耐热钢2Cr12Ni4Mo3VNbN的热变形行为

采用Gleeble-3500热模拟试验机，研究了耐热钢2Cr12Ni4Mo3VNbN在变形温度为900～1200℃、应变速率为0.01～1 s^-1、变形量为0.5条件下的热压缩变形行为和微观组织演化规律。基于真应力-真应变曲线分析不同变形温度和应变速率对试验钢热变形行为的影响，采用Arrhenius双曲正弦方程构建耐热钢2Cr12Ni4Mo3VNbN的流变应力本构模型，并结合动态材料模型(DMM)绘制了热加工图。结果表明，流变峰值应力随变形温度升高或应变速率下降而降低，在应变速率为0.1 s^-1时，变形温度达到1000℃后开始出现再结晶，且随变形温度升高再结晶晶粒越大；在不同温度下组织中均发现有δ铁素体，其含量随温度升高而增加。结合热加工图和微观组织分析，确定了耐热钢2Cr12Ni4Mo3VNbN的最佳热加工区域为1068～1172℃, 0.08～0.12 s^-1。     

Mg-4Zn-2Y合金的高温拉伸流变本构关系

通过对轧制态Mg-4Zn-2Y合金在不同热变形温度以及应变速率下进行高温拉伸试验,研究了Mg-4Zn-2Y合金在不同工艺参数下进行热变形时流变应力的变化规律,并绘制了热加工图。结果表明,流变应力与变形温度以及应变速率均有关系,热变形温度不变时,材料的最大流变应力会随着应变速率的提高而增大;在应变速率不变时,材料的最大流变应力随着变形温度的升高会逐渐下降。采用双曲正弦修正的本构模型确定了轧制态Mg-4Zn-2Y合金的变形激活能Q=242 233.2 J·mol^-1,应力指数n=8.09。通过热加工图确定了Mg-4Zn-2Y合金的可加工区域为472.15~545.00 K,10^-3~10^-4 s^-1和545.00~672.15 K,10^-4~10^-1 s^-1。     

15Cr16Ni2MoN新型马氏体热强钢热变形行为研究

利用Gleeble-3800热模拟试验机在变形温度为950～1150℃、应变速率为0.1～10 s^-1,最大变形量为50%的条件下对15Cr16Ni2MoN钢进行了单道次热压缩试验。根据应变硬化速率θ-应力σ曲线的拐点以及-dθ/dσ-σ曲线计算得到临界动态再结晶(DRX)的临界应力σ_c与温度T的关系。结果表明，在高应变速率(1和10 s^-1)下观察到较为稳定的流动行为，在低应变速率0.1 s^-1时，DRX程度更充分并显著改变了真应力-应变曲线变化趋势。DRX发生需要的临界应力σ_c随温度的升高而逐渐降低，随应变速率的增加逐渐提升。基于Arrhenius模型预测了合金钢的组织演化规律，绘制了在不同应变量下的热加工图，确定最佳热加工区间为变形温度为1030～1070℃,应变速率为0.10～0.22 s^-1,并通过金相显微组织观察予以验证。     

0.30C-Cr-W渗氮轴承钢的热变形特性

为了探究0.30C-Cr-W渗氮轴承钢的最佳动态再结晶条件和热变形机理,利用Gleeble3800热模拟试验机对试验钢进行了等温热压缩模拟试验,试验变形温度为750~1050 ℃,应变速率0.01~10 s^-1,变形量60%。结果表明,峰值应力随变形温度的降低和应变速率的升高而增大,在应变速率为0.01∼0.1 s^-1,变形温度为950~1050 ℃时,发生明显动态再结晶;具有双曲正弦函数型的本构方程能较好地描述0.30C-Cr-W渗氮轴承钢的流变行为;0.30C-Cr-W渗氮轴承钢的形变激活能为442.022 kJ/mol。基于动态材料模型和流变应力数据建立了热加工图。通过热加工图及微观组织的观察确定了变形温度950∼1050 ℃,应变速率0.01∼0.15 s^-1为最佳热变形条件;变形温度750∼950 ℃,应变速率1.2∼10 s^-1为流变失稳区。     

Sc掺杂TiB2/6061复合材料热变形行为及热加工图

采用Gleeble-3800热模拟试验机对0.2%Sc-2%TiB₂/6061复合材料进行热压缩实验，研究了该材料在变形温度为623～773 K、应变速率为0.001～1 s^-1条件下的热变形行为，基于应力应变曲线，构建了材料的本构方程及热加工图。结果表明：0.2%Sc-2%TiB₂/6061复合材料的流变应力随变形温度的升高和应变速率的降低而降低，材料的热变形激活能为227.751 kJ/mol；在热压缩过程中，失稳区主要出现在高应变速率区域(663～773 K,0.132～1 s^-1)及低温区域(623～655 K,0.001～0.040 s^-1)，最优的热加工区域为变形温度703～773 K、应变速率0.017～0.107 s^-1。热变形过程中该材料的软化机制主要为动态回复。     

316L/Q420双金属热变形行为及热加工图

为研究不锈钢和低合金高强钢双金属的高温变形行为，对316L/Q420双金属进行了温度为950～1150℃、应变速率为0.01～10 s^-1、最大变形量为50%的单向热压缩试验，通过观察试验结果，研究了该双金属的热变形行为，进而构建了基于Z参数的Arrhenius本构方程，并应用动态材料模型和Prasad失稳判据绘制了应变分别为0.1、0.3、0.5和0.7时的热加工图。结果表明，316L/Q420双金属热变形具有典型的动态再结晶型特征，流变应力随温度的升高和应变速率的降低而减小；根据所建本构方程得到的预测应力与试验值之间有良好的线性相关性。对应热加工图，综合分析了碳钢侧微观组织状态和脱碳层厚度，确定了最优热加工工艺窗口为：变形温度为1110～1150℃,应变速率为1.284～10 s^-1。     

13Cr超级马氏体不锈钢热压缩变形行为与组织演变

通过Gleeble-3500热模拟试验机对13Cr超级马氏体不锈钢进行单道次压缩变形试验,系统研究变形温度在950~1150 ℃、应变速率为0.001~10 s^-1条件下的热变形行为。利用双曲正弦模型建立了13Cr超级马氏体不锈钢的流变应力本构方程,求得试验钢的热变形激活能为412 kJ/mol,并基于动态材料模型(DMM)理论绘制了材料的热加工图,得出材料的最佳热变形工艺参数窗口为:变形温度1032~1072 ℃,应变速率0.039~0.087 s^-1。组织演变结果表明,试验钢在高变形温度和低应变速率的条件下,容易发生动态再结晶。当应变速率一定时(0.01 s^-1),变形温度从950 ℃升到1050 ℃,动态再结晶的体积分数从18.7%升高到60.1%,组织的再结晶程度提高,晶粒均匀细小;当变形温度一定时(1050 ℃),随着应变速率的降低,动态再结晶的晶粒长大粗化。     

TC21钛合金热压缩本构方程及热加工图

为准确获得TC21钛合金塑性加工的变形特征和热加工条件，合理设计锻造工艺参数，利用Gleeble-3500热模拟机进行等温恒应变速率热压缩试验，研究了TC21钛合金在变形温度为830～1010℃、应变速率为0.01～10 s^-1条件下的热变形行为，采用Arrhenius双曲线正弦函数推导出TC21钛合金本构方程。并基于动态材料模型(Dynamic Materials Model, DMM)建立了TC21钛合金的热加工图。结果表明，在本试验的变形条件下，该合金的流变应力随着变形温度的降低和应变速率的升高而增大。根据热加工图确定了合金的热加工安全区域为：变形温度为900～940℃、应变速率为0.01～0.05 s^-1和变形温度为970～1010℃、应变速率为0.01～0.08 s^-1。     

AZ31/AZ61/AZ91镁合金超塑性压缩变形的本构方程

对再结晶退火后的AZ31、AZ61、AZ91镁合金进行热压缩试验，研究该系列镁合金在变形温度423～673 K和应变速率1×10^-4～1×10^-2 s^-1范围的超塑性行为，分析工艺参数、显微组织和超塑性行为之间的关系。试验结果表明，在673 K和1×10^-2 s^-1的初始应变速率下，该系列镁合金的应力应变曲线表现为明显的超塑性特征，其应变速率敏感指数分别为0.25、0.23、0.24，超塑性变形激活能分别为105.8、165.4、126.2 kJ/mol，接近其晶界自扩散活化能，并由此建立相应的超塑性压缩本构方程。     

Ti-22Al-25Nb合金板材高温拉伸变形行为的本构模型

在1203～1283 K的温度范围内,以20 K的温度间隔对O相Ti-22Al-25Nb合金进行了等温单向拉伸试验,应变速率为2.5×10^-4、5.0×10^-4、1×10^-3、2×10^-3、4×10^-3、1×10^-2和5×10^-2 s^-1,并对不同变形温度下的试样组织进行了表征。通过实验结果,确定了本构模型的材料常数;α₂+B2/β+O三相区(1203～1243 K)和α₂+B2两相区(1243～1283 K)的拉伸变形激活能分别为845 165和412 779 J/mol。构建了Arrhenius本构模型来描述Ti-22Al-25Nb合金在不同温度下的拉伸变形行为。     

Cu-15Ni-8Sn合金的热变形行为和热加工图

借助Gleeble-3500热模拟试验机研究了Cu-15Ni-8Sn合金在变形温度为933～1083 K,应变速率为0.001～10 s^-1条件下的热压缩变形行为，通过Arrhenius模型建立了合金的热压缩变形本构方程并对其准确性进行了验证，基于动态材料模型得到了合金的3D热加工图。结果表明：合金适宜的热加工区间为变形温度993～1083 K,应变速率0.01～0.1 s^-1;在应变速率为0.01 s^-1时，随着变形温度的升高，合金的位错密度逐渐降低，动态再结晶体积分数逐渐增加，小角度晶界逐渐转化为大角度晶界，动态再结晶产生的软化效果使得合金的变形抗力逐渐降低。     

22Cr-32Fe-40Ni合金热变形行为

采用Gleeble-3800热模拟试验机对22Cr-32Fe-40Ni合金在变形温度为950～1150℃、应变速率为0.1～10 s^-1范围内进行了热模拟压缩试验，对材料在热变形过程中的流变特性和组织演变规律进行了研究。结果表明，在变形温度高于1000℃或应变速率小于1 s^-1时，材料的硬化效应和软化效应达到动态平衡；在变形温度低于1000℃或应变速率为10 s^-1时，材料以动态再结晶为主的软化效应占主导作用。通过应变硬化率曲线确定了动态再结晶临界条件，基于温度补偿Arrhenius方程建立了22Cr-32Fe-40Ni合金的热变形本构方程，热变形激活能Q为438.339 kJ·mol^-1。22Cr-32Fe-40Ni合金适宜的热加工区间为变形温度1040～1150℃,应变速率0.1～0.47 s^-1。     

7022铝合金的高温力学性能和材料本构方程研究

塑性成形过程中，金属在模具型腔中处于三向应力状态且其变形温度随着流变应变处于动态变化中，因此，合金的流变应力受变形温度、变形量等多因素的综合作用。利用高温压缩模拟试验和有限元分析软件，研究了7022铝合金在变形温度为350、400和450℃,应变速率为0.01、0.1、1和10 s^-1,总变形量为50%时的流变应力、变形温度与应变速率之间的关系；利用Arrhenius材料本构关系，构建了7022铝合金的材料本构方程。结果表明：在应变速率和变形温度的综合影响下，7022铝合金的峰值流变应力随着应变速率的增加以及变形温度的下降而升高，在变形温度为350℃、应变速率为10 s^-1的形变条件下流变应力达到最大，为156.0 MPa。并通过拟合曲线等方式得到7022铝合金的热激活能为144.332 kJ·mol^-1。     

新型Co-Ni基高温合金的热变形行为及微观组织演变

利用Gleeble-3800热模拟试验机对新型Co-Ni基高温合金进行热压缩试验,研究其在变形温度为950～1100℃、应变速率为0.01～10 s^-1、真应变为0.693时的热变形行为和微观组织演变。结果表明,合金流动应力随变形温度的升高或应变速率的降低而减小。合金平均晶粒尺寸随变形温度的升高而增加,降低变形温度和提高应变速率可细化动态再结晶晶粒。基于EBSD和TEM分析表明,合金热变形过程中非连续动态再结晶(DDRX)作为主要动态再结晶(DRX)机制,孪晶形核作为辅助形核机制。     

CrFeNi中熵合金在宽温域拉伸条件下的力学行为与变形本构方程

系统地研究了单相fcc结构等原子比CrFeNi中熵合金在应变速率10-3～1800 s^-1，变形温度77～1073 K的拉伸力学行为。结果表明，在准静态应变速率(10-3 s^-1)下，随着变形温度从1073 K降低到77 K，该合金的屈服应力从125 MPa提高到415 MPa，同时均匀延伸率由2%提高到82%。在673 K拉伸时材料表现出反常的均匀延伸率，这与变形过程中发生了动态应变时效相关。在恒定温度77 K下，随着应变速率从10-3 s^-1提高到1800 s^-1，合金的强度显著提高，屈服应力从415 MPa提高到595 MPa，同时均匀延伸率保持不变，在1800 s^-1应变速率下仍可保持在68%。基于经典的ZA模型，构建了屈服应力-温度/应变速率之间的本构关系，结果表明，ZA模型可以很好地拟合和预测CrFeNi中熵合金在不同温度和应变速率下的屈服应力。基于实验结果，通过回归分析和约束优化建立了2种唯象本构模型(JC模型和KHL模型)和3种基于物理基础的本构模型(PB模型、...     

2195铝锂合金的热变形行为

在Gleeble-1500热模拟机上实施热压缩试验,研究2195铝锂合金在变形温度360~500 ℃,应变速率0.1~10 s^-1时的热变形行为,并通过OM和EBSD研究了热变形中微观组织的演变。基于动态材料模型理论及Zener-Holloman参数,构建了2195铝锂合金的应变量为50%时的加工图及本构方程。结果表明,流变应力随变形温度降低或者应变速率的增加而提高,高温软化机制包括动态回复与动态再结晶。利用加工图及显微组织分析确定了试验参数范围内热变形过程的最佳工艺参数为480 ℃/10 s^-1;发现失稳区形变组织和再结晶组织呈层状交替分布,且随着变形温度降低,形变组织层厚度增加;稳定区的微观组织具有明显的动态再结晶特征,形变组织基本消失。     

Si-Cr-Mo改进型H13热作模具钢热变形行为及有限元模拟

利用Gleeble-3800热模拟实验机,对自主研发的Si-Cr-Mo改进型H13热作模具钢——3Cr2Mo3钢进行热压缩实验,研究了其在变形温度为950～1200℃、应变速率为0.01～10 s^-1条件下的热变形行为。基于实验得到的真应力-真应变曲线,建立了Arrhenius型本构方程,并对其进行真应变补偿。由动态材料模型构建了3Cr2Mo3钢的热加工图,并得到了最佳热加工范围。利用有限元软件DEFORM和光学显微镜,研究了3Cr2Mo3钢在热变形过程中的温度场与微观组织的关系。结果表明：3Cr2Mo3钢的真应力受应变速率和变形温度的影响,且在低应变速率下(0.01 s^-1)出现明显的动态软化特征,6次真应变补偿型本构方程的拟合精度高;实验条件范围内,3Cr2Mo3钢的最佳热加工范围为变形温度为1110～1200℃、应变速率为0.01～1 s^-1;有限元软件DEFORM温度场结果显示,随着变形温度的升高和应变速率的降低,试样的心部与表面的温度场分布均匀,微观组织为均匀细小的动态再结晶晶粒。     

Cr5钢的热加工性能分析

使用Gleeble-1500D热模拟试验机进行了Cr5钢在变形温度为800～1250℃,应变速率为0.001～1 s^-1条件下的热拉伸试验和单道次热压缩试验,并用S-4800扫描电镜和电子显微镜分别对热拉伸断口的形貌和组织进行了观测。基于热拉伸试验研究了Cr5钢的断裂规律和热塑性。结果表明,在900～1250℃、0.001～1 s^-1的变形条件下Cr5钢均具有良好的热塑性,在研究的参数范围内,热塑性随变形温度和应变速率的升高而增强。基于热压缩试验分析研究了不同参数下的微观组织和热加工图。结果表明,温度越高,应变速率越低,材料的动态再结晶程度越高,且材料在低温、高应变速率下变形会出现失稳。Cr5钢的最佳热加工参数为1050～1200℃、0.1～0.01 s^-1。     

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。     

低碳马氏体不锈钢热变形行为及本构方程

为研究低碳马氏体不锈钢的热变形行为，利用Gleeble-3800热模拟试验机对该材料进行不同温度的压缩变形试验，利用流变应力曲线构建了基于Arrhenius双曲正弦模型的本构方程，并建立试验材料的热加工图，最后对比分析试验材料在不同变形条件下的显微组织。结果表明，材料在高变形温度与低应变速率下变形时主要发生动态再结晶现象，在低变形温度与高应变速率下变形时主要发生加工硬化现象，流变应力的理论值与实测值的线性相关系数为0.995 5,验证了本构方程的准确性；结合热加工图分析和显微组织观察，得出该材料的失稳工艺窗口区域为变形温度1 020～1 120℃、应变速率0.01～1 s^-1;材料的最佳工艺窗口区域为变形温度900～1 150℃、应变速率0.003～0.01 s^-1。变形温度的提高有利于将粗大变形组织逐渐转变成细小的等轴组织，应变速率的降低同样有利于发生动态再结晶，但过低则会延长变形时间，导致再结晶晶粒逐渐长大与粗化。