铸态TC21钛合金高温变形行为研究

以铸态TC21钛合金为研究对象,在Gleeble3500热模拟试验机上对TC21钛合金在开坯温度1000～1150℃、应变速率0.01～10 s-1的高温变形行为进行了研究.结果表明,铸态TC21钛合金流动应力随应变速率的提高和温度的降低而升高,具有温度和应变速率敏感性;β区变形激活能为196.277 kJ/mol,变形机制以动态回复为主;低应变速率下(ε≤0.1 s-1),流变曲线呈稳态流动特征,拉长的β晶粒晶界呈锯齿状,晶界处发生连续再结晶;高应变速率下(ε≥1 s-1),拉长的β晶粒晶界平直,为典型动态同复;高应变速率且温度相对较低(ε=10 s-1,T≤1150℃)时,流变曲线呈流动软化特征,原因是局部温升效应及局部塑性流动.     

TC18钛合金高温变形行为与加工图

采用Gleeble1500热模拟机进行了热压缩试验,研究了TC18钛合金在温度700～950℃,应变速率0.001～10s-1条件下的高温压缩变形行为,并根据应力-应变曲线建立了合金的加工图.研究结果表明:合金在两相区温度变形,应力-应变曲线呈现流变软化特征;而在单相温度区和高应变速率下,合金表现出间断的屈服现象.合金适宜的加工条件为T=700～850℃,(ε)=0.01～0.001s-1与T=850～900℃,(ε)=1～10s-1.合金热加工失稳区为T=700～750℃,应变速率为0.1～10s-1区域.     

TiC颗粒增强钛基复合材料的热变形行为研究

在Gleeble-1500热模拟试验机上进行热压缩试验,研究了变形温度为900～1150 ℃,应变速率为0.001～10 s-1的TiC颗粒增强钛基复合材料的热变形行为.根据所得应力应变曲线分析了该合金的热变形特征,计算了α+β区域的平均变形激活能为799 kJ/mol,β区域平均变形激活能为105 kJ/mol.并根据动力学模型建立了加工图,分析了加工图中的高功率耗散区和流变失稳区,确定了不同区域的变形机制.观察了变形后的显微组织.结果表明:在温度范围为900～980 ℃,应变速率范围为0.001～0.1 s-1的低应变速率区域发生了超塑性和动态再结晶;在温度范围为1000～1100 ℃,应变速率范围为0.1～10 s-1的高应变速率区域变形机制主要是由亚晶界迁移扩散控制的动态再结晶.两个流变失稳区分别发生在温度为900～950℃,应变速率为0.1～10 s-1的区域和温度为1080～1130 ℃,应变速率为0.001～0.01 s-1区域.     

热变形参数对新型Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金微观组织的影响

采用Gleeble-1500D热力模拟试验机进行新型Al-Zn-Mg-Cu高强铝合金的热压缩实验,变形程度为10%～80%,变形温度为300℃～450℃,应变速率为0.001s-1～10s-1。利用光学显微镜(OM)和透射显微镜(TEM)观察合金在不同压缩条件下的组织形貌特征,分析了热变形参数对微观组织的影响。研究结果表明,试验温度范围内,变形程度达到50%以上时,试样呈锻态变形组织,且变形程度的增大,有利于动态再结晶的进行;随着变形温度的升高和应变速率的减小,位错密度减小,亚晶粒尺寸增大。新型Al-Zn-Mg-Cu合金热压缩变形过程中主要的软化机制为动态回复和动态再结晶,当应变速率为0.01s-1、变形温度为300℃～400℃时,主要发生动态回复;当变形温度为450℃、应变速率在0.001s-1～10s-1范围内时,其变形以动态再结晶为主。     

Ti60合金热变形过程中的软化机制

采用Thermecmaster-Z型热加工模拟试验机对Ti60合金进行等温恒应变速率压缩实验,通过分析流动应力-应变曲线的流动特征,计算加工硬化率,观察变形微观组织,并结合变形激活能的计算,研究该合金在变形温度为850～950℃、应变速率为0.001～10 s~(-1)、真应变为0.51热变形条件下的软化机制。结果表明:Ti60合金在低应变速率(0.001～0.1s~(-1))和高应变速率(1～10s~(-1))区间流动应力-应变曲线分别呈现流动稳态型和流动软化型两种;加工硬化率曲线呈现无拐点特征;变形微观组织为动态回复组织,未出现动态再结晶现象;变形激活能在低应变速率区间和高应变速率区间分别为484.35 kJ/mol和500.76 kJ/mol,两者相差不大。综合这些结果可以判定,Ti60合金的软化机制以动态回复为主。     

AZ80合金高温变形行为及加工图

为实现AZ80合金塑性成形的数值模拟和制定其合理的热加工工艺,利用热模拟机对AZ80合金进行不同变形温度和应变速率的高温压缩变形行为研究.结果表明:AZ80合金的高温流动应力-应变曲线主要以动态回复和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;在真应力-应变曲线基础上,建立的AZ80合金高温变形的本构模型较好地表征其高温流变特性,模型计算精度高;同时,利用建立的AZ80合金的DMM加工图分析其变形机制和失稳机制,从提高零件力学性能角度考虑,可以优先选择变形温度为300～350 ℃、应变速率为0.001～0.01 s-1的工艺参数.     

Mg-10Gd-4.8Y-2Zn-0.6Zr合金本构方程模型及加工图

采用Gleeble-1500热模拟实验机在温度为623～773K,应变速率为0.001～1s-1条件下对Mg-10Gd-4.8Y-2Zn-0.6Zr(wt%)合金进行热压缩实验,研究了该合金热变形行为及热加工特征,建立了该合金热变形时的本构方程和加工图.结果表明,该合金高温变形时的峰值应力随着应变速率的降低和变形温度的升高而显著减小;变形激活能为289.36kJ/mol;合金高温变形时存在两个失稳区,分别是变形温度为770～773K,应变速率为0.1s-1左右的区域,和变形温度小于750K,应变速率小于0.03s-1的区域;合金的最佳热加工温度为750～773K,应变速率为0.001～0.01s-1.     

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。     

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。     

镁合金Mg-Zn-Y-Zr的高温变形及本构方程

采用Gleeble-1500热模拟试验机对铸态镁合金Mg-Zn-Y-Zr在变形温度为250～450℃,应变速率为0.001～1s-1条件下的高温压缩变形行为进行研究,利用双曲正弦关系描述了该合金的本构方程。结果表明,Mg-Zn-Y-Zr合金的高温流动应力-应变曲线主要以动态回复和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;在真实应力-应变曲线基础上,建立的Mg-Zn-Y-Zr合金高温变形的本构模型较好地表征了其高温流变特性。     

Al-Zn-Mg-Cu合金热压缩流变应力行为及组织演变

采用Gleeble-1500D热力模拟试验机进行了Al-Zn-Mg-Cu合金的等温压缩实验,变形温度为250～450℃,应变速率为0.001～0.1 s-1,变形量为10%～50%,获得了热压缩变形的真应力-真应变曲线.应力-应变曲线基本呈现回复型曲线特征,计算得出其应力指数为4.60,热变形激活能为186.70 kJ·mol-1;综合分析了变形温度、应变速率和变形量对组织演变的影响规律,确定了Al-Zn-Mg-Cu合金的锻造工艺参数为:锻造温度区间420350℃,应变速率0.01～0.1 s-1,变形量>30%.     

铸态阻燃钛合金的热加工图与变形机制研究

在热模拟试验机上对铸态组织的阻燃钛合金（Ti-35V-15Cr-Si-C）进行了等温恒应变速率热压缩试验,温度范围为900~1200 ℃,应变速率范围为10-3~1 s-1,测试了其真应力-真应变曲线并对曲线上的应力σ突降进行了解释。基于动态材料模型建立了合金的热加工图,结合微观组织观察,确定了3个不同区域的高温变形机制：温度900~1030 ℃、应变速率小于0.1 s-1时,变形机制为动态回复和连续动态再结晶;温度大于1030 ℃、应变速率小于0.1 s-1时,功率耗散效率η出现峰值,除了动态回复和连续动态再结晶,还出现碳化物溶解现象;高应变速率（大致在0.01~1 s-1之间）区,是合金的变形失稳区域,较低温度时失稳机制为局部流动,高温失稳与碳化物溶解有关,=1 s-1时组织演变特征是项链状动态再结晶     

变形态Ti40合金高温变形行为

在GLEEBLE热模拟试验机上对变形态Ti40合金进行热压缩实验,采用基于Prasad准则的加工图技术,研究变形态Ti40合金在变形温度950℃～1100℃、应变速率0.001s-1～1.0s-1范围内的微观变形机制和流变失稳现象,并优化该合金的高温变形参数。结果表明,失稳区出现在低温、高应变速率区,当变形温度为950℃～1010℃、应变速率0.13s-1～1.0s-1时,失稳区会出现局部流动,在实际热加工时应尽量避开这一参数范围;变形温度950℃～1100℃、应变速率0.001s-1～0.01s-1为较佳的变形参数范围,其变形机制以动态再结晶为主,伴随动态回复,最佳的变形参数位于温度1050℃、应变速率0.001s-1附近,该区域发生了完全动态再结晶;除失稳区和较佳变形区以外的区域,变形机制以动态回复为主,伴随动态再结晶,是可加工的区域。     

应变速率对TC11钛合金α＋β相区变形行为的影响

利用热模拟实验机,在α+β两相区变形温度780～990℃和应变速率0.001～70 s-1对TC11钛合金进行等温、恒应变速率压缩实验,获得流动应力变化规律,并分析了应变速率对微观组织的影响.结果表明:变形温度较低、应变速率较高时,变形呈流变软化特征;变形温度较高、应变速率较低时,变形呈稳态流动特征.通过对不同应变速率下TC11钛合金的微观组织观察可知,当变形温度为780～870℃、应变速率为10～70 s-1时,易发生绝热剪切或局部流动等失稳现象.当变形温度为870～960℃、应变速率为0.001 S-1时,变形机制为超塑性.当变形温度为990℃、应变速率为0.001 s-1时,变形机制为大品粒超塑性.     

Al-6.1Zn-2.8Mg-1.9Cu-0.25Cr合金的热压缩变形行为

在Gleeble-1500热模拟试验机上对Al-6.1Zn-2.8Mg-1.9Cu-0.25Cr铝合金进行高温等温压缩实验,研究该合金在变形温度为300 ～ 500℃、应变速率为0.01～1 s-1条件下的流变行为,建立合金高温变形的本构方程,采用TEM分析变形过程中合金的组织特征.结果表明:合金变形抗力随变形温度的升高而下降,随应变速率升高而增大.在360 ～400℃范围内变形时,合金组织仅发生动态回复,当变形温度高于400℃以后,合金热变形以动态再结晶为主.应变速率在0.01～1 s-1范围内,不影响合金的变形软化机制,但对合金亚结构的影响较大,随应变速率的增加,位错密度增加,亚晶尺寸减少.此合金适宜的变形条件为变形温度380 ～400℃、应变速率0.1 s-1.     

Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金的热变形行为及加工图

在Gleeble-1500热模拟试验机上对Al-5.5Zn-1.5Mg-0.2Sc-0.1Zr铝合金进行高温等温压缩实验,研究该合金在变形温度为300～500℃、应变速率为0.01～10s-1条件下的流变行为,建立合金高温变形的本构方程和加工图,采用电子背散射衍射(EBSD)分析变形过程中合金的组织特征.结果表明流变应力随变形温度的升高而降低;当应变速率ε=10s-1,变形温度为300～500℃时,合金发生了动态再结晶.Al-5.5Zn-1.5Mg-0.2Sc-0.1Zr合金的高温流变行为可用Zener-Hollomon参数描述.在热变形过程中,随着真应变增加,合金的变形失稳区域增大.该合金适宜的变形条件如下变形温度300～360℃、应变速率0.01～0.32s-1,或变形温度380～500℃、应变速率0.56～10s-1.     

Ti26钛合金热压缩变形行为

在Gleeble1500热模拟试验机上对Ti26(Ti-V-Al-Cr-Sn-Nb-Zr系)钛合金进行了恒应变速率压缩变形试验,在温度范围为900～1150℃,应变速率范围为ε=10-3～10s-1,测试了其真应力-应变曲线。β区热压缩、变形的主要软化机制是动态回复,ε≥1s-1时,变形的过程中有动态再结晶现象发生;ε≤10-1s-1时,变形的主要软化机制是动态回复。结合Arrhenius方程并引用Zener-Hollomon参数建立了表征各参数关系的本构方程,求出了Ti26合金的变形激活能。     

Ti3Al基合金的热变形行为及加工图

采用THERMECMASTER-Z热模拟试验机对Ti3Al基合金进行等温恒应变速率压缩试验,基于动态材料模型的加工图技术研究该合金在950~1350 ℃和0.001~10 s-1范围内的高温变形特性,并优化出其适宜的高温变形参数范围。结果表明,在应变速率较高(≥0.05 s-1)时,变形多处于失稳区域。在变形温度为950~1100 ℃,应变速率为0.05~10 s-1区域,发生了绝热剪切和局部流动现象;在变形温度为1100~1350 ℃,应变速率为0.1~10 s-1区域发生了β组织的不均匀变形。在变形温度为1250~1350 ℃,应变速率低于0.01 s-1时,变形组织粗大,其变形机制为动态回复。在变形温度为1100~1180 ℃,应变速率为0.001~0.015 s-1时,功率耗散效率多大于0.55,变形组织中出现了亚晶;在温度为970~1010 ℃,应变速率为0.001~0.01 s-1时,功率耗散系数大于0.5,其变形机制可能为超塑性成形,这2个区域为Ti3Al基合金适宜的热变形工艺参数范围     

W-50%Cu复合材料的高温变形行为及加工图

利用Gleeble-1500热力模拟试验机,在温度为650～950℃、应变速率为0.01～5 s-1、总应变量0.7的条件下,对W-50%Cu复合材料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和分析。试验结果表明：W-50%Cu复合材料高温流动应力-应变曲线主要以动态回复和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;在真应力-应变曲线基础上,建立的W-50%Cu复合材料高温变形本构模型较好地表征了其高温流变特性;同时,利用W-50%Cu复合材料DMM加工图分析了其变形机制和失稳机制,可确定其热加工工艺优先选择变形温度650～700℃、应变速率1～5 s-1或变形温度850～950℃、应变速率0.01～0.1 s-1。     

10％Mo/Cu-Al2O3复合材料的高温塑性变形行为

利用Gleeble-1500热力模拟试验机,在温度为350 ～ 750℃、应变速率为0.01 ～5 s-1、总应变量0.7的条件下,对10％Mo/Cu-Al2O3复合材料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研究和分析.试验结果表明:10％ Mo/Cu-Al2O3复合材料高温流动应力-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;同时,利用动态材料模型(DMM)加工图分析了10％Mo/Cu-Al2O3复合材料变形机制和失稳机制,并最终确定了热加工工艺参数选取范围:变形温度600 ～750℃、应变速率0.01 ～0.1 s-1.