第２０卷号辑１ Ｖｏｌ ２０ Ｓｐｅｃｉａｌ １ 中国有色金属学报 Ｔｈｅ Ｃｈｉｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ｍｅｔａｌｓ ２０１０年ｌＯ月 ＯＣｔ ２０１０ 文章编号：１００４．０６０９（２０１０）Ｓ１．ｓ０２６９．０５ 粉末冶金ＴｉＡｌ基合金 同皿－高温变形行 艾７Ｉ １ Ｊ 为及其本构模型 ，徐磊，崔玉友，杨锐 （中国科学院金属研究所，沈阳１ １００１６） 摘要：采用Ｇｌｅｅｂｌｅ ３８００热模拟机研究粉末冶金Ｔｉ－４７Ａ１—２Ｃｒ一２Ｎｂ．０．２Ｗ－０．１５Ｂ（摩尔分数，％１合金在变形温度 为ｌ １００～１ ２５０℃、应变速率为ｌＯ～１０。Ｓ１和变形率为５０％条件下的高温变形行为。结果表明：Ｔｉ一４７Ａ１—２Ｃｒ一２Ｎｂ一 ０．２Ｗ－０．１５Ｂ合金在高温变形初始阶段，流动应力随应变的增加迅速增加；当应变超过一定值后，流变应力开始下 降并逐渐趋于稳定，出现稳态流动特征；随着形变温度的升高和应变速率的增加，合金高温变形时的峰值应力和 稳态应力显著降低。利用热模拟压缩实验数据，基于Ａｒｒｈｅｎｉｕｓ方程和Ｚｅｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎ参数，运用多元回归分析 方法建立Ｔｉ。４７Ａ１．２Ｃｒ－２Ｎｂ一０．２Ｗ－０．１５Ｂ合金在高温变形过程中的流变应力本构模型。应用ＤＥＦＯＲＭＴＭ ３Ｄ软件验 证该流变应力本构模型的有效性，结果表明所得高温流变应力本构模型能够较好地预测Ｔｉ．４７Ａ１．２Ｃｒ－２Ｎｂ一０．２Ｗ． ０．１５Ｂ合金的高温变形行为。 关键词：ＴｉＡ１合金：高温变形行为；本构模型 中图分类号：ＴＦ ８０４．３ 文献标志码：Ａ Ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ ｐｏｗｄｅｒ ｍｅｔａｌｌｕｒｇｙ ＴｉＡＩ ａｌｌｏｙ ａｎｄ ｉｔｓ ｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅ ｍｏｄｅｌ ＷＡＮＧＧａｎｇ，ＸＵＬｅｉ，ＣＵＩＹｕ—ｙｏｕ，ＹＡＮＧＲｕｉ （Ｉｎｓｔｉｔｕｔｅ ｏｆＭｅｔａｌ Ｒｅｓｅａｒｃｈ，ＣｈｉｎｅｓｅＡｃａｄｅｍｙ ｏｆＳｃｉｅｎｃｅｓ，Ｓｈｅｎｙａｎｇ １１００１６，Ｃｈｉｎａ） Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅ ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆＰＭ ＴｉＡ１ ａｌｌｏｙ Ｔｉ一４７Ａ１—２Ｃｒ－２Ｎｂ一０．２Ｗ一０．１ ５Ｂ（ｍｏｌｅ ｆｒａｃｔｉｏｎ，％１ ｗａｓ ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ ｂｙ ｈｏｔ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｔｅｓｔｓ ｏｎ Ｇｌｅｅｂｌｅ ３８００ ｍａｃｈｉｎｅ ａｔ ｔｈｅ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｒａｎｇｅ ｏｆ １ １ ００—１ ２５０℃．ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅｓ ｂｅｔｗｅｅｎ １ ０一 Ｓ一 ａｎｄ １ Ｓ～ａｎｄ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｒａｔｅ ｏｆ ５０％ｏｆ ｔｈｅ ｓａｍｐｌｅｓ．Ｔｈｅ ｒｅｓｕｌｔｓ ｓｈｏｗ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｆｌｏｗ ｓｔｒｅｓｓ ｏｆ ｔｈｅ ＴｉＡ１ ａｌｌｏｙ ｉｎｃｒｅａｓｅｓ ｑｕｉｃｋｌｙ ｗｉｔｈ ｉｎｃｒｅａｓｉｎｇ ｓｔｒａｉｎ ａｎｄ ｔｈｅｎ ｒｅａｃｈｅｓ ａ ｐｅａｋ．ｔｈｅｎ ｄｅｃｒｅａｓｅｓ ｔｏ ａ ｓｔｅａｄｙ ｖａｌｕｅ．Ｔｈｅ ｓｔｅａｄｙ ａｎｄ ｐｅａｋ ｓｔｒｅｓｓ ｓｉｇｎｉｉｆｃａｎｔｌｙ ｄｅｃｒｅａｓｅｓ ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｉｎｃｒｅａｓｅ ｏｆ ｔｈｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ａｎｄ ｔｈｅ ｄｅｃｒｅａｓｅ ｏｆ ｔｈｅ ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ． Ｔｈｅ ｆｌｏｗ ｓｔｒｅｓｓ ｍｏｄｅｌ ｏｆ ｔｈｅ ＴｉＡ１ ａｌｌｏｙ ｄｕｒｉｎｇ ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｗａｓ ｅｓｔａｂｌｉｓｈｅｄ ｂａｓｅｄ ｏｎ ｔｈｅ Ａｒｒｈｅｎｉｕｓ ｅｑｕａｔｉｏｎｓ ａｎｄ Ｚｅｎｅｒ．Ｈｏｌｌｏｍｏｎ ｐａｒａｍｅｔｅｒ，ｔｈｅ ｍｏｄｅｌ ｗａｓ ｖａｌｉｄａｔｅｄ ｕｓｉｎｇ ｔｈｅ ＤＥＦＯＲＭＴＭＴＭ ３Ｄ ｓｏｆｔｗａｒｅＡｎｄ ｔｈｅ ．ｓｉｍｕｌａｔｉｏｎ ｒｅｓｕｌｔｓ ｉｎｄｉｃａｔｅ ｔｈａｔ ｔｈｅ ｆｌｏｗ ｓｔｒｅｓｓ ｃｏｎｓｔｉｕｔｉｔｖｅ ｍｏｄｅｌ ｃａｎ ｅｆｉｃｉｆｅｎｔｌｙ ｐｒｅｄｉｃｔ ｔｈｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ ｏｆ ｔｈｅ ＴｉＡ１ ａｌｌｏｙ ｄｕｒｉｎｇ ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ． Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：ＴｉＡ１ ａｌｌｏｙ；ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｂｅｈａｖｉｏｒ；ｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅ ｍｏｄｅｌ ｙ－ＴｉＭ基合金作为一种轻质高温结构材料，因其 密度低、比强度和比弹性模量高以及较好的抗氧化性 和持久性能，在航空、航天和汽车等领域具有广阔的 应用前景 。由于ｙ—ＴｌｉＡｌ基合金结构特点，以及常 规的铸造冶金方法所带来的组织粗大、宏观偏析等缺 通信作者：崔玉友；电话：０２４．２３９７１９６１；Ｅ－ｍａｉｌ：ｙｙｃｕｉ＠ｉｍｒ．ａｃ．ｃｎ 陷，导致其室温塑性和热加工性差。预合金粉末冶金 法可以消除铸造冶金方法所带来的缺陷，提高？－ＴＩＭ 基合金的热加工性能，简化工艺步骤而直接获得满足 尺寸要求的轧制坯料。但是出于成本的考虑，以往多 采用铸造冶金方法。近些年来，随着粉末冶金技术的 ｓ２７０ 中国有色金属学报 提高和制粉成本的降低，通过预合金粉末冶金的方法 制备７－ＴｉＡ１基合金受到越来越多的关注。 ７－ＴｉＡ１基合金的高温变形行为的主要影响参数有 变形温度、应变速率和变形程度。材料的流变应力本 构模型是联系材料的高温变形行为与热加工工艺参数 之间的基本函数关系。通过了解高温塑性加工变形流 变应力行为及其与各加工工艺条件的相互影响关系， 同时建立材料流变应力本构模型，进而优化金属塑性 变形工艺。对于７－ＴｉＡ１基合金的高温变形行为，以往 由于成本的原因，研究多集中于常规铸造冶金７－ＴｉＡ１ 基合金，对于粉末冶金？－ＴｉＡ１基合金研究很少。因此， 对于粉末冶金７－ＴｉＡ１基合金高温变形行为的研究有着 重要的工程应用价值。本文作者采用Ｇｌｅｅｂｌｅ ３８００热 模拟机进行高温压缩试验，对粉末冶金 一１ＩｉＡｌ基合金 的变形行为进行研究。分析其高温变形时流变应力的 变化规律，求解变形激活能等材料常数，建立粉末冶 金ｙ．ｎＡｌ基合金流变应力本构模型，为制定合理的热 加工工艺提供理论依据。 １ 实验 压缩实验所用材料名义成分为Ｔｉ．４７Ａｌ一２Ｃｒ－２Ｎｂ． ０．２Ｗ－０．１５Ｂ（摩尔分数，％ 。冶金过程如下：采用无坩 埚感应熔炼气体雾化法制备ＴｉＡ１基合金预合金粉末； 将预合金粉末装入长方形钛合金包套内，于４５０℃ 真空除气１２ ｈ，随后进行封焊处理；套坯在１７０ ＭＰａ 经１ ２６０℃，４ ｈ热等静压处理。从热等静压样品上机 加工得到ｄ６ ｍｍｘ９ ｒｎｌＴｌ的圆柱体压缩试样。热模拟压 缩实验在Ｇｌｅｅｂｌｅ－３８００型热模拟实验机上进行。实验 条件如下：温度分别为１ １００、１ １５０、１ ２００和１ ２５０℃， 压缩速率分别为１、１０～、１０ 和１０ ｓ～。升温速率 为５℃／ｓ，到达指定温度后保温５ ｍｉｎ，使试样的温度 场分布均匀。压缩在真空状态下进行，试样两端涂抹 润滑剂和放置厚度为０．０５ ａｒｉｎ的钽片，以减小摩擦对 应力状态的影响。所有试样均被压缩到５０％变形量， 然后空冷。 ２ ＴｉＡｌ合金的高温变形行为 １１认１合金在不同变形条件下的应力一应变曲线如 图ｌ所示。由图１可见，在相同变形温度下，流变应 力随着应变速率的减小而减小；在相同应变速率下， 流变应力随着变形温度的升高而降低。在不同应变速 率和变形温度条件下，ＴｉＡＩ合金的流动应力曲线表现 为相似的流变特征。除应变速率为１０ Ｓ～，所有的曲 线都出现了一个应力极值点％，其对应的应变称为应 变 。在变形初始阶段，流动应力随应变量的增加而 迅速增加，呈加工硬化趋势。当应变量超过应变￡ｎ后， 流变应力开始下降，并逐渐趋于稳定，出现稳态流动 特征。当应变速率为１０ Ｓ 时，ＴｉＡ１合金的流动应 力曲线表现出震荡的特征。在变形的初始阶段，位错 不断增殖，位错间的交互作用增大位错运动的阻力。 在这一阶段，动态软化机制主要是位错的交滑移，但 是交滑移引起的软化作用不足以克服位错密度增加带 来的硬化，在峰值应力之前，加工硬化占主导，因此 应力一应变曲线上变现为流变应力随着形变量的增加 迅速增大。在流变应力达到峰值应力之前，当应变量 超过某一临界值￡ｃ时，动态回复和动态再结晶开始发 生 。此阶段加工硬化占主导，所以，应力一应变曲 线仍然呈上升趋势，但加工硬化速率逐渐降低。当流 变应力达到极值后，动态回复和动态再结开始占据主 导，流变应力开始降低。当动态回复和动态再结晶造 成的软化与加工硬化达到动态平衡时，应力一应变曲 器 ∽ 图１ ＴｉＡ］合金高温变形应力一应变曲线 Ｆｉｇ．１ Ｔｒｕｅ ｓｔｒｅｓｓ－－ｓｔｒａｉｎ Ｃｕｒｖｅｓ ｏｆ ＴｉＡＩ ａｌｌｏｙ ａｔ ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ：（ａ）１ １００℃：（ｂ）１ ２００℃ 兰 堂主塑 三 ：篁： 查塑全 垒！苎鱼全 奎 堑 墨墨奎塑竖型 一———————！兰 线进入稳态流变阶段 ｓ 。 为应力指数； 为应力水平参数。Ａ、 和＂均为常数， 且常数。［、 和 之间满足关系￣＝ｐ／ｎ。对式（１）和（２） ３ Ｔ ｌ合金本构模型的建立 ： Ｔ应ｉＡ的１￣应力 值，绘制Ｉｎ －－ｌｎａ和Ｉｎ 一 关系瞌线，结果如图２（ａ） 材料在热变形过程中，通常用Ａｒｒｈｅｎｉｕｓ热变形方 和（ｂ）所示，然后对图中曲线进行一元线性回归处 程【 来表示热变形过程中流变应力的本构模型： 理。 在低应力时， 图２（ａ）和（ｂ）中的直线斜率分别为 和”，通过计算 得到ａ＝０．０１ １ ＭＰａ＿ 。对式（３）两边取自然对数可得 ＝Ａｃｔ ｅｘｐ［一Ｏ／ ）］ （１） 在高应力时， ｐ＝尺』～—— ｈ（ａｃ一ｌ０］Ｊ ｊｒ ＿０ｌｎ［ｓｉｎｈ（ａａ）］Ｊ｝ （４） ： （ ）［＿Ｑ／ （２）［８ｌｎ［ｓｉｎ在所有应力状态下， 式（４）中等式右边第１项ｌｎ［ｓｉｎｈ（ａａ）］－ｌｎ 代表曲 线的斜率，第２项代表ｌｎ［ｓｉｎｈ（ａａ）］－Ｔ 的斜率。将０【 ＝ ［ｓｉｎｈ（ａｃｒ）］ ｅＸｐ［．Ｑ／（尺 ）］ （３） 值代入，做出ｌｎ『ｓｉｎｈ（取ａ）］－Ｉｎ 和ｌｎ［ｓｉｎｈ（ ］一 一ｌ 式中叠是应变速率； 流变应力；Ｏ是形变激活能； 关曲线，结果如图３（ａ）和（ｂ）所示。 Ｒ是摩尔气体常数；Ｔ是绝对温度：Ａ为结构因子；，ｚ 通过回归求得表征激活能Ｏ ４０．３ ｋＪ／ｍｏｌ。将 图２应变速率与流变应力的关系 Ｆｉｇ．２ Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｓ ｂｅｔｗｅｅｎ ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ ａｎｄ ｌｆｏｗ ｓｔｒｅｓｓ：（ａ）Ｉｎ ｋ－－ｌｎａ；（ｂ）Ｉｎ ｇ＂－０＂ ｌｎ［ｓｉｎｈ（ａｗ＇）］Ｔ－１／１０一 Ｋ一 图３应变速率与流变应力以及流变应力与变形温度的关系 Ｆｉｇ．３ Ｒｅ１ａｔｉｏｎｓｂｊｐｓ ｂｅｔｗｅｅｎ ｓｔｒａｉｎ ｒａｔｅ，ｆｌｏｗ ｓｔｒｅｓｓ ａｎｄ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ：（ａ）ｌｎ［ｓｉｎｈ（ｏ【 卜—ｌｎ ；（ｂ）ｌｎ［ｓｉｎｈ（ｏ【 卜一ｒ一 ｓ２７２ 中国有色金属学报 ２０１０年ｌＯ月 Ｚｅｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎ参数 】Ｚ引入式（３）可得 Ｚ＝ ｅｘｐ［Ｑ／（Ｒ ）］＝Ａｓｉｎｈ（ａｏ－） 对式（５）两边取对数得 模型的计算结果与实验数据的对比情况。由图４可以 看出，所建立流变应力本构模型能够较好描述实验所 用ｎＡ１合金在高温变形过程中的流变行为。 ｌｎＺ＝Ｉｎ Ａ＋ｎＩｎ［ｓｉｎｈ（ａｔｒ）］ 将Ｑ值和变形条件代入式（５），求出Ｚ值，然后以 ｎ［Ｉｓｉｎｈ（ａａ）］－ｉｎＺ为坐标作图，进行线性回归处理得 到：ｎ＝ｌ１．９５，Ａ＝Ｉ．０８ｘ１０凹。ＴｉＡＩ合金流变应力本构模 ５结论 ｌ１通过热压缩模拟实验，研究了热变形工艺参数 （形变温度、应变速率、应变量）对Ｔｉ．４７Ａ１－２Ｃｒ－２Ｎｂ一 型为 ＝１．０８ ｘ １０ ［ｓｉｎｈ（Ｏ．Ｏ１ ｌｏ－）］ ・ ． ｅｘｐ［－４３０ Ｏ００／（ＲＴ）］ （７） ４ ＴｉＡＩ合金本构模型的验证 为了验证本构模型的有效性，采用式（７）应用 ＤＥＦＯＲＭＴＭ３Ｄ软件建立ｎＡｌ基合金模型，对压缩过 程进行数值模拟。图４所示为所建立的流变应力本构 图４ ＴｉＡｌ基合金流变应力模型计算结果与试验值的比较 Ｆｉｇ．４ Ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎ ｏｆ ｃａｌｃｕｌａｔｅｄ ｒｅｓｕｌｔｓ ａｎｄ ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ ｒｅｓｕｈｓ ｏｆｆｌｏｗ ｓｔｒｅｓｓ ｆｏｒ ＴｉＡ１．ｂａｓｅｄ ａｌｌｏｙ ａｔ １ Ｓ一 （ａ）ａｎｄ １０一 Ｓ一 （ｂ）ａｎｄｄｉｆｆｅｒｅｎｔｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ ０．２Ｗ－０．１ ５Ｂ合金流变行为的影响规律。在初始变形阶 段，流动应力随应变的增加迅速增加，当应变超过一 定值后，流变应力开始下降并逐渐趋于稳定，出现稳 态流动特征；随着形变温度的升高和应变速率的增加， 合金高温变形时的峰值应力和稳态应力显著降低。 ２）利用热模拟压缩实验数据，基于Ａｒｒｈｅｎｉｕｓ方 程和Ｚｅｎｅｒ－Ｈｏｌｌｏｍｏｎ参数，运用多元回归分析方法建 立了Ｔｉ．４７Ａ１—２Ｃｒ－２Ｎｂ．０．２Ｗ－０．１５Ｂ合金在高温变形过 程中的流变应力本构模型。应用ＤＥＦＯＲＭａ￣３Ｄ软件 验证该流变应力本构模型的有效性，所得结果与实验 数据吻合较好。 ＲＥＦＥＲＥＮＣＥＳ ［１］ ＫＩＭ Ｙ ｗ ＤＩＭＩＤＵＫ Ｄ Ｍ．Ｄｅｓｉｇｎｉｎｇ Ｇａｍｍａ ＴｉＡｌ ａｌｌｏｙ： Ｆｕｎｄａｍｅｎｔａｌｓ，ｓｔｒａｔｅｇｙ ａｎｄ ｐｒｏｄｕｃｔｉｏｎ［ｃ］／／ＮＡＴＨＡＬ Ｍ ＤＡＲＯＬＩＡ Ｒ，ＬＩＵ Ｃ Ｌ ＭＡＲＴＩＮ Ｐ Ｌ，ＭＩＲＡＣＬＥ Ｄ Ｂ， ＷＡＧＮＥＲ＆ＹＡＭＡＧＵＣＨＩ Ｍ．Ｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ． Ｗａｔｒｅｎｄａｌｅ，ＰＡ：ＴＭＳ，１９９７：５３ １—５４３． 【２］ＴＨＯＭＡＳ Ｍ，ＢＥＲＴＥＡＵＸ Ｏ，ＰＯＰＯＦＦ Ｅ ＢＡＣＯＳ Ｍ Ｐ， ＭＯＲＥＬＡ，ＰＡＳＳＩＬＬＹＢ，ＪＩ Ｖ Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ｅｘｐｏｓｕｒｅ ａｔ ７００℃ ＯＩ１ ＲＴ ｔｅｎｓｉｌｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｉｎ ａ ＰＭ ｙ－ＴｉＡｌ ａｌｌｏｙ［Ｊ】．Ｉｎｔｅｒｍｅｔａｌｌｉｃｓ， ２００６，１４（１０／１１）：ｌ１３０＿－１１３５ 【３］ ＺＨＡＮＧ Ｗ，ＬＩＵ Ｙ，ＬＩ Ｈ Ｚ，ＬＩ Ｚ，ｗＡＮＧ Ｈ，ＬＩＵ Ｂ． Ｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅ ｍｏｄｅｌｎｉｇ ａｎｄ ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ ｍａｐ ｆｏｒ ｅｌｅｖａｔｅｄ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｆｌｏｗ ｂｅｈａｖｉｏｒｓ ｏｆ ａ ｐｏｗｄｅｒ ｍｅｔａｌｌｒｕｇｙ ｔｉｔａｎｉｕｍ ａ１．ｍｉｎｉｄｅ ａｌｌｏｙ【Ｊ】．Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ ２００９，２０９：５３６３—５３７０． ［４】ＰＯＬＩＡＫ Ｅ Ｉ，ＪＯＮＡＳ Ｊ Ｊ．Ａ ｏｎｅ・ｐａｒｍｅｎｔｅｒ ａｐｐｒｏａｃｈ ｔｏ ｄｅｔｅｒｍｉｎｉｎｇ ｔｈｅ ｃｒｉｔｉｃａｌ ｃｏｎｄｉｔｉｏｎｓ ｆｏｒ ｈｔｅ ｉｎｉｔｉａｔｉｏｎ ｏｆ ｄｙｎａｍｉｃ ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ［Ｊ】．Ａｃｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ，１９９６，４４（１）：１２７—１３６． ［５】 毛卫民，赵新兵．金属的再结晶与晶粒长大【Ｍ］．北京：冶金 工业出版社，１９９４． ＭＡＯ Ｗｅｉ—ｍｉｎ，ＺＨＡＯ Ｘｉｎ－ｂｉｎｇ．Ｍｅｔａｌ ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ ａｎｄ ｇｒａｉｎ ｇｒｏｗｔｈ［Ｍ］．Ｂｅｉｊｉｎｇ：Ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ Ｉｎｄｕｓｔｒｙ Ｐｒｅｓｓ，１９９４． 【６】 刘楚明，刘子娟，朱秀荣，周海涛．镁及镁合金动态再结晶研 究进展［Ｊ】．中国有色金属学报，２００６，１６（１）：１－１２． 第２０卷专辑１ ，等：粉末冶金ＴｉＡＩ基合金高温变形行为及其本构模型 ｓ２７３ Ｌ１Ｕ Ｃｈｕ—ｍｉｎｇ，ＬＩＵ Ｚｉ－ｊｕａｎ，ＺＨＵ Ｘｉｕ—ｒｏｎｇ，ＺＨＯＵ Ｈａｉ—ｔａｏ． Ｒｅｓｅａｒｃｈ ａｎｄ ｄｅｖｅｌｏｐｍｅｎｔ ｐｒｏｇｒｅｓｓ ｏｆ ｄｙｎａｍｉｃ ｒｅｃｒｙｓｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎ ｅｑｕａｔｉｏｎｓ ｆｏｒ ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｆｌｏｗ ｓｔｒｅｓｓ ｏｆ ａｌｕｍｉｎｕｍ ａｌｌｏｙｓ ．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，１９９７，１３（３）：２１０－２１６． ｉｎ ｐｕｒｅ ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｎｄ ｉｔｓ ａｌｌｏｙｓ【Ｊ］．Ｔｈｅ Ｃｈｉｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｎｏｎｆｅｒｒｏｕｓ Ｍｅｔａｌｓ，２００６，１６（１）：卜ｌ２． ［９】 ＷＡＮＧ Ｙ，Ｌ１Ｕ Ｄ Ｌ，ＬＡＹ Ｃ Ｃ．Ａ ｃｏｒｒｅｌａｔｉｏｎ ｂｅｔｗｅｅｎ ｔｅｎｓｉｌｅ ｌｆｏｗ ｓｔｒｅｓｓ ａｎｄ Ｚｅｎｎｅｒ，Ｈｏｌｌｏｍｏｎ ｆａｃｔｏｒ ｉｎ ＴｉＡ１ ａｌｌｏｙｓ ａｔ ｈｉ曲 ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ ．Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｌｅｔｔｅｒｓ，２０００， ［７Ｊ ＲＡＯ Ｋ Ｐ，ＰＲＥＳＳＡＤ ＹＶＲＫ．Ｈｉｇｈ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｋｉｎｅｔｉｃｓ ｏｆ Ａ１・４Ｍｇ ａｌｌｏｙ［Ｊ】．Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｗｏｒｋｉｎｇ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，１ ９８６，Ｉ３（１）：８３—９５． Ｈ，ＭＣＬＡＲＥＮ，Ａ Ｊ，ＳＷＬＬＡＲＳ Ｃ Ｍ．Ｃｏｎｓｔｉｔｕｔｉｖｅ 【８】 ＳＨＩ１９（１３）：１１８５—１１８８． （编辑李艳红）
