原始组织对FGH96合金热压缩变形行为和组织的影响

采用Gleeble热力模拟机分别对平均晶粒直径30μm的热等静压态、10μm的挤压态细晶和3μm的挤压态超细晶FGH96合金进行了等温压缩试验,变形温度为1000～1100℃,应变速率为0.001～0.1s~(-1)。结果表明,在相同变形温度和应变速率下,挤压态合金的应力远小于热等静压态的,随着原始晶粒尺寸减小,FGH96合金的应力呈减小趋势,但在1100℃和0.001s~(-1)变形时,挤压态超细晶的应力略高于挤压态细晶的;应变速率为0.001s~(-1)时,热等静压态组织在1100℃呈现稳定流动特征,应力不随应变的增大而增大,而挤压态细晶组织在1050℃和1100℃均呈现稳态流动特征;应变速率为0.001s~(-1)时,挤压态超细晶组织1050℃应力低于1100℃的,且晶粒组织较1100℃细小均匀,1100℃变形容易形成混晶,组织不易控制。     

热模锻工艺对FGH4096合金晶粒度的影响

通过热模(模具温度900℃)锻造方法对FGH4096粉末高温合金进行不同应变速率、不同温度及不同变形量影响晶粒度规律的研究发现,锻前经退火的FGH4096合金的平均晶粒直径随变形的增大而减小,随变形温度提高而有所增大,随初始应变速率的提高而减小,但当变形量达到40%,初始应变速率大小的影响不显著.低应变速率变形时,发生变形的晶粒不断转移,因而再结晶是逐步完成的,先再结晶晶粒可长大,造成细化效果的下降;而高应变速率变形时,晶粒几乎同时变形,再结晶同时发生的概率增大,细化效果显著.     

高温塑性形变参数对再结晶晶粒长大行为的影响研究

镍基粉末高温合金是为了解决高合金化铸锻高温合金凝固偏析和变形困难而发展起来的耐高温结构材料,主要用于制造高推重比发动机盘(环)形耐高温部件。采用Thermecmastor-Z热加工模拟试验机在真空等温绝热环境下对FGH96合金进行了应变梯度形变试验。结果表明:经过应变梯度形变试验,在不同的塑性形变工艺参数(变形温度1000～1100℃,应变速率0.001～1 s~(-1),应变0.0002～1.4)条件下,变形速率决定了晶粒异常长大所需的变形量,变形温度决定了晶粒异常长大的严重程度。     

TiAl合金高温变形过程临界损伤模型

运用Gleeble-1500D型动态热模拟试验机对Ti-47Al-2Nb-2Cr(摩尔分数,%)合金在温度为950~1150℃、应变速率为0.001~1 s~(-1)进行热模拟压缩试验,通过对变形开裂后试样断口裂纹形貌的分析,阐明TiAl合金高温变形过程的开裂损伤机理。结果表明:在低温(1000℃)、高应变速率(0.1 s~(-1))条件下,TiAl合金高温变形开裂方式为沿45°剪切开裂,随着变形温度的升高和应变速率的降低,材料发生纵向自由表面开裂。采用二分法确定TiAl合金不同温度和应变速率下的临界变形量,引入考虑温度和应变速度参量的Zener-Hollomon因子,构建TiAl合金高温变形过程临界损伤模型。     

基于三维热加工图的新型Ni-Cr-Fe-Nb合金热变形行为研究

利用Gleeble-3800热模拟试验机进行了高温压缩试验,研究了新型Ni-Cr-Fe-Nb高温合金在变形温度为880~1030℃、应变速率为0.01~10 s~(-1)的热变形行为。结果表明:峰值流动应力在恒应变速率下随变形温度的升高逐渐下降;在恒变形温度下随应变速率的增加逐渐升高。合金的平均热变形激活能为642.561k J/mol。在变形温度980℃和应变速率10 s~(-1)时,组织仍有大量的粗大变形晶粒,只有很少量的动态再结晶;当应变速率低至0.1s~(-1)时,晶粒内部出现大量动态再结晶。基于DMM构建合金三维热加工图,在变形温度较低且应变速率较高下功率耗散值较小;在低温、中高应变速率变形时,大部分区域有明显的失稳,在应变速率为0.13 s~(-1)时高温区域发生了失稳。结合其微观组织演变规律,确定合金的最佳工艺参数为变形温度940~1000℃、应变速率0.01~0.1s~(-1)。     

TC16钛合金的高温塑性变形行为研究

针对TC16钛合金,进行等温恒应变速率高温压缩变形试验,研究该合金在700~950℃,应变速率为1~10s~(-1)条件下的应力-应变及组织演变,通过应力-应变曲线建立了合金的流变应力方程,并利用其应变硬化率θ与应变ε的θ-ε曲线确定其发生动态再结晶的临界应变ε_c。结果表明,当应变速率一定时,流变应力在700~850℃温度区间变形时比850~950℃变形时的递减幅度大;当合金变形量达到50%时,在较高应变速率(如6)ε=10s~(-1))下变形,可使组织中的再结晶晶粒尺寸进一步细化。     

FGH4096高温合金的动态再结晶行为北大核心CSCD

以真空等温锻造过程中再结晶组织的精细化和均质化调控为目标,在Gleeble3500热模拟试验机上进行热模拟压缩试验,分析变形温度为1020~1140℃、应变速率为0.001~1 s^(-1)、应变量为60%条件下FGH4096高温合金的高温变形行为。构建了FGH4096高温合金的动态再结晶体积分数模型和平均晶粒尺寸模型,揭示了合金热变形过程中动态再结晶组织演化规律,确定最佳工艺参数,通过控制加工窗口进而实现对微观组织的控制。试验结果表明,材料的临界应变随着变形温度的升高而降低,随着应变速率的增加而增加。原始组织的晶粒度为6级,当70.32相似文献   

热挤压态FGH96粉末冶金高温合金的显微组织与力学性能

以热挤压态镍基粉末冶金高温合金FGH96为研究对象,研究该合金横向(垂直于挤压方向)和纵向(沿挤压方向)试样的显微组织及力学性能,分析断裂机制和变形后的显微组织。结果表明:FGH96合金横向及纵向试样均为无明显织构的等轴晶组织,且平均晶粒尺寸及γ'相体积分数基本一致。在应变速率1×10~(-4)s~(-1)时,横向和纵向拉伸试样抗拉强度在25~650℃温度区间内随温度升高缓慢降低,当温度高于650℃时,抗拉温度下降速率显著增加;且横向试样的抗拉强度低于相同实验条件下纵向试样的抗拉强度,差值为150~200 MPa;失效机制为从室温条件下的穿晶断裂转变为混合断裂模式,横向试样的转变温度为400℃左右,纵向试样的转变温度约为650℃;横向试样变形后,显微组织有高密度的位错缠结及层错;纵向试样拉伸断裂后,显微组织则主要为孪晶及位错与γ'相的交互作用。     

FGH4096-GH4133B双合金高温变形的本构关系

采用真空电子束焊接的方法连接FGH4096和GH4133B两种高温合金,得到具有双重性能的FGH4096-GH4133B双合金。采用Gleeble-1500D热模拟试验机对所得的双合金进行等温热模拟压缩实验,分析该双合金在变形温度为1 020~1 140℃,应变速率为0.001~1.0 s~(-1)条件下的变形行为及流变应力的变化规律,观察结果表明:流变应力受变形温度和应变速率显著影响;流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而降低,流变应力在经历加工硬化的上升阶段后达到硬化和软化相平衡的稳定阶段。采用双曲正弦模型确定该合金在应变为0.6时变形应力指数n和变形激活能Q分别为3.6589和557.31 kJ/mol,建立了相应的热变形本构方程。     

粉末冶金高温合金FGH96的热加工图及热压缩变形过程的开裂行为

采用Gleeble3180D型热模拟试验机对热挤压态FGH96合金在变形温度1020~1140℃,应变速率0.001~1.0s-1进行热压缩实验,分析真应力-真应变曲线,绘制热加工图。并针对热挤压态粉末冶金高温合金FGH96在热压缩温度低于1080℃时的开裂现象,利用热模拟压缩实验方法,确定在变形温度为1050℃、应变速率为0.001~1.0s-1的热压缩变形过程中的开裂临界应变量,观察变形后试样的裂纹形貌和显微组织,并利用有限元分析方法对热压缩变形过程进行模拟。结果表明:试样中部位置受拉应力作用沿着变形方向产生鼓形变形,当达到临界应变量后,产生呈沿晶断裂的宏观裂纹,并且随着应变速率的减小,裂纹产生的临界应变量逐渐减小;在低应变速率条件下,在宏观裂纹产生之前,试样内部晶粒之间出现了微观开裂的现象,并造成应力下降。     

FGH4096/GH4133B双合金高温变形的动态软化行为

FGH4096/GH4133B双合金在变形温度1020~1140℃、应变速率0.001~1.0s-1条件下进行50%变形量的热模拟压缩试验。根据应力-应变曲线,基于传统Arrhenius型方程建立双合金高温变形过程中的本构关系。结合应力-应变曲线与Poliak-Jonas准则分析不同变形参数对双合金组织软化机制的影响。结果表明:FGH4096/GH4133B双合金变形时,升高温度和降低应变速率可有效诱导该双合金的软化机制由动态回复转变为动态再结晶。     

变形温度与应变速率对汽车用AA6014铝合金显微组织的影响

采用Gleeble-3500热模拟机对T4态AA6014铝合金板进行变形温度440～560℃、应变速率0.01～10 s~(-1)的热变形实验。研究了变形条件对AA6014铝合金显微组织的影响。结果表明:变形温度440、480℃的AA6014合金组织没有发生动态再结晶,组织中晶界模糊,有明显带状拉长晶粒,比原始组织粗大。变形温度520、560℃的AA6014合金动态再结晶组织明显,晶界清晰,晶粒基本为等轴状,560℃试样再结晶组织更为粗大,发生粗化。AA6014合金在变形温度520℃,随着应变速率的增大,再结晶晶粒越来越大,晶粒越来越不均匀;应变速率0.01 s~(-1)下动态再结晶晶粒细小均匀,效果最佳。     

含LPSO结构相稀土镁合金热扭转变形的动态再结晶

基于扭转实验,研究了含LPSO结构相的高强耐热稀土镁合金在扭转变形条件下的组织和性能演变。采用热扭转变形对铸态Mg~(-1)3Gd-4Y-2Zn-0. 5Zr镁合金施加累积剪切应变,获得合金的扭转等效应力-等效应变曲线,确定了该种合金不同变形条件下的动态再结晶临界应变,并结合光学显微镜(OM)和显微硬度计对合金的组织和力学性能进行了表征。实验结果表明:低应变速率下(0. 001和0. 01 s~(-1)),在很小的临界应变下就发生动态再结晶。较高应变速率下(0. 1 s~(-1)),随变形温度升高,临界等效应变降低,更易发生动态再结晶。在400℃变形时,低应变速率下(0. 001 s~(-1))发生明显的不连续动态再结晶,沿晶界形成"项链状"组织。随应变速率增加,晶粒内部依次启动LPSO结构相变形扭折、连续动态再结晶和孪生机制以协调变形。在应变速率为0. 01 s~(-1)时,随温度升高,动态再结晶程度增加,在LPSO结构相扭折处产生塞积,使LPSO结构相断裂、细化。由于扭转变形时,从边缘到心部变形量不同,从心部到边缘的显微硬度值逐渐增大。总体上,低温变形时的力学性能较好,但是,在350～450℃的温度范围内显微硬度值大小差距不明显。     

2D70铝合金热变形动态组织演变及模型研究

针对2D70铝合金进行等温恒应变速率压缩试验,分析合金在应变速率为0.001~1s~(-1),温度为350~530℃下变形的流变应力曲线和显微组织演变。基于此,建立2D70铝合金在该变形条件下的流变应力方程和位错密度模型,并利用DEFORM-3D有限元软件对合金进行微观组织模拟。结果表明,2D70铝合金在350℃下变形时,由于内部组织发生动态再结晶,使得在较低应变速率下(0.001s~(-1))变形的组织晶粒更细小;当变形温度达到470℃时,α-Al_2CuMg相大量回溶基体,呈现出α-Al相晶粒,其尺寸随着应变速率的提高而减小,同时在较低应变速率(0.001s~(-1))下变形,α-Al相晶粒将变得粗大。模拟对比可知模拟组织较好地反映金相组织演变趋势。     

Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si-0.85Nd合金α+β两相区变形行为及工艺参数优化

在变形温度920~1040℃、应变速率0.001~70.0 s~(-1)条件下,采用Thermecmastor-Z热模拟试验机研究Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si-0.85Nd合金在α+β两相区变形时的流动行为和塑性变形机制,得到优化的工艺参数范围。结果表明:该合金在α+β两相区变形时的流动应力对变形温度和应变速率均较敏感,变形温度较低时(920、950和980℃),流动应力曲线呈流动软化特征,变形温度较高时(1010和1040℃)呈稳态流动特征。失稳变形工艺参数范围为(920~930℃、0.2~70 s~(-1))和(1000~1040℃、1~70 s~(-1))范围,该区域易产生局部流动和机械失稳。综合加工图及微观组织观察结果,优化出的Ti-5.6Al-4.8Sn-2.0Zr-1.0Mo-0.35Si-0.85Nd合金α+β两相区变形时的工艺参数范围为(1000~1030℃、0.001~0.1 s~(-1))及(920~935℃、0.001~0.003 s~(-1)),其塑性变形机制为超塑性成形。     

变形参数对Ti-22Al-24Nb合金高温流动应力及组织影响

采用Gleeble-3500热模拟试验机研究了Ti-22Al-24Nb合金在温度为900～1 110℃和应变速率为0.01～10s~(-1)条件下的高温流动应力及微观组织,分析了应变速率和变形温度对高温流动应力及热变形组织的影响。结果表明,变形温度和应变速率对Ti-22Al-24Nb合金的流动应力随变形温度的升高而降低,随应变速率的增加而升高。在α_2+B_2两相区,高应变速率下(6)ε≥1.0s~(-1))进行变形时,合金显微组织发生局部塑性流动和绝热剪切。在B_2单相区,低应变速率(6)ε≤0.1s~(-1))进行变形时,有明显的动态再结晶晶粒产生。高应变速率下,原始B_2相晶粒被明显拉长,晶界多呈不连续状态;低应变速率下变形时,随变形温度升高,合金易发生动态再结晶,当变形温度高于990℃时出现明显的动态再结晶特征;高应变速率下变形时,晶界模糊,随变形温度降低,晶界几乎全部消失,合金易发生局部塑性流动和绝热剪切。     

低温ECAP制备1050铝合金试样的高温拉伸性能

通过拉伸试验、显微组织观察等手段,研究了初始应变速率和变形温度对低温等径角挤压(ECAP)制备的1050铝合金拉伸性能及晶粒大小的影响。结果表明,随初始应变速率的增加,流动应力不断增加;随着变形温度的升高,流动应力不断减小。当初始应变速率为5×10~(-4)s~(-1)、变形温度为400℃时,合金具有最大的伸长率90.4%。当变形温度为400℃,初始应变速率大于或小于5×10~(-4)s~(-1)时,合金的伸长率均逐渐降低。当初始应变速率为5×10~(-4)s~(-1),变形温度大于或小于400℃时,合金的伸长率均逐渐降低。随初始应变速率的降低和变形温度的增加,合金的晶粒尺寸增大明显。     

FGH4096粉末高温合金的热变形行为

对FGH4096合金进行了变形温度1050～1140℃,应变速率0.001～2s-1的热压缩实验。分析了合金的流变行为,构建了Arrhenius型本构方程,得到合金的热变形激活能为870.785kJ/mol。并建立了能够准确描述热加工过程中能量耗散情况和预测变形失稳的热加工图。结果表明:能量耗散与动态再结晶和晶粒长大有关,在变形温度Td为1050～1070℃,应变速率ε为0.001～0.01s-1范围内,峰值耗散率为61%(1050℃,0.001s-1),此区域易形成"项链"组织,很多晶粒处于形核阶段;在Td为1100～1140℃,ε为0.001～0.01s-1范围内,能量耗散峰值达50%(1110℃,0.001s-1),此时,晶界迁移显著,再结晶晶粒明显长大;在Td为1070～1100℃,ε为0.01～0.1s-1范围内,能量耗散率大于39%左右,再结晶完全、晶粒细小。Td为1060～1100℃,ε为0.5～2s-1时,合金落入流变失稳区,能量耗散率达到最小值,局部变形严重是造成流变失稳的重要原因。     

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。     

TC11/Ti-22Al-25Nb双合金的热变形行为（英文）

在温度为900~1060℃和应变速率为0.001~10s~(-1)的条件下,通过热模拟压缩实验研究TC11/Ti-22Al-25Nb双合金电子束焊接件的高温热变形行为。结合实验数据,建立双合金热变形中流变应力随应变速率和变形温度的本构方程。同时对变形过程中的激活能进行计算和分析得出,激活能随着应变的增加而逐渐减小。在应变为0.9时激活能为334kJ/mol。变形过程中耗散率η随着变形参数的变化而变化;当应变速率为0.01、0.1和1s~(-1)时,η随应变的增加而增加;而当应变速率为0.001和10 s~(-1)时,η随应变的增加而减小。通过热加工图分析可知,最大耗散率(η=0.51)出现在1060℃和0.1 s~(-1),在此条件下,可以从焊缝区域组织中观察到明显的动态再结晶现象。而当应变速率降低时,耗散率η急剧下降,在1060℃和0.001s~(-1)的变形条件下,η降低到0.02,变形机制以动态回复为主。当失稳系数ξ(ε)为负时,材料高温变形发生失稳。分析可知,应变速率为0.001~0.6s~(-1),变形温度为900~1060℃是双合金热变形的安全区域。