铸态690合金的热压缩变形行为

针对铸态690合金,利用单向热压缩实验研究了外力与柱状晶垂直时材料的热变形行为,并对流变曲线进行了本构分析,对变形显微组织进行观察。结果表明:在工程应变量50%范围内,铸态690合金的变形抗力随着应变量的增大而持续增长,变形结束时仍没有达到峰值应力。硬化率曲线存在3个线性区域,而动态再结晶区域只在应变速率为0.01 s-1时出现。变形温度的升高和应变速率的降低均会使流变应力减小。组织分析表明,柱状晶条件下材料的动态再结晶主要有3种形核方式:应变诱发晶界迁移、碳化物颗粒诱发形核和形变带亚晶转化形核。再结晶软化作用的弱化和亚晶的形成是导致铸态690合金变形抗力持续增加的主要原因。     

枝晶形貌对690合金热变形行为的影响

研究了铸态690合金在不同初始组织条件下(细柱状晶、粗柱状晶和等轴枝晶)的热压缩流变曲线和变形组织,并对变形后样品的微取向进行了分析,结果表明:在铸态条件下,690合金的高温流变抗力随着变形温度降低、应变速率升高和变形量增大而升高,在50%的压缩量下,高温(1200℃)和高速(1 s~(-1))有利于动态再结晶的发生。当压缩方向垂直于柱状晶方向时,二次枝晶滑动作为一种变形机制,导致应变速率敏感因子增大,此时细柱状晶样品变形抗力最小,再结晶比例最低,而初始组织为粗柱状晶和等轴枝晶的样品分别具有最大的变形抗力和最有利的动态再结晶条件。     

CuNiSiAg合金热变形行为研究

在Gleeble-1500D热模拟试验机上,采用高温等温压缩试验,对Cu-2．0Ni-0．5Si-0．15Ag合金在高温压缩变形中的流变应力行为和组织变化进行了研究。结果表明,应变速率和变形温度变化对合金的流变应力影响较大,变形温度越高,应变速率越小,合金的流变应力越低,即合金越容易发生动态再结晶;合金的显微组织随变形温度的升高先部分细化,随后细化区域扩大,最后晶粒长大并均匀化;求得Cu-2．0Ni-0．5Si-0．15Ag合金的热变形激活能Q为312．3kJ／mol,Z参数的对数和峰值应力较好地满足线性关系,建立了Cu-2．0Ni-0．5Si-0．15Ag合金的流变应力方程。     

Al-Zn-Mg-Cu合金热变形行为

采用Gleeble-3500热模拟试验机对Al-Zn-Mg-Cu合金进行了高温压缩实验以研究其高温变形行为,实验温度范围为573～773 K,应变速率范围为0.1～20 s^-1。对Al-Zn-Mg-Cu合金变形后的微观组织进行了分析,并考虑了应变、应变速率、变形温度及其相互关系的独立影响,提出了基于双重多元非线性回归的本构方程,并引入相关系数R、平均绝对相对误差e_AARE和相对误差e_r验证了所建立的本构方程的有效性。结果表明,当变形温度升高时,由于原子扩散速率增大更易产生位错,再结晶会增多;当应变速率增大时,由于合金变形时间缩短,组织内部变形储存能减少,再结晶程度会降低;DMNR本构模型能够较好地预测Al-Zn-Mg-Cu铝合金的流变应力,具有较好的相关性和通用性。     

GH690合金拉伸变形行为的温度敏感性

通过拉伸试验研究了GH690合金从298～623K的变形行为,用光学显微镜、扫描电镜和透射电镜观察了变形组织。结果表明,合金在298K拉伸时能够通过孪生协调变形,生成的形变孪晶阻碍了位错的滑移,从而使合金获得了较高的加工硬化速率,导致合金的强度和塑性较高。随着形变温度的升高,合金通过孪生协调变形的能力降低,变形机制由孪生转变为滑移,滑移产生的加工硬化效应小于孪生,因此合金的强度和塑性随之降低。     

690合金高温变形行为与动态再结晶模型

利用物理模拟实验方法对690合金进行恒温恒速压缩实验,变形温度范围为1050～1250℃,应变速率分别为0.1,1、5,10s-1,获得了合金的流变应力数据,并对合金变形后的组织特征进行了分析。建立了690合金高温热变形的本构方程和动态再结晶模型。结果表明:690合金高温变形时的流变行为可用Zener-Hollomon参数的双曲正弦函数来描述,所建立流变应力本构模型的预测值与实验值吻合较好,建立了690合金的动态再结晶模型,为热挤压过程中的组织控制提供理论依据。     

晶粒度对690合金热变形特性的影响

利用物理模拟实验方法对具有不同晶粒尺寸的690合金试样进行热压缩变形实验,变形温度范围为1100～1200℃,应变速率分别为0.1,1,10s-1,获得了合金的流变应力数据,并对合金变形后的组织特征进行了分析,建立了包含初始晶粒度参数的本构关系模型。结果表明:晶粒尺寸增大使690合金高温变形时的流变应力增加,发生动态再结晶的临界应变增大,动态再结晶体积分数减小,根据所建立的流变应力本构模型计算出的流变应力值与实验值相近,从而完善了690合金的热变形本构方程。     

Cu-Cr-Zr合金热变形行为分析

对Cu-Cr-Zr合金进行了热压缩变形实验,并建立了热变形本构方程和热加工图。结果表明,Cu-Cr-Zr合金的最佳变形条件为:变形温度780℃、应变速率0.01 s-1。随变形温度的升高,Cu-Cr-Zr合金显微组织先后发生动态回复和动态再结晶,逐渐替代纤维状晶粒并长大成等轴晶粒。     

GH4169合金的热变形行为研究

研究了不同变形条件下GH4169合金的热变形行为,并结合计算机软件分析了变形量、应变速率以及变形温度对GH4169合金显微组织的影响。结果表明,GH4169合金的再结晶晶粒尺寸受到变形量的影响不大,但受到变形速率和变形温度的影响较大,其中变形速率影响最大。     

Ti-1300合金的热变形行为研究

采用Gleeble-1500型热模拟试验机对Ti-1300近β钛合金进行了等温恒应变速率压缩试验.变形温度范围为:920～1010℃,应变速率范围为:0.01～10 s-1,最大变形量为80%.根据试验数据建立了Ti-1300合金高温热变形行为的流变应力模型,得出该合金的变形激活能为177.59 kJ/mol.结合样品的显微组织分析可知,该合金在低应变速率下发生了动态再结晶,且随着温度的升高,再结晶晶粒呈现长大的趋势:在高应变速率下以动态回复为主.结果表明,为获得细小的再结晶组织,Ti-1300钛合金宜在相变点以上50～150℃的温度范围内采用较低的变形速率进行锻造.     

GH2132高温合金热变形行为研究

采用Gleeble-3500和Deform-3D有限元软件研究了GH2132高温合金在变形温度为950～1100℃和应变速率为0.001～10s-1时的热变形行为.研究表明,在应变速率为1s-1时,流变曲线与其他流变曲线明显不同,表现出显著的应力降现象.基于流变应力与变形温度和应变速率的关系,构建了 GH2132高温合...     

IN690合金在热压缩过程中的再结晶行为

采用热挤压工艺制备了新型高温IN690合金。采用Gleeble-3500热模拟试验机对IN690合金进行了等轴压缩试验,研究了不同温度、应变速率和变形量对IN690合金动态再结晶(DRX)的影响。采用金相显微镜和电子背散射衍射(EBSD)对IN690合金热变形前后的金相组织、晶粒取向、晶界分布和晶粒取向差进行了系统分析。试验得到的真应力-真应变曲线表明,随着温度的降低或应变速率的增加,IN690合金的流动应力增大。IN690合金变形过程中的软化机制主要是动态回复(DRV)和DRX;随着真应变的增加或应变速率的降低,大角度晶界所占比例增加,这是由于在大的真应变或低应变速率下的DRX形核所致。     

热变形参数对GH690合金晶粒细化的影响

采用Gleeble-3500热模拟试验机进行高温等温压缩试验,研究了热变形参数对GH690合金晶粒细化的影响.结果表明:当变形程度较小时,随着真应变的增加,GH690合金动态再结晶的晶粒尺寸逐渐减小,但当真应变达到0.5后,随着真应变继续增加,动态再结晶晶粒尺寸变化不大;动态再结晶晶粒尺寸随变形温度的升高而增大,随应变速率的增大而减小.建立起热变形条件即Z参数与动态再结晶晶粒尺寸的关系.     

GH625合金的热变形行为

采用Gleeble-1500热模拟试验机研究了GH625高温合金在应变速率为0.001～1 s-1、变形温度为1223～1373 K条件下的热变形行为。结果表明:当变形温度一定时,随应变速率的升高,合金的峰值应力σp和稳态流动应力σs及对应的应变εp和εs均升高;当变形速率一定时,随变形温度的升高,σp和σs以及εs均降低,但εp基本保持不变。GH625合金在热压缩变形过程中应变速率的降低和变形温度的升高均有利于动态再结晶的发生;根据应力-应变曲线,通过线性回归获得GH625合金的本构方程。     

新型Ni-Cr-Co-Mo合金热压缩变形行为

利用Gleeble-3500热模拟试验机进行了高温压缩试验,研究了Ni-Cr-Co-Mo合金在变形温度950~1080℃、应变速率0.01~10 s~(-1)下的热变形行为。基于动态材料模型构建了合金热加工图。结果表明:合金在试验条件下具有正应变速率敏感性。合金的平均热变形激活能为566.758 kJ/mol。当应变为0.4时,合金的流变失稳区域较大,说明该合金在大应变时加工难度很大。在变形温度为1000℃时,随着应变速率降低,动态再结晶更加充分。合金最佳工艺参数为变形温度1000~1050℃、应变速率0.01~0.1 s~(-1)。     

GH708高温合金热变形行为

采用Gleeble-3500热模拟机研究了GH708合金在变形温度1000℃～1200℃,应变速率为0.001s-1～1s-1条件下的热变形行为.确定了GH708合金的热变形方程,建立了其热加工图(Processing Map),并通过组织观察对其热加工图进行了解释.GH708合金的热变形激活能Q为493 kJ/mol;不同真应变下的热加工图相似,随着变形温度的升高及应变速率的降低,能量消耗效率η逐渐升高.真应变为0.6时,在变形温度为1150℃左右、应变速率为0.001 s-1时,能量消耗效率达到峰值,约为56%.该结果为GH708合金的热加工工艺优化提供了理论依据.     

新型Al-Mg-Si-RE合金的热变形行为

设计制备了4种不同Mg/Si比并添加稀土元素Ce、Er、Zr和B的新型Al-Mg-Si合金,并研究了其显微组织与导电率及抗拉强度。然后以一种优化成分的Al-Mg-Si-RE合金为研究对象,通过 Gleeble-3500热模拟机进行热压缩试验,研究了变形温度为300~450 ℃,应变速率为0.001~1 s^-1时该新型合金的热变形行为。通过试验数据构建该合金的本构方程和热加工图,通过光学显微镜研究显微组织的演变。结果表明,当Mg/Si比为1.4时,该合金具有优异的性能,该合金流变应力随着变形温度的升高而降低,随应变速率的增大而增大。计算得到该合金的热变形激活能为176.188 kJ/mol,所得本构方程对该合金的流变行为具有指导作用。由热加工图可知,该合金适宜在变形温度为300~320 ℃,应变速率为0.001~0.015 s^-1或变形温度为430~450 ℃,应变速率为0.001 s^-1或1 s^-1附近的条件下进行热加工。     

A286 合金的热变形行为

采用热压缩试验对A286合金变形温度为950-1150 ℃,应变速率为0.1-10 s-1的流变应力、组织进行了研究。结果表明,随温度和应变速率的增加,再结晶分数增加。采用双曲正弦函数描述了峰值应力与Zener-hollomon 参数的关系,测试范围内,峰值应力条件下的再结晶激活能为464 kJ/mol,峰值应力方程为,峰值应力计算值和试验值吻合较好。     

GH761变形高温合金的热变形行为

镍基GH761合金热模拟压缩实验表明,当变形温度Td一定时,随应变速率ε的降低,变形峰值应力σp和稳态流动开始应力σs日及与它们对应的应变εp和εs均降低;当应变速率一定时,随Td的升高,σp和σs以及εs均降低,但εp基本不变.细化原始晶粒可提高再结晶形核率,在此基础上降低变形温度和提高变形速率是细化最终晶粒的重要途径.当应变达到完全再结晶时,合金具有最均匀且细小的组织;超过这一应变值,晶粒开始长大.GH761合金的热变形本构方程为:ε=6.5×106σp4.86exp(-461×103/RT).     

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。