随着航空、航天等发动机对性能要求的不断提高，对高温结构材料的性能也提出了更高要求：即“更强、更刚、更耐热和更轻”[1-2]。Ti60高温钛合金是由中科院金属研究所和宝钛集团联合研制的一种600℃用近α型高温钛合金。相对于其他高温钛合金，由于Ti60合金在合金化时加入了0.85%Nd，形成了富含Nd、Sn和O的稀土相，降低基体中氧含量，起到了净化基体、改善合金稳定性的作用[3-5]。因此除了有较高的使用温度、低密度和高强度等优点，它还具有良好的热强性和热稳定性[5]。它的应用可提高发动机的推重比和飞机的机动性能，是航空发动机高温零部件的新型候选材料之一[6-8]。
钛合金热变形温度范围窄，变形抗力大，难于成形形状复杂的精密锻件。金属在超塑性状态下，可在较低应力下获得大的变形，有效精化锻件，大幅度节约原材料，这是Ti60近α钛合金成形复杂零件的良好途径。鉴于此，本文研究了Ti60合金的超塑性能、超塑性成形工艺参数及组织演变过程，为该合金的超塑性精密成形提供试验依据。
1、实验材料及方法
试验用原材料为Ti60合金热轧棒材，其相变点为1045℃，原始组织如图1所示。超塑性拉伸试验在CSS-1110C型非恒定应变速率电子拉伸机上进行，夹头移动速度在0.1～300mm/min内连续可调。超塑性拉伸试样为全国第二届超塑性学术会议推荐的棒状试样，试样标距部分的尺寸为准5mm×15mm。
试验过程采用计算机控制，自动采集数据。试验前在试样上涂上FR5玻璃润滑剂使其在加热及拉伸过程中得到防护。试样加热采用电阻炉，最高加热温度1100℃，工作区温度误差≤±3℃。试样拉断后立即水淬以保留其高温组织，然后取夹头部分及断口附近的横截面进行金相组织观察。
2、试验结果及分析
2.1拉伸温度对超塑性能的影响
钛合金的最佳超塑性变形温度与相变点温度一般是有一定联系的，通常最佳超塑性变形温度都比相变点温度低40～80℃[9]。故选定以0.005mm/s的恒定拉伸速度(初始应变速率为3.3×10-4s-1)，测定在940～1000℃内Ti60合金的超塑性能。伸长率及流动应力随拉伸温度的变化规律如图2所示。在940～1000℃内，材料均具有超塑性，伸长率在307%～527%之间明显变化。伸长率先随温度升高而增大，在980℃时达到最大值，δ=527%。随温度继续升高，伸长率下降。以上结果表明，Ti60合金的超塑性温度范围较宽。如图2(a)曲线所示，在940～980℃内，合金伸长率随温度的升高，出现峰值，这主要是因为温度升高可以提高原子的自由能，原子运动剧烈，物质迁移速度加快，促进晶界的滑移、位错的运动和扩散蠕变。但温度过高时，晶粒组织粗化，试样表面氧化严重，影响超塑性能。
如图2(b)曲线所示，流动应力随温度的升高而不断减小，但是在较高温度范围内流动应力随温度升高而减小的趋势减缓。随温度升高，激活能增大，晶界滑移、原子扩散等都更加容易进行，故而动态软化效应增强。但在高温区接近相变点时，细小的α相(密排六方结构)消失，β晶粒长大明显，引起合金的超塑性能下降，不利于软化行为。
2.2拉伸应变速率对超塑性能的影响
应变速率对超塑性能也有重要影响。在最佳超塑性温度980℃，分别以6.7×10-5、3.3×10-4、3.3×10-3、3.3×10-2s-1的初始应变速率进行超塑性拉伸试验，试验结果如图3所示。可看出，随应变速率的变化，伸长率在220%～527%变化，伸长率先随应变速率增大而增大，在初始应变速率为3.3×10-4s-1时，伸长率达到最大值，δ=527%，随应变速率继续增大，伸长率下降。应变速率过大，位错密度增加较快，位错塞积，同时扩散蠕变进行不充分，晶界滑移受阻，各种应力集中使试样产生裂纹很快达到断裂。反之，应变速率过小，试验时间过长，氧化严重，且再结晶晶粒长大严重，也会影响超塑性。合理的应变速率使晶界滑移、扩散以及动态再结晶等过程具有足够的时间完成，在不致使晶粒过分长大及试样过分氧化的情况下，促进超塑性变形。
如图3(b)所示，随应变速率的不断变化，流动应力有很大的差别。最大应力是最小应力的约4.6倍。
之所以在较高速率下流动应力较大也是因为在短时间内超塑性变形过程不能有效进行，应力集中增大且来不及消除。
在一般情况下，材料超塑性变形的最佳应变速率小于10-2s-1，但应变速率越大，生产效率越高，因此提高超塑性变形的应变速率也是发展超塑性技术的方向之一。
2.3超塑性拉伸过程中的组织演化
如图1所示，棒材的原始组织主要是由初生等轴α相和β转变组织组成，初生等轴α相分布较均匀，尺寸约为30μm，β转变组织中次生α相交织分布。因是近α钛合金，α相的含量较多，等轴化程度较高。
图4为Ti60合金在3.3×10-4s-1初始应变速率条件下，经940、960、980、1000℃超塑性拉伸后试样夹头部分及断口附近的显微组织。可看出，超塑性拉伸温度、变形量、变形时间对显微组织的影响规律。图4(a)、(c)、(e)、(g)分别为不同温度下试样夹头部分的显微组织。在超塑性拉伸过程中，试样夹头部分没有变形，相当于在高温条件下进行了长时间保温。各图对应的拉伸时间依次为2h47min、3h38min、4h23min、2h35min。随温度的升高、保温时间的加长，在晶粒长大的同时等轴化程度提高，晶界出现圆弧化的趋势。从微观角度分析，温度越高，激活能增大，原子运动激烈，有利于晶界的滑移和迁移；保温时间越长，晶界滑移和迁移进行得越充分。此外，对比原始组织(图1)，这四个温度下夹头部分的显微组织中，α相的含量似乎有所增多，实际上这与原始初生α相与β转变组织中的次生α相的合并长大有关。
图4(b)、(d)、(f)、(h)为不同温度下拉伸试样断口附近的显微组织。断口附近经历了高温下大变形的过程，各图对应的伸长率依次为327%、433%、527%、307%。可看出，变形作用对显微组织影响很大，组织中没有条状α相出现。这是因为金属发生大的变形时，原始组织中的条状α相被破碎，在畸变能的驱动下发生了动态再结晶球化。比较图4(b)、(d)、(f)、(h)可看出，随温度升高，显微组织中α相的含量逐渐减少，在1000℃下减少最为明显。对于钛合金，只有当组织中的α相和β相具有合适的比例时，才能获得更好的超塑性能。这也是在980℃时材料超塑性能最好的主要原因[10]。
3、结论
(1)Ti60合金在940～1000℃内以及在6.7×10-5～3.3×10-2s-1应变速率范围内，伸长率分别在307%～527%和220%～527%变化。所得最佳超塑性温度为980℃，最佳初始应变速率为3.3×10-4s-1，在此条件下，伸长率达527%，流动应力仅为14.4MPa。
(2)在超塑性变形过程中，试样夹头部分的显微组织变化不明显，只是随温度升高、保温时间加长，晶界趋向圆弧化，晶粒球化程度提高且有一定长大。试样断口附近的显微组织变化显著，条状α相被破碎，并发生动态再结晶球化。
(3)Ti60高温钛合金具有较好的超塑性能，可用于航空复杂关键锻件的超塑成形。本文所得超塑性能变化规律、最佳超塑性变形参数及流动应力数据等，对Ti60合金超塑性精密成形具有理论意义和实用价值。
参考文献:
[1]李世琼，张建伟，程云君，等．Ti3Al 和 Ti2AlNb 基金属间化合物结构材料研发现状[J]．稀有金属材料与工程，2005，34(s3)：104-109．
[2]Wang T，Li Z，Fu S H，et al ．Hot deformation behavior and microstructure of U720Li alloy [J]．Advanced Materials Research，2013，709：143-147．
[3]Wanjara P，Jahazi M，Monajati H ．Hot working behavior of near-α alloy IMI834[J]．Materials Science and Engineering A， 2005，396：50-60．
[4]魏寿庸，石卫民，王鼎春，等．600℃时高温钛合金(Ti60)的组织 与 力 学 性 能 [J]． 中 国 有 色 金 属 学 报 ，2010，200 (1)：801-806．
[5]贾蔚菊，曾卫东，俞汉清，等．热暴露对 Ti60 合金性能及断裂行为的影响[J]．中国有色金属学报，2009，19(6)：1032-1037．
[6]Sergueeva A V，Stolyarov V V，Valiev R Z，et al．Superplastic behaviour of ultrafine-grained Ti-6A1-4V alloys[J]．Materials Science and Engineering，2002，A323：318-325．
[7]Zhao Z L，Guo H Z ，Chen L，et al．Superplastic behaviour and microstructure evolution of a fine-grained TA15 titanium alloy [J]．Rare metals，2009，(5)：523-527．
[8]熊爱明，黄维超，陈胜晖，等．高温变形参数对 TC6 钛合金微观组织的影响研究[J]．航空材料学报，2003，23(1)：11-15．
[9]黄礼平．钛合金超塑性温度与相转变温度的关系[J]．稀有金属，1993，17(6)：436-438．
[10]林兆荣．金属超塑性成形原理及应用[M]．北京：航空工业出版社，1990．
相关链接
- 2024-02-14 固溶冷却方式对Ti60钛合金大规格棒材组织和力学性能的影响
