近等原子比NiTi形状记忆合金(镍的原子百分数为48%~52%)属于一种功能材料,除了具有良好的形状记忆效应和超弹性之外,还具有良好的耐蚀性、生物相容性和力学相容性,因而其在生物医学领域和航空航天领域得到了广泛的应用[1-3]。众所周知,塑性加工是制造NiTi形状记忆合金制品必不可少的手段。尤其重要的是,塑性加工不仅能够改变NiTi形状记忆合金的尺寸和精度,而且会影响NiTi形状记忆合金的微观组织结构,从而会影响NiTi形状记忆合金的形状记忆效应和超弹性。因此,在NiTi形状记忆合金塑性加工的过程中,合理控制工艺参数是非常必要的。由于NiTi形状记忆合金在相对较低温度下的加工硬化能力非常强,难以加工,因而需要在高温下进行成形。因此,揭示NiTi形状记忆合金高温变形行为,研究NiTi形状记忆合金的热加工性,对于获得优良的组织性能具有重要的意义。
热加工图是一种评价金属材料热加工性能的优劣、进而优化热加工工艺参数的有效工具。热加工图可以根据金属高温塑性变形能量耗散的基本规律,结合其微观组织特征,获得金属高温塑性变形的稳定流动区域,获取最佳工艺参数(如变形温度和变形速率),从而获得没有组织缺陷的金属制品[4-6]。本研究以Ni50.9Ti49.1(原子分数)形状记忆合金为研究对象,研究了其高温变形行为,构建了其热加工图,获得了具有稳定流动区域的最佳工艺参数,为该合金的高温成形提供了理论依据。
1 材料及方法采用真空感应熔炼法制备了名义成分为Ni50.9Ti49.1的形状记忆合金,该合金在800 ℃轧制成直径为12 mm的棒材。为了使该合金的成分和组织均匀,将该合金进行了固溶入处理,即在850 ℃下加热并保温2 h后淬入冰水中。图 1所示为经固溶处理后的Ni50.9Ti49.1合金的金相显微组织照片。然后,采用电火花加工方法从经固溶入处理的NiTi合金棒上切取20个直径为4 mm,高度为6 mm的圆柱试样用于等温压缩实验。压缩实验在INSTRON-5500R万能材料试验机上进行,变形温度分别为600、700、800、900和1 000 ℃,应变速率分别为0.001、0.01、0.1和1 s-1,压缩变形程度均为70%。
2 Ni50.9Ti49.1合金压缩变形行为图 2所示为通过等温压缩实验获得的温度为600~1 000 ℃和应变速率为0.001~1 s-1条件下的Ni50.9Ti49.1合金的真应力-真应变曲线。由图 2可以看出,在不同应变速率和变形温度下,该NiTi合金的流变曲线具有相似的力学特征。塑性变形的初始阶段为加工硬化阶段,由于位错密度增加的速率大于交滑移引起的软化速率,加工硬化的作用比较强,导致应力迅速上升;当应变达到某一值后材料内部开始发生动态再结晶或动态回复等,从而使硬化率下降;当应力达到最大值后,动态软化超过加工硬化而使曲线下降;随着真应变的继续增加,动态软化与加工硬化平衡,流变应力趋于稳定。从图 2还可以看出,当应变速率一定时,流变应力随着变形温度的升高而减小。在一定的变形温度下,流变应力随着应变速率的增大而增大,说明该NiTi合金对应变速率敏感。
3 Ni50.9Ti49.1合金热加工图的构建 3.1 热加工图的基本原理动态材料模型(DMM)通常被看作是一种构建热变形材料加工图的最有效方法。在材料的变形过程中,耗散能P可以分为2部分,即塑性变形过程中消耗的能量G和组织转变过程中消耗的能量J。因此,耗散能P可以表示为[7]
(1) |
式中:G称为耗散量,J称为耗散协量。
在给定应变ε和温度T下,材料在热变形过程中的应力σ和应变速率
(2) |
式中:K为材料因子,m为应变速率敏感系数,它是变形能与组织转变能之间的分配系数。m值可由式(3) 求得:
(3) |
在给定应变ε和温度T的条件下,耗散协量J可以表示为
(4) |
通常而言,m是随着温度T和
(5) |
因此,耗散率η可由式(4) 和式(5) 联合求得,其表达式为
(6) |
式中η是一个无量纲参数,其随着温度、应变和应变速率而变化。在给定应变条件下,通过绘制耗散率η关于应变速率
耗散图可以反映出由材料的耗散能引起的组织变化规律。但是,某一区域的加工性能好坏不能只通过耗散图来确定,因为加工性能不好的区域也可能具有较大的η值。因此,需要一个用来判断材料加工稳定性的判据。基于最大焓原理,塑性流变失稳条件可由式(7) 给出:[9]
(7) |
式中D为特定温度下的耗散函数,由动态材料模型可知,D等于J。因而,式(7) 可以写作
(8) |
经过数学变换后,式(8) 可以表示为
(9) |
将式(9) 的结果代入式(8) ,可得
(10) |
随后,将式(4) 代入式(10) 可得
(11) |
因此,材料在塑性变形过程中的流变失稳判据可以推导为[10]
(12) |
式中ξ(
图 3为拟合得到的不同应变下的lg σ与lg
通过对这些数据进行三次样条拟合,可得到拟合的lgσ 关于lg
图 4、5分别为不同应变下的三维耗散表面图和二维耗散等值线图。这些耗散图不仅能描述热变形过程中材料内部焓的相对变化率,而且还能粗略地估算不同温度和不同应变速率下的组织变化。较高的η值通常说明变形组织的性能较好[11]。由图 4、5可以看出所有应变下的高η值都位于中低应变速率和中低温度下,且高η值区域随着真应变的增大而逐渐减小,到变形结束时主要集中在中温区和中等应变速率区。另外,η最大值还随着真应变的增大而减小。上述现象表明NiTi合金材料变形组织的性能随着变形程度的增大而逐渐变差。
图 6所示为将耗散图与失稳图相叠加得到的Ni50.9Ti49.1形状记忆合金的热加工图。
图中的灰色区域为加工失稳区,白色区域为加工稳定区。由图 6可以看出,该NiTi形状记忆合金的失稳区随着真应变的增大而增大,再一次说明了材料的热加工性能随着变形程度的增大而变差。另外,该合金的失稳区主要集中在高应变速率区,根据最终变形程度,即真应变为1.2时的加工图(图 6(d))可知,当变形温度高于800 ℃时,该NiTi形状记忆合金不适合在应变速率高于0.1 s-1的条件下进行热加工;而当变形温度低于800 ℃时,应变速率应不高于0.025 s-1,这说明变形温度越低,其加工性能越差。但加工稳定区也不一定全部适合材料的热加工。通常而言,加工稳定区的高ε值表明材料在变形过程中将较高比例的能量消耗在了组织演变,如动态再结晶、动态回复和相变等过程中。因此高ε值区更适合材料进行热加工。由图 6(d)可以看出,加工稳定区的高η值主要位于加工图的中间区域,即温度为700~950 ℃、应变速率为0.005~0.05 s-1的区域内。前人的研究成果已经证明当η 值介于0.3~0.5时可能会发生动态再结晶[12-13]。图 6中高η值区内的η值均介于0.3~0.5,表明该NiTi形状记忆合金在该区域变形时可能发生了动态再结晶。动态再结晶可以使材料的组织变得更加均匀,并使变形组织的晶粒得到细化,有助于提高材料的性能。因此,上述稳定区内的高η值区是NiTi形状记忆合金的最优热加工区。另外,加工稳定区内还存在一些η值非常低的区域,说明在这些区域进行热加工虽然不会产生严重的加工缺陷,但可能会引起变形组织的不均匀等缺陷,因此该合金最好也不要在这些区域进行热加工。
4 结论1) 当应变速率一定时,Ni50.9Ti49.1合金的流变应力随着变形温度的升高而减小。而当变形温度一定时,流变应力随着应变速率的增大而增大,说明该NiTi合金对应变速率敏感。
2) 较高的η值通常说明变形组织的性能较好。Ni50.9Ti49.1合金的高η值区域随着真应变的增大而逐渐减小,且η最大值也随着真应变的增大而减小。另外,该NiTi合金的热变形失稳区随着真应变的增大而增大。
3) Ni50.9Ti49.1合金的失稳区主要集中在高应变速率区,当变形温度高于800 ℃时,该合金不适合在应变速率高于0.1 s-1的条件下进行热加工,而当变形温度低于800 ℃时,应变速率应不高于0.025 s-1,这说明变形温度越低,其加工性能越差。Ni50.9Ti49.1合金的最佳热加工区域为具有高η值的稳定加工区,即温度为700~950 ℃,应变速率为0.005~0.05 s-1。
[1] | 陆鹏, 赵亚楠, 张艳秋, 等. 镍钛形状记忆合金管材的研究进展[J]. 应用科技, 2013, 40(3): 67-74 |
[2] | 陆鹏, 赵亚楠, 张艳秋, 等. 镍钛形状记忆合金管滚珠热旋压成形数值模拟[J]. 应用科技, 2013, 40(4): 73-78 |
[3] | 陆鹏, 赵亚楠, 张艳秋, 等. 基于不同减薄量的镍钛合金管滚珠旋压成形分析[J]. 应用科技, 2013, 40(1): 1-8 |
[4] | ARUN BABU K, MANDAL S, ATHREYA C N, et al. Hot deformation characteristics and processing map of a phosphorous modified super austenitic stainless steel[J]. Materials and Design, 2017, 115(2): 262-275 |
[5] | WANG Z, WANG X, ZHU Z. Characterization of high-temperature deformation behavior and processing map of TB17 titanium alloy[J]. Journal of alloys and compounds, 2017, 692(1): 149-154 |
[6] | ZENG S, ZHAO A, JIANG H, et al. Flow behavior and processing maps of Ti-44^5Al-3^8Nb-1^0Mo-0^3Si-0^1B alloy[J]. Journal of alloys and compounds, 2017, 698(3): 786-793 |
[7] | PRASAD Y V R K, SASIDHARA S. Hot working guide:A compendium of processing maps[M]. Ohio: ASM International, Materials Park, 1997: 2-10. |
[8] | 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 |
[9] | ZIEGLER H, SNEEDON IN, HILL R. Progress in solid mechanics[M]. New York: Wiley, 1963. |
[10] | ŁUKASZEK-SOIEKA, KRAWCZYKJ. The analysis of the hot deformation behaviour of the Ti-3Al-8V-6Cr-4Zr-4Mo alloy, using processing maps, a map of microstructure and of hardness[J]. Materials design, 2015, 65: 165-173 |
[11] | MOMENI A, DEHGHANI K, EBRAHIMI G R. Modeling the initiation of dynamic recrystallization using a dynamic recovery model[J]. Journal of alloys and compounds, 2011, 509(39): 9387-9393 DOI:10.1016/j.jallcom.2011.07.014 |
[12] | QUAN G Z, ZHAO L, CHEN T, et al. Identification for the optimal working parameters of as-extruded 42CrMo high-strength steel from a large range of strain, strain rate and temperature[J]. Materials science and engineering:A, 2012, 538: 364-373 DOI:10.1016/j.msea.2012.01.062 |
[13] | PU E X, ZHENG W J, XIANG J Z, et al. Hot deformation characteristic and processing map of superaustenitic stainless steel S32654[J]. Materials science and engineering:A, 2014, 598: 174-182 DOI:10.1016/j.msea.2014.01.027 |