应变速率对TB15钛合金软化机制的影响

采用Gleeble-3500热模拟试验机对TB15钛合金在变形温度810～930℃、应变速率0.001～10 s-1范围进行等温热压缩实验，基于实验数据分析了不同应变速率下TB15钛合金的流动软化行为，并结合微观组织和变形激活能Q研究了应变速率对其软化机制的影响。结果表明：合金的流动软化程度在不同应变速率范围内的变化规律不同；微观组织和变形热效应是造成流动软化的主要原因，变形热效应在高应变速率(ε≥0.1 s-1)范围内的影响更为显著；通过微观组织分析可知，动态回复(DRV)在热变形过程中占主导地位，低应变速率(ε <0.1 s-1)下的主要软化机制为DRV和动态再结晶(DRX)，随着应变速率的升高，DRX程度降低，且应力集中作用加强，变形带在高应变速率下被激活，这在一定程度上有利于晶粒细化。低应变速率和高应变速率的变形激活能分别为213.8 kJ/mol和255.3 kJ/mol，低应变速率下的微观组织软化效应更加明显。     

新型Co-Ni基高温合金的热变形行为及微观组织演变

利用Gleeble-3800热模拟试验机对新型Co-Ni基高温合金进行热压缩试验,研究其在变形温度为950～1100℃、应变速率为0.01～10 s^-1、真应变为0.693时的热变形行为和微观组织演变。结果表明,合金流动应力随变形温度的升高或应变速率的降低而减小。合金平均晶粒尺寸随变形温度的升高而增加,降低变形温度和提高应变速率可细化动态再结晶晶粒。基于EBSD和TEM分析表明,合金热变形过程中非连续动态再结晶(DDRX)作为主要动态再结晶(DRX)机制,孪晶形核作为辅助形核机制。     

Ti53311S钛合金热变形的组织和机制分析

用Gleeble-1500型热模拟试验机对Ti53311S钛合金在温度为880～1080℃,应变速率为0.001～10 s-1的条件下进行高温压缩变形行为的研究.测试了其真应力.真应变曲线,采用双曲正弦本构方程计算出激活能,双相区为641 kJ/mol,β相区为244 kJ/mol.观察了变形后的显微组织,并分析了其变形机制.结果表明:该合金对温度和应变速率敏感,不同变形条件下应力值变化很大;应变速率敏感指数(m)随温度升高而降低,而变形激活能(Q)随温度升高而增大.合金的变形机制在双相区为晶界滑移和晶粒球化,在β单相区为动态回复.     

LZ61镁锂合金热变形行为及微观组织研究

通过熔炼得到了铸态LZ61镁锂合金,对其进行了热压缩变形行为研究,分析了变形温度及应变速率对其热变形行为的影响,并建立了本构方程。结果表明,合金的应变速率敏感指数m=0.218,平均热变形激活能Q=99.21kJ/mol,合金的流变曲线均属于动态再结晶型,流变应力随着温度升高(应变速率降低)而减小。温度及应变速率对合金的动态再结晶影响显著;显微组织的变化证明了动态回复和动态再结晶的发生。铸态合金组织由α-Mg相基体及弥散分布在晶界上的β相组成。经热压缩后,在相同温度下,随着应变速率降低,组织由粗细相间的晶粒转变为细小均匀的再结晶晶粒。在同一应变速率下,随着温度升高,再结晶区域逐渐增大,晶粒明显细化。     

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.     

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。     

新型超高强韧钛合金热变形行为研究

采用Gleeble3800热压缩模拟试验机研究了新型超高强韧TB17钛合金775～905℃温度范围内、应变速率0.001～10 s~(-1)条件下的热变形行为。分析了该合金在热变形过程中流变应力软化特点及显微组织演变规律,建立了该合金Arrhenius型本构方程。结果表明:采用不同变形温度,TB17钛合金峰值应力对应变速率敏感程度不同,在相变温度以下变形时,峰值应力对低应变速率敏感;而在相变温度以上变形,峰值应力对高应变速率敏感。应变速率对TB17钛合金显微组织具有重要影响,合金应变速率大于0.1 s~(-1)时,以发生动态回复为主,而应变速率为0.001～0.1 s~(-1)时以发生动态再结晶为主;降低应变速率有利于动态再结晶发生,合金在应变速率0.001 s~(-1)时可获得粒度约25μm的β晶粒。变形温度对动态再结晶具有重要影响,在相变温度以下变形仅发生初生α相再结晶,而在相变温度以上变形则发生β相动态再结晶。TB17钛合金在相变点温度以下的热变形激活能为538.4 kJ/mol,在相变点温度以上的热变形激活能为397.4 kJ/mol,该合金在775～905℃热变形软化机制为晶界滑移机制。     

铸态Mg-Zn-Zr-Gd合金的热压缩变形行为

为了研究Mg-Zn-Zr-Gd合金的热压缩变形行为,采用Gleeble-3500型热模拟试验机,在变形温度为300～400℃,变形速率为0.001～1 s^-1条件下对合金进行热压缩实验。分析了在不同的热压缩条件下合金的真应力-真应变曲线,通过引入Z参数建立了相关流变应力本构方程,同时观察了合金的微观组织演变。结果表明：合金在热压缩变形过程中主要发生了动态再结晶,且合金的流变应力随着应变速率降低和温度升高而减小。在低变形温度或高应变速率下进行热压缩变形时,再结晶晶粒比较细小,但是动态再结晶进行不充分,动态再结晶仅仅发生在晶界处且分布不均匀,仍然存在原始大晶粒。随着变形温度的升高和应变速率的降低,再结晶区域明显增加,再结晶晶粒也逐渐长大。根据热加工图分析得到合金最佳的热加工成形工艺区域为：温度为350～400℃,应变速率为0.1～1 s^-1。     

新型高强铝合金的热变形行为及组织演变

采用高温压缩实验研究了新型Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金在温度300~450℃、应变速率0.001~10 s-1和压缩变形程度30%~80%范围内的热变形行为和组织演变。分析了该合金在实验参数范围内变形的应力-应变曲线特征。动力学分析获得该合金热变形的应力指数和激活能分别为4.97和150.07 kJ/mol,表明合金的热变形主要受扩散所控制。金相组织观察发现,随着变形温度的升高或应变速率的降低,变形组织晶内析出相逐渐溶入基体组织,晶内组织逐渐趋于均匀;同时粗大的晶粒沿变形方向拉长,晶界难溶相的碎化和弥散化程度增大。TEM和EBSD(electron back-scattered diffraction)组织分析表明,该合金在高温压缩变形过程中组织演变主要是亚晶的形成和完善的过程,热变形组织演变机理为动态回复和大应变几何动态再结晶。     

一种新型镍基高温合金的动态再结晶行为

采用等温热压缩实验研究了一种新型镍基高温合金在不同热变形条件下(变形温度1040～1120℃、应变量0.35～1.2、应变速率0.1 s^-1)的动态再结晶行为。通过光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)和电子背散射衍射仪(EBSD)研究变形温度和应变量对合金热变形过程中组织演变和动态再结晶(DRX)形核机制的影响。结果表明,根据加工硬化率曲线能够准确确定DRX出现的临界应力和临界应变。合金的DRX晶粒体积分数随变形温度和应变量的增加而增加。在高温低应变速率下,不连续动态再结晶(DDRX)和连续动态再结晶(CDRX)形核机制同时发生。随着变形温度的升高,CDRX形核机制减弱,而CDRX机制在高温条件下占据主导。随着应变量的增加,合金中DDRX机制逐渐变强。热变形后期,CDRX仅作为辅助形核机制发挥作用。另外,Σ3孪晶界的形成有助于DRX晶粒的形核。     

TA15钛合金等温近β变形行为及微观组织演化

通过热模拟压缩实验研究了TA15钛合金等温近β变形行为和微观组织演化,定量分析揭示了近β变形温度、应变速率、变形量对TA15合金流动应力和微观组织的影响。结果表明:在近β变形过程中,变形温度升高,应变速率降低,将抑制动态再结晶过程,促进动态回复过程;变形温度降低,应变速率升高,将抑制动态回复过程,促进动态再结晶过程。变形温度是影响等轴α相含量,晶粒尺寸和平均轴比的主要因素,增加应变速率对等轴α相晶粒细化的作用并不明显。在近β温度区间,建立了等轴α相含量和晶粒尺寸与变形温度关系的经验模型。研究结果可为TA15钛合金等温近β成形工艺优化控制提供依据。     

AerMet100超高强钢在热加工过程中的动态再结晶模型研究

为了准确预测AerMet100超高强钢在热加工过程中的微观组织演变,通过系列等温热压缩试验分析了合金在温度为800~1040℃、应变速率为0.01~10s-1、变形量为15~60%的热变形行为,并建立了动态再结晶(DRX)体积分数和晶粒尺寸的DRX模型。通过计算获得了AerMet100钢本构模型中的Zener-Hollomon参数,用于建立DRX模型。通过建立的DRX模型定量预测了热变形参数对合金微观组织演变的影响,结合微观组织观察发现,高温低应变速率和较大的变形程度有利于DRX充分发生,使组织细化和均匀化。模型预测结果与实验结果吻合较好,验证了所建立的DRX模型的准确性。结果表明,建立的DRX模型可以定量预测AerMet100钢在不同变形参数下进行热加工时的微观组织演变规律。     

变形参数对挤压态AZ41M镁合金热变形行为和组织演变的影响

通过热模拟压缩试验研究了挤压态AZ41M镁合金在应变速率为0.005～1s-1、温度为300～450℃条件下的热变形行为.利用光学显微镜分析了合金热变形过程中的组织演变.结果表明:挤压态AZ41M镁合金热变形过程中,真应力应变曲线表现出典型的单峰动态再结晶(DRX)特征,合金具有比较高的温度和应变速率敏感性;合金热变形...     

Ti2448合金高温变形行为及组织演变机制的转变

研究了多功能亚稳β型Ti2448（Ti 24Nb-4zr-8Sn,质量分数,%）合金在β单相区的高温变形行为.结果表明.在低应变速率(≤0.1 s^-1和高应变速率(≥1 s^-1)条件下,真应力和应变速率的双对数关系可以通过2个线性关系分别表征,平均应变速率敏感值（mavg）分别为0.265和0.032,这不同于常规β钛合金随着应变速率的增大而逐渐降低的应变硬化规律,即Sigmoidal曲线特征.微观组织演化和动力学分析显示,这种特殊的双线性关系与高应变速率导致的局域化非均匀塑性变形行为和动态再结晶（DRX）相关联.尽管动态回复（DRV）是该合金高温塑性变形的主要组织演变机制,高应变速率使得组织演变从DRV向DRX转变,并在交错的变形带内形成小于3μm的细晶组织.因此,高应变速率条件下的DRX是实现Ti2448合金高温变形过程中细化组织的主要机制.     

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.     

铸态ZK60-1.0Er镁合金的热压缩变形行为

采用Gleeble 1500D热模拟试验机对ZK60-1.0Er镁合金的热压缩变形行为进行了研究。热压缩参数应变速率?为0.0001,0.001,0.01和1.0 s~(-1);变形温度T为160,260,320和420℃。结果表明:ZK60-1.0Er镁合金的热压缩变形过程主要为动态回复DR和动态再结晶DRX。通过Zener-Hollomon参数建立了ZK60-1.0Er镁合金热压缩本构方程,根据本构方程计算的理论应力值与实际应力值吻合;同时还根据材料动态模型建立了该种合金的热加工图,并且通过对微观组织的观察和分析可知:该种镁合金的热加工图包含低温高应变速率和高温低应变速率2个失稳区域。该种镁合金适宜的热加工区间为:225~420℃,0.01~1.0 s~(-1),在该区域内存在1个功率耗散效率的峰值,η_(max)=45%。稀土相的存在促进了ZK60-1.0Er镁合金的动态再结晶形核,平均变形激活能Q=152.5 k J/mol,该合金的微观变形机制为晶界滑移和晶格自扩散导致的动态回复和动态再结晶。     

Ti-62A合金热变形过程中的流变应力特性及组织演变

通过 Gleeble-3800 热模拟试验机的热压缩实验,研究了 Ti-62A 合金在 800、850、900 和 950℃,应变速率为 0.001、0.01、0.1 和 1s-1 下的热变形行为和动态再结晶（DRX）规律。结果表明：Ti-62A 合金的流变应力受应变速率和变形温度的影响显著;流变应力随着变形温度的升高和应变速率的降低而降低;在 900~950℃、应变速率 0.01~1s-1 条件下,Ti-62A 合金的热变形应力-应变曲线属于动态回复型;该合金的热变形机制主要由位错运动控制,其动态软化机制包括晶界滑动和位错对消、攀移机制;Ti-62A 合金在热变形过程中,动态再结晶更有可能发生在较高的温度和较低的应变速率下,即 950℃ 和 0.001s-1;基于经典位错密度理论和 DRX 动力学理论,建立了加工硬化—动态回复和 DRX 软化效应的两阶段本构模型。DEFORM-3D 软件的仿真模拟结果证实,基于 DRX 软化效应的本构模型对 Ti-62A 合金在动态再结晶阶段的热变形行为的预测具有较高的准确性,能够为实际生产工艺的制定提供技术参考。     

Al-Cu-Mg-Ag合金热压缩变形的流变应力行为和显微组织

采用热模拟实验对Al-Cu-Mg-Ag耐热铝合金进行热压缩实验,研究合金在热压缩变形中的流变应力行为和变形组织.结果表明:Al-Cu-Mg-Ag耐热铝合金在热压缩变形中的流变应力随着温度的升高而减小,随着应变速率的增大而增大;该合金的热压缩变形流变应力行为可用双曲正弦形式的本构方程来描述,其变形激活能为196.27 kJ/mol;在变形温度较高或应变速率较低的合金中发生部分再结晶,并且在合金组织中存在大量的位错和亚晶;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,位错密度减小,合金的主要软化机制逐步由动态回复转变为动态再结晶.     

热压缩过程中Al-9Mg-1.1Li-0.5Mn合金的流变应力和动态再结晶行为（英文）

采用Gleeble-3500热模拟试验机对喷射成形Al-9Mg-1.1Li-0.5Mn合金挤压坯进行等温热压缩实验,研究该合金在变形温度为300～450°C和应变速率为0.01～10 s~(-1)条件下的流变应力行为,利用透射电镜(TEM)和电子背散射技术(EBSD)表征合金热压缩过程中的显微组织演变。结果表明,变形参数对Al-9Mg-1.1Li-0.5Mn合金热压缩过程中流变应力和组织演变有非常显著的影响,随着变形温度的降低和应变速率的升高,峰值应力和稳态流变应力增加,合金中的位错和亚结构数量增多;反之,随着变形温度的升高和应变速率的降低,大角度晶界面积变大,晶界呈锯齿状,合金发生动态再结晶;合金的组织呈纤维状,合金在稳态变形阶段的主要软化机制为动态回复;可用Zener-Hollomon参数的双曲正弦函数关系来描述合金的流变应力行为,其变形激活能为184.2538 kJ/mol;热加图表明,喷射成形Al-9Mg-1.1Li-0.5Mn合金挤压坯最合适的加工温度范围为380～450°C,最佳应变速率范围为0.01～0.1 s~(-1)。     

H156热作模具钢动态再结晶的实验与数值模拟研究

通过Gleeb-1500D热模拟机，对H156热作模具钢进行单道次热压缩实验。实验中，变形温度控制在850～1220℃,应变速率控制在0.001～1 s^-1,真应变为0.7。通过采集数据获得真应力-真应变曲线，得出流变应力与热变形参数之间的数学关系，建立了动态再结晶模型，并借助光学显微镜对不同热变形参数下实验样品的微观组织进行观察分析，建立了晶粒尺寸模型。通过DEFORM-3D有限元软件对H156热作模具钢的动态再结晶行为进行模拟，探究热变形参数对实验材料动态再结晶(DRX)行为的影响。结果表明：随着变形温度的增加，DRX体积分数增加，DRX晶粒分布越均匀；较大的应变速率会导致变形时间缩短，DRX区域减小，细小晶粒缺少充足的时间发生形核长大。因此，提高变形温度、降低应变速率有助于动态再结晶的完成。数值模拟结果与实验结果较吻合，验证了模型的准确性。