Ti3Al基合金板材的超塑性研究

王 旭， 曹京霞， 黄 旭

(北京航空材料研究院，北京100095)

Ti3Al 基合金是具有低密度、高比强度、高弹性模量以及优异的抗氧化性和耐腐蚀性的金属间化合物。随着航空航天等飞行器对耐温要求的不断提高，传统的高温钛合金已不能满足要求，具备更高比强度、比刚度及耐温能力的Ti3Al 基合金成为航空航天领域更具潜力的高温结构材料［1］。

但由于Ti3Al 基合金室温塑性差、成形困难及制造成本高［2，3］等缺点，从而限制了它们的广泛应用。而超塑性成型工艺被认为是解决该类材料难加工成形问题的最好方法之一。Ti3Al 基合金的超塑性研究开始于20 世纪90年代，并取得了许多研究成果［4～13］。但以往的超塑性变形研究都是通过一系列复杂的热处理工艺获得典型的等轴细晶组织，以实现材料的高应变速率或低温超塑性，对具有非典型等轴细晶组织的Ti3Al 基合金的超塑性研究较少，但此类研究更具有工业应用价值。本工作研究了名义成分为Ti-24Al-15Nb-1Mo 的Ti3Al 基合金(简称为TD3 合金)热轧板材的超塑性行为。

1 实验

试验使用了厚度为1.9mm(T1 板材)和2.6mm(T2 板材)两种规格的TD3 合金热轧薄板，最终一火热轧的多道次累积变形量分别为62%和48%，两种规格的薄板均经过990℃固溶处理，其微观组织如图1 所示，为双态组织，初生α2相呈现为等轴与拉长混合的特征，基体为转变β 组织。

超塑性性能测试用试样沿板材轧制方向制取，采用如图2 所示的板形试样，试样厚1.5mm，工作部分宽度为2.5mm，长度为10mm。试验温度选在900 ～1020℃之间，应变速率为2 ×10－4～2 ×10－2s－1。用美国FEI 公司Quanta 600 环境扫描电子显微镜观察(SEM)超塑性变形前后试样的组织变化。

2 结果与讨论

2.1 TD3 合金板材的超塑性能

T1 板材和T2 板材的超塑性试验结果如表1 所示。从表中可以看出940℃以上TD3 合金板材就具备了比较好的超塑性能。

T1 和T2 板材均在980 ～1020℃以应变速率2×10－4～2 ×10－3s－1拉伸时获得良好的超塑性能。其最大延伸率均在1020℃，2 ×10－4s－1条件下获得，最大延伸率分别为617.5%和859.5%。通过斜率法［14］计算T1 和T2 板材在980℃和1020℃时的m值分别为0.34，0.33，0.43，0.32。我们可以看到m值的大小与延伸率大小并不一致，这一结果与卡依勃舍夫［15］的观点一致，卡依勃舍夫认为m 值至多表示获得高塑性的可能性，而不是塑性的绝对值。

图1 TD3 合金热轧板材的SEM 显微组织(a)T1 板材;(b)T2 板材Fig.1 SEM microstructure of TD3 alloy sheets (a)T1 sheet;(b)T2 sheets

图2 试样几何尺寸Fig.2 Geometry of the superplastic tensile specimens

表1 TD3 合金板材的超塑性性能Table 1 Data obtained from the TD3 alloy superplastic sheets

从表1 中我们可以看到T1 板材的延伸率与相同测试条件下T2 板材相比要小很多，从图1 可知，T2 板材微观组织中的初生α2相较T1 板材数量更多，尺寸较小，分布更均匀，存在更多的α2/α2晶界，这将更有利于降低晶界滑动抗力，获得更好的超塑性能［11］。

2.2 塑性变形后的TD3 合金显微组织

T2 板材在变形速率为2 ×10－2s－1变形温度为900 ～1020℃拉伸后工作部分的显微组织如图3 所示。T2 板材在变形温度为980℃不同变形速率下工作部分的显微组织如图4 所示。

从图3 可知，在变形条件为2 ×10－2s－1，900℃拉伸后，试样仍保留有原始的组织形貌。在940℃时，拉长的初生α2相已经开始断裂并明显粗化。在四个温度中，980℃拉伸后的显微组织最接近典型的等轴细晶。

由图4 可知，在变形早期，拉长初生α2相首先细化(图4a)，之后通过动态再结晶使试样显微组织细化(图4b)，而在随后的超塑性变形过程中，晶粒尺寸增大，晶粒边界圆弧化(图4c)。结合图3 可知超塑性变形温度越高，晶粒长大程度越大。

综合图3 和图4 可知980℃时试样的显微组织初步的呈等轴细晶组织，且随着应变速率的降低初生α2相的体积分数逐渐升高，从而得到更多的α2/α2晶界，此类晶界的晶界滑动抗力较小，这有利于超塑性能的发挥［11］。

T1 板材以及T2 板材其他测试条件下拉伸后的显微组织具有与图3 和图4 所示相同的规律。

图5 为T2 板材部分测试条件下的显微组织。从图中可以看到980℃下的晶粒均比1020℃时的晶粒小。应变速率敏感性指数m 值的高低与晶界滑动所占比例密切相关［16］。晶界滑动所占比例较高，m 值则较高，反之较低。而晶粒尺寸越小，单位面积的晶界面积则越大，越有利于晶界滑动，即使在相对低温或高速变形条件下晶界滑动也能占较大比例［16］。这与计算获得的980℃时的m 值大于1020℃状态下的m 值的结论相符合。说明非典型等轴细晶组织的TD3 板材在1020℃状态下超塑性变形过程中晶界滑动所占的比率较等轴细晶组织超塑性变形时要小。

图3 2×10-2s-1变形速率不同拉伸温度下T2板材工作部分SEM显微组织Fig. Selected SEM microstructures obtained from the T2 superplastic sheet（a）2×10-2s-1/900°C；（b）2×10-2s-1/940°C（c）2×10-2s-1/980°C（d）2×10-2s-1/1020°C

图4 980°C不同变形速率下T2板材工作部分SEM显微组织Fig.4 Selected SEM microstructures obtained from the T2 superplastic sheet（a）980°C/2×10-2s-1；（b）980°C/2×10-3s-1；（c）980°C/2×10-4s-1；

综上所述，TD3 合金在应变温度为940 ～1020℃，应变速率为2 ×10－4～2 ×10－3s－1的实验条件下均表现出良好的超塑性，其最大延伸率达到859.5%。大量试验表明，超塑性变形是有晶界滑动、晶内位错运动和扩散等多种机制组合共同实现的［16］。Ti3Al 超塑性变形的主要机制是晶界滑动［1］，并伴随着其他微观机理。在应变温度为1020℃时TD3 合金板材具有良好的超塑性，但其m值较小，说明TD3 钛合金板材的超塑性变形的主要机制仍然是晶界滑动，但晶内变形以及位错蠕变所起的作用比其在等轴细晶态超塑性变形时的作用要大得多。

3 结论

(1)大塑性变形后，TD3 合金板材的板条晶将会细化，并逐步转变为细小等轴组织。

(2)热轧TD3 合金板材在应变温度为940 ～1020℃，应变速率在2 ×10－4～2 ×10－3s－1的试验条件下具有良好的超塑性能，当应变温度为1020℃，应变速率为2 ×10－4s－1时，1.9mm 和2.6mm 板材的最大延伸率分别为617.5%和859.5%。

(3)对非典型等轴细晶的热轧TD3 合金板材，无需经过复杂的预先热处理，同样可以得到良好的超塑性，实现工业应用，更具有经济实用价值。

图5 T2 板材部分状态下的SEM 显微组织Fig.5 Selected SEM microstructures obtained from the T2 superplastic sheet(a)980℃，2 ×10 －3 s －1;(b)980℃，2 ×10 －4 s －1;(c)1020℃，2 ×10 －3 s －1;(d)1020℃，2 ×10 －4s －1

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