ZnAl10Cu2合金在熱變形過程中的球化及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶

鄔小萍，李德富，郭勝利，許曉慶，胡 捷，賀金宇

（北京有色金屬研究總院，北京100088）

目前，世界范圍內(nèi)的銅資源匱乏，致使銅原料價(jià)格越來越高。國內(nèi)銅原料價(jià)格的增長更是迅速，針對(duì)當(dāng)今資源缺乏和銅價(jià)格爆漲的現(xiàn)狀，研究開發(fā)其他無銅或少銅的新型金屬材料來替代銅合金材料，節(jié)約銅資源已迫在眉睫，這也成為世界各國材料工作者的共識(shí)。相比之下，世界鋅資源豐富，另外，鋅合金具有抗拉強(qiáng)度和硬度高、阻尼性好、耐磨性好、摩擦因數(shù)小、摩擦溫升低、材料與制作成本低，無污染、使用壽命長以及其他一些獨(dú)特的特點(diǎn)，作為銅合金的替代材料具有廣闊的應(yīng)用前景［1－3］。而高性能變形鋅合金不含鉛、鎘等有害元素，是一種綠色環(huán)保材料，其生產(chǎn)工藝簡單，節(jié)約能源，主要性能指標(biāo)基本與鉛黃銅相當(dāng)，是銅合金的理想替代品。在變形鋅合金中，變形鋅鋁合金具有良好的使用性能和工藝性能，其突出特點(diǎn)就是高的強(qiáng)度和優(yōu)良的摩擦學(xué)特性，在工業(yè)領(lǐng)域代替銅合金具有明顯的經(jīng)濟(jì)性。

人們對(duì)變形鋅鋁合金的研究是從鋅鋁合金具有“超塑性”這一特性開始的，目前國內(nèi)外對(duì)鋅鋁合金的研究大多側(cè)重于壓鑄及超塑性方面，對(duì)熱變形行為的研究較少，孫連超等［4］研究了鋅合金的物理冶金；石志強(qiáng)等［5］研究了Zn－5Al合金的超塑性，結(jié)果表明，其表面流動(dòng)具有長程性，且對(duì)超塑變形具有協(xié)調(diào)作用；Purcek等［6］，Ha等［7］，Malek［8］研究了Zn－Al合金的超塑性行為。肖弦等［9，10］對(duì)Zn－2.54%Cu－0.56%Mg－0.29%Al－0.052%La－0.16Ce合金的高溫變形進(jìn)行了研究，采用Zener－h(huán)ol－lomon模型真實(shí)描述了鋅合金高溫變形的流變行為。由于鋅鋁合金為密排六方結(jié)構(gòu)，滑移系少，熱變形較困難，可選擇的工藝窗口較窄，如鋅鋁合金變形溫度范圍窄，變形速度低，變形抗力大，成材率低，易產(chǎn)生裂紋等缺陷，限制了變形鋅鋁合金在許多領(lǐng)域的應(yīng)用。在金屬熱變形過程中，材料要經(jīng)歷一系列微觀組織變化，這種微觀組織的演變對(duì)成形過程產(chǎn)生重要的影響，同時(shí)在很大程度上決定了產(chǎn)品的宏觀力學(xué)性能，通過控制熱變形工藝獲得組織形態(tài)、晶粒大小和分布達(dá)到最優(yōu)的微觀組織，是提高產(chǎn)品力學(xué)性能的重要手段［11－14］。因此，對(duì)鋅合金熱變形行為及其組織演變規(guī)律的研究是非常有意義的，這將為進(jìn)一步的研究和生產(chǎn)實(shí)踐奠定理論基礎(chǔ)。

本工作通過等溫恒應(yīng)變速率壓縮實(shí)驗(yàn)研究ZnAl10Cu2合金的熱變形行為，并結(jié)合金相及掃描組織分析，研究變形溫度、變形程度和應(yīng)變速率對(duì)材料熱變形顯微組織的影響，揭示其組織演變規(guī)律及其內(nèi)在機(jī)制，這對(duì)于合理選擇工藝參數(shù)，控制ZnAl10Cu2合金的組織和性能，進(jìn)而生產(chǎn)出組織和性能都符合設(shè)計(jì)要求的產(chǎn)品具有重要的意義。

1 實(shí)驗(yàn)

熱壓縮實(shí)驗(yàn)用ZnAl10Cu2合金由寧波博威集團(tuán)有限公司提供，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)／%）為10Al，2Cu，其余為Zn，用線切割機(jī)從鑄錠上取樣，規(guī)格為φ10mm×15mm的圓柱形試樣，在Gleeble－1500D熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱壓縮實(shí)驗(yàn)，壓縮前在試樣兩端與壓頭接觸面上墊石墨片以減少摩擦，避免出現(xiàn)明顯的腰鼓、側(cè)翻等不均勻變形現(xiàn)象。實(shí)驗(yàn)溫度為180，210，240，270，300℃和330℃，應(yīng) 變 速 率為0.01，0.1，1，10，25s－1和30s－1，升溫速率為5℃／s，保溫時(shí)間為3min，熱壓縮完成后立即水冷至室溫，以保留變形組織。

以橫截面為觀察面，所用腐蝕劑為鉻酐，腐蝕劑的成分及配比：三氧化鉻20g，硫酸鈉1.5g，水100mL，腐蝕時(shí)間6s。金相觀察在NEOPHOT－21大型金相顯微鏡上進(jìn)行；采用帶有 NORAN－VANTAGE－DI4105型能譜儀的JSM－840型掃描電鏡對(duì)其進(jìn)行二次電子（SEI）和背散射電子（BSE）分析。

2 結(jié)果及分析

2.1 ZnAl10Cu2合金鑄態(tài)顯微組織

圖1為ZnAl10Cu2合金的鑄態(tài)金相顯微組織和無包晶反應(yīng)的Zn－Al合金的二元相圖。結(jié)合二元相圖［15］發(fā)現(xiàn)，ZnAl10Cu2合金主要由白色的初生枝晶α1及其外圍黑色的共晶（α2＋β）組成。

圖1 鑄態(tài)ZnAl10Cu2合金光學(xué)顯微組織（a）及無包晶反應(yīng)的Zn－Al合金的二元相圖（b）Fig.1 Optical microstructure of ZnAl10Cu2as－cast alloy（a）and the binary phase diagram of Zn－Al alloy without peritectic reaction（b）

掃描組織與金相組織的襯度相反，如圖2所示。研究表明黑色粗大相為初生α1相，為富Al相，是Zn在Al中形成的固溶體，灰色基體為β－Zn相，是Al在Zn中形成的固溶體，基體上的片狀組織為α2相，是富Al相，α2和β組成合金的共晶組織，在放大倍數(shù)較高時(shí)發(fā)現(xiàn)α1和α2均為片層組織。

2.2 熱變形條件對(duì)片狀α2相球化的影響

圖2 鑄態(tài)ZnAl10Cu2合金SEM顯微組織Fig.2 SEM microstructure of ZnAl10Cu2as－cast alloy

ZnAl10Cu2合金在熱變形過程中，共晶中的片狀α2相發(fā)生不同程度的球化與彎折，Miller等［16］認(rèn)為片狀球化和彎折是應(yīng)力軟化的原因，片狀組織具有較好的抗裂紋擴(kuò)展能力和高溫蠕變性能，而低長徑比或球狀組織具有良好的塑性和疲勞性能，ZnAl10Cu2合金在合理的熱變形工藝參數(shù)下，可以得到拉伸和疲勞性能良好的等軸組織。

2.2.1 應(yīng)變速率對(duì)片狀α2球化的影響

圖3 變形溫度270℃下不同應(yīng)變速率對(duì)ZnAl10Cu2合金球化的影響（a＝0.01s－1；（b）ε＝0.1s－1；（c）ε＝1s－1；（d）ε＝25s－1 Fig.3 The effect of different strain rate on globularizing in ZnAl10Cu2alloy at deformation temperature of 270℃（a＝0.01s－1；（b）ε＝0.1s－1；（c）ε＝1s－1；（d）ε＝25s－1

圖3為ZnAl10Cu2合金在變形溫度270℃、不同應(yīng)變速率下片狀α2相的球化特征。當(dāng)應(yīng)變速率為0.01s－1時(shí)，片狀α2相幾乎完全球化，且球化后的組織細(xì)小均勻，如圖3（a）中圈所示；當(dāng)應(yīng)變速率為0.1s－1時(shí)，大部分片狀α2相已球化，球化后的組織比較粗大且呈橢球狀，部分區(qū)域仍保留長條片狀組織，如圖3（b）箭頭所示；當(dāng)應(yīng)變速率為1s－1時(shí)，長徑比較大的片狀部分只是被切斷或發(fā)生彎折，沒有發(fā)生明顯的球化，如圖3（c）箭頭所示；應(yīng)變速率繼續(xù)增加，片狀α2相被拉長或彎折趨勢(shì)明顯，大量片狀組織被拉長后斷開，出現(xiàn)長寬比較高的長條組織，如圖3（d）箭頭所示，片狀組織等軸化程度較小，且球化很不均勻。

可知，應(yīng)變速率更有利于片狀α2相的球化，出現(xiàn)這樣的現(xiàn)象主要是因?yàn)樵谳^低的應(yīng)變速率下，片狀α2相有足夠的時(shí)間轉(zhuǎn)向最有利于變形的位置，變形更加均勻充分，球化較徹底，而在較高的應(yīng)變速率（10～30s－1）下變形時(shí)，與壓縮軸方向一致（垂直于金屬流動(dòng)方向）的片狀α2相由于來不及轉(zhuǎn)向，就因受力而失穩(wěn)，發(fā)生彎曲（片層彎折），并且明顯粗化，如圖3（d）細(xì)箭頭所示；而與壓縮軸方向垂直的片狀α2相依然保持平直，在大變形量的作用下將拉長、破碎成為平直的短片狀α2相，如圖3（d）粗箭頭所示。

2.2.2 變形溫度對(duì)片狀α2球化的影響

圖4為ZnAl10Cu2合金在應(yīng)變速率為0.1s－1、不同變形溫度下的片狀α2相球化特征?？梢钥闯?，當(dāng)變形溫度為180℃時(shí)，與變形方向垂直的片狀被拉長，但沒有斷開，仍保持連續(xù)狀，如圖4（a）所示，少量片狀α2相出現(xiàn)了彎折及破碎的球狀組織；當(dāng)變形溫度升高時(shí)，原始片狀α2相組織出現(xiàn)了較明顯的球化，但仍可見少量原始平直相，如圖4（b）所示，片狀α2相球化后并非理想的球形，而是呈橢球形；當(dāng)變形溫度升高到270℃時(shí)，片狀α2相球化相當(dāng)充分，得到細(xì)小、均勻的球狀組織，如圖4（c）所示，這是因?yàn)樽冃螠囟仍礁撸蓜?dòng)位錯(cuò)越多，儲(chǔ)存的畸變能也越大，晶界容易發(fā)生分離，同時(shí)變形溫度高也能使更多滑移系的位錯(cuò)源啟動(dòng)，產(chǎn)生相應(yīng)的滑移，這也有利于片狀組織的球化。當(dāng)變形溫度進(jìn)一步升高時(shí)，部分球狀組織較為粗大，出現(xiàn)不均勻長大現(xiàn)象，如圖4（d）所示。這說明變形溫度越高，片狀球化越快完成，且球化組織越容易聚集長大，變形溫度相對(duì)較低，球化組織越細(xì)小，但球化速率較慢。

圖4 應(yīng)變速率0.1s－1下不同變形溫度對(duì)ZnAl10Cu2合金球化的影響（a）T＝180℃；（b）T＝240℃；（c）T＝270℃；（d）T＝330℃Fig.4 The effect of different deformation temperature on globularizing in ZnAl10Cu2alloy at strain rate of 0.1s－1（a）T＝180℃；（b）T＝240℃；（c）T＝270℃；（d）T＝330℃

2.2.3 變形程度對(duì)片狀α2球化的影響

圖5為ZnAl10Cu2合金在變形溫度240℃、應(yīng)變速率0.1s－1、不同應(yīng)變下的片狀球化特征?？梢钥闯?，當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.3時(shí)，片狀α2相幾乎平直完整，只有少量的片狀發(fā)生了球化，如圖5（a）箭頭所示；當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.5時(shí)，仍有部分片狀組織只是發(fā)生彎折扭曲，如圖5（b）所示，但大部分已經(jīng)較大程度地被破碎為短條狀；當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.7時(shí)，片狀球化較為完全，只有極少量未球化的相呈短條狀分布，如圖5（c）所示；當(dāng)應(yīng)變?yōu)?.2時(shí)，發(fā)生彎曲的豎直方向片層α2基本球化完全，水平方向的平直α2片層也分離成長寬比逐漸變小的短棒，只有局部可以觀察到短條狀組織，如圖5（d）所示。研究表明，應(yīng)變?cè)酱髮?duì)片狀球化的貢獻(xiàn)越大，這是因?yàn)閼?yīng)變?cè)酱螅瑑?chǔ)存在變形合金內(nèi)的畸變能也越大，容易發(fā)生晶界分離。而應(yīng)變不足時(shí)，晶內(nèi)儲(chǔ)存的變形能低，某些部位未達(dá)到新晶粒成核所需的激活能，球化程度?。涣硗?，應(yīng)變?cè)酱?，因受流?dòng)應(yīng)力被切斷的片狀α2數(shù)量越多，破碎的片狀α2相數(shù)量越多，越有利于球化。

圖5 變形溫度240℃、應(yīng)變速率0.1s－1下不同應(yīng)變對(duì)ZnAl10Cu2合金球化的影響（a）ε＝0.3；（b）ε＝0.5；（c）ε＝0.7；（d）ε＝1.2 Fig.5 The effect of different strain on globularizing in ZnAl10Cu2alloy at deformation temperature of 240℃and strain rate of 0.1s－1（a）ε＝0.3；（b）ε＝0.5；（c）ε＝0.7；（d）ε＝1.2

2.3 熱變形條件對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的影響

ZnAl10Cu2合金熱壓縮時(shí)的另一典型組織變形特征是基體β相發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，得到了細(xì)小均勻的等軸晶粒，這對(duì)其組織和性能是非常有利的。動(dòng)態(tài)再結(jié)晶行為和規(guī)律的研究是制定其熱加工工藝的重要環(huán)節(jié)。

2.3.1 變形溫度對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的影響

圖6為ZnAl10Cu2合金在應(yīng)變速率為0.1s－1、不同變形溫度時(shí)的壓縮試樣顯微組織?？梢钥闯?，當(dāng)變形溫度為180℃時(shí)，基體β相晶粒沿垂直于壓縮方向上被拉長，如圖6（a）箭頭所示；當(dāng)變形溫度升高到240℃時(shí)，基體β相發(fā)生局部動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，如圖6（c）所示；當(dāng)變形溫度為270℃時(shí)，被拉長且較大的晶?；旧弦驯辉俳Y(jié)晶晶粒所取代，如圖6（d）所示，只能看到很少的拉長晶粒?？梢?，變形溫度的升高對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生是有促進(jìn)作用的。這是因?yàn)殡S著變形溫度的升高，可以開啟更多的滑移系，有利于變形的進(jìn)行。同時(shí)，滑移系的增多，各滑移面上的位錯(cuò)在運(yùn)動(dòng)過程中發(fā)生交叉纏結(jié)的機(jī)率也相應(yīng)地增大，形成更多的亞晶界，因此儲(chǔ)存更多的變形能，為動(dòng)態(tài)再結(jié)晶提供了有利的條件；另外，纏結(jié)的位錯(cuò)在外力作用下可以向其他的亞晶界遷移，從而使原亞晶界消失，而其他亞晶界角度增大，從而實(shí)現(xiàn)亞晶的合并長大，形成再結(jié)晶晶粒，同時(shí)，在較高的溫度下，位錯(cuò)活動(dòng)能力更強(qiáng)，亞晶界可以以更快的速率遷移合并，再結(jié)晶晶粒也以比較快的速率長大［17］。當(dāng)變形溫度進(jìn)一步升高時(shí)，盡管動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒完全取代了被拉長的晶粒，但是局部出現(xiàn)了再結(jié)晶晶粒的長大現(xiàn)象，如圖6（e），（f）箭頭所示。

2.3.2 應(yīng)變速率對(duì)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的影響

圖6 應(yīng)變速率0.1s－1下不同變形溫度對(duì)ZnAl10Cu2合金再結(jié)晶的影響（a）T＝180℃；（b）T＝210℃；（c）T＝240℃；（d）T＝270℃；（e）T＝300℃；（f）T＝330℃Fig.6 The effect of different deformation temperature on dynamic recrystallization in ZnAl10Cu2alloy at strain rate of 0.1s－1（a）T＝180℃；（b）T＝210℃；（c）T＝240℃；（d）T＝270℃；（e）T＝300℃；（f）T＝330℃

圖7 變形溫度270℃下不同應(yīng)變速率對(duì)ZnAl10Cu2合金再結(jié)晶的影響（a）ε＝0.01s－1；（b）ε＝0.1s－1；（c）ε＝1s－1；（d）ε＝10s－1；（e），（f）ε＝25s－1；（g），（h）ε＝30s－1 Fig.7 The effect of different strain rate on dynamic recrystallization in ZnAl10Cu2alloy at deformation temperature of 270℃（a）ε＝0.01s－1；（b）ε＝0.1s－1；（c）ε＝1s－1；（d）ε＝10s－1；（e），（f）ε＝25s－1；（g），（h）ε＝30s－1

圖7為ZnAl10Cu2合金在變形溫度為270℃、不同應(yīng)變速率時(shí)的壓縮試樣顯微組織?？梢钥闯觯瑧?yīng)變速率小于1s－1時(shí)，基體β相隨著應(yīng)變速率的增加，再結(jié)晶晶粒更為細(xì)小均勻。當(dāng)應(yīng)變速率為0.01s－1時(shí)，基體β相被拉長，有極少量的細(xì)小晶粒出現(xiàn)，如圖7（a）箭頭所示，這是因?yàn)閼?yīng)變速率較低時(shí)，變形時(shí)間長，變形比較均勻，原子可充分?jǐn)U散，位錯(cuò)有足夠的時(shí)間來攀移和對(duì)消，不利于位錯(cuò)密度的累積，為動(dòng)態(tài)回復(fù)提供了足夠的時(shí)間，使得再結(jié)晶驅(qū)動(dòng)力減小，降低了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的形核數(shù)量，只能在某些具有高能量起伏的區(qū)域（如變形量大的區(qū)域）首先形核，再結(jié)晶形核率較低；當(dāng)應(yīng)變速率增加到1s－1時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶發(fā)生較為充分，晶粒細(xì)小均勻，如圖7（c）所示，這是由于變形速率較高，產(chǎn)生同樣變形程度所需的時(shí)間短，導(dǎo)致部分區(qū)域位錯(cuò)來不及抵消和合并，位錯(cuò)增多，能夠發(fā)生再結(jié)晶的形核區(qū)域增多，導(dǎo)致晶粒細(xì)化；當(dāng)應(yīng)變速率進(jìn)一步增大時(shí)，再結(jié)晶晶粒局部更為細(xì)小，但出現(xiàn)了不均勻現(xiàn)象。在大變形區(qū)，再結(jié)晶晶粒細(xì)小，如圖7（e），（g）所示，在小變形區(qū)，再結(jié)晶晶粒相對(duì)粗大，如圖7（f），（h）所示，這是由于高應(yīng)變速率條件下，容易造成變形不均勻，進(jìn)而導(dǎo)致再結(jié)晶晶粒出現(xiàn)不均勻性，這種不均勻的組織對(duì)塑性有嚴(yán)重的影響。顯然，從細(xì)化晶粒的角度考慮，應(yīng)變速率并不是越大越好，而是控制在剛好發(fā)生完全動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度為宜。

綜上所述，片狀α2相的球化、彎折及基體β相的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶是熱變形過程中的主要特征，也是最重要的組織演變形式和起主導(dǎo)作用的流變軟化機(jī)制。由于細(xì)小晶粒有利于改善ZnAl10Cu2合金的疲勞性能和斷裂韌性等，因此通過控制合金的熱變形條件，使合金在熱變形過程中發(fā)生球化及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，可以達(dá)到細(xì)化ZnAl10Cu2合金熱變形組織，提高其綜合性能的目的。

3 結(jié)論

（1）在熱變形過程中，片狀α2相發(fā)生了不同程度的球化和彎折。降低應(yīng)變速率和提高變形溫度及變形程度可以使片狀α2相的破碎程度增加。當(dāng)變形溫度270℃、應(yīng)變速率1s－1時(shí)得到細(xì)小且均勻的球狀組織。

（2）基體β相在變形溫度270℃、應(yīng)變速率1s－1時(shí)發(fā)生了較為充分的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，再結(jié)晶晶粒隨變形溫度的升高，呈先減小后增大的趨勢(shì)。當(dāng)應(yīng)變速率小于1s－1時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒隨應(yīng)變速率的增大而減小。應(yīng)變速率繼續(xù)增加時(shí)，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒出現(xiàn)了不均勻現(xiàn)象。

（3）通過合理地控制ZnAl10Cu2合金在熱變形過程中的工藝參數(shù)，可以得到細(xì)小均勻的球化組織及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，達(dá)到細(xì)化其熱變形組織，提高綜合性能的目的。

［1］胡海明.ZA27的研究進(jìn)展［J］.材料導(dǎo)報(bào)，1998，12（3）：17－20.HU Hai－ming.Development of research on ZA27alloy［J］.Materials Review，1998，12（3）：17－20.

［2］GERVAIS E，LEVERT H.The development of a family of zinebase foundry alloys［J］.AFS Transactions，1980，（3）：47－52.

［3］AYIK O.Solidification and foundry studies of Zn／Al alloys［J］.J Crystal Growth，1986，（79）：594－602.

［4］孫連超，田榮璋.鋅及鋅合金物理冶金學(xué)［M］.長沙：中南工業(yè)大學(xué)出版社，1994.SUN L C，TIAN R Z.Zinc and Zinc Alloys Physical Metallurgy［M］.Changsha：Central South University of Technology Press，1994.

［5］石志強(qiáng)，葉以富，李世春，等.Zn－5Al共晶合金的表面效應(yīng)對(duì)超塑變形的影響［J］.機(jī)械工程材料，2003，27（1）：18－21.SHI Zhi－qiang，YE Yi－fu，LI Shi－chun，et al.Surface effect and superplasticity of Zn－5Al eutectic alloy［J］.Mech Eng，2003，27（1）：18－21.

［6］AL－MAHARBI M，KARAMAN I，PURCEK G.Flow response of a severe plastically deformed two－phase zinc－aluminum alloy［J］.Materials Science and Engineering：A，2010，527（3）：518－525.

［7］HA T K，SON J R，LEE W B.Superplastic deformation of a finegrained Zn－0.3wt%Al alloy at room temperature［J］.Materials Science and Engineering：A，2001，307（1－2）：98－106.

［8］MALEK P.The deformation structure of the superplastic Zn－Al alloy［J］.Materials Science and Engineering：A，1999，268（1－2）：132－140.

［9］肖弦，周春華.鋅合金熱變形行為的研究［J］.熱加工工藝，2008，37（15）：14－16.XIAO Xian，ZHOU Chun－h(huán)ua.Study on hot deformation behavior of zinc based alloy［J］.Hot Working Technology，2008，37（15）：14－16.

［10］林高用，鄭小燕，周佳，等.一種鋅基合金熱變形行為的試驗(yàn)?zāi)M［J］.機(jī)械工程材料，2007，31（7）：60－65.LIN Gao－yong，ZHENG Xiao－yan，ZHOU Jia，et al.Thermocompression behavior of a zinc based alloy［J］.Mech Eng，2007，31（7）：60－67.

［11］GOTTSTEIN G，MARX V，SEBAALD R.Integral recrystallization modeling［J］.Journal of Shanghai Jiaotong University，2000，5（1）：49－57.

［12］沈昌武，楊合，孫志超，等.基于BP神經(jīng)網(wǎng)絡(luò)的TAl5鈦合金本構(gòu)關(guān)系建立［J］.塑性工程學(xué)報(bào)，2007，14（4）：101－104.SHEN Chang－wu，YANG He，SUN Zhi－chao，et al.Based on BP artificial neural network to building the constitutive relationship of TA15alloy［J］.Journal of Plasticity Engineering，2007，14（4）：101－104.

［13］WANG Z，ISHIKAWA T，YUKAWA N，et al.Computer simulation and control of microstructure and mechanical properties in hot forging［J］.Annals of the CIRP，1999，48（1）：187－190.

［14］陳石卿，焦明山.鈦合金的模鍛與擠壓［M］.北京：國防工業(yè)出版社，1982.CHEN S Q，JIAO M S.Die Forging and Squeeze of Titanium Alloys［M］.Beijing：National Defence Industry Press，1982.

［15］虞覺奇，易文質(zhì)，陳邦迪，等.二元合金狀態(tài)圖集［M］.上海：上?？茖W(xué)技術(shù)出版社，1983.YU J Q，YI W Z，CHENG B D，et al.Atlas of Binary Alloys［M］.Shanghai：Shanghai Science and Technology Press，1983.

［16］MILLER R M，BIELER T R，SEMIATN S L.Flow softening during hot working of Ti－6Al－4Vwith a lamellar colony microstructure［J］.Scripta Materialia，1999，40（12）：1387－1393.

［17］王火生，傅高升，王沁峰，等.熱變形條件對(duì)易拉罐用鋁材微觀組織的影響［J］.機(jī)電技術(shù)，2003，81（增刊1）：284－288.WANG Huo－sheng，F(xiàn)U Gao－sheng，WANG Qin－feng，et al.Effects of deformation parameters on microstructure of aluminum cans［J］.Mechanical Electrical Technology，2003，81（Suppl 1）：284－288.