TA15钛合金高温热压缩变形行为及热加工图

获得准确的钛合金塑性变形特征和热加工条件,是钛合金挤压、轧制等塑性加工工艺参数选择的重要依据。本实验研究了TA15钛合金在应变速率0.01~20 s~(-1)、变形温度850~1050℃条件下的压缩变形行为、组织特征,采用Arrhenius双曲正弦函数模型推导出了TA15本构方程,基于动态材料模型建立了合金在真应变0.1~0.7时的热加工图。结果表明,在本实验的应变速率和变形温度的条件下进行压缩变形,随着变形温度的升高,合金中的α相逐渐向β相转变;随着应变速率的提高,α相向β相转变的程度逐渐减小。根据热加工图确定了合金的两个热加工安全区域:(1)变形温度950~1050℃、应变速率0.01~0.37 s~(-1);(2)变形温度875~950℃、应变速率1.65~13.5 s~(-1)。     

特大型支承辊用Cr4合金钢的热变形行为及热加工图

采用Gleeble-1500热模拟实验机在温度为700~1200℃,应变速率为0.002~5 s~(-1)、最大变形量为55%条件下对特大型支承辊Cr4合金钢进行热压缩试验,研究了该合金的热变形行为及热加工特征,建立了Cr4合金钢在试验条件下的热加工图。结果表明:在其他变形参数恒定时,Cr4合金钢的热变形真应力随应变速率的升高而逐渐变大,随变形温度的提高而急剧降低;在变形温度为750~900℃,应变速率为0.002~0.01 s~(-1),变形温度为750~800℃,应变速率为0.049~2.718 s~(-1)和变形温度为800~1050℃、应变速率为0.1~4.482 s~(-1)的3个区域内易产生流变失稳现象;动态再结晶是触发材料流变软化及稳态流变的主要原因,Cr4合金钢的安全热加工区域的变形温度在950~1150℃之间、应变速率在0.018~0.223 s~(-1)之间。     

Ti-25V-15Cr-0.2Si阻燃钛合金的动态再结晶行为（英文）

对Ti-25V-15Cr-0.2Si阻燃钛合金在温度为950~1100℃,应变速率为0.001~1 s~(-1)条件下进行热压缩试验,研究了该合金在β相区变形时的动态再结晶行为。结果表明,该合金的热变形机制主要是由动态再结晶支配的,而动态再结晶新晶粒主要是通过弓弯形核机制来形成的。当应变速率降低和变形温度升高时动态再结晶易于发生;当应变速率为0.01~0.1 s~(-1),变形温度为950~1050℃时,动态再结晶使晶粒细化;当变形温度高于1100℃,应变速率低于0.001 s~(-1)时,动态再结晶晶粒粗化。为了确定在不同变形条件下的动态再结晶体积分数和动态再结晶晶粒尺寸,分别建立了该合金动态再结晶动力学和动态再结晶晶粒尺寸预测模型。     

应变速率对GH690高温合金热变形特性的影响（英文）

为阐明应变速率对GH690高温合金热变形特性的影响,采用Gleeble-3800热力模拟试验机,通过变形温度范围为1000~1200°C、应变速率范围为0.001~10 s~(-1)的等温热压缩实验研究了该合金的热变形行为。结果表明:流变应力对应变速率变化敏感,动态再结晶是主要的软化机制;0.1 s~(-1)是1000°C热变形过程中的临界应变速率。绝热温升使得动态再结晶过程与应变速率密切相关;应变速率对热变形过程中的非连续动态再结晶和连续动态再结晶具有显著影响;孪晶可促进动态再结晶形核,Σ3~n(n=1,2,3)晶界在中等应变速率0.1 s~(-1)条件下含量较低。     

A100超高强度钢的动态再结晶行为及组织演变研究

借助Gleeble-3500热模拟试验机研究了A100超高强度钢在变形温度为850~1200℃、应变速率为0.001~10 s~(-1)和变形程度为60%条件下的热变形行为。基于实验数据计算了动态再结晶激活能,通过引入无量纲Z参数表征了动态再结晶的临界应变/应力、峰值应变/应力和稳态应变/应力模型,并绘制了动态再结晶状态图,同时对该钢的组织演变进行了分析。结果表明:该钢的动态再结晶激活能为380.177 k J·mol~(-1);随着变形温度的升高或应变速率的下降,Z参数逐渐减小,更容易发生动态再结晶行为,但其晶粒尺寸随之增大,其中在950~1050℃、0.01~0.1 s~(-1)和1050~1150℃、1~10 s~(-1)范围内进行热加工可获得细小、均匀的晶粒组织。根据实验结果建立了动态再结晶晶粒尺寸预测模型,其预测值与实验值具有较高的吻合度。     

GH3535合金的热变形和热加工图(英文)

通过热压缩实验研究GH3535合金在温度区间1000~1200°C和应变速率区间0.01~50 s-1的热变形行为。在实验数据基础上得到合金应力曲线和热加工图,且其激活能为356.3 k J/mol。热加工图分为2个区域,稳定区域发生在所有温度区间和应变速率区间0.01~1 s-1,失稳区域发生在应变速率区间1~50 s-1。显微组织观察表明,完全动态再结晶发生条件为(1150°C,0.01 s-1),(1200°C,0.01 s-1)和(1200°C,0.1 s-1),不同条件下得到的晶粒尺寸不同且有未溶解碳化物。流变失稳区域有局部流变和裂纹出现。     

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)。     

ZK60镁合金高应变速率压缩变形的流变行为及显微组织(英文)

在250~400°C的温度范围和0.1-50 s-1的应变速率范围内对ZK60合金进行压缩变形,对其流变行为和显微组织进行研究。结果表明,在低应变速率(0.1~1 s-1)下压缩变形时,再结晶主要发生在初始晶界上;在高应变速率(10~50 s-1)下压缩变形时,再结晶同时在初始晶界和孪晶上发生。合金在应变速率10~50 s-1和温度250~350°C的变形条件下获得均匀、细小的再结晶组织。因此,合金的最佳热加工工艺范围为应变速率10~50 s-1、变形温度250~350°C。高应变速率压缩变形条件下的孪生诱发动态再结晶过程分三步,首先,高位错密度孪晶分割初始晶粒;然后,孪晶内的位错发生重排形成亚晶;最后,随着应变的增加而形成再结晶晶粒。     

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。     

先进超超临界汽轮机叶片用镍基合金的热变形行为

利用Gleeble-3800热模拟试验机,在温度为950～1150℃、应变速率为0.01～10 s~(-1)、变形量为60%条件下,研究汽轮机叶片用GY200镍基合金的高温塑性变形及动态再结晶行为,并绘制了合金的热加工图。结果表明:GY200合金的真应力–应变曲线具有动态再结晶特征,峰值应力随变形温度的降低或应变速率的升高而增加,发生动态再结晶的临界应变随温度增加而降低。在真应力–应变曲线的基础上,建立了材料热变形本构方程,其热激活能为353.792 kJ/mol,表明利用W替代合金中的Mo后,降低了合金的热激活能。合金的最佳热加工的温度区间为1000～1150℃,应变速率0.01～0.1 s~(-1),效率值达到0.3以上。     

热等静压态FGH96合金的热压缩变形行为和微观组织演化(英文)

通过热压缩实验研究热等静压态FGH96合金的热变形行为和微观组织演化过程。基于Gleeble-1500,在1000~1150°C和0.001~1.0s-1的条件下进行热压缩实验。对应力—应变数据进行拟合分析,建立FGH96合金的双曲正弦函数形式的本构关系,其形变热激活能为693.21kJ/mol。对各变形条件下的FGH96合金的组织分析表明:在1100°C以上和以下分别发生完全和部分动态再结晶,在高变形温度和低应变速率条件下动态再结晶更容易发生。建立FGH96合金在热加工过程中的动态再结晶的动力学方程和晶粒尺寸演化方程。     

Mg-4Al-2Ba-2Ca(ABaX422)合金的热锻及热加工图的构建（英文）

将Mg-4Al-2Ba-2Ca(ABa X422)合金在300~500°C的温度范围内、0.01~10 mm/s的加工速率下热锻成杯型件,构建其热加工图,并研究其显微组织的演变。采用有限元法对该工艺进行模拟,估计加工余量的局部应变速率和平均应变速率范围。热加工图存在以下2个区域:(1)300~390°C,0.0003~0.001 s~(-1);(2)400~500°C,0.0003~0.3 s~(-1);这2个区域都存在动态再结晶(DRX)。该图表明,在高应变速率和低于400°C的温度下存在大范围的流动失稳区,在此区域会发生流动局部化。在上述2个区域条件下制备的锻件完好且组织均匀,在第一个区域条件下锻造所获锻件的晶粒尺寸更小。然而,当在流动失稳区锻造时,合金在最终成形前发生断裂。实验结果表明,上述2个区域条件下的荷载-行程曲线与模拟曲线吻合较好,而在失稳区获得的曲线则不平坦。     

基于加工图的Al-9.0Mg-0.5Mn-0.1Ti合金的热变形行为（英文）

采用等温热压缩试验研究不同变形条件下(变形温度300~450°C、应变速率0.01~10 s~(-1))喷射成形Al-9.0Mg-0.5Mn-0.1Ti合金挤压坯的流变应力行为,并基于动态材料模型建立2D加工图和3D功率耗散图来分析合金的流变失稳区和优化合金的热变形工艺参数。结果表明,当应变为0.4时,合金在300°C、1 s~(-1)条件下压缩变形,能量耗散效率因子η值最小,主要软化机制为动态回复,晶粒呈扁平状,大角度晶界(15°)约占34%;合金在400°C、0.1 s~(-1)条件下压缩变形,能量耗散效率因子η值最大,合金的主要软化机制为动态再结晶,组织为完全再结晶组织,大角度晶界(15°)约占86.5%。2D加工图和3D功率耗散图表明喷射成形Al-9.0Mg-0.5Mn-0.1Ti合金挤压坯的最佳变形条件是:变形温度340~450°C、应变速率0.01~0.1 s~(-1),合金的能量耗散系数38%~43%。     

粉末高温合金U720Li的热加工行为

通过Gleeble-3180热模拟机对具有细晶组织的镍基粉末高温合金U720Li进行高温热压缩变形实验,分析该合金在1000～1150℃、0.001～1 s~(-1)应变速率的变形条件下的流变行为。利用采集的应力-应变数据计算材料的热变形激活能,构建材料的本构方程,建立合金的热加工图,并通过微观组织观察对热加工图进行解释。结果表明:失稳区主要位于低温高应变速率区域,合金未发生明显动态再结晶现象,晶界处的应力集中导致沿晶裂纹的产生。在1150℃、0.01 s~(-1)条件下,晶粒明显长大;在1100℃、0.001 s~(-1)条件下,变形能够获得细小均匀的晶粒组织。     

基于本构方程和热加工图的喷射成形LSHR合金的热变形行为（英文）

采用Gleeble-3500热模拟试验机在温度为1020~1150℃、应变速率为0.0003~1.0 s~(-1)条件下,对喷射成形低固溶高熔点(LSHR)合金进行热压缩实验,研究其流变行为。建立其本构方程,绘制能量耗散图以及热加工图,观察基于不同能量耗散因子的微观演变和位错分布特征。结果表明,流变应力随温度的降低、应变速率增加而增大。经计算,喷射成形LSHR合金的变形激活能为1243.83 kJ/mol。当应变为0.5时,在加工图能量耗散因子η=0.36区域中微观组织呈典型的动态再结晶和低位错密度特征。基于微观组织演变和热加工图,喷射成形LSHR合金的最佳热加工参数范围为热加工温度1110~1150℃、应变速率0.01~0.3 s~(-1)。     

Incoloy901合金的热加工图与热变形行为

利用Gleeble-3800热模拟机研究Incoloy901高温合金在变形温度950~1150 ℃,应变速率0.005~1 s^-1,真应变0.6下的热变形行为。结果表明:变形温度大于1000 ℃,应变速率大于0.01 s^-1时,Incoloy901合金真应力-应变曲线呈现动态再结晶特征。根据应力-应变曲线构建Incoloy901合金的本构方程与热加工图,得出形变激活能Q=439.401 kJ/mol,最佳热加工工艺为:变形温度1050~1150 ℃,应变速率0.005~0.1 s^-1,在此工艺范围内合金的高温变形功率耗散系数η较高,可达37%,能获得较好的动态再结晶组织。     

700℃超超临界锅炉用Inconel 740H合金的热塑性

研究了不同温度对Inconel 740H合金热塑性的影响。结果表明:Inconel 740H合金在1050~1200℃范围内具有良好的热塑性,拉伸断口处均有明显颈缩现象,为塑性断裂,断面收缩率均在80%以上,且在1150℃左右达到最大值;随着温度的升高,合金断口韧窝增多,塑性越来越好,当温度超过1150℃后断口韧窝减少,塑性开始缓慢下降;随着变形温度的提高,合金的动态再结晶率增大,在1125~1200℃时,可发生完全动态再结晶,当温度超过1150℃后,细小的再结晶晶粒开始缓慢长大。对于Inconel 740H合金热挤压管,在应变速率为1 s~(-1)时,较合适的热变形温度范围为1125~1175℃。     

温度和应变速率对Zr_(50)Ti_(50)合金在β单相区热变形行为的影响（英文）

在温度为700~850°C和应变速率为0.001~1s~(-1)的条件下,研究了Zr_(50)Ti_(50)合金在β单相区的热变形行为和组织演变。流变曲线呈现典型的流变软化特征。在较高的应变速率下,出现了不连续屈服现象,这一特点在其他传统锆合金中没有发现。计算得到表观变形激活能为103 kJ/mol,并建立了该合金在β单相区的流变应力与应变速率和变形温度之间的本构方程。分析表明该合金的热变形机制主要为动态回复,并且由于较强的动态回复效果而抑制了动态再结晶。随后,通过计算建立了合金的热加工图,并根据热加工图找到了合金在β单相区的最佳热变形加工参数为温度830~850°C,变形速率为0.56~1s~(-1)。     

铸态C-276镍基高温合金的热变形行为及加工图

采用热压缩试验研究了铸态C-276镍基高温合金在950~1250℃和0.01~10 s~(-1)条件下的热变形行为。结果表明:该合金的热变形流变应力随着变形温度的增加及应变速率的降低而减小;当变形条件为1250℃、0.1 s~(-1)时,合金在热压缩过程中发生了动态应变时效。基于流变应力数据建立了合金的热变形本构方程;基于动态材料模型建立了合金在不同应变下的热加工图。通过加工图和微观组织观察优化了合金的热变形参数。合金的表观激活能为497k J/mol铸态C-276合金适宜的热加工区域为1050~1250℃和应变速率0.1~1.0 s~(-1)。     

Fe-14Co-10Ni合金的高温塑性变形及热加工图

利用Gleeble-3500热力模拟试验机,在温度为850～1150℃,应变速率为0.1～10s~(-1)的条件下,对具有高强韧性的Fe-14Co-10Ni基合金(16CoNi)在高温塑性变形过程中的动态再结晶行为及其热加工图进行了研究.试验结果表明,16CoNi合金的具有较高的动态再结晶温度,完全动态再结晶晶粒的平均尺寸随着Zener-Hollomon参数的增加而减小,并得到了动态再结晶晶粒尺寸与Z参数之间的定量关系.基于动态材料模型建立了16CoNi合金的热加工图(Processing Maps),当以0.1s~(-1)的应变速率,在1050℃变形时,合金的能量消耗效率达到最大值34%.