锻态TB6钛合金β相区压缩变形行为和动态再结晶

使用圆柱形试样在Thermecmaster-Z型热模拟试验机上进行锻态TB6钛合金β相区的热压缩实验(变形温度950~1100℃,应变速率0.001~1 s^-1),研究了合金的高温压缩变形和动态再结晶行为。结果表明,这种合金在β相区的变形激活能为246.7 kJ/mol,其热变形机制是动态再结晶,动态再结晶新晶粒的主要形核机制是弓弯形核。当应变速率为0.01~0.1 s^-1、变形温度为<1000℃时动态再结晶的发展比较充分,变形组织明显细化;当变形温度高于1000℃、应变速率低于0.001 s^-1时,动态再结晶的晶粒明显粗化。在动态再结晶的晶粒尺寸D与Z参数之间存在着相关性,其函数关系为D=6.44×10²·Z^-0.1628。     

Ti-6Al-4V合金热压缩过程中的动态再结晶

在变形温度为870~960℃、应变速率为5×10^-4 s^-1~5×10^-2 s^-1的条件下对Ti-6Al-4V合金进行单道次等温压缩实验,测出其应力-应变曲线并建立KM模型、Poliak-Jonas模型和Avrami模型,较为系统地描述了这种合金动态再结晶过程中的流变应力、临界应变量、组织演变动力学等的特征。将动态再结晶组织的转变体积分数引入Prasad功率耗散率模型,得到了Ti-6Al-4V合金动态再结晶过程中能量的变化规律并结合微观组织表征揭示了这种合金的动态再结晶机理。结果表明：随着变形温度的提高和应变速率的降低,Ti-6Al-4V合金的动态再结晶临界应变量减小,组织转变的体积分数增大。发生完全动态再结晶时的功率耗散率大于0.34,形核机制为位错诱导的弓出形核机制。     

应变速率对7065铝合金等温压缩软化机制的影响

采用等温压缩实验并结合电子背散射衍射手段,研究了应变速率对7065铝合金热变形行为的影响规律。结果表明,随着应变速率由0.001 s^-1增加到30 s^-1,合金的动态再结晶面积分数先显著减少,在1 s^-1时达到较低水平,而后变化幅度小于10%,当应变速率大于1 s^-1时,合金的亚结构面积分数显著增加。低应变速率阶段(0.001～1 s^-1)的软化机制为动态再结晶(DRX)机制和动态回复(DRV)机制,而高应变速率阶段(1～30 s^-1)的软化机制为DRV机制。随着应变速率的增加,等温压缩变形后合金的形变储能逐渐增加。     

高温合金GH4169的动态再结晶和组织演化机制

应用Gleeble热模拟技术、EBSD、SEM和OM系统地研究了高温合金GH4169在温度为1000～1150℃、应变速率为0.01～1 s^-1条件下变形的动态再结晶机制和组织演变规律。结果表明：在1000～1150℃、应变速率为0.01～1 s^-1条件下高温合金GH4169的变形抗力最高可达400 MPa;基于动态材料模型绘制出此合金的功率耗散图和流变失稳图,得到了该合金优化的加工区间变形参数为1020～1070℃和0.03～0.63 s^-1。分析GH4169在变形过程中动态再结晶演化规律,明确了动态再结晶晶粒以在原奥氏体晶界处的非连续动态再结晶为主,连续动态再结晶以亚晶持续旋转机制形核。还确定了Σ3ⁿ非共格孪晶界演变规律,动态再结晶晶粒的体积分数比越大晶粒越细小Σ3晶界密度越高,动态再结晶晶粒的长大优先于Σ3ⁿ非共格孪晶界的形成。     

7B04包铝复合板热变形行为及其对组织演变的影响

利用热模拟实验研究7B04包铝复合板在变形温度为380~450℃和应变速率为0.1~30 s^-1的热压缩性能,结果表明:随着真应变的增加,热加工图失稳区逐渐向高应变速率区域扩展。最适宜的热加工区域为:温度380~410℃,应变速率5~30 s^-1。采用EBSD技术对变形后的组织进行表征,结果表明:随着温度的增加和应变速率的降低,再结晶晶粒趋向于晶界平直化及晶界取向差逐渐增加的方向演变。包铝层在变形过程中主要发生连续动态再结晶,而7B04基体中同时存在不连续动态再结晶、连续动态再结晶(含几何动态再结晶)。材料最佳的热变形温度为410℃和应变速率10 s^-1,此时7B04基体和包铝层的晶粒尺寸均保持在较小的范围内。     

新型铝奥氏体耐热合金的高温塑性变形行为和热力工性能

新型含铝奥氏体耐热合金(AFA)进行压缩热模拟试验,使用OM和EBSD等手段研究了这种合金在950~1150℃和0.01~5 s^-1条件下的微观组织演变、建立了基于动态材料模型热加工图、分析了变形参数对合金加工性能的影响并按照不同区域组织变形的特征构建了合金的热变形机理图。结果表明：新型AFA合金的高温流变应力受到变形温度和应变速率的显著影响。在变形温度为950~1150℃和应变速率为0.18~10 s^-1条件下,这种合金易发生流变失稳。在变形温度为1050~1120℃、应变速率0.01~0.1 s^-1和变形温度1120~1150℃、应变速率10^-0.5~10^-1.5 s^-1这两个区间,这种合金发生完全动态再结晶行为且其再结晶晶粒均匀细小,功率耗散因子η达到峰值45%。新型AFA合金的热加工艺,应该优先选择再结晶区域。     

SA508Gr.4N钢热变形过程微观组织演变及流变应力模型

利用Gleeble-1500D热模拟试验机研究Ni-Cr-Mo系低合金SA508Gr.4N钢在变形温度为850~1200℃,应变速率为0.001~1 s^-1,真应变为0.9条件下的等温热变形行为,建立包含动态回复和动态再结晶的基于物象的流变应力模型与动态再结晶晶粒尺寸模型,并提出避免粗大晶粒组织遗传性的适宜锻造工艺。结果表明:随着变形温度的升高,应变速率的降低,动态再结晶体积分数和晶粒尺寸逐渐增加;SA508Gr.4N钢的真应力-真应变曲线具有明显的不连续动态再结晶现象;通过实验值和模型预测值对比可得流变应力模型的相关系数(R)及平均相对误差(MRE)分别为0.998和4.76%,动态再结晶晶粒尺寸模型的相关系数(R)及平均相对误差(MRE)分别为0.991和8.69%,两个模型均具有较高的准确性。     

新型超高强Al-Zn-Mg-Cu合金热压缩变形行为及微观组织特征

利用Gleeble-1500热模拟试验机对新型超高强Al-Zn-Mg-Cu-Zr-Sc合金进行高温热压缩实验,研究该合金在变形温度370～460℃、应变速率0.001～10s^-1条件下的流变应力以及变形过程中的显微组织。结果表明:流变应力在变形初期随着应变的增加迅速增大,出现峰值应力后逐渐下降并达到稳态,流变应力随着应变速率的增大而增大,随着变形温度的升高而下降;流变应力可以采用双曲正弦形式的关系来描述,通过线性拟合计算出该材料的形变激活能等参数,获得流变应力的本构方程。随着变形温度升高和应变速率降低,原始晶粒变形程度显著增加,再结晶分数明显上升。     

短切碳纤维/AZ91D镁合金复合材料高温变形动态再结晶行为

在变形温度为340~400℃、应变速率为0.001~0.1 s^-1、最大真应变为0.7的条件下,采用等温压缩实验研究了短切碳纤维（CF_s）/AZ91D复合材料和AZ91D镁合金的动态再结晶行为。结果表明：CF_s/AZ91D复合材料和AZ91D镁合金在高温压缩过程中均发生了显著的动态再结晶;CF_s极大地促进了AZ91D基体的动态再结晶过程,减小了动态再结晶临界应变并细化了再结晶晶粒组织;AZ91D镁合金动态再结晶体积分数随应变量增加表现为典型的"S"型变化曲线,而CF_s/AZ91D复合材料则呈现出快速增长-缓慢增长-趋于平稳的非线性变化规律。根据实验结果分别建立了CF_s/AZ91D复合材料和AZ91D镁合金的动态再结晶临界应变模型和动力学模型,在此基础上分析了二者高温变形动态再结晶行为的差异。     

TA5钛合金的应变补偿物理本构模型和加工图

使用Gleeble-3800热模拟试验机对TA5钛合金进行等温恒应变速率压缩,研究其在变形温度为850~1050℃、应变速率为0.001~10 s^-1和最大变形量为60%条件下的高温热变形行为;建立了引入物理参量的应变补偿本构模型,并根据DMM模型得到了加工图。结果表明：TA5钛合金为正应变速率敏感性和负变形温度相关性材料;考虑物理参量的应变补偿本构模型具有较高的预测精度,其相关系数R为0.99,平均相对误差AARE为8.95%。分析加工图和观察微观组织,发现失稳区域(850~990℃,0.05~10 s^-1)的主要变形机制为局部流动;稳定区域(870~990℃,0.005~0.05 s^-1)的主要变形机制为动态回复和动态再结晶。TA5钛合金的最佳热加工工艺参数范围为870~990℃和0.005~0.05 s^-1。     

奥氏体铁镍基耐蚀合金热变形行为及加工图分析

采用Gleeble-3500热模拟试验机研究了UNS N08028(028)合金在温度950～1 200℃和应变速率0.001～10 s^-1条件下的热变形行为。分析了合金的流变应力曲线、变形激活能及变形机制，明确了加工图能耗峰值与动态再结晶(DRX)晶粒尺寸、体积分数、σ析出相等微观组织演化规律，确定了合金最优加工路径。结果表明，028合金加工图存在五个能耗峰值区与DRX形核和生长过程密切相关：高应变速率区域的能耗峰值与DRX形核有关；低温低应变速率区域能耗峰值与DRX形核和生长有关；高温低应变速率区域的能耗峰值与DRX生长相关。温度低于1 000℃时，σ析出相对DRX形核产生影响，低应变速率(<0.01 s^-1),粗大σ相促进DRX形核，形成典型“链状结构”,出现能耗峰值。高应变速率(>0.1 s^-1),细小σ析出相抑制DRX形核，导致局部应力集中，材料发生失稳。最后，利用加工图分析确定了028合金最优加工路径：开始于1 150～1 200℃,1～10 s^-1,结束于1 100～1 1...     

GH3028镍基合金的热变形动态再结晶及微观组织演变

目的 研究GH3028镍基合金动态再结晶过程中的晶粒尺寸变化情况,明晰微观组织形貌的演变规律。方法 利用DST3000PC型动态热模拟实验机,在温度为1 050～1 300℃、应变速率为1×10^-3～1×10^-1 s^-1、最大应变量为58%的条件下对GH3028镍基合金进行热压缩实验,通过构建动态再结晶和晶粒尺寸演变数值计算模型并结合实验进行验证。结果 峰值应力随温度的上升而有所下降,在1050～1300℃温度范围内,温度越高,合金试样越容易趋于稳态,动态再结晶特点越为明显。通过对实验数据进行优化和拟合,根据峰值应力值计算出热变形激活能Q为516 kJ/mol,进而求解出热变形方程。建立动态再结晶模型及晶粒尺寸模型,观察动态再结晶过程中的微观组织,发现当温度、应变速率不变时,动态再结晶的体积分数随应变量的增大而增大。温度的提升会显著增大动态再结晶体积分数和动态再结晶晶粒尺寸。晶粒尺寸受温度和应变速率的双重影响逐渐趋于稳态变化。结论 通过对模型预测值与实际实验数据进行对比,发现该模型可以实现对晶粒尺寸变化的预测,模型预测平...     

具有层片状α相组织的TB8钛合金热变形行为及本构方程

主要研究具有层片状α相组织的TB8钛合金在α+β双相区的热变形行为。结果表明,在应变速率为1s-1时,变形温度为650℃的流变曲线展现出连续的流变软化,当温度高于650℃时,流变曲线呈现出不连续屈服现象。不连续屈服现象随变形温度的增加和应变速率的降低而消失。当应变速率为0.001s-1时,750℃和800℃的流变曲线呈现出典型的动态再结晶特征。峰值应力σp,温度T和应变速率ε·三者之间的关系已通过Arrhenius-type本构方程进行表征,建立了材料常数α,A,n和Q值与真应变之间的关系模型,并分析了应变对α,A,n和Q值的影响。α值随真应变的增加而增加,而A,n和Q的值随真应变的增加而逐渐降低。实验应力值和预测应力值之间的相关系数和平均相对误差参数分别为0.945和9.08%。这表明本工作建立的应变补偿的热变形本构方程能够很好地预测具有层片状α相组织的TB8钛合金在α+β双相区热变形过程中的流变应力。     

曲轴用34CrNiMo6高强结构钢的热变形行为研究

采用Gleeble-2000热模拟试验机,在950～1150℃的压缩温度、0.001～1s-1的应变速率条件下,对一种曲轴用34CrNiMo6高强结构钢进行高温压缩变形试验,获得了该材料的流变应力曲线。通过分析研究数据,获得了该材料的热变形方程、热变形激活能、Z参数等相关数学模型;材料的流变应力曲线分析表明,34CrNiMo6钢的高温流变应力随变形温度的降低和应变速率的增加而逐渐增加;在变形过程中,变形温度和应变速率均对34CrNiMo6钢的动态再结晶和动态回复产生重要影响,升高变形温度或降低应变速率,均有利于变形过程中动态再结晶的发生,有助于变形材料的晶粒细化。     

曲轴用34CrNiM06高强结构钢的热变形行为研究

采用Gleeble-2000热模拟试验机,在950～1150℃的压缩温度、0.001～1s-1的应变速率条件下,对一种曲轴用34CrNiMo6高强结构钢进行高温压缩变形试验,获得了该材料的流变应力曲线.通过分析研究数据,获得了该材料的热变形方程、热变形激活能、Z参数等相关数学模型;材料的流变应力曲线分析表明,34CrNiMo6钢的高温流变应力随变形温度的降低和应变速率的增加而逐渐增加;在变形过程中,变形温度和应变速率均对34CrNiMo6钢的动态再结晶和动态回复产生重要影响,升高变形温度或降低应变速率,均有利于变形过程中动态再结晶的发生,有助于变形材料的晶粒细化.     

B92SiQL钢的高温流变行为及变形机制研究

B92SiQL钢因高强度及抗扭转能力在预应力镀锌钢丝领域备受青睐,但热加工参数对其变形行为及性能产生重要影响。本研究对B92SiQL钢进行了变形温度为1 173～1 373 K、应变速率为0.1～20 s^-1的热压缩实验,并基于Zener-Hollomon参数和线性拟合,建立了应变补偿型Arrhenius本构模型。结果表明,流变应力随变形温度的升高或应变速率的降低呈减小趋势,B92SiQL钢的热变形激活能(Q)约为305.865 kJ/mol。该模型得到流变应力预测值与实验值的线性相关系数(R)约为0.994,平均绝对相对误差(AARE)约为2.800%。在较低变形温度下,微观组织中依然存在被拉长的原始晶粒;在1 373 K-0.1 s^-1热变形条件下,B92SiQL钢几乎发生了完全的动态再结晶(DRX),晶粒产生明显粗化;应变速率增大至10 s^-1时,晶粒尺寸明显减小。根据加工硬化率与流变应力曲线确定了B92SiQL钢发生DRX的临界应力和应变,得到临界条件与Z参数呈指数关系。根据传统的Avrami方程建立了B92Si...     

TiC/CuAl2O3复合材料动态再结晶临界条件

为了确定TiC/Cu-Al₂O₃复合材料的动态再结晶行为,为热加工工艺参数的制定提供理论参考。采用Gleeble-1500D热模拟试验机,在变形温度450~850℃、应变速率0.001~1 s^-1、总应变量为0.7的条件下,对TiC/Cu-Al₂O₃复合材料进行热模拟试验。对TiC/Cu-Al₂O₃复合材料的真应力-应变曲线数据进行拟合、分析,求得材料的加工硬化率。结合加工硬化率-应变曲线的拐点和对应偏导曲线最小值的判据,研究了该复合材料动态再结晶临界条件。结果表明：TiC/Cu-Al₂O₃复合材料的真应力-应变曲线主要以动态再结晶软化机制为特征,峰值应力随变形温度的降低或应变速率的升高而增加;该材料的加工硬化率-应变曲线出现拐点,对应偏导曲线出现最小值;临界应变随变形温度的升高与应变速率的降低而减小,且临界应变与峰值应变以及Zener-Hollomon参数之间具有相关性。     

B30铜镍合金的高温热变形行为及加工图

在变形温度为750～1000℃、应变速率为0.01～10 s^-1条件下,对铸态BFe30-1-1铜镍合金进行了热压缩实验。综合分析摩擦和温升对合金流变应力的影响,利用修正后的流变应力曲线构建了BFe30-1-1铜镍合金的Arrhenius双曲正弦函数本构关系模型,基于动态材料模型构建合金的热加工图,研究合金热变形过程中的组织演变规律。结果表明：合金的峰值流变应力随着变形温度的降低或应变速率的增加而升高,摩擦和温升能够显著影响合金的真应力-真应变曲线,热变形过程中发生了动态再结晶,本研究构建的合金本构关系模型对峰值应力的预测值与修正后实验值的平均相对误差仅为3.77%,能够准确地预测合金在不同热变形条件下的流变应力。结合热加工图和微观组织分析,合金的较合理的热塑性变形工艺区间为变形温度900～1000℃、应变速率0.04～0.16 s^-1,在该变形条件下热压缩后的样品可获得更多的动态再结晶组织。     

低碳Q690qENH高强桥梁钢的动态再结晶行为

对低碳Q690qENH高强桥梁钢进行压缩实验,研究了动态再结晶行为。结果表明,在低碳Q690qENH高强桥梁钢的轧制热变形过程中,其软化以动态回复为主,只在0.1 s^-1和0.2 s^-1低应变速率下才发生明显的动态再结晶.通过计算将应力因子α修正为0.0099 MPa^-1,得到了实验钢的动态再结晶激活能,建立了动态再结晶动力学模型。采用P-M-K法确定了εc/εp约为0.72,且峰值应变与Z/A满足幂函数关系,建立了动态再结晶临界应变模型,其计算值与热变形中的显微组织演变规律一致。研究了温度对动态再结晶过程中界面迁移速率的影响规律。     

电子束冷床熔炼TC4钛合金的热变形行为

使用Gleeble-3800热模拟实验机进行一系列热模拟压缩实验,研究了电子束冷床熔炼TC4钛合金在变形温度为850℃~1100℃、应变速率为0.01 s^-1~10 s^-1条件下的热变形行为。根据真应力-真应变曲线分析变形参数对流变应力的影响,分别建立电子束冷床熔炼TC4钛合金在(α+β)两相区和β单相区的Arrhenius本构模型,绘制了基于动态材料模型的热加工图。结果表明：流变应力随着温度的提高和应变速率的增大而降低;(α+β)两相区的热变形激活能Q=746.334 kJ/mol,β单相区的热变形激活能Q=177.841 kJ/mol;用相关系数法和相对平均误差分析了模型的误差,相关系数R²=0.995,相对平均误差AARE=5.04%。这些结果表明,所建立的模型较为准确,可准确预测其热变形流变应力;合金的最佳加工区域为：变形温度1000~1100℃、应变速率0.01~0.1 s^-1。