Fe-Si合金高温变形流变应力的本构模型

在热模拟机上通过单道次压缩试验,研究了铁素体单相和含有少量奥氏体的两种Fe-3%Si钢的高温变形行为,并建立了试验钢的高温本构关系模型。结果表明,变形温度900~1100℃、应变速率0.05~2 s~(-1),变形量0.8或1.0条件下,Fe-3%Si钢应力应变曲线均为典型的动态回复型,回复速率较快,稳态或峰值应力约30~80 MPa,可见连续动态再结晶现象。单相和双相试验钢的变形激活能分别为298 k J/mol和272 k J/mol,本文建立的高温流变模型具有较高的精度,计算得到的峰值应力、真应力-应变曲线与试验结果吻合良好。     

Cu-7Ni-7Al-2Fe-2Mn-0.5Ti合金高温热变形行为

采用Gleeble-1500D热模拟试验机,在温度为550~900℃,应变速率为0.001~10 s~(-1)的条件下对Cu-7Ni-7Al-2Fe-2Mn-0.5Ti合金的热变形行为进行研究。分析应变速率和变形温度对合金热变形组织的影响,建立合金Cu-7Ni-7Al-2Fe-2Mn-0.5Ti的热变形本构方程。结果表明:Cu-7Ni-7Al-2Fe-2Mn-0.5Ti合金高温热变形时的热变形激活能Q为318883 J·mol-1,合金的流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而降低。当变形温度较高、应变速率较低时,合金容易发生动态再结晶。     

Nb微合金化Fe-25Mn-3Si-3Al TWIP钢的组织与力学性能

向Fe-25Mn-3Si-3Al TWIP钢中添加0.35%的Nb,提高钢中C元素含量至0.1%,并配合适当热处理工艺以提高TWIP钢的屈服强度。结果表明:改进后的Fe-25Mn-3Si-3Al-0.3Nb-0.1C钢的屈服强度由原来的320 MPa提高至445 MPa,均匀伸长率则由65%降低至55%。Nb元素的添加会强烈阻碍TWIP钢的再结晶晶粒的长大,显著细化TWIP钢的奥氏体晶粒,并且添加的Nb、C元素经退火处理后主要以纳米级Nb C沉淀相的形式弥散分布于奥氏体基体上,这些细小的沉淀相将通过Orowan机制进一步提高TWIP钢的强度。此外,Nb、C元素的添加并未显著改变室温下Fe-25Mn-3Si-3Al TWIP钢的塑性变形机制,应变诱发孪晶仍然是Fe-25Mn-3Si-3Al-0.3Nb-0.1C钢的主要变形机制,奥氏体基体仍然维持着较低的层错能。通过细晶强化和沉淀强化的双重作用显著提高Fe-25Mn-3Si-3Al TWIP钢的强度,同时奥氏体基体的TWIP效应保证了改进后的TWIP钢仍具有良好的塑性。     

TWIP钢的显微组织与变形机制研究

采用金相、X射线衍射、扫描电镜和透射电镜等方法对两种不同Mn含量应变诱发孪晶(TWIP)钢拉伸前后的显微组织进行了研究.结果表明,Fe-15Mn-3Si-3Al钢的塑性增长机理主要是),γrcc→εhcp,γfcc→εhcp→αbcc相变诱发的TRIP效应;Fe-25Mn-3Si-3Al钢主要的塑性增长机制是孪晶诱发的TWIP效应.Fe-25Mn-3Si-3Al钢拉伸后有些奥氏体晶粒内存在两个或多个孪晶系统,孪晶界与原始奥氏体晶界都会阻碍孪晶的长大.层错能强烈影响TWIP钢的变形机制,随着Mn含量的增加,层错能不断增加,孪晶强化逐渐起主导作用.     

Al含量对Fe-Mn-Al-C系低密度钢层错能及形变孪晶的影响

研究了合金元素Al对3种不同Al含量的Fe-28Mn-x Al-1C(x=8,10,12)系低密度钢层错能的影响。结果表明,3种实验钢的层错能范围为67.76~90.64 m J/m~2,Al对层错能的影响呈多项式分布。与28Mn-10Al及28Mn-8Al合金相比,28Mn-12Al合金层错能较高,抗拉强度高但伸长率低,在相同变形量下,28Mn-8Al与28Mn-10Al合金均出现了孪晶组织,且28Mn-8Al中孪晶更明显,而28Mn-12Al合金中未发现孪晶。3种合金的变形机制均为平面滑移变形,这归因于Fe-Mn-Al-C系合金中存在的短程有序会导致"滑移面软化现象",使高层错能的28Mn-12Al合金变形机制也为平面滑移。     

汽车用TWIP钢的探索研究

采用金相组织观察与X射线衍射等方法对5种不同Mn含量的TWIP钢拉伸前后的组织进行了研究.结果表明,淬火态Fe-15Mn-3Si-3Al钢存在条状分布的马氏体;Fe-25Mn-3Si-3Al、Fe-30Mn-3Si-3Al、Fe-33Mn-3Si-3Al钢在淬火与退火两种热处理工艺下均能获得淬火态奥氏体和退火孪晶组织,淬火态的奥氏体晶粒更细小;母相奥氏体影响形变孪晶形貌与分布,均匀分布的细小孪晶导致优异的力学性能,随着Mn含量的增高,母相奥氏体尺寸逐步增加,形变孪晶层片逐渐增厚且分布不均匀;Fe-25Mn-3Si-3Al钢具有优异的力学性能.     

Fe-20Mn-7Cr-0.9Mo钢与TWIP钢组织和腐蚀性能的比较研究

目的 重点探究Fe-20Mn-7Cr-0.9Mo钢在中国3块不同油田采出水模拟液中的腐蚀行为,为其在石油管材上的应用提供理论指导。方法 在Fe-25Mn-3Si-3Al TWIP钢中添加Cr和Mo元素,降低Mn元素含量,设计制备Fe-20Mn-7Cr-0.9Mo钢。采用X射线衍射仪(XRD)和透射电子显微镜(TEM)对Fe-20Mn-7Cr-0.9Mo钢的微观组织进行分析。利用电化学工作站测试Fe-20Mn-7Cr-0.9Mo钢在3种油田采出水模拟液中的极化曲线和电化学阻抗谱,并使用扫描电子显微镜(SEM)对腐蚀产物进行微观分析。同时,以相同环境中Fe-25Mn-3Si-3Al TWIP钢的腐蚀行为作为对照。结果 Fe-20Mn-7Cr-0.9Mo钢组织以奥氏体为主,其晶粒中含有大量层错、退火孪晶和高密度位错结构的马氏体。通过分析极化曲线可知,与Fe-25Mn-3Si-3Al TWIP钢相比,Fe-20Mn-7Cr-0.9Mo钢在3种油田采出水模拟液中均发生了钝化,腐蚀电位提高,腐蚀电流密度明显降低,分别为1.7、0.08、2.1 μA/cm²。通过分析电化学阻抗谱可知,Fe-20Mn-7Cr-0.9Mo钢在3种油田采出水模拟液中均呈现单一的电容回路,极化电阻Rp分别为3 111、5 322、3 582 Ω.cm²,而Fe-25Mn-3Si-3Al TWIP钢在3种油田采出水模拟液中呈现1个电容回路和1个电感回路,相应的极化电阻Rp仅为530、273、528 Ω.cm²,远小于Fe-20Mn-7Cr-0.9Mo钢。在3种油田采出水模拟液中,Fe-20Mn-7Cr-0.9Mo钢试样表面仅存在少量腐蚀产物,而Fe-25Mn-3Si-3Al TWIP钢试样表面存在大量的腐蚀产物,并形成了腐蚀产物膜。结论 Cr与Mo元素的添加和Mn元素含量的减少,降低了Fe-20Mn-7Cr-0.9Mo钢的堆垛层错能,导致晶粒中形成了大量层错、退火孪晶和少量马氏体。在3种油田采出水模拟液中,Cr与Mo元素的添加、Mn元素含量的减少和晶粒中退火孪晶的形成有效提高了Fe-20Mn-7Cr-0.9Mo钢的耐蚀性。     

Al2O3/Cu-WC复合材料热变形行为及热加工图

在Gleeble 1500D热模拟机上对Al2O3/Cu-WC复合材料进行热压缩实验,研究变形温度为350-750℃、应变速率为0.01-5 s 1条件下的热变形行为。结果表明:Al2O3/Cu-WC复合材料高温流变应力—应变曲线主要以动态再结晶软化机制为特征,峰值应力随变形温度的降低或应变速率的升高而增加;热变形过程中的稳态流变应力可用双曲正弦本构关系式来描述,其激活能为229.17 kJ/mol。根据材料动态模型,计算并建立Al2O3/Cu-WC复合材料的热加工图,据此确定热变形流变失稳区及热变形过程的最佳工艺参数,其热加工温度为650-750℃,应变速率为0.1-1 s 1。     

LZ50钢的热变形行为及热加工图

利用Gleeble-3500D热模拟试验机,在变形温度为870~1170℃,应变速率为0.05~3 s-1,最大变形量为60%的条件下,对LZ50钢进行等温恒应变速率的热压缩实验,研究应变速率和变形温度对流变应力的影响,建立LZ50钢热变形时的本构方程和热加工图。结果表明:LZ50钢的流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而减小,其动态再结晶型流变应力曲线可表述为加工硬化、过渡、软化和稳态流变4个阶段;热变形激活能为304.265 k J/mol,根据双曲正弦方程建立包含Z参数的峰值流变应力本构方程;将LZ50钢的热加工图与快锻液压机的技术参数及通过Deform模拟获得的优化工艺参数相结合可得,当压下量为15%~20%,在开始锻造的高温阶段1050~1150℃,可采用较高的应变速率0.5~3 s-1,随着锻件温度降低至870~1050℃,应适当降低应变速率至0.5~1.5 s-1以避开失稳区,整个变形过程的微观组织演变机制为动态回复。     

25CrMo4钢热压缩变形行为及流变应力本构方程

通过Gleeble-1500型热/力试验机对25CrMo4钢进行了热压缩实验,研究了25CrMo4钢在应变速率为0. 1、1和10 s-1,变形温度为1050、1100和1150℃条件下的热压缩变形行为。结果表明,该材料软化机制以动态再结晶为主。采用Arrhenius双曲正弦函数建立了25CrMo4钢峰值应力本构方程,确定了25CrMo4钢的变形激活能为441 k J·mol-1。通过将峰值应力本构方程中的材料常数替换为应变的多项式函数,建立了综合应变速率、变形温度以及应变量的流变应力本构方程。该方程计算得出的数据与实验数据吻合较好,说明其可精确描述25CrMo4钢的热压缩变形行为。     

Mg-3Sn-1Mn-1La镁合金热压缩组织演变与应变修正本构方程

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。     

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。     

Ti-10V-2Fe-3Al合金的高温流变行为及热加工图

利用Gleeble-3800热模拟试验机对Ti-10V-2Fe-3Al合金进行了变形温度为850~1150 ℃,应变速率为0.01~10 s-1的等温热压缩实验。引入Zener-Hollomon参数,建立了该合金的热塑性变形双曲正弦本构方程。基于动态材料模型理论构建了该合金在不同应变下的热加工图。结果表明：Ti-10V-2Fe-3Al合金的流变失稳区主要发生在高应变速率下,热变形时适宜的变形安全区温度为1100~1150 ℃,应变速率为0.01~0.07 s-1。     

18Mn—18Cr—0.5N奥氏体护环钢热变形力学行为研究

采用Gleeble-1500热模拟试验机研究了18Mn-18Cr-0.5N奥氏体护环钢热变形时的力学行为。获得了18Mn-18Cr-0.5N钢的动态再结晶激活能及峰值应力σ_p、峰值应变ε_p与Zener-Hollomon参数Z间的关系式。     

氮强化高锰奥氏体钢热变形行为研究

利用Gleeble-3500热力模拟试验机在温度为1253～1423K,应变速率为0.1～10s-1的条件下对32Mn-7Cr-1Mo-0.3N奥氏体钢进行了热压缩变形试验,测定了其真应力-应变曲线,观察了变形后的组织.试验结果表明,流变应力和峰值应变随变形温度的降低和应变速率的提高而增大.真应变为0.6时,在1423K、应变速率在0.1～10s-1之间的试样均已发生完全动态再结晶;在1373K以下变形时,应变速率在0.1～10s-1之间,试样发生部分动态再结晶.动态再结晶晶粒尺寸随着变形温度的升高而增大,随着应变速率的升高而减小.32Mn-7Cr-1Mo-0.3N奥氏体钢的热变形激活能Q值为469.03kJ/mol,并获得热变形方程.     

Al、Ni对1Cr9Al(1～3)Ni(1～7)WVNbB钢热变形行为的影响

在T92钢的成分基础上添加了Al元素并对Ni含量进行适当调整后制备出新型1Cr9Al(1～3)Ni(1～7)WVNbB高铝铁素体耐热钢。利用Gleeble-3800热模拟试验机,对1Cr9Al(1～3)Ni(1～7)WVNbB高铝钢进行了950～1150℃、0.1～10 s~(-1)应变速率下60%变形量的等温恒速热压缩实验,研究了Al、Ni加入量对钢热变形行为、峰值应力及热变形激活能的影响,并通过拟合得到了含有Zener-Hollomon参数的流变应力表达式,建立了该耐热钢的本构方程。结果表明,Al的添加及Al含量的增大明显降低了热压缩下的流变应力与峰值应力,即明显降低了钢的加工难度;与T92钢相比,4组试样的热变形激活能分别提高了38.136%、19.188%、28.003%和11.915%。     

Fe-28Mn-9Al-1C轻质合金钢的热变形行为

采用Gleeble1500D热模拟实验机对Fe-28Mn-9Al-1C轻质合金钢在温度为900～1100℃和应变速率为0.01～5 s-1范围内进行了热压缩实验,建立了其本构模型,分析了实验钢组织演化规律和变形机制.结果表明:实验钢流动应力对变形温度呈现负温度敏感性,对应变速率呈现出正应变速率敏感性,即流动应力随变形温...     

基于加工图的Al-6.2Zn-0.70Mg-0.3Mn-0.17Zr合金的热变形行为研究

在温度为623 K~773 K、应变速率为0.01 s-1~20 s-1的条件下,试验研究了Al-6.2Zn-0.70Mg-0.3Mn-0.17Zr合金热压缩变形过程中流变应力和合金组织演变行为。结果表明,合金变形过程中的峰值应力随着变形温度的增加或应变速率的减小而减小,并可以用Zener-Hollomon参数定量表征合金组织的演变行为,计算得到的热变形激活能为178.85 KJ/mol。合金热变形过程中软化机制主要为动态回复和动态再结晶。当ln Z值高时,动态回复占主导地位;当ln Z值低时,软化机制由动态回复转变为动态再结晶。再结晶晶粒尺寸随着ln Z值减小而增大。变形后合金中分布着高密度、纳米级的Al3Zr粒子,这些粒子可有效抑制合金热变形过程中再结晶。基于动态材料模型(DMM)和Prasad失稳准则,在真应变分别为0.3和0.5时建立起了合金的热加工图。当真应变为0.5时适宜的加工条件为:温度范围703 K~773 K、应变速率范围0.03 s-1~0.32 s-1,此时合金具有最大的能耗因子33%。     

09MnNiDR钢的热变形行为

用Gleeble-3800热模拟试验机在高温下对09MnNiDR钢进行单道次热压缩试验,研究了变形温度和应变速率对该钢动态再结晶的影响,计算出峰值应力与临界应力、峰值应变与临界应变的关系,并建立了试验钢动态再结晶热变形模型、流变应力模型.     

30CrNi3MoV钢的热变形行为及热加工图

采用Gleeble-3500热模拟试验机对30CrNi3MoV钢进行单向热压缩试验,研究了其在变形温度950~1150 ℃、应变速率0.01~10 s^-1的热变形行为,构建了应变补偿型流变应力本构方程,并绘制出该钢的热加工图。结果表明,30CrNi3MoV钢真应力-真应变曲线有3种不同特征:高温小应变速率时,表现为典型的动态再结晶过程;低温小应变速率时,曲线为动态回复特征;应变速率较大时,应力随应变的增大而增大,无明显的峰值应力。采用5次多项式拟合构建的应变耦合流变应力本构方程具有高的精确度,采用该方程获得的预测值与试验值的平均相对误差为3.2%,相关性系数R值为0.993。从热加工图中得到试验钢最佳的热加工工艺参数范围是:变形温度为1020~1150 ℃、应变速率为0.03~0.35 s^-1。