2195铝锂合金高温慢应变速率拉伸本构模型及组织演变

对2195铝锂合金细晶薄板在温度为350～470℃、初始应变速率为0.0001～0.002 s^-1的变形条件下进行拉伸，建立应变修正的Arrhenius和含软化因子的Rosserd塑性流动本构模型，利用电子背散射衍射表征变形过程的微观组织演变。结果表明：两种方程均可以较好地描述2195铝锂合金稳态阶段的流动行为，应变修正的Arrhenius模型在变形温度为350～390℃时有一定拟合偏差，而含软化因子的Rosserd模型在470℃、0.002 s^-1的高温高应变速率条件下出现拟合偏差，其原因主要是受变形机制影响。2195铝锂合金在350～390℃时发生不连续动态再结晶，而在430～470℃时发生连续动态再结晶；变形温度的升高和变形速率的降低均可以提高2195铝锂合金动态再结晶程度，但提高变形温度的影响更显著；2195铝锂合金在390℃、0.001 s^-1变形时的最大伸长率为203%。变形温度的提高会导致晶粒粗化，降低合金的热塑性。     

铸态耐热合金CN617热变形行为研究

用Gleeble-3800热模拟试验机研究了铸态耐热合金CN617退火后在形变温度1050~1180 ℃,应变速率0.01~10 s^-1条件下的热变形行为,建立了该合金的热变形本构方程,绘制了热加工图。结果表明：在形变温度1050~1180 ℃,应变速率0.01~1 s^-1条件下,CN617合金的热变形曲线呈现稳态的流变应力;当在形变温度1100~1180 ℃,应变速率10 s^-1条件下,其热变形行为表现为持续硬化+动态软化过程。CN617合金热变形的热激活能平均为502.35 kJ/mol。在形变温度1050~1125 ℃,应变速率0.2~10 s^-1时形成流变失稳。其原因是动态再结晶程度较低,流变应力较高。     

Incoloy901合金的热加工图与热变形行为

利用Gleeble-3800热模拟机研究Incoloy901高温合金在变形温度950～1150℃,应变速率0.005～1 s^-1,真应变0.6下的热变形行为。结果表明:变形温度大于1000℃,应变速率大于0.01 s^-1时,Incoloy901合金真应力-应变曲线呈现动态再结晶特征。根据应力-应变曲线构建Incoloy901合金的本构方程与热加工图,得出形变激活能Q=439.401 k J/mol,最佳热加工工艺为:变形温度1050～1150℃,应变速率0.005～0.1 s^-1,在此工艺范围内合金的高温变形功率耗散系数η较高,可达37%,能获得较好的动态再结晶组织。     

0.30C-Cr-W渗氮轴承钢的热变形特性

为了探究0.30C-Cr-W渗氮轴承钢的最佳动态再结晶条件和热变形机理,利用Gleeble3800热模拟试验机对试验钢进行了等温热压缩模拟试验,试验变形温度为750~1050 ℃,应变速率0.01~10 s^-1,变形量60%。结果表明,峰值应力随变形温度的降低和应变速率的升高而增大,在应变速率为0.01∼0.1 s^-1,变形温度为950~1050 ℃时,发生明显动态再结晶;具有双曲正弦函数型的本构方程能较好地描述0.30C-Cr-W渗氮轴承钢的流变行为;0.30C-Cr-W渗氮轴承钢的形变激活能为442.022 kJ/mol。基于动态材料模型和流变应力数据建立了热加工图。通过热加工图及微观组织的观察确定了变形温度950∼1050 ℃,应变速率0.01∼0.15 s^-1为最佳热变形条件;变形温度750∼950 ℃,应变速率1.2∼10 s^-1为流变失稳区。     

Mg-6Gd-1.2Y-0.53Zr合金的热变形行为及热加工图

采用热模拟试验法研究了变形温度(340～500℃)和应变速率(0.01～25 s^-1)对均匀化态Mg-6Gd-1.2Y-0.53Zr合金动态再结晶(DRX)临界应变及体积分数的影响,通过构建热加工图优化了其热加工工艺参数范围。结果表明,在0.01～1 s^-1的低应变速率下,该合金的动态再结晶(DRX)临界应变量随变形温度的升高而升高,而在10～25 s^-1高应变速率下,DRX临界应变量随变形温度的升高而略微下降。应变速率及变形温度的升高都使DRX体积分数增大,在500℃、25 s^-1条件下,合金的动态再结晶体积分数最高,达90.0%。根据构建的热加工图,当变形量在30%～80%之间时,较佳的热加工工艺区间为400～500℃、0.01～1 s^-1以及420～500℃、10～25 s^-1。在10～25 s^-1应变速率下,当变形量为10%～80%时,合金最适宜的变形温度为460～500℃。     

低碳Ti-Mo微合金马氏体钢的热变形行为

利用Gleeble-3800热模拟试验机对试验钢在950~1100 ℃,应变速率为0.1~5.0 s^-1,最大应变量为60%的条件下进行了热压缩模拟试验。结果表明：高变形温度、低应变速率和大变形量有利于动态再结晶,试验在1050 ℃、变形量60%、变形速率1 s^-1条件下得到圆整均匀再结晶晶粒,平均晶粒尺寸为14.84 μm;推演出低碳Ti-Mo微合金马氏体钢的形变激活能为462.8 kJ/mol及Z参数与动态再结晶变形条件的关系;建立起试验钢动态再结晶临界应变公式ε_c=0.3729Z^0.3496。     

挤压态HNi55-7-4-2镍黄铜合金的热变形行为和加工图

首先，以挤压态HNi55-7-4-2镍黄铜合金为对象，应用热模拟机Gleeble-3500对其进行等温热压缩实验，研究该合金在600～800℃和0.01～10 s^-1条件下的热变形行为。其次，基于动态材料模型和极性交互模型，分别建立HNi55-7-4-2镍黄铜合金的Prasad、Murty和PRM加工图，并结合不同变形条件下的微观组织演变，对比3种加工图的预测效果。结果表明：Murty加工图预测效果最差，而Prasad加工图和PRM加工图预测效果较好。HNi55-7-4-2镍黄铜合金的最优热变形加工参数范围为：变形温度为600～725℃,应变速率为0.01～0.07 s^-1和变形温度为740～800℃,应变速率为0.05～1 s^-1。失稳区的变形机制为局部塑性流动和混晶组织，安全区的变形机制为动态再结晶。     

13Cr超级马氏体不锈钢热压缩变形行为与组织演变

通过Gleeble-3500热模拟试验机对13Cr超级马氏体不锈钢进行单道次压缩变形试验,系统研究变形温度在950~1150 ℃、应变速率为0.001~10 s^-1条件下的热变形行为。利用双曲正弦模型建立了13Cr超级马氏体不锈钢的流变应力本构方程,求得试验钢的热变形激活能为412 kJ/mol,并基于动态材料模型(DMM)理论绘制了材料的热加工图,得出材料的最佳热变形工艺参数窗口为:变形温度1032~1072 ℃,应变速率0.039~0.087 s^-1。组织演变结果表明,试验钢在高变形温度和低应变速率的条件下,容易发生动态再结晶。当应变速率一定时(0.01 s^-1),变形温度从950 ℃升到1050 ℃,动态再结晶的体积分数从18.7%升高到60.1%,组织的再结晶程度提高,晶粒均匀细小;当变形温度一定时(1050 ℃),随着应变速率的降低,动态再结晶的晶粒长大粗化。     

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。     

热等静压态FGH96合金的热变形行为及热加工图

采用Gleeble-3800热模拟压缩试验机对热等静压态FGH96合金进行了不同温度和应变速率的等温热压缩试验,研究了FGH96合金在变形温度分别为1040、1070、1100、1130 ℃,应变速率为0.001、0.01、0.1和1 s^-1,最大真应变为0.7条件下的高温热变形行为,分析了真应力-真应变曲线,建立了本构方程,并利用Origin软件构建了热加工图,结合变形温度和应变速率对组织的影响确定了FGH96合金合适的热加工参数。结果表明,热等静压态FGH96合金的真应力-真应变曲线呈现典型的动态再结晶特征,其峰值应力随变形温度的降低和应变速率的增加而增加,结合本构方程、热加工图以及微观组织确定了FGH96合金合适的热加工区域为变形温度1060~1080 ℃,应变速率0.0001~0.004 s^-1。     

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。     

挤压态HAl61-4-3-1合金高温本构模型构建及其加工图

采用Gleeble-3500热模拟实验机在变形温度为600～800℃和应变速率为0.01～10 s-1时对HA161-4-3-1铝黄铜合金进行等温热压缩实验,对实验所获得真实应力-应变曲线进行摩擦修正,并以修正后的应力应变数据构建了考虑应变补偿的Arrhenius本构模型.其次,根据修正的应力应变数据构建了应变为0.3...     

GH3128合金的高温流变行为与组织演变规律

通过对GH3128合金进行热模拟压缩试验,研究了该合金在变形温度950~1150 ℃、应变速率0.01~10 s^-1及应变量30%~70%条件下的流变特征。通过绘制合金流变应力曲线,并基于Arrhenius模型建立了GH3128合金的本构方程。在此基础上,获取了变形量30%~65%的材料加工图,并结合GH3128合金完全再结晶条件图,明确了合金在高温变形过程中组织演变同塑性变形参数之间关系。此外,通过对碳化物的金相分析,探明了合金在热变形过程中碳化物的演变规律。结果表明:GH3128合金热加工激活能约为305 kJ/mol,合理的加工区域为:变形温度1050~1100 ℃,应变速率0.1 s^-1左右。此时合金内碳化物基本回溶,组织再结晶充分,晶粒尺寸可控制在10 μm以下。     

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。     

DH780钢的热变形行为及热加工图

采用Thermecmastor-Z热模拟试验机研究了试验钢在800~1150 ℃、应变速率0.01~10 s^-1的热压缩变形行为,并观察变形后显微组织。基于试验数据分析,确定了试验钢在奥氏体区的热变形方程,建立试验钢在0.8真应变下的热加工图。结果表明:试验钢的流变应力和峰值应变随变形温度的升高而减小;试验钢在奥氏体区的热变形激活能为385.91 kJ/mol。根据试验钢功率耗散及流变失稳判据确定最佳热加工工艺参数为热变形温度范围1050~1150 ℃和应变速率0.01~0.1 s^-1。在该范围内,试验钢发生完全动态再结晶,功率耗散系数为17%~32%。     

两种冶炼工艺下A286高温合金的热变形行为

为了探究真空感应+真空自耗(VIM+VAR)和电炉+精炼+真空自耗(EAF+LF+VAR)两种工艺冶炼A286高温合金的热变形行为,利用Gleeble-3800热模拟试验机在温度950~1150 ℃和应变速率0.01~10 s^-1范围内进行热压缩试验。基于摩擦和绝热加热修正后的真应力-真应变曲线和应变硬化率曲线建立了A286合金的Arrhenius本构方程,确定了VIM+VAR合金和EAF+LF+VAR合金的热激活能分别为358.15和372.54 kJ·mol^-1。利用临界应变和动态再结晶体积分数50%应变引入动态再结晶速度参数k_v,建立新的动态再结晶模型。采用Prasad 准则绘制两种钢在应变0.2、0.5和0.9下的热加工图,并结合组织分析,确定VIM+VAR合金的最佳热加工工艺条件为1050~1100 ℃,0.01~1 s^-1和1100~1150 ℃,0.1~10 s^-1;EAF+LF+VAR合金的最佳热加工工艺条件为1050~1100 ℃,0.01~1 s^-1和1100~1150 ℃,0.1~3 s^-1,得出VIM+VAR合金的热加工区间较宽,其热加工性能优于EAF+LF+VAR合金。     

均匀化处理对挤压态Mg-Al-Zn-0.1Y合金热变形行为及织构的影响

利用250～400℃、0.01～10 s^-1 Gleeble 3500热模拟机等温热压缩试验研究了均匀化处理对稀土Y微合金化挤压态Mg-Al-Zn合金热变形行为的影响,利用电子背散射衍射(EBSD)研究了均匀化热处理对其热变形织构的影响。建立了挤压态和均匀化处理态Mg-Al-Zn-0.1Y镁合金的Arrhenius型本构方程,绘制了代表稳态流动的0.5应变加工图。研究了均匀化热处理对合金热加工图的影响,发现均匀化处理拓宽了合金低温可加工区,提升了合金的低温可加工性,确定了挤压态合金的适宜加工区为(325～375℃、0.01～0.1 s^-1)和(350～375℃、1～10 s^-1),均匀化热处理态合金的适宜加工区为(275～325℃、0.01～0.1 s^-1)。均匀化热处理提升了合金的动态再结晶能力,弱化了挤压态合金热变形基面织构强度,提升了软取向部分比例,提高了挤压态镁合金的热成形性。