Al-Cu-Li合金多道次热变形过程中的力学行为与微观组织演化（英文）

对Al-2.5Cu-1.58Li-0.3Mn-0.12Zr-0.06Mg-0.05Ti(质量分数,%)合金进行连续、不连续、双道次和多道次热压缩,研究其力学行为和微观组织演化。采用Gleeble-1500试验机对合金进行热变形,变形温度为420℃,应变速率分别为0.001,0.1和10 s~(-1),对合金不同热变形阶段进行EBSD和TEM分析。双道次热压缩表明,道次间隔时间的延长有利于促进静态软化。通过改变变形过程中的应变速率,可控制合金的晶粒尺寸。多道次热变形过程中,道次间的静态软化促进动态软化,反之亦然。在多道次热变形过程中(T=420℃,ε=0.1 s~(-1))出现T_1和θ′相动态析出。变形初始阶段,应变诱导的位错为T_1和θ′相提供形核位置,促进它们的析出和粗化。随应变的增加,T_1和θ′相尺寸减小并趋于稳定,δ′相密度降低。试验合金多道次热变形过程中的流变应力受动态软化、静态软化和动态析出综合影响。     

2099合金热变形过程中的动态软化机制

采用等温热压缩实验,通过计算和对比热激活参数,并利用EBSD和TEM分析技术,研究了2099合金在热变形过程中的动态软化机制.基于Zener-Hollomon参数(Z)和变形温度(T)并结合对热激活参数与微观组织的分析,给出了2099合金在热变形中的软化机制.在lnZ≥35.5和T≤380℃范围内,变形以位错的交滑移为主.在lnZ≤37.4和T≥340℃范围内,由位错的交滑移、攀移以及三维位错网脱缠等变形机制共同控制.在lnZ≤35.1和T≥420℃范围内,发生了动态再结晶,此时以位错的交滑移、攀移、动态再结晶以及位错的脱钉为主要软化机制.动态再结晶形核机制以晶界弓出和亚晶合并共存,并随着变形温度的升高和应变速率的降低,亚晶合并形核得到强化.     

Al-Cu-Li合金多道次热变形过程中的力学行为与微观组织演化

对Al-2.5wt%Cu-1.58wt%Li-0.3wt%Mn-0.12wt%Zr-0.06wt%Mg-0.05wt%Ti合金进行连续、不连续、双道次和多道次热压缩,研究其力学行为和微观组织演化。采用Gleeble-1500试验机进行热变形,变形温度为420℃,应变速率分别为0.001,0.1和 10s-1,对合金不同热变形阶段进行EBSD和TEM分析。双道次热压缩表明,道次间隔时间的延长有利于促进静态软化。通过改变变形过程中的应变速率,可控制合金的晶粒尺寸。多道次热变形过程,道次间的静态软化促进动态软化,反之亦然。在多道次热变形过程中(T=420℃, =0.1s-1)出现T1和θ′相动态析出。变形初始阶段,应变诱导位错为T1和θ′相提供形核位置,促进它们的析出和粗化。随应变的增加,T1和θ′相尺寸减小并趋于稳定,δ′相密度降低。试验合金多道次热变形过程中的流变应力受动态软化、静态软化和动态析出综合影响。     

3003铝合金热变形动态再结晶临界条件的确定

采用Gleeble-1500热模拟试验机对3003铝合金进行变形温度为300~500℃,应变速率为0.01~10.0 s-1高温等温压缩实验,利用Zener-Hollomon参数模型建立了合金热变形峰值流变应力本构模型。结合显微组织观察分析,3003铝合金热变形软化机制主要是动态再结晶,随着ln Z值的减小,动态再结晶进行得越充分;ln Z值较大时,3003铝合金热变形过程中的软化机制主要以动态回复为主,据此获得合金发生动态再结晶的临界条件为T≥400℃,ln Z≤31.98。由应变硬化速率计算合金发生动态再结晶的临界应变为εεc=0.00532ln Z-0.12452,其大小与Z参数成正比关系。     

采用低温冷轧+时效工艺提高Al-Cu-Li合金的强度及塑性（英文）

为获得可提高Al-Cu-Li合金强度和塑性的加工工艺,比较如下两种工艺:固溶后的合金板材分别在低温(液氮温度)及室温下轧制变形(变形量达83%),随后在160°C下进行人工时效。结果表明,在低温冷轧+时效工艺条件下得到的Al-Cu-Li合金具有更优的力学性能。在低温冷轧后由于动态回复的抑制会产生大量位错,这将促进T_1相(Al_2CuLi)在时效过程中的析出。时效过程析出的高密度T_1相可有效钉扎位错,从而使合金的强度及塑性提高;相反,室温轧制+时效工艺得到的合金强度及塑性较低,这是由于低密度的T_1相在晶内析出,而高密度的T_1相在亚晶界处析出。     

2091Al-Li合金的形变热处理SCIEI

研究了预冷变形和分级时效处理对2091型Al-Li合金显微组织和力学性能的影响。结果表明,固溶后8％预冷变形随后170℃,6h+190℃,4h双级时效可以使合金获得良好的强塑性配合。合金中主要强化相δ′(Al_3Li)适宜的粒度,第二强化相S′(Al_2CuMg)沿冷加工所造成的位错亚结构分散沉淀,晶界上平密相析出量的减少以及Δδ′无沉淀析出带(PFZ)的窄化,是这种合金强塑性改善的主要原因。     

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%。     

高铜6A82铝合金在等温热压缩过程中的流变应力和显微组织演变（英文）

在Gleeble-1500热模拟机上通过等温热压缩试验研究高铜6A82铝合金(Al-Mg-Si-Cu)在变形温度为320~530℃、应变速率为0.001~10 s~(-1)条件下的流变应力和显微组织演变。结果表明,合金的流变应力在变形温度为320~390℃的范围内呈连续软化行为,在温度高于460℃的条件下达到稳定状态。合金的流变行为受双曲正弦形式的本构方程(Zener-Hollomon参数Z)影响,其热变形激活能为325.12 k J/mol。显微组织表征表明,明显的动态再结晶和动态析出的粗化导致流变应力的连续软化。在相近的ln Z值条件下,变形热使合金在530℃、10 s~(-1)条件下的动态再结晶比460℃、0.1 s~(-1)条件下的更加明显。     

Al-4.10Cu-1.42Mg-0.57Mn-0.12Zr合金热变形过程中显微组织动态演化的表征(英文)

在Gleeble-1500热模拟机上对Al-4.10Cu-1.42Mg-0.57Mn-0.12Zr合金在变形温度300°C和应变速度10 s-1下进行热压缩变形,真应变分别为0.2、0.4、0.6和0.8。通过X射线衍射仪、扫描电镜和透射电镜研究合金变形过程中复杂的动态显微组织演变。结果表明:真应力随着应变的增加而迅速增大至峰值,之后随着应变的增加而趋于稳定,呈现动态软化特征。随着应变的增大,位错缠结成胞状与亚晶结构,表明变形过程中发生动态回复。动态析出相S相、θ相和Al3Zr相在变形过程中粗化速度加快。铝基体中析出连续的S相,并发现有不连续的S相在Al3Zr相附近和亚晶界处形核析出。Al3Zr相相对比较稳定,易于在位错和亚晶界处析出。流动软化机制是由于动态回复和动态析出导致位错密度减少而引起的。     

预退火处理对等通道转角挤压双辊铸轧AA3003铝合金显微组织演变的影响（英文）

添加少量锆元素对双辊铸轧AA3003铝合金进行改性。在450℃对合金进行退火处理产生Al_3Zr析出相,同时出现富Mnα-Al(Mn,Fe)Si相。由等通道转角挤压引起的大塑性变形致使合金的晶粒细化且硬度增加。电子背散射衍射及透射电镜观察结果显示在热处理变形后期预先退火处理对合金显微组织变化的影响。对于变形前未进行退火处理的合金,在450℃退火时,其位错回复和α-Al(Mn,Fe)Si相析出使再结晶提前发生。由于预变形退火使固溶体中Mn原子含量降低,因此,在变形过程中对合金进行预变形退火处理会使回复更容易发生。Al_3Zr析出相能促进再结晶过程的进行。     

微量Y对Al—Li合金的析出相和力学性能的影响

研究了Y(0.1、0.5wt-％)对Al-Li-Cu—Mg—Zr合金析出相与拉伸性能的影响结果表明:Y可使铸态合金晶粒细化:促进β′(Al_3Zr)相析出:抑制δ′(Al_3Li)相的长大速度:使S′(Al_2CuMg)相的分布均匀化.添加0.1％Y能改善合金塑性而不降低强度:添加0.5％Y可使强度提高而塑性不降低     

Al-Zn-Mg-0.25Sc-Zr合金的热压缩变形行为和微观组织演化(英文)

采用等温轴对称热压缩实验对Al-Zn-Mg-0.25Sc-Zr合金的热变形行为和微观组织演化进行研究。变形温度为340~500°C,应变速率为0.001~10 s-1。结果表明:稳态流变应力随着应变速率的增加和变形温度的降低而增大,该合金的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150.25 kJ/mol。在变形温度较高和应变速率较低(即Z参数较低)的条件下,动态再结晶更容易发生。随着Z参数的变小,合金的主要软化机制由动态回复转变为动态再结晶,合金中的位错密度降低,亚晶尺寸增大。     

Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr合金β相区热变形行为及位错密度内变量本构模型

通过热压缩模拟试验机Gleeble3500进行了Ti-5Al-5Mo-5V-3Cr-1Zr(Ti-55531)合金在β相区的热模拟压缩试验(变形温度为860、885、910、935℃,应变速率为0.001、0.01、0.1、1 s~(-1)),采用光学显微镜分析了材料的组织演化行为。结果发现,Ti-55531合金变形过程中的动态软化效应以动态回复为主,在低应变速率下,组织呈现再结晶特征。为了通过材料变形机制去描述流动应力行为,考虑加工硬化和动态软化机制对位错密度的影响,建立了Ti-55531合金在β相区的位错密度内变量本构模型。结果表明,该模型能够准确预测Ti-55531合金在β相区的热变形行为。     

AA7150铝合金高应变速率热变形过程中显微组织动态演变表征（英文）

在温度分别为300°C和450°C条件下对AA7150铝合金进行高应变速率(10 s~(-1))热压缩实验。结合差热分析和透射电子显微镜对其不同应变下热变形过程流变行为、亚结构演变及析出相形貌和空间分布进行了系统研究。研究结果表明:AA7150铝合金热变形过程发生了流变软化,在300°C条件下主要软化机制是动态回复,而450°C条件下为连续动态再结晶;合金热变形过程中η相(300°C)及Al_3Zr粒子(450°C)随应变的增加分布不均匀;T相中的铜含量随温度升高而增加且有从T相向S相转变的趋势,且随变形量的增加逐渐呈线性排列;显微组织还显示了动态析出及粒子诱发形核再结晶直接相关的形貌特征。     

铝锶合金高温塑性变形行为及本构方程

采用Gleeble-1500型热模拟试验机进行高温压缩实验,结合连续挤压工艺制定热压缩实验方案,研究铝锶合金高温塑性变形行为,分析变形温度、应变速率对铝锶合金热变形过程中流变应力和Al_4Sr相形态的影响,并采用线性回归的方法建立铝锶合金高温下的本构方程。结果表明:铝锶合金的热塑性变形软化机制以动态回复为主;在热变形过程中流变应力随变形温度的升高而减小,随应变速率的增大而增大;变形温度为400℃时Al_4Sr相破裂严重,而当温度为500℃时Al_4Sr相具有韧性而易于弯曲;可用包含Zener-Hollomon参数的Arrhenius双曲正弦模型描述其热变形行为。     

喷射成形7055铝合金的热变形行为和加工图

通过高温热压缩实验研究喷射成形7055铝合金的热变形行为,实验温度为340～480℃,应变速率为0.001～1 s～(-1)。结果表明:该合金在变形过程中的流变应力随着温度升高和应变速率的降低而降低,在480℃时会出现失稳现象。变形过程中的主要软化机制为动态回复和动态再结晶,其中低温时,动态回复占主导地位,随着温度升高,软化机制逐步转变为动态再结晶,再结晶晶粒的尺寸随着温度的升高而增大。基于动态材料模型和极化互惠模型,结合热变形中的组织演变,确定该合金在应变量为0.7时的适宜加工范围为:温度范围400～420℃,应变速率0.01～0.1 s～(-1),此时对应的动态材料模型加工图能量耗散效率超过33%,极化互惠模型加工图内在加工参数在65%～70%之间。     

800H合金动态再结晶行为研究

在MMS-300热模拟机上对800H合金进行了单道次压缩实验,结合EBSD和TEM等技术,研究了该合金在850—1100℃和0.01—10 s^-1变形条件下的动态再结晶行为.结果表明,当变形温度低于950℃时,析出了大量Cr₂₃C₆和Ti（C,N）析出相,其对动态再结晶行为产生明显的抑制作用.建立了2段温度区间内（850—950℃和950—1100℃）800H合金的热变形本构方程;采用lnθ-ε曲线的三次多项式拟合求解拐点的方法,较准确地预测了800H合金动态再结晶临界应力/峰值应力和临界应变/峰值应变的比值,并建立了临界应力、临界应变与Z参数的关系;800H合金在热变形过程中动态再结晶形核机制主要包括应变诱导晶界迁移、晶粒碎化以及亚晶合并形核机制.     

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。     

Ti-47Al-2Cr-0.2Mo合金多道次热塑性变形行为

采用Gleeble-1500热模拟实验机及光学显微镜和透射电子显微镜研究了Ti-47Al-2Cr-0.2Mo(原子分数,%)合金在2.5 s-1,1050～1150℃,道次保温时间分别为1 min、5 min、10 min条件下的多道次热压缩变形行为及其组织演化规律。结果表明,增大道次变形量,合金软化率增大;随着道次间保温时间的延长,合金软化率逐渐增大;变形及保温温度升高,合金软化率提高。动态和亚动态再结晶是合金发生软化的主要原因。再结晶优先发生于层片晶团边界处。随着变形温度升高,γ晶粒内的孪生增多。经过热压缩变形后,组织被细化和均匀化。位错和孪生是主要的变形机制。     

热变形参数对Al-Zn-Mg-Cu铝合金淬火敏感性的影响

采用热压缩试验、光学显微镜和透射电子显微镜研究热变形参数对Al-Zn-Mg-Cu铝合金淬火敏感性的影响。结果表明:随Z参数值增加,硬度先增加后减小,再结晶程度和淬火敏感性则先减小后增加,在ln Z为28.44～28.62的范围内,室温水淬硬度值最大,为188.8HV,而再结晶分数最小,为3.5%,空气淬火较室温水淬火硬度下降率最小,为2.5%。根据Z参数值范围确定淬火敏感性最小区间对应的热变形加工制度为变形温度387～434℃、变形速率0.23～1.23 s_(-1),变形温度443～450℃、变形速率0.61～1.77 s_(-1)。淬火敏感性是由于微观组织中的Al_3Zr粒子、晶界及亚晶界析出粗大η相导致过饱和固溶体溶度降低所致。不同的热变形制度会导致组织中Al_3Zr粒子相界、晶界及亚晶界含量不同。当三者协同影响最小时,合金具有最小的淬火敏感性。随着Z参数值增加,Al_3Zr粒子尺寸及与基体的错配度与再结晶程度趋势相同,尺寸与错配度越小析出粗大η相尺寸越小,面积分数越低。