U720Li合金高温变形行为及变形机理研究

对U720Li合金的高温变形行为进行了系统的研究。通过对该合金高温变形过程中力学行为特征及组织演变规律的分析与计算,得出了不同应变速率、不同变形温度下应变速率敏感性指数m值、变形激活能Q值和晶粒指数P值的变化规律。分别绘制动态材料模型热加工图及包含位错数量的U720Li合金高温变形机理图。应用动态DMM热加工图分析了合金的适合加工区间。运用U720Li合金高温变形机理图,根据不同温度下U720Li合金柏氏矢量补偿的晶粒尺寸、模量补偿的应力值预报了该合金的高温变形机理。     

TC21合金的热压缩变形行为及变形机理

对TC21合金的热变形行为进行研究,通过对该合金变形过程中应变速率敏感性指数m值、热变形激活能Q、晶粒指数P的计算,得出不同应变速率和温度下m值、Q值和P值的变化规律。在绘制动态DMM模型热加工图的同时构建含位错数量的双相钛合金高温变形机理图。应用热加工图分析TC21合金热变形工艺,确定加工失稳区以及适合加工区域。运用双相钛合金高温变形机理图,根据不同温度下TC21合金柏氏矢量补偿的晶粒尺寸、模量补偿的应力值和位错数量预报该合金的热变形机理。     

GH708高温合金热变形行为

采用Gleeble-3500热模拟机研究了GH708合金在变形温度1000℃～1200℃,应变速率为0.001s-1～1s-1条件下的热变形行为.确定了GH708合金的热变形方程,建立了其热加工图(Processing Map),并通过组织观察对其热加工图进行了解释.GH708合金的热变形激活能Q为493 kJ/mol;不同真应变下的热加工图相似,随着变形温度的升高及应变速率的降低,能量消耗效率η逐渐升高.真应变为0.6时,在变形温度为1150℃左右、应变速率为0.001 s-1时,能量消耗效率达到峰值,约为56%.该结果为GH708合金的热加工工艺优化提供了理论依据.     

GH708高温合金热变形行为

采用Gleeble-3500热模拟机研究了GH708合金在变形温度1000℃～1200℃,应变速率为0.001s-1～1s-1条件下的热变形行为.确定了GH708合金的热变形方程,建立了其热加工图(Processing Map),并通过组织观察对其热加工图进行了解释.GH708合金的热变形激活能Q为493 kJ/mol;不同真应变下的热加工图相似,随着变形温度的升高及应变速率的降低,能量消耗效率η逐渐升高.真应变为0.6时,在变形温度为1150℃左右、应变速率为0.001 s-1时,能量消耗效率达到峰值,约为56%.该结果为GH708合金的热加工工艺优化提供了理论依据.     

GH4199合金的热变形行为与微观组织演变

在变形温度为1050～1180℃、应变速率为0.1～10s-1、最大真应变为0.7的条件下,采用Gleeble-3500热模拟试验机研究GH4199合金的热压缩变形行为,得到该合金的热变形激活能及热变形方程式,建立合金的热加工图,并通过组织观察对其热加工图进行解释。结果表明:在实验条件下,GH4199合金均表现出动态再结晶特征;变形温度和应变速率对合金流变应力及相应峰值应变大小的影响显著,流变应力及峰值应变均随着变形温度的降低和应变速率的增加而增大;在真应变为0.1～0.7时合金的热加工图相似,随着变形温度的升高及应变速率的降低,能量消耗效率逐渐升高;在应变速率为0.01s-1时,能量消耗效率达到峰值,约为41%。     

GH2132高温合金热变形行为研究

采用Gleeble-3500和Deform-3D有限元软件研究了GH2132高温合金在变形温度为950～1100℃和应变速率为0.001～10s-1时的热变形行为.研究表明,在应变速率为1s-1时,流变曲线与其他流变曲线明显不同,表现出显著的应力降现象.基于流变应力与变形温度和应变速率的关系,构建了 GH2132高温合...     

资源节约型GH4169合金热变形行为及热加工图

为获得组织细小均匀的资源节约型GH4169合金大型锻棒,采用Gleeble-3500型热模拟试验机研究了一种资源节约型GH4169合金的热变形行为,基于应力-应变曲线和峰值应力和应变,建立了该合金的热变形本构关系以及一种描述其流变应力行为的本构方程,并基于动态材料模型绘制了该合金的热加工图.结果 表明:该合金的再结晶激活能(Q)为467.91 kJ·mol,与高纯材料冶炼的合金相当,表明资源节约型高温合金具有与高纯材料冶炼合金相似的热加工性;该合金再结晶组织有较高热加工参数敏感性,随变形量的增加,热加工工艺参数窗口变窄.     

热连轧GH4169合金的晶粒长大行为

对热连轧(HCR)GH4169合金在固溶处理过程中晶粒长大行为进行系统研究。结果表明,该合金?相溶解温度在990～1000℃之间,δ相对晶粒长大有显著阻碍作用,在低于δ相溶解温度进行固溶处理时,析出的δ相使得晶粒长大缓慢;在高于δ相溶解温度以上时,晶粒随温度的升高快速长大。晶粒长大动力学表明:在高于δ相固溶线温度以上进行固溶处理时,晶粒生长指数随着固溶温度的升高而增加;固溶处理温度为1000和1050℃时的晶粒长大激活能为223.849kJ/mol,晶粒长大机制为自扩散过程控制机制,并建立了相应的晶粒长大动力学方程。     

GH738高温合金热加工行为

采用Gleeble-1500热模拟机对GH738镍基高温合金进行高温热压缩变形实验,分析该合金在变形温度1000~1160℃、应变速率0.01~10s-1、工程变形量15%~70%条件下流变应力的变化规律。确定GH738合金热变形方程,建立热加工图(Processing map),并通过组织观察对热加工图进行解释。GH738合金热变形激活能Q为499kJ/mol;热加工图随不同变形量而变化,在应变速率较低,温度较高的状态下,能量耗散效率较高。综合应变量为0.2,0.4,0.6和0.8应变量下的热加工图,确立了该合金最佳热加工"安全通道",为GH738高温合金热加工工艺优化提供理论依据。     

GH674高温合金的热变形行为

采用Gleeble-1500热模拟机对GH674高温合金在应变速率为0.01s-1~1.0s-1、变形温度为950℃~1200℃、真应变为1的条件下的热变形行为进行了研究。结果表明,在试验研究的变形条件下,GH674型高温合金在热压缩变形过程中发生明显的动态再结晶;用Zener-Hollomon参数的指数函数能较好地描述该合金高温变形时的流变行为;所获得的峰值应力热变形方程为σp=21.3139ln.ε+9.580495×105/Τ-538.11638;其热变形激活能Q为373.7102803kJ/mol。     

GH3044的低周疲劳行为研究

研究了镍基高温合金GH3044在室温和600℃的低周疲劳行为,对循环应力-应变和应变寿命数据进行了分析,给出了GH3044合金在此温度下的疲劳参数.合金的循环应力响应行为在室温下呈现循环硬化而后软化的特征,而在600℃时呈现循环硬化的特征,原因在于循环变形过程中位错之间以及位错与析出相之间的相互作用.Coffin-Ma...     

镍基单晶合金高温蠕变变形与损伤行为

通过蠕变性能测试和组织观察,研究了镍基单晶合金在高温蠕变期间的变形和损伤行为.结果 表明,该合金在1040℃/137 MPa条件下的蠕变寿命为556 h,表现出优异的蠕变抗力.合金在稳态期间的蠕变特性是位错在γ基体中滑移和攀移越过筏状γ'相.在蠕变后期,合金的变形特征是位错剪切进入筏状γ'相,剪切γ'相的位错可以交滑移...     

Al-Mn-Mg-RE铝合金高温热压缩变形行为的研究

在Gleeble-1500热模拟机上对Al-Mn-Mg-RE合金进行等温热压缩试验,变形温度300～500℃,应变速率0.01～10s-1。结果表明:Al-Mn-Mg-RE合金流变应力均随应变的增加而迅速增大至峰值,之后随应变的增加而呈不同程度的减小。峰值应力随着变形温度的升高和应变速率的降低而逐渐减小;采用Zener-Hollomon模型和温度补偿的应变速率因子Z参数值的双曲正弦模型来描述该合金热压缩变形流变应力行为,其热变形激活能为186.482kJ/mol;在高Z值条件下的变形组织是拉长晶的亚晶内存在大量位错,而在低Z值条件下再结晶组织内形成了完整的亚晶结构。     

终锻温度对GH4738高温合金热变形行为的影响

采用非持续加热方式设计非等温热模拟压缩实验,模拟不同终锻温度条件下GH4738高温合金的热变形行为,并结合组织观察分析终锻温度对GH4738合金组织均匀性以及后续热处理过程组织遗传性的影响规律.研究结果表明,在相同始锻温度条件下,终锻温度过低会抑制GH4738合金热变形过程中动态再结晶的发生,从组织上表现为再结晶程度较...     

GH4169高温合金的压缩结合行为及界面组织演变

为了模拟高温合金GH4169的热轧复合工艺,采用MSS-200热模拟机对高温合金GH4169进行热压缩复合模拟,变形温度为900~1100 ℃,应变速率为1~10 s^-1。通过应力应变曲线建立了描述GH4169高温合金压缩变形行为的Arrhenius型本构方程和热加工图,计算相应的热变形活化能Q和应力指数n分别为320.33 kJ·mol^-1和4.1573。此外,采用光学显微镜（OM）和电子背散射衍射（EBSD）技术观察了结合界面。结果表明：结合界面主要受变形工艺参数的影响,在1100 ℃/10 s^-1变形条件时,结合界面几乎看不见。     

GH625合金的动态再结晶行为研究

采用Gleeble-3800热模拟试验机研究了GH625合金在变形温度为950～1150℃,应变速率为0.001～5s-1条件下的热变形特性,并用OM和TEM分析了变形条件对微观结构的影响。结果表明:当应变量很小时,该合金没有发生再结晶,直到应变量达到0.1时才开始有再结晶晶粒析出。随着变形温度的升高,再结晶晶粒尺寸增大,位错密度降低;当温度较低时显微结构中可以观察到孪晶。当变形温度一定时,随应变速率的增大,再结晶的形核率增大且晶粒变小,位错密度变大;而当应变速率较低时,再结晶进行得比较充分,晶粒尺寸较大。根据实测的应力-应变曲线,获得了该合金发生动态再结晶的临界应变εc和峰值应变εp与Z参数之间的关系:εc=2.0×10-3.Z0.12385,lnεp=-6.02285+0.12385lnZ。此外,还采用定量金相法计算出了合金的动态再结晶体积分数,并建立了该合金动态再结晶的动力学模型:Xd=1-exp[-0.5634(ε/εp-0.79)1.313]。     

GH2907合金热变形行为及热加工图

通过热模拟压缩实验研究了GH2907合金在变形温度为950~1100℃、应变速率为0.01~10s_^-1、变形量为60%条件下的热变形行为,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;根据Arrhenius方程和Zener-Hollomon参数,计算了热变形激活能Q,建立了GH2907合金的热变形本构方程;根据动态材料模型,确定了GH2907合金在不同应变下的功率耗散图,功率耗散效率η较高的区域位于温度为1050~1100℃,应变速率为0.01~0.03s_^-1范围,在该变形区域内组织发生了明显的动态再结晶现象;基于Preased失稳判据,绘制了GH2907合金在不同应变下的热加工图,流变失稳区位于高温高应变速率区域,即温度为970~1100℃,应变速率为0.6~10s_^-1范围,在该变形区域内动态再结晶晶粒沿着绝热剪切带和局部流动分布。根据GH2907合金热加工图及微观组织分析得到适宜的加工区域是温度为1050~1100℃,应变速率为0.01~0.03s_^-1范围。     

Research on the Hot Deformation Behavior of Al-Zn-Mg-Sc-Zr Alloy During Compression at Elevated Temperature

The flow behavior of Al-Zn-Mg-Sc-Zr alloy during hot compression deformation was studied by isothermal compression test using Gleeble-1500 thermo-mechanical equipment. Compression tests were performed in the temperature range of 340-500 °C and in the strain rate range of 0.001-10 s^?1.The results indicate that the flow stress of the alloy increases with increasing strain rate at a given temperature, and decreases with increasing temperature at a given imposed strain rate. The relationship between flow stress and strain rate and temperature was derived by analyzing the experimental data. The constitutive equation of Al-Zn-Mg-Sc-Zr alloy during hot compression deformation can be described by the Arrhenius relationship of the hyperbolic sine form. The values of A, n, and α in the analytical expression of strain rate are fitted to be 1.49 × 10¹⁰ s^?1, 7.504, and 0.0114 MPa^?1, respectively. The hot deformation activation energy of the alloy during compression is 150.25 kJ/mol. The temperature and strain rate have great influences on microstructure evolution of Al-Zn-Mg-Sc-Zr alloy during hot compression deformation. According to microstructure evolution, the dynamic flow softening is mainly caused by dynamic recovery and dynamic recrystallization in this present experiment.