GH761合金的热变形行为与动态再结晶模型

采用Gleeble-3500热模拟试验机研究GH761合金在变形温度为900～1150℃,应变速率为0.1～30s-1条件下的热变形行为,建立了GH761合金在热态变形过程中的本构方程.采用Quantiment-500型自动图像分析仪定量测定试样中的动态再结晶晶粒尺寸和再结晶体积分数.根据实验结果,建立了GH761合金动态再结晶过程的物理模型,为科学设计和有效控制GH761合金的锻造工艺提供理论依据.     

Incoloy825合金热变形为与组织演变

通过热压缩实验,研究了Incoloy825合金在变形量为60％,温度为950~1150℃和应变速率0.001~1s-1范围内热变形行为。基于Arrhenius方程和Zener-Hollomon参数模型,建立该合金的本构方程模型。采用金相显微镜（OM）和电子背散射衍射（EBSD）技术研究了合金的组织演变规律。结果表明,随着变形温度的升高或应变速率的降低,DRX的百分含量增加。热变形过程中DRX既包括晶界弓起形核机制的不连续动态再结晶（DDRX）也包括渐进式亚晶旋转形核机制的连续动态再结晶（CDRX）。随着变形温度的升高或应变速率的降低DDRX增强而CDRX减弱。此外随着温度的升高或应变速率的降低,低角度晶界逐渐向高角度晶界转化。同时随机分布的Σ3孪晶界趋于均匀化,且对动态再结晶起促进作用。     

GH2907合金热变形本构方程

采用Gleeble-3500热模拟试验机进行等温热压缩实验,分析了GH2907合金在变形温度950℃~1100℃、应变速率0.01s_-1~10s_-1、变形量60%条件下的高温流变行为。结果表明：合金的流变应力随着变形温度的升高或应变速率的降低而显著降低。利用Arrhenius双曲正弦方程和Zener-Hollomon参数计算得出合金的热变形激活能Q为463.043kJ.mol_-1;合金的应力-应变曲线具有明显的动态再结晶(DRX)特征,变形量、变形温度以及应变速率对DRX体积分数均具有显著影响。基于应力-位错关系和DRX动力学,建立了加工硬化-动态回复和动态再结晶两个阶段的机理型本构模型,可用于描述流变应力与应变速率和变形温度之间的关系。误差分析相关系数R为0.987,预测值与实验值吻合良好,可用于表征预测GH2907合金的热变形行为。     

60NiTi合金的热变形行为及本构方程

60NiTi合金具有强度高、耐磨性好等一系列优异的性能。但由于它难热成型,因此大大限制了在工业领域的广泛应用。为了确定60NiTi合金最优的热加工工艺,研究了铸态60NiTi合金在750～1 050℃,0.01～1 s^-1变形速率下的热变形行为,并采用包含Arrhenius项的Z参数法构建了高温变形本构方程。结果显示：仅在1 000℃、1 s^-1速率下高温变形时60NiTi合金发生了明显的动态再结晶,温度升高能提高60NiTi合金的热成型性能。在高温(1 050℃)大变形速率下(1 s^-1)加工60NiTi合金的热成型性能最好。     

镍基高温合金低能孪晶界密度与热塑性变形参数的响应关系

为深入理解甚至描述热塑性变形过程中低能孪晶界密度(BLD∑3n)的演化,建立以平均晶粒尺寸和储能为变量的改进孪晶密度模型.对于Nimonic 80A高温合金,在温度范围1273～1423 K、应变速率范围0.001～10 s-1下进行等温压缩和EBSD实验,基于EBSD数据统计的晶粒尺寸和BLD∑3n结果对其孪晶密度模...     

Inconel 617合金高温热变形行为与组织演变

为解决Inconel 617合金的高温加工问题,对锻造Inconel 617合金的高温热变形行为进行了研究。利用Gleeble-3500热模拟试验机研究了Inconel 617合金在900~1200 ℃、应变速率为0.001~10 s^-1范围内的热塑性行为。推导了该温度和应变速率下的本构方程,得到了该温度范围内的热加工图。用电子背散射衍射研究了合金压缩后的动态再结晶。确定了失稳区的位置,并表明在热变形条件下,确实发生了动态再结晶,获得了细小的晶粒。Inconel 617热处理的最佳温度范围为1075~1175 ℃,该温度范围处于材料的安全区。     

冷轧变形Pb-Ca-Sn-Al合金在回复和再结晶过程中的晶界特征分布

采用电子背散射衍射（EBSD）技术研究了冷轧变形Pb-0．1％Ca-1．5％Sn-0．026％Al合金在回复和再结晶过程中的晶界特征分布（GBCD）．结果表明：在回复过程中，合金内形成了比例接近50％的平直∑3晶界，这类晶界不处在由一般大角度晶界构成的晶界网络上，不能使合金的GBCD得到优化；相反，在再结晶过程中，除了生成比例超过50％的∑3晶界外，还出现了较多的∑9和∑27等低∑重位点阵晶界（CSL），并且这些晶界和相当多的弯曲的∑3晶界均处在由一般大角度晶界构成的晶界网络上，可以使合金的GBCD得到优化，进一步的分析指出：回复过程中所形成的平直的∑3晶界是共格孪晶界，它们能量很低，很难迁移；在再结晶过程中，除了生成不可迁移的共格的∑3孪晶界外，还可形成大量可迁移的弯曲的非共格∑3晶界，这类晶界的迁移和彼此会合可形成∑9和∑27等∑3^n（n为正的整数）晶界，这是合金GBCD得到优化的根源。     

GH1016合金热变形本构方程及临界变形条件

为了研究GH1016合金的高温热变形行为,利用Gleeble-3500热模拟试验机进行变形温度在1000～1150℃范围内,应变速率为0. 1～10 s-1,总压缩变形量为60%的热压缩试验,通过获得的真应力-真应变曲线研究了其变形行为。研究结果表明:真应力随变形温度的降低和应变速率的升高而增加。在一定的变形温度下,随着应变速率的增加,峰值应力和峰值应变均增加;在一定的应变速率下,随变形温度的升高,峰值应力和峰值应变减小。根据真应力-真应变曲线中的峰值应变和峰值应力数据,利用数据拟合的方法分别求得了GH1016合金的热变形本构方程和临界变形条件方程。在本实验条件下,GH1016合金发生动态再结晶的热激活能为456. 55 k J·mol-1。     

细晶高强度Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金热变形本构方程及组织演变模型EI北大核心CSCD

利用Thermecmastor-Z热模拟试验机,在变形温度为350~450℃、应变速率为0.001~1 s^(−1)条件下,对一种平均晶粒尺寸为4.1μm、室温抗拉强度达到324 MPa的细晶高强度Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金进行了热压缩变形试验。利用Arrenhenius模型描述该合金的热流变行为,并构建了热变形本构方程。结果表明:基于试验数据绘制的真应力−应变曲线显示出较为明显的动态再结晶行为特征。通过数据拟合得出再结晶临界应力约为峰值应力的0.851,临界应变约为峰值应变的0.309;建立了动态再结晶临界应变模型和变形温度为350、400和450℃,应变速率为0.01、0.1和1 s^(−1)条件下的动态再结晶体积分数预测模型。所建立的方程和模型可为细晶高强度Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金热变形过程力学行为及组织演变行为的预测提供依据。     

Incoloy825高温合金热变形行为及动态再结晶模型

采用Gleeble-3800热模拟试验机,对Incoloy825高温合金在应变为0.92、温度为950～1150℃和应变速率为0.001～1 s^-1条件下进行单道次压缩试验。依据真应力-真应变曲线建立了动态再结晶临界方程和动态再结晶动力学模型。结果表明,Incoloy825高温合金热变形对温度和应变速率较为敏感,真应力-真应变曲线整体满足硬化-软化-稳态的流变过程,动态再结晶是Incoloy 825高温合金材料的主要软化机制。在热变形过程中,动态再结晶临界应变随变形温度的升高和应变速率的降低呈减小趋势。对动态再结晶动力学模型进行分析发现,动态再结晶百分含量随变形温度的升高和应变速率的降低而增大,表明高变形温度和低应变速率对动态再结晶具有促进作用。     

晶粒尺寸对新型高强铝合金热变形行为的影响

利用Gleeble-3500试验机,在300~450℃和0.1~10 s~(-1)的变形条件下,研究了大规格铸锭晶粒尺寸的不均匀性对新型高强Al-7.68Zn-2.12Mg-1.98Cu-0.12Zr合金热变形行为的影响。SEM观察表明,大铸锭表层的晶粒尺寸比心层细小。热变形过程中,细晶组织(铸锭表层)的流变应力在高温和低应变速率条件下低于粗晶组织(铸锭心层)。计算得到表层和心层组织的热变形激活能分别为140和125.4 kJ/mol。基于位错密度理论,利用一种两阶段型本构方程分别预测了粗晶和细晶组织的流变应力,并建立了不同晶粒度组织的动态再结晶软化方程。电子背散射衍射(EBSD)观察表明,合金在300~400℃条件下发生动态回复,在450℃和低应变速率速(0.1 s~(-1))条件下出现动态再结晶(DRX)现象,动态再结晶晶粒在原始大角度晶界上形核。由于表层(细晶)组织的晶界密度高,因此其动态再结晶程度高于心层(粗晶)组织。     

TA11钛合金高温变形微观组织演变分析

采用Gleeble-3500热模拟实验机对TA11(Ti-8Al-1Mo-1V)钛合金进行变形温度为880～1010℃、应变速率为0.01～50s-1、变形程度为30%和50%的压缩变形实验,研究其在高温变形条件下的动态再结晶行为。基于定向金相测量,通过回归分析建立了TA11钛合金高温变形时初生α相平均晶粒尺寸、动态再结晶体积分数以及动态再结晶晶粒尺寸模型,模型的计算值与实验值的平均误差小于12%,能较好地描述材料在热加工过程中发生动态再结晶的动力学规律。     

供应态LY12CZ铝合金在超塑性形变中晶界形态的研究

采用光学显微镜、扫描电镜和透射电镜对未经任何预处理、晶粒尺寸为19μm～21μm之间的供应态LYl2CZ铝合金超塑性形变中晶界形态进行了观察、分析。结果表明，此状态下的铝合金在超塑性变形过程中晶界宽度和形态会发生改变。在较大伸长率的条件下，晶界出现宽边化和圆弧化。在超塑性变形过程中形成的宽边晶界属于介稳状态的界面，在高温下短时间保温，宽边晶界会发生晶化，变成细小的普通晶界。试样在超塑性变形时产生的伸长率与晶界宽度有密切联系。在此次试验中超塑性伸长率大的试样其晶界宽度在2．1μm～2．7μm之间。     

热变形中TC18钛合金本构关系及第二类再结晶全图研究

分别反映金属流变应力特征和组织-变形关系的本构关系和第二类再结晶全图是TC18钛合金热加工工艺制订的关键数据。在Gleeble3800热模拟试验机上,对于TC18钛合金进行系列热压缩变形,其中,变形温度为790℃~900℃,应变速率为0.01s-1~10s-1,应变量为0.1~0.5。通过拟合Arrhenius式中α, n, Q, lnA与ε的六次多项式,建立了材料高温热压缩本构方程,热压缩流变应力预测值与实验值吻合良好;通过组织观察及α晶粒尺寸测算绘制出其各应变速率下的第二类再结晶全图。     

高温退火过程中铅合金晶界特征分布的演化

应用电子背散射衍射（EBSD）和取向成像显微（OIM）技术,对经过不同形变及热处理的铅合金样品晶界特征分布（GBCD）进行了分析．研究结果表明：进行合适的冷轧后在高温（0．9正。）短时间退火,可将铅合金的低∑（∑≤29）重位点阵（CSL）晶界比例提高到70％以上．回复过程中形成∑1晶界的同时,也出现了∑3晶界,∑3晶界在再结晶的初期过程中得到发展,这是提高低∑CSL品界比例的主要原因．在低∑CSL晶界比例较高时,从OIM中很容易找到由三条CSL晶界构成的界角,该界角的三个晶粒之间存在特定的取向关系．     

楔横轧非对称轴类件微观组织演变的预测

楔横轧轴类件成形不但是成形零件的形状,而且更重要的是通过塑性变形提高产品的力学性能.利用非线性有限元建立了变形—传热—微观组织相互耦合的刚塑性有限元模型,采用该模型对楔横轧非对称轴类件成形工艺进行了仿真计算.结果表明,非对称轧制有下列特点:弱侧晶粒细化程度更高,强侧晶粒细化不足,台阶心部晶粒能得到有效细化.这些能为进一步提高楔横轧非对称轴类件质量和力学性能提供理论基础.     

ZL270LF铝合金的热变形行为与组织演变

通过热压缩实验研究了ZL270LF铝合金在变形量为70%,温度为300~550 ℃,应变速率为 0.01~10 s^-1范围的热变形行为,建立了流变应力本构方程模型,绘制出了二维热加工图,确定了最佳热加工区域,采用电子背散射衍射（EBSD）和透射电子显微镜（TEM）技术研究了该合金的组织演变规律。结果表明：ZL270LF铝合金的流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而降低,热变形激活能为309.05 kJ/mol,最优热加工区为温度470~530 ℃、应变速率为0.01~1 s^-1。该合金在热变形过程中存在3种不同的DRX机制,即连续动态再结晶（CDRX）、不连续动态再结晶（DDRX）和几何动态再结晶（GDRX）,其中CDRX是ZL270LF铝合金动态再结晶的主要机制。     

TA15钛合金热变形参数对组织特征参数影响研究

采用Gleeble-3500热模拟试验机对TA15钛合金进行等温压缩试验。根据试验获得的σ-ε曲线确定合金的再结晶体积分数,并对σ-ε曲线进行加工硬化处理确定再结晶临界应变,研究热变形条件对该合金再结晶临界应变和再结晶体积分数的影响。结果表明,动态再结晶临界应变随着变形温度的升高而减小,随着应变速率的增大而增大;动态再结晶体积分数随着变形温度的升高而增大,随着应变速率的增大而减小。TA15钛合金具有变形温度敏感性和应变速率敏感性,合理选择合金的变形温度和应变速率,可以控制合金性能及细化晶粒。