变形温度对TC11合金低应变速率下的变形行为及组织的影响

采用THERMECMASTOR-Z热模拟试验机研究了TC11钛合金在变形温度780～1080℃,应变速率0.001～1 s-1范围的热变形行为,并采用金相显微镜研究了变形温度对TC11钛合金组织的影响,主要研究结果如下:变形温度对TC11钛合金的流动应力有显著影响,在较高温度或较低应变速率时,变形呈稳态流动特征;在较低温度或较高应变速率时,变形呈流变软化特征.在β单相区,当应变速率为1 s-1时,组织主要为拉长的β晶粒和少量的动态再结晶晶粒;当应变速率为O.01～0.1 s-1时,变形机制主要为动态再结晶;当应变速率在0.001 s-1附近时,变形机制为动态回复.在(α+β)两相区,变形温度870～960℃,应变速率0.001 s-1附近时,变形机制为超塑性.     

生物医用Ti-6Al-7Nb合金高温变形行为研究

为了研究用于外科植入生物材料Ti-6Al-7Nb合金的热变形行为,利用Gleeble 2000热模拟实验机对Ti-6Al-7Nb合金在750～900℃温度范围和0.001～10.000 s-1应变速率范围内进行等温热压缩实验,试验在氩气保护下进行,采用金相显微镜和透射电镜观察热变形后的组织;通过计算变形激活能分析Ti-6Al-7Nb合金在热压缩过程中的变形机制。结果表明:流变应力在经历加工硬化阶段后均表现出流变软化现象,在较低应变速率ε=0.001～0.100 s-1时,材料的软化主要受α相动态再结晶影响;而在较高应变速率ε=1～10 s-1时,材料基本不发生再结晶,其软化是由于钛合金在变形过程中的绝热效应造成的。通过Arrhenius方程计算出合金在750,800,850和900℃下的变形激活能分别为209.25,196.01,194.01和130.40 kJ.mol-1;在750～850℃下的激活能接近于α-Ti的自扩散激活能(200 kJ.mol-1),表明在750～850℃的变形由α-Ti自扩散参与的动态再结晶控制;在900℃下激活能略低于β-Ti的自扩散激活能(160 kJ.mol-1),说明在900℃下的变形机制由β相的动态回复控制。综合考虑变形行为与组织细化因素,温度在750～850℃,变形速率在0.01～0.10 s-1范围为良性热加工区域。     

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。     

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。     

TC18合金热压缩变形行为研究

本文利用热压缩法研究了TC18合金的热变形行为,并计算了合金在α+β两相区和β单相区变形激活能,得到了相应的流变应力本构方程。研究结果表明,TC18钛合金在α+β双相区变形时,在较低温度和较高应变速率条件下流变曲线呈现典型的单一峰值的再结晶,并且随变形温度的提高,出现多峰值的再结晶的特征;TC18钛合金在β单相区变形时,流变曲线出现了较长的平缓阶段,而后在较大应变时出现了标志再结晶的峰值应力;经计算得到TC18钛合金β单相区的变形激活能为260.84kJ/mol,α+β双相区的应变激活能336.356kJ/mol。经过拟合得到了TC18钛合金在α+β双相区和β单相区变形的流变应力本构方程。     

电热合金Cr20 Ni80的热变形行为及热加工图

为了解决Cr20Ni80电热合金锻造开裂的问题,在Gleeb-1500D热模拟试验机上对该合金进行热压缩试验,研究变形温度为900~1220℃,应变速率为0.001~10 s-1条件下的热变形行为,并根据动态材料模型建立合金的热加工图.合金的真应力-真应变曲线呈现稳态流变特征,峰值应力随变形温度的降低或应变速率的升高而增加;热变形过程中稳态流变应力可用双曲正弦本构方程来描述,其激活能为371.29 k J·mol-1.根据热加工图确定了热变形流变失稳区及热变形过程的最佳工艺参数,其加工温度为1050~1200℃,应变速率为0.03~0.08 s-1.优化的热加工工艺在生产中得到验证.     

TC11钛合金等轴组织热变形行为与组织演变

采用等温恒应变速率压缩试验研究了TC11钛合金等轴组织两相区980～800℃,应变速率O.001～O.1 s-1,变形程度50%条件下的变形行为,分析了变形参数对应力-应变曲线、微观组织演变机制和规律的影响,建立了该合金两相区变形的热加工图,并采用EBSD技术测试了热变形组织的晶界特征.结果表明:(1)980℃变形,β相是主要变形相,O.001～O.1 s-1之间的功率耗散效率值在动态回复和再结晶范围内;α相经历了变形促进下的溶解(高应变速率)和聚集粗化(低应变速率)的过程,即α晶粒尺寸和相含量随着应变速率的加快明显减小.(2)950～900℃变形,O.001～O.01 s-1之间的功率耗散效率值在超塑性变形范围内;变形主要是软基体的β相和界面的变形行为;变形过程中,α晶粒尺寸和相含量基本不变.(3)850～800℃变形,α相是主要变形相,发生了连续动态再结晶过程;β相起晶界协调变形的作用.     

稀土及铌微合金化Fe-3%Si无取向硅钢热变形行为的研究

针对稀土及铌微合金化Fe-3%Si无取向硅钢,在实验室利用Gleeble-1500D热模拟机进行了变形温度为900℃~1100℃、变形速率为0.001 s-1~5 s-1、变形量为60%的单道次热变形实验。分析了不同热变形条件下实验钢的应力-应变曲线以及变形组织,并计算了实验钢的热变形激活能Qd的值。实验结果表明,稀土及铌微合金化Fe-3%Si无取向硅钢在热变形过程中有部分再结晶晶粒出现在原始晶界以及晶界三角地带,但不同变形条件下的应力-应变曲线仍均为动态回复型;热变形激活能Qd分别为449.00 k J/mol、431.59 k J/mol,稀土及铌微合金化可以显著提高Fe-3%Si无取向硅钢热变形激活能,抑制动态再结晶的发生。     

30% SiC_p/Al复合材料热变形及动态再结晶行为

采用Gleeble-1500D热模拟试验机研究30%SiCp/Al复合材料在温度为623~773 K、应变速率为0.01~10 s-1下的热变形及动态再结晶行为。结果表明:材料的高温流变应力-应变曲线主要以动态再结晶软化机制为特征,峰值应力随变形温度降低或应变速率升高而增大,材料热激活能为272.831 k J/mol。以试验数据为基础,建立q-s和?q/?s-s曲线,从而进一步获得动态再结晶的临界应变和稳态应变,通过试验数据的回归分析,建立动态再结晶的临界应变模型和稳态应变模型,并在此基础上,获得所需要材料的动态再结晶图。     

Fe16Mn0.6C TWIP钢流变应力和临界动态再结晶行为

 利用Thermecmastor-Z热模拟实验机，得到了Fe16Mn0.6C TWIP钢在变形温度850~1150℃，应变速率0.03~30s-1条件下热压缩变形的真应力应变曲线。进而研究了变形温度、应变速率对Fe16Mn0.6C流变应力和临界动态再结晶行为的影响规律。结果表明，850~1150℃范围内Fe16Mn0.6C热变形的峰值应力随温度的升高而降低，随着应变速率的增大而升高；且在应变速率为0.03 s-1和30 s-1出现明显的应力峰值，材料发生了动态再结晶。最后采用线性回归方法计算出Fe16Mn0.6C的高温变形流变应力本构方程，得出热变形激活能为469kJ/mol；并通过应变硬化速率与流变应力曲线求出了该钢种动态再结晶临界条件与Z参数之间的关系。