钛及钛合金因其拥有优良的抗侵蚀性、较高的比强度和优异的热强性等为凸起特点的综合机能，已在航空、航天和航海等领域宽泛利用。随着飞行器向着更远、更高和更快的方向发展，资料的耐热机能对飞行器有着重要影响。因而急需开发在高温前提下拥有更高耐热机能的新型高温钛合金，用于制作发起机压气机盘和叶片等零件，从而提高飞行器的推重比和综合机能。Ti-55钛合金是宝钛集团有限公司和中国科学院金属钻研所结合开发的一种在550℃长时使用、短时使用温度可达600℃的近α型高温钛合金，在有些场所被称为TA12钛合金。Ti-55钛合金的名义成分是Ti-5.5Al-4Sn-2Zr-1Mo-0.25Si-1Nd，该合金通过增长适量稀土元素Nd，细化了合金组织，提高了合金抗氧化能力，使该合金在高温下可能实现热强性和热不变性的最佳匹配［1-2］。该合金拥有优良的塑性加工能力，可能实现各类塑性加工和机械加工成形。重要用于航空发起机高压段的压气机盘、鼓筒和叶片等零件，并成功通过了某航空发起机的持久测试［3-4］，可作为航空梦想的关键结构资料。

Ti-55在室温变形时拥有变形抗力大、回弹大等特点，导致室温下无法成形，此外大无数选取Ti-55合金的构件状态复杂，传统的热成形步骤很难满足承力结构件的高精度成形要求，因而该合金的推广利用受到限度，而超塑性成形技术可能有效解决复杂钛合金构件的成形难题［5］。众所周知，变形参数对钛合金的组织和机能影响较大，而目前对含有稀土元素Nd的Ti-55合金的组织、机能、热处置方面钻研较少，尤其是针对超塑性板材成形机能的钻研。因而本文在分歧的超塑性变形前提下进行超塑性高温拉伸，钻研分歧的应变速度、变形温度和变形水平对Ti-55合金超塑拉伸变形行为和微观组织演化的影响，为制作Ti-55合金产品的超塑成形工艺提供有效的参考。

1、尝试

尝试所选取的资料厚度为2.0mm的Ti-55合金热轧退火态板材，由中国科学院金属钻研所提供，其实测化学成分见表1，金相法测定其相变点为995℃。退火态的轧制板材的微观组织见图1，可见由细晶初生α相以及散布在晶界的β相转变组织组成，均匀晶粒在3μm左右。

其中玄色颗粒为稀土相，稀土相多为椭球状，少数为棒状和块状等不规定状态，弥散散布在母材基体上的晶界及晶粒内部，尺寸为几微米至十几微米。

超塑性拉伸试验在Instron5500Ｒ全能资料试验机上进行，选取电阻炉环境加热，三区控温，温度误差小于±0.5℃，在设定的变形温度保温10min后再进行加载试验。为了预防试样在高温前提下产生过度氧化，在试样标距部门涂覆玻璃防护光滑剂进行；
；。在轧制面上沿着轧制方向进行电火花线切割加工拉伸试样，试样标距长度为15mm，宽度为5mm。试样超塑拉伸变形温度选择为885，895，905，915，925和935℃，应变速度为8.3×10^-4，1.66×10^-3，3.32×10^-3，6.64×10^-3和1.32×10^-2s^-1，共计30个变形前提。为了更好地观察资料在变形过程中的显微组织变动，对试样在应变速度6.64×10^-3s^-1和变形温度为925℃前提下进行了分歧变形水平的拉伸，变形水平为250%，500%，750%和900%。拉伸实现后高温取样立即水淬以保留高温下的变形组织。微观组织观察及分析在OLYMPUSDP72显微镜上进行。

选取Image-ProPlus6.0软件，对拔取的微观组织照片进行丈量分析。

2、了局与会商

2.1超塑性拉伸变形行为

资料的真实应力-应变曲线常用来分析该种资料的塑性变形行为。图2是Ti-55合金在分歧变形前提下的真实应力-真实应变曲线。从图2中能够看出，随着应变速度的降低和拉伸变形温度的升高，真实应力值产生了降低。这是由于低的应变速度为变形能量的堆集提供了足够长的功夫，并且高的变形温度可能推进动态再结晶晶粒的形核、长大，以及位错密度的削减［6-7］，最终导致流动应力值的削减。同时，由于加工硬化和热激活软化机制的共同作用，在分歧的变形前提下贱动应力曲线阐发出分歧的超塑性变形行为。如图2所示，在低的变形温度和高的应变速度前提下，随着变形水平的增长，流动应力首先增大到峰值，而后单调递减直至拉伸断裂。由于在变形的初始阶段，位错密度迅速增长，流动应力曲线阐发出显著地加工硬化景象。随着变形水平地增长，能量急剧堆集，为位错攀移或者交滑移等位错活动提供了充足的驱动力。在高的变形温度和相对低的应变速度下，随着应变水平的增大，累积的高位错密度会促使动态再结晶的产生，动态软化作用不休加强，真实应力的增长速度则不休减小，即曲线斜率逐步减小。流动曲线讲了然一种典型的动态再结晶特点，例如流动应力迅速增长到峰值，随着流动软化到准静态变形阶段，在该阶段资料变得对应变速度更为敏感［8］。此时，流动应力是加工硬化、动态回复和动态再结晶相互竞争和平衡的了局。同时，在低的应变速度下能够看见，在经历了峰值应力之后，流动应力出现了锯齿状颠簸，这是资料的不不变粘塑性流动特点之一。此外，加工硬化、动态回复和动态再结晶也会诱导资料出现不不变的流动行为。从图2可知，资料的不不变粘塑性行为在温度为925～935℃和应变速度为1.66×10^-3～6.64×10^-3s^-1前提下容易产生。

图3是变形参数对峰值应力的影响散布图。从图3中能够看出，在统一应变速度前提下，曲线总体呈随着变形温度的升高而降低的趋向，资料的峰值应力逐步降低。温度由885℃提高到935℃时，峰值流动应力值降落约40MPa。从中能够发现，随着变形温度的增长和应变速度的降低，峰值流动应力降低。这是由于位错的增殖速度、位错密度和形核速度随着变形温度的升高和应变速度的降低而降低，从而促使资料流改观应力减小。从而减弱了加工硬化的影响。另一方面，随着应变速度的增长，动态回复速度降低，从而耽搁了资料的加工硬化和动态回复阶段，峰值应力相应地增长。此外在高的变形温度和相对低的应变速度前提下，动态再结晶容易产生，进而削减了峰值应力。

通常来说，资料的断裂延长率是衡量资料塑性变形能力的一个重要特点。图4为Ti-55合金在分歧变形前提下的断裂延长率。从图4中能够显著地看出断裂延长率随着变形温度的升高而增长，这与在高温下滑移系的增长和新的变形激活机制有关。断裂延长率的变动与应变速度不是单调线性关系，而是随着应变速度的增长，断裂延长率先升高后降低，这批注应变速度对Ti-55合金的变形和断裂有着复杂的影响，该合金属于应变速度敏感性资料。一方面，增长应变速度可能导致更多的位错缠布局造，故障了位错的活动，进而降低了资料塑性变形的能力。另一方面，当应变速度太低，微观浮泛或者裂纹，有充足的功夫长大和聚合，从而最终导致资料在较小变形时就产生断裂。

图5为在应变速度6.64×10^-3s^-1前提下，试样在分歧温度下经超塑拉伸后获得的最终状态和断裂延长率图。能够看出对于本文的Ti-55合金，在应变速度为6.64×10^-3s^-1和变形温度为925℃时，获得了最大的断裂延长率，达到987%。此外，能够发现，相比于其他钛合金在较低应变速度能力获得较高的延长率来说［9-12］，Ti-55合金在变形温度为925和935℃时，即便在较高的应变速度6.64×10^-3s^-1和1.32×10^-2s^-1前提下，Ti-55合金依然获得了优良的塑性延长率，注明在超塑性成形的过程中，稀土相颗粒的存在可能克制晶粒的长大，超塑性成形后的晶粒较细，允许选取较快的成形速度。

图6为在T=925℃，初始应变速度为6.64×10^-3s^-1前提下的应力应变曲线和分歧变形水平拉伸实物图。从图2中能够看出，在分歧的变形前提下，所有真应力-真应变曲线都有类似之处，整个拉伸过程均能够分为4个分歧的阶段，如图6(a)所示，蕴含:I弹性变形阶段;II稳态变形阶段;III扩散性缩颈阶段;IV集中缩颈断裂阶段。首先，在产生屈服之前的弹性变形阶段在超塑性变形过程中时时被忽略。II阶段为资料在屈服以来进入塑性变形阶段，有着显著的加工硬化，此阶段应为均匀变形阶段，也叫做稳态变形阶段。在不变变形阶段中，逐步堆集的能量可能为位错的活动提供充足的能量，动态回复和动态再结晶等动态软化机制降低了流动应力的上升速度。随着变形水平的增大，资料进入了Ⅲ阶段的扩散性颈缩阶段，也称为准稳态变形阶段。在该阶段中，出现了颈缩景象，由于流动应力对应变速度极度敏感，导致在缩颈区的变形抗力增大，部门颈缩速度将得到缓解，变形将会转移到变形阻力小的区域。通过颈缩区域的不休转移和扩散，使得流动应力在扩散性颈缩阶段缓慢降低。对超塑性资料而言，正是通过准稳态变形阶段获得了分歧于通常资料塑性资料大的延长率。此阶段持续的功夫越长，Ti-55合金可能获得的变形量也就越大。从图6(b)中能够看出，整个变形过程中没有出现显著的颈缩景象，最严重的颈缩产生在断口处，其余区域均是均匀性过渡，扩散性颈缩在成为集中缩颈之前均能扩散出去，因而在整个准稳态变形阶段，标距区域的变形宏观上较为均匀。当变形水平大到肯定水平时，试样内部的浮泛或者裂纹会变得越来越严重，部门颈缩扩散不出去，最终导致集中缩颈，相应地流动应力急剧降落，最终产生断裂。因而，超塑性拉伸过程时一个加工硬化、动态软化和浮泛或者裂纹发展的竞争平衡过程。

2.2分歧变形前提下的显微组织

对于传统的组织超塑性来说，应变速度、变形水平、变形温度、应变硬化、晶粒度、晶粒状态、组织状态等成分均能影响资料的超塑性机能，只有把握这些成分对超塑性过程的影响，能力设法节制影响成分，以保障超塑成形的顺利实现［13-16］。由于钛合金的超塑性变形通常成形温度较高，因而变形前提(应变速度、变形温度和变形水平)会使合金资料的超塑性组织和机能产生变动［17］，因而有必要对超塑成形过程中的微观组织状态演化进行钻研。

2.2.1分歧温度前提下的变形显微组织

图7是Ti-55合金以应变速度6.64×10^-3s^-1和多个分歧的变形温度拉伸后断口左近的微观组织。从图7中能够看出，初生α相在分歧温度下的晶粒描摹和体积分数均产生了变动:与拉伸前的组织相比，随着温度的升高和变形水平的增大，沿变形应力方向分列的趋向越来越不显著。初生α相晶粒描摹向等轴化和均匀化趋向发展，晶粒尺寸产生了长大。在温度为885℃时，能够看出组织中的初生α相产生了塑性变形，在较大尺寸晶粒的周围存在部门等轴藐小晶粒，注明初生α相晶粒已经产生了部门再结晶，但由于变形温度相对偏低，变形荟萃的能量无法实现齐全再结晶，以至于无法实现较大的延长率，延长率达到595%。当变形温度达到925和935℃时，初生α相晶粒描摹根基呈藐小等轴晶粒，晶粒尺寸越发均匀。较高的变形温度使α相荟萃了再结晶形核和新晶粒长大所需的能量，易于产活泼态再结晶，拉伸过程中的晶界滑作为用加强，有利于提高Ti-55合金的超塑性机能，因而，Ti-55合金的断裂延长率在温度925和935℃下别离达到了987%和817%。此外在相变点995℃以下两相区进行超塑性变形，随着变形温度的升高，α相含量有所削减，产生了α→β相变。在885℃时，初生α相含量约为58%，温度升至935℃时，α相含量降落至约为42%。在925℃时，α相和β含量的相当，α相含量约为48%，α相能够限度β相的长大，维持一个平衡状态，故两相晶粒呈等轴藐小状态，塑性延长率达到最大。

2.2.2分歧应变速度前提下的变形显微组织

图8是在925℃时，分歧应变速度对Ti-55合金拉伸试样断口左近显微组织的影响。从图8可知，应变速度对Ti-55合金超塑变形过程中的初生α相的晶粒描摹有着显著影响。当应变速度较低为8.30×10^-4s^-1时，高温下的变形功夫耽搁，导致初生α相产活泼态再结晶之后，又产生了显著的再结晶晶粒的荟萃归并长大，并产生了α→β相变，初生α相含量约为40%，导致延长降低，延长率值为417%。当应变速度上升为3.32×10^-3s^-1时，削减了试样的高温变形功夫，再结晶晶粒的荟萃归并长大水平产生降落，大部门晶粒依然维持了等轴状，初生α相含量约为45%，延长率有所上升，达到798%。当应变速度达到1.32×10^-2s^-1时，大大缩减了高温下的变形功夫，导致晶粒来不及进行长大，造成初生α相相对均匀藐小。急剧变形前提下动态再结晶的驱动力增大，新晶粒的形核速度增长，从而产活泼态再结晶细化效应，延长率达到872%。与图7(b)对比可知，在过高的应变速度前提下，扩散蠕变和位错滑移不能有效实时地协调晶界的滑动和动弹，导致无法实时松弛和解除加工硬化和应力集中，对均匀塑性变形不利，因而塑性延长率要比应变速度为时6.64×10^-3s^-1低一些。

2.2.3分歧变形水平下的变形显微组织

为钻研拉伸变形过程中的微观组织变动，对Ti-55合金在925℃，初始应变速度为6.64×10^-3s^-1前提下进行了分歧变形水平的拉伸变形试验，如图9所示。图9(a～c)别离为延长率为250%，750%和900%时试样端部的显微照片;图9(d～f)则为标距变形区域的显微照片。从图中能够看出夹持端的晶粒巨细要小于标距段的晶粒，试样夹持端未变形区域在变形过程中只是经历了退火过程，晶粒长大缓慢;而变形的标距区域，在经历了退火过程的同时，还受到了拉伸外加应力的影响，外加变形可能诱发藐小晶粒长大，使标距段晶粒长大水平较单纯退火组织略有增长。此外，标距区域的初生α相含量也略少于夹头区域，批注塑性变形在肯定水平上可能推进α→β相的转变，以变形水平750%时试样的端部和标距为例，夹头区域的初生α相约为55%，而标距α相的含量则降落为约为51%。

3、结论

1.细晶Ti-55钛合金板材在应变速度为8.30×10^-4～1.32×10^-2s^-1、变形温度885～935℃前提下均阐发出优良的超塑性，在温度925℃和应变速度为6.64×10^-3s^-1前提下，最大延长率达987%。在1.32×10^-2s^-1的高应变速度前提下也获得了872%的断裂延长率。

2.应变速度和变形温度对变形过程中的显微组织变动均有重要影响。随着拉伸变形温度的升高，动态再结晶水平增大，有利于藐小等轴的α相晶粒产生相转变。变形速度的不休降低，α相晶粒容易荟萃并长大，α相含量削减，β相含量增长，资料塑性反而有所降落。

3.在超塑性拉伸变形的过程中，变形区域晶粒的长大速度要大于夹头区域，随着拉伸应变值的增大，α相的含量产生了降低。资料的变形可能诱发晶粒的聚合长大和α相的相转变。

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