30CrNi3MoV钢的热变形行为及热加工图

采用Gleeble-3500热模拟试验机对30CrNi3MoV钢进行单向热压缩试验,研究了其在变形温度950~1150 ℃、应变速率0.01~10 s^-1的热变形行为,构建了应变补偿型流变应力本构方程,并绘制出该钢的热加工图。结果表明,30CrNi3MoV钢真应力-真应变曲线有3种不同特征:高温小应变速率时,表现为典型的动态再结晶过程;低温小应变速率时,曲线为动态回复特征;应变速率较大时,应力随应变的增大而增大,无明显的峰值应力。采用5次多项式拟合构建的应变耦合流变应力本构方程具有高的精确度,采用该方程获得的预测值与试验值的平均相对误差为3.2%,相关性系数R值为0.993。从热加工图中得到试验钢最佳的热加工工艺参数范围是:变形温度为1020~1150 ℃、应变速率为0.03~0.35 s^-1。     

34CrNi3MoV合金钢的动态再结晶行为

采用Gleeble-1500热模拟试验机对34CrNi3MoV钢在最大变形量为50%的条件下，进行变形温度为800～1200℃、应变速率为0.01～10 s^-1的单道次等温压缩试验并得到了真应力-真应变曲线。结果表明，34CrNi3MoV钢在800℃和900℃(1、10 s^-1)条件下仅发生动态回复，在1000～1200℃和900℃(0.01、0.1 s^-1)条件下发生动态再结晶。采用Arrhenius方程计算不同应变量时的激活能Q,并利用五次多项式拟合激活能Q与应变量ε的对应关系：Q=331.78+1401.47ε-10 233.34ε²+33 725.26ε³-52 745.07ε⁴+31 981.48ε⁵。利用加工硬化率构建了临界特征值ε_c和ε_p与Z参数的关系模型，在此基础上构建了预测动态再结晶体积分数的动力学模型X_DRX=1-exp[-0.564((ε-ε     

Incoloy901合金的热加工图与热变形行为

利用Gleeble-3800热模拟机研究Incoloy901高温合金在变形温度950~1150 ℃,应变速率0.005~1 s^-1,真应变0.6下的热变形行为。结果表明:变形温度大于1000 ℃,应变速率大于0.01 s^-1时,Incoloy901合金真应力-应变曲线呈现动态再结晶特征。根据应力-应变曲线构建Incoloy901合金的本构方程与热加工图,得出形变激活能Q=439.401 kJ/mol,最佳热加工工艺为:变形温度1050~1150 ℃,应变速率0.005~0.1 s^-1,在此工艺范围内合金的高温变形功率耗散系数η较高,可达37%,能获得较好的动态再结晶组织。     

10钢热变形过程动态再结晶行为

在Gleeble-1500热模拟实验机上进行单道次压缩实验,试样的尺寸为Φ10 mm×15 mm,压缩变形温度为900～1200℃,应变速率为0.01～10 s^-1,压缩量为63.2%（真应变为1.0）。结果表明：10钢在高温单道次压缩实验过程中应力随着变形温度的升高而降低,随着应变速率的升高而升高,且在热变形过程中发生了动态再结晶现象。在此研究基础上,得到了10钢的动态再结晶临界应变模型;根据真应力-真应变曲线,计算动态再结晶体积分数,构建了10钢动态再结晶动力学模型;根据金相统计晶粒尺寸,建立了10钢动态再结晶晶粒尺寸模型。引入平均相对误差绝对值（AARE）,验证10钢动态再结晶晶粒尺寸方程的拟合效果,得到AARE=6.32%,说明拟合效果良好。     

新型低碳含铌热轧H型钢的热变形行为

利用热压缩试验、显微组织分析等手段,研究了一种新型低碳含铌热轧H型钢在1000~1200 ℃变形温度和0.1~5 s^-1应变速率下的热变形行为。分析了变形参数对试验钢微观组织的影响,建立了耦合应变量因素的改进型本构方程,并采用临界比的临界应变模型对发生动态再结晶的临界应变值进行了预测。结果表明:较低应变速率和变形温度下,试验钢的原始奥氏体组织更均匀且平均晶粒尺寸更小;应变速率的升高不利于动态再结晶的发生。发生动态再结晶的临界应变与峰值应变的关系为ε_c/ε_p=0.47。与耦合应变量因素有关的本构方程和临界应变预测模型能较准确地预测各变形温度下低碳含铌热轧H型钢的流变应力和动态再结晶临界应变值。     

低碳Ti-Mo微合金马氏体钢的热变形行为

利用Gleeble-3800热模拟试验机对试验钢在950~1100 ℃,应变速率为0.1~5.0 s^-1,最大应变量为60%的条件下进行了热压缩模拟试验。结果表明：高变形温度、低应变速率和大变形量有利于动态再结晶,试验在1050 ℃、变形量60%、变形速率1 s^-1条件下得到圆整均匀再结晶晶粒,平均晶粒尺寸为14.84 μm;推演出低碳Ti-Mo微合金马氏体钢的形变激活能为462.8 kJ/mol及Z参数与动态再结晶变形条件的关系;建立起试验钢动态再结晶临界应变公式ε_c=0.3729Z^0.3496。     

N08811耐热合金的热变形行为与本构模型

采用Gleeble-3800热模拟试验机研究了N08811耐热合金在变形温度为900～1150℃、变形速率为0.1～5 s^-1条件下的高温变形行为。结果表明，N08811合金的流变应力随着应变速率的增大及变形温度的下降而增加，是一种正应变速率敏感材料。通过对显微组织的研究，发现当应变速率为1 s^-1时，N08811合金优先在变形晶粒的晶界处发生动态再结晶，再结晶晶粒数目及尺寸均随变形温度的升高而增加，至变形温度为1150℃时已发生完全再结晶。当变形温度一定时，高应变速率会降低N08811合金的再结晶温度，增加晶粒尺寸。依据真应力-真应变曲线，采用双曲正弦本构模型建立了N08811合金的流变应力本构方程，得到其热变形激活能为509.998 kJ·mol^-1。     

Cu-0.5Cr-0.1Zr合金的热压缩变形行为

通过热压缩试验研究了Cu-0.5Cr-0.1Zr合金在600~750 ℃/0.001~1.0 s^-1时的热变形行为。结果表明,Cu-0.5Cr-0.1Zr合金的高温流变应力,动态再结晶临界值和动态再结晶软化效应与变形温度和应变速率密切相关。利用Arrhenius方程计算了Cu-0.5Cr-0.1Zr合金的热激活能Q和Z参数,分别为244.94 kJ/mol、Z=ε·exp(244.94×10³/RT)。采用3种方法进行了动态再结晶临界值的计算,结果证明Poliak-Jonas准则具有最高的精度,并建立了动态再结晶临界值的本构方程。利用动态再结晶的净软化效应η值,讨论了热变形过程中动态再结晶的软化行为。最后,建立了Cu-0.5Cr-0.1Zr合金的热加工图,确定最佳的热加工参数为680~750 ℃,0.001~0.03 s^-1,并详细介绍了功率耗散系数与动态再结晶晶粒尺寸之间的关系。     

34CrNi3MoV钢的热变形行为

为分析34CrNi3MoV钢的热变形行为，采用Gleeble-1500热模拟试验机进行等温热压缩试验，设置变形温度为800～1200℃、应变速率为0.01～10 s^-1,获得相应的流变应力曲线。分析了流变应力对变形参数的敏感性，计算了不同应变量下材料参数α、n、Q和A的值，并利用五阶多项式拟合了各材料参数与应变量的对应关系。采用应变补偿的Arrhenius模型对34CrNi3MoV钢的高温流动应力本构方程进行回归。结果表明：34CrNi3MoV钢在变形温度为1000～1200℃、应变速率为0.01～1 s^-1时出现较为明显的动态再结晶曲线特征，并随着应变速率的降低和变形温度的升高，峰值应力越明显。本构方程预测的流动应力与试验结果的吻合度较好，在整个试验范围内的平均相对误差R_av仅为5.52%,表明所构建的模型是可靠的。     

AZ31镁合金热变形动态再结晶晶粒尺寸预测模型

采用热模拟实验方法获得了AZ31镁合金热变形真实应力-真实应变曲线，分析了变形工艺参数对AZ31镁合金热变形动态再结晶晶粒尺寸的影响规律。随着塑性变形应变速率的增大，动态再结晶晶粒尺寸减小。随着塑性变形温度的升高，晶粒尺寸增大。基于Yada模型，建立了AZ31镁合金热变形动态再结晶晶粒尺寸与变形工艺参数关系模型，以及动态再结晶临界应变与变形温度关系模型。晶粒尺寸预测模型计算值与实验值相吻合，最大相对误差为8.5%。临界应变模型计算值与实验值相吻合，最大相对误差为8.1%。建立的动态再结晶晶粒尺寸预测模型和临界应变预测模型的适用条件为变形温度250～400℃,应变速率0.01～1.0 s^-1。     

17CrNiMo6钢的静态再结晶行为

采用Gleeble-1500热模拟试验机,在压缩温度为950~1050 ℃(间隔50 ℃)、预应变为0.1~0.2(间隔0.05)、应变速率为0.01~1 s^-1、不同原始晶粒尺寸和道次间隔时间条件下,对17CrNiMo6钢进行双道次热压缩试验。讨论了道次间隔时间、压缩温度、预应变、应变速率和原始晶粒尺寸对17CrNiMo6钢静态再结晶行为的影响。根据回归分析得到静态再结晶在不同变形条件下的流变应力曲线,结合压缩后试样的显微组织,建立了17CrNiMo6钢静态再结晶动力学模型和晶粒尺寸模型。结果表明,17CrNiMo6钢静态再结晶体积分数随压缩温度、间隔时间、预应变和应变速率增加而增大;静态再结晶晶粒尺寸随压缩温度和原始奥氏体晶粒尺寸增加而增大,随预应变和应变速率的增加而减小。通过对比所建模型的预测值与热压缩所得的试验值,发现二者较为吻合,验证了模型的准确性。     

一种中碳高硅弹簧钢的热变形行为及流变应力模型

利用MMS-200热模拟试验机对一种中碳高硅弹簧钢进行了单道次热压缩试验,研究了该钢在变形温度为900~1 100 ℃及应变速率为0.1~10 s^-1条件下的热变形行为,建立了应变补偿的Arrhenius流变应力预测模型。结果表明,应变速率和变形温度对该弹簧钢的奥氏体动态再结晶过程有显著影响。当变形速率为0.1、5、10 s^-1时,在所有变形温度下均发生奥氏体动态再结晶;当变形速率为1 s^-1且变形温度超过950 ℃时,奥氏体发生动态再结晶,其热变形激活能为445.5 kJ/mol。通过对真应力的预测值与试验值的对比,得出应变补偿Arrhenius模型具有准确性和预测性,其相关系数为0.976,平均相对误差为4.73%。     

微合金元素Nb对高碳合金钢动态再结晶行为的影响

为研究微合金元素Nb对高碳合金钢动态再结晶行为的影响,利用Gleeble-3500热模拟试验机进行单道次压缩试验,测定了高碳合金钢在变形温度为950~1150 ℃、应变速率为0.01~5 s^-1的流变应力曲线,利用Zeiss光学显微镜观察了奥氏体动态再结晶晶粒形态,通过回归计算获得了相应的再结晶激活能,建立了热变形方程。结果表明:较高的变形温度和较低的应变速率有利于含铌高碳合金钢发生动态再结晶;含铌高碳合金钢的动态再结晶晶粒尺寸随着变形温度的升高而增大,当变形温度为1050 ℃时,含铌高碳合金钢已大量出现动态再结晶晶粒;0.040%铌加入到高碳合金钢中,在应变速率为0.1 s^-1,变形温度为1150 ℃时推迟了钢的动态再结晶开始时间约2.23 s,动态再结晶形变激活能增加了52.26 kJ/mol。     

高Nb-Ti新能源汽车用无取向硅钢热轧过程的再结晶行为

利用蔡司显微镜和Nano Measurer金相分析软件,研究了不同加热温度下新能源汽车用高Nb-Ti无取向硅钢显微组织的演变规律,并利用ICP-MS对不同加热温度下Nb、Ti的固溶量进行检测分析;然后采用热模拟方法研究了热轧过程中试验钢的再结晶行为。结果表明:随着加热温度升高,试验钢的晶粒尺寸增加明显,而Nb、Ti的固溶量仅略有增加。当加热温度为1230 ℃、变形温度分别为1100、1050、1000 ℃时,在应变速率0.1 s^-1、变形量30%和应变速率1 s^-1、变形量80%的条件下单道次压缩后的试验钢均未发生动态再结晶行为,而在应变速率为1 s^-1、变形量为40%的条件下,在1100 ℃及1050 ℃单道次压缩后再保温30 s以上时有静态再结晶行为发生,显微组织大部分为等轴晶粒,但是在1000 ℃变形单道次压缩后再保温50 s的显微组织仍以未再结晶的长条晶粒为主。     

Mg-6Gd-1.2Y-0.53Zr合金的热变形行为及热加工图

采用热模拟试验法研究了变形温度(340～500℃)和应变速率(0.01～25 s^-1)对均匀化态Mg-6Gd-1.2Y-0.53Zr合金动态再结晶(DRX)临界应变及体积分数的影响,通过构建热加工图优化了其热加工工艺参数范围。结果表明,在0.01～1 s^-1的低应变速率下,该合金的动态再结晶(DRX)临界应变量随变形温度的升高而升高,而在10～25 s^-1高应变速率下,DRX临界应变量随变形温度的升高而略微下降。应变速率及变形温度的升高都使DRX体积分数增大,在500℃、25 s^-1条件下,合金的动态再结晶体积分数最高,达90.0%。根据构建的热加工图,当变形量在30%～80%之间时,较佳的热加工工艺区间为400～500℃、0.01～1 s^-1以及420～500℃、10～25 s^-1。在10～25 s^-1应变速率下,当变形量为10%～80%时,合金最适宜的变形温度为460～500℃。     

Hot Deformation and Corrosion Resistance of High-Strength Low-Alloy Steel

The hot deformation characteristics and the corrosion behavior of a high-strength low-alloy(HSLA) steel were investigated at deformation temperatures ranging from 800 to 1100 ℃ and strain rates ranging from 0.1 to 10 s-1 using an MMS-200 thermal simulation testing machine. Based on the flow curves from the experiment, the effects of temperature and strain rate on the dynamic recrystallization behavior were analyzed. The flow stress decreased with increasing deformation temperature and decreasing strain rate. With the assistance of the process parameters, constitutive equations were used to obtain the activation energy and hot working equation. The hot deformation activation energy of HSLA steel in this work was 351.87 kJ/mol. The work hardening rate was used to determine the critical stress(strain) or the peak stress(strain). The dependence of these characteristic values on the Zener-Hollomon parameter was found. A dynamic recrystallization kinetics model of the tested HSLA steel was constructed, and the validity of the model was confirmed by the experimental results. Observation of the microstructures indicated that the grain size increased with increasing deformation temperature,which led to a lowered corrosion resistance of the specimens.     

Effect of Initial Grain Size on the Hot Deformation Behavior and Microstructural Evolution of Pure Copper

The influences of initial grain size (IGS) with 20 µm and 50 µm on the hot flow behavior and microstructural changes of pure copper were investigated using hot compression tests at a temperature range of 623-1073 K and strain rate range of 0.001-0.1 s^-1. The effects of critical stress and corresponding critical strain were studied based on the internal and external processing parameters. The critical stress and strain decreased with increasing temperature and decreasing strain rate. The investigation results of the microstructure and true strain-stress diagrams showed that dynamic recovery, dynamic recrystallization (DRX), and twinning mechanisms were caused during the hot deformation of pure copper. Microstructure evolution indicated some DRXed fine-grain took place around grain boundary of hot deformed samples with IGS of 20 µm whereas DRXed fine-grain took place in interior grains for samples with larger IGS. The results also showed that grain growth is also dependent on IGS as the grain growth rate for samples with the larger IGS is greater than the smaller IGS. The critical strain rate and the temperature were obtained at 0.01 s^-1 and 973 K, respectively, for the sudden change in the grain growth rate. Also, twinning highly depended on IGS which almost did not happen in fine grain size while the volume fraction of twinning increased with increasing grain size.