工程科学学报，第41卷，第2期：238-245,2019年2月 Chinese Joural of Engineering,Vol.41,No.2:238-245,February 2019 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2019.02.011;http://journals.ustb.edu.cn 医用镍钛合金的制备与热压缩变形行为 王 臻)，徐效文)四，王快社)，王文2) 1)中南大学生物医学工程系，长沙4100832)西安建筑科技大学治金工程学院，西安710055 区通信作者，E-mail:xuxiaowen@csu.edu.cn 摘要采用真空感应熔炼法制备了医用T-50.7%N合金（原子数分数），测试了铸态合金的成分、相变点、微观组织和硬 度，并采用Gleeble-3800热模拟实验机在变形温度750-950℃、应变速率0.001-1s',应变量为0.5的条件下对Ni-Ti合金 进行高温压缩变形，分析其流动应力变化规律，建立了高温塑性变形本构关系和热加工图.结果表明：当变形温度减小或应变 速率增大时，N-Ti合金的流动应力会随之增大.应变速率为1s时，合金的真应力-真应变曲线呈现出锯齿状特征.根据热 加工图，获得了N-T合金的加工安全区和流变失稳区，进而确定其合理的热变形温度范围为820~880℃，真应变速率低于 0.1s·.从而为制定镍钛合金的锻造工艺参数提供理论和数据基础. 关键词镍钛记忆合金：热压缩变形；应变曲线：热加工图 分类号TG174 Preparation and hot compression deformation of biomedical Ni-Ti alloy WANG Zhen'),XU Xiao-wen),WANG Kuai-she2),WANG Wen2) 1)Department of Biomedical Engineering,Central South University,Changsha 410083,China 2)School of Metallurgy Engineering,Xi'an University of Architecture and Technology,Xi'an 710055,China Correspondent author,E-mail:xuxiaowen@csu.edu.cn ABSTRACT A Ti-50.7%Ni atomic fraction)shape alloy was prepared by vacuum induction melting under dynamic argon atmos- phere.By analyzing the composition,deformation temperature,microstructure,and hardness of the as-cast Ni-Ti shape alloy in this study,it was found that the properties of the as-cast Ni-Ti alloy met the medical standard.To analyze the variation law of the flow stress,the flow stress of the compression deformation for as-cast Ni-Ti alloy was studied by high-temperature compression with a Gleeble-3800 simulated machine within a deformation temperature range of 750-950C,strain rate range of 0.001-1.0s,and strain level of 0.5.To analyze the relationship between variables in the hot deformation process of as-cast Ni-Ti alloy,a constitutive equation based on dynamic material model was established.To determine the reasonable range of hot working conditions for as-cast Ni-Ti alloy deformation,hot processing maps under different hot deformation conditions were set up.The results show that when the deformation temperature decreases or strain rate increases,the flow stress of as-cast Ni-Ti alloy increases.This phenomenon shows that the main factors affecting the flow stress of as-cast Ni-Ti alloy are deformation temperature and strain rate.When the strain rate is 1.0s,the true stress-true strain curves of as-cast Ni-Ti alloy exhibits a zigzag feature.This is mainly attributed to the alternation between hard- ening and softening during deformation.According to the hot processing maps under different hot deformation conditions,the processing zone and unstable hot deformation region of the as-cast Ni-Ti alloy were obtained.Then,the best temperature range of hot deformation is determined as 820-880C,and the true strain rate is less than 0.1s.This study provides a theoretical and data basis for the de- velopment of forging process parameters of Ni-Ti alloy. KEY WORDS Ni-Ti alloy;hot compression;strain curves;hot processing map 收稿日期：2018-06-07 基金项目：甘肃省科技重大专项计划“镍产业链关键技术开发与产业化”资助项目(17ZD2GC011)
工程科学学报,第 41 卷,第 2 期:238鄄鄄245,2019 年 2 月 Chinese Journal of Engineering, Vol. 41, No. 2: 238鄄鄄245, February 2019 DOI: 10. 13374 / j. issn2095鄄鄄9389. 2019. 02. 011; http: / / journals. ustb. edu. cn 医用镍钛合金的制备与热压缩变形行为 王 臻1) , 徐效文1) 苣 , 王快社2) , 王 文2) 1) 中南大学生物医学工程系, 长沙 410083 2) 西安建筑科技大学冶金工程学院, 西安 710055 苣通信作者,E鄄mail:xuxiaowen@ csu. edu. cn 摘 要 采用真空感应熔炼法制备了医用 Ti鄄鄄50郾 7% Ni 合金(原子数分数),测试了铸态合金的成分、相变点、微观组织和硬 度,并采用 Gleeble鄄鄄3800 热模拟实验机在变形温度 750 ~ 950 益 、应变速率 0郾 001 ~ 1 s - 1 ,应变量为 0郾 5 的条件下对 Ni鄄鄄Ti 合金 进行高温压缩变形,分析其流动应力变化规律,建立了高温塑性变形本构关系和热加工图. 结果表明:当变形温度减小或应变 速率增大时,Ni鄄鄄Ti 合金的流动应力会随之增大. 应变速率为 1 s - 1时,合金的真应力鄄鄄真应变曲线呈现出锯齿状特征. 根据热 加工图,获得了 Ni鄄鄄Ti 合金的加工安全区和流变失稳区,进而确定其合理的热变形温度范围为 820 ~ 880 益 ,真应变速率低于 0郾 1 s - 1 . 从而为制定镍钛合金的锻造工艺参数提供理论和数据基础. 关键词 镍钛记忆合金; 热压缩变形; 应变曲线; 热加工图 分类号 TG174 收稿日期: 2018鄄鄄06鄄鄄07 基金项目: 甘肃省科技重大专项计划“镍产业链关键技术开发与产业化冶资助项目(17ZD2GC011) Preparation and hot compression deformation of biomedical Ni鄄鄄Ti alloy WANG Zhen 1) , XU Xiao鄄wen 1) 苣 , WANG Kuai鄄she 2) , WANG Wen 2) 1)Department of Biomedical Engineering, Central South University, Changsha 410083, China 2)School of Metallurgy Engineering, Xi爷an University of Architecture and Technology, Xi爷an 710055, China 苣Correspondent author, E鄄mail:xuxiaowen@ csu. edu. cn ABSTRACT A Ti鄄鄄50郾 7% Ni (atomic fraction) shape alloy was prepared by vacuum induction melting under dynamic argon atmos鄄 phere. By analyzing the composition, deformation temperature, microstructure, and hardness of the as鄄cast Ni鄄鄄 Ti shape alloy in this study, it was found that the properties of the as鄄cast Ni鄄鄄 Ti alloy met the medical standard. To analyze the variation law of the flow stress, the flow stress of the compression deformation for as鄄cast Ni鄄鄄 Ti alloy was studied by high鄄temperature compression with a Gleeble鄄鄄3800 simulated machine within a deformation temperature range of 750鄄鄄950 益 , strain rate range of 0郾 001鄄鄄1郾 0 s - 1 , and strain level of 0郾 5. To analyze the relationship between variables in the hot deformation process of as鄄cast Ni鄄鄄Ti alloy, a constitutive equation based on dynamic material model was established. To determine the reasonable range of hot working conditions for as鄄cast Ni鄄鄄Ti alloy deformation, hot processing maps under different hot deformation conditions were set up. The results show that when the deformation temperature decreases or strain rate increases, the flow stress of as鄄cast Ni鄄鄄 Ti alloy increases. This phenomenon shows that the main factors affecting the flow stress of as鄄cast Ni鄄鄄Ti alloy are deformation temperature and strain rate. When the strain rate is 1郾 0 s - 1 , the true stress鄄鄄true strain curves of as鄄cast Ni鄄鄄Ti alloy exhibits a zigzag feature. This is mainly attributed to the alternation between hard鄄 ening and softening during deformation. According to the hot processing maps under different hot deformation conditions, the processing zone and unstable hot deformation region of the as鄄cast Ni鄄鄄Ti alloy were obtained. Then, the best temperature range of hot deformation is determined as 820鄄鄄880 益 , and the true strain rate is less than 0郾 1 s - 1 . This study provides a theoretical and data basis for the de鄄 velopment of forging process parameters of Ni鄄鄄Ti alloy. KEY WORDS Ni鄄鄄Ti alloy; hot compression; strain curves; hot processing map
王臻等：医用镍钛合金的制备与热压缩变形行为 ·239· 镍钛形状记忆合金兼有优异的形状记忆功能与 碳、氢、氧成分采用G8 GALILEO氧氨氢分析仪分 超弹性行为、优良的耐磨耐腐蚀性能、良好的储能减 析.表1为Ni-Ti合金铸锭的化学成分，其中C含 震功能等，在国民经济、国防军工和高新技术等领域 量略有偏高，这是由于采用石墨坩埚制备合金时，微 应用广泛，已成为形状记忆合金家族中极为重要的 量C进入合金熔体的原因.在850℃下对合金铸锭 一员[.等原子比的Ni-Ti合金是一种典型的Ni- 进行均匀化热处理，保温时间为6h(850℃/6h),以 Ti合金，其中轻微富Ni合金中的Ni原子数分数为 改善合金铸锭的组织和性能 50.1%~52%,高富的Ni原子数分数为52%~ 对合金铸锭经粗磨、细磨和抛光后，采用以5 57%.Ni-Ti形状记忆合金的马氏体相变温度受其 mL硝酸、2mL氢氟酸和10mL蒸馏水制备的溶液进 成分、热处理和加工工艺的影响显著，其中Ni含量 行浸蚀，然后进行金相组织观察：采用差示扫描量热 对合金相变温度的影响最大，因此，通过调整N含 法(DSC)测定Ni-Ti合金的相变温度.采用HXD- 量可有效控制合金的马氏体相变温度[2-) 1000T型维氏硬度仪对沿合金铸锭直径方向不同位 轻富Ni的镍钛形状记忆合金因其在人体体温 置的硬度进行测试，载荷50g,保持时间为15s,每组 下具有良好的生物相容性和较好的超弹性.目前， 试样测量5个点，取平均值 已经在口腔科（牙齿矫正用唇弓丝）、整形外科（人 采用线切割法将经过均匀化热处理的合金进行 工关节)、神经外科（弧形钉）等领域得以应用4-]. 加工，制备中10mm×15mm的圆柱形试样.采用 然而，镍钛形状记忆合金是一种典型的难加工金属， Gleeble-3800热模拟机对圆柱试样进行热压缩实 一般采用真空感应熔炼工艺制备镍钛合金锭坯，然后 验，实验条件如下：变形温度分别为750、800、850、 将锭坯进行均匀化热处理和热加工成形0].研究镍 900和950℃，应变速率分别为0.001、0.010、0.100和 钛形状记忆合金热变形行为，获得变形温度、变形速率 1.000s1,总压缩应变量为0.5（真应变）.实验数据由 和变形程度之间的本构关系以及热加工图，对于合理 热模拟试验机的计算机系统自动采集.根据真应力- 设计和制定加工工艺具有重要的指导意义2] 真应变曲线，选取不同变形温度、应变速率和应变量下 为此，本文采用真空感应熔炼方法制备了成分 的流动应力值，采用MATLAB软件模拟计算Ni-Ti合 为Ti-50.7%Ni(原子数分数)(Ti-55.76%Ni(质量 金的热加工图，确定有利的热变形工艺参数范围 分数)的医用镍钛形状记忆合金，通过高温均匀化 热处理进一步改善铸锭性能.采用Gleeble--3800热 表1本文医用Ni-Ti合金铸锭的化学成分（质量分数） 模拟机对均匀化热处理的镍钛合金进行热压缩实 Table 1 Chemical compositions of the medical Ni-Ti alloy in this study % 验，研究其热压缩变形行为，建立高温变形本构关系 N H Ti 和热加工图，为医用镍钛形状记忆合金的轧制工艺 55.69 0.0690.0100.0010.045 余量 制定提供理论参考 1材料及方法 2结果与分析 采用真空感应熔炼炉（内置石墨坩埚）制备了2.1铸态N-Ti合金的组织与相变温度 Ni-Ti合金，其主要成分采用直流光谱仪测试，其中 图1为Ni-Ti合金铸锭边缘和中心部位的金相 (a) 0.8mm 0.8mm 图1Ni-Ti铸锭的铸态组织.(a)边缘部位：(b)中心部位 Fig.1 As-cast microstructure of the Ni-Ti ingot:(a)at the edge;(b)at the center
王 臻等: 医用镍钛合金的制备与热压缩变形行为 镍钛形状记忆合金兼有优异的形状记忆功能与 超弹性行为、优良的耐磨耐腐蚀性能、良好的储能减 震功能等,在国民经济、国防军工和高新技术等领域 应用广泛,已成为形状记忆合金家族中极为重要的 一员[1] . 等原子比的 Ni鄄鄄 Ti 合金是一种典型的 Ni鄄鄄 Ti 合金,其中轻微富 Ni 合金中的 Ni 原子数分数为 50郾 1% ~ 52% ,高富的 Ni 原 子 数 分 数 为 52% ~ 57% . Ni鄄鄄Ti 形状记忆合金的马氏体相变温度受其 成分、热处理和加工工艺的影响显著,其中 Ni 含量 对合金相变温度的影响最大,因此,通过调整 Ni 含 量可有效控制合金的马氏体相变温度[2鄄鄄3] . 轻富 Ni 的镍钛形状记忆合金因其在人体体温 下具有良好的生物相容性和较好的超弹性. 目前, 已经在口腔科(牙齿矫正用唇弓丝)、整形外科(人 工关节)、神经外科(弧形钉)等领域得以应用[4鄄鄄8] . 然而,镍钛形状记忆合金是一种典型的难加工金属, 一般采用真空感应熔炼工艺制备镍钛合金锭坯,然后 将锭坯进行均匀化热处理和热加工成形[9鄄鄄10] . 研究镍 钛形状记忆合金热变形行为,获得变形温度、变形速率 和变形程度之间的本构关系以及热加工图,对于合理 设计和制定加工工艺具有重要的指导意义[11鄄鄄12] . 为此,本文采用真空感应熔炼方法制备了成分 为 Ti鄄鄄50郾 7% Ni(原子数分数)(Ti鄄鄄55郾 76% Ni(质量 分数))的医用镍钛形状记忆合金,通过高温均匀化 热处理进一步改善铸锭性能. 采用 Gleeble鄄鄄3800 热 模拟机对均匀化热处理的镍钛合金进行热压缩实 验,研究其热压缩变形行为,建立高温变形本构关系 和热加工图,为医用镍钛形状记忆合金的轧制工艺 制定提供理论参考. 图 1 Ni鄄鄄Ti 铸锭的铸态组织. (a) 边缘部位; (b) 中心部位 Fig. 1 As鄄cast microstructure of the Ni鄄鄄Ti ingot: (a) at the edge; (b) at the center 1 材料及方法 采用真空感应熔炼炉(内置石墨坩埚) 制备了 Ni鄄鄄Ti 合金,其主要成分采用直流光谱仪测试,其中 碳、氢、氧成分采用 G8GALILEO 氧氮氢分析仪分 析. 表 1 为 Ni鄄鄄 Ti 合金铸锭的化学成分,其中 C 含 量略有偏高,这是由于采用石墨坩埚制备合金时,微 量 C 进入合金熔体的原因. 在 850 益 下对合金铸锭 进行均匀化热处理,保温时间为 6 h(850 益 / 6 h),以 改善合金铸锭的组织和性能. 对合金铸锭经粗磨、细磨和抛光后,采用以 5 mL 硝酸、2 mL 氢氟酸和 10 mL 蒸馏水制备的溶液进 行浸蚀,然后进行金相组织观察;采用差示扫描量热 法(DSC)测定 Ni鄄鄄 Ti 合金的相变温度. 采用 HXD鄄鄄 1000T 型维氏硬度仪对沿合金铸锭直径方向不同位 置的硬度进行测试,载荷 50 g,保持时间为 15 s,每组 试样测量 5 个点,取平均值. 采用线切割法将经过均匀化热处理的合金进行 加工,制备 准10 mm 伊 15 mm 的圆柱形试样. 采用 Gleeble鄄鄄3800 热模拟机对圆柱试样进行热压缩实 验,实验条件如下:变形温度分别为 750、800、850、 900 和 950 益,应变速率分别为 0郾 001、0郾 010、0郾 100 和 1郾 000 s -1 ,总压缩应变量为 0郾 5(真应变). 实验数据由 热模拟试验机的计算机系统自动采集. 根据真应力鄄鄄 真应变曲线,选取不同变形温度、应变速率和应变量下 的流动应力值,采用 MATLAB 软件模拟计算 Ni鄄鄄 Ti 合 金的热加工图,确定有利的热变形工艺参数范围. 表 1 本文医用 Ni鄄鄄Ti 合金铸锭的化学成分(质量分数) Table 1 Chemical compositions of the medical Ni鄄鄄Ti alloy in this study % Ni C N H O Ti 55郾 69 0郾 069 0郾 010 0郾 001 0郾 045 余量 2 结果与分析 2郾 1 铸态 Ni鄄鄄Ti 合金的组织与相变温度 图 1 为 Ni鄄鄄Ti 合金铸锭边缘和中心部位的金相 ·239·
·240· 工程科学学报，第41卷，第2期 组织.可以看出，合金边部和中心部位的组织都为 采用DSC法测定合金的相变温度，如表2所 粗大柱状晶组织，平均晶粒宽度分别约为6.6mm和 示.其中奥氏体相变结束温度为9℃，表明合金在 4.4mm,这是由于在凝固过程中，铸态合金晶粒沿温 室温下具有超弹性性能，可满足形状记忆合金对超 度梯度较大（即热传导方向）的方向生长所致[3-1) 弹性性能的要求[5] 表2DSC法测定的铸锭相变温度 Table 2 Ingot phase transition temperature measured by DSC method 马氏体相变终止温 马氏体相变蜂值温 马氏体相变开始温 奥氏体相变开始 奥氏体相变蜂值 奥氏体相变结束 度，M/℃ 度，M,/℃ 度，M./℃ 温度，A./℃ 温度，A,/℃ 温度，A/℃ -49 -32 -16 -16 -5 对铸态合金沿直径方向不同部位的硬度进行测 结晶导致的软化作用略高于加工硬化作用：随着真 试，结果如图2所示.合金硬度的平均值为315HV, 应变的继续增大，加工硬化与动态软化作用相互竞争， 但硬度值的波动较大，说明合金铸态组织的元素偏 当两者达到平衡状态时-0)，即出现稳态流变特征. 析程度较大.对铸锭进行850℃/6h的均匀化热处 从图3可以看出，在应变速率一定时，合金的流 理.经过均匀化热处理后，合金的平均硬度值提高 动应力值会随着变形温度的增大而逐渐下降.增大 为319HV,硬度值波动则较原始铸锭有所减小，说 变形温度对减小流动应力的作用主要体现在：一方 明均匀化热处理对铸锭组织性能的均匀性有一定的 面，原子热运动程度显著增强，启动合金位错所需的 改善 临界剪切应力明显降低，使位错滑移系的数量增多， 340 有利于合金的塑性变形：另一方面，有利于促进合金 。一原始铸锭硬度 一均匀化处理后铸锭硬度 的动态回复或动态再结晶等软化作用，降低合金的 加工硬化程度.另外，提高应变速率，使变形过程中 产生的位错密度急剧增大，加工硬化速率也相应增 大，进而使流动应力增大 见图3所示，Ni-Ti合金的真应力-真应变曲线 呈现出典型的合金热加工表现，这种现象主要受两 30 方面作用的影响，一方面是受到变形过程中硬化与 软化交替作用的影响，另一方面是受变形孪晶形成 9 的影响2).Ni-Ti合金属于低层错能金属[22]，变形 290 40 =0 -20-1001020 30 40 过程中产生交滑移的难度较大，而易于在高应力集 距铸锭中心距离mm 中区域产生孪晶.在Ni-Ti合金热变形过程中，产 图2沿铸锭直径方向的显微硬度分布 生了大量的位错且易在晶界附近塞积而产生应力集 Fig.2 Microhardness distribution of the ingot along the diameter 中.当应变增大时，产生大量的位错，当位错运动受 2.2Ni-Ti合金的热变形行为 到阻碍，则易在应力集中区域形成孪晶.当变形孪 图3为经过均匀化热处理的Ni-Ti合金在不同 晶形成时，可以协调变形，且应力迅速释放，使合金 实验条件下热压缩变形的真应力-真应变曲线.在 的应力-应变曲线上呈现出真应力突然下降的趋 本文实验条件下，合金在弹性变形的初始阶段，随着 势.随着变形的继续进行，应力相应增大，在晶界周 真应变的增大，真应力呈线性快速增大.当应力超 围又会产生新的应力集中区域和新的形变孪晶形 过合金的屈服强度时，则开始发生塑性变形，随着真 核，从而使其应力-应变曲线呈现锯齿状的现象 应变的增大，合金的真应力增大幅度缓慢，该阶段合 2.3流动应力本构模型的建立 金同时发生由产生位错导致的加工硬化作用和由动 从图3所示的Ni-T合金材真应力-真应变曲 态回复或动态再结晶导致的软化作用，但由于变形 线可以看出，影响Ni-T合金流动应力值变化的主 过程中产生的高密度位错导致的硬化作用大于动态 要因素是合金压缩过程中的变形速率以及变形温 回复或动态再结晶导致的软化作用，使合金的真应 度：变形温度越低或变形速率越大，流动应力随之增 力随着真应变的增大而缓慢增大16).当真应力 大.一般可采用Arrhenius型双曲正弦本构方程描 达到峰值后稍微有所下降，表明动态回复或动态再 述合金的流动应力、变形温度和应变速率之间的构
工程科学学报,第 41 卷,第 2 期 组织. 可以看出,合金边部和中心部位的组织都为 粗大柱状晶组织,平均晶粒宽度分别约为 6郾 6 mm 和 4郾 4 mm,这是由于在凝固过程中,铸态合金晶粒沿温 度梯度较大(即热传导方向)的方向生长所致[13鄄鄄14] . 采用 DSC 法测定合金的相变温度,如表 2 所 示. 其中奥氏体相变结束温度为 9 益 ,表明合金在 室温下具有超弹性性能,可满足形状记忆合金对超 弹性性能的要求[15] . 表 2 DSC 法测定的铸锭相变温度 Table 2 Ingot phase transition temperature measured by DSC method 马氏体相变终止温 度,Mf / 益 马氏体相变峰值温 度,Mp / 益 马氏体相变开始温 度,Ms / 益 奥氏体相变开始 温度,As / 益 奥氏体相变峰值 温度,Ap / 益 奥氏体相变结束 温度,Af / 益 - 49 - 32 - 16 - 16 - 5 9 对铸态合金沿直径方向不同部位的硬度进行测 试,结果如图 2 所示. 合金硬度的平均值为 315 HV, 但硬度值的波动较大,说明合金铸态组织的元素偏 析程度较大. 对铸锭进行 850 益 / 6 h 的均匀化热处 理. 经过均匀化热处理后,合金的平均硬度值提高 为 319 HV,硬度值波动则较原始铸锭有所减小,说 明均匀化热处理对铸锭组织性能的均匀性有一定的 改善. 图 2 沿铸锭直径方向的显微硬度分布 Fig. 2 Microhardness distribution of the ingot along the diameter 2郾 2 Ni鄄鄄Ti 合金的热变形行为 图 3 为经过均匀化热处理的 Ni鄄鄄Ti 合金在不同 实验条件下热压缩变形的真应力鄄鄄 真应变曲线. 在 本文实验条件下,合金在弹性变形的初始阶段,随着 真应变的增大,真应力呈线性快速增大. 当应力超 过合金的屈服强度时,则开始发生塑性变形,随着真 应变的增大,合金的真应力增大幅度缓慢,该阶段合 金同时发生由产生位错导致的加工硬化作用和由动 态回复或动态再结晶导致的软化作用,但由于变形 过程中产生的高密度位错导致的硬化作用大于动态 回复或动态再结晶导致的软化作用,使合金的真应 力随着真应变的增大而缓慢增大[16鄄鄄17] . 当真应力 达到峰值后稍微有所下降,表明动态回复或动态再 结晶导致的软化作用略高于加工硬化作用;随着真 应变的继续增大,加工硬化与动态软化作用相互竞争, 当两者达到平衡状态时[18鄄鄄20] ,即出现稳态流变特征. 从图 3 可以看出,在应变速率一定时,合金的流 动应力值会随着变形温度的增大而逐渐下降. 增大 变形温度对减小流动应力的作用主要体现在:一方 面,原子热运动程度显著增强,启动合金位错所需的 临界剪切应力明显降低,使位错滑移系的数量增多, 有利于合金的塑性变形;另一方面,有利于促进合金 的动态回复或动态再结晶等软化作用,降低合金的 加工硬化程度. 另外,提高应变速率,使变形过程中 产生的位错密度急剧增大,加工硬化速率也相应增 大,进而使流动应力增大. 见图 3 所示,Ni鄄鄄Ti 合金的真应力鄄鄄真应变曲线 呈现出典型的合金热加工表现,这种现象主要受两 方面作用的影响,一方面是受到变形过程中硬化与 软化交替作用的影响,另一方面是受变形孪晶形成 的影响[21] . Ni鄄鄄Ti 合金属于低层错能金属[22] ,变形 过程中产生交滑移的难度较大,而易于在高应力集 中区域产生孪晶. 在 Ni鄄鄄 Ti 合金热变形过程中,产 生了大量的位错且易在晶界附近塞积而产生应力集 中. 当应变增大时,产生大量的位错,当位错运动受 到阻碍,则易在应力集中区域形成孪晶. 当变形孪 晶形成时,可以协调变形,且应力迅速释放,使合金 的应力鄄鄄 应变曲线上呈现出真应力突然下降的趋 势. 随着变形的继续进行,应力相应增大,在晶界周 围又会产生新的应力集中区域和新的形变孪晶形 核,从而使其应力鄄鄄应变曲线呈现锯齿状的现象. 2郾 3 流动应力本构模型的建立 从图 3 所示的 Ni鄄鄄 Ti 合金材真应力鄄鄄 真应变曲 线可以看出,影响 Ni鄄鄄 Ti 合金流动应力值变化的主 要因素是合金压缩过程中的变形速率以及变形温 度:变形温度越低或变形速率越大,流动应力随之增 大. 一般可采用 Arrhenius 型双曲正弦本构方程描 述合金的流动应力、变形温度和应变速率之间的构 ·240·
王臻等：医用镍钛合金的制备与热压缩变形行为 ·241· 150m 250 (a) .750℃ 7500 一800℃ -80D0T -850℃ 200 -850T -900℃ -900℃ 100 —950℃ 一9301 150 100 50 0.1 0.20.30.40.5 0.60.70.8 0.10.20.30.40.50.60.70.8 真应变 真应变 350 500r -750℃ -750℃ 300 8009 -800℃ 850℃ -850℃ 一900℃ 400 -900℃ 250 一950℃ 350 -950℃ 200 150 100 150 100 50 00 0.10.20.30.40.50.60.70.8 0.10.20.30.40.50.60.70.8 真应变 真应变 图3不同应变速率下，不同变形温度时的真应力-真应变曲线.(a)0.001s1;(b)0.01s1；(c)0.1s;(d)1s1 Fig.3 True stress-true strain curve at different deformation temperatures under different strain rates:(a)0.001s-;(b)0.01s-;(c)0.Is-; (d)1s 效关系[23-24]： B=na (5) A[sinh(ar)]"esp (1) 式中：A,为常数 可采用Zener--Hollomon参数（即温度补偿的变 式中：σ是峰值应力或稳态流动应力，MPa:E是应 形速率因子)表示变形温度与应变速率之间的 变速率，s1:Q是热变形激活能，J:R为气体常数， 关系： 8.314Jmol-1.K-l;T为绝对温度，K;a,A,n为材料 常数 Z=Bexp =A sinh(ao)] (6) 对式(1)可写成如下表达式： 分别对式(1)、(3)和(4)两边取自然对数， 8=A[sinh(ao)]rep(-是）= 则有： A[(a）-p(-2]（-是)(2) h云=lhA-0+n-lh[dn(ao】 (7) 2 In &=In A +nln o (8) 在较低应力状态时，ao较小，sinh(ac)≈ao, In &=In A2 +Bo (9) 则式(2)可描述为： 当温度固定时，由式(8)和式(9)可知，lne与 E=Aa·exp (3) lnc、ne与o成一次函数关系，n和B分别是lne- 式中：A为常数 lno曲线和ln-σ曲线的斜率 在较高应力状态时，a四较大，sih(a0)=方 取图3中在不同实验条件下的N-Ti合金真应 力-真应变曲线的稳态值，利用线性回归法可分别 exp(ao),则式(2)可描述为： 绘出ne-o和lne-nc曲线，如图4所示. e=Aep(nao)ep(-是)=4，ep(B) 从式(7)可以看出，当应变速率固定时： (10) (4)
王 臻等: 医用镍钛合金的制备与热压缩变形行为 图 3 不同应变速率下,不同变形温度时的真应力鄄鄄真应变曲线. (a) 0郾 001 s - 1 ; (b) 0郾 01 s - 1 ; (c) 0郾 1 s - 1 ; (d) 1 s - 1 Fig. 3 True stress鄄true strain curve at different deformation temperatures under different strain rates: (a) 0郾 001 s - 1 ; (b) 0郾 01 s - 1 ; (c) 0郾 1 s - 1 ; (d) 1 s - 1 效关系[23鄄鄄24] : 着 · = A [sinh(琢滓)] n exp ( - Q ) RT (1) 式中:滓 是峰值应力或稳态流动应力, MPa;着 · 是应 变速率,s - 1 ;Q 是热变形激活能,J;R 为气体常数, 8郾 314 J·mol - 1·K - 1 ;T 为绝对温度,K;琢,A,n 为材料 常数. 对式(1)可写成如下表达式: 着 · = A [sinh (琢滓)] n exp ( - Q ) RT = A [ exp (琢滓) - exp ( - 琢滓) ] 2 n exp ( - Q ) RT (2) 在较低应力状态时,琢滓 较小,sinh (琢滓)抑琢滓, 则式(2)可描述为: 着 · = A·琢 n·滓 n exp ( - Q ) RT = A1滓 n (3) 式中:A1为常数. 在较高应力状态时,琢滓 较大,sinh ( 琢滓) 抑 1 2 exp(琢滓),则式(2)可描述为: 着 · = A 1 2 n exp (n琢滓)exp ( - Q ) RT = A2 exp (茁滓) (4) 茁 = n琢 (5) 式中:A2为常数. 可采用 Zener鄄鄄Hollomon 参数(即温度补偿的变 形速率因子) 表 示 变 形 温 度 与 应 变 速 率 之 间 的 关系: Z = 着 · exp [ Q ] RT = A [sinh(琢滓)] n (6) 分别对式(1)、 (3 ) 和 (4 ) 两边取自然对数, 则有: ln 着 · = ln A - Q RT + n·ln [sinh(琢滓)] (7) ln 着 · = ln A1 + nln 滓 (8) ln 着 · = ln A2 + 茁滓 (9) 当温度固定时,由式(8) 和式(9) 可知,ln着 · 与 ln滓、ln 着 · 与 滓 成一次函数关系,n 和 茁 分别是 ln 着 ·鄄鄄 ln 滓 曲线和 ln 着 ·鄄鄄滓 曲线的斜率. 取图 3 中在不同实验条件下的 Ni鄄鄄 Ti 合金真应 力鄄鄄真应变曲线的稳态值,利用线性回归法可分别 绘出 ln 着 ·鄄鄄滓 和 ln 着 ·鄄鄄ln 滓 曲线,如图 4 所示. 从式(7)可以看出,当应变速率固定时: Q Rn = [ 鄣ln [sinh(琢滓)] 鄣(1 / T ] ) ·着 (10) ·241·
·242· 工程科学学报，第41卷，第2期 (a) 0 -1 -1F 2 -3 -3 -4 ■750℃ ■750℃ ·800℃ ·800℃ -5 4850℃ ▲850℃ -6 900℃ 7900℃ 49509℃ -7 N 4950℃ 7 TA●百 0 50100150200 250300350 8 3.5 4.0 4.5 5.0 5.5 O/MPa In(o/MPa) 图4Ni-Ti合金的稳态应力与应变速率的关系.(a)ln-w:(b)ne-lno Fig.4 Relationship between steady state stress and strain rate of Ni-Ti alloy:(a)In 6-o;(b)In i-In o 当温度固定时： 得的Q、n、A和a等材料参数带入式(1)，可得到Ni- T合金热压缩变形的流动应力本构方程： n= aln (11) Laln [sinh(ao)] e=1.50×10×[sinh(0.010u)]1exp 109370 根据式(10)和式(11)，可得： RT (14) Q=R aln e aln sinh(ao)] Laln sinh(ao)] a(1/T) 其中，Z的参数表达式为Z=exp 109370 (12) RT 采用一元线性回归方法分别绘制不同模型下的 因此，通过上述方程确定不同应变量下的各材 料常数，并对各材料参数与应变量（ε）之间的关系 lne-ln[sinh(aw)]和n[sinh(aw)]-T-l关系曲 进行多项式拟合，即方程(15)~(18)，拟合结果 线，如图5所示 如下： 根据式(12)，可求出Ni-Ti合金高温变形的变 n=3.5477+0.68045e+0.34967s2+0.66583s3 形激活能Q=109.37 kJ.mol-1,将Q、R代入式(6)， (15) 可求出不同变形条件下的Z值，然后对式(6)两边 =0.00634+0.01079e+0.01795e2+0.00972s3 取自然对数可得到： (16) In Z =In A+nln sinh(ao)] (13) Q=190.82571+91.19048e+321.0083e2+ 根据式(l3)可绘制出nZ与n[sinh(ao)]关 278.08333e3 (17) 系曲线，结果如图6所示.根据图6中曲线的斜率 lnA=17.32771+5.80758e+26.40965e2+ 和截距，可求出材料的常数n和A值如下：n=3.49, 24.69444e3 (18) A=1.50×10.采用n和B可求出a=0.010.将求 将不同应变量代入方程(15)~(18)中，得不同 1(a) 2 0 0 -3 ·750℃ ·800℃ ■0.0018- ▲850℃ 0.01s- V900℃ ▲0.181 4950℃ 71.0s-4 -1.5 -1.0 -0.500.5 1.0 1.5 2.0 0.80 0.85 0.90 0.95 1.00 In[sinh(ao)] T103K) 图5Ni-Ti合金的n[sinh(aw)]-lne关系曲线(a)和n[sinh(aw)]-T-l关系曲线(b) Fig.5 Relation curve of In [sinh(ao)]-In of Ni-Ti alloy (a)and relation curve of In [sinh(ao)]-T-!of Ni-Ti alloy (b)
工程科学学报,第 41 卷,第 2 期 图 4 Ni鄄鄄Ti 合金的稳态应力与应变速率的关系 郾 (a) ln 着 ·鄄鄄滓; (b) ln 着 ·鄄鄄ln 滓 Fig. 4 Relationship between steady state stress and strain rate of Ni鄄鄄Ti alloy: (a) ln 着 ·鄄鄄滓; (b) ln 着 ·鄄鄄ln 滓 当温度固定时: n = [ 鄣ln 着 · 鄣ln [sinh(琢滓 ] )] T (11) 根据式(10)和式(11),可得: Q = R [ 鄣ln 着 · 鄣ln [sinh(琢滓 ] )] [ T 鄣ln [sinh(琢滓)] 鄣(1 / T ] ) ·着 (12) 采用一元线性回归方法分别绘制不同模型下的 ln 着 ·鄄鄄ln [sinh(琢滓)]和 ln [sinh(琢滓)]鄄鄄 T - 1关系曲 线,如图 5 所示. 图 5 Ni鄄鄄Ti 合金的 ln [sinh(琢滓)]鄄鄄ln 着 · 关系曲线(a)和 ln [sinh(琢滓)]鄄鄄T - 1关系曲线(b) Fig. 5 Relation curve of ln [sinh(琢滓)]鄄鄄ln 着 · of Ni鄄鄄Ti alloy (a) and relation curve of ln [sinh(琢滓)]鄄鄄T - 1 of Ni鄄鄄Ti alloy (b) 根据式(12),可求出 Ni鄄鄄 Ti 合金高温变形的变 形激活能 Q = 109郾 37 kJ·mol - 1 ,将 Q、R 代入式(6), 可求出不同变形条件下的 Z 值,然后对式(6)两边 取自然对数可得到: ln Z = ln A + nln [sinh(琢滓)] (13) 根据式(13)可绘制出 lnZ 与 ln [ sinh(琢滓)]关 系曲线,结果如图 6 所示. 根据图 6 中曲线的斜率 和截距,可求出材料的常数 n 和 A 值如下:n = 3郾 49, A = 1郾 50 伊 10 5 . 采用 n 和 茁 可求出 琢 = 0郾 010. 将求 得的 Q、n、A 和 琢 等材料参数带入式(1),可得到 Ni鄄鄄 Ti 合金热压缩变形的流动应力本构方程: 着 · =1郾 50 伊10 5 伊 [sinh(0郾 010滓)] 3郾 49 exp ( - 109370 ) RT (14) 其中,Z 的参数表达式为 Z = 着 · exp ( 109370 ) RT . 因此,通过上述方程确定不同应变量下的各材 料常数,并对各材料参数与应变量( 着)之间的关系 进行多项式拟合,即方程(15) ~ (18),拟合结果 如下: n = 3郾 5477 + 0郾 68045着 + 0郾 34967着 2 + 0郾 66583着 3 (15) 琢 = 0郾 00634 + 0郾 01079着 + 0郾 01795着 2 + 0郾 00972着 3 (16) Q = 190郾 82571 + 91郾 19048着 + 321郾 0083着 2 + 278郾 08333着 3 (17) ln A = 17郾 32771 + 5郾 80758着 + 26郾 40965着 2 + 24郾 69444着 3 (18) 将不同应变量代入方程(15) ~ (18)中,得不同 ·242·