x=0.2,0.4,0.6,0.8。数据为原子分数,%)合金;利用光学显微镜(OM)和扫描电镜(SEM)研究B含量对该铸态合金显微组织的影响,并通过热模拟压缩试验研究温度为1 050~1 200℃、应变速率为10 3~1 s 1的变形条件下Ti-43Al-4Nb-1.4W-0.6B合金的热变形行为,分析该合金在不同变形条件下的组织演化规律。结果表明:当B含量(质量分数)达到0.6%时,合金组织明显细化;Ti-43Al-4Nb-1.4W-0.6B合金的高温压缩流变应力随变形速率增加以及变形温度降低而增加;其峰值应力与变形条件之间的函数关系可用双曲正弦函数来描述,并以此求得高温变形激活能为580.68 kJ/mol;加入0.6%B对合金动态再结晶形核起到一定的促进作用,热变形后,合金发生明显的动态再结晶。     

Isotropic and kinematic hardening in a dispersion-strengthened aluminum alloy

The room temperature mechanical behavior of a dispersion strengthened aluminum alloy was examined in tension, compression, and in fully reversed loading. The alloy, 8009, is characterized by a high volume fraction of 50–100 nm dispersoid (25%) and 0.5 mm grain size. In tension, 8009 exhibits low strain to UTS and large post uniform elongation; in compression, near steady state deformation is observed after 2–3% strain. The Bauschinger effect was quantified as a function of prestrain in the forward direction. The experimental reverse loading curves were compared to those expected for ideal isotropic hardening and ideal K1 type kinematic hardening. The alloy exhibits nearly pure kinematic hardening of the K1 type. Based on the microstructure and the fully reversed loading behavior, the monotonic deformation behavior is explained.     

粗晶Mg-3Gd-1Zn合金高温压缩变形过程中的动态再结晶

研究了粗晶Mg-3Gd-1Zn合金在723 ～823 K,应变速率0.100 ～0.001s-1条件下单轴压缩变形过程中的动态再结晶行为.研究结果表明,其热压缩曲线为典型的动态再结晶型,峰值流变应力和稳态流变应力随温度的升高而减小,随应变速率的增大而增大;在该实验温度范围内其变形激活能约为140 kJ·mol-1;再结晶晶粒尺寸lnd与lnZ参数偏离线性关系,且变形温度对再结晶晶粒尺寸的影响比应变速率更大.利用金相和电子背散射技术(EBSD)对773 K,0.010 s-1条件下压缩不同变形量的Mg-3Gd-1Zn合金进行了组织表征,发现其动态再结晶大都发生在孪晶界及其与原始晶界的交叉处,主要为孪生诱发动态再结晶形核(TDRX)机制.再结晶形核初期形状不规则,晶界倾向于呈直角,随着应变量的增大,由于晶界的局部迁移,再结晶晶粒逐渐转变为稳定的等轴晶.     

一种含铁Ni_3Al基合金的热变形行为

采用Gleeble-1500D热模拟试验机对一种含铁Ni3Al基合金进行了高温压缩试验,试验温度为1 050~1 150℃,应变速率为0.1~1.0s-1,工程应变量为50%。获得了不同变形条件下的真应力-真应变曲线,并分析了合金微观组织的变化。结果表明:合金的流变应力随着变形程度的增加先达到峰值应力,之后逐渐降低,趋于稳态流变。提高变形温度及减小应变速率能有效促进动态再结晶过程。在变形温度1 100℃以上,工程应变为50%时,能够获得完全再结晶的锻态组织。基体中的γ′相粒子对合金动态再结晶有抑制作用,β相的存在促进了相界处动态再结晶形核但抑制了完全动态再结晶晶粒的长大。高温下β相的软化效应和γ′相的回溶转变都有效提高了Ni3Al基合金热加工性能。     

6005A与6082铝合金热变形流变行为

利用Gleeble-1500热模拟试验机对6005A和6082铝合金进行高温等温压缩试验,研究了在变形温度为450~550℃和应变速率为0.005~10 s-1条件下两种铝合金的热变形流变行为.6005A铝合金在低应变速率条件下,不同变形温度时的流变曲线均呈现波浪形特征,随着应变速率的增加,硬化和软化接近平衡,表现为稳态流变特征;在高应变速率条件下,硬化过程占据主导地位,回复和硬化过程的竞争使流变曲线呈现波浪形上升的趋势.6082铝合金在低应变速率情况下,不同变形温度时的流变曲线未出现周期性波动;在中等应变速率条件下也表现为稳态流变特征;在高应变速率条件下出现波浪形特征.两种铝合金均为正应变速率敏感材料,其热变形是受热激活控制.最后给出了铝合金热变形条件下流变应力、应变速率和变形温度三者之间的关系式.