C276合金高温拉伸变形的本构方程

采用电子材料试验机,研究C276高温合金在变形温度650℃～750℃、拉伸速度0.35mm/min～35mm/min条件下的高温拉伸变形行为,分析了变形温度、应变速率对C276合金变形行为的作用及影响规律。结果表明,变形温度和应变速率对合金流变应力有显著影响,流变应力随变形温度升高而降低,随应变速率提高而增大。在变形温度700℃、拉伸速度0.35mm/min和3.5mm/min时,曲线呈现出明显的稳态流变应力特征,合金变形机制以动态回复为主;在变形温度750℃时,随着应变量的增加,合金内发生动态再结晶。利用Zener-Hollomon参数建立了C276合金的变形抗力模型,求得变形激活能为327.66kJ/mol。为C276合金的热加工工艺制定,提供了理论和试验的依据。     

等温变形参数对柱状晶CuAlBe合金再结晶的影响

在万能材料试验机上采用控温模具对柱状晶CuAlBe合金进行等温压缩变形试验,研究不同变形温度、变形量和变形速率下发生动态再结晶的行为和析出物含量;对变形后的合金重新加热,研究其发生静态再结晶的温度和析出物含量。结果表明:在550℃等温变形,变形量大于20%都发生动态再结晶,450℃以下变形都不发生动态再结晶,但此温度下易形成马氏体和裂纹;在此温度区间,随着变形温度的降低或变形速率的增加,发生动态再结晶所需的变形量逐渐增大。发生静态再结晶的临界温度为610℃,再结晶前的析出物随变形温度的升高而增加,析出物的含量随动态再结晶的进行而降低。     

加热速率和形变量对IF钢再结晶温度的影响

采用膨胀仪法研究了4种退火加热速率对不同冷形变量的IF钢再结晶温度的影响。IF钢的再结晶温度随加热速率的增加而提高,随变形量的增大而降低,如将膨胀曲线的微分最低点定为再结晶温度,在形变量为ε=1.2的条件下,当加热速率由20℃/h提高到400℃/h时,该钢的再结晶温度由645℃提高到664℃。当加热速率保持不变,形变量由0.8增大至1.2时,再结晶温度下降约10℃左右。     

7136铝合金的热变形与动态再结晶行为

明确7136铝合金的热变形和动态再结晶行为对于制定合理的加工工艺参数具有重要意义。试验亦分析了7136铝合金试样在变形温度为350℃～470℃、应变速率为0. 01 s-1～10 s-1条件下的热变形与动态再结晶行为,建立了合金的流变应力模型,并通过挤压试验和数值模拟验证了流变应力本构方程的合理性。结果表明,7136铝合金在350℃条件下进行热加工发生动态再结晶,再结晶百分数随温度升高而增加,随应变速率增加而减少:应变速率为0. 01 s-1、变形温度由375℃上升到450℃时,再结晶百分数由6. 8%逐渐增加至8. 2%;变形温度为400℃、应变速率由0. 01 s-1提高至10 s-1时,再结晶百分数由7. 6%逐渐减少至4. 9%。所获得的本构方程用于挤压过程的数值模拟,稳态阶段模拟与实际载荷位移曲线误差不超过5%。7136铝合金热挤压过程应选择较低的挤压温度和较高的挤压速度,以降低其动态再结晶百分数。     

变形量对高强IF钢应力-应变曲线及显微组织的影响

采用Gleeble 3800热力模拟机测定了变形量为30%、50%、70%,变形速率为10 s-1,变形温度分别为950℃和850℃的高强无间隙原子(IF)钢的应力应变曲线.结果表明,当应变速率为10 s-1、变形量为50%时,应力应变曲线仅为动态回复型,不随温度的变化而改变类型;随着变形量的增加,流变应力在850℃时的增加幅度远小于950℃时的增加幅度,铁素体区的最大流变应力在850℃比单相奥氏体950℃的最小流变应力还要低.变形温度越高、变形量越大、铁素体晶粒越细小.当变形温度和变形速率一定时,随压下量的增加,变形抗力增加.当变形量为70%,变形温度在850℃时,从应力应变曲线和显微组织可以看出有静态再结晶发生;当变形量为70%,变形温度在950℃时,有动态再结晶发生.     

AZ31B镁合金高温拉伸变形行为的研究

通过高温拉伸试验,研究了AZ31B镁合金板材在250～450℃以及应变速率0.001 s-1、0.01 s-1条件下的高温变形行为,获得了材料的厚向异性系数、伸长率等成形性能参数及有关组织特征.结果表明,不同变形条件下AZ31B合金的真应力-真应变曲线均出现峰值,峰值应力随变形温度的升高和应变速率的降低而减小;硬化速率随变形温度的升高而降低,在温度高于250℃时变化不大.当变形温度为250 ℃,应变速率为0.001 s-1时,合金的厚向异性系数达到最大.随变形温度的升高,AZ31B镁合金的塑性显著提高.合金的动态再结晶温度为250℃,随着应变速率增大,合金发生动态再结晶的速度加快.     

Ti60近α钛合金的热变形行为和组织演化

通过热压缩模拟试验和微观组织表征研究了Ti60钛合金在变形温度为975～1080℃、应变速率为0.001～1 s^-1下的流变行为和微观组织演化规律。结果表明,Ti60钛合金在高应变速率变形时热效应导致的温升明显,并存在不连续屈服现象。随着变形温度由975℃增加到1080℃,Ti60钛合金变形组织发生混晶组织→双态组织→全针状组织的转变。α单相区变形时,硬取向α晶粒几乎不发生变形和转动,软取向α晶粒在大变形后发生动态再结晶。Ti60钛合金在两相区变形时材料发生α→β相变,当应变速率小于0.1 s^-1时,即形成全针状组织,而在应变速率为1.0 s^-1时,变形时间短,相变不充分,形成双态组织。此外,α相再结晶机理为不连续动态再结晶,再结晶晶粒尺寸随应变速率的增加而逐渐降低,再结晶晶粒的取向较随机,主要的织构成分为为■(CD压缩方向),最大织构强度约为1.42,且强度随应变速率的升高略有增强。     

GH2150合金的热变形行为及动态再结晶规律

采用Gleeble-3800热模拟试验机热模拟压缩试验研究了GH2150合金在不同试验参数下的热变形行为和再结晶演变规律。结果表明，在1000～1200℃范围内，应变速率为0.1～5 s^-1,变形量分别为30%、50%、70%条件下，合金峰值应力随变形温度升高而降低，随应变速率降低而降低。结合真应力-真应变曲线及阿伦尼乌斯公式得到了GH2150合金的热变形本构方程，采用该方程得到的计算结果与实际结果的平均相对误差为4.36%,相关系数R=0.992,具有较好的吻合性。绘制GH2150合金动态再结晶图发现大变形量有利于提高再结晶分数，合金再结晶行为在50%变形量下主要受变形温度影响，在70%变形量下采用低应变速率更有利于再结晶发生。     

新型中合金超高强度钢的热变形行为北大核心CSCD

采用Gleeble-3800热模拟试验机研究了含有W、Mo等多种碳化物形成元素的新型中合金超高强度钢的热变形行为,变形温度为800~1200℃,应变速率为0.01~10 s^(-1),最大应变量为0.7。热模拟试验得到了试验钢的高温流变应力曲线,其变形抗力随变形温度的降低和应变速率的提高而增加。在变形温度1000℃以上进行热压缩时,试验钢可发生动态再结晶;变形温度的升高会促进晶粒粗化及二次再结晶的发生,而应变速率的提升有利于促进再结晶晶粒的细化和均匀化。根据试验钢的高温流变应力曲线,计算出试验钢的热加工本构方程,并建立了真应变为0.4的热加工图。结合微观组织演变的分析结果,得出试验钢的最佳热加工区域应为:变形温度为1000~1100℃、应变速率为1~10 s^(-1)。     

Ti-Mo-V微合金化钢的热变形行为

在Gleeble-1500热模拟试验机上对Ti-Mo-V微合金化钢进行单道次热模拟压缩试验,分析了变形温度、应变速率、变形程度等对试验钢热变形行为的影响。结果表明,在一定条件下,流变应力随变形温度的升高而降低,随应变速率的增加而增大。当应变速率大于10 s^-1和变形温度小于1000 ℃时,发生动态回复;当应变速率小于1 s^-1和变形温度大于850 ℃时,发生动态再结晶。在Sellars -Tegart方程的基础上,建立了试验钢加工硬化-动态回复和动态再结晶精度较高流变应力模型,并采用回归的流变应力模型预报了Ti-Mo-V微合金化钢的实际轧制压力,预报值与实测值吻合良好。     

7050铝合金热变形程度对再结晶及其性能的影响

7050铝合金热变形过程中变形程度对再结晶有重要的影响,而其各项性能与再结晶程度有关。厚度为40 mm的7050铝合金板材在410℃,以1 mm·s~(-1)的速度分别压至25,20,15和10 mm。不同热变形程度的试样固溶、时效后,观察其金相组织、透射形貌,检测其硬度、电导率、室温拉伸、疲劳及晶间腐蚀性能等。实验结果表明,7050铝合金随着热压过程中变形程度的增加,再结晶程度逐渐上升。变形程度的增加使得再结晶晶粒增多,从而7050铝合金各项力学性能得到显著地提高,其中维氏硬度提高26 HV,屈服强度及抗拉强度分别提高36和51 MPa,疲劳断裂循环次数提高376万次,但抗腐蚀性能稍有下降。     

Ti-47Al-2Cr-0.2Mo合金多道次热塑性变形行为

采用Gleeble-1500热模拟实验机及光学显微镜和透射电子显微镜研究了Ti-47Al-2Cr-0.2Mo(原子分数,%)合金在2.5 s-1,1050～1150℃,道次保温时间分别为1 min、5 min、10 min条件下的多道次热压缩变形行为及其组织演化规律。结果表明,增大道次变形量,合金软化率增大;随着道次间保温时间的延长,合金软化率逐渐增大;变形及保温温度升高,合金软化率提高。动态和亚动态再结晶是合金发生软化的主要原因。再结晶优先发生于层片晶团边界处。随着变形温度升高,γ晶粒内的孪生增多。经过热压缩变形后,组织被细化和均匀化。位错和孪生是主要的变形机制。     

锻压态AZ61镁合金的变形行为

对模压态AZ61镁合金在室温～150℃条件下的的力学性能及变形机制进行研究.结果表明:在拉伸速度1 mm/min,随着拉伸温度的升高,拉伸后的显微组织中晶界逐渐软化,动态再结晶有减少趋势,并伴随有孪晶出现,抗拉强度及屈服强度显著下降,而其伸长率在低温拉伸中的变化幅度有限;同时在90 ～ 130℃发生了动态应变时效;对拉伸断口的观察分析表明,随着温度的逐渐升高(≤150℃),其断裂机制由韧脆混合断裂逐渐变为韧性断裂.     

TC6热加工过程中微观组织演化模型的建立

通过Gleeble-3500热模拟实验机得出TC6钛合金在变形温度为860~950℃,应变速率为0.01~50 s-1,变形程度分别为30%和50%时的应力-应变曲线。通过金相实验研究了TC6在实验条件下微观组织的演变规律,并建立了TC6在(α+β)两相区塑性变形过程中α相的动态再结晶模型。结果表明:TC6钛合金在低应变速率下变形时,动态回复过程相对增强,动态再结晶受到抑制;相同温度、不同应变速率下的微观组织形貌基本相同,但是随着应变速率的增加再结晶程度增大,组织细化。模型平均误差小于13%,可以满足预测需要。     

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。     

热挤压态FGH95合金的动态再结晶机制研究

针对热挤压态FGH95合金进行变形温度为1050~1120 ℃、变形量为50%和70%、应变速率为10?4~1 s?1的热压缩试验,研究该合金动态再结晶（DRX）的组织演变和形核机制。结果表明:提高变形温度和降低应变速率可以促进小角度晶界向大角度晶界迁移,有利于动态再结晶晶粒的长大;变形温度和变形量对热挤压态FGH95合金的动态再结晶机理的影响不明显,而应变速率对动态再结晶机制影响较大;随着应变速率的增加,热挤压态FGH95合金由不连续动态再结晶机制逐渐转变为连续动态再结晶机制;热挤压态FGH95合金的动态再结晶以不连续动态再结晶形核机制为主,以连续动态再结晶形核机制为辅;在1050 ℃、1 s?1变形条件下,热挤压态FGH95合金发生连续动态再结晶形核。     

微合金元素Nb对高碳合金钢动态再结晶行为的影响

为研究微合金元素Nb对高碳合金钢动态再结晶行为的影响,利用Gleeble-3500热模拟试验机进行单道次压缩试验,测定了高碳合金钢在变形温度为950~1150 ℃、应变速率为0.01~5 s^-1的流变应力曲线,利用Zeiss光学显微镜观察了奥氏体动态再结晶晶粒形态,通过回归计算获得了相应的再结晶激活能,建立了热变形方程。结果表明:较高的变形温度和较低的应变速率有利于含铌高碳合金钢发生动态再结晶;含铌高碳合金钢的动态再结晶晶粒尺寸随着变形温度的升高而增大,当变形温度为1050 ℃时,含铌高碳合金钢已大量出现动态再结晶晶粒;0.040%铌加入到高碳合金钢中,在应变速率为0.1 s^-1,变形温度为1150 ℃时推迟了钢的动态再结晶开始时间约2.23 s,动态再结晶形变激活能增加了52.26 kJ/mol。     

Nb-7Ta合金再结晶退火温度研究

研究了退火温度对棒材组织、硬度及力学性能的影响,确定了变形量对铌钽合金棒再结晶退火温度的影响规律.结果表明,随变形量的增大,材料的再结晶退火温度降低.变形量为90%时,锻造棒材的再结晶退火温度为1000～1050℃;变形率95%时,轧制棒材的再结晶退火温度为950～1000℃.     

21Cr节镍型双相不锈钢高温形变过程的静态软化分析

采用热模拟研究了21Cr双相不锈钢在高温变形道次间隔时间内的静态软化行为,讨论了变形温度、应变速率和变形程度对静态再结晶行为及微观组织的影响。结果表明,变形条件通过影响两相内部应变分配进一步影响双相不锈钢静态软化行为。随着变形温度和变形程度增加,铁素体相内承担的应变增加,铁素体内部再结晶程度增加,促进双相不锈钢的静态软化程度增加;而随着应变速率的增加,试验钢静态软化率的变化规律与奥氏体相承担的应变变化规律相同,都呈现出先降低后升高的变化趋势,奥氏体相在应变速率为1 s^-1时的内部再结晶程度最低。21Cr双相不锈钢静态再结晶激活能约为301 kJ/mol。