·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·