内燃机用IN718镍基合金热变形动态组织性能分析

对锻态IN718镍合金在不同工艺参数下进行了热压缩实验。采用OM、SEM和TEM分析方法,研究了不同热变形条件下IN718合金组织的结构变化规律。研究结果表明:IN718合金的流变应力随着应变的增大而增大,是典型的有动态再结晶塑性流变过程。在各个热变形工艺条件下,合金表现出显著的峰值现象,当温度上升或者应变速率变小后都会引起峰值应力的下降。合金在1050℃下生成了许多细小的再结晶晶粒,当热处理温度上升后,合金的平均晶粒尺寸更大。当应变速率增大后,合金晶粒尺寸不断减小。1080℃下以0. 001 s~(-1)应变速率使试样发生塑性变形时,晶粒中的细小γ'相可以对位错运动起到明显的抑制作用。     

TiAl基合金的高温塑性变形行为

采用Gleeble-1500热模拟机在变形温度为1 000～1 150 ℃、应变速率为10~(-3)～10~0 s~(-1)的变形条件下,研究Ti-47Al-2Cr-0.2Mo(摩尔分数,%)合金的热变形行为.利用光学显微镜和扫描电子显微镜分析合金在不同变形条件下的组织演化规律.结果表明:流变应力随着应变速率提高和变形温度降低而增大;在变形过程中,流变应力随着变形量增大而增大,当流变应力达到峰值后趋于平稳,表明合金在变形过程中发生了动态再结晶;热变形过程的流变应力可采用双曲正弦本构关系来描述,平均激活能为337.75 kJ/mol;从合金的组织演化过程中可以看出,合金中不均匀的原始组织得到明显均匀化,变形后的组织是由α_2/γ层片晶团和γ晶粒组成的双态组织,在α_2/γ层片晶团和γ晶粒的晶界交界处发现分布均匀的B_2相,并且随着变形温度升高B_2相数量逐渐减少.     

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。     

7150铝合金高温热压缩变形流变应力行为

在Gleeble-1500热模拟机上对7150铝合金进行高温热压缩实验,研究该合金在变形温度为300~450 ℃和应变速率为0.01～10 s~(-1) 条件下的流变应力行为.结果表明:流变应力在变形初期随着应变的增加而增大,出现峰值后逐渐趋于平稳;峰值应力随着温度的升高而减小,随着应变速率的增大而增大;可用包含Zener-Hollomon参数的Arrhenius双曲正弦关系来描述合金的热流变行为,其变形激活能为226.698 8 kJ/mol;随着温度的升高和应变速率的降低,合金中拉长的晶粒发生粗化,亚晶尺寸增大,再结晶晶粒在晶界交叉处出现并且晶粒数量逐渐增加;合金热压缩变形的主要软化机制由动态回复逐步转变为动态再结晶.     

Cu-0.8Cr-0.3Zr-0.2Mg合金热变形行为及热加工图

采用Gleeble-1500D数控动态-力学模拟试验机,对Cu-0. 8Cr-0. 3Zr-0. 2Mg合金在550～900℃温度范围和0. 001～10 s~(-1)应变速率条件下进行了热变形试验,绘制了其真应力-真应变曲线,利用光学显微镜分析了其在热变形过程中的组织演变。绘制了合金的热加工图,找出热变形过程中最适宜的热加工参数。结果表明:合金的流变应力随温度的降低和应变速率的提高而增大;在热变形过程中,合金组织的演变对温度和应变速率有很高的敏感性,高温低应变速率有利于促进动态再结晶的发生;Cu-0. 8Cr-0. 3Zr-0. 2Mg合金适宜的热加工参数范围为:变形温度为850～900℃,应变速率为0. 01～0. 07 s~(-1)。     

Ni-Ti形状记忆合金热压缩变形行为的研究

采用热模拟压缩实验在变形温度650～1050℃、应变速率0.01～1 s~(-1)、变形量20%～60%条件下对Ni-Ti形状记忆合金的热压缩变形行为及变形组织进行分析。随着压缩温度、应变速率或变形程度的增大,压缩试样的动态再结晶增加明显。当应变速率一定,压缩实验的温度越高,Ni-Ti形状记忆合金的流变应力越低。1050℃在应变速率0.1 s~(-1)压缩时Ni-Ti形状记忆合金的峰值应力仅为650℃压缩时的19.4%。     

汽车用5182铝合金热变形行为及加工图研究

在Gleeble-3800热模拟机上采用等温压缩实验研究了5182铝合金在变形温度为573 K～723 K、应变速率为0. 01 s-1～10 s~(-1)、真应变为0～0. 69条件下的高温流变应力行为,建立了5182铝合金热变形的本构方程和热加工图。结果表明:5182铝合金在热变形时,其流变应力呈现出稳态流变特征,随变形温度的升高而降低,随应变速率的增加而增大,但在应变速率ε·≥1 s~(-1)高应变速率下,则出现动态软化现象;可以采用包含Z参数的双曲正弦函数关系来描述5182铝合金高温变形时的流变应力行为;最佳的热变形区域为变形温度400℃～420℃、应变速率0. 01 s~(-1)～0. 1 s~(-1)。     

Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金片层组织热加工行为

利用Gleeble-1500热模拟试验机对Ti-6Al-3Nb-2Zr-1Mo合金片层组织进行热压缩实验,实验温度为850～1050℃,应变速率为0. 01～1 s~(-1),变形量为60%。实验结果表明,热加工温度一定时,流变应力随变形量和应变速率的增加而急剧增加直至达到峰值,然后下降,最后趋于平缓,这是由加工硬化和动态再结晶所致。应变速率恒定时,随着变形温度的上升,流变应力随之降低。绘制应力-应变曲线,计算其热变形激活能Q为748. 845 k J·mol~(-1),构建本构方程,并在动态材料模型的基础上建立了热加工图。并通过加工图确定3个失稳区,变形温度为980～1030℃、应变速率为0. 3～1 s~(-1)时合金发生剪切,形成绝热剪切带。结合加工图,确定了适合的加工区域,即加工温度为970～1010℃,应变速率为0. 03～0. 07 s~(-1)。     

纯钛的热变形行为及显微组织演变

用Gleeble-3500热模拟试验机对退火态纯钛试样,在变形温度298~723 K、应变速率10~(-4)~10~1s~(-1)下进行热压缩试验,研究变形温度和应变速率对其热变形行为及组织演变的影响。结果表明:纯钛的压缩行为与变形温度和应变速率存在相关性;当应变速率一定时,流变应力随变形温度的升高而减小;当变形温度一定时,流变应力随应变速率的增大而增大。显微组织观察结果显示:在低温或高应变速率下变形时,形变组织主要为大尺寸等轴晶和孪晶,随着温度的升高或应变速率的降低,再结晶晶粒逐渐增多,孪晶数量减少,直至消失。     

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。     

100Cr6轴承钢的热变形行为及热加工图

采用Gleeble-3500热模拟试验机研究了100Cr6轴承钢在变形温度为850～1150℃、应变速率为0.01～10 s~(-1)条件下的热变形行为。分析了应变速率和变形温度对流变应力的影响,建立了100Cr6轴承钢热变形时的本构方程和热加工图,并讨论了组织变化情况。结果表明,在相同的应变速率下,流变应力随着温度的升高而降低;而在相同的变形温度下,流变应力随着应变速率的升高而增大。当应变速率为0.1 s~(-1)时,在850℃和950℃压缩变形时,发生了动态回复软化;而在1050℃和1150℃热压缩变形时,加工硬化的软化机理为动态再结晶。结合显微组织观察,得到变形温度950～1150℃、应变速率0.01～0.1 s~(-1)为100Cr6钢的合理热加工工艺参数。     

N08811耐热合金的热变形行为与本构模型

采用Gleeble-3800热模拟试验机研究了N08811耐热合金在变形温度为900～1150℃、变形速率为0.1～5 s^-1条件下的高温变形行为。结果表明，N08811合金的流变应力随着应变速率的增大及变形温度的下降而增加，是一种正应变速率敏感材料。通过对显微组织的研究，发现当应变速率为1 s^-1时，N08811合金优先在变形晶粒的晶界处发生动态再结晶，再结晶晶粒数目及尺寸均随变形温度的升高而增加，至变形温度为1150℃时已发生完全再结晶。当变形温度一定时，高应变速率会降低N08811合金的再结晶温度，增加晶粒尺寸。依据真应力-真应变曲线，采用双曲正弦本构模型建立了N08811合金的流变应力本构方程，得到其热变形激活能为509.998 kJ·mol^-1。     

热加工工艺对挤压态FGH4096合金临界晶粒长大的影响

基于挤压态FGH4096合金双圆锥台试样热压缩变形及过固溶热处理试验,结合DEFORM有限元软件数值模拟,确定试样中各等效应变范围内临界晶粒长大分布规律,研究热加工工艺对挤压态FGH4096合金临界晶粒长大的影响。结果表明:在温度980～1060℃、应变速率0.003～0.03 s~(-1)条件下,双圆锥台试样热变形后再经过固溶热处理,合金临界晶粒长大的窗口条件从低温低应变速率向高温高应变速率转变,其中(980℃、0.03s~(-1))、(1060℃、0.003s~(-1))条件下可以避免出现临界晶粒长大,并获得均匀晶粒组织。当变形温度为980℃时,随着应变速率的增加,异常晶粒长大程度减小,且合金临界晶粒长大位置的临界等效应变数值降低;当应变速率为0.03s~(-1)时,随着变形温度的升高,异常晶粒长大程度增大,且试样发生临界晶粒长大的等效应变区域扩大。     

Mg-3Sn-1Mn-1La镁合金热压缩组织演变与应变修正本构方程（英文）

通过对铸态Mg-3Sn-1Mn-1La合金在变形温度为200~450℃、应变速率为0.001~1.0s~(-1)条件下进行热压缩实验,研究了其热变形行为和微观组织变化规律。结果表明:随着变形温度的降低和应变速率的升高,流变应力明显增大而再结晶晶粒尺寸减小。在变形温度较低的条件下,连续动态再结晶是主要的再结晶机制。然而,当变形温度升高时,非连续动态再结晶机制占主导。分析和修正了摩擦和变形热对流变应力的影响。结果表明,与摩擦相比变形热对流变应力的影响更加明显,且随着应变速率的增加和变形温度的降低,变形热对流变应力的影响更加明显。在实验数据的基础上建立了应变修正的本构方程。通过对实验值与预测值的对比发现,所建立的本构方程能够准确地描述实验合金的热变形行为。     

BFe10-1-1合金的热压缩变形行为与本构关系研究

采用Gleeble-3500热模拟实验机,研究了BFe10-1-1合金在变形温度800～1000℃、应变速率0.01～15 s~(-1)条件下的等温热压缩流变应力行为。结果表明,该合金的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降低。求解得到了该合金的材料常数如下:结构因子A为1.405×10~(12)、变形激活能Q为305.2 kJ/mol、应力指数n为7.728、应力水平参数α为0.0139 MPa~(-1)。应变速率和变形温度对合金流变应力的影响可用包含Arrhenius等式的Z参数表示。     

SiC_p/7090Al热压缩变形行为及显微组织研究

采用Gleeble-1500热模拟试验机,在变形温度300~500℃、应变速率0.000 1~0.01 s~(-1)的变形条件下,对SiC颗粒增强7090铝基复合材料进行等温恒应变速率热压缩试验,对热变形行为及微观组织进行研究。结果表明:流变应力的大小与位错在SiC颗粒处的堆积程度有关;随着温度的降低或应变速率的升高,堆积程度越大,使得流变应力增大;当温度为300℃、应变速率为0.01 s~(-1)时,峰值应力达到最大为153.6 MPa;复合材料热压缩后SiC颗粒分布更加均匀;变形温度升高或应变速率降低都会使再结晶晶粒增大。     

7056铝合金高温热压缩流变应力行为

在Gleeble-1500热模拟机上对7056铝合金进行热压缩实验,变形温度为300～450℃,应变速率为0.01～10 s~(-1),研究其热压缩流变应力行为.结果表明:流变应力开始随应变的增加而增大,出现峰值后逐渐趋于平稳;应力峰值随着温度的升高而减小,随着应变速率的增大而增大;可用包含Zener-Hollomon参数的双曲正弦关系来描述合金热流变行为,其变形激活能为224.3826 kJ/mol.     

TA32钛合金板材的超塑性能研究

研究了真空环境中TA32钛合金板材在温度950℃、应变速率5. 32×10~(-4)～2. 08×10~(-2)s~(-1)条件下的超塑性变形行为。结果表明,在不同应变速率条件下,合金的流变应力曲线特征和显微组织演变显著不同。在应变速率较低(5. 32×10~(-4)～3. 33×10~(-3)s~(-1))条件下,拉伸真应力-真应变曲线呈传统超塑变形的稳态流动特征,变形后的合金中初生α相晶粒尺寸较大;在高应变速率(8. 31×10~(-3)s~(-1)～2. 08×10~(-2)s~(-1))条件下,拉伸真应力-真应变曲线中流变应力增大到峰值后快速单调递减直至试样断裂,合金变形过程中初生α相发生动态再结晶,晶粒尺寸较低应变速率条件下显著细化。950℃时,TA32钛合金板材均具有超塑性变形能力,超塑性延伸率在145%～519%之间;当应变速率为5. 32×10~(-4)s~(-1)时,具有最佳的超塑性,拉伸延伸率可达519%。断裂区形貌分析发现,TA32钛合金板材的超塑性断裂模式为空洞聚集-连接-长大型断裂。     

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。     

Inconel X-750合金的热变形特性

通过热压缩实验,研究了Inconel X-750镍基高温合金在变形温度为950～1200℃,应变速率为0. 1～10 s~(-1),变形量为50%的热变形行为。研究结果表明:变形温度为1100和1200℃,应变速率为0. 1和1 s~(-1)时,合金在热变形过程中可以达到动态平衡,在其余变形条件下,合金在热变形过程中均出现连续的流变软化现象,合金的热变形激活能为377. 12 k J·mol~(-1)。通过建立材料的动态模型,制作了合金的热加工图,发现合金的功耗效率等值线在温度为1075～1085℃时,由于γ'相的溶解而发生转折,结合合金的热变形组织演变过程,确定合金在变形温度为1100～1200℃、应变速率为0. 1 s~(-1)时可以得到均匀细小的再结晶组织。