LZ91镁锂合金热变形的本构模型及微观组织演变

为了研究轧制态LZ91镁锂合金的超塑性变形特征,对其在不同温度(513、553、593和633 K)、不同应变速率(9.06×10-4、4.53×10-3和2.26×10-2s-1)下进行了单轴热拉伸试验.结果表明:LZ91合金流变应力曲线呈现典型的动态再结晶特征,峰值应力随变形温度升高(应变速率降低)而降低;在试验温度范围内合金的平均热变形激活能Q=89.74 kJ/mol,在633 K时的应变速率敏感指数m为0.422,说明合金具备超塑性特征,且超塑性变形机制为晶界扩散控制的晶界滑移.轧制态LZ91合金的组织为α-Mg相和β-Li相,且α-Mg相随机分布在β-Li相中,热变形过程中合金产生明显的动态再结晶.     

Er、Zr微合金化5083铝合金的超塑性

针对5E83合金(Er、Zr微合金化5083合金),采用超塑性拉伸试验、扫描电镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)和透射电镜(TEM),探究了Er、Zr微合金元素、晶粒尺寸、变形温度、应变速率对合金超塑性的影响。通过再结晶退火、空冷和水冷的搅拌摩擦加工(FSP),分别获得了晶粒尺寸为7.4、5.2、3.4μm的完全再结晶组织,作为初始状态进行超塑性拉伸。结果表明,初始晶粒尺寸越细小,超塑性伸长率越高。当晶粒尺寸>5μm时,超塑性变形过程晶粒粗化缓慢,细化初始晶粒可显著提高超塑性;而当晶粒尺寸<5μm时,超塑性变形过程晶粒粗化严重,进一步细化初始晶粒对超塑性的提高有限。不同变形温度、应变速率的超塑性拉伸结果显示在变形温度为450～540℃、应变速率为1.67×10^-4～1.67×10^-1 s^-1,超塑性伸长率随变形温度和应变速率的提高呈现先上升后下降再上升的趋势;变形温度为520℃、应变速率为1.67×10^-3 s^-1条件下,水冷FSP态合金获得最大伸长率330%...     

双相Mg-Li合金的 α→β 相变及热加工性能研究

在温度为250-400℃、应变速率为0.1-10 s^-1条件下进行了热压缩试验,研究了双相Mg-Li合金的热加工性能、显微组织演变和相组成。建立了整合加工和α-Mg相含量的最佳热加工窗口。结果表明,所建立的Arrhenius本构模型能够准确预测软化过程中的应力流动行为。通过对合金显微组织的观察,发现动态回复(DRV)、动态再结晶(DRX)和α-Mg相变是主要的软化机制。α-Mg相以球化和α-Mg相内析出的形式转变为β-Li相,尤其是在300℃以上相变现象显著。同时,DRX行为容易在β-Li相中发生,而在α-Mg相中会被抑制。基于动态材料模型和微观结构分析,获得最佳加工窗口：温度300-350℃/0.1-1 s^-1和温度250℃/0.1 s^-1。     

纳米CoCrCuFeNi高熵合金原子尺度的实时变形行为（英文）

通过分子动力学方法分别在2×10⁸～1×10¹⁰s^-1的不同应变率和10～1200 K的不同温度下进行拉伸试验,并研究纳米CoCrCuFeNi高熵合金的实时变形行为。结果表明,在高温和低应变速率下的主要变形机制是晶界滑移。随着温度的降低和应变速率的增加,位错滑移取代晶界滑移来控制塑性变形,进而提高合金的强度。此外,为进一步研究晶界对力学行为的影响,对具有不同晶粒尺寸的合金进行模拟。结果发现,当晶粒尺寸过小时,纳米高熵合金的强度随着晶粒尺寸的增加而增加,表现出反Hall-Petch关系。     

AZ31/AZ61/AZ91镁合金超塑性压缩变形的本构方程

对再结晶退火后的AZ31、AZ61、AZ91镁合金进行热压缩试验，研究该系列镁合金在变形温度423～673 K和应变速率1×10^-4～1×10^-2 s^-1范围的超塑性行为，分析工艺参数、显微组织和超塑性行为之间的关系。试验结果表明，在673 K和1×10^-2 s^-1的初始应变速率下，该系列镁合金的应力应变曲线表现为明显的超塑性特征，其应变速率敏感指数分别为0.25、0.23、0.24，超塑性变形激活能分别为105.8、165.4、126.2 kJ/mol，接近其晶界自扩散活化能，并由此建立相应的超塑性压缩本构方程。     

变形参数对FGH4113A粉末高温合金微观组织演化的影响

针对一种新型粉末高温合金FGH4113A(WZ-A3)进行了一系列热压缩实验,探究了变形温度、应变速率、应变量对微观组织演化的影响规律,并提出了获得细小均匀γ+γ′双相晶粒组织的热变形参数。结果表明：在温度1100℃、应变速率0.1 s^-1、真应变0.1～0.7范围内,应变增大有利于促进动态再结晶以及细化晶粒。随应变增加,γ’相体积分数先减小后增大,随后保持稳定,并且在热变形过程中γ’相形貌逐渐趋于球形。在温度1100℃、变形量50%、应变速率0.01～1 s^-1范围内,应变速率增大能够提高动态再结晶程度并细化晶粒。应变速率由0.01～0.1 s^-1增大至1 s^-1时,由于绝热温升以及位错滑移加剧,γ’相体积分数减小约2%。在应变速率0.1s^-1、变形量50%、温度1070～1160℃范围内,变形温度的提升有利于促进动态再结晶和晶粒长大。随着变形温度升高至1130℃,γ’相已大量溶解,钉扎晶界能力大幅减弱,平均晶粒尺寸增大至12.1μm。在变形温度1100℃、应变速率1 s     

长期时效对GH4169合金动态拉伸变形行为的影响

研究了长期时效对GH4169合金的显微组织和动态拉伸性能及变形行为的影响规律及机制.结果表明,应变速率为10¹—10² s^-1时,合金强度受时效时间影响显著,断裂延伸率随时效时间的延长呈降低趋势,在时效500 h后基本保持不变;高应变速率(10³ s^-1)条件下,长期时效对合金强度无明显影响,而断裂延伸率受时效时间的影响显著,长期时效造成的合金塑性劣化现象提前发生.高应变速率变形过程中,位错运动受阻来不及释放,在时效0—1000 h范围内,合金未出现强化相峰值尺寸效应,强度受时效时间的影响并不明显.长期时效后GH4169合金晶界δ相附近无析出带的产生,导致动态载荷下晶界塑性变形的协调能力降低,应变速率为10³ s^-1时,合金塑性在短时间时效后迅速下降.     

Mg-7.0Al-0.2Zn合金的超塑性及其变形机制

研究不具有典型细晶组织的挤压态Mg-7.0Al-0.2Zn(AZ70)合金的超塑性及其变形机制。结果表明:AZ70镁合金具有良好的超塑性变形行为。在380℃及1×10-3s-1的最佳变形条件下,最大伸长率为191.5%。380℃时具有良好的高应变速率(1×10-2s-1)超塑性变形能力,伸长率为161.5%。晶粒尺寸随温度的升高与应变速率的降低而增大。超塑性变形是以晶界滑移为主,表现为变形过程中晶粒组织基本保持等轴,且孔洞沿晶界形成并长大。同时孔洞的长大及连接导致最终断裂,断口形貌显示为典型的韧窝断裂特征。     

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。     

铸态Mg-Zn-Zr-Gd合金的热压缩变形行为

为了研究Mg-Zn-Zr-Gd合金的热压缩变形行为,采用Gleeble-3500型热模拟试验机,在变形温度为300～400℃,变形速率为0.001～1 s^-1条件下对合金进行热压缩实验。分析了在不同的热压缩条件下合金的真应力-真应变曲线,通过引入Z参数建立了相关流变应力本构方程,同时观察了合金的微观组织演变。结果表明：合金在热压缩变形过程中主要发生了动态再结晶,且合金的流变应力随着应变速率降低和温度升高而减小。在低变形温度或高应变速率下进行热压缩变形时,再结晶晶粒比较细小,但是动态再结晶进行不充分,动态再结晶仅仅发生在晶界处且分布不均匀,仍然存在原始大晶粒。随着变形温度的升高和应变速率的降低,再结晶区域明显增加,再结晶晶粒也逐渐长大。根据热加工图分析得到合金最佳的热加工成形工艺区域为：温度为350～400℃,应变速率为0.1～1 s^-1。     

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。     

Ti-22Al-25Nb合金板材高温拉伸变形行为的本构模型

在1203～1283 K的温度范围内,以20 K的温度间隔对O相Ti-22Al-25Nb合金进行了等温单向拉伸试验,应变速率为2.5×10^-4、5.0×10^-4、1×10^-3、2×10^-3、4×10^-3、1×10^-2和5×10^-2 s^-1,并对不同变形温度下的试样组织进行了表征。通过实验结果,确定了本构模型的材料常数;α₂+B2/β+O三相区(1203～1243 K)和α₂+B2两相区(1243～1283 K)的拉伸变形激活能分别为845 165和412 779 J/mol。构建了Arrhenius本构模型来描述Ti-22Al-25Nb合金在不同温度下的拉伸变形行为。     

β型γ-TiAl合金的组织特征及其超塑性变形行为

研究了热变形作用下β型γ-Ti Al合金Ti-43Al-4Nb-2Mo-0.5B(at%)的组织演变过程,以及锻态组织的高温超塑性变形行为。结果表明:包套锻造过程中,层片晶结构发生快速分解L(α/γ)→γ+β,γ和β晶粒发生显著的动态再结晶,锻态组织主要由大角度晶界的γ和B2细晶组成;该合金大角度晶界为主的γ+B2/β细晶变形组织在900~950℃之间表现出典型的低温超塑性变形行为,950℃/1.0×10-4 s-1时延伸率可达405%;超塑性变形过程中残余层片晶结构完全分解,γ和B2/β晶粒进一步动态再结晶细化;γ和B2/β晶粒的晶界滑移是该合金超塑性变形的主要变形机制。     

Ti-2Al-9.2Mo-2Fe合金组织演变及流变行为

采用Gleeble-1500热模拟试验机对Ti-2Al-9.2Mo-2Fe合金进行850~1000 ℃,应变速率0.01~10 s^-1的高温压缩变形试验。结果表明,热压缩后合金的显微组织为拉长的β晶粒和锯齿状的β晶界。低应变速率（0.01 s^-1和0.1 s^-1）时,原始β晶界处形成了大量小角度晶界以及少量的再结晶晶粒组织;高应变速率（1 s^-1和10 s^-1）时,原始β晶界附近形成了大量细小的再结晶晶粒组织。热压缩过程中,合金在屈服之后随应变速率的变化呈现出不同的应变硬化或软化现象。应变速率较高时,合金呈现出明显的应变硬化效应,流变应力出现非常明显的周期性震荡,当应变速率为1 s^-1时,未出现应变软化现象,而应变速率为10 s^-1时,可观察到明显的流变软化阶段;应变速率较低时,高温（950 ℃和1000 ℃）压缩条件下,合金在屈服之后立即进入流变稳态阶段,无明显的流变硬化或软化现象。而在低温（850 ℃和900 ℃）压缩时,屈服之后出现轻微的流变硬化现象。     

N08811耐热合金的热变形行为与本构模型

采用Gleeble-3800热模拟试验机研究了N08811耐热合金在变形温度为900～1150℃、变形速率为0.1～5 s^-1条件下的高温变形行为。结果表明，N08811合金的流变应力随着应变速率的增大及变形温度的下降而增加，是一种正应变速率敏感材料。通过对显微组织的研究，发现当应变速率为1 s^-1时，N08811合金优先在变形晶粒的晶界处发生动态再结晶，再结晶晶粒数目及尺寸均随变形温度的升高而增加，至变形温度为1150℃时已发生完全再结晶。当变形温度一定时，高应变速率会降低N08811合金的再结晶温度，增加晶粒尺寸。依据真应力-真应变曲线，采用双曲正弦本构模型建立了N08811合金的流变应力本构方程，得到其热变形激活能为509.998 kJ·mol^-1。     

挤压态新型镍基粉末高温合金的热变形行为

镍基粉末高温合金的变形抗力大、热塑性较差、热加工窗口窄,而且在热加工过程中易产生裂纹和流动不稳定等缺陷。本文采用Gleeble-3500热模拟实验机对挤压态新型镍基粉末高温合金进行热压缩,压缩温度为1050～1150℃、应变速率为0.001～1 s^-1,压缩真实应变为0.69。基于双曲正弦型Arrhenius函数,计算该合金的热激活能Q、构建本构方程,采用多项式拟合摩擦、温度变化、应变补偿的影响,对应力-应变曲线及本构方程进行修正,绘制能量耗散图和热加工图。结果表明：该合金的热激活能Q为536.36 kJ/mol,其在变形温度为1075～1150℃、应变速率为10^-3～10^-1.5 s^-1的条件下有较好的加工性能,但当应变速率为0.001 s^-1时,晶粒组织较为粗大,γ′相溶入基体。     

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。     

马氏体TiAl合金的热变形行为

为研究马氏体TiAl合金的热变形行为,对Ti-42.1Al-8.3V合金进行1320 ℃油淬,得到马氏体,然后利用Gleeble-1500D热模拟试验机研究了马氏体在变形温度为1000~1150 ℃、应变速率为0.001~1 s^-1下的热变形行为。利用背散射电子成像(BSE)和背散射衍射(EBSD)研究了热变形参数对TiAl合金显微组织的影响,通过分析真应力-真应变曲线,结合双曲正弦方程建立了本构方程。结果表明,马氏体TiAl合金的流变应力曲线符合动态再结晶特征,峰值应力随着变形温度的降低和应变速率的增大而增大;通过计算得到n为2.175,变形激活能Q为595.79 kJ/mol,并构建了马氏体TiAl合金的本构方程;在热变形后,TiAl合金中近等边三角形排布的马氏体转变成α₂/γ片层结构。随着变形温度的升高和应变速率的减小,α₂/γ片层逐步被再结晶晶粒替代,最后在变形温度为1100 ℃、应变速率为0.001 s^-1条件下全部转化为等轴晶。另外,随着应变速率的降低和变形温度的升高,晶粒充分长大,逐渐粗化。     

Mg-9.5Li-2.56Al-2.58Zn合金组织及室温变形行为

以Mg-9.5Li-2.56Al-2.58Zn合金为对象,研究其组织形貌及相组成。并利用UTM5305电子万能试验机对其进行了不同应变速率以及不同变形量的室温压缩实验,获得真应力-应变曲线,构建合金的室温变形本构方程。研究压缩前后合金的微观组织和压缩性能演变规律。结果表明,Mg-9.5Li-2.56Al-2.58Zn合金包含α-Mg、β-Li、Al_(12)Mg_(17)、AlLi和MgLiAl_2 5相,β-Li为基体相,α-Mg相呈条状或块状,纤维状Al_(12)Mg_(17)相位于α-Mg相内部,颗粒状MgLiAl_2相分布在晶界上,晶内相AlLi呈颗粒状。固溶处理后合金组织中析出相的数量明显减少,合金强度得到提升。根据Mg-9.5Li-2.56Al-2.58Zn合金真应力-应变曲线分析了应变速率对流变应力的影响,挤压态和固溶态合金室温压缩都存在峰值应力和峰值后的软化现象,有利于室温成形;并通过线性回归的方式获得不同状态下的材料本构方程常数n以及ln A–(Q/RT)的值,构建了基于Arrhenius模型的本构方程。合金组织随压缩变形量增加被逐渐压扁、拉长,AlLi相有所增多。     

T型通道挤压变形Mg-1.5Mn-0.3Ce合金的超塑性和组织演变

采用T型通道挤压(TCP)对Mg-1.5Mn-0.3Ce合金(质量分数,%)进行了4道次热挤压变形,其平均晶粒尺寸由原始轧制态的35μm细化至2μm;TEM观察表明,经TCP变形后细小的第二相粒子Mg_(12)Ce弥散分布于晶内及晶界处.变形合金在573—673 K及1×10~(-1)—4×10~(-4)S~(-1)应变速率范围内显示良好的超塑性变形;在温度为673 K及3×10~(-3)s~(-1)条件下,得到最大的断裂延伸率为604%,应变速率敏感系数m为0.36.超塑性变形后断裂区域显微组织观察表明,Mg 1.5Mn-0.3Ce合金超塑性变形的主要机制为晶界滑移,在较高温度、较低应变速率条件下超塑性变形时出现晶内滑移现象,作为超塑性变形的协调机制促进晶界滑移,随应变速率的降低或温度的升高晶内滑移越明显.