Sc掺杂TiB_2_606...合材料热变形行为及热加工图_解佩佩.pdf

第33卷第3期Volume 33 Number 32023 年 3 月March 2023中国有色金属学报The Chinese Journal of Nonferrous MetalsSc掺杂TiB2/6061复合材料热变形行为及热加工图解佩佩1，陈咪1，刘志伟1，余申卫2，何源2，贾豫冬3(1.西安交通大学 材料科学与工程学院，金属材料强度国家重点实验室，西安 710049；2.中国船舶重工集团公司第十二研究所，兴平 713102；3.西北有色金属研究院，西安 710016)摘 要：采用Gleeble3800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623773 K、应变速率为0.0011 s1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(663773 K，0.1321 s1)及低温区域(623655 K，0.0010.040 s1)，最优的热加工区域为变形温度703773 K、应变速率0.0170.107 s1。热变形过程中该材料的软化机制主要为动态回复。关键词：Sc；TiB2颗粒增强铝基复合材料；热变形；本构方程；热加工图文章编号：1004-0609(2023)-03-0741-11 中图分类号：TB333 文献标志码：A引文格式：解佩佩,陈咪,刘志伟,等.Sc掺杂TiB2/6061复合材料热变形行为及热加工图J.中国有色金属学报,2023,33(3):741751.DOI:10.11817/j.ysxb.1004.0609.2022-43119XIE Pei-pei,CHEN Mi,LIU Zhi-wei,et al.Hot deformation behavior and hot processing map of Sc doped TiB2/6061 compositeJ.The Chinese Journal of Nonferrous Metals,2023,33(3):741 751.DOI:10.11817/j.ysxb.1004.0609.2022-43119 随着“轻量化”逐渐成为工业领域的需求热点，金属基复合材料得到了广泛的研究和应用。铝基复合材料具有易于塑性加工、工艺灵活性大和成本低等优点，对其研究最为广泛和深入，制备工艺也相对成熟；其中最具代表性的颗粒增强铝基复合材料具有高的比强度和比模量、低的热膨胀系数以及良好的耐磨性等，在航空、航天、汽车及电子等领域具有很强的竞争优势1。颗粒增强铝基复合材料常用的增强体有 TiB2、B4C、TiC、SiC、Al2O3等，其中TiB2颗粒具有高弹性模量、高熔点、不与熔融铝合金发生反应以及不会在颗粒基体界面处产生有害产物等优点，这使得原位合成TiB2颗粒增强铝基复合材料成为研究热点2。大多数商用铝基复合材料均采用可时效强化的2系或6系铝合金作为基体，但是在高温下由于基体析出相会快速粗化，这些铝基复合材料的力学性能会迅速下降，限制了其在高温环境下的应用3，因此必须在铝基复合材料中加入一些可提高其热稳定性的元素。Sc作为铝合金中最有效的强化元素之一，加入铝合金中可以显著细化(Al)晶粒，提高铝合金在室温和高温下的力学性能45。近期有研究表明，在铝基复合材料中加入微量的Sc元素，DOI:10.11817/j.ysxb.1004.0609.2022-43119基金项目：国家自然科学基金资助项目(51974224，52174372)；陕西省自然科学基金资助项目(2020JM-047)收稿日期：2022-04-12；修订日期：2022-05-18通信作者：刘志伟，教授，博士；电话：[phone]；E-mail：中国有色金属学报2023 年 3 月也可以起到类似效果6。部分颗粒增强铝基复合材料需经过热轧、锻造、挤压等热变形才能成型，但增强颗粒的引入使得铝基复合材料的热变形行为与基体有较大差异，从而影响其热加工工艺的选择，因此有必要构建颗粒增强铝基复合材料的本构方程和热加工图，对其热加工工艺进行指导。CHEN 等7研究了 Al2O3/8009复合材料的热变形行为及热加工图，根据热加工图确定了材料热变形过程中的安全区和失稳区；他们通过微观组织观察发现，该材料的安全区较窄，变形试样在失稳区的Al2O3颗粒周围会聚集大量位错，且Al2O3颗粒和基体的界面处会出现裂纹。CHEN等8研究了(SiC+TiB2)/Al-7Si复合材料的热变形行为，材料中添加的SiC颗粒粒径为13 m，TiB2颗粒粒径为200 nm；研究发现，在热变形过程中，SiC颗粒和TiB2颗粒周围都会发生位错堆积；随着变形量的增加，SiC颗粒会发生破碎使得周围位错堆积减少，而TiB2颗粒仍对位错有强烈的钉扎作用；TiB2颗粒周围堆积的位错会促进动态再结晶的进行，但同时由于TiB2对晶界的钉扎作用会阻碍再结晶晶粒长大，因此再结晶晶粒较为细小，且再结晶程度较低，材料主要的软化机制还是动态回复。目前，关于Sc掺杂TiB2/6061复合材料的热变形行为研究报道较少，为此本文作者对 Sc 掺杂TiB2/6061 复合材料的热变形行为进行研究，在Gleeble3800试验机上进行Sc掺杂TiB2/6061复合材料的等温、恒应变速率的热压缩试验；根据热压缩试验的结果，建立了本构方程，构建了热加工图，为该复合材料的力学性能改善、零件成形及广泛应用提供理论和实验依据。1实验本文采用重熔稀释法制备0.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料(质量分数)。首先采用Al-K2TiF6-KBF4反应体系，在900 下反应35 min制备10%TiB2/Al中间复合材料铸锭9。然后，将中间复合材料、Al-20Si、纯Mg、纯Cu、纯Al、Al-2Sc在750 下重熔，制备0.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料。将制备好的复合材料进行ICP(电感耦合等离子体质谱仪)测试，确定基体中合金元素的准确含量，测试结果如表1所示。将 0.2%Sc-2%TiB2/6061 复合材料铸锭采用线切割加工成d 10 mm15 mm的热压缩圆柱试样。在Gleeble3800试验机上进行热压缩实验，变形温度为623 K、673 K、723 K、773 K，应变速率为0.001 s1、0.01 s1、0.1 s1、1 s1，真应变为 0.9。将试样以3 K/s的速度加热至指定温度，保温5 min后开始热压缩实验，变形结束后立即将试样水淬以保留变形组织。采用装配有电子背散射衍射仪(EBSD)的扫描电子显微镜(SEM,S4800)及透射电子显微镜(TEM,JEOL JEM2100Plus)对热压缩试样的微观组织进行观察，选择的观察区域为试样纵截面的中心区域。2结果与讨论2.1应力 应变曲线图1所示为0.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料在不同变形条件下的真应力真应变曲线。从图1中可以看出，真应力真应变曲线均可以划分为三个阶段：初始阶段、过渡阶段和最终阶段。在初始阶段，变形以加工硬化为主，随应变量的增加，位错快速产生和积累，流变应力迅速增大；在过渡阶段，随应变量的增加，动态软化作用逐渐增强，加工硬化作用被部分抵消，真应力真应变曲线的斜率逐渐减小；在最终阶段，当变形超过某一应变量后，加工硬化和动态软化会趋于平衡，随应变量的增加，流变应力不再发生显著变化，发生稳态流变。此外，随着变形温度的升高和应变速率的降低，流变应力会逐渐减小。温度对流变应力的影响如下：首先，随着温度的升高，材料的热激活作用增强，材料中空位浓度降低，使得空位对位错的钉扎作用减小，位错运动(刃位错的攀移和螺位错的交滑移)更容易进行，材料更容易发生变形；其次，表10.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料基体的化学成分Table 1 Chemical composition of matrix of 0.2%Sc-2%TiB2/6061 composite(mass fraction,%)Mg1.10Si0.66Cu0.25Sc0.18Fe0.40AlBal.742第 33 卷第 3 期解佩佩，等：Sc 掺杂 TiB2/6061 复合材料热变形行为及热加工图随着温度的升高，动态回复和动态再结晶等软化作用增强，材料的变形抗力降低；最后，随着温度的升高，金属原子之间的结合力降低，材料的临界剪应力降低，铝基体中可以开动的滑移系的数量增加，材料塑性增强，变形抗力下降1011。应变速率对流变应力产生影响则主要是因为：随着应变速率的增加，材料在短时间内会产生大量变形，位错大量增加和塞积，加工硬化作用明显；同时，由于变形时间缩短，动态回复和动态再结晶等软化作用不能充分进行，使流变应力显著增加1213。2.2本构方程构建材料在变形过程中的流变应力与材料成分、变形温度、应变速率以及变形量有着密切的关系，阿伦尼乌斯经验公式已经成功被用来拟合流变应力和变形温度及应变速率之间的关系1415。三种形式的阿伦尼乌斯方程如式(1)(3)所示。1)低应力水平下的幂函数表达式：?=A1n1exp(-QRT),0.8(1)2)高应力水平下的指数函数表达式：?=A2exp()exp(-QRT),1.2(2)3)全应力水平下的双曲正弦函数表达式：?=Asinh()nexp(-QRT)(3)式中：为流变应力，MPa，本文取应变为0.5时的流变应力来计算本构方程的参数；?为应变速率，s1；T为材料变形的绝对温度，K；Q为材料的热变形激活能，kJ/mol；R 为摩尔气体常数，8.314 J/(molK)；A1、A2、A、n1、n、为与温度无关的材料常数，且=/n1。对式(1)(3)两边取对数可得：ln?=lnA1+n1ln-QRT(4)图10.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料在不同的变形温度和应变速率下的真应力真应变曲线Fig.1True stresstrue strain curves of 0.2%Sc-2%TiB2/6061 composite at different temperatures with various strain rates:(a)1 s1;(b)0.1 s1;(c)0.01 s1;(d)0.001 s1743中国有色金属学报2023 年 3 月ln?=lnA2+-QRT(5)ln?=nlnsinh()+lnA-QRT(6)对ln?-ln及ln?-分别进行线性拟合，拟合结果如图2(a)和(b)所示，根据拟合直线的斜率的平均值即可分别求得 n1和 的值，得到 n1=6.65375，=0.16535，故=/n1=0.024851。对ln?-lnsinh()进行线性拟合，拟合结果如图2(c)所示，对拟合直线的斜率求平均值即可得到n值，求得n=4.73390。对式(6)变形可得：lnsinh()=S1000T+ln?-lnAn(7)式中：S=Q/(Rn)。对 ln?-lnsinh()进行线性拟合，拟合结果如图2(d)所示，对拟合直线的斜率求平均值可得S1=5.44360，下标数字对应迭代次数。对式(6)进行微分，可得：Q=R|ln?lnsinh()|T|lnsinh()(1/T)|?=RnS(8)则热变形激活能Q1=RnS1=214.24727 kJ/mol。将n代入=/n1中取代n1，可以得到2的值，代入式(6)(8)可以得到，n2、S2和Q2的值；重复上面的步骤，经过四次迭代，可以得到4=0.047648，n4=3.16523，S4=8.65407，Q4=227.751 kJ/mol。此外，Zener与Hollomon还证明在材料的高温变形过程中，对流变应力影响最大的因素是变形温度和应变速率，提出用温度补偿应变速率因子，即用Z参数来描述变形温度和应变速率对流变应力的影响16。Z=?exp(QRT)(9)Z=Asinh()n(10)对式(10)两边取对数：lnZ=nlnsinh()+lnA(11)根据式(9)可以求得不同条件下的lnZ值，对图2线性拟合图Fig.2Linear fitting plots:(a)ln?-ln;(b)ln?-;(c)ln?-lnsinh();(d)lnsinh()-T-1744第 33 卷第 3 期解佩佩，等：Sc 掺杂 TiB2/6061 复合材料热变形行为及热加工图lnZ-lnsinh()进行线性拟合，拟合结果如图3所示，根据拟合直线的截距可得lnA=29.47502，因此A=6.321771012 s1。综上所述，可得材料参数如表2所示。将表2中的材料常数代入式(3)可得材料的本构方程为：?=6.321771012sinh(0.047648)3.16523exp(-227751RT)(12)用Z参数表示的本构方程为：=10.047648ln|()Z6.32177101213.16523+|()Z6.32177101223.16523+112(13)为了确认本构方程对流变应力的预测是否可靠，根据式(13)求出真应变为0.5时流变应力的预测值，将流变应力的预测值与热压缩实验所得的实验值进行对比，将流变应力的实验值和预测值进行线性拟合，如图4所示。拟合结果表明，流变应力的预测值与实验值之间具有良好的线性相关关系，其线性相关系数为 0.96。此外，通过计算得到，流变应力的预测值与实验值之间的均方根误差为6.59 MPa。由此可见，流变应力的预测值与实验值之间具有较好的吻合度，所构建的试样的本构方程是可靠的。2.3热变形激活能热变形激活能Q是一个重要的物理参数，它定性地反映了在热变形过程中位错运动的能垒；热变形激活能越大，说明位错运动的阻力越大，需要更大的驱动力来推动位错运动。表3列出了不同文献中所计算的6061合金及其复合材料的热变形激活能。从表3中可以看出，增强颗粒的添加会使得颗粒增强6061复合材料的热变形激活能发生显著改变，且0.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料的热变形激活能(227.751 kJ/mol)明显高于6061基体。TiB2颗粒和 Sc 元素的含量增加必定会对 0.2%Sc-2%TiB2/图3lnZ-lnsinh()线性拟合图Fig.3Linear fitting plots of lnZ-lnsinh()表20.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料的材料常数和热变形激活能值Table 2 Values for material constants and activation energies for 0.2%Sc-2%TiB2/6061 composite0.047648n3.16523Q/(kJmol1)227.751A/s16.321771012图4流变应力的预测值与实验值之间的相关性Fig.4 Correlation between predicted value and experimental value of flow stress表36061合金及其复合材料的热变形激活能Table 3 Activation energy of 6061 alloy and its compositesAlloy6061606160610.5%Al2O3/606115%SiC/6061Q/(kJmol1)163.4366161.5175.836285215Ref.1718192021745中国有色金属学报2023 年 3 月6061复合材料热变形过程产生影响，从而影响其热变形激活能，具体细节将在后续关于组织分析的章节讨论。2.4热加工图基于动态材料模型，工件在热变形过程中被视为一个功率耗散体，材料的热变形过程是一个能量耗散系统；在热加工过程中，材料总的能量耗散(P)主要包括耗散量(G)和耗散协量(J)22 两个部分，如式(14)所示：P=?=0?d?+0?d=G+J(14)G代表材料热变形过程中消耗的黏塑性热量；J则代表的是材料热变形过程中通过微观组织演化所消耗的能量，比如动态回复、动态再结晶、绝热剪切带、相变等。P中G与J的比例关系可以用应变速率敏感因子m来描述：m=JG=?=lnln?(15)在变形温度和应变条件保持不变时，流变应力和应变速率之间的关系可以表达为：=K?m(16)根据式(14)和(16)可得：J=0?d=m?1+m(17)当材料处于理想的线性耗散过程中时，J=G，J达到最大值Jmax。定义功率耗散系数为非线性耗散过程中微观组织变化所消耗的能量J与Jmax的比值，如式(18)和(19)所示：Jmax=P2=?2(18)=JJmax=2mm+1(19)此外，动态材料模型根据不可逆热力学极值原理给出了失稳判据2223：(?)=lnm(m+1)ln?+m0(20)在某一应变下，绘制出随变形温度T和应变速率?的变化关系图即功率耗散图，绘制随变形温度T和应变速率?的变化关系图即失稳图，将功率耗散图和失稳图叠加即可得到热加工图，如图5所示。从图5中可以看出，在各个真应变下，失稳区出现的范围差别不大，主要出现在两个区域：高应变速率下的失稳区为(663773 K，0.1321 s1)，低温下的失稳区为(623655 K，0.0010.040 s1)。除去失稳区，剩下的区域便是安全区；在安全区中，功率耗散系数越高，热加工性能越好。因此，适合0.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料的最优热加工参数为变形温度 703773 K、应变速率 0.0170.107 s1。图50.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料在不同真应变下的热加工图Fig.5Processing maps of 0.2%Sc-2%TiB2/6061 composite at different true strains:(a)=0.3;(b)=0.5;(c)=0.7746第 33 卷第 3 期解佩佩，等：Sc 掺杂 TiB2/6061 复合材料热变形行为及热加工图2.5组织分析图6所示为安全区(723 K，0.001 s1)和失稳区(723 K，1 s1)变形试样的IPF图，在IPF图中大角度晶界(晶界取向差大于15)用黑色线表示，小角度晶界(晶界取向差为215)用灰色线表示。铝基复合材料在热变形过程中会发生加工硬化、动态回复和/或动态再结晶。不同的晶粒形貌表明受到了不同的动态软化机制的影响。通常情况下，受以动态回复为主的动态软化机制影响的晶粒表现为长条状晶粒和亚晶粒结构，受以动态再结晶为主的动态软化机制影响的晶粒表现为等轴晶24。从图6(a)可以看出，在热压缩后，大部分晶粒都被压缩成条带状，且原始晶粒内部有大量亚晶粒，这是典型的动态回复的特征，说明0.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料在热压缩过程中主要的软化机制是动态回复。此外，沿晶界处分布有少量细小的等轴晶晶粒，说明在热压缩过程中也发生了动态再结晶。从图6(b)中还可以看出，在失稳区变形试样的变形组织里出现了局部变形组织(如图中黑框所示)，这是典型的失稳特征25，说明热加工图对试样的失稳区预测较为准确。图7所示为安全区和失稳区变形试样的晶界取向角的统计图。根据统计结果，小角度晶界的比例较高，为68.6%78.75%，再次证明在热压缩过程中0.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料的主要软化机制是动态回复。此外，可以看出，安全区变形试样的大角度晶界的比例较高，大角度晶界比例增高，意味着一部分小角度晶界转变为大角度晶界，说明安全区变形试样的再结晶程度较高。图8所示为安全区(723 K，0.001 s1)和失稳区(723 K，1 s1)变形试样的再结晶晶粒分布图和再结晶程度统计图，图中蓝色代表再结晶晶粒，黄色代表亚晶粒，红色代表变形晶粒。从图8中可以看出，在安全区变形试样的再结晶程度高于失稳区，所选安全区的应变速率较低，再结晶晶粒会有足够的时间形核和长大，从而使再结晶程度提高。图6在安全区(723 K，0.001 s1)和失稳区(723 K，1 s1)变形试样的IPF图Fig.6IPF maps of samples deformed at stability region(723 K,0.001 s1)and instability region(723 K,1 s1):(a)Stability region;(b)Instability region图7在安全区(723 K，0.001 s1)和失稳区(723 K，1 s1)变形试样的晶界取向角统计图Fig.7Statistical results of grain boundary misorientation data of samples deformed at:(a)Stability region(723 K,0.001 s1);(b)Instability region(723 K,1 s1)747中国有色金属学报2023 年 3 月图9所示为安全区(723 K，0.001 s1)和失稳区(723 K，1 s1)变形试样的 KAM 图(Kernel average misorientation)。在KAM图中，KAM值越大说明局部取向差越大，位错密度越高。如图9所示，安全区变形试样的KAM值低于失稳区，这是因为所选择安全区应变速率较低，其动态软化进行得更加充分，在动态再结晶和动态回复过程中消耗了大量位错。由图10(a)可知，在0.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料基体中，存在很多纳米级的豆瓣状析出相；对这些相的衍射斑点进行标定可知，其为Al3Sc相；与Al3Sc相接触的位错显著弯曲，说明Al3Sc粒子对位错有很强的钉扎作用。从图11可以看出，在0.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料中，TiB2颗粒周围有大量缠结的位错。由此可见，Al3Sc粒子和TiB2颗粒可以显著阻碍位错的运动，这种阻碍作用使得试样的热变形激活能明显提高14,26。图8安全区(723 K，0.001 s1)和失稳区(723 K，1 s1)变形试样的再结晶晶粒分布图和再结晶晶粒体积分数统计图Fig.8Recrystallized grain distribution(a),(c)and volume fraction statistics(b),(d)of samples deformed at:(a),(b)Stability region(723 K,0.001 s1);(c),(d)Instability region(723 K,1 s1)图9安全区(723 K，0.001 s1)和失稳区(723 K，1 s1)变形试样的KAM图Fig.9KAM maps of samples deformed at:(a)Stability region(723 K,0.001 s1);(b)Instability region(723 K,1 s1)748第 33 卷第 3 期解佩佩，等：Sc 掺杂 TiB2/6061 复合材料热变形行为及热加工图3结论1)0.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料是正应变速率敏感材料，流变应力随温度的升高和应变速率的降低而降低。2)经过计算得到 0.2%Sc-2%TiB2/6061 复合材料的热变形激活能 Q 为 227.751 kJ/mol，本构方程为：?=6.321771012sinh(0.047648)3.16523exp(-227751RT)。3)通过绘制热加工图可知，0.2%Sc-2%TiB2/6061 复合材料在变形温度 623673 K、应变速率0.0011 s1的范围内变形时，失稳区主要出现在两个区域：高应变速率下的失稳区为(663773 K，0.1321 s1)，低 温 下 的 失 稳 区 为(623655 K，0.0010.040 s1)。复合材料的最优热加工区域为变形温度703773 K、应变速率0.0170.107 s1。4)通过对安全区(723 K，0.001 s1)和失稳区(723 K，1 s1)变形的试样进行微观组织分析，发现在热压缩过程中，0.2%Sc-2%TiB2/6061复合材料试样的主要软化机制是动态回复，并伴有部分动态再结晶，主要的失稳机制为局部流变。REFERENCES1张文毓.金属基复合材料的现状与发展J.装备机械,2017(2):7983.图11TiB2颗粒与位错之间的相互作用Fig.11Interaction between TiB2 particles and dislocations:(a)Bright field TEM image;(b)Dark field TEM image and EDS mapping of particle图10Al3Sc粒子与位错之间的相互作用Fig.10 Interaction between Al3Sc particles and dislocations:(a)Bright field TEM image;(b)Diffraction pattern of nanoparticle rich zone749中国有色金属学报2023 年 3 月ZHANG Wen-yu.Present status and development of metal matrix compositesJ.The Magazine on Equipment Machinery,2017(2):7983.2DEY D,BHOWMIK A,BISWAS A.Influence of TiB2 addition on friction and wear behaviour of Al2024-TiB2 ex-situ compositesJ.Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2021,31(5):12491261.3LAI J,ZHANG Z,CHEN X G.The thermal stability of mechanical properties of Al-B4C composites alloyed with Sc and Zr at elevated temperaturesJ.Materials Science and Engineering A,2012,532:462470.4PARK J H,LEE K A,WON S J,et al.Influence of Sc microalloying on the microstructure of Al5083 alloy and its strengthening effectJ.Metals,2021,11(7):1120.5XUE H,YANG C,KUANG J,et al.Highly interdependent dual precipitation and its effect on mechanical properties of Al-Cu-Sc alloysJ.Materials Science and Engineering A,2021,820:141526.6PRAMOD S L,RAVIKIRANA,PRASADA RAO A K,et al.Microstructure and mechanical properties of as-cast and T6 treated Sc modified A356-5TiB2 in-situ compositeJ.Materials Science and Engineering A,2019,739:383394.7CHEN S,FU D F,LUO H B,et al.Hot workability of PM 8009Al/Al2O3 particle-reinforced composite characterized using processing mapsJ.Vacuum,2018,149:297305.8CHEN X R,FU D F,TENG J,et al.Hot deformation behavior and mechanism of hybrid aluminum-matrix composites reinforced with micro-SiC and nano-TiB2J.Journal of Alloys and Compounds,2018,753:566575.9LIU J,LIU Z W,DONG Z W,et al.On the preparation and mechanical properties of in situ small-sized TiB2/Al-4.5Cu composites via ultrasound assisted RD methodJ.Journal of Alloys and Compounds,2018,765:10081017.10 ZHONG L W,GAO W L,FENG Z H,et al,.Hot deformation characterization of as-homogenized Al-Cu-Li X2A66 alloy through processing maps and microstructural evolutionJ.Journal of Materials Science and Technology,2019,35(10):24092421.11 黄志新,朱 琳,杨信文,等.微合金化8630钢热压缩流变行为J.塑性工程学报,2021,28(12):140147.HUANG Zhi-xin,ZHU Lin,YANG Xin-wen,et al.Hot compression rheological behavior of micro-alloying 8630 steelJ.Journal of Plasticity Engineering,2021,28(12):140147.12 王胜龙,秦中环,周小京,等.航天用6005A铝合金热变形行为研究J.航天制造技术,2021,6:511,21.WANG Sheng-long,QIN Zhong-huan,ZHOU Xiao-jing,et al.Research on thermal deformation behavior of 6005A aluminum alloy used in aerospaceJ.Aerospace Manufacturing Technology,2021,6:511,12.13 张 兵,赵芬芬,陈韩锋,等.钴基高温合金GH5605热压缩变形行为J.中国有色金属学报,2021,31(4):879889.ZHANG Bing,ZHAO Fen-fen,CHEN Han-feng,et al.Hot compression deformation of cobalt-based superalloy GH5605J.Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2021,31(4):879889.14 XIAO P,GAO Y M,XU F X,et al.Hot deformation behavior of in-situ nanosized TiB2 particulate reinforced AZ91 Mg matrix compositeJ.Journal of Alloys and Compounds,2019,798:111.15 陈永生,孙晓梅,吉泽升,等.挤压铸造态AZ91D镁合金的流变应力和动态再结晶行为J.中国有色金属学报,2022,32(3):721730.CHEN Yong-sheng,SUN Xiao-mei,JI Ze-sheng,et al.Flow stress and dynamic recrystallization behavior of squeeze-cast AZ91D alloyJ.Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2022,32(3):721730.16 何英杰,展 鑫,孙晓瑜,等.锻态C-276镍基合金热变形行为及热加工图J.中国有色金属学报,2020,30(3):550558.HE Ying-jie,ZHAN Xin,SUN Xiao-yu,et al.Hot deformation behavior and processing map of forged C-276 nickel-based alloyJ.Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2020,30(3):550558.17 李凤娇,翟月雯,边 翊,等.6061铝合金高温流变行为J.塑性工程学报,2015,22(2):9599.LI Feng-jiao,ZHAI Yue-wen,BIAN Yi,et al.Study of plastic deformation behavior on 6061 aluminum alloyJ.Journal of Plasticity Engineering,2015,22(2):9599.18 张丽凤.汽车用6061铝合金热压缩变形行为研究J.塑性工程学报,2020,27(11):174181.ZHANG Li-feng.Study on hot compression deformation behavior of 6061 aluminum alloy for automobileJ.Journal of Plasticity Engineering,2020,27(11):174181.19 秦芳诚,齐会萍,康跃华,等.AA6061铝合金铸坯平面压缩本构模型及组织演变J.锻压技术,2019,44(12):159167.QIN Fang-cheng,QI Hui-ping,KANG Yue-hua,et al.Constitutive model and microstructure evolution of AA6061 aluminum alloy casting blank in plain compressionJ.Forging and Stamping Technology,2019,44(12):159167.20 EZATPOUR H R,SAJJADI S A,SABZEVAR M H,et al.Processing map and microstructure evaluation of AA6061/Al2O3 nanocomposite at different temperaturesJ.Transactions of Nonferrous Metals Society of China,2017,27(6):12481256.21 GANESAN G,RAGHUKANDAN K,KARTHIKEYAN R,et al.Development of processing maps for 6061Al/15%SiCp composite materialJ.Materials Science and Engineering A,750第 33 卷第 3 期解佩佩，等：Sc 掺杂 TiB2/6061 复合材料热变形行为及热加工图2004,369(1/2):230235.22 PRASAD Y V R K.Processing maps:A status reportJ.Journal of Materials Engineering and Performance,2013,22(10):28672874.23 张 兵,刘鹏茹,陈韩锋,等.铸态GH2132合金热变形行为和热加工图J.中国有色金属学报,2022,32(2):466475.ZHANG