难变形高温合金GH4720Li的超塑性变形行为

利用等温热压缩模拟试验机,对难变形高温合金GH4720Li初始均匀细晶合金不同温度及应变速率下的变形行为研究,计算了判定合金超塑性变形范围的应变速率敏感因子m及对相应变形组织进行分析。结果表明,均匀细晶合金在1040-1130℃、0.0001-0.005 s^-1变形区间内,m值随变形温度升高和变形量增加而降低;1040-1100℃、0.0001-0.005 s^-1条件下,该细晶合金具有超塑变形的能力,而1130℃时,无论应变速率如何,该合金已经不具备超塑性变形的能力;均匀细晶合金在较高变形温度下最佳超塑性变形所对应的应变速率较高,低温变形时最佳超塑性变形发生需要更低的应变速率。

初始显微组织对7085铝合金热加工性能的影响(英文)

采用等温压缩实验研究不同初始显微组织(均匀化态和固溶态)的7085铝合金在变形温度为300～450℃、应变速率为0.0001～1 s^(-1)热变形条件下的热加工性能。根据流变应力估算不同状态的合金应变速率敏感因子,并建立功率耗散图和失稳图。结果表明,均匀化态合金的有效功率消耗低于固溶态合金的有效功率消耗。均匀化态和固溶态合金的峰值动态再结晶变形参数分别为400℃、0.01 s^(-1)和450℃、0.001 s^(-1)。均匀化态合金的流变不稳定区比固溶态合金的窄。两种初始组织的合金的热加工图的区别主要与合金的析出特征相关。

GH4169合金热压缩变形行为与枝晶组织的关系

对铸态GH4169合金不同部位试样进行了不同热压缩试验,利用扫面电子显微镜、金相显微镜、EBSD研究了该合金在不同热压缩条件下的变形行为与枝晶组织的关系,并探讨了其机理。结果表明:高温热变形过程中,铸态GH4169合金的变形抗力与形变量、应变速率以及变形温度有关。变形量增大、应变速率增高、温度降低会导致变形抗力增大。当变形量为45%时,高应变速率和高温对动态再结晶更加有利。当加载方向与一次枝晶方向垂直时,材料的热变形机制为二次枝晶滑动,由此会导致应变速率敏感因子变大。初始组织为等轴枝晶的样品最有利于动态再结晶,中心粗柱状晶样品具有最大的变形抗力,而边缘细柱状晶样品再结晶比例最低、变形抗力最小。

原位合成TiB和TiC增强钛基复合材料的超塑变形力学行为

研究了利用普通熔铸设备,原位合成法制备的TiB和TiC颗粒增强钛基复合材料的高温变形行为.在915～1100°C,初始应变速率ε=10-2～10-4s-1,进行了超塑拉伸实验.结果表明,在1015°C、ε=10-2s-1时,延伸率最大,为235%,相应的应变速率敏感性因子为0.22,最大的m值并不对应最大的延伸率.计算得到各温度下的超塑变形表观激活能为144～311kJ/mol,激活能的差异表明,该复合材料的高温变形在不同温度下受不同机制控制.同时,利用扫描电镜观察了断口形貌,分析了其变形机理.

应变速率和温度对Mg-1Y挤压板材拉伸变形行为的影响

在温度为25~300℃应变速率为0.001~0.1 s^-1的范围内研究了Mg-1Y(质量分数,%)挤压板材的拉伸变形行为。结果表明:在0.1s^-1的应变速率下,当温度从室温增加至300℃时抗拉强度从(247.9±5.8)MPa到(125.6+4.7)MPa降低了49.3%。板材即使在室温下也表现出了明显的应变速率敏感性。室温下,当应变速率从0.1 s^-1降低至0.001 s^-1,抗拉强度降低11.8%。在室温和250℃温度范围内可以通过Garofalo双曲正弦本构方程来描述合金的流变行为。测得的应力指数n为27.8±8.9,激活能Q为(124.6±6.1)k J/mol,Q值意味着变形是位错攀移控制。在中间温度(150~250℃)时板材表现出锯齿流变行为,这种现象在较低应变速率更明显。同时断裂延伸率随着温度升高而反常地降低。认为上述2种变形特征和Y原子和位错的强烈的相互作用有关系,这种作用即为动态应变时效(DSA)。应变速率敏感因子(m)随温度升高而增加。在300℃下m从0.068增加至0.11,说明Y元素的添加可以激活更多滑移系。变形后显微组织的观察表明孪晶被温度抑制,同时与增大的m相一致。300℃下观察到有动态再结晶(DRX)的出现,应变速率越低DRX越明显。

原位自生TiB和TiC增强钛基复合材料的超塑变形行为及机理研究

研究了温度为920～1080℃、初始应变速率为2×10^(-2)s^(-1)～10^(-4)s^(-1)条件下的原位自生 TiB 和 TiC 增强钛基复合材料的超塑变形行为。试验得到429%的最大延伸率,计算所得最大 m 值为0.47,但这两者并不是在同一试验中取得。在变形过程中,m 值随应变增加而增大,达到最大值后,m 值随应变增加而减小。在920～1040℃和1040～1080℃温度范围内,激活能分别为492kJ/mol、673kJ/mol 和275kJ/mol,表明变形受不同机制控制。在1040～1080℃,变形受晶界扩散控制;而在920～1040℃,除晶界扩散外,位错运动和动态再结晶在变形中占了主导作用。

Ti60合金热变形行为及微观组织

在变形温度为920~1 100℃、应变速率为0.001~70.0s^(-1)条件下对Ti60合金进行了等温恒应变速率压缩试验,分析了合金的流动行为和塑性变形机制。结果表明,Ti60合金的流动应力对变形温度和应变速率均较敏感。在α+β两相区,随变形温度的升高,α相体积分数逐渐减少,片状组织球化率增高;在变形温度较低、应变速率较高时,易发生局部流动现象。在β单相区,应变速率较低时,β相易发生动态再结晶;应变速率较高时,易造成机械失稳。

中碳V-N微合金钢热变形行为

用Gleeble-1500热模拟试验机对中碳V-N微合金钢在不同变形温度（900-1050℃）及不同变形速率（0.005-30 s^-1）的奥氏体区热变形行为进行研究。通过建立真应力-真应变曲线、动态再结晶图、功率耗散效率因子（η）图和应变速率敏感因子（m）图综合分析其热变形行为。结果表明,试验钢在1050℃、1 s^-1变形条件下发生了动态再结晶,其真应力-真应变曲线、动态再结晶图、m图等方法得出的结果相互吻合。其中η图与m图差异很小,但由于应变速率敏感因子具有合理的物理意义,因此建议利用m图分析材料的热变形行为和选取最佳热变形工艺参数。