03Cr18NiMoN节镍双相不锈钢的热变形行为及热加工图

为了探究03Cr18NiMoN节镍双相不锈钢高温轧制变形机制和组织演变规律,利用Gleeble-3800热模拟试验机在变形温度为850～1 150℃,应变速率为0.01～10 s~(-1),变形量为50%条件下对其进行高温压缩研究。流变应力曲线在950～1 150℃的较高变形温度和0.01～0.1 s~(-1)低应变速率条件下呈现出明显动态再结晶特征。变形初期,试验钢的加工硬化率随变形温度的降低和应变速率的升高而增加,不利于动态再结晶软化。组织分析表明,随变形温度升高至1 050℃和应变速率降低,奥氏体动态再结晶更加充分,晶粒细化程度明显提高,而1 150℃高变形温度使奥氏体再结晶晶粒粗化。在950℃、0.01～1 s~(-1)的变形条件下,铁素体动态回复逐渐加强。热变形激活能Q=549.7 kJ/mol,高于2 205双相不锈钢(451 kJ/mol),表观应力指数n=6.079,表明其变形机制主要以体扩散引起的位错低温攀移为主。热加工图分析表明,失稳区域随应变量增加逐渐增大,结合流变应力曲线和显微组织分析,确定最佳加工区域为950～1 050℃的变形温度和0.01～0.018 s~(-1)的应变速率,且功率耗散因子处于较高(0.36～0.50)水平。此外,基于Z参数建立了试验钢的峰值流变应力本构方程。     

7085铝合金热变形的流变应力行为和显微组织

采用Gleeble-1500热模拟机进行热压缩实验,研究7085铝合金在变形温度为350~470℃、应变速率为0.001~1 s?1条件下的流变应力变化规律和变形后的显微组织。研究表明:7085铝合金的流变应力随应变速率增大而增大,随变形温度升高而减小。该合金热压缩变形的流变应力行为可用双曲正弦形式的本构方程描述为ε=A[sinh(ασ)]nexp(?Q/RT),也可用Zener-Hollomon参数来描述,其参数A、α、n以及热变形激活能Q分别为2.722 54×1011s?1、0.016 03 MPa?1、6.259以及176.58 kJ/mol。随着温度升高和应变速率降低,合金的主要软化机制由动态回复逐渐转变为动态再结晶。     

40Cr钢热变形行为研究

利用Gleeble-3500热模拟试验机在变形温度900～1 200℃和应变速率0.01～10 s^-1范围内，对40Cr钢试样进行压缩实验。研究了40Cr钢真应力-应变曲线特征，建立了峰值应力、应变速率和变形温度间的本构方程，并确定了40Cr钢热变形激活能为310.625 kJ/mol。研究结果显示：40Cr钢热变形时的流变软化机制为动态回复和动态再结晶；随着变形温度增加和应变速率减小，流变应力减小；试样的变形温度越高，应变速率越低，显微组织中的动态再结晶越完全，并且动态再结晶晶粒越容易长大。     

GH690合金热变形流变行为的研究

采用Gleeble-3500热模拟试验机进行高温等温压缩实验,研究了GH690合金在变形温度为950～1250℃、应变速率为0.001～10s<'-1>条件下的热变形行为,采用金相显微镜对GH690合金热模拟试样的纵截面变形组织进行观察.结果表明:应变速率和变形温度对合金的流变应力与变形组织有显著影响.流变应力随变形温度的升高而降低,随着应变速率的增加而升高,说明该合金属于正应变速率敏感的材料;动态再结晶晶粒尺寸随应变速率的增加而减小,随变形温度的增大而增大.采用Zener-Hollomon参数的双曲正弦函数能较好地描述GH690合金高温变形时的流变行为,得到峰值应力表达式,GH690合金的热变形激活能Q为370.4 kJ·mol<'-1>.     

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.     

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。     

Cu-Cr-Zr合金的热变形行为

采用Gleeble-3500热模拟实验机对Cu-Cr-Zr合金进行了压缩变形实验,分析了在变形温度为25~700℃、应变速率为0.0001~0.1000s-1的条件下流变应力的变化规律,利用扫描电镜及透射电镜分析合金在热压缩过程中的组织演变及动态再结晶机制。结果表明:Cu-Cr-Zr合金在热变形过程中发生了动态再结晶,且变形温度和应变速率均对流变应力有显著的影响,流变应力随着变形温度的升高而降低,随着应变速率的增加而升高,说明该合金属于正应变速率敏感材料;当变形温度为400~500℃时,低应变速率(0.0001~0.0010 s-1)的真应力-真应变曲线呈现动态再结晶曲线特征,高应变速率(0.01~0.10 s-1)的真应力-真应变曲线呈现动态回复特征;在真应力-真应变曲线的基础上,采用双曲正弦模型能较好地描述Cu-Cr-Zr合金高温变形时的流变行为,建立了完整描述合金热变形过程中流变应力与应变速率和变形温度关系的本构方程,确定了合金的变形激活能为311.43 kJ·mol-1。     

Ti—10V—2Fe—3Al合金的热变形行为

本文测试了Ti-10V-2Fe-3Al合金在700～950℃温度范围内,5×10~(-3)s~(-1)～10s~(-1)七个应变速率下的真应力-应变(σε)曲线,分析了变形组织,并对β区动态再结晶的形核机制进行了探讨。结果表明,在β区850～950℃下,应变速率ε=1s~(-1)～10s~(-1)范围内变形时,动态回复是主要软化机制,经计算得:应力指数n=4.1,激活能Q=195kJ/mol;当 ε≤10~(-1)s~(-1)时,有动态回复和动态再结晶两种软化机制,此时n=3.9,Q=157kJ/mol。α+β区变形时,有动态回复和动态再结晶两种软化机制。     

新型Ti-6554钛合金热变形行为及热加工图

利用Gleeble-1500热模拟实验机研究了新型Ti-6Cr-5Mo-5V-4Al合金在740～950℃,应变速率0. 01～10. 00 s~(-1)条件下的热变形行为。通过真应力-真应变曲线分析了合金在高温变形时的应力随温度及应变速率的变化规律,之后对数据进行回归分析得到了合金的本构方程,最后绘制合金的热加工图并结合微观组织观察研究该合金的热变形机制。结果如下:合金的流变应力对温度和应变速率都十分敏感。在相同的应变速率下,随温度升高,流变应力降低;而在相同温度下,应变速率升高,流变应力也升高。计算得到合金的动态激活能Q为246. 551 kJ·mol~(-1)。高温变形的本构方程为ε=4. 51×10~(10)[sinh(0. 0058σ)]~(4. 85272)exp(-246551/RT)。根据热加工图可知,两相区变形时,合金在温度740～770℃、应变速率0. 01～0. 03 s~(-1)的区域内具有最高的功率耗散系数,达到44%,变形机制为动态回复;β单相区变形时,在温度780～890℃、应变速率0. 01～0. 03 s~(-1)的区域内具有较高的功率耗散系数,为40%,变形机制包括动态回复和动态再结晶。合金的塑性失稳区主要在温度740～900℃、应变速率0. 05～1. 00 s~(-1)的区域内,失稳区内会发生局部塑性流动。     

2524铝合金的热压缩变形行为

利用Gleeble-1500热模拟实验机,对2524铝合金进行高温等温压缩试验,实验变形温度为300～500℃,应变速率为0.01～10 s-1的条件下,研究了2524铝合金的流变变形行为。结果表明:合金流变应力的大小跟变形温度和应变速率有很大关联,2524铝合金真应力-应变曲线中,流变应力开始随应变增加而增大,达到峰值后趋于平稳,表现出动态回复特征,而峰值流变应力随变形温度的降低和应变速率的升高而增大;在流变速率ε为10 s-1,变形温度300℃以上时,应力出现锯齿波动,合金表现出动态再结晶特征。采用温度补偿应变速率Zener-Hollomon参数值来描述2524铝合金在高温塑性变形流变行为时,其变形激活能Q为216.647 kJ/mol。在等温热压缩形变中,合金可加工条件为:高应变速率(>0.5 s-1)或低应变速率(0.01 s-1～0.02 s-1)、高应变温度(440℃～500℃)。     

中温中压容器用钢13MnNiMoR的热变形行为研究

为制定中温中压容器用钢13MnNiMoR的热加工工艺提供理论依据并实现其工业化生产,利用单道次热压缩模拟实验研究了变形温度(900~1150℃)和应变速率(0.01~1s~(-1))对其热变形行为的影响.结果表明:当应变速率低于0.1s~(-1)时,新晶粒有足够的时间进行形核和长大,奥氏体容易发生动态再结晶;当变形温度降低或应变速率增加时,实验钢在变形过程中主要发生动态回复,流变应力也随之提高.基于测定的流变应力曲线,通过拟合得到实验钢在热变形时的应力指数为4.29,动态再结晶激活能为319kJ/mol,据此建立了13MnNiMoR钢在高温变形时的热加工方程.     

上引连铸TU1热变形行为研究

以上引连铸TU1杆料为研究对象，在MMS-100热模拟试验机上对其进行单道次压缩试验，研究了在不同应变速率（0.01~10 s-1）和不同变形温度（750~950 ℃）条件下的热变形行为，构建其本构模型.结果表明:在10 s-1高应变速率条件下，TU1在750 ℃变形时峰值应力高达80 MPa，当温度升高到950 ℃时，峰值应力降至38 MPa；而在应变速率为0.01 s-1、750 ℃变形时，峰值应力仅为30 MPa，此时TU1已经发生动态再结晶；通过本构方程计算得到TU1的热变形激活能约为253 kJ/mol.      

03Cr18NiMoN节镍双相不锈钢的热变形行为及热加工图

关键词：双相不锈钢； 流变曲线； 本构方程； 热加工图     

GH690合金热加工图及管材热挤压实验研究

采用Gleeble-3500热模拟试验机进行高温等温压缩实验,研究了GH690合金在变形温度为950～1200℃、应变速率为0.001～10.000 s-1条件下的热变形行为,利用动态材料模型构建了GH690合金热加工图,并基于加工图进行GH690合金管材热挤压实验。结果表明:GH690合金有应力峰和动态再结晶软化的特征,在ε≥0.4时,流动应力趋于稳定状态;在热加工图中变形温度为1100～1150℃、应变速率为1.0～2.5 s-1时功率耗散效率达到0.34～0.39,该区域对应的工艺参数适合于进行GH690合金管材热挤压;在热加工图中变形温度为950～1000℃,应变速率在0.94～10.00 s-1之间的区域为不稳定变形区域,热加工时应该避开这一区域。     

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。     

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。     

耐热合金热压缩修正后本构方程及热加工图

通过热模拟压缩实验研究了耐热合金CN617在变形温度为950~1 150℃、应变速率为0.01~10s-1条件下的热变形行为,修正了实验中由于摩擦和变形热效应引起的流变应力误差,并采用修正后的流变应力值,通过回归分析建立了CN617合金的热变形本构方程并绘制了热加工图。计算得出锻态耐热合金CN617热变形的热激活能平均为550kJ/mol。利用热加工图确定了CN617合金热变形时流变失稳区,分析得到了CN617合金流变失稳的原因是极少动态再结晶发生以及局部绝热变形带的形成。     

6069铝合金的热变形行为和加工图

采用Gleeble-1500热模拟实验机在温度为300～450℃,应变速率为0.01～10 s?1条件下对6069铝合金进行热压缩实验,研究该合金的热变形行为及热加工特征,建立热变形本构方程和加工图。结果表明,6069铝合金热变形过程中的流变行为可用双曲正弦模型来描述,在实验条件下的平均变形激活能为289.36 kJ/mol。真应变为0.7的加工图表明合金在高温变形时存在2个安全加工区域,即变形温度为300～350℃、应变速率为1～10 s?1的区域和变形温度为380～450℃、应变速率为0.01～0.3 s?1的区域。适合加工的条件是变形温度为350℃,应变速率0.01 s?1。     

317L-Cu奥氏体抗菌不锈钢的热变形方程及其热加工图

 采用Gleeble 3800热模拟试验机研究了317L-Cu奥氏体抗菌不锈钢在950~1150℃,0.01~10s-1条件下的热变形行为,确定了在该区域的热变形方程。依据动态材料模型建立了317L-Cu奥氏体抗菌不锈钢在不同应变量下的热加工图。结果表明,317L-Cu奥氏体抗菌不锈钢的热变形激活能为483kJ/mol,不同真应变下热加工图的差异主要体现在失稳区的位置变化,失稳主要以局部流变形式存在。真应变为0.4时,在960~1030℃范围内,应变速率为0.01~0.045s-1的较低温低应变区域,能量耗散效率η值最大为0.46,容易发生动态再结晶,是较优的热加工工艺窗口。     

Ni60Ti40形状记忆合金的热变形行为

为获得Ni₆₀Ti₄₀形状记忆合金热变形的最佳工艺参数,利用等温恒速率热压缩试验研究了在温度为800~1 000 ℃、应变速率为0.005~5.000 s-1条件下Ni₆₀Ti₄₀合金的热变形行为,通过探究不同变形温度和应变速率对Ni₆₀Ti₄₀合金流变行为的影响创建本构关系,并以动态材料模型为基础构建热加工图。结果表明,Ni₆₀Ti₄₀合金的流变应力随变形温度的升高而减小、随应变速率的升高而增大。温度为900~1 000 ℃、应变速率为0.005~0.500 s-1时,流变应力较快达到稳态,且所需的变形量较少。采用Arrhenius双曲正弦模型构建的Ni₆₀Ti₄₀合金热变形的流变应力本构关系模型可基本准确地预测实际流变应力随工艺参数的变化趋势,计算得到Ni₆₀Ti₄₀合金的平均热变形激活能为213 kJ/mol。Ni₆₀Ti₄₀合金的热变形有3个稳定变形区和1个失稳区,适宜变形的区域为800~870 ℃/0.005~0.080 s-1、870~950 ℃/0.080~0.500 s-1和950~1 000 ℃/0.050~5.000 s-1;不适合进行热加工的区域为800~850 ℃/0.220~5.000 s-1。