采用Gleeble-1500热模拟试验机进行了T91钢的压缩试验,研究了变形温度为1100~1250℃、应变速率为0.01~1 s-1时该钢的变形行为,分析了流变应力与应变速率和变形温度之间的关系,计算了高温变形时应力指数和变形激活能,并采用Zener-Hollomon参数法构建该钢高温塑性变形的本构关系,绘制了动态再结晶图和热加工图.结果表明:在试验变形条件范围内,其真应力-真应变曲线呈双峰特征;钢中发生了明显的动态再结晶,且再结晶类型属于连续动态再结晶.T91钢的热变形激活能为484 kJ.mol-1,利用加工图确定了热变形的流变失稳区,结合力学性能,可以优先选择的变形温度为1200~1 250℃,应变速率不高于0.1 s-1

采用凸轮式形变试验机,压缩端面带凹槽并在凹槽里充满不同熔点温度的玻璃粉作润滑剂的圆柱形试件。为保证试验过程中整个试件温度的均匀和衡定,采用了试件保温装置。在变形温度为850°~1100℃、变形速度为5-80秒-1、变形程度(e=ln H/h)最大为ln2的条件下,实验研究了1Cr18Ni9Ti等十个钢种在高温高速条件下的变形阻力。文中叙述了金属塑性变形阻力的试验方法,分析了变形温度、变形速度、变形程度、等诸因素对变形阻力的影响规律,通过对实验数据的回归分析——非线性回归,提出在计算机控制的设定模型以及工程计算中可优先采用的变形阻力计算公式和查用图表。其表达式为:$\\sigma = {\\rm{EXP(}}\\frac{{{{\\rm{U}}_1}}}{{\\rm{T}}}{\\rm{ + }}{{\\rm{U}}_2}{\\rm{)\\cdot(}}\\frac{{\\rm{u}}}{{10}}{{\\rm{)}}^{{{\\rm{U}}_3}{\\rm{T + }}{{\\rm{U}}_4}}}{\\rm{\\cdot}}\\left( {{{\\rm{U}}_6}{{(\\frac{{\\rm{e}}}{{0.4}})}^{{{\\rm{U}}_5}}} - ({{\\rm{U}}_6} - 1)\\frac{{\\rm{e}}}{{0.4}}} \\right)$式中:T=$\\frac{{{\\rm{t}} + 273}}{{1000}}$U1~U6为系数,其值与钢种有关

采用凸轮式形变试验机,在高温高速下对20Cr、40Cr、T8A,T12A等四种钢进行压缩时塑性变形阻力的试验研究。试验范围:变形温度:850～1150℃;变形速度:5～80秒1;变形程度:emax=1n2。本文着重分析了变形温度、变形速度、变形程度对20Cr、40Cr、T8A、T12A等四种钢塑性变形阻力的影响关系及20Cr与40Cr,T8A与T12A试验结果的比较。并提供了供工程技术人员和轧钢生产中可实际使用的塑性变形阻力的计算公式和计算图表。同时还运用T8A的试验结果与各国学者的试验结果进行了比较

采用Gleeble-3800D热模拟试验机在应变量0.6、变形温度750~1050℃、应变速率0.01~1 s-1工艺条件范围内, 研究了Fe-(5.5%、6.0%、6.5%) Si高硅电工钢的热变形与动态再结晶行为.采用线性回归方法, 建立了三种成分实验钢的流变应力本构方程.计算得到Fe-5.5% Si、Fe-6.0% Si和Fe-6.5% Si高硅电工钢的热变形激活能分别为310.425、363.831和422.162 kJ·mol-1, 说明Fe-(5.5%、6.0%、6.5%) Si高硅电工钢的热变形激活能随Si质量分数的增加而增大, 这使得Fe-(5.5%、6.0%、6.5%) Si高硅电工钢相同条件下的变形抗力随Si含量的升高而增大.采用金相截线法对不同成分和变形条件下实验钢的动态再结晶百分数进行了统计, 结果表明: 同一热变形条件下, Fe-(5.5%、6.0%、6.5%) Si高硅电工钢的动态再结晶百分数随Si质量分数的升高而减小.本文实验条件下, 当变形温度为750~850℃时, Fe-(5.5%、6.0%、6.5%) Si高硅电工钢软化机制主要为动态回复; 而变形温度为950~1050℃时, Fe-(5.5%、6.0%、6.5%) Si高硅电工钢软化机制主要为动态再结晶

利用变形温度为1120~1210℃、应变速率为0.1~20 s-1以及变形量为15%~60%的等温热压缩实验研究了GH4700合金的热变形行为.通过对低温和高应变速率条件下的形变热效应进行修正,得到准确的流变曲线,推导出描述峰值应力与温度和应变速率等变形参数的本构方程,并得到GH4700合金热变形表观激活能为322 kJ.组织分析表明,动态再结晶是热变形过程中最主要的软化方式,再结晶形核方式为应变诱发晶界迁移,变形温度升高和应变速率增大均有利于再结晶形核.再结晶发展阶段,随着变形量的增大和变形温度的升高,动态再结晶比例增加,在应变速率-温度坐标中,再结晶比例等值线呈反\C\形式.采用分段函数描述了不同应变速率下GH4700合金动态再结晶晶粒尺寸与变形参数的关系

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?=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? ≤ 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?=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

6.1 要点扫描 6.1.1 金属的弹性变形 6.1.2 单晶体的塑性变形 6.1.3 多晶体的塑性变形与细晶强化 6.1.4 纯金属的塑性变形与形变强化 6.1.5 合金的塑性变形与固溶强化和第二相强化 6.1.6 冷变形金属的纤维强化和变形织构 6.1.7 冷变形金属的回复与再结晶 6.1.8 热变形、蠕变和超塑性 6.1.9 断裂 6.2 难点释疑 6.2.1 从原子间结合力的角度了解弹性变形。 6.2.2 从分子链结构的角度分析粘弹性。 6.2.3 FCC、BCC 和 HCP 晶体中滑移线的区别。 6.2.4 Schmid 定律与取向规则的应用。 6.2.5 孪生时原子的运动特点。 6.2.6 Zn 单晶任意的晶向[uvtw]方向在孪生后长度的变化情况 6.3 解题示范

采用Gleeble 1500对WC-12Co硬质合金进行不同温度和应力场的压缩疲劳实验,测量疲劳前后合金硬度的变化,通过扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)等手段观察其组织结构的变化并分析其变形失效机理.结果表明:随着实验温度与加载载荷的升高,WC-12Co合金硬度呈下降趋势,WC晶粒发生圆化,WC晶粒骨架的完整程度下降.WC-12Co合金的疲劳变形失效机理为:在较低变形温度和变形载荷下,塑性变形由WC相中的位错滑移和黏结相马氏体转变所提供,随着变形温度和变形载荷的升高,塑性变形则通过硬质相的层错运动和WC/WC的界面滑动形成黏结相条带来实现

通过室温压缩实验,研究了奥氏体不锈钢302HQA的冷变形行为,组织分析和X射线衍射分析表明,冷变形过程产生了形变马氏体,进一步磁性检测表明:随着变形量的增加,形变马氏体的量也增加;在小变形条件下,变形速率对形变马氏体的生成量影响较小;当变形量增加到50%时,随着变形速率的增加,由于变形热效应的影响,形变马氏体含量反而有所下降

采用光学金相、硬度测量结合透射电镜观察,研究了经过弯曲或扭转变形的含铌微合金钢在等温受热时的组织稳定性问题.研究发现:弯曲与扭转变形都可以大幅度提高微合金钢的硬度;在随后的550℃等温受热过程中,弯曲变形区的硬度迅速下降,同时伴随贝氏体向平衡组织的演变;而扭转区在等温过程中的硬度始终高于未变形区,同时钢中贝氏体组织基本得以保持.扭转应变量越大,硬化效果越强,并且在随后的等温受热过程中能保持这种硬度上的优势.弯曲与扭转变形均导致贝氏体板条内位错密度显著增加.弯曲变形区的位错分布不均匀,其中的低位错密度区易于在随后的等温受热过程中演变为平衡组织多边形铁素体的形核核心;而扭转变形区内位错分布均匀,并且在随后的等温受热过程中位错分布不发生显著改变.这些结果表明,不同的冷变形方式对微合金钢中贝氏体热稳定性的影响存在显著差异