隨著航空、航天等發動機對性能要求的不斷提高，對高溫結構材料的性能也提出了更高要求：即“更強、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聯合研制的一種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、低密度和高強度等優點，它還具有良好的熱強性和熱穩定性[5]。它的應用可提高發動機的推重比和飛機的機動性能，是航空發動機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，難于成形形狀復雜的精密鍛件。金屬在超塑性狀態下，可在較低應力下獲得大的變形，有效精化鍛件，大幅度節約原材料，這是Ti60近α鈦合金成形復雜零件的良好途徑。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及組織演變過程，為該合金的超塑性精密成形提供試驗依據。

1、實驗材料及方法

試驗用原材料為Ti60合金熱軋棒材，其相變點為1045℃，原始組織如圖1所示。超塑性拉伸試驗在CSS-1110C型非恒定應變速率電子拉伸機上進行，夾頭移動速度在0.1～300mm/min內連續可調。超塑性拉伸試樣為全國第二屆超塑性學術會議推薦的棒狀試樣，試樣標距部分的尺寸為準5mm×15mm。

試驗過程采用計算機控制，自動采集數據。試驗前在試樣上涂上FR5玻璃潤滑劑使其在加熱及拉伸過程中得到防護。試樣加熱采用電阻爐，最高加熱溫度1100℃，工作區溫度誤差≤±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行金相組織觀察。

2、試驗結果及分析

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溫度一般是有一定聯系的，通常最佳超塑性變形溫度都比相變點溫度低40～80℃[9]。故選定以0.005mm/s的恒定拉伸速度(初始應變速率為3.3×10^-4s^-1)，測定在940～1000℃內Ti60合金的超塑性能。伸長率及流動應力隨拉伸溫度的變化規律如圖2所示。在940～1000℃內，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℃時達到最大值，δ=527%。隨溫度繼續升高，伸長率下降。以上結果表明，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，合金伸長率隨溫度的升高，出現峰值，這主要是因為溫度升高可以提高原子的自由能，原子運動劇烈，物質遷移速度加快，促進晶界的滑移、位錯的運動和擴散蠕變。但溫度過高時，晶粒組織粗化，試樣表面氧化嚴重，影響超塑性能。

如圖2(b)曲線所示，流動應力隨溫度的升高而不斷減小，但是在較高溫度范圍內流動應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、原子擴散等都更加容易進行，故而動態軟化效應增強。但在高溫區接近相變點時，細小的α相(密排六方結構)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拉伸應變速率對超塑性能的影響

應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的初始應變速率進行超塑性拉伸試驗，試驗結果如圖3所示?？煽闯?，隨應變速率的變化，伸長率在220%～527%變化，伸長率先隨應變速率增大而增大，在初始應變速率為3.3×10^-4s^-1時，伸長率達到最大值，δ=527%，隨應變速率繼續增大，伸長率下降。應變速率過大，位錯密度增加較快，位錯塞積，同時擴散蠕變進行不充分，晶界滑移受阻，各種應力集中使試樣產生裂紋很快達到斷裂。反之，應變速率過小，試驗時間過長，氧化嚴重，且再結晶晶粒長大嚴重，也會影響超塑性。合理的應變速率使晶界滑移、擴散以及動態再結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，促進超塑性變形。

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

之所以在較高速率下流動應力較大也是因為在短時間內超塑性變形過程不能有效進行，應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變速率小于10^-2s^-1，但應變速率越大，生產效率越高，因此提高超塑性變形的應變速率也是發展超塑性技術的方向之一。

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轉變組織組成，初生等軸α相分布較均勻，尺寸約為30μm，β轉變組織中次生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初始應變速率條件下，經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，相當于在高溫條件下進行了長時間保溫。各圖對應的拉伸時間依次為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，實際上這與原始初生α相與β轉變組織中的次生α相的合并長大有關。

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。斷口附近經歷了高溫下大變形的過程，各圖對應的伸長率依次為327%、433%、527%、307%?？煽闯觯冃巫饔脤︼@微組織影響很大，組織中沒有條狀α相出現。這是因為金屬發生大的變形時，原始組織中的條狀α相被破碎，在畸變能的驅動下發生了動態再結晶球化。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、結論

(1)Ti60合金在940～1000℃內以及在6.7×10^-5～3.3×10^-2s^-1應變速率范圍內，伸長率分別在307%～527%和220%～527%變化。所得最佳超塑性溫度為980℃，最佳初始應變速率為3.3×10^-4s^-1，在此條件下，伸長率達527%，流動應力僅為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，并發生動態再結晶球化。

(3)Ti60高溫鈦合金具有較好的超塑性能，可用于航空復雜關鍵鍛件的超塑成形。本文所得超塑性能變化規律、最佳超塑性變形參數及流動應力數據等，對Ti60合金超塑性精密成形具有理論意義和實用價值。

參考文獻:

[1]李世瓊，張建偉，程云君，等．Ti3Al 和 Ti2AlNb 基金屬間化合物結構材料研發現狀[J]．稀有金屬材料與工程，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]魏壽庸，石衛民，王鼎春，等．600℃時高溫鈦合金(Ti60)的組織 與 力 學 性 能 [J]． 中 國 有 色 金 屬 學 報 ，2010，200 (1)：801-806．

[5]賈蔚菊，曾衛東，俞漢清，等．熱暴露對 Ti60 合金性能及斷裂行為的影響[J]．中國有色金屬學報，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]熊愛明，黃維超，陳勝暉，等．高溫變形參數對 TC6 鈦合金微觀組織的影響研究[J]．航空材料學報，2003，23(1)：11-15．

[9]黃禮平．鈦合金超塑性溫度與相轉變溫度的關系[J]．稀有金屬，1993，17(6)：436-438．

[10]林兆榮．金屬超塑性成形原理及應用[M]．北京：航空工業出版社，1990．