GH141镍基高温合金的热变形行为和组织演变

通过热压缩实验研究了GH141镍基高温合金在变形温度为1040～1160℃、应变速率为0.01～10 s^-1条件下的热变形行为和组织演变，分析变形温度和应变速率对流变行为的影响，对流变应力进行摩擦、温度和应变修正补偿，用修正后的流变应力构建更加精准的本构方程并绘制热加工图，分析不同热加工区的微观组织演变以验证得到的最优热加工区。结果表明：压缩流变应力对变形温度和应变速率较为敏感，综合摩擦、温度变化和应变补偿修正的本构方程能较好地预测不同变形条件下的热压缩流变应力，结合热加工图及不同热加工区域内的微观组织演变确定最优热加工区为变形温度1130～1145℃、应变速率为0.1～5 s^-1，此区域内动态再结晶完全，晶粒内部几乎不存在畸变，晶粒组织为等轴晶，且较均匀。     

Ti6242合金的热变形行为及加工图

利用Gleeble-3800对Ti6242合金进行热模拟压缩试验。研究了压缩量为60%、应变速率分别为0.01、0.1、1、10 s-1,变形温度分别是900、950、1000、1050、1100℃条件下试样的热变形行为。根据试验参数得出Ti6242合金本构方程,绘制Ti6242合金真应力-应变曲线,基于动态材料模型建立热加工图。结果表明,流变应力随着变形温度的升高而下降,随着应变速率的增加而升高,变形激活能Q=453.74 k J/mol,最佳热加工工艺为变形温度1000~1050℃应变速率0.1 s-1左右。     

粗晶Ti60合金的高温压缩热变形行为

通过热模拟试验机Gleeble-3500,在变形温度960～1080℃、应变速率0. 001～10 s(-1)、变形程度为50%的条件下对粗晶Ti60合金进行了热压缩试验研究。研究发现Ti60合金在粗晶状态下的流变应力随着变形温度的升高以及变形速率的降低而降低,基于应力-应变数据建立的Arrhenius双曲正弦函数能够很好地描述粗晶Ti60合金的本构关系,可用于合金的开坯变形应力预测。根据热加工图确定了粗晶Ti60合金的变形稳定区和失稳区,结合微观组织观察发现稳定区内发生了典型的动态再结晶现象,为粗晶Ti60合金的开坯变形参数选择提供了依据。     

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%。     

TC11钛合金热变形行为及微观组织演变

研究了TC11钛合金在高温下的变形行为以及显微组织变化。结果表明，在变形过程中，合金的流动应力随着变形温度的升高以及应变速率的降低而降低；同时合金的流动应力软化程度随着应变速率的升高而增加。通过真应变为0.6的热加工图分析可知，能量耗散率最高出现在940℃,0.001 s^-1的条件下，达到0.71;塑性失稳区出现在920～930℃、0.9～10 s^-1的变形工艺参数范围。TC11钛合金在热变形过程中，应变速率的增加、变形量的增加以及变形温度的升高都有利于促进α相的动态再结晶。     

环轧态Ti40钛合金热变形组织演变及本构关系研究

针对环轧态Ti40钛合金,进行等温恒应变速率高温压缩变形实验,研究合金在应变速率0. 001～1 s~(-1),温度950～1100℃范围变形过程中流变应力和微观组织演变行为,并通过流变应力曲线拟合计算建立合金该变形条件下的流变应力本构方程。实验结果表明:流变应力随着应变量的增加急速升高而后突降,同时流变应力随着应变速率增大而增大,这与位错密度增殖和运动密切相关;当合金变形温度一定时,随着应变速率变小,内部组织发生动态再结晶,平均晶粒尺寸得到细化;但当应变速率一定时,合金在较低应变速率(0. 001 s~(-1))变形时,需适当控制变形温度,才能得到晶粒更细小的均匀组织。     

压铸A356铝合金的热变形行为

通过水冷压铸制备A356铝合金,利用热压缩试验对合金进行了热变形行为研究。分析了该合金的应力-应变曲线,建立了本构方程并绘制了热加工图。结果表明,该合金的流变应力随着应变速率的增大和变形温度的降低而增加,合金热变形过程中的软化机制主要为动态回复,同时计算得到其平均热变形激活能为238.6kJ·mol~(-1)。通过热加工图和热压缩后合金的微观组织分析,发现在温度为330～380℃和应变速率为5～10s~(-1)范围内该合金具有良好的热加工性能。     

基于MATLAB的Ti80合金热变形行为及热加工图

用热模拟试验机、光学显微镜、MATLAB软件研究了双态组织Ti80合金在变形温度860 ~ 1020 ℃、应变速率0.001 ~ 10 s_-1、最大变形量50%下的热变形和热加工特性。结果表明：Ti80合金为负温度敏感型、正应变速率敏感型材料,主要软化机制随温度的升高由动态再结晶转变为动态回复。利用MATLAB编程构建了应变补偿本构方程与热加工图,计算应力与试验应力的相关系数R=0.994、平均相对误差AARE=7.443%;合金最佳热加工工艺参数区间为：[980 ~ 1015 ℃]-[0.013 ~ 0.100 s_-1],该区峰值功率耗散系数h=64%。     

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。     

Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金双态组织的热加工行为

在Gleeble-1500D热模拟实验机上对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金双态组织进行热模拟实验,变形温度为850～1050℃,应变速率为0.010～1.000 s~(-1),变形量为60%;根据不同条件下的应力峰值计算得其热变形激活能Q为786.609 kJ·m~(-1),并构建本构方程,最后在动态模型的基础上建立热加工图;利用金相显微镜(OM)和透射电子显微镜(TEM)观察其显微组织。实验结果表明,材料在热加工过程中会出现2个失稳区:变形温度为860～920℃、应变速率为0.075～0.330 s~(-1)和变形温度为940～1030℃、应变速率为0.010～0.058 s~(-1);1个加工稳定区:变形温度为920～1000℃、应变速率为0.048～0.280 s~(-1)。变形温度为900℃、应变速率为0.10 s~(-1)时,合金变形容易发生失稳;变形温度为1000℃、应变速率为0.050 s~(-1)时,合金会出现绝热剪切带,从而导致材料在使用过程中失效;变形温度为950℃、应变速率为0.100 s~(-1)时,合金的塑性和强度适中,疲劳强度和韧性提高,具有良好的综合力学性能。     

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。     

钛铝复合板热加工图及热轧实验

采用Gleeble-3500热模拟试验机进行高温等温压缩实验,研究了爆炸焊接钛铝复合板在变形温度为300~500 ℃、应变速率为0.1~10 s^-1条件下的热变形行为,利用动态材料模型构建了钛铝复合板热加工图,并基于热加工图进行了钛铝复合板热轧工艺验证实验。结果表明：钛铝复合板属于正应变速率敏感材料;在热加工图中变形温度为420~460 ℃、应变速率为1.6~6.3 s^-1时,功率耗散效率达到0.64~0.72,该区域对应的工艺参数适合进行钛铝复合板热轧;热轧后实验板材界面结合良好,具有良好的力学性能和钣金成形性能。钛铝复合板在热轧过程中的变形机制为：变形抗力低、流动快的铝层在自身发生塑性变形的同时牵引着钛层一起发生塑性变形,其中铝层是热变形,钛层为冷变形。     

NiPt15合金热变形行为及热加工图研究

通过Gleeble-3500 热模拟实验机在950~1150℃,应变速率为0.01~3s-1 条件下的近等温热模拟压缩实验,建立了NiPt 15合金的流变应力-应变曲线及其热加工图。分析了NiPt15合金不同变形阶段的功率耗散情况;阐明了NiPt15合金的损伤失稳机制;基于Prasad 动态材料模型获得了不同应变速率、温度条件下的能量耗散率和失稳系数;研究了应变量、温度和应变速率对于能量耗散率和失稳系数的影响。结果表明：（1）变形温度是影响曲线变化趋势及动态再结晶的主要因素,且变形温度越高,应变速率越低,动态再结晶越充分;（2）加工失稳机制主要包括局部塑性变形、剪切变形带以及开裂,随真应变的增大先发生局部塑性变形,而后由剪切变形带取代,并最终向开裂演变;（3）NiPt15合金较为优异的加工实验条件主要集中在非失稳区,即变形参数1000~1100℃,0.03~0.1s-1以及1100~1130℃,0.01~0.03s-1范围内,并通过显微组织分析对热加工图进行了验证。     

热作模具钢热磨损和摩擦系数的研究

用A．Thomas的试验方法,在相同的工况条件下,对比了6种热作模具钢的热塑性摩擦系数,以及润滑对摩擦系数的影响。同时还研究了模具钢的高温强度、延伸率、抗氧化性能与摩擦系数的关系。用失重法研究5种热作模具钢的热磨损次数与磨损量的对应关系。用金相、扫描电镜等手段,分析了经热磨损试样的端面硬度变化,磨损表面形貌和次表层组织的变化。     

连铸坯热送热装工艺的有限元模拟

连铸坯热送热装工艺可以节约加热炉能耗,实现节能减排的目标,为钢厂带来经济效益。本文利用有限元软件模拟钢液自进入结晶器直至出加热炉全流程温度场。结合连铸全流程不同时间节点铸坯含有的热量,分析连铸过程热量损失。模拟冷装、温装及直装坯在加热炉加热至出炉温度时的热量与进加热炉进行对比,分析不同温度铸坯再加热过程需吸收的热量。     

铸件热节变化与冒口位置的分析

热节是铸件凝固慢的节点或区域,可分为几何热节、物理热节、接触热节和流动热节.热节的位置、大小受铸件结构、铸型材质和浇冒口系统的开设位置所影响.冒口的开设应使接触热节、流动热节与几何热节分离.     

微合金化钢热送热装过程组织演变研究

通过实验室模拟微合金化含Ti钢连铸坯热送热装过程,并利用光学显微镜观察了室温条件下不同热履历试样的显微组织,分析了热送热装连铸坯组织演变的规律和特点。结果表明,700℃左右是不同热送温度的一个分界线,700℃以下热送试样均会发生奥氏体分解相变;700℃以上试样的高温组织为奥氏体,且奥氏体晶粒的大小基本相同;700℃以上热送热装试样的晶粒度较700℃以下粗大;不同的热送温度导致热处理室温显微组织有极大的差别,热送温度越高,二次奥氏体化过程越容易;热送温度越低,相变过程比较复杂;在700℃热送是较为合理的,可以尝试在750℃进行热送实践。     

汽车用铝合金热变形行为与热冲压工艺研究

采用有限元软件ABAQUS对铝合金杯形件热冲压成形进行模拟。分析了杯形件热冲压过程中的温度、应力、应变、厚度分布特点以及冲压力变化规律。结果表明,通过铝合金杯形件热冲压成形实验,对成形后的杯形件进行厚度分析,表明有限元模拟是准确的。     

TiB_2/7055Al原位合成铝基复合材料高温变形行为与热加工性能

采用Gleeble-1500热模拟机进行热压缩实验,研究变形温度为300～450℃、应变速率为0.01～10s-1时TiB2/7055Al原位合成铝基复合材料的热变形行为。结果表明:热变形过程流变应力可用双曲正弦本构方程来描述,平均变形激活能为158.3kJ/mol,根据材料动态模型,计算并分析TiB2/7055Al的加工图。利用加工图确定热变形的流变失稳区,获得试验参数范围内的热变形过程最佳工艺参数,其热加工温度范围在430～450℃,应变速率范围为10～3.16s-1和0.032～0.01s-1的两个区域。     

GH742合金大锭型自耗锭的热变形行为和热加工工艺

对GH742合金自耗锭（Ф508mm）的热变形行为及热加工工艺进行了研究。结果表明，在试验条件范围内，GH742合金的流变应力随变形温度的降低和应变速率的提高而迅速增大，提高变形温度能够有效地促进动态再结晶过程。GH742铸锭变形温度应在1075℃以上，变形量控制在40%-60％。新型保温技术适用于难变形高温合金的自由锻开坯。