不同形核机制下对动态再结晶过程模拟研究

为了研究形核机制对多晶金属材料热加工过程的影响,通过建立动态再结晶的二维元胞自动机模型,模拟了3种形核机制下动态再结晶组织的演化过程,得到了热加工过程中再结晶平均晶粒尺寸的变化规律及生长动力学特征.模拟结果表明,再结晶平均晶粒尺寸的变化规律由形核机制和生长方式共同决定,但稳态时的平均晶粒尺寸只与总的形核数目有关;生长动力学曲线均呈S形,其变化规律符合JMAK理论;Avrami指数的大小取决于晶核的空间分布.     

Al-Mn-Si-X合金的再结晶行为研究

对Al-Mn-Si-X合金进行不同温度和不同时间的退火,采用金相显微镜（OM）、扫描电子显微（SEM）和电导率仪对不同状态的合金组织进行观察、能谱（EDS）分析和电导率测试,研究Al-Mn-Si-X合金的再结晶行为.结果表明：随着退火温度的升高,再结晶晶粒尺寸越来越小.Al-Mn-Si-X合金的再结晶晶粒大小主要受再结晶形核数量的影响,再结晶后期的晶粒长大现象不明显.Al-Mn-Si-X合金存在着大量细小弥散的AlMnSi/AlMnSiFe析出相,这些析出相强烈抑制了再结晶形核和再结晶后期的晶粒长大.当退火温度低时,形核激活能较大,形核率低,再结晶晶粒粗大;当退火温度高时,形核激活能较小,形核率增加,再结晶晶粒细小.     

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.     

DZ40M合金再结晶形核的唯象行为

以DZ40M合金为研究对象,采用金相组织观察和EBSD晶粒取向分析技术,分析了DZ40M合金的再结晶形核位置与形核后的晶粒取向之间的关系.研究表明:DZ40M合金经压痕变形后,在退火过程中发生的再结晶晶粒主要在初生碳化物周围和枝晶间形核;初生碳化物处形核的再结晶晶粒主要位于〈112〉取向上,而枝晶间形核的再结晶晶粒为〈110〉取向.合金中的二次碳化物M23C6在晶界、亚晶界和位错上析出,能够阻碍再结晶核心的形成.当退火温度低于1423 K时,M23C6的析出数量较多,尺寸小且间距小,可以有效地抑制合金的再结晶形核,降低再结晶形核率.     

15Cr-25Ni-Fe基高温合金的动态再结晶行为及机制

利用Gleeble-1500热/力模拟试验机对15Cr25NiFe基高温合金在950～1 200 ℃和0.001～10.000 s-1条件下进行了热压缩试验,采用热变形激活能模型研究了该合金两个动态再结晶区域的热变形表观激活能,结合再结晶的光学显微组织及透射电子显微组织分析该合金的动态再结晶机制.研究结果表明:应变速率0.010～0.100 s-1,温度1 050～1 200 ℃的动态再结晶区域受动态再结晶的形核过程控制,所得组织为等轴晶粒,尺寸分布较分散,晶界呈自然凹凸状.应变速率2.000～10.000 s-1,温度1 000～1 150 ℃的动态再结晶区域受动态再结晶的长大过程控制,晶粒为尺寸均匀的等轴晶粒,晶界平直,晶内有丰富的亚晶组织.     

变形条件对1235铝合金热变形微观组织的影响

采用Gleeble-1500热模拟实验机研究变形条件对1235铝合金高温变形组织的影响.采用OM、TEM分析合金在不同压缩条件下的组织形貌特征,采用TCI图像分析系统测量热变形微观组织的平均晶粒尺寸.结果表明,在同一应变速率下,随变形温度的升高,其动态软化行为不同,573 K时主要是动态回复;大于623 K时,主要是动态再结晶,在673 K时的动态再结晶晶粒尺寸最小.在低应变速率下,合金的组织均匀、晶粒尺寸小,发生完全动态再结晶;在高应变速率下,合金的组织则呈拉长状,组织不均匀、晶粒尺寸相对较大,发生了局部动态再结晶.随变形量的不断增加,合金的组织由等轴状变为纤维状,大应变量时合金再次进入加工硬化状态.     

基于元胞自动机的30CrMo钢动态再结晶组织演变规律研究

根据30CrMo钢的热模拟实验数据,建立了基于动态再结晶物理机制的位错密度、形核率及晶粒长大模型,并采用元胞自动机(CA)方法模拟了30CrMo钢在不同温度及应变速率下的微观组织演变规律。结果显示,通过CA方法模拟得到30CrMo钢的流变应力曲线及平均晶粒尺寸均与实验值吻合较好,所建模型的有效性和准确性得到验证。当应变速率一定时,变形温度越高越利于动态再结晶的充分进行,稳态下晶粒尺寸相对较大;而当变形温度一定时,高应变速率条件下材料的形核率较大,再结晶晶粒较细小。     

变形温度对动态再结晶行为的影响

用改进的元胞自动机(cellular automata,CA)模型及其参数辨识方法研究变形温度对动态再结晶(dynamic recrystallization,DRX)行为的影响.模型中,以位错密度内变量描述加工硬化、动态回复以及动态再结晶形核和长大等一系列微观组织的演化过程,变形温度通过改变位错密度的累积速率影响DRX形核与长大,形核率与晶粒长大速度都是位错密度的函数,反映了变形储能对DRX行为尤其是形核行为的影响.模拟结果与实验结果吻合良好,表明在不同的变形温度下,改进的CA模型及其参数辨识方法是有效的.     

ASP生产Ti-IF钢在不同退火过程中再结晶组织和织构演变

对ASP生产Ti-IF钢的退火再结晶过程分别进行了罩式退火和连续退火模拟实验,通过金相组织观察和力学性能检测,并结合X射线衍射和电子背散射衍射技术,从不同的实验角度对再结晶组织和织构的形成及演变进行了研究.结果表明,由于罩式退火和连续退火两者的热历史过程不同,其再结晶组织转变温度及晶粒度有所不同,但是再结晶核心的形成位置及演变方式趋于一致,形核方式趋向于择优形核.     

FGH98合金的再结晶行为

利用扫描电镜和透射电镜对热挤压态和退火态FGH98合金的相析出规律及组织特征进行了分析,并对其再结晶机制进行了深入研究.结果表明:热挤压态FGH98合金在空冷过程中已经发生了少量的再结晶现象,随着挤压温度的提高,体系内位错密度下降.退火态FGH98合金中再结晶机制主要与体系内未回溶的一次γ’相有关,在一次γ’相聚集区再结晶主要以依靠亚晶的聚合和亚晶的长大,或两者的混合机制进行形核;随着一次γ’相的减少,合金还可以通过应变诱发晶界迁移、多晶粒交汇区形核、孪晶叠加等多种方式形核.需要指出的是,FGH98合金中未回溶的一次γ’相在退火处理过程中也会通过部分的回复和再结晶发生软化效应.     

变形量对Cu-Ni-Si合金再结晶行为的影响

对经过二级变形时效处理后的Cu-Ni-Si合金进行不同变形量的冷变形后,再进行退火处理,研究了变形量对合金抗软化性、再结晶组织和再结晶动力学行为的影响。研究结果表明:再结晶晶粒在晶界处形成,大的变形量能够提高再结晶的形核速率。经40%变形的合金的软化温度为470℃,再结晶温度在550℃左右;在400℃退火时,合金发生再结晶的激活能为162 kJ/mol。再结晶的激活能随变形量的增加而降低,当变形量由40%增至80%时,再结晶激活能由162 kJ/mol降至140 kJ/mol。     

形变量和冷却速度对低碳微合金管线钢晶粒细化的影响

以管线钢X52为研究对象,在Gleeble1500热模拟机上,主要进行了在奥氏体未再结晶区不同形变量和冷却速度对X52的相变行为及显微组织影响的研究·通过光学显微镜、扫描电镜分析技术可以发现,随形变量和冷却速度的增加,晶粒明显变细·实验结果表明,在奥氏体未再结晶区轧制可以大大地增加铁素体的形核位置,使晶粒细化;同时冷却速度的增大,使铁素体的形核驱动力加大,形核率增加,也使晶粒明显细化·另外,与低碳钢不同的是,在铁素体晶粒边界和铁素体晶粒内部可以观察到有第二相的析出,在奥氏体未再结晶区轧制时,第二相的析出可以抑制再结晶,并且,析出物的存在不仅阻碍位错的运...     

Effect of compression direction on the dynamic recrystallization behavior of continuous columnar-grained CuNi10Fe1Mn alloy

The dynamic recrystallization (DRX) behavior of continuous columnar-grained (CCG) CuNi10Fe1Mn alloy was investigated by hot compression along the solidification direction (SD) and perpendicular to the solidification direction (PD). Specimens were compressed to a true strain of 0.8 at temperatures ranging from 25℃ to 900℃ and strain rates ranging from 0.01 to 10 s-1. The results indicate that DRX nucleation at grain boundaries (GBs) and DRX nucleation at slip bands (SBs) are the two main nucleation modes. For SD specimens, C-shaped bending and zig-zagging of the GBs occurred during hot compression, which made DRX nucleation at the GBs easier than that at the SBs. When lnZ ≤ 37.4 (Z is the Zener–Hollomon parameter), DRX can occur in SD specimens with a critical temperature for the DRX onset of ~650℃ and a thermal activated energy (Q) of 313.5 kJ·mol-1. In contrast, in PD specimens, the GBs remained straight, and DRX nucleation occurred preferentially at the SBs. For PD specimens, the critical temperature is about 700℃, Q is 351.7 kJ·mol-1, and the occurrence condition of DRX is lnZ ≤ 40.1. The zig-zagging of GB morphology can significantly reduce the nucleation energy at the GBs; as a result, DRX nucleation occurs more easily in SD specimens than in PD specimens.     

Inhomogeneous deformation and recrystallization behavior of through-thickness tantalum sheet under one-cycle clock-rolling

Effects of low clock rolling passes on through-thickness deformation and recrystallization behavior of the Ta sheet have been investigated. The clock-rolled samples with one cycle (8 passes) were systematically examined under different thickness layers. X-ray diffraction (XRD) and X-ray diffraction line profile analysis (XLPA) showed that the extremely inhomogeneous texture evolution generated and the bulk stored energy existed in the through-thickness clock-rolled Ta sheet after 8 passes. The electron backscatter diffraction (EBSD) results revealed the misorientation of the grains in the deformed samples, indicating that grain subdivision in the surface and center layer was more serious than that in the quarter layer. High intensities misorientation indicates the presence of microshear bands in the surface and center layer. During annealing, the difference of the stored energy and the fragmentation of deformation microstructure along the thickness led to a heterogeneous driving force for the nucleation of the grains, resulting in subsequent different recrystallization rate in the different regions of the sample.     

Ce元素对Mg-Gd-Y-Nd-Zr合金组织与热变形行为的影响

采用Gleeble-1500D热模拟机,对Mg-5.5Gd-4.5Y- 1Nd-xCe-1Zr(x=0和0.2％,质量分数)合金进行热压缩变形实验(实验温度为375～525℃,应变速率为0.01、0.1和1 s-1,最大变形量为50％),并对合金的塑性变形行为以及变形后的组织进行研究.研究结果表明:合金在变形温度为375℃、应变速率为0.01 s-1条件下开始发生动态再结晶;随着变形温度的升高或应变速率的降低,再结晶体积分数逐渐增加,再结晶晶粒粒径逐渐变大;添加Ce元素可提高再结晶体积分数,减小再结晶晶粒粒径;固溶过程中出现的“椭球状”Mg12Ce粒子对再结晶有粒子激发形核(PSN)作用;这2种合金在375～525℃下的变形表观激活能分别为191和212 kJ/mol.     

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.     

低碳钢过冷奥氏体形变过程组织演变机制

低碳钢过冷奥氏体形变过程将发生形变强化相变及铁素体的动态再结晶,导致晶粒超细化.与未形变的过冷奥氏体等温转变相比,形变极大地促进了奥氏体向铁素体的转变,使铁素体形核率急剧升高,铁素体晶粒尺寸显著降低.形变强化相变是一以形核为主的过程.在形变后期,当形变强化相变铁素体转变基本完成后,将发生铁素体的动态回复和动态再结晶.比较不同应变速率对组织演变影响的结果表明,应变速率较低条件下,易形成铁素体与第2组织层状分布的条带特征;应变速率较高时,组织的条带特征不显著.     

Mg-9Gd-4Y-0.6Mn合金在293～723 K时的变形行为及微观组织演变

研究Mg-9Gd-4Y-0.6Mn 合金在应变速率为0.01 s-1、变形温度为293～723 K时的压缩塑性变形行为, 并在光学显微镜下观察合金在不同变形温度下的表面滑移线及孪生变形形貌与内部微观组织. 研究结果表明： 合金流变应力应变曲线在不同温度呈现出不同的形状, 加工硬化、动态回复和动态再结晶在不同的温度各自起到了重要的作用;在523 K以上时非基面滑移已被激活, 形变孪生在296～723 K范围都存在, 在673 K以上出现动态再结晶;动态再结晶晶粒优先在原始晶界和粗大第二相粒子处形核, 同时在723 K还观察到晶界弓出形核和＂孪生＂动态再结晶现象.