GH625镍基合金的高温压缩变形行为及组织演变

在Gleeble-1500D热模拟机上采用等温压缩实验研究GH625合金的高温压缩变形行为,获得合金在温度为1000～1200℃、应变速率为10-2～10s-1的条件下的真应力—应变曲线,并在考虑摩擦和变形热效应的基础上对真应力—应变曲线进行修正。对修正后的峰值应力进行线性回归,得到合金的高温材料常数:Q=635.38kJ/mol,α=0.008404MPa-1,n=3.52。通过非线性回归建立GH625合金包含应变量的高温变形本构模型。在应变速率为0.1s-1时,随着热变形温度的升高,合金发生动态再结晶的体积分数随之增加,在1000～1100℃发生部分动态再结晶,当温度达到1200℃时,发生完全动态再结晶,此时平均晶粒尺寸约为22.21μm。     

铸态Ti40阻燃钛合金高温变形特性

在热模拟试验机上对铸态Ti40合金在950～1100℃、应变速率0.001～1.0 s-1范围内进行了热压缩实验,并基于动态材料模型理论建立了该合金的加工图,通过分析加工图和观察变形组织,研究了该合金的高温变形特性。结果表明,该合金加工图上失稳区范围为950～1040℃、0.1～1.0 s-1,功率耗散效率η值最小,为0.16～0.35,易出现局部流动现象。加工图上有两个η峰值区,范围分别为1070～1100℃、0.1～1.0 s-1和1000～1100℃、0.001～0.02 s-1,η值分别达到局部最大和整个加工图最大,分别为0.42～0.68和0.44～0.76,对应的变形特性均为动态再结晶,二者是优化的加工区。加工图上除失稳区和η峰值区以外,其它区域的η值为0.36～0.44,介于失稳区和峰值区的η值之间,是热变形时可选的区域。     

变形态Ti40合金高温变形行为

在GLEEBLE热模拟试验机上对变形态Ti40合金进行热压缩实验,采用基于Prasad准则的加工图技术,研究变形态Ti40合金在变形温度950℃～1100℃、应变速率0.001s-1～1.0s-1范围内的微观变形机制和流变失稳现象,并优化该合金的高温变形参数。结果表明,失稳区出现在低温、高应变速率区,当变形温度为950℃～1010℃、应变速率0.13s-1～1.0s-1时,失稳区会出现局部流动,在实际热加工时应尽量避开这一参数范围;变形温度950℃～1100℃、应变速率0.001s-1～0.01s-1为较佳的变形参数范围,其变形机制以动态再结晶为主,伴随动态回复,最佳的变形参数位于温度1050℃、应变速率0.001s-1附近,该区域发生了完全动态再结晶;除失稳区和较佳变形区以外的区域,变形机制以动态回复为主,伴随动态再结晶,是可加工的区域。     

基于热加工图的Ti-46.5Al-2.5V-1.0Cr-0.3Ni合金高温变形特性研究

在Gleeble-1500热模拟机上对Ti-46.5Al-2.5V-1.0Cr-0.3Ni合金进行了热压缩实验,采用动态材料模型的加工图研究了其在1000～1200℃和0.001～1.0 s-1条件下的热变形行为.结果表明,Ti-46.5Al-2.5V-1.0Cr-0.3Ni合金在热变形时呈现两个微观机制不同的动态再结晶峰区,其中动态再结晶区域Ⅰ区:峰值效率为34%,峰值对应的温度和应变速率分别为1100℃和0.01 s-1;动态再结晶区域Ⅱ区:峰值效率为34%,峰值对应的温度和应变速率分别为1105℃和0.001 s-1.在温度低于1140℃、应变速率大于0.01 s-1范围内进行热加工时,由于热塑性变形过程中再结晶晶粒的不均匀长大,极易导致试样变形开裂.在温度1000～1130℃,变形速率大于0.02 s-1区域内,热压缩变形试样外表面剪切开裂趋势明显,易引起加工失稳.根据热加工图分析结果可知,TiAl合金热变形时应选择在动态再结晶Ⅰ区内进行.     

基于热加工图的inconel 690合金挤压工艺参数研究

在Gleeble-3500热模拟试验机上,利用热压缩变形研究了镍基耐蚀合金inconel690的热变形特性,温度为1100℃～1250℃、应变速率为1.0s-1～60s-1,建立inconel690的热变形本构方程,在计算功率耗散效率的基础上,使用动态模型理论,绘制了inconel690的热加工图,其热激活能约465kJ/mol,在应变0.34～0.8内,inconel690的热加工图是相似的,热加工图表明,计算耗散功率系数有两个峰值区,为1130℃and60s-1及1250℃and1.0s-1;功率耗散效率值为36%～50%,两区域变形试件的金相观察表明,镍基耐蚀合金inconel690发生动态再结晶,晶粒细小均匀。     

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。     

15Cr-25Ni-Fe基合金高温塑性变形行为的加工图

在Gleeble-1500热模拟机上对15Cr-25Ni-Fe基合金GH2674进行了热压缩实验,采用动态材料模型的加工图研究了其在950-1200℃和0．001-10S^-1条件下的热变形行为．结果表明：GH2674合金在热变形时呈现两个微观机制不同的动态再结晶峰区．再结晶Ⅰ区：功率耗散效率峰值为38％,峰值对应的温度和应变速率分别为1040℃与10s^-1;再结晶Ⅱ区：功率耗散效率峰值为40％,峰值对应的温度和应变速率分别为1075℃与0．04s^-1．在1075-1100℃温度区间内,可能是晶界相M382的溶解造成该合金的晶粒粗化,这在一定程度上会影响合金的热加工性能．在应变速率小于0．01s^-1、形变温度高于1050℃条件下,合金呈现晶粒急剧粗化现象,进而导致在热变形过程中楔形裂纹的产生;在应变速率高于0．1s^-1、形变温度低于1000℃条件下,合金有出现剪切变形带的趋势．根据上述加工图对GH2674合金的热变形工艺进行了初步设计．     

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。     

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。     

铸态阻燃钛合金的热加工图与变形机制研究

在热模拟试验机上对铸态组织的阻燃钛合金（Ti-35V-15Cr-Si-C）进行了等温恒应变速率热压缩试验,温度范围为900~1200 ℃,应变速率范围为10-3~1 s-1,测试了其真应力-真应变曲线并对曲线上的应力σ突降进行了解释。基于动态材料模型建立了合金的热加工图,结合微观组织观察,确定了3个不同区域的高温变形机制：温度900~1030 ℃、应变速率小于0.1 s-1时,变形机制为动态回复和连续动态再结晶;温度大于1030 ℃、应变速率小于0.1 s-1时,功率耗散效率η出现峰值,除了动态回复和连续动态再结晶,还出现碳化物溶解现象;高应变速率（大致在0.01~1 s-1之间）区,是合金的变形失稳区域,较低温度时失稳机制为局部流动,高温失稳与碳化物溶解有关,=1 s-1时组织演变特征是项链状动态再结晶     

Fe-14Co-10Ni合金的高温塑性变形及热加工图

利用Gleeble-3500热力模拟试验机,在温度为850～1150℃,应变速率为0.1～10s~(-1)的条件下,对具有高强韧性的Fe-14Co-10Ni基合金(16CoNi)在高温塑性变形过程中的动态再结晶行为及其热加工图进行了研究.试验结果表明,16CoNi合金的具有较高的动态再结晶温度,完全动态再结晶晶粒的平均尺寸随着Zener-Hollomon参数的增加而减小,并得到了动态再结晶晶粒尺寸与Z参数之间的定量关系.基于动态材料模型建立了16CoNi合金的热加工图(Processing Maps),当以0.1s~(-1)的应变速率,在1050℃变形时,合金的能量消耗效率达到最大值34%.     

GH4049合金的热加工图研究

在Gleebe-1500热模拟机上对0H4049合金进行了热模拟压缩实验,采用动态材料模型建立了合金的热加工图.基于热加工图研究了GH4049合金在温度为1060～1180℃、应变速率为0.1～50s-1条件下的热变形特性.结果表明,GH4049合金的热变形失稳区域集中在温度为1060～1110℃、应变速率为0.7～50s-1及温度为1120～1180℃、应变速率为1.8～50s-1的两个区域内;在合金的热变形稳定区域内,温度为1110～1175℃、应变速率为0.1～1.8s-1是合金典型的动态再结晶区域,对应的峰值效率为32％.     

GH4698高温合金变形中的流变行为及显微组织

在热模拟试验机上进行了高温压缩试验,研究了GH4698高温合金在不同变形温度(950~1200℃)和应变速率(0. 01~10 s^-1)条件下的流变行为,建立了基于流变曲线的本构方程及以动态材料模型为基础的热加工图。借助扫描电镜和背散射电子衍射技术(EBSD)对变形后试样进行组织分析。结果表明:GH4698高温合金流变应力随着变形温度的降低和应变速率的加快而逐渐增加。在变形温度为1000~1200℃、应变速率为0. 01~0. 05 s^-1的热变形条件下,GH4698高温合金具有较佳的热加工行为。在高、低功率耗散率区域中,随着功率耗散率值的增加,动态再结晶百分数均会增加,再结晶平均晶粒尺寸增大,大角度晶界分数增加。     

High Temperature Deformation Behavior of Al–Zn–Mg-Based New Alloy Using a Dynamic Material Model

High temperature compression tests for newly developed Al–Zn–Mg alloy were carried out to investigate its hot deformation behavior and obtain deformation processing maps. In the compression tests, cylindrical specimens were deformed at high temperatures (300–500 °C) and strain rates of 0.001–1/s. Using the true stress–true strain curves obtained from the compression tests, processing maps were constructed by evaluating the power dissipation efficiency map and flow instability map. The processing map can be divided into three areas according to the microstructures of the deformed specimens: instability area with flow localization, instability area with mixed grains, and stable area with homogeneous grains resulting from continuous dynamic recrystallization (CDRX). The results suggest that the optimal processing conditions for the Al–Zn–Mg alloy are 450 °C and a strain rate of 0.001/s, having a stable area with homogeneous grains resulting from CDRX.     

ZK31-1.5Y镁合金热变形行为及加工图

研究了ZK31-1.5Y镁合金在变形温度为250~450℃、应变速率为0.001~1 s-1条件下的热压缩变形特性,基于动态材料模型建立了热加工图,并结合真应力-真应变曲线确定了该合金在实验条件下的热变形机制及最佳工艺参数。结果表明:ZK31-1.5Y合金的真应力-真应变曲线主要以动态再结晶和动态回复软化机制为特征,峰值应力和稳态应力随变形温度的降低或应变速率的升高显著增加。合金功率耗散图和失稳图中分别包含了3个效率峰值区和1个马鞍形流变失稳区,峰区效率范围为38%~65%,叠加后形成的加工图给出了实验参数范围内热变形时的最优工艺参数,其热变形温度为350~450℃、应变速率为0.1~1 s-1。当应变量由0.1~0.6逐渐增大时对加工图分布规律影响不大。     

锌合金高温变形行为及加工图

在Gleeble-1500D热模拟机上采用等温压缩实验研究Zn-8Cu-0.3Ti锌合金的高温流变行为,获得锌合金在变形温度为230～380℃、应变速率为0.01～10 s-1和变形程度为50%条件下的真应力—应变曲线,根据动态材料模型(DMM)建立锌合金的热加工图。结果表明:Zn-8Cu-0.3Ti锌合金在实验条件下具有正的应变速率敏感性,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减小,该合金的流变应力行为可用Arrhenius方程来描述。在本研究条件下,Zn-8Cu-0.3Ti锌合金在热变形时存在一个失稳区,即应变速率0.2 s-1以上的区域;在应变速率小于0.001 s-1和340～370℃温度范围内,最大功率耗散系数为0.53,该安全区域内合金的变形机制为动态再结晶。     

铸态TC21钛合金高温热变形行为及加工图

研究了铸态TC21钛合金在温度1000~1150℃,应变速率0.01~10s-1条件下的高温压缩变形行为,基于动态材料模型建立了热加工图,并结合变形微观组织观察确定了该合金在实验条件下的高温变形机制及加工工艺。结果表明:TC21合金在β相区进行热压缩,主要变形机理为动态回复;Ⅰ区(高应变速率,ε≥1s-1),材料落入流动失稳区域,其微观变形机制为局部塑性流动,在制定热加工工艺时应尽量避免;Ⅱ区(1050~1120℃,0.1~1s-1),β晶粒变扁、拉长,晶界平直,为典型的动态回复,功率耗散率为32%~34%;最优加工区,Ⅲ区(低应变速率0.01~0.1s-1),功率耗散为38%~46%,拉长的β晶粒晶界上出现连续再结晶现象,首火次开坯应在高温(1150℃)附近进行,以提高铸态组织的塑性,随后开坯应在中低温进行,以得到细小均匀的β晶粒。     

铸态Ti-6Al-4V-0.1B合金的热变形行为及加工图

在Gleeble-1500热模拟试验机上进行高温压缩试验,研究了变形温度为1000～1100℃,初始应变速率为0.01～1 s-1的铸态Ti-6Al-4V-0.1B合金的变形行为。基于动态材料模型建立了加工图,并观察了变形组织。结果表明:该合金为热敏感和应力敏感型合金,热变形的最佳变形参数为1050～1100℃,应变速率在0.1～1 s-1之间。铸态大变形区组织为沿着变形方向拉长的原始β晶粒,晶粒组织内部出现针状马氏体,TiB相在变形的过程中出现折断,并沿着加工流线分布。     

Flow Behavior and Microstructures of Inconel 625 Superalloy at the Elevated Temperature

The deformation behavior of Inconel 625 superalloy was investigated by means of hot compression tests. The flow stress curves were obtained in the temperature and strain rate ranges of 950-1200 ℃ and 0.01-10 s-1, respectively. Optical microscopy was used to evaluate the microstructural evolution of the alloy under different conditions examined. The results show that the flow stress decreases with decreasing strain rate and increasing temperature, and the activation energy is about 654.502 kJ/mol. Microstructure observations show that with increasing temperature, the sizes and volume fraction of dynamic recrystallization (DRX) grains increase. The strain has no remarkably effect on the sizes of DRX grains, but with increasing strain the volume fraction of DRX grains increases. During hot compression of Inconel 625 superalloy at elevated temperature, the occurrence of DRX was the main softening mechanism. The DRX mechanism of Inconel 625 superalloy can be mainly attributed to the discontinuous dynamic recrystallization (DDRX).