Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的高温变形及加工图

采用Gleeble-1500 热压缩模拟试验机进行压缩实验,在变形温度为1 100～1 250 ℃、应变速率为10-2～ 1 s-1的范围内,研究Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的高温变形行为,并基于动态材料模型,建立Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的加工图.结果表明:Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的高温变形流变应力对温度及应变速率敏感;流变应力随应变速率的增大而增大,随温度的升高而减小;动态再结晶是导致流变软化及稳态流变的主要原因;Ti-46Al-2Cr-4Nb-Y合金的安全热加工区域为温度1 200～1 230 ℃,应变速率10-2～10-1 s-1.     

Ti-Al-Zr-Sn-Mo-Si-Y合金高温塑性变形行为及加工图

在Gleeble-1500热模拟试验机上对Ti-Al-Zr-Sn—Mo—Si—Y合金进行了热压缩试验,采用动态材料模型建立的加工图研究了在变形温度800～1100℃,变形速率在0．002～10s^-1范围内的热变形行为。结果表明：该合金的功率耗散效率的峰值区为875～925℃,应变速率为0．001-0．002s^-1,峰值效率为85％。在温度为900～1000℃,应变速率为0．1～3s^-1的区域和850～950℃,应变速率为0．001-0．01s^-1的环形区域内进行等温压缩,Ti-Al-Zr-Sn-Mo-Si—Y合金发生了动态再结晶,其功率耗散效率为40％～55％。在800～925℃,应变速率为0．03～10s^-1和温度为860～930℃,应变速率为0．003～0．03s^-1区域内易产生流变失稳现象。     

粉末冶金TA15钛合金高温塑性变形加工图

采用Gleeble-1500热模拟机对粉末冶金TA15钛合金进行热压缩试验.基于动态材料模型建立了粉末冶金TA15钛合金在温度850～1050℃,应变速率0.001～10 s-1范围内的加工图,并结合合金变形后的微观组织对加工图进行了解释.结果表明:在T-1000℃/ε=0.001 ～0.01s-1的区域内,功率耗散效率η值大于60％,合金可能发生了大晶超塑性变形.在T=850℃/ε=0.001～0.01 s-1、T=900℃/ε=1～10 s-1、T=950℃/ε=0.01～1 s1和T=1050℃/ε=1～10 s-1区域内η值小于30%,其变形后的试样出现纵向开裂或有粗大的β晶粒.在T=900～950℃/℃/ε=0.001～0.01 s-1、T=950～1000℃/ε=1～10 s-1和T=1000～1050℃/ε=0.01～0.1 s-1区域内为动态再结晶区,η值为30％～60％,出现动态再结晶或回复现象.     

新型Al-Zn-Mg-Cu合金高温塑性变形行为的加工图

采用Gleeble-1500热模拟机进行恒温和恒速压缩变形实验,变形温度为300～450℃和应变速率为0.001～1 s-1,研究了新型Al-Zn-Mg-Cu合金的高温塑性变形行为,并根据动态材料模型（DMM）建立了合金的加工图。结果表明,合金高温压缩变形均存在稳态流变特征且属于正应变速率敏感材料;在实验范围内,变形温度450℃、应变速率0.001 s-1的高温低应变速率变形区域的功率散耗率最大,约为0.61;合金热变形的最佳工艺参数为：热加工温度390～410℃,应变速率0.018～0.135 s-1。     

变形温度对15Cr-25Ni-Fe基合金动态再结晶行为的影响

利用Gleeble-1500热/力模拟机进行等温压缩实验,研究了15Cr-25Ni-Fe基合金在变形温度为950～1200℃,变形速率为0.1s-1和10s-1条件下的热变形行为,并将变形试样在980℃保温2h后空冷,对比变形试样固溶前后显微组织。结果表明:随着变形温度的升高,变形组织即动态再结晶晶粒逐渐增大;在1075～1100℃和10s-1及1050～1100℃和0.1s-1条件下变形的试样经固溶处理后晶粒发生粗化,这在一定程度上会影响合金的热加工性能。因此热加工中要避免工件处于上述变形条件,否则对组织控制极为不利。     

新型镍基粉末高温合金的热变形行为

采用Gleeble-1500热模拟试验机对新型镍基粉末高温合金FGH98Ⅰ进行了单向热压缩变形试验,研究了其在变形温度为950～1150℃,应变速率为0.0003～1s-1条件下的热变形行为,建立和对比了不同应变量下的应变速率敏感因子m图和功率耗散效率因子η图,并对热加工图进行了组织验证。结果表明:合金的流变应力随着变形温度的升高和应变速率的降低而降低;不同应变量下的η图与m图相似,随着应变量的增大,峰区的η与m值逐渐升高;当真应变为0.5时,在变形温度为1050℃,应变速率为0.0003s-1条件下,η与m达到峰值,分别为40%和25%,合金发生了动态再结晶,晶粒细化且无内裂纹。该结果为FGH98Ⅰ合金实际热加工工艺的优化提供了理论依据。     

Haynes 282合金高温塑性变形的热加工图

采用Gleeble-3800型热模拟试验机研究了变形参数对Haynes 282合金热变形时流动应力的影响规律,建立了Haynes 282合金高温塑性变形时的热加工图。结果表明：在达到峰值应变后,当变形温度在1000℃及以下时,合金的软化速率一直大于硬化速率,应力持续下降;当变形温度大于1000℃时,加工硬化速率和再结晶软化速率达到动态平衡。合金热加工图包含两个危险区,危险区I:温度900～1000℃、应变速率0.1～10 s^-1和危险区Ⅱ:温度1000～1200℃、应变速率1～10 s^-1;热加工图中失稳区是由温度900～1000℃、应变速率0.1～10 s^-1和温度1000～1150℃、应变速率0.1～1 s^-1组成的区域;安全区对应的温度范围为1000～1200℃,应变速率为0.01～0.1 s^-1,该区的功率耗散系数为0.34～0.44,是合适的热加工区。     

基于热加工图研究粉末高温合金的热变形行为

利用热加工图分析了FGH4096粉末高温合金的热变形行为,评定了益加工区,预测了变形失稳区;结合热加工图与组织分析建立了此合金在真应变0.65下的微观变形机制示意图。不同应变量下获得的热加工图表现出一致的特征:从低温/低速区到高温/高速区存在明显的益加工带;而低温/高速区和高温/低速区则是被预测的变形失稳区。HIPedFGH4096合金的热加工性能直接受动态再结晶的影响:在低温/低速和高温/高速下发生的完全再结晶及其粗化过程均对应着高的能量耗散率,有利于合金的热加工;而在低温/高速下动态再结晶受到抑制,潜在着原始颗粒边界萌生裂纹而导致变形失稳的可能性。     

028合金热变形行为及加工图

采用Gleeble-1500热模拟压缩试验机对028合金进行恒温热压缩实验,变形温度为1120~1220℃,应变速率为0.1~10 s-1,研究了028合金的热变形行为及加工图,得到了028合金最佳的热挤压工艺。结果表明,建立的本构方程能较好的预测028合金在热变形中的峰值应力;028合金在热加工过程中发生动态再结晶,随变形温度升高,动态再结晶百分数和晶粒尺寸逐渐增加,动态再结晶晶粒尺寸随应变速率增加而减小,加工图中存在两个安全区、一个失稳区和一个危险区,028合金的最佳热挤压温度为1200℃,应变速率为1 s-1。     

TiAl基合金的高温塑性变形行为

采用Gleeble-1500热模拟机在变形温度为1 000～1 150 ℃、应变速率为10~(-3)～10~0 s~(-1)的变形条件下,研究Ti-47Al-2Cr-0.2Mo(摩尔分数,%)合金的热变形行为.利用光学显微镜和扫描电子显微镜分析合金在不同变形条件下的组织演化规律.结果表明:流变应力随着应变速率提高和变形温度降低而增大;在变形过程中,流变应力随着变形量增大而增大,当流变应力达到峰值后趋于平稳,表明合金在变形过程中发生了动态再结晶;热变形过程的流变应力可采用双曲正弦本构关系来描述,平均激活能为337.75 kJ/mol;从合金的组织演化过程中可以看出,合金中不均匀的原始组织得到明显均匀化,变形后的组织是由α_2/γ层片晶团和γ晶粒组成的双态组织,在α_2/γ层片晶团和γ晶粒的晶界交界处发现分布均匀的B_2相,并且随着变形温度升高B_2相数量逐渐减少.     

保温时间对难变形高温合金U720Li热变形行为的影响

为了改善难变形高温合金U720Li的热加工性能,研究了变形前保温时间（5和10 min）对该合金的热变形行为的影响。结果表明,流动应力随应变速率的提高而增大,但随变形温度和保温时间的增加而减小。依据所建立的Arrhenius本构模型计算的峰值应力与实验值吻合良好,说明该模型可准确预测U720Li合金热变形行为。保温时间为5和10 min的热变形激活能分别为992.006和850.996 kJ·mol^-1。建立了U720Li合金在这2种保温时间下的热加工图。通过分析热加工图各区域对应的变形组织,明确了保温5 min的最佳热加工条件为1090~1110 ℃/1~10 s^-1和1146~1180 ℃/1~10 s^-1,而保温10 min的最佳热加工条件为1080~1090 ℃/1~10 s^-1和1153~1160 ℃/ 1~10 s^-1。可见适当缩短变形前保温时间可扩大该合金的安全加工窗口。在未发生开裂的情况下,动态再结晶（DRX）晶粒随变形温度和保温时间的增加而逐渐增大,但随应变速率的增加先减小后增大。当变形温度低于1100 ℃,主要DRX机制为颗粒诱导连续DRX。当变形温度高于1130 ℃,主要DRX机制转变为不连续DRX。     

Effect of strain rate on hot deformation characteristics of GH690 superalloy

In order to clarify the effect of strain rate on hot deformation characteristics of GH690 superalloy, the hot deformation behavior of this superalloy was investigated by isothermal compression in the temperature range of 1000–1200 °C and strain rate range of 0.001–10 s^?1 on a Gleeble–3800 thermo-mechanical simulator. The results reveal that the flow stress is sensitive to the strain rate, and the dynamic recrystallization (DRX) is the principal softening mechanism. The strain rate of 0.1 s^?1 is considered to be the critical point during the hot deformation at 1000 °C. The DRX process is closely related to the strain rate due to the adiabatic temperature rise. The strain rate has an important influence on DDRX and CDRX during hot deformation. The nucleation of DRX can be activated by twin boundaries, and there is a lower fraction of ∑ 3ⁿ (n=1, 2, 3) boundaries at the intermediate strain rate of 0.1 s^?1.     

新的具有应变软化特征的本构模型

基于蠕变方程,针对具有应变软化特征的材料提出了一个新的本构模型,该模型考虑了动态再结晶的软化效应。模型认为,由于变形温度决定了原子的扩散能力和位错移动的驱动力,而应变速率决定位错密度和晶界能的累积速度,因而峰值应力取决于变形温度和应变速率。由于再结晶过程是热激活过程,再结晶体积分数可通过唯象理论模型表示成应变的函数,而由峰值应力和再结晶分数可确定由于动态再结晶软化作用引起的应力的下降,因此可以认为,任意时刻的应力取决于峰值应力和应变。该模型表示了温度、应变速率和应变对应力的影响,适合具有动态再结晶的材料,如结构钢35CrMo、20CrMnTi及镁合金AZ31B,计算表明,新模型的预测值与实验值相一致。     

两种冶炼工艺下A286高温合金的热变形行为

为了探究真空感应+真空自耗(VIM+VAR)和电炉+精炼+真空自耗(EAF+LF+VAR)两种工艺冶炼A286高温合金的热变形行为,利用Gleeble-3800热模拟试验机在温度950~1150 ℃和应变速率0.01~10 s^-1范围内进行热压缩试验。基于摩擦和绝热加热修正后的真应力-真应变曲线和应变硬化率曲线建立了A286合金的Arrhenius本构方程,确定了VIM+VAR合金和EAF+LF+VAR合金的热激活能分别为358.15和372.54 kJ·mol^-1。利用临界应变和动态再结晶体积分数50%应变引入动态再结晶速度参数k_v,建立新的动态再结晶模型。采用Prasad 准则绘制两种钢在应变0.2、0.5和0.9下的热加工图,并结合组织分析,确定VIM+VAR合金的最佳热加工工艺条件为1050~1100 ℃,0.01~1 s^-1和1100~1150 ℃,0.1~10 s^-1;EAF+LF+VAR合金的最佳热加工工艺条件为1050~1100 ℃,0.01~1 s^-1和1100~1150 ℃,0.1~3 s^-1,得出VIM+VAR合金的热加工区间较宽,其热加工性能优于EAF+LF+VAR合金。     

喷射成形镍基高温合金热变形特性及微观组织变化

采用Gleeble-1500D热力模拟试验机对喷射成形 热等静压制备的镍基高温合金,在变形温度1050-1140 ℃,应变速率0.01-10.0 s-1,工程应变量50%的条件下进行了热压缩实验.利用实验数据建立了合金的热加工图和热激活能图,对变形过程中组织演化进行了研究.结果表明,热等静压并没有使喷射成形高温合金晶粒尺寸明显长大.真应力-应变曲线出现了屈服降落现象;合金热加工图失稳区出现在温度区间1050-1110 ℃,应变速率0.01 s-1处;在1110-1140 ℃,应变速率1.0-10.0 s-1区间功率耗散值(η)出现最大值;在1140 ℃,应变速率1.0-10.0 s-1区间激活能出现一个小平台区.在变形温度1110-1140 ℃、应变速率1.0-10.0 s-1、变形量50%的条件下,可得到完全再结晶组织,该变形条件与热加工图中功率耗散最大值所在区间和激活能图中小平台区所在区间相对应.     

一种热挤压态粉末镍基高温合金在热压缩过程中的热加工特性

为了研究新型粉末冶金镍基高温合金的热变形行为,在变形温度为1020～1110℃、应变速率为0.001～1 s?1条件下进行热压缩试验.结果表明,高温合金的流动应力随着变形温度的升高和应变速率的降低而减小.通过双曲正弦型函数表达式建立精准的本构方程.此外,构造合金的热加工图以优化其热锻参数.在应变量为0.7的热加工图中分...     

Deformation map for hot working of AA2024 composites reinforced with SiC particle

The dynamic deformation behavior of Al 2024 composites reinforced with 1 and 8 μm SiCp (15 vol.%) has been investigated in the temperature range of 370 to 500°C and strain rate range of 0.1 to 3.0/sec by torsion testing. Processing maps showing the variation of the efficiency of power dissipation expressed by [2m/(m+l)], where m is the strain rate sensitivity, with temperature and strain rate have been described for the composites. Also, the domain of dynamic recrystallization (DRX) and peak efficiency of the composites were analyzed to suggest an optimum hot working condition for DRX. The SiCp/A12024 composite with 8 (μm SiCp showed 40% efficiency at the DRX domain (370~460°C, 0.1~0.5/sec). The optimum temperature and strain rate condition for the DRX of the composites is 430~450°C and 0.5/sec. The characteristics of these results were discussed with the help of microstructural observation during hot deformation. This article based on a presentation made in the symposium “The 1^st Korea—Japan Structural Dynamic Symposium”, held at Sunchon National University, Sunchon, Korea, August 5–8, 1999 under the auspices of The Korean Insitute of Metals and Materials and Research and Development Center for Automobile Parts and Materials.     

Hot deformation behavior and microstructural evolution of beta C titanium alloy in β phase field

The hot deformation behavior of beta C titanium alloy in β phase field was investigated by isothermal compression tests on a Gleeble–3800 thermomechanical simulator. The constitutive equation describing the hot deformation behavior was obtained and a processing map was established at the true strain of 0.7. The microstructure was characterized by optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM) and electron back-scattered diffraction (EBSD) technique. The results show that the flow stress increases with increasing strain rates, and decreases with increasing experimental temperatures. The calculated apparent activation energy (167 kJ/mol) is close to that of self-diffusion in β titanium. The processing map and microstructure observation exhibit a dynamic recrystallization domain in the temperature range of 900–1000 °C and strain rate range of 0.1–1 s⁻¹. An instability region exists when the strain rate is higher than 1.7 s⁻¹. The microstructure of beta C titanium alloy can be optimized by proper heat treatments after the deformation in the dynamic recrystallization domain.