TB8鈦合金是高強度亞穩(wěn)態(tài)的β型鈦合金［1］，具有與典型β型鈦合金Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al［2，3］相似的較好的冷成形性能。合金經(jīng)時效處理后強度得到極大提高［4］，另外由于該合金具有較強的抗氧化和抗腐蝕能力［5］，是一種較為理想的航空結(jié)構(gòu)材料。TB8鈦合金作為一種高強度的亞穩(wěn)β鈦合金，其較高的β穩(wěn)定元素含量使得其變形抗力較高，導(dǎo)致該合金在實際生產(chǎn)過程中的成形效率和成品率均較低［6］。超塑性成形既能夠提高材料的塑性，又能夠降低變形抗力。對于復(fù)雜零件而言，超塑性成形能夠表現(xiàn)出精確的成形狀態(tài)［7，8］。目前，國內(nèi)外對TB8合金的高溫壓縮變形、再結(jié)晶、室溫塑性與韌性等研究較多［9～13］，對亞穩(wěn)β型鈦合金超塑性方面的研究大部分基于單相等軸β相區(qū)拉伸，大部分合金的伸長率不超過400%［14］，相比其他類型鈦合金的超塑性性能，仍有待提高。因此，改變傳統(tǒng)的單相區(qū)高溫超塑性拉伸工藝，降低成形件超塑性成形條件并提高其超塑性成為研究的熱點。本課題重點研究了亞穩(wěn)β相在相變點以下的析出行為對合金超塑性的影響及脫溶相和第二相顆粒在變形過程中的演變。研究了兩相區(qū)溫度、應(yīng)變速率、變形量等條件改變時TB8鈦合金超塑性拉伸時的顯微組織，為該合金的超塑性成形和實際生產(chǎn)提供參考。

1、試驗材料及方法

試驗合金為TB8鈦合金，合金相變點約為820℃，主要化學(xué)成分見表1。高溫拉伸試驗采用SANS-CMT4104電子萬能拉伸試驗機，拉伸試樣見圖1。在試驗前對試樣涂覆玻璃防氧化涂層，開始拉伸時需要給試樣施加一定的預(yù)緊力以避免出現(xiàn)空載現(xiàn)象。拉伸溫度范圍為690～840℃，應(yīng)變速率分別為1.0×10^-3、5.0×10^-4和1.0×10^-4s^-1。試樣拉斷后立即水淬。借助XJP-6A金相顯微鏡觀察合金的顯微組織及斷口形貌。

2、試驗結(jié)果與討論

2.1超塑性拉伸行為

經(jīng)不同變形參數(shù)拉伸后的試樣見圖2?？梢钥闯?，在試驗范圍內(nèi)，材料均表現(xiàn)出超塑性。應(yīng)變速率一定時，隨變形溫度的升高，伸長率先增大后減小。變形溫度為750℃，應(yīng)變速率為1.0×10^-4s^-1時，材料伸長率最佳，為524.9%。這是因為當(dāng)溫度升高時，過飽和的β相會析出α相，同時也導(dǎo)致了β相的溶解度增大，α相逐漸被溶解，超過相變點后只有單一的β相組織。而只有彌散細(xì)小的第二相才可增強材料的超塑性［15］。此外，由于熱變形過程中合金發(fā)生動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶行為，當(dāng)溫度過高時，動態(tài)再結(jié)晶晶粒過分長大，β相晶粒發(fā)生惡化等現(xiàn)象。因此，α相的彌散程度和動態(tài)再結(jié)晶優(yōu)化材料塑性及晶粒的長大共同影響了TB8鈦合金的超塑性變形。當(dāng)前者的優(yōu)化作用大于后者的惡化作用時，材料才能呈現(xiàn)良好的超塑性。在750℃時，優(yōu)化作用顯著，故合金此時超塑性能最好，其伸長率最佳。在相同的變形溫度下，伸長率隨應(yīng)變速率的增大而減少(見圖2b)。這主要是因為，當(dāng)應(yīng)變速率較低時，試樣拉伸初始階段產(chǎn)生的加工硬化能夠被充分消除，應(yīng)力集中可以得到及時松弛，有利于均勻變形。而且在較低的應(yīng)變速率條件下，合金有充分的時間發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，從而使晶粒細(xì)化，所以伸長率增大。但是，當(dāng)應(yīng)變速率過大時，第二相粒子來不及析出，或由于晶界處畸變能增加，大量的α相在β相晶界處析出并聚集，從而導(dǎo)致伸長率降低。

圖3為不同條件下TB8合金超塑性拉伸時的真應(yīng)力-應(yīng)變曲線。從圖3a可以看出，不同變形速率下材料均出現(xiàn)了加工硬化階段，在該階段材料內(nèi)部的位錯大量增殖。在低應(yīng)變速率(1.0×10^-4s^-1)下，材料發(fā)生均勻變形，其流變曲線為典型的動態(tài)再結(jié)晶曲線;同時由于應(yīng)變速率低，峰值應(yīng)力較小，達(dá)到峰值應(yīng)力后曲線呈平穩(wěn)趨勢。當(dāng)應(yīng)變速率增加后，流變曲線為回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶曲線。此外，應(yīng)變速率為1.0×10^-3、5.0×10^-4s^-1時的峰值應(yīng)力相差不大。這主要是因為在高應(yīng)變速率條件下，材料熱變形時間短，合金內(nèi)部動態(tài)再結(jié)晶不充分，變形畸變能大量積累;同時過飽和固溶體析出的α相會向畸變能高的地方聚集，形成α相富集區(qū)，屬于難變形區(qū)域，其余部分為α相貧瘠區(qū)，為易變形部分［16］。材料內(nèi)部發(fā)生不均勻變形，從而導(dǎo)致峰值應(yīng)力增加不明顯。由于不均勻變形，當(dāng)材料達(dá)到峰值應(yīng)力后應(yīng)力值下降趨勢明顯，伸長率降低。

從圖3b可見，在變形初始階段，材料內(nèi)部位錯大量繁殖，合金的變形抗力迅速增大，當(dāng)達(dá)到峰值應(yīng)力后，流變應(yīng)力開始逐漸減小。在720、760℃時，當(dāng)流變應(yīng)力達(dá)到最大值后出現(xiàn)下降趨勢，表現(xiàn)為典型的動態(tài)回復(fù)特征;而在溫度高于750℃時，流變應(yīng)力達(dá)到最大后曲線趨于平穩(wěn)，此時在變形后期軟化機制和加工硬化此消彼長，表現(xiàn)為流變穩(wěn)態(tài)特征［17］。這主要是因為在高溫變形條件下，原子的自由能增加，晶界的遷移能力加強，且溫度越高越有利于合金發(fā)生動態(tài)回復(fù)、再結(jié)晶作用，軟化作用加強。另外，變形溫度升高，α相向β相發(fā)生轉(zhuǎn)變，α相的強化作用消失，而β相為體心立方結(jié)構(gòu)，位錯滑移更容易，所以材料的流變應(yīng)力降低［18］。

2.2變形條件對合金超塑性拉伸顯微組織的影響

圖4是變形溫度為750℃，不同應(yīng)變速率條件下試樣夾頭和斷口處的顯微組織。由圖4a～圖4c可以看出，夾頭部分晶粒形狀變形程度不高，表現(xiàn)為原始的等軸β相組織。試驗初始階段，由于溫度升高，過飽和的β相固溶體析出α相，并隨著加熱時間延長，析出相的含量增加。但隨著應(yīng)變速率的減小，保溫時間延長，使得析出的α相向晶界等聚集，并且開始逐步形成了α相的貧瘠區(qū)和富集區(qū)，見圖4a和圖4b。當(dāng)應(yīng)變速率為1.0×10^-4s^-1時，試樣的保溫時間大大延長，此時過飽和固溶體已經(jīng)完全轉(zhuǎn)變成飽和固溶體，又因為β相的溶解度高溫下較常溫下高，所以β基體中的α相基本被溶解。少量的α相進一步向β晶界聚集，同時由于長時間的加熱，晶界相向基體前沿長大，發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶。

由圖4d～圖4f可以看出，變形速率對α相的含量和形貌都有顯著影響。變形速率為1.0×10^-3s^-1時，晶界處應(yīng)力集中明顯，說明加工硬化效應(yīng)增強，畸變能增加，從而推動合金發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶行為。但由于變形速率大，變形時間短，畸變能不能完全被動態(tài)再結(jié)晶行為耗散，材料容易出現(xiàn)失穩(wěn)、應(yīng)力集中等現(xiàn)象，超塑性降低，見圖4f。變形速率為5.0×10^-4s^-1時，位錯迅速增殖，動態(tài)再結(jié)晶較充分，形核長大出許多細(xì)小的等軸晶粒，超塑性提高;變形速率為1.0×10^-4s^-1時，變形時間長，動態(tài)回復(fù)和動態(tài)再結(jié)晶充分，硬化與軟化達(dá)到動態(tài)平衡，流變應(yīng)力較小，有利于超塑性的提高;同時變形時間長，晶粒吞并長大。

圖5為TB8鈦合金在應(yīng)變速率為1.0×10^-4s^-1，不同變形溫度超塑性變形拉斷后夾頭和斷口附近的顯微組織。由圖5a～圖5c可以看出，此處組織的變化主要由于熱效應(yīng)引起。溫度較低時，不發(fā)生再結(jié)晶，晶粒大小、形貌基本不變，但由于在低速率變形條件下，熱效應(yīng)時間比較長，導(dǎo)致α相大部分被溶解，少量聚集在β相界處。隨著溫度升高，超過再結(jié)晶溫度，晶粒發(fā)生了明顯的長大現(xiàn)象，晶界清晰可見，此時晶界通過熱擴散機制向基體前沿遷移長大，晶界處能量較高，α相隨著β相晶界的遷移進一步聚集，從而在金相組織中可以看到再結(jié)晶和未發(fā)生再結(jié)晶晶界處有大量的α相聚集，見圖5b。當(dāng)溫度繼續(xù)增加超過相變點后，過飽和固溶體全部轉(zhuǎn)換成β單相組織，并且晶粒進一步長大，但仍保持一定的等軸度，見圖5c。

由圖5d～圖5f可以看出，在超塑性高溫拉伸后，晶粒不同程度被細(xì)化。在相變點溫度以下，等軸β相晶界處或再結(jié)晶晶界處不同程度析出α相。在兩相區(qū)域變形時，β基體上連續(xù)析出α相顆粒，而隨著變形時間的延長，α相顆粒會向再結(jié)晶晶界處聚集(見圖5e)，在超塑性拉伸后期，粗大的α相會阻礙基體β相的進一步變形，從而引起沿晶斷裂，最終導(dǎo)致塑性斷裂。由于α相的析出和聚集長大是一個動態(tài)過程，在超塑性拉伸初始階段，α相析出較少，呈彌散分布狀。一方面，彌散的第二相粒子會在變形過程中阻礙位錯的運動，大量的位錯都將集聚在第二相粒子處增殖，從而提高了位錯密度而有利于亞晶界的形成，促進了合金的超塑性成形能力;另一方面，由于細(xì)小彌散晶粒導(dǎo)致畸變能的增加，促進動態(tài)再結(jié)晶的發(fā)生。當(dāng)溫度升高，α相減少，彌散強化作用減弱，故一定量的α相有利于提高TB8鈦合金的超塑性。超過相變點溫度以后，α相全部轉(zhuǎn)化為單一β相，彌散第二相的強化作用消失，同時β相發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶，再結(jié)晶晶粒過分長大導(dǎo)致塑性降低。

3、結(jié)論

(1)TB8鈦合金在690～840℃、1.0×10^-4～1.0×10^-3s^-1試驗范圍內(nèi)具有超塑性。拉伸溫度一定時，合金的伸長率隨著應(yīng)變速率增大而減小。應(yīng)變速率一定時，伸長率隨著變形溫度升高先增大后減小。在變形溫度為750℃，應(yīng)變速率為1.0×10^-4s^-1時，伸長率最佳，為524.9%。

(2)TB8鈦合金在超塑性拉伸過程中，表現(xiàn)為傳統(tǒng)的超塑性變形穩(wěn)態(tài)流動特征。在變形溫度一定時，隨著應(yīng)變速率的減小，變形抗力減小。在低應(yīng)變速率1.0×10^-4s^-1下，應(yīng)力曲線出現(xiàn)了鋸齒波動現(xiàn)象，這主要是由于加工硬化和變形軟化相互影響導(dǎo)致的。

(3)變形溫度、應(yīng)變速率和變形程度對超塑性變形后的顯微組織有顯著的影響。隨著變形速率的降低，等軸β相晶粒尺寸增大。隨著變形溫度的升高，α相的含量減少，在750℃時，α相的彌散程度最好。在變形初始階段，β晶界和基體彌散析出細(xì)小α相，而細(xì)小彌散的α相顆粒會抑制再結(jié)晶晶粒的過分長大。在超塑性拉伸后期，α相逐漸向畸變能較高的晶界處聚集，粗大的α?xí)璧K基體β相的進一步變形，從而引起沿晶斷裂，最終導(dǎo)致塑性斷裂。

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