变形工艺对FGH96合金晶粒异常长大的影响

基于FGH96合金双锥体试样及圆柱试样等温压缩变形实验,研究了变形温度、应变速率及应变对晶粒异常长大的影响规律,并对双锥体试样的等温压缩进行了数值模拟计算。结果表明:通过双锥体试样等温压缩,总结出FGH96合金在变形温度960~1060℃,应变速率0.0032~0.032s-1范围内,异常晶粒长大的敏感工艺参数组合。当变形温度1040℃,压头速率0.1mm/s时,在应变0.03~0.2范围内,FGH96合金晶粒组织均匀,无异常晶粒组织出现。建立了FGH96合金的有限元模型,模拟了双锥体试样的等温压缩,得到了与试样截面晶粒分布特征相对应的应变分布。     

TA32高温钛合金超塑性能研究

采用恒应变速率法对TA32高温钛合金板材进行超塑拉伸,研究了温度920～980℃和应变速率5×10^-5～1×10^-3 s^-1条件下材料的超塑变形行为,并分析了锥形件胀形过程的变形特征和微观组织演变规律。结果表明,TA32合金具有良好的超塑性变形能力,温度920℃、应变速率1×10^-3 s^-1时最大延伸率达到864%。温度为940℃和960℃时,受平面应力变形的锥形件高度较高,分别为90 mm和92 mm;经过不同变形量的变形后微观组织变化并不显著。     

热变形条件对含银Al-Cu-Mg耐热铝合金流变应力和组织的影响

采用热模拟试验对一种含银Al-Cu-Mg耐热铝合金进行热压缩试验,研究了合金在热压缩变形温度和应变速率分别为340～500℃,0.001～10s-1的条件下的流变应力行为和变形组织.结果表明:合金的流变应力随应变速率的增大而增大,随变形温度的升高而减小.该合金热压缩变形的流变应力行为可用双曲正弦形式的本构方程来描述,也可用Zener-Hollomon参数来描述,其变形激活能为196.27kJ/mol.在较低的变形温度或较高的应变速率下,合金组织中主要存在沿垂直于压缩方向拉长了的晶粒.随着变形温度的升高或应变速率的降低,拉长的晶粒发生粗化,并且合金中出现了再结晶晶粒,说明合金中的主要软化机制逐步由动态回复转变为动态再结晶.该合金较适宜的热轧温度为380～460℃,应变速率为0.1～10s-1.     

变形参数对挤压成型镍基粉末高温合金 固溶热处理晶粒组织的影响

进行双锥体试样热模拟压缩实验,研究变形温度、应变速率及应变状态对一种挤压成型镍基粉末高温合金固溶热处理晶粒组织的影响,获得在变形温度1060～1120℃,应变速率0.003～0.3 s–1范围内,变形温度、应变速率与热处理晶粒组织的对应关系。结果表明:在相同应变量下,温度一定,应变速率越大,流变应力越大;应变速率一定,温度越高,流变应力越小;在相同应变速率下,较低变形温度的试样晶粒组织出现不均匀的现象;在相同的变形温度下,三种应变速率下的试样平均晶粒尺寸为18～20μm,但较大应变速率的试样明显出现不均匀晶粒组织。为获得均匀的晶粒组织,更适合的热变形参数为:变形温度1120℃,应变速率0.003 s–1。在相同的变形温度和应变速率下,随局部应变的减小,平均晶粒尺寸呈逐渐增大的趋势。     

Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金绝热剪切和局部流动行为

在THERMECMASTOR-Z型热模拟机上对Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金在变形温度780～1 080 ℃,应变速率0.001～70.000 s^-1条件下的流动应力变化规律进行了研究,分析了变形工艺参数对Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金绝热剪切和局部流动行为的影响,并采用基于动态材料模型的功率耗散图分析了Ti-6.5Al-3.5Mo-1.5Zr-0.3Si合金易发生绝热剪切和局部流动的热力参数范围。结果表明:在所研究的热变形条件下,当温度较高、应变速率较低时,变形呈稳态流动特征,当温度较低、应变速率较高时,变形呈流动软化特征。通过功率耗散图分析及微观组织观察可知,在α+β两相区变形,应变速率高于0.100 s^-1时,功率耗散系数多数小于0.16,变形多处于流变失稳区域,其变形机制主要为绝热剪切和局部流动。     

B93铝合金热加工特性模拟研究

在Gleeble1500热模拟机上采用轴对称等温压缩实验,研究了B93铝合金在热加工中变形温度和应变速率对合金组织的影响,基于动态模型计算出B93铝合金加工图,分析合金热加工的流变失稳区并确定了合金热加工的最佳工艺参数。结果表明:变形速率和变形温度对B93铝合金的微观组织有影响;合金的峰值应力随变形温度的升高而降低,随变形速率的提高而增大;B93铝合金最佳的热加工制度为:变形温度420℃左右,应变速率0.001 s-1。     

7150铝合金热变形行为及微观组织

采用Gleeble热模拟机进行热压缩实验,研究7150铝合金在变形温度为300~450℃、应变速率为0.01~10s-1条件下的变形行为,采用Zener-Hollomon参数法构建合金高温塑性变形本构方程,并对变形后的微观组织进行分析。研究表明:7150铝合金的流变应力随应变速率增大而增大,随变形温度增大而降低。该合金热压缩变形的流变应力行为可用双曲正弦形式的本构方程描述,其参数A为4.161×1014s-1,α为0.01956 MPa-1,n为5.14336,热变形激活能Q为229.7531k J/mol。随着温度升高和应变速率降低,动态再结晶逐渐取代动态回复成为合金的主要软化机制。     

TC6钛合金超塑性变形

对TC6钛合金在800~900℃温度区间内,分别进行应变速率为0.0001~0.1 s-1的恒应变速率法拉伸实验和最大m值法超塑性拉伸实验,获得拉伸过程应力-应变曲线,并采用金相显微镜对拉伸后断口附近显微组织进行分析。结果表明：TC6合金表现出良好的超塑性性能,随着应变速率或温度的升高,伸长率先增大后减小,恒应变速率拉伸时,在温度850℃、应变速率0.001 s-1条件下伸长率可达到993%;在同一变形温度下最大m值法拉伸能获得比恒应变速率法更好的超塑性,850℃时伸长率达到1353%;TC6合金在超塑性变形过程中发生了明显的动态再结晶,并随着应变速率和温度的升高动态再结晶行为增强。     

TC11合金高温变形行为及其机理

采用Gleeble-1500热模拟机研究了TC11合金在800～1 050℃、应变速率0.005～5/s条件下的高温变形行为.根据动力学分析,确定了不同温度区间的热激活能和热变形方程.结合变形微观组织观察确定了TC11合金的高温变形机制.结果显示:TC11合金在(α β)两相区和β相区的热变形激活能分别为285.38和141.98 kJ/mol,表明不同温度区间的热变形机理不同;在两相区变形主要发生片状组织的球化,在β相区变形时低应变速率下(0.005～0.05/s)主要发生β相的动态再结晶,高应变速率下(0.05～5/s)主要发生动态回复.研究结果为确定该合金的最佳变形工艺参数提供了理论依据.     

氩气雾化FGH95合金的热模拟实验

采用Gleeble-1500D热模拟试验机进行氩气雾化FGH95合金的热压缩实验,在不同的温度和应变速率下,获得FGH95合金的变形应力应变曲线,根据变形数据,建立FGH95合金的变形本构方程,并基于动态材料模型,绘制合金的热加工图。计算得到氩气雾化FGH95合金的变形激活能Q=695.78 kJ/mol,通过建立的本构方程计算得出的峰值应力与实验值符合较好,平均误差范围约6%;根据热加工图,确定FGH95合金安全的热加工区域如下：1070~1100℃,0.01~0.001 s-1,当温度增加到1100℃以上后,应变速率可以增大到0.5 s-1。     

热轧AZ31镁合金温变形中的微观组织演变

在50~250℃的温度范围和1.4×10^-3~1.4×10^-1s^-1的应变速率范围内通过单向拉伸试验检验了热轧AZ31镁合金的温变形性能。通过光学显微镜和透射电镜观察了温变形中的微观组织演变。结果表明:在温变形的初始阶段,孪生为主要的变形机理和硬化机制。由孪生变形积聚的畸变能和非基滑移的启动导致了动态再结晶的形核与长大。应变速率的提高对动态再结晶的抑制是造成AZ31镁合金温变形中应变速率敏感性的原因。     

TC6钛合金的超塑性变形研究

 通过高温拉伸力学实验研究了T C6 钛合金在高温下的流动特性, 并利用扫描电镜观察了拉伸断口形貌, 分析了该合金的拉伸断裂机制。实验结果表明: ① 变形温度的升高和应变速率的降低, 有利于提高TC6钛合金的塑性变形能力; ②TC6 钛合金的最佳超塑性变形工艺参数为950 ℃, 0. 001s^{- 1}, 最大延伸率为267%;③T C6 钛合金在拉伸断裂时以韧性断裂为主, 但在不同的变形温度和变形速率下伴随着不同程度的脆性断裂;④拉伸断裂从夹杂物或第二相粒子开始, 且随着变形温度的升高和应变速率的降低, 解理断口的比例减小, 韧性断裂特征变得明显。     

Ti-6Al-2Zr-1M0-1V合金的热变形行为

在Gleeble-1500热模拟机上对Ti-6A1-2Zr-1Mo-1V钛合金铸态材料进行了恒温和恒应变速率下的热压缩变形实验，温度范围是700～1000℃，应变速率范围是5×10     

置氢处理对TC4钛合金流变行为的影响

应用材料试验机及霍普金森压杆装置(SHPB)对切削用置氢TC4钛合金进行了静态和动态压缩实验,获得了不同温度和应变率下的应力-应变曲线。实验中应变率范围为0.001～15000s-1,温度范围为293～973K。分析比较了合金流变应力对温度及应变率的敏感性。结果表明,置氢TC4钛合金具有较强的热软化效应,而应变率强化效应则相对较弱。随氢含量的增加,流变应力呈现先减小后增大的规律,氢含量0.3%时,最大降幅达25%。根据流变应力的变化规律及相关切削理论,对实验中切削力及切削温度的变化情况进行了分析。最后基于Johnson-Cook本构模型,拟合了模型中的参数,其预测值与实验结果吻合较好。     

原位合成TiB_2/6351复合材料热压缩变形特性

采用Gleeble-1500D热模拟试验机对原位合成TiB2(质量分数,8%)/6351复合材料在不同变形温度和不同应变速率条件下的热变形特性进行了研究,利用透射电镜(TEM)和光学显微镜分析了压缩后试样的微观组织.结果表明, 材料的流变应力随变形温度的升高而降低,随应变速率的提高而增大;材料的流变行为主要表现为加工硬化、动态回复和动态再结晶;相应的显微组织特征为:位错网络、混乱的位错团和胞状结构,亚晶及等轴晶.在应变速率和变形温度均较低时,增强体颗粒周围的基体中形成高密度位错区,但随变形温度的升高而减少;在应变速率较高时,增强体颗粒和基体的界面处开裂甚至增强体颗粒本身发生破碎.     

SiC_P/Al-Cu复合材料动态再结晶行为及临界条件

利用Gleeble-1500D热模拟试验机对40%SiC_P/Al-Cu复合材料进行压缩实验,研究其在温度为350~500℃、应变速率为0.01~10 s~(-1)条件下的高温塑性变形行为。由实验得出变形过程中的应力-应变曲线,采用加工硬化率处理方法对应力-应变数据进行处理,结合lnθ-ε曲线的拐点和(-α(lnθ)/αε)-ε曲线最小值的判据,研究该复合材料动态再结晶临界条件。结果表明:40%SiC_P/Al-Cu复合材料的应力-应变曲线主要以动态再结晶软化机制为特征,峰值应力(σ_p)随变形温度的降低或应变速率的升高而增加;该材料的lnθ-ε曲线出现拐点,(-α(lnθ)/αε)-ε曲线出现最小值;临界应变(ε_c)随变形温度的升高与应变速率的降低而减小,且临界应变与峰值应变(εp)之间具有相关性,即ε_c=0.528εp;临界应变与Zener-Hollomon参数(Z)之间的函数关系为ε_c=4.58×10~(-3)Z~(0.09)。透射电镜观察显示应变为0.06时(变形温度为400℃,应变速率为10 s~(-1))已经发生动态再结晶,应变为0.2时,动态再结晶晶粒充分长大。     

Constitutive behavior and microstructural evolution in hot deformed 2297 Al-Li alloy

The microstructural evolution mechanism and constitutive behavior of 2297 Al-Li alloy were studied via thermal compression test with the constant strain rates of 0.001–1 s⁻¹ and the deformation temperatures ranging from 623 to 773 K. To verify the predictable ability of diverse constitutive models under different stress states, the hot compression experiments with stress triaxiality varying from −0.33 to 0.46 were conducted. The microstructures of the deformed specimens under diverse deformation conditions are probed to reveal the mechanism of hot deformation behavior. The experimental results indicate that the work-hardening and dynamic softening are competitive during the hot compression process, and the dynamic softening is more obvious under low deformation temperature and high strain rate. The microstructural analysis manifests that the dynamic recovery gets predominant at high deformation temperature to produce fine grains. Meanwhile, the dynamic recrystallization becomes more dominant as the strain rate decreases, which is sensitive to the stress triaxiality. In addition, both the modified Johnson-Cook model and strain-compensated Arrhenius-type function are suitable for describing the flow behavior of 2297 alloy, while the latter reveals a more accurate prediction. However, the predictability of the two kinds of models is worsened with the transformation of stress triaxiality, and the validity of the Arrhenius-type model is restricted by high stress triaxiality.     

快速凝固/粉末冶金工艺Al-Fe-Mo-Si基复合阻尼材料阻尼性能与机制

通过对材料动态力学性能的测试,研究了采用快速凝固/粉末冶金工艺制备的Al-Fe-Mo-Si基复合阻尼材料Al-Fe-Mo-Si/Zn-Al和Al-Fe-Mo-Si/Al/Zn Al的阻尼性能,并对其阻尼机制进行了讨论。结果表明:在20～250℃的温度范围内,两种材料的阻尼性能(Q-1)处于(0.5～3.1)×10-2之间,复合有较多Zn Al且挤压比较大的Al Fe Mo-Si/Zn-Al的阻尼性能要优于Al-Fe-Mo-Si/Al/Zn-Al。低温时由大挤压变形引入的高密度位错阻尼在材料内耗机制中占据主导地位,而在高温区界面阻尼的影响逐渐增加,同时由于热激活作用,位错阻尼随着温度的升高表现出不同的作用机制,二者共同决定着材料的内耗特性。     

Dynamic tensile behavior of AZ31B magnesium alloy at ultra-high strain rates

The samples having {0001} parallel to extruding direction(ED) present a typical true stress–true strain curve with concave-down shape under tension at low strain rate. Ultra-rapid tensile tests were conducted at room temperature on a textured AZ31 B magnesium alloy. The dynamic tensile behavior was investigated. The results show that at ultra-high strain rates of 1.93 · 102 s 1and 1.70 · 103 s 1, the alloy behaves with a linear stress–strain response in most strain range and exhibits a brittle fracture. In this case, {10-12} 10-11 extension twinning is basic deformation mode. The brittleness is due to the macroscopic viscosity at ultra-high strain rate, for which the external critical shear stress rapidly gets high to result in a cleavage fracture before large amounts of dislocations are activated. Because {10-12} tension twinning, {10-11} compressive twinning,basal a slip, prismatic a slip and pyramidal c + a slip have different critical shear stresses(CRSS), their contributions to the degree of deformation are very differential. In addition,Schmid factor plays an important role in the activity of various deformation modes and it is the key factor for the samples with different strain rates exhibit various mechanical behavior under dynamic tensile loading.