TB8鈦合金是高強度亞穩態的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構材料。TB8鈦合金作為一種高強度的亞穩β鈦合金，其較高的β穩定元素含量使得其變形抗力較高，導致該合金在實際生產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。對于復雜零件而言，超塑性成形能夠表現出精確的成形狀態［7，8］。目前，國內外對TB8合金的高溫壓縮變形、再結晶、室溫塑性與韌性等研究較多［9～13］，對亞穩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，改變傳統的單相區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。研究了兩相區溫度、應變速率、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緊力以避免出現空載現象。拉伸溫度范圍為690～840℃，應變速率分別為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、試驗結果與討論

2.1超塑性拉伸行為

經不同變形參數拉伸后的試樣見圖2?？梢钥闯?，在試驗范圍內，材料均表現出超塑性。應變速率一定時，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%。這是因為當溫度升高時，過飽和的β相會析出α相，同時也導致了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生動態回復和動態再結晶行為，當溫度過高時，動態再結晶晶粒過分長大，β相晶粒發生惡化等現象。因此，α相的彌散程度和動態再結晶優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。當前者的優化作用大于后者的惡化作用時，材料才能呈現良好的超塑性。在750℃時，優化作用顯著，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，伸長率隨應變速率的增大而減少(見圖2b)。這主要是因為，當應變速率較低時，試樣拉伸初始階段產生的加工硬化能夠被充分消除，應力集中可以得到及時松弛，有利于均勻變形。而且在較低的應變速率條件下，合金有充分的時間發生動態再結晶，從而使晶粒細化，所以伸長率增大。但是，當應變速率過大時，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力-應變曲線。從圖3a可以看出，不同變形速率下材料均出現了加工硬化階段，在該階段材料內部的位錯大量增殖。在低應變速率(1.0×10^-4s^-1)下，材料發生均勻變形，其流變曲線為典型的動態再結晶曲線;同時由于應變速率低，峰值應力較小，達到峰值應力后曲線呈平穩趨勢。當應變速率增加后，流變曲線為回復和動態再結晶曲線。此外，應變速率為1.0×10^-3、5.0×10^-4s^-1時的峰值應力相差不大。這主要是因為在高應變速率條件下，材料熱變形時間短，合金內部動態再結晶不充分，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，屬于難變形區域，其余部分為α相貧瘠區，為易變形部分［16］。材料內部發生不均勻變形，從而導致峰值應力增加不明顯。由于不均勻變形，當材料達到峰值應力后應力值下降趨勢明顯，伸長率降低。

從圖3b可見，在變形初始階段，材料內部位錯大量繁殖，合金的變形抗力迅速增大，當達到峰值應力后，流變應力開始逐漸減小。在720、760℃時，當流變應力達到最大值后出現下降趨勢，表現為典型的動態回復特征;而在溫度高于750℃時，流變應力達到最大后曲線趨于平穩，此時在變形后期軟化機制和加工硬化此消彼長，表現為流變穩態特征［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生動態回復、再結晶作用，軟化作用加強。另外，變形溫度升高，α相向β相發生轉變，α相的強化作用消失，而β相為體心立方結構，位錯滑移更容易，所以材料的流變應力降低［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相的貧瘠區和富集區，見圖4a和圖4b。當應變速率為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完全轉變成飽和固溶體，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，發生靜態再結晶。

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，晶界處應力集中明顯，說明加工硬化效應增強，畸變能增加，從而推動合金發生動態再結晶行為。但由于變形速率大，變形時間短，畸變能不能完全被動態再結晶行為耗散，材料容易出現失穩、應力集中等現象，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，動態再結晶較充分，形核長大出許多細小的等軸晶粒，超塑性提高;變形速率為1.0×10^-4s^-1時，變形時間長，動態回復和動態再結晶充分，硬化與軟化達到動態平衡，流變應力較小，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引起。溫度較低時，不發生再結晶，晶粒大小、形貌基本不變，但由于在低速率變形條件下，熱效應時間比較長，導致α相大部分被溶解，少量聚集在β相界處。隨著溫度升高，超過再結晶溫度，晶粒發生了明顯的長大現象，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晶和未發生再結晶晶界處有大量的α相聚集，見圖5b。當溫度繼續增加超過相變點后，過飽和固溶體全部轉換成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，晶粒不同程度被細化。在相變點溫度以下，等軸β相晶界處或再結晶晶界處不同程度析出α相。在兩相區域變形時，β基體上連續析出α相顆粒，而隨著變形時間的延長，α相顆粒會向再結晶晶界處聚集(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，最終導致塑性斷裂。由于α相的析出和聚集長大是一個動態過程，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，由于細小彌散晶粒導致畸變能的增加，促進動態再結晶的發生。當溫度升高，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相全部轉化為單一β相，彌散第二相的強化作用消失，同時β相發生動態再結晶，再結晶晶粒過分長大導致塑性降低。

3、結論

(1)TB8鈦合金在690～840℃、1.0×10^-4～1.0×10^-3s^-1試驗范圍內具有超塑性。拉伸溫度一定時，合金的伸長率隨著應變速率增大而減小。應變速率一定時，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，表現為傳統的超塑性變形穩態流動特征。在變形溫度一定時，隨著應變速率的減小，變形抗力減小。在低應變速率1.0×10^-4s^-1下，應力曲線出現了鋸齒波動現象，這主要是由于加工硬化和變形軟化相互影響導致的。

(3)變形溫度、應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小α相，而細小彌散的α相顆粒會抑制再結晶晶粒的過分長大。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會阻礙基體β相的進一步變形，從而引起沿晶斷裂，最終導致塑性斷裂。

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