工艺参数对低铝钛GH600合金显微组织及析出相的影响

利用Gleeble3800热模拟实验机,对低铝钛GH600合金进行热压缩实验;利用金相显微镜研究工艺参数对显微组织演变规律的影响;利用透射电镜及能谱观察分析析出相、位错等微观结构。结果表明:提高变形量可以得到细晶组织,改善合金的使用性能,并且在大变形量下,动态再结晶容易进行,软化效果得到提高,在一定程度上改善合金的加工性能。当变形温度升高时,再结晶比例得到很大的提高,合金动态再结晶体积分数增大,位错密度降低,使加工容易进行。但当变形温度过高时,再结晶组织会出现粗化现象。低铝钛GH600合金的优选热加工工艺参数为:温度1 100~1 150℃,变形量60%。在这种工艺条件下,合金中的再结晶程度最高,再结晶晶粒没有出现粗化现象,并且析出相的成分、尺寸也为理想状态。     

应变速率对GH625合金热变形过程组织演变的影响

采用Gleeble-1500热模拟试验机,对GH625合金进行了以不同变形温度、不同应变速率变形到真应变值为0.7的热压缩试验,以研究其热变形过程的动态再结晶组织演变.利用光学显微镜（OP）和透射电镜（TEM）分析了应变速率对GH625合金热变形过程中的组织演变及动态再结晶形核机制的影响.结果表明:应变速率·ε=10.0s^-1时,实际变形温度高于预设温度,产生变形热效应.GH625合金热变形过程的组织演变是一个受应变速率和变形温度控制的过程,在应变速率·ε≤1.0s^-1时,GH625合金动态再结晶晶粒的尺寸及体积分数随着应变速率的升高而降低,动态再结晶形核机制是由晶界弓弯的不连续动态再结晶机制和亚晶旋转的连续动态再结晶机制组成;在应变速率·ε=10.0s^-1时,由于变形热效应使动态再结晶晶粒的尺寸及体积分数迅速升高,动态再结晶机制则是以弓弯机形核的不连续动态再结晶机制为主.     

Cu-Ni-Si-Cr合金动态再结晶行为及组织演变研究

利用Gleeble 1500D热模拟试验机,研究了Cu Ni Si Cr合金在不同应变速率和不同变形温度下流变应力与应变速率、变形温度之间的关系及其组织在热压缩过程中的变化.结果表明,应变速率和变形温度的变化对合金的再结晶影响较大,变形温度越高,合金越容易发生动态再结晶,应变速率越小,合金也越容易发生动态再结晶;在同一应变速率下合金动态再结晶的显微组织受到变形温度的强烈影响;并利用Arrhenius双曲正弦函数求得Cu Ni Si Cr热变形激活能Q为265.9 kJ/mol.     

冶金质量对Al-Mn-Mg合金动态再结晶行为的影响

采用TEM和EDS等技术分析经高效铝熔体处理和均匀化退火后的Al-Mn-Mg合金中夹杂物和第二相形态与组成,并通过动态热模拟试验研究夹杂物和第二相对该铝材热变形过程中动态再结晶行为的影响.结果表明,经高效熔体处理后,该合金中Al2O3夹杂物较细小,经均匀化退火后,铸态条件下骨骼状β-Al6(Mn,Fe)相变成短棒状和球状α-Al(Mn,Fe)Si相,并在晶内析出弥散α-Al(Mn,Fe)Si相;在随后的热变形过程中,细小夹杂物和第二相阻碍位错运动,形成位错缠结,可以积蓄足够能量,促进动态再结晶进行,形成以夹杂物和第二相为核心的低位错密度晶粒.     

共析钢温变形过程的组织球化与超细化

利用热模拟压缩变形、SEM和热磁法实验,研究了共析钢在600~700℃变形过程的组织演变规律,探讨了变形及随后保温过程对珠光体球化、组织超细化和渗碳体溶解、再析出的影响.实验表明:共析钢温变形过程中发生珠光体片层溶断,渗碳体逐渐球化,以及伴随铁素体动态回复再结晶的同时细小弥散渗碳体颗粒在基体析出的过程.提高温度有利于上述复合过程的进行.形变组织经过保温后,亚微米级别的等轴铁素体晶粒和渗碳体颗粒弥散分布的复相组织的均匀性程度有所提高.温变形过程中渗碳体溶解和在铁素体内再析出的事实得到证实.     

挤压态7A85铝合金高温热变形显微组织演变

7A85铝合金密度小、强度高、热加工性能好、焊接性能优良,而且具有较好的耐腐蚀性和较高的韧性,广泛应用于航空和航天中的受力结构件.本文通过挤压态7A85铝合金的单向等温热压缩实验,利用光学显微镜、透射电镜研究了合金在变形温度为300℃,350℃,400℃,450℃,应变速率为0.01s~(-1),0.1s~(-1),1s-1,10s~(-1)时的高温流变行为和显微组织演变.结果表明:变形温度和应变速率对挤压态7A85铝合金热压缩后的组织有重要影响.随着变形温度的升高和应变速率的降低(lnZ减小),组织中亚晶长大,位错密度逐渐降低,析出相数量减少,再结晶晶粒长大,动态软化机制由动态回复转变为动态再结晶;挤压态7A85铝合金热压缩后组织中大量的析出相弥散分布在基体内或沿晶界分布,抑制了动态再结晶的发生.     

镁合金高温流动特性与动态再结晶的关联机制

为了揭示"热变形—位错密度—动态再结晶—流动应力"之间的关联机制,采用元胞自动机方法定量模拟了镁合金AZ31B高温流动应力与动态再结晶微观组织演化行为.以初始微观组织和热力加工参数为输入量,位错密度为关键内变量模拟热变形过程中加工硬化、动态回复、动态再结晶形核和晶粒长大等微观组织演化过程,同时通过位错密度的统计平均值计算了宏观流动应力.结果表明:动态再结晶启动后位错密度分布呈现高度不均匀性,但其统计平均值曲线与流动应力曲线一致,呈现典型的动态再结晶特征;热力加工参数通过改变位错密度累积速度影响动态再结晶形核和长大行为;动态再结晶演化反过来又改变了材料位错密度分布进而影响后续的动态再结晶行为,导致材料流动应力发生变化.     

Cu-Cr-Zr合金热变形行为

在Gleeble-1500D热模拟试验机上,采用高温等温压缩试验,在变形温度650～850℃、应变速率0.001～10 s^-1和总压缩应变量50%的条件下,对Cu-Cr-Zr合金的流变应力行为进行研究.通过应力-应变曲线和显微组织图分析了合金在不同应变速率、不同应变温度下的变化规律.结果表明：应变速率和变形温度对合金再结晶影响较大,变形温度越高,合金越容易发生动态再结晶;应变速率越小,合金也同样容易发生动态再结晶,并且对应的峰值应力也越小.从流变应力、应变速率和温度的相关性,得出了该合金热压缩变形时的热变形激活能Q和流变应力方程.研究分析Cu-Cr-Zr合金的热加工性能,可为生产实践提供理论指导与借鉴.     

铝锂合金2091锻造材料力学性能研究

研究了铝锂合金2091锻造材料的力学性能。结果表明,固溶处理后经5％冷锻变形和170℃、2h 190℃、6h双级时效,可使材料获得较好的强度和塑性;预冷变形使时效过程增强,达到峰值强度的时效时间缩短;在时效时间为12h情况下,K_(IC)值随时效温度的升高而降低。预冷变形促使过渡相S′(Al_2CuMg)沿位错亚结构弥散析出、抑制δ′(Al_3L_3)相粗化和δ′的无析出带(PFZ)变窄,是铝锂合金锻造材料强塑性改善的重要原因。而提高时效温度,加速扩散过程,促进δ′相粗化和PFZ变宽,则是K_(IC)降低的可能原因。     

热变形工艺对Incoloy800H合金微观组织的影响

为提高Incoloy800H合金的质量,在Gleeble-3800热模拟试验机上,采用等温压缩的方法,研究了Incoloy800H合金的热变形行为。试验结果表明,在950～1 200℃,变形量为10%～60%,变形速率为1s-1试验条件范围内,合金具有良好的塑性,变形后试样表面质量良好;试样发生明显动态再结晶,温度越高,变形量越大,再结晶孕育期越短。该合金析出相多为TiC,TiN和Cr的碳化物,呈薄片状、菱形或不规则块状,尺寸大多在2～3μm。固溶处理后,基体析出大量的弥散细小的碳化物,在晶界处为薄片状,为裂纹易于产生与扩展的区域,对组织性能不利。     

Ti-7333合金β锻动态再结晶行为

 利用Gleeble3800热模拟试验机研究了在温度870～970℃和应变速率0.001～10s^-1范围内,近β钛合金Ti-7333 β锻热变形的组织演化规律及动态再结晶行为.实验结果表明,Ti-7333钛合金在温度较高、应变速率较低的情况下变形时,表现出典型的动态再结晶行为,动态再结晶晶粒尺寸和再结晶体积分数均随变形温度升高和变形速率降低而增大,而应变速率对再结晶晶粒尺寸的影响较显著.在变形速率较高(>0.1s^-1)且变形温度较低(<870℃)时,晶粒严重变形拉长,但动态再结晶将很难发生.因子Z决定着动态再结晶晶粒尺寸,二者之间为幂指数关系.通过回归分析方法得出动态再结晶晶粒尺寸的数学表达式为：lnD_r=8.50949-0.31411lnZ.采用该表达式可以对一定变形条件的动态再结晶晶粒尺寸进行精确预测,从而为Ti-7333钛合金热变形条件下的组织控制提供可靠依据.不适当的热变形工艺会造成组织粗大或者不均匀,进而使材料性能恶化.因此,应该从材料组织均匀性和晶粒细化角度选择最佳的热变形参数.     

FGH96合金双道次热变形及其热加工图

采用 Gleeble-1500热模拟试验机对 FGH96合金进行双道次真应变量为0.6+0.6和0.3+0.9的等温间断热压缩试验,研究了变形温度为1050~1125℃、变形速率为0.001~0.1 s -1时合金的热变形行为和组织演变.热变形过程中合金发生了再结晶,第一道次较小的真应变量减轻了合金的开裂.当第一道次真应变量小时,随着温度和变形速率的上升,合金道次间再结晶软化率增加.不同应变量以及不同道次真应变量均对合金热加工图产生明显影响.在相同变形条件下,当能量耗散率随应变量的增加而下降时,合金中组织由细晶向粗晶转变,反之则由粗晶向细晶转变;当能量耗散率不随应变量的变化而变化时,能量耗散率低于20%的合金中出现大量的不完全再结晶组织,能量耗散率高于35%的合金中出现细小完全再结晶组织.     

纯镍与GH3625合金热压缩行为研究及本构解析

利用Gleeble-3500热模拟试验机对铸态纯镍及GH3625合金在变形温度900～1200℃、应变速率0.1～10 s-1、应变量60％条件下,进行了热压缩实验.研究分析了纯镍以及GH3625合金的热塑性变形规律,并构建了本构方程,绘制了2种材料不同变形参数下的热加工图,分析了热加工图稳定与失稳区所对应的组织特征....     

Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金热加工图及其组织演变

采用热模拟试验机对Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金进行等温压缩试验,获得变形温度为750~900℃和应变速率为0.001~1 s 1时的真应力真应变曲线,并运用修正后的试验数据建立真应变为0.7的热加工图。通过显微组织观察,分析合金的变形机理,确定热变形失稳区。研究结果表明:Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe合金加工温度范围较宽,当加工温度低于800℃且变形速率大于0.1 s 1时易发生绝热剪切,造成流变失稳;随着变形温度升高,功率耗散因子η有增大趋势,合金的流动软化机制由动态回复逐渐变为动态再结晶,显微组织也随之细化、均匀。     

Fe--36 Ni因瓦合金的热塑性

采用Gleeble-3800热模拟试验机研究Fe-36Ni合金在900~1200℃的热塑性行为,并用FactSage软件、扫描电镜及透射电镜等研究该合金热塑性的影响因素及作用机理.结果表明：合金中主要形成Al2 O3+Ti3 O5+MnS复合夹杂,夹杂物颗粒尺寸集中分布在0.5μm以下.合金热塑性在900~1050℃受晶界滑移及动态再结晶共同影响.晶界上分布的纳米级别(<200 nm)夹杂物有效钉扎晶界,抑制动态再结晶发生的同时减小晶界结合力.微米级别(>200 nm)夹杂物则促进显微裂纹在晶界滑移过程中的形成和扩展,损害合金热塑性.当温度高于1050℃时,较高的变形温度使再结晶驱动力大于钉扎作用力,合金发生动态再结晶,有效提高热塑性.在1100~1200℃区间内,枝晶间裂纹的形成、晶界滑移的加剧及动态再结晶晶粒尺寸增大都降低合金热塑性.     

GH4169合金管材正挤压工艺优化的数值模拟

结合GH4169在不同温度、应变速率下的真应力-应变曲线,应用Msc.Superform有限元软件对GH4169合金管材正挤压进行了数值模拟,系统分析讨论不同挤压参数对挤压过程的影响.结果表明:GH4169合金管材可以通过热正挤压成形,当挤压速度为100 mm.s-1和300 mm.s-1,模角为20～30°,坯料预热温度为1040～1 050℃时,以及在良好的润滑条件下可以获得优化可控的挤压工艺.     

800H合金热变形行为研究

通过高温单道次压缩实验,研究800H合金在变形温度850～1 050℃和应变速率0.01～10 s-1条件下的热变形行为和微观组织变化.根据单道次压缩实验数据,绘制了不同变形条件下的800H合金真应力-真应变曲线,通过非线性回归建立了流变应力数学模型;通过线性回归建立了不同温度区间内热变形本构方程.分析了热变形条件对合金微观组织的影响,结果表明:动态再结晶更有可能发生在低应变速率和高变形温度的变形条件下;当变形温度低于950℃时,沿晶界析出的Cr23C6粒子对动态再结晶的发生有一定的抑制作用.     

Recrystallization behavior of Ti40 burn-resistant titanium alloy during hot working process

The recrystallization behavior of deformed Ti40 alloy during a heat-treatment process was studied using electron backscatter diffraction and optical microscopy. The results show that the microstructural evolution of Ti40 alloy is controlled by the growth behavior of grain-boundary small grains during the heating process. These small grains at the grain boundaries mostly originate during the forging process because of the alloy’s inhomogeneous deformation. During forging, the deformation first occurs in the grain-boundary region. New small recrystallized grains are separated from the parent grains when the orientation between deformation zones and parent grains exceeds a certain threshold. During the heating process, the growth of these small recrystallized grains results in a uniform grain size and a decrease in the average grain size. The special recrystallization behavior of Ti40 alloy is mainly a consequence of the alloy’s high β-stabilized elemental content and high solution strength of the β-grains, which partially explains the poor hot working ability of Ti–V–Cr-type burn-resistant titanium alloys. Notably, this study on Ti40 burn-resistant titanium alloy yields important information related to the optimization of the microstructures and mechanical properties.     

工业纯钛TA2热变形过程的流变行为本构方程

利用Gleeble-3800热模拟实验机研究了工业纯钛TA2的热变形行为.变形温度为750～1000℃,步长50℃,应变速率分别为0.01、0.1、1和10 s-1.实验结果表明,TA2在热压缩变形过程中发生了加工硬化以及动态回复、动态再结晶.随着变形温度的降低和应变速率的增加,流变应力逐渐增加.为了准确预测TA2的高温流变行为,基于实验数据和双曲正弦Arrhe-nius模型构建了考虑应变影响的本构方程,本构方程中材料常数α、n、Q、lnA与应变之间存在6阶多项式关系.本文所提出考虑应变影响的本构方程可以用于研究工业纯钛TA2的高温流变行为.     

Hot deformation mechanism and microstructure evolution of an ultra-high nitrogen austenitic steel containing Nb and V

The flow curves of an ultra-high nitrogen austenitic steel containing niobium (Nb) and vanadium (V) were obtained by hot compression deformation at temperatures ranging from 1000℃ to 1200℃ and strain rates ranging from 0.001 s-1 to 10 s-1. The mechanical behavior during hot deformation was discussed on the basis of flow curves and hot processing maps. The microstructures were analyzed via scanning electron microscopy and electron backscatter diffraction. The relationship between deformation conditions and grain size after dynamic recrystallization was obtained. The results show that the flow stress and peak strain both increase with decreasing temperature and increasing strain rate. The hot deformation activation energy is approximately 631 kJ/mol, and a hot deformation equation is proposed. (Nb,V)N precipitates with either round, square, or irregular shapes are observed at the grain boundaries and in the matrix after deformation. According to the discussion, the hot working should be processed in the temperature range of 1050℃ to 1150℃ and in the strain rate range of 0.01 to 1 s-1.