不同原始组织Ti80合金热变形行为及组织演变规律研究

通过热模拟压缩试验,研究了等轴组织和魏氏组织Ti80合金在温度850～1000℃、应变速率0.01～10 s~(-1)、变形量20%～60%条件下的热变形行为及组织演变。结果表明:Ti80合金为温度敏感型和应变速率敏感型材料,两相区变形时软化机制以动态再结晶为主,单相区变形时以动态回复为主。低应变速率条件下(0.01 s~(-1)),等轴组织的流变应力峰值高于魏氏组织,高应变速率条件下(1～10 s~(-1))则相反。相同变形参数下,原始组织类型对合金显微组织演变有显著影响。在β相变点以下,随着变形温度升高,等轴组织基体中初生α相减少,次生片状α相破碎形成不规则小颗粒;魏氏组织晶界α相完全破碎,β晶粒内部大部分片状α相破碎形成等轴颗粒,只保留少量不同位向集束状α相。随着变形量增大,等轴组织中α相再结晶晶粒尺寸增大明显,魏氏组织中集束片状α相逐渐被破碎,形成细小的短条状和等轴再结晶α晶粒。     

变形温度与应变速率对汽车用AA6014铝合金显微组织的影响

采用Gleeble-3500热模拟机对T4态AA6014铝合金板进行变形温度440～560℃、应变速率0.01～10 s~(-1)的热变形实验。研究了变形条件对AA6014铝合金显微组织的影响。结果表明:变形温度440、480℃的AA6014合金组织没有发生动态再结晶,组织中晶界模糊,有明显带状拉长晶粒,比原始组织粗大。变形温度520、560℃的AA6014合金动态再结晶组织明显,晶界清晰,晶粒基本为等轴状,560℃试样再结晶组织更为粗大,发生粗化。AA6014合金在变形温度520℃,随着应变速率的增大,再结晶晶粒越来越大,晶粒越来越不均匀;应变速率0.01 s~(-1)下动态再结晶晶粒细小均匀,效果最佳。     

铸态AZ80+0.4%Ce镁合金热加工图及微观组织研究

采用Gleeble-3500热模拟试验机,对铸态AZ80+0.4%Ce镁合金在变形温度为300~420℃、应变速率为0.0005~0.5 s-1条件下进行热压缩试验,获得其真应力-应变曲线。用ZEISS金相显微镜观察不同变形条件下的显微组织,并根据实验结果建立热加工图。结果表明:随变形温度升高流变应力值减小,动态再结晶明显,晶粒细化,β-Mg17Al12相充分溶于基体中,另外呈针状分布的Al4Ce相破碎;随应变速率增大流变应力值增大,变形时间变短,动态再结晶不明显,晶粒粗大,β-Mg17Al12相溶解不充分。AZ80+0.4%Ce镁合金的变形安全区为变形温度340~390℃,应变速率0.5×10-3~0.5×10-2s-1,该区域动态再结晶明显,晶粒呈等轴形貌,细小且均匀;变形失稳区包括两个区域:在低温高应变速率区域,局部流变带的产生引起开裂;在高温高应变速率区域,β-Mg17Al12相集中的地方产生孔洞状裂纹。     

热等静压Ti-6Al-4V钛合金热变形微观组织演变

采用Gleeble-1500热模拟试验机对热等静压态Ti-6Al-4V钛合金在温度950～1050℃、应变速率0.01～1 s-1条件下进行了热模拟压缩实验,研究了变形温度、应变速率对其显微组织的影响规律。结果表明:热等静压态Ti-6Al-4V钛合金在950℃以上变形后淬火组织以粗大的声晶粒与针状及板条马氏体组成,具有典型的β相区变形组织特征。β转变组织形成交错的网篮结构并具有特定的取向关系。变形过程中,发生了动态再结晶,并伴随着动态回复现象。在950℃/0.01 s-1条件下,以动态再结晶占据主导,得到均匀等轴β转变组织。随应变速率增大,以动态回复为主,β晶粒沿金属流动方向拉长,β转变组织得到细化。随温度升高,β晶粒变粗大,并仍然存在拉长变形带。同时,β转变组织有一定程度的粗化。     

基于Murty判据的TB8钛合金加工图及变形区分析

采用Gleeble3500对TB8钛合金进行等温恒应变速率热模拟压缩试验,研究该合金在温度750~900℃、应变速率0.001~10 s-1热变形参数范围内基于Murty判据的加工图,并分析TB8钛合金的热变形行为。结果表明:TB8钛合金的失稳变形区为:温度750~780℃,应变速率0.03~10 s-1;温度780~900℃,0.35~10 s-1,发生失稳变形后的组织特征为局部流动及β相晶粒的不均匀变形。较佳的稳定变形区为:温度815~885℃、应变速率0.03~0.1 s-1,发生稳定变形后的组织为动态再结晶后的等轴组织。结合预测的稳定变形区及显微组织特征可知,在单相区850℃变形时,0.1 s-1作为动态回复及动态再结晶的临界应变速率。     

热等静压Ti-6Al-4V钛合金热变形微观组织演变研究

采用Gleeble-1500热模拟试验机对热等静压态Ti-6Al-4V钛合金在温度950~1050℃、应变速率0.01~1s_-1条件下进行了热模拟压缩实验,研究了变形温度、应变速率对其显微组织的影响规律。结果表明：热等静压态Ti-6Al-4V钛合金在950℃以上变形后淬火组织以粗大的β晶粒与针状及板条马氏体组成,具有典型的β相区变形组织特征。β转变组织形成交错的网篮结构并具有特定的取向关系。变形过程中,发生了动态再结晶,并伴随着动态回复现象。在950℃、0.01s_?1条件下,以动态再结晶占据主导,得到均匀等轴β转变组织。随应变速率增大,以动态回复为主,β晶粒沿金属流动方向拉长,β转变组织得到细化。随温度升高,β晶粒变粗大,并仍然存在拉长变形带。同时,β转变组织有一定程度的粗化。     

热变形403Nb钢的再结晶动力学

采用Gleeble3500热模拟试验机对403Nb马氏体叶片钢在单道次和双道次热压缩条件下的再结晶动力学行为进行了研究。经过计算得出了403Nb钢热压缩变形时的流变应力方程、静态再结晶动力学方程、静态再结晶晶粒尺寸模型以及亚动态再结晶动力学方程。403Nb钢在1100℃~1150℃,应变速率在0.01~1s-1的条件下,发生较明显的动态再结晶。在变形组织中有细小孪晶生成,孪晶尺寸为30~100 nm。     

热变形参数对Ti6246钛合金显微组织的影响

使用Gleeble-3800热模拟机对Ti6246钛合金进行了等温热压缩试验,研究了变形温度、应变速率以及变形程度对合金显微组织的影响。结果表明:Ti6246合金经不同相区变形时,显微组织对热变形参数敏感性不同。变形温度对两相区变形后初生α相含量,β相区变形后β晶粒尺寸、数量的影响较为显著;应变速率则对两相区变形后初生α相的形态、β相区变形后β晶粒的取向和晶界再结晶有较大影响,且在低温,大应变速率时,观察到合金局部塑性流动现象;随着变形程度的增大,两相区变形后拉长的初生α相发生破断、球化,β相区变形后粗化的β晶粒呈现等轴形态。     

18CrNiMo7-6齿轮钢的热变形行为及组织演变规律

利用Gleeble-3500热模拟试验机对18CrNiMo7-6齿轮钢进行了等温单道次压缩试验,研究了变形温度为900～1150℃,应变速率为0.01～5 s^-1,应变为0.76的条件下材料的热变形行为;并且通过光学显微镜对热变形后的微观组织进行了分析。建立了唯象型Arrhenius本构方程,预测的峰值应力与试验数据具有很好的一致性。高温热变形过程是加工硬化与动态回复以及动态再结晶的竞争过程,在热变形的过程中会形成变形晶粒、再结晶晶粒、等轴晶和晶粒长大等4种类型的微观组织。当应变速率为0.01 s^-1时,动态再结晶程度与变形温度成正比,当变形温度超过1050℃时,变形能转变成晶粒长大的驱动能,使得晶粒粗大;当应变温度一定(1050℃)时,随着应变速率的增大,动态再结晶发生不完全,导致晶粒组织出现细化、畸变、不完全再结晶共存的现象。变形程度越大,晶粒越细小。     

Cu-P-Cr-Ni-Mo耐候钢两相区铁素体晶粒细化机理

采用Gleeble-3500热模拟试验机和背散射电子衍射(EBSD)技术分析研究了Cu-P-Cr-Ni-Mo耐候钢在(γ+α)两相区不同变形量和不同变形温度下的组织演变,探究了铁素体晶粒的细化机理。结果表明,Cu-P-Cr-Ni-Mo耐候钢在750℃,应变速率为0.01 s-1变形时,当应变超过0.69后,铁素体的转变量增加不明显,但等轴铁素体晶粒数量增加,新形成的细小等轴再结晶铁素体晶粒尺寸达到1.4~3μm;在850~750℃、应变速率为0.01 s-1变形时,随着变形温度的降低,铁素体转变量增加,铁素体晶粒尺寸减小,但均匀性降低。Cu-P-Cr-Ni-Mo耐候钢(γ+α)两相区铁素体晶粒细化机制为铁素体的连续动态再结晶,并且随着变形温度的降低,发生铁素体的连续动态再结晶的能力增强。     

热加工工艺参数对310S铸坯等轴晶组织动态再结晶影响

通过热模拟实验和显微组织分析,研究了热变形工艺参数对310S钢再结晶行为的影响规律。结果表明,在1 100℃、0.1s~(-1)条件下,变形量15%时发生动态再结晶,变形量达到60%时,晶内和晶界均出现大量的再结晶晶粒。随着变形温度的升高,再结晶过程逐渐充分,晶粒尺寸趋于均匀。在相同变形温度下,应变速率越低,晶粒尺寸越大;随着应变速率升高,再结晶晶粒尺寸逐渐减小,在变形温度为1 000℃,应变速率为10s~(-1)、0.01s~(-1)条件下,再结晶晶粒尺寸分别为15μm和45.4μm。分析表明等轴晶310S钢的热变形再结晶机制主要由晶界弓弯形核和晶内亚晶界演变形核两种机制共同控制。     

GH4720Li合金双道次热压缩变形过程的组织演变

对GH4720Li合金在1080~1180℃、应变速率为0.1s~(-1)条件下的双道次压缩过程的热变形行为进行研究。结果表明:动态再结晶是GH4720Li合金的主要软化机制。在双道次压缩间歇期内,合金发生亚动态再结晶、静态再结晶和晶粒长大;低于1120℃的变形间歇期,亚动态再结晶、静态再结晶和晶粒长大的速度缓慢;1120℃及以上温度的变形间歇期,亚动态再结晶、静态再结晶和晶粒长大的速度加快。随变形温度升高和第一道次变形量增大,道次间歇期的亚动态再结晶和静态再结晶速度加快。γ′相在热变形过程中发生协调变形,并发生细化。     

F22高强钢的热变形行为与晶粒组织预测

利用Gleeble-3800热模拟试验机研究了F22高强钢在变形温度850～1250℃、应变速率0.01～5 s^-1、最大变形量60%下的流变行为,采用Arrhenius模型建立了基于流变曲线的本构方程。此外,基于F22高强钢的显微组织,建立了动态再结晶体积分数模型与晶粒尺寸模型,并通过工字形锻件进行有限元模拟验证了模型的准确性。结果表明,流变曲线对应变速率和变形温度敏感,流变应力随应变速率的增大而增大,随变形温度的增大而减小。动态再结晶体积分数随变形温度的升高、应变速率的降低和应变的增大而增大;与应变的影响相比,动态再结晶晶粒尺寸受变形温度和应变速率的影响更大,随着变形温度的升高和应变速率的降低,再结晶晶粒尺寸增大。通过对再结晶模型的二次开发,模拟并计算了工字形锻件的晶粒组织特点,模拟结果与实际结果一致,证明了再结晶模型的正确性。     

60NiTi合金的热压缩变形与显微组织演变（英文）

采用Gleeble-3500热模拟试验机对在变形温度500～650℃和应变速率0.001～1 s^-1条件下的60NiTi合金进行热压缩变形,分析其热变形行为和显微组织,建立变形本构模型,绘制热加工图。结果表明,当压缩温度升高或应变速率降低时,峰值应力减小。合金的热变形激活能为327.89 k J/mol,热加工工艺参数为变形温度600～650℃和应变速率0.005～0.05 s^-1。当变形温度升高时,合金的再结晶程度增大;当应变速率增大时,位错密度和孪晶数量增大,Ni₃Ti相易于聚集;Ni₃Ti析出相有利于诱发合金基体的动态再结晶。动态回复、动态再结晶和孪生是60NiTi合金热变形的主要机制。     

锻态TB6钛合金热变形行为及组织演变

在THERMECMASTER-Z型热模拟试验机上,对锻态TB6钛合金在真应变为0.92、变形温度为800℃～1150℃、应变速率为0.001s-1～1s-1的条件下进行等温恒应变速率压缩试验,分析合金在β单相区条件下的热变形特点,并观察金相组织。结果表明,应变速率对合金流动应力的影响较显著;而变形温度对合金流动应力的影响在较高应变速率时较大,在较低应变速率时较小。动态再结晶晶粒尺寸和动态再结晶体积分数,随温度的升高而增大,随应变速率的增大而减小。从晶粒细化和动态再结晶组织均匀性考虑,当真应变为0.92时,变形温度选择在950℃～1050℃之间,应变速率选择在0.01s-1为宜。     

7075铝合金高温热变形性能的研究

采用Gleeble-3800热模拟机,沿与原材料轴线呈0°、45°、90°方向切割试样,在320、400和480℃,变形速率0.01、0.1和1/s时对7075铝合金进行试验。研究了温度、应变速率对7075铝合金热变形过程中力学性能及显微组织的影响。结果表明:在同一应变速率下,7075铝合金的流变应力和进入稳态流动时所需的应变随温度的升高而降低;在低温成形时,晶粒的形状连续而均匀;随着变形温度升高,晶粒逐渐变得粗大;在较高温度变形时,大晶粒周围有细小的等轴晶出现,发生了动态再结晶。在同一变形温度下,7075铝合金的流变应力随应变速率的增大而提高;应变速率越大,越易出现动态再结晶。     

40CrNiMo钢高温低速压缩变形行为及微观组织演变

在高温低速压缩的条件下,采用Gleeble-3800型热模拟试验机对40CrNiMo钢进行了热模拟试验.研究了40CrNiMo钢在高温(850、950、1050℃)、低应变速率(0.01、0.1、l s-1)条件下的变形行为及微观组织演变.分析了峰值应变(σp)与温度和应变速率的关系以及流变曲线与加工硬化率关系.分析了温度、应变速率以及不同变形程度对动态再结晶晶粒的影响.结果 表明:40CrNiMo钢的流变应力与温度呈负相关,与应变速率呈正相关;流变曲线表现为4种类型:加工硬化型、动态回复型、动态再结晶型以及二次加工硬化型.在变形温度为1050℃,应变速率为0.01和0.1s-1的两条曲线上出现了二次加工硬化现象,结合光学显微组织分析了高温低速变形时出现二次硬化的原因是由于再结晶形核后有充足的长大时间,形成了较稳定的等轴晶,变形抗力增加.40CrNiMo钢再结晶晶粒的大小与变形温度成正比,而与应变速率成反比.采用直线截点法测得40CrNiMo钢不同变形程度区的平均晶粒尺寸分别为35.38、59.09和74.12 μ,m.     

AZ91镁合金的热力行为和显微组织演化(英文)

研究AZ91镁合金在热压缩过程中的流变行为和显微组织演化。在350～425℃对试样进行热压缩变形。在应变速率为0.1 s-1时,应变分别为峰应变、0.3和0.5。使用光学和扫描电子显微镜研究显微组织的演化。结果表明, 在压缩过程中再结晶晶粒沿预先存在的晶界形核;动态再结晶晶粒的数量随着应变的增大呈指数增加,且服从Avrami方程;动态再结晶晶粒的尺寸在开始时增大,达到最大值后开始减少。     

Cu-P-Cr-Ni-Mo耐候钢热变形和再结晶行为分析研究

在不同变形温度和应变速率下,利用Gleeble-1500D热模拟试验机研究了Cu-P-Cr-Ni-Mo型耐候钢的热变形过程,在获得该钢在不同变形条件下的真应力-真应变曲线的基础上,绘制了该钢的动态再结晶图,并研究了它在不同应变速率下的再结晶行为及显微组织特点。结果表明:该钢的动态再结晶图由三个区域组成,即完全动态再结晶区、部分动态再结晶区和非动态再结晶区;当变形量和温度一定时,应变速率越低,再结晶过程越易进行,且再结晶晶粒所占体积分数和晶粒尺寸也都越大。     

Ti60近α钛合金的热变形行为和组织演化

通过热压缩模拟试验和微观组织表征研究了Ti60钛合金在变形温度为975～1080℃、应变速率为0.001～1 s^-1下的流变行为和微观组织演化规律。结果表明,Ti60钛合金在高应变速率变形时热效应导致的温升明显,并存在不连续屈服现象。随着变形温度由975℃增加到1080℃,Ti60钛合金变形组织发生混晶组织→双态组织→全针状组织的转变。α单相区变形时,硬取向α晶粒几乎不发生变形和转动,软取向α晶粒在大变形后发生动态再结晶。Ti60钛合金在两相区变形时材料发生α→β相变,当应变速率小于0.1 s^-1时,即形成全针状组织,而在应变速率为1.0 s^-1时,变形时间短,相变不充分,形成双态组织。此外,α相再结晶机理为不连续动态再结晶,再结晶晶粒尺寸随应变速率的增加而逐渐降低,再结晶晶粒的取向较随机,主要的织构成分为为■(CD压缩方向),最大织构强度约为1.42,且强度随应变速率的升高略有增强。