隨著航空、航天等發(fā)動機(jī)對性能要求的不斷提高，對高溫結(jié)構(gòu)材料的性能也提出了更高要求：即“更強(qiáng)、更剛、更耐熱和更輕”[1-2]。Ti60高溫鈦合金是由中科院金屬研究所和寶鈦集團(tuán)聯(lián)合研制的一種600℃用近α型高溫鈦合金。相對于其他高溫鈦合金，由于Ti60合金在合金化時加入了0.85%Nd，形成了富含Nd、Sn和O的稀土相，降低基體中氧含量，起到了凈化基體、改善合金穩(wěn)定性的作用[3-5]。因此除了有較高的使用溫度、低密度和高強(qiáng)度等優(yōu)點(diǎn)，它還具有良好的熱強(qiáng)性和熱穩(wěn)定性[5]。它的應(yīng)用可提高發(fā)動機(jī)的推重比和飛機(jī)的機(jī)動性能，是航空發(fā)動機(jī)高溫零部件的新型候選材料之一[6-8]。

鈦合金熱變形溫度范圍窄，變形抗力大，難于成形形狀復(fù)雜的精密鍛件。金屬在超塑性狀態(tài)下，可在較低應(yīng)力下獲得大的變形，有效精化鍛件，大幅度節(jié)約原材料，這是Ti60近α鈦合金成形復(fù)雜零件的良好途徑。鑒于此，本文研究了Ti60合金的超塑性能、超塑性成形工藝參數(shù)及組織演變過程，為該合金的超塑性精密成形提供試驗(yàn)依據(jù)。

1、實(shí)驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用原材料為Ti60合金熱軋棒材，其相變點(diǎn)為1045℃，原始組織如圖1所示。超塑性拉伸試驗(yàn)在CSS-1110C型非恒定應(yīng)變速率電子拉伸機(jī)上進(jìn)行，夾頭移動速度在0.1～300mm/min內(nèi)連續(xù)可調(diào)。超塑性拉伸試樣為全國第二屆超塑性學(xué)術(shù)會議推薦的棒狀試樣，試樣標(biāo)距部分的尺寸為準(zhǔn)5mm×15mm。

試驗(yàn)過程采用計(jì)算機(jī)控制，自動采集數(shù)據(jù)。試驗(yàn)前在試樣上涂上FR5玻璃潤滑劑使其在加熱及拉伸過程中得到防護(hù)。試樣加熱采用電阻爐，最高加熱溫度1100℃，工作區(qū)溫度誤差≤±3℃。試樣拉斷后立即水淬以保留其高溫組織，然后取夾頭部分及斷口附近的橫截面進(jìn)行金相組織觀察。

2、試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1拉伸溫度對超塑性能的影響

鈦合金的最佳超塑性變形溫度與相變點(diǎn)溫度一般是有一定聯(lián)系的，通常最佳超塑性變形溫度都比相變點(diǎn)溫度低40～80℃[9]。故選定以0.005mm/s的恒定拉伸速度(初始應(yīng)變速率為3.3×10^-4s^-1)，測定在940～1000℃內(nèi)Ti60合金的超塑性能。伸長率及流動應(yīng)力隨拉伸溫度的變化規(guī)律如圖2所示。在940～1000℃內(nèi)，材料均具有超塑性，伸長率在307%～527%之間明顯變化。伸長率先隨溫度升高而增大，在980℃時達(dá)到最大值，δ=527%。隨溫度繼續(xù)升高，伸長率下降。以上結(jié)果表明，Ti60合金的超塑性溫度范圍較寬。如圖2(a)曲線所示，在940～980℃內(nèi)，合金伸長率隨溫度的升高，出現(xiàn)峰值，這主要是因?yàn)闇囟壬呖梢蕴岣咴拥淖杂赡埽舆\(yùn)動劇烈，物質(zhì)遷移速度加快，促進(jìn)晶界的滑移、位錯的運(yùn)動和擴(kuò)散蠕變。但溫度過高時，晶粒組織粗化，試樣表面氧化嚴(yán)重，影響超塑性能。

如圖2(b)曲線所示，流動應(yīng)力隨溫度的升高而不斷減小，但是在較高溫度范圍內(nèi)流動應(yīng)力隨溫度升高而減小的趨勢減緩。隨溫度升高，激活能增大，晶界滑移、原子擴(kuò)散等都更加容易進(jìn)行，故而動態(tài)軟化效應(yīng)增強(qiáng)。但在高溫區(qū)接近相變點(diǎn)時，細(xì)小的α相(密排六方結(jié)構(gòu))消失，β晶粒長大明顯，引起合金的超塑性能下降，不利于軟化行為。

2.2拉伸應(yīng)變速率對超塑性能的影響

應(yīng)變速率對超塑性能也有重要影響。在最佳超塑性溫度980℃，分別以6.7×10^-5、3.3×10^-4、3.3×10^-3、3.3×10^-2s^-1的初始應(yīng)變速率進(jìn)行超塑性拉伸試驗(yàn)，試驗(yàn)結(jié)果如圖3所示。可看出，隨應(yīng)變速率的變化，伸長率在220%～527%變化，伸長率先隨應(yīng)變速率增大而增大，在初始應(yīng)變速率為3.3×10^-4s^-1時，伸長率達(dá)到最大值，δ=527%，隨應(yīng)變速率繼續(xù)增大，伸長率下降。應(yīng)變速率過大，位錯密度增加較快，位錯塞積，同時擴(kuò)散蠕變進(jìn)行不充分，晶界滑移受阻，各種應(yīng)力集中使試樣產(chǎn)生裂紋很快達(dá)到斷裂。反之，應(yīng)變速率過小，試驗(yàn)時間過長，氧化嚴(yán)重，且再結(jié)晶晶粒長大嚴(yán)重，也會影響超塑性。合理的應(yīng)變速率使晶界滑移、擴(kuò)散以及動態(tài)再結(jié)晶等過程具有足夠的時間完成，在不致使晶粒過分長大及試樣過分氧化的情況下，促進(jìn)超塑性變形。

如圖3(b)所示，隨應(yīng)變速率的不斷變化，流動應(yīng)力有很大的差別。最大應(yīng)力是最小應(yīng)力的約4.6倍。

之所以在較高速率下流動應(yīng)力較大也是因?yàn)樵诙虝r間內(nèi)超塑性變形過程不能有效進(jìn)行，應(yīng)力集中增大且來不及消除。

在一般情況下，材料超塑性變形的最佳應(yīng)變速率小于10^-2s^-1，但應(yīng)變速率越大，生產(chǎn)效率越高，因此提高超塑性變形的應(yīng)變速率也是發(fā)展超塑性技術(shù)的方向之一。

2.3超塑性拉伸過程中的組織演化

如圖1所示，棒材的原始組織主要是由初生等軸α相和β轉(zhuǎn)變組織組成，初生等軸α相分布較均勻，尺寸約為30μm，β轉(zhuǎn)變組織中次生α相交織分布。因是近α鈦合金，α相的含量較多，等軸化程度較高。

圖4為Ti60合金在3.3×10^-4s^-1初始應(yīng)變速率條件下，經(jīng)940、960、980、1000℃超塑性拉伸后試樣夾頭部分及斷口附近的顯微組織。可看出，超塑性拉伸溫度、變形量、變形時間對顯微組織的影響規(guī)律。圖4(a)、(c)、(e)、(g)分別為不同溫度下試樣夾頭部分的顯微組織。在超塑性拉伸過程中，試樣夾頭部分沒有變形，相當(dāng)于在高溫條件下進(jìn)行了長時間保溫。各圖對應(yīng)的拉伸時間依次為2h47min、3h38min、4h23min、2h35min。隨溫度的升高、保溫時間的加長，在晶粒長大的同時等軸化程度提高，晶界出現(xiàn)圓弧化的趨勢。從微觀角度分析，溫度越高，激活能增大，原子運(yùn)動激烈，有利于晶界的滑移和遷移；保溫時間越長，晶界滑移和遷移進(jìn)行得越充分。此外，對比原始組織(圖1)，這四個溫度下夾頭部分的顯微組織中，α相的含量似乎有所增多，實(shí)際上這與原始初生α相與β轉(zhuǎn)變組織中的次生α相的合并長大有關(guān)。

圖4(b)、(d)、(f)、(h)為不同溫度下拉伸試樣斷口附近的顯微組織。斷口附近經(jīng)歷了高溫下大變形的過程，各圖對應(yīng)的伸長率依次為327%、433%、527%、307%。可看出，變形作用對顯微組織影響很大，組織中沒有條狀α相出現(xiàn)。這是因?yàn)榻饘侔l(fā)生大的變形時，原始組織中的條狀α相被破碎，在畸變能的驅(qū)動下發(fā)生了動態(tài)再結(jié)晶球化。比較圖4(b)、(d)、(f)、(h)可看出，隨溫度升高，顯微組織中α相的含量逐漸減少，在1000℃下減少最為明顯。對于鈦合金，只有當(dāng)組織中的α相和β相具有合適的比例時，才能獲得更好的超塑性能。這也是在980℃時材料超塑性能最好的主要原因[10]。

3、結(jié)論

(1)Ti60合金在940～1000℃內(nèi)以及在6.7×10^-5～3.3×10^-2s^-1應(yīng)變速率范圍內(nèi)，伸長率分別在307%～527%和220%～527%變化。所得最佳超塑性溫度為980℃，最佳初始應(yīng)變速率為3.3×10^-4s^-1，在此條件下，伸長率達(dá)527%，流動應(yīng)力僅為14.4MPa。

(2)在超塑性變形過程中，試樣夾頭部分的顯微組織變化不明顯，只是隨溫度升高、保溫時間加長，晶界趨向圓弧化，晶粒球化程度提高且有一定長大。試樣斷口附近的顯微組織變化顯著，條狀α相被破碎，并發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶球化。

(3)Ti60高溫鈦合金具有較好的超塑性能，可用于航空復(fù)雜關(guān)鍵鍛件的超塑成形。本文所得超塑性能變化規(guī)律、最佳超塑性變形參數(shù)及流動應(yīng)力數(shù)據(jù)等，對Ti60合金超塑性精密成形具有理論意義和實(shí)用價值。

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