压缩条件下AZ31镁合金第Ⅱ阶段加工硬化

在温度为25℃~300℃、应变速率为3×10~(-2)s~(-1)~10~(-4)s~(-1)的条件下,对挤压态的AZ31镁合金沿挤压方向进行了压缩试验,试验研究了加工硬化率随应力的变化关系,以及产生第Ⅱ阶段加工硬化的原因。结果表明,在一定温度及应变速率范围内,加工硬化率随应力增加而增加,当加工硬化率达到峰值时即出现第Ⅱ阶段加工硬化。产生第Ⅱ阶段加工硬化的主要原因是压缩过程中,镁合金组织产生了{1012}拉伸孪晶,随着孪晶数量增加,大量孪晶界会阻碍位错运动,造成加工硬化率升高。     

AZ31镁合金加工硬化第Ⅲ阶段位错模型

在温度为200~400℃,应变速率为10~(-4)~10~(-2 )s~(-1)条件下,对挤压态AZ31镁合金进行了拉伸试验,得到了加工硬化率-应力曲线,研究了第Ⅲ阶段加工硬化位错模型以及模型中的硬化参数与软化参数同变形温度和应变速率的关系。结果表明,随着温度升高及应变速率降低,硬化参数减小,硬化速率下降。200~350℃时,软化参数增加,软化速率提高,回复增加。但温度由350℃增加至400℃时,软化参数变化不大,这可能与350℃变形时,镁合金的所有滑移系均已开动,位错湮灭速率达到稳定状态有关。     

温度及应变率对挤压态AZ31镁合金弹性模量的影响

在温度为298 K~773 K,应变率10~(-2)s~(-1)~10~(-4)s~(-1)范围内,对挤压态AZ31镁合金沿挤压方向进行了拉伸试验,得到了弹性模量与温度和应变率的关系。结果表明,弹性模量随温度增加而线性下降;室温下,应变率对弹性模量不敏感,但随着温度的升高,应变率对弹性模量有较大影响,即应变率越低,弹性模量越小。根据流变应力与位错密度的关系分析了镁合金弹性模量降低的原因。     

不同应变率下热压缩双辊轧制Mg-5.51Zn-0.49Zr合金动态再结晶的位错机制（英文）

通过X射线衍射仪、光学显微镜和透射电镜研究Mg-5.51Zn-0.49Zr镁合金在热压缩实验中动态再结晶的位错机制。结果表明,当应变速率为1×10~(-3) s~(-1)时,由于位错攀移沿单一方向滑动,合金出现连续动态再结晶;当热压缩温度达到350°C、应变速率为1×10~(-2) s~(-1)时,由于位错发生滑移和攀移,合金出现连续动态再结晶;当热压缩温度达到400°C时,由于亚晶界弓出,合金出现不连续动态再结晶;当应变速率为1×100 s~(-1)时,合金出现连续动态再结晶是由于先导位错在堆积前发生攀移,导致位错在堆积过程中重新排列,形成位错差。一般来说,当应变速率增加时,位错攀移的主要影响机制由空位迁移转变为堆积前先导位错的压应力作用。     

低温ECAP制备1050铝合金试样的高温拉伸性能

通过拉伸试验、显微组织观察等手段,研究了初始应变速率和变形温度对低温等径角挤压(ECAP)制备的1050铝合金拉伸性能及晶粒大小的影响。结果表明,随初始应变速率的增加,流动应力不断增加;随着变形温度的升高,流动应力不断减小。当初始应变速率为5×10~(-4)s~(-1)、变形温度为400℃时,合金具有最大的伸长率90.4%。当变形温度为400℃,初始应变速率大于或小于5×10~(-4)s~(-1)时,合金的伸长率均逐渐降低。当初始应变速率为5×10~(-4)s~(-1),变形温度大于或小于400℃时,合金的伸长率均逐渐降低。随初始应变速率的降低和变形温度的增加,合金的晶粒尺寸增大明显。     

预孪晶AQ80镁合金热压缩本构方程及热加工图

采用Gleeble-3500热模拟试验机,对预孪晶AQ80镁合金在变形温度为250~400℃、应变速率为1×10~(-3)~5 s~(-1)条件下进行热压缩实验。预孪晶AQ80镁合金本构方程的建立通过Arrhenius双曲正弦函数推导而来。基于动态材料模型,建立在应变量为0.1、0.3和0.5下的热加工图。结果表明:预孪晶AQ80镁合金的流变应力随着变形温度升高和应变速率下降而减小,热加工图中耗散峰值(η=48%)区出现在低温低应变速率范围(250~280℃,1×10~(-3) s~(-1))。结合热加工图和其对应区域的金相组织进行分析得出:应变量为0.5的失稳区在温度为250~400℃、应变速率为0.1~5 s~(-1)范围内;然而,加工安全区在温度为300~400℃、应变速率在1×10~(-3)~1×10~(-2) s~(-1)范围内,组织特征表现为动态再结晶。     

均匀化处理的6063铝合金的热压缩变形行为及组织演变

为了考察6063铝合金在较高应变速率下的变形行为,采用Gleeble-3500热模拟试验机对合金在变形温度390~510℃和应变速率1~20 s~(-1)进行热压缩试验。结果表明:流动应力随着变形温度的升高而降低,随着应变速率的增大而升高。在应变速率为1~10 s~(-1)时,流动应力随着应变增加逐渐进入稳态流动阶段;在应变速率为20 s~(-1)时,流动应力达到峰值后随应变量增加而下降。通过热加工图获得适宜的热变形工艺参数为:变形温度460~490℃,应变速率2~6.3 s~(-1)。合金在失稳区发生局部流动和剪切变形,在安全加工区域组织更均匀。随着温度升高和应变速率下降,位错密度减小,合金发生动态再结晶。     

挤压态AZ631M镁合金显微组织及高温变形行为研究

研究了不同挤压比和挤压温度(挤压桶温度)对AZ631M镁合金晶粒尺寸和力学性能的影响,探索了挤压态AZ631M镁合金最优时效处理工艺和热加工工艺。实验挤压比选用9、32、41、81,挤压温度为200、250、300℃。热处理采用挤压后固溶+时效(T6)和直接时效(T5)处理2种方式,绘制了在变形温度为300~450℃和初始应变速率为5×10~(-2)~5×10~(-4)s~(-1)的热加工图。结果表明:随着挤压温度从300℃降低到200℃,合金晶粒尺寸从31μm减小到14μm,抗拉强度从325 MPa增加到368 MPa,伸长率从13.6%增加至17.3%。随着挤压比增加从9到81,合金晶粒尺寸从24μm减小至8μm,抗拉强度从277 MPa增加至376 MPa,伸长率从16.1%降低至15.3%。挤压温度为250℃,挤压比为32,挤压速度为60 mm/min挤压、T6(420℃/8 h+210℃/18 h)处理后,AZ631M镁合金抗拉强度与挤压态AZ631M(330 MPa)对比提高了18%,达到390 MPa,伸长率降低了40%。和铸态AZ631M相比,挤压态AZ631M的热加工区域增大,最优热加工区域为温度400~450℃,初始应变速率5×10~(-4)~1.5×10~(-3)s~(-1)。     

铁素体/马氏体钢P92的正常和反常锯齿流变行为

对经过正火和回火处理的P92钢在573~623 K的温度区间和5×10~(-5)~1×10~(-3)s~(-1)的应变速率范围内进行了拉伸试验,研究了温度和应变速率对铁素体/马氏体钢P92锯齿流变的影响。结果表明:在应变速率为5×10~(-5)~1×10~(-3)s~(-1)及温度为573~623 K这两个区间内进行拉伸试验,P92钢产生锯齿流变时的临界应变均表现出正常和反常的行为。经计算,正常锯齿流变激活能为134 k J/mol。结合透射电镜观察结果,表明铬原子等置换原子可能是产生锯齿流变的原因,而反常行为则可能是由于位错对析出相产生切割作用引起。     

温度与应变速率对Invar 36合金变形行为的影响

在室温至900℃温度范围内、不同初始应变速率(8×10~(-5)、8×10~(-4)和8×10~(-3)s~(-1))下,利用单向拉伸实验研究了温度与应变速率对Invar 36合金拉伸力学性能的影响,并选择室温、600和800℃进行三点弯曲实验,分析温度对Invar 36合金厚板回弹规律的影响。结果表明,Invar 36合金的屈服强度、抗拉强度随温度的升高而大幅降低;延伸率则先升高后降低,在600℃时出现峰值,达到69.2%,比室温提高了55%,这主要由于动态再结晶使塑性提高所致。当温度较低时(室温和500℃),应变速率对Invar 36合金力学性能影响不大;但当温度升高至800℃时,Invar 36合金的强度和塑性均随初始应变速率的减小而大幅减小,初始应变速率由8×10~(-3)s~(-1)降至8×10~(-5)s~(-1),屈服强度、抗拉强度和延伸率分别降低了38%、47%和50%;由室温升高至800℃时,三点弯曲回弹量减小87.0%。     

TA12A高温钛合金超塑性工艺参数实验研究

为了研究TA12A高温钛合金的超塑性工艺参数,利用2 mm厚板材进行了不同温度和不同初始应变速率下的高温拉伸试验,并观察了920℃拉伸试样的显微组织。结果表明,TA12A板材在900~940℃范围内以不同初始速率拉伸的伸长率均超过400%,具有良好的超塑拉伸性能。在温度为940℃和初始应变速率为1×10~(-3)s~(-1)时,断后伸长率最大可达785%;考虑在实际生产过程中温度越高则高温驻留时间越长,对成形后的材料性能降低越明显,最终确定超塑成形的工艺参数为:温度920℃,初始应变速率1×10~(-3)s~(-1);在超塑变形过程中,拉伸段的晶粒尺寸变大是保温时间和应变诱导的共同作用结果。     

Al-Mg-Sc-Zr合金冷轧板材的超塑性变形行为

在温度450~520℃和1.67×10~(-3)~1.00×10~(-1)s~(-1)。初始应变速率条件下对Al-Mg-Sc-Zr合金冷轧板材进行拉伸实验,研究该合金的超塑性流变行为,探讨其超塑性变形机理。结果表明:随着变形温度的升高,伸长率先增加后减小,在500℃和初始应变速率6.67×10~(-3)s~(-1)条件下获得的最大伸长率为740%。合金的应变速率敏感因子为0.40,激活能为101 kJ/mol;在超塑性变形过程中,合金组织发生明显的动态再结晶,使原始纤维状晶粒等轴化;Al_3(Sc,Zr)粒子可有效钉扎晶界,抑制晶粒长大;超塑性变形过程的主要变形机制为晶界滑移,协调机制为晶界扩散控制的位错蠕变。     

高温拉伸对2524铝合金显微组织与力学性能的影响

在应变速率为10~(-4)~10~(-1 )s~(-1)和温度为250~450℃范围内对2524铝合金板材进行单向热拉伸试验,研究了热变形参数对其显微组织及力学性能的影响。结果表明,当温度为400℃,应变速率为10~(-3 )s~(-1)时,2524铝合金开始表现出动态再结晶特征,升高温度以及降低应变速率,均有利于动态再结晶发生。在温度为250℃,应变速率为10~(-1 )s~(-1)时,抗拉强度最高为312 MPa,伸长率最低为13%。当温度恒定为250℃时,随应变速率的减小,抗拉强度降低42.9%,伸长率提高15.4%;当应变速率恒定为10~(-1 )s~(-1)时,随温度的升高,抗拉强度降低77.2%,伸长率提高285%,断口呈韧性断裂。     

TB8钛合金超塑性变形的组织演变

研究了TB8合金在不同变形条件下的超塑性及其显微组织。结果表明,变形温度为690～840℃、应变速率为1.0×10~(-4)～1.0×10~(-3)s~(-1)时,TB8钛合金均具有超塑性。750℃、1.0×10~(-4)s~(-1)拉伸时,合金塑性最佳,伸长率为524.9%。变形过程中,变形软化和加工硬化相互抵消,表现为传统的超塑性变形稳态流动特征。变形温度、应变速率和变形程度对合金的超塑性、显微组织均有明显影响。应变速率越低,等轴β相晶粒尺寸越大。拉伸温度升高,β相晶粒尺寸增大,α相颗粒逐渐被溶解,β相饱和化,但仍能保持一定的等轴度。随着变形程度增大,β相晶界和基体弥散析出的α相越多,细小、弥散分布的α相可以抑制晶粒的过分长大,使合金塑性得到改善。     

AZ91D变形镁合金的动态应变时效现象

在应变速率为1.11×10-4～1.67×10-3s-1、温度为248～523K的条件下,对固溶态AZ91D变形镁合金进行拉伸试验。结果表明:在一定的拉伸应变速率和温度区间拉伸时,AZ91D镁合金在形变过程中发生动态应变时效(DSA)现象,其典型特征表现为其拉伸曲线出现锯齿波,所对应的锯齿波类型分别呈A型及A+B混合型;应变速率敏感性系数为负值;且出现加工硬化速率峰值;出现锯齿屈服的临界应变量随变形温度升高而减小,而随应变速率增加而增大;当形变温度大于323K时,加工硬化速率随着温度升高反而急剧增大,在368K时达到峰值。     

TiAl基合金超塑性变形的力学行为研究

采用恒应变速率和应变速率递增实验研究了变形态Ti-48Al-2.3Cr-0.2Mo(at%)合金的超塑性变形力学行为,并根据计算得到的变形激活能,结合超塑性变形的流变曲线形态,对TiAl基合金的超塑性变形机理进行了分析。超塑性拉伸试验分别在800~900℃区间和950~1100℃区间和应变速率ε=1×10-35×10-5 s-1的条件下进行。结果表明,变形态TiAl基合金超塑性变形的应变-应力曲线上几乎没有稳态塑性流变阶段。在950~1100℃区间,加工硬化现象显著。当T>1025℃或ε≤5×10-4 s-1时,应力-应变曲线呈典型的加工硬化形态,并且随着变形温度升高和应变速率降低,加工硬化阶段增长。原始组织中的高密度位错是引起加工硬化的原因。在800~900℃区间,应变速率敏感性因子m的最佳值在0.52~0.67之间,超塑性变形的表观激活能为Qapp=178 kJ/mol,晶界扩散是超塑性的速率控制机制。在950~1100℃区间,m的最佳值在0.63~0.77之间,超塑性变形的表观激活能值Qapp=290 kJ/mol,晶格扩散是超塑性变形的速率控制机制。     

锻态AZ80镁合金的高温压缩流变行为

通过热模拟试验研究了锻造开坯后细晶AZ80镁合金的高温压缩流变行为,应变速率范围为10~(-4)~10~(-1)s~(-1),温度范围为250~410℃。结果表明:锻造开坯后镁合金塑性变形能力较铸态明显改善,热激活能降低至178.09 kJ/mol;低温条件下(250~300℃),基体析出大量Mg_(17)Al_(12)相,材料动态再结晶不充分,导致应力集中,在较高应变速率(10~(-1)s~(-1))下变形时,产生了开裂缺陷;高温条件下(350~410℃),材料发生了完全动态再结晶,在变形温度350℃,应变速率10~(-1)s~(-1)条件下,晶粒尺寸由25.6μm进一步细化至12.5μm。AZ80镁合金适宜的模锻成形条件为:温度350~380℃,应变速率10~(-2)~10~(-1)s~(-1)。     

等通道转角挤压超细晶纯铝高温压缩变形特点的应变速率依赖性（英文）

为了探索应变速率对超细晶材料高温变形特点的影响,通过压缩实验以及显微观察,系统研究在不同温度和应变速率下等通道转角挤压Al的变形和损伤特点以及显微微组织。结果表明:应变速率的提高消除了等通道转角挤压Al在变形温度T≤473 K时表现出的应变软化现象,并且大大提高了变形温度在473~573 K范围的屈服强度和流变应力。等通道转角挤压Al的塑性变形主要由剪切变形控制。当应变速率为1×10~(-3)s~(-1)时,变形温度T≥473 K时可观察到沿剪切带形成了大量裂纹,并且二次剪切带基本消失。而当应变速率为1×10~(-2)s~(-1)时,只有在变形温度低于473 K时才能观察到沿剪切带形成的裂纹,并且当压缩温度T≥473 K时,二次剪切带变得更加清晰。等通道转角挤压Al的显微组织主要由亚晶组成,应变速率的提高抑制了亚晶的长大,从而导致高温屈服强度和流变应力的提高。     

半固态Al-Zn-Mg-Cu合金的拉伸力学行为（英文）

为了研究半固态成形过程中的热裂现象,在高温固态和半固态及不同应变速率对Al-Zn-Mg-Cu系挤压态7075铝合金进行拉伸试验。结果表明:随着液相率的升高,7075铝合金在拉伸过程中表现为3种变形机制。首先,合金表现为典型的塑性变形特征;随着温度升高,合金的变形行为由固相和液相共同决定,变形特点由塑性向脆性转变;液相率更高时,合金的变形行为完全由液相决定,并表现为明显的脆性变形特点。在应变速率分别为1×10~(-4)、1×10~(-3)和1×10~(-2) s~(-1)时,合金的脆性温度区间分别为515~526、519~550和540~580℃。此外,建立了关于拉伸行为的两个关键方程。     

Ti_3Al基合金的热变形行为及本构方程

采用DDL50高温电子万能试验机对Ti_3Al基合金进行等温恒应变速率拉伸试验,研究了该合金在热变形温度900~1020℃,应变速率2×10~(-4)~2×10~(-2)s~(-1)范围内的高温热变形行为。结果表明:Ti_3Al基合金的流变应力在应变速率一定时,随温度的升高而减小,在温度一定时,随应变速率的升高而增大,流变应力在达到峰值后开始逐渐降低,呈软化现象;应变速率越高,Ti_3Al基合金的软化越明显。依据高温拉伸试验得到的真应力-真应变曲线关系,计算得出了Ti_3Al基合金热变形激活能为472.7992 k J·mol~(-1)。建立了Ti_3Al基合金热变形的双曲正弦形式的本构方程和Zener-Hollomon参数方程。