材料工程  2016, Vol. 44 Issue (9): 16-23   PDF    
http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2016.09.003
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谢碧君, 郭逸丰, 徐斌, 孙明月, 李殿中
XIE Bi-jun, GUO Yi-feng, XU Bin, SUN Ming-yue, LI Dian-zhong
GH984G18合金热加工图及再结晶图研究
Processing Map and Recrystallization Diagram for GH984G18 Alloy
材料工程, 2016, 44(9): 16-23
Journal of Materials Engineering, 2016, 44(9): 16-23.
http://dx.doi.org/10.11868/j.issn.1001-4381.2016.09.003

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收稿日期: 2015-09-23
修订日期: 2016-03-25
GH984G18合金热加工图及再结晶图研究
谢碧君, 郭逸丰, 徐斌, 孙明月 , 李殿中    
中国科学院 金属研究所, 沈阳 110016
摘要: 应用Gleeble3800热模拟试验机对GH984G18合金进行热压缩实验,以实验获得的应力-应变曲线为基础,根据动态材料模型建立该合金不同应变时的热加工图,利用热加工图确定了热加工工艺窗口,并分析了温度和变形量对实验合金动态再结晶的影响。结果表明:应变较小(ε≤0.2)时,可优先选择的变形温度为1030~1090℃,应变速率为0.01~0.18s-1;随应变增加(ε≥0.3),最佳热变形温度范围移至高温区间1180~1200℃,最佳应变速率范围大致为0.056~0.25s-1;当应变速率为1s-1时,温度小于900℃不能引起动态再结晶,仅使得晶粒发生动态回复;当变形温度和应变量分别达到1000℃和30%时,发生部分动态再结晶;当变形温度为1000℃,应变量为60%时,发生完全动态再结晶。
关键词: GH984G18合金    热压缩    热加工图    再结晶图   
Processing Map and Recrystallization Diagram for GH984G18 Alloy
XIE Bi-jun, GUO Yi-feng, XU Bin, SUN Ming-yue , LI Dian-zhong    
Institute of Metal Research, Chinese Academy of Sciences, Shenyang 110016, China
Abstract: The thermal compression experiment of GH984G18 alloy was carried out using thermal-mechanical testing machines Gleeble3800. Based on the stress-strain curves obtained from the experiments, the processing maps of the GH984G18 alloy were established according to the dynamic materials model (DMM), then the hot working process window of alloy was built, and the influence of temperature and strain on the dynamic recrystallization of the experimental alloy was also analyzed. The results show that when the strain is small(ε≤0.2), the optimum deformation temperature is in the temperature range of 1030-1090℃ and strain rate range of 0.01-0.18s-1; with the increase of strain(ε≥0.3), the optimum deformation temperature moves to the high temperature range of 1180-1200℃ and strain rate range of 0.056-0.25s-1; and at the strain rate of 1s-1, dynamic recrystallization does not occur and dynamic recovery dominates when the temperature is lower than 900℃; and partial dynamic recrystallization occurs at the temperature of 1000℃ and the strain of 30%; and then the complete dynamic recrystallization occurs at the temperature of 1000℃ and strain of 60%.
Key words: GH984G18 alloy    thermal compression    processing map    recrystallization diagram   

电力是国民经济发展的支柱,火力发电作为电力的主要来源,在服务社会的同时也带来了极其严重的资源枯竭和环境恶化问题。为此,世界各国纷纷提出各自的先进超超临界火电机组(A-USC)[1-3]以提高火电厂的发电效率,中国也提出建设700 ℃A-USC机组。火电机组的关键材料是锅炉过热器和再热器管材,传统用于超超临界锅炉的铁素体和奥氏体钢已不能满足要求,开发满足700 ℃A-USC过热管和再热管材料成为目前的研究热点[1, 4]。GH984G18合金是中国科学院金属研究所自主开发的Ni-Fe-Cr型高温合金[5],具有优异的高温力学性能和组织稳定性,并且合金成本较Inconel 617[6]和Inconel 740[1, 7, 8]成本低,是未来应用于700 ℃超超临界火电机组的重要候选材料,谭梅林等[9]已对其时效性能和力学性能进行了相关研究,但鲜有对其热变形行为的研究。

Prasad等[10]提出的热加工图能够很好地描述金属的热变形行为,根据其可对材料的工艺参数进行评估,预测热加工的“安全区”和“非安全区”,进而避免在失稳区域对材料进行热加工。目前,热加工图被广泛用于设计材料的热加工工艺及描述材料的热加工性能,李润霞等[11]对Al-17.5Si-4Cu-0.5Mg合金的热加工图进行了研究,俞秋景等[12]建立了铸态Inconel 625合金的热加工图,并分析了其热变形机制。本工作通过热模拟实验,确定GH984G18合金在不同温度与应变速率下的可加工范围,分析不同的变形工艺参数对合金动态再结晶行为的影响,并绘制再结晶图,为制定实际工件的锻造、轧制(挤压)工艺提供理论指导。

1 实验材料与方法

当前GH984G18合金的成分较传统的GH984合金成分进行了较大的调整,增加了Ni,Cr,Al含量,降低了Fe含量,具体成分差异见表 1。在GH984G18锻态试棒上切取尺寸为ϕ8 mm×12 mm的试样,采用Gleeble3800热模拟试验机进行等温恒应变速率热压缩实验,实验温度为800,900,1000,1050,1100,1150,1200 ℃,应变速率为0.01,0.1,1,10s-1,工程应变量为20%,30%,40%,50%,60%,70%。实验中为使变形均匀,在试样两端面上贴钽片,以减小摩擦对应力状态的影响,并在试样表面焊接热电偶以补偿试样表面温度的变化。试样加热方式为高频感应加热,将试样以10 ℃/s的升温速率加热到1200 ℃保温3 min,然后以10 ℃/s的速率冷却至变形温度,在变形温度保温30s后开始压缩,变形后立即淬火。随后将变形后的试样利用线切割沿着平行于压缩方向的中心截面剖开,对截面进行抛光处理,并将试样放入煮沸的9 mL H2SO4+2g KMnO4+90 mL水溶液中,保持沸腾20 min左右后,利用金相显微镜观察其组织形貌,同时使用SISC-IAS图像分析仪测量动态再结晶平均晶粒度。

表 1 GH984G18和GH984合金的化学成分(质量分数/%) Table 1 Chemical composition of GH984G18 and GH984 alloys (mass fraction/%)
Alloy C B S P Cr Mo Nb Al Ti Fe Ni
GH984G18 0.040 0.006 0.020 22.00 2.20 1.20 1.00 1.30 20 Bal
GH984 0.062 0.002 0.005 19.00 2.27 1.23 0.55 1.24 Bal 41.28
2 结果与分析 2.1 热变形流变曲线

不同变形温度和应变速率下热锻态GH984G18合金的真应力-真应变曲线如图 1所示。可以看出,在温度较低的800 ℃、较快的变形速率(大于0.1s-1)条件下,随着变形量增大,GH984G18合金的流变应力开始快速增大,而后缓慢增大,但始终处于一个强化过程。变形温度高于900 ℃后,不同应变速率和变形温度下的流变曲线具有相似的特征:随着变形程度的增加,流变应力很快达到峰值,随后又缓慢下降。在所有变形条件下均出现稳态流变特征,即在一定变形温度和应变速率下,当真应变超过一定值时,随变形程度的增加真应力的变化很小,并逐渐趋于一稳定值或有所下降。同一温度下,随着应变速率的增加,真应力随之明显增加。在相同的应变速率条件下,真应力随着温度的升高大幅度降低。在同量变形程度下,流变应力随变形温度的升高而减小,随应变速率的增加而增加,但都不是简单的线性关系。

图 1 不同实验参数下的真应力-真应变曲线  (a)800 ℃;(b)900 ℃;(c)1000 ℃;(d)1050 ℃;(e)1100 ℃;(f)1150 ℃;(g)1200 ℃ Fig. 1 True stress-strain curves at different experimental parameters   (a)800 ℃; (b)900 ℃; (c)1000 ℃; (d)1050 ℃; (e)1100 ℃; (f)1150 ℃; (g)1200 ℃
2.2 热加工图

热加工图的建立主要基于动态材料模型绘制出来的图形[10, 12, 13]。动态材料模型认为,承受变形的零件是一个非线性能量耗散单元。能量的消耗包括材料发生塑性变形引起的能量耗散(其中大部分能量转化为热能,少部分能量以晶体缺陷能的形式存储)和材料变形过程中微观组织演变所消耗的能量。其中用于微观组织演变能量的耗散效率

(1)

式中:m为应变速率敏感指数;η为功率耗散因子。

η值越高,对应的动态再结晶更有利于热变形,使得材料的工艺塑性好,且加工完成后还会得到较好的组织。能量消耗效率η取决于热变形温度T及应变速率lgη -T-的变化规律即为能量耗散图。

Kumar基于Zeigler的最大熵产生率原理,提出了以下关于流变稳定性的判据:

(2)

式中ξ()为稳定性函数,满足式(2)的区域称为非稳定变形区域。参数ξ()作为变形温度和应变速率的函数,计算出各变形温度和应变速率对应的ξ()值,即构成非稳定图;同时,将能量耗散图和非稳定图进行叠加,就构成了材料的热加工图。

对应于不同的应变量,热锻态GH984G18合金典型的热加工图如图 2所示,等值线图中的数字表示能量耗散率η值,虚线圈出部分表示非稳定变形区域。可以看出,应变量对热加工图的形状影响较大,其中应变为0.7和0.8时的热加工图基本相似,应变为0.9和1.0时的热加工图也较为接近。当应变小于0.2时,在低温变形阶段形成近似的圆形非稳定区域,在高温高变形速率阶段形成近似三角形非稳定区域;当应变大于0.2时,高温高应变速率阶段的非稳定区域随着应变量的增大而减小;在应变量为0.6,0.9和1.0的工况条件下,在低温中速变形阶段出现了非稳定区域。如果GH984G18合金在非稳定变形区域内对应的工艺参数下进行塑性变形,可能会出现对微观组织不利的各种缺陷,所以应尽量避免将工艺参数选在非稳定区域内进行热加工。

图 2 不同真应变下GH984G18合金的热加工图  (a)ε=0.1;(b)ε=0.2;(c)ε=0.3;(d)ε=0.4;(e)ε=0.5;(f)ε=0.6;(g)ε=0.7;(h)ε=0.8;(i)ε=0.9;(j)ε=1.0 Fig. 2 Processing maps at different strains of GH984G18 alloy  (a)ε=0.1;(b)ε=0.2;(c)ε=0.3;(d)ε=0.4;(e)ε=0.5;(f)ε=0.6;(g)ε=0.7;(h)ε=0.8;(i)ε=0.9;(j)ε=1.0

图 2中各热加工图中的灰色区域为不同应变条件下的最佳工艺参数范围,即能量耗散率η值更高的区域。由图 2可以看出,能量耗散率随着温度的降低迅速减小,随着应变速率的升高而缓慢减小。应变为0.1时合金的能量耗散率在变形温度1030~1090 ℃,应变速率0.05~0.18s-1范围内最大,达到0.38以上,对应动态再结晶机制区域[14];应变为0.2时的最佳变形温度范围为980~1000 ℃,最佳应变速率范围为0.01~0.016s-1;当应变大于0.3时,其最佳工艺参数范围基本相似,仅存在略微差异,应变为0.3,0.5时的最佳变形温度范围分别为1130~1200 ℃和1175~1200 ℃,最佳应变速率范围分别为0.032~0.2s-1和0.063~0.178s-1;应变为0.4,0.6,0.7和0.8时的变形温度范围均为1180~1200 ℃,其最佳应变速率范围分别为0.056~0.25,0.063~0.2,0.1~0.56s-1和0.079~0.178s-1;而应变为0.9和1.0时的最佳变形温度范围均为1185~1200 ℃,最佳应变速率范围分别为0.08~0.14s-1和0.08~0.13s-1。这些区域的能量耗散率均达到0.43以上,是热加工的绝对安全区,并且能够获得最佳的再结晶组织。综上可得到GH984G18合金的热加工工艺窗口,如表 2所示。

表 2 GH984G18合金的热加工工艺窗口 Table 2 Hot working process window of GH984G18 alloy
Strain Process parameter Optimum process parameter Appropriate process parameter Unsteady process parameter
0.1 T/℃ 1030-1090 1030-1200 800-1030 1090-1200
/s-1 0.05-0.18 0.01-6.3 0.01-2 6.3-10
0.2 T/℃ 980-1000 830-1170 800-830 820-980 1170-1200
/s-1 0.01-0.016 0.01-0.18 0.01-0.022 0.18-2 0.01-10
0.3 T/℃ 1130-1200 800-1200 800-890 1030-1080 1110-1195
/s-1 0.032-0.2 0.01-1.58 1.58-10 5.62-10 3.98-10
0.4 T/℃ 1180-1200 800-1200 1160-1200
/s-1 0.056-0.25 0.01-1.78 1.78-10
0.5 T/℃ 1175-1200 800-1200 970-1180
/s-1 0.063-0.178 0.01-1.58 1.58-10
0.6 T/℃ 1180-1200 1140-1200 800-1140 1090-1165
/s-1 0.063-0.2 0.01-2 0.01-1.58 5.01-10
0.7 T/℃ 1180-1200 800-1160 1160-1200
/s-1 0.1-0.56 0.01-10 0.01-0.05
0.8 T/℃ 1180-1200 800-1170 1170-1200
/s-1 0.079-0.178 0.01-10 0.01-0.05
0.9 T/℃ 1185-1200 890-1170 800-890 1160-1200
/s-1 0.08-0.14 0.01-10 0.2-1.33 0.01-0.05
1.0 T/℃ 1185-1200 875-1175 800-875 1175-1200
/s-1 0.08-0.13 0.01-10 0.28-1.78 0.01-0.05
2.3 热变形组织

利用有限元软件ABAQUS对试样的热压缩过程进行模拟,可得到压缩试样的纵截面各区域的应变场分布,如图 3所示。图 4所示为在1100 ℃,0.1s-1,60%热压缩条件下变形后各区域的显微组织,可以发现,各个区域的组织存在很大的差异,图 3中(b)区材料发生了完全动态再结晶,获得了均匀分布的细小再结晶晶粒,而(a),(c)区只发生了很小程度的动态再结晶,因此只在部分晶界附近获得小部分细小的再结晶晶粒,(d),(e)区相比于(a),(c)区则发生了较大程度的再结晶反应,在晶界附近获得了较大部分的再结晶晶粒,只有小部分区域未实现动态再结晶。对照图 3图 4可知,各个区域的显微组织分布与压缩试样各区域的变形程度密切相关,将整个压缩试样的纵剖面分为3个变形区,(a),(c)区是难变形区,变形较小,形变储能低,所以难以达到再结晶能量要求的临界点,仅在部分晶界处达到再结晶的临界条件,而只在部分区域发生再结晶;(d),(e)区则为小变形区,大部分形变储能达到再结晶能量要求的临界点,因此,此区域发生较大程度的再结晶反应,获得较多的再结晶晶粒;而(b)区为大变形区,较大的形变可获得高的形变储能,从而此区域材料可实现完全的动态再结晶,获得均匀分布的细小再结晶组织。

图 3 在1100 ℃,0.1s-1,60%条件下试样热压缩变形后的应变场分布 Fig. 3 Simulated strain field of specimen after hot deformation under the condition of 1100 ℃, 0.1s-1, 60%
图 4 在1100 ℃,0.1s-1,60%条件下热压缩变形后试样各区域的显微组织  (a)顶部区域;(b)中心区域;(c)底部区域;(d)左侧区域;(e)右侧区域 Fig. 4 Microstructure at different regions of specimen after hot deformation under the condition of 1100 ℃, 0.1s-1, 60% (a)top zone; (b)center zone; (c)bottom zone; (d)left zone; (e)right zone
2.4 再结晶图

GH984G18合金在高温变形过程中会发生奥氏体动态再结晶,奥氏体组织形态会对冷却后相变产物的组织与性能产生显著的影响,因此有必要对奥氏体动态再结晶过程进行研究。

奥氏体动态再结晶图描述的是直接热变形所获得的奥氏体组织状态(动态回复、部分动态再结晶或完全动态再结晶)与热变形参数(形变温度T、形变速率和形变量ε等)的关系。利用动态再结晶图可以确定动态再结晶开始和达到稳定状态的临界应变,从而得到材料实现完全再结晶的条件,为合理控制材料晶粒度,制定正确的热成形工艺规范提供理论依据,以指导生产,获得能够保证完全再结晶的锻造工艺。

温度越高、变形量越大、应变速率越小越有利于发生动态再结晶。图 1即为典型的发生了动态再结晶的材料应力-应变曲线。该曲线分为以下3个阶段:1) 加工硬化阶段:应力随应变快速上升,金属材料处于加工硬化过程(0 < ε < εc);2) 动态再结晶开始阶段:应变达到临界值εc,动态再结晶开始发生,在此过程中,加工硬化和动态再结晶软化过程同时发生,其软化作用随应变增加而上升的幅度逐渐降低,当σ>σmax时,动态再结晶的软化作用超过加工硬化效果,应力随应变增加而下降(εc < ε < εs),此范围内金属处于部分动态再结晶状态;3) 稳定流变阶段:随真应变的增加,加工硬化和动态再结晶引起的软化趋于平衡,流变应力趋于恒定(ε>εs)。此范围内金属处于完全再结晶状态。

图 1中应力-应变曲线参数进行微分处理[15],并以经验公式εc=0.83εmax作为开始发生动态再结晶的临界点,以εs作为完全动态再结晶的临界点,可以得到如图 5所示的动态再结晶图。

图 5 不同应变速率下的动态再结晶图  (a)1s-1;(b)0.1s-1;(c)0.01s-1 Fig. 5 Dynamic recrystallization diagrams at different strain rates  (a)1s-1; (b)0.1s-1; (c)0.01s-1

图 5中A,B,C区分别为完全动态再结晶区,部分动态再结晶区和非动态再结晶区。可以看出,各应变速率下的动态再结晶图,都能较好地描述变形温度和变形量与动态再结晶之间的关系。变形量越大,温度越高时,更容易完成动态再结晶;温度越低,变形量越小时更难以完成动态再结晶。比较图 5(a)(b)(c)可以发现,变形速率越低,开始和完成动态再结晶的临界曲线均向左偏移,即开始和完成动态再结晶的临界变形量均减小,从而有利于动态再结晶的发生。

图 6所示为应变速率为1s-1的再结晶图,较好地描述了该应变速率下,变形温度和应变量与动态再结晶晶粒度级数之间的关系。合金以1s-1的应变速率热变形,当变形温度和应变量分别达到1000 ℃和30%时,晶粒度级数增加,此变形条件下合金发生部分动态再结晶,其组织多为混晶组织,如图 7(a)所示,混晶现象使材料性能不均匀,力学性能下降。当变形温度为1000 ℃,应变量为60%时,晶粒度级数达到最大,晶粒尺寸最小,即在此变形条件下发生完全动态再结晶,产生细小均匀的等轴晶,如图 7(b)所示。随着温度升高,动态再结晶晶粒开始迅速长大,以至于当温度为1100 ℃时,其晶粒度级数降低,即晶粒尺寸增加,对应的金相组织如图 7(c)所示。而当温度小于900 ℃时,随应变量增加,晶粒度级数几乎未发生变化,即在此温度范围内进行热加工时,应变量增加也不能引起动态再结晶,仅使得晶粒发生拉长变形,如图 7(d)(e)所示。

图 6 应变速率为1s-1的再结晶图 Fig. 6 Recrystallization map at the strain rate of 1s-1
图 7 应变速率为1s-1时合金的显微组织  (a)1000 ℃,30%;(b)1000 ℃,60%;(c)1100 ℃,60%;(d)900 ℃,60%;(e)800 ℃,60% Fig. 7 Microstructure of the alloy at the strain rate of 1s-1 (a)1000 ℃, 30%;(b)1000 ℃, 60%;(c)1100 ℃, 60%;(d)900 ℃, 60%;(e)800 ℃, 60%
3 结论

(1) GH984G18合金的热加工工艺窗口表明:应变较小时(ε≤0.2),可优先选择的变形温度范围为1030~1090 ℃,应变速率范围为0.01~0.18s-1;随应变增加(ε≥0.3),最佳热变形温度范围移至高温区间1180~1200 ℃,最佳应变速率范围大致为0.056~0.25s-1,此区域的能量耗散率达到0.43以上,对应完全动态再结晶区。此外,在各应变条件下存在对应的非稳定区,热加工时应注意避开失稳区。

(2) 应变速率为1s-1时,动态再结晶不能在温度小于900 ℃时发生,仅发生动态回复;当变形温度和应变量分别达到1000 ℃和30%时,发生部分动态再结晶,其组织多为混晶组织;变形温度为1000 ℃,应变量增大到60%时,发生完全动态再结晶,可获得均匀细小的再结晶组织;温度继续升高,会使得再结晶晶粒迅速长大。

参考文献(References)
[1] EVANS N D, MAZIASZ P J, SWINDEMAN R W, et al. Microstructure and phase stability in INCONEL alloy 740 during creep[J]. Scripta Materialia,2004, 51 (6) : 503 –507. DOI: 10.1016/j.scriptamat.2004.05.047
[2] ROSLER J, GOTTING M, GENOVESE D D, et al. Wrought Ni-base superalloys for steam turbine applications beyond 700℃[J]. Advanced Engineering Materials,2003, 5 (7) : 469 –483. DOI: 10.1002/adem.200310083
[3] VISWANATHAN V, PURGERT R, RAWLS P. Coal-fired power materials[J]. Advanced Materials & Processes,2008, 166 (8) : 47 –49.
[4] TOKAIRIN T, DAHL K V, DANIELSEN H K, et al. Investigation on long-term creep rupture properties and microstructure stability of Fe-Ni based alloy Ni-23Cr-7W at 700℃[J]. Materials Science and Engineering:A,2013, 565 : 285 –291. DOI: 10.1016/j.msea.2012.12.019
[5] 郭建亭, 杜秀魁. 一种性能优异的过热器管材用高温合金GH2984[J]. 金属学报,2005, 41 (11) : 1221 –1227. GUO J T, DU X K. A superheater tube superalloy GH2984 with excellent properties[J]. Acta Metallurgica Sinica,2005, 41 (11) : 1221 –1227.
[6] KRISHNA R, HAINSWORTH S V, GILL S P A, et al. Topologically close-packed μ phase precipitation in creep-exposed Inconel 617 alloy[J]. Metallurgical and Materials Transactions A,2013, 44 (3) : 1419 –1429. DOI: 10.1007/s11661-012-1491-z
[7] SHINGLEDECKER J P, EVANS N D, PHARR G M. Influences of composition and grain size on creep-rupture behavior of Inconel® alloy 740[J]. Materials Science and Engineering:A,2013, 578 : 277 –286. DOI: 10.1016/j.msea.2013.04.087
[8] SHINGLEDECKER J P, PHARR G M. Testing and analysis of full-scale creep-rupture experiments on Inconel alloy 740 cold-formed tubing[J]. Journal of Materials Engineering and Performance,2013, 22 (2) : 454 –462. DOI: 10.1007/s11665-012-0274-4
[9] 谭梅林, 王常帅, 郭永安, 等. Ti/Al比对GH984G合金长期时效过程中γ'沉淀相粗化行为及拉伸性能的影响[J]. 金属学报,2014, 50 (10) : 1260 –1268. TAN M L, WANG C S, GUO Y A, et al. Influence of Ti/Al ratios on γ'coarsening behavior and tensile properties of GH984G alloy during long-term thermal exposure[J]. Acta Metallurgica Sinica,2014, 50 (10) : 1260 –1268.
[10] PRASAD Y V R K, GEGEL H L, DORAIVELU S M, et al. Modeling of dynamic material behavior in hot deformation:forging of Ti-6242[J]. Metallurgical and Materials Transactions A,1984, 15 (10) : 1883 –1892. DOI: 10.1007/BF02664902
[11] 李润霞, 张磊, 刘兰吉, 等. Al-17.5Si-4Cu-0.5Mg合金热变形行为及其加工图[J]. 航空材料学报,2015, 35 (1) : 25 –32. LI R X, ZHANG L, LIU L J, et al. Hot deformation behavior and processing maps of Al-17.5Si-4Cu-0.5Mg alloys[J]. Journal of Aeronautical Materials,2015, 35 (1) : 25 –32.
[12] 俞秋景, 张伟红, 于连旭, 等. 铸态Inconel 625合金热加工图的建立及热变形机制分析[J]. 材料工程,2014 (1) : 30 –34. YU Q J, ZHANG W H, YU L X, et al. Development of thermal processing map and analysis of hot deformation mechanism of cast alloy Inconel 625[J]. Journal of Materials Engineering,2014 (1) : 30 –34.
[13] 曾卫东, 周义刚, 周军, 等. 加工图理论研究进展[J]. 稀有金属材料与工程,2006, 35 (5) : 673 –677. ZENG W D, ZHOU Y G, ZHOU J, et al. Recent development of processing map theory[J]. Rare Metal Materials and Engineering,2006, 35 (5) : 673 –677.
[14] BALASUBRAHMANYAM V V, PRASAD Y. Deformation behaviour of beta titanium alloy Ti-10V-4.5Fe-1.5Al in hot upset forging[J]. Materials Science and Engineering:A,2002, 336 (1-2) : 150 –158. DOI: 10.1016/S0921-5093(01)01982-7
[15] SUN M Y, HAO L H, LI S J, et al. Modeling flow stress constitutive behavior of SA508-3 steel for nuclear reactor pressure vessels[J]. Journal of Nuclear Materials,2011, 418 (1-3) : 269 –280. DOI: 10.1016/j.jnucmat.2011.07.011