Ti3Al基合金板材的超塑性研究

王 旭， 曹京霞， 黃 旭

(北京航空材料研究院，北京100095)

Ti3Al 基合金是具有低密度、高比強度、高彈性模量以及優異的抗氧化性和耐腐蝕性的金屬間化合物。隨著航空航天等飛行器對耐溫要求的不斷提高，傳統的高溫鈦合金已不能滿足要求，具備更高比強度、比剛度及耐溫能力的Ti3Al 基合金成為航空航天領域更具潛力的高溫結構材料［1］。

但由于Ti3Al 基合金室溫塑性差、成形困難及制造成本高［2，3］等缺點，從而限制了它們的廣泛應用。而超塑性成型工藝被認為是解決該類材料難加工成形問題的最好方法之一。Ti3Al 基合金的超塑性研究開始于20 世紀90年代，并取得了許多研究成果［4～13］。但以往的超塑性變形研究都是通過一系列復雜的熱處理工藝獲得典型的等軸細晶組織，以實現材料的高應變速率或低溫超塑性，對具有非典型等軸細晶組織的Ti3Al 基合金的超塑性研究較少，但此類研究更具有工業應用價值。本工作研究了名義成分為Ti-24Al-15Nb-1Mo 的Ti3Al 基合金(簡稱為TD3 合金)熱軋板材的超塑性行為。

1 實驗

試驗使用了厚度為1.9mm(T1 板材)和2.6mm(T2 板材)兩種規格的TD3 合金熱軋薄板，最終一火熱軋的多道次累積變形量分別為62%和48%，兩種規格的薄板均經過990℃固溶處理，其微觀組織如圖1 所示，為雙態組織，初生α2相呈現為等軸與拉長混合的特征，基體為轉變β 組織。

超塑性性能測試用試樣沿板材軋制方向制取，采用如圖2 所示的板形試樣，試樣厚1.5mm，工作部分寬度為2.5mm，長度為10mm。試驗溫度選在900 ～1020℃之間，應變速率為2 ×10－4～2 ×10－2s－1。用美國FEI 公司Quanta 600 環境掃描電子顯微鏡觀察(SEM)超塑性變形前后試樣的組織變化。

2 結果與討論

2.1 TD3 合金板材的超塑性能

T1 板材和T2 板材的超塑性試驗結果如表1 所示。從表中可以看出940℃以上TD3 合金板材就具備了比較好的超塑性能。

T1 和T2 板材均在980 ～1020℃以應變速率2×10－4～2 ×10－3s－1拉伸時獲得良好的超塑性能。其最大延伸率均在1020℃，2 ×10－4s－1條件下獲得，最大延伸率分別為617.5%和859.5%。通過斜率法［14］計算T1 和T2 板材在980℃和1020℃時的m值分別為0.34，0.33，0.43，0.32。我們可以看到m值的大小與延伸率大小并不一致，這一結果與卡依勃舍夫［15］的觀點一致，卡依勃舍夫認為m 值至多表示獲得高塑性的可能性，而不是塑性的絕對值。

圖1 TD3 合金熱軋板材的SEM 顯微組織(a)T1 板材;(b)T2 板材Fig.1 SEM microstructure of TD3 alloy sheets (a)T1 sheet;(b)T2 sheets

圖2 試樣幾何尺寸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

從表1 中我們可以看到T1 板材的延伸率與相同測試條件下T2 板材相比要小很多，從圖1 可知，T2 板材微觀組織中的初生α2相較T1 板材數量更多，尺寸較小，分布更均勻，存在更多的α2/α2晶界，這將更有利于降低晶界滑動抗力，獲得更好的超塑性能［11］。

2.2 塑性變形后的TD3 合金顯微組織

T2 板材在變形速率為2 ×10－2s－1變形溫度為900 ～1020℃拉伸后工作部分的顯微組織如圖3 所示。T2 板材在變形溫度為980℃不同變形速率下工作部分的顯微組織如圖4 所示。

從圖3 可知，在變形條件為2 ×10－2s－1，900℃拉伸后，試樣仍保留有原始的組織形貌。在940℃時，拉長的初生α2相已經開始斷裂并明顯粗化。在四個溫度中，980℃拉伸后的顯微組織最接近典型的等軸細晶。

由圖4 可知，在變形早期，拉長初生α2相首先細化(圖4a)，之后通過動態再結晶使試樣顯微組織細化(圖4b)，而在隨后的超塑性變形過程中，晶粒尺寸增大，晶粒邊界圓弧化(圖4c)。結合圖3 可知超塑性變形溫度越高，晶粒長大程度越大。

綜合圖3 和圖4 可知980℃時試樣的顯微組織初步的呈等軸細晶組織，且隨著應變速率的降低初生α2相的體積分數逐漸升高，從而得到更多的α2/α2晶界，此類晶界的晶界滑動抗力較小，這有利于超塑性能的發揮［11］。

T1 板材以及T2 板材其他測試條件下拉伸后的顯微組織具有與圖3 和圖4 所示相同的規律。

圖5 為T2 板材部分測試條件下的顯微組織。從圖中可以看到980℃下的晶粒均比1020℃時的晶粒小。應變速率敏感性指數m 值的高低與晶界滑動所占比例密切相關［16］。晶界滑動所占比例較高，m 值則較高，反之較低。而晶粒尺寸越小，單位面積的晶界面積則越大，越有利于晶界滑動，即使在相對低溫或高速變形條件下晶界滑動也能占較大比例［16］。這與計算獲得的980℃時的m 值大于1020℃狀態下的m 值的結論相符合。說明非典型等軸細晶組織的TD3 板材在1020℃狀態下超塑性變形過程中晶界滑動所占的比率較等軸細晶組織超塑性變形時要小。

圖3 2×10-2s-1變形速率不同拉伸溫度下T2板材工作部分SEM顯微組織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

圖4 980°C不同變形速率下T2板材工作部分SEM顯微組織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；

綜上所述，TD3 合金在應變溫度為940 ～1020℃，應變速率為2 ×10－4～2 ×10－3s－1的實驗條件下均表現出良好的超塑性，其最大延伸率達到859.5%。大量試驗表明，超塑性變形是有晶界滑動、晶內位錯運動和擴散等多種機制組合共同實現的［16］。Ti3Al 超塑性變形的主要機制是晶界滑動［1］，并伴隨著其他微觀機理。在應變溫度為1020℃時TD3 合金板材具有良好的超塑性，但其m值較小，說明TD3 鈦合金板材的超塑性變形的主要機制仍然是晶界滑動，但晶內變形以及位錯蠕變所起的作用比其在等軸細晶態超塑性變形時的作用要大得多。

3 結論

(1)大塑性變形后，TD3 合金板材的板條晶將會細化，并逐步轉變為細小等軸組織。

(2)熱軋TD3 合金板材在應變溫度為940 ～1020℃，應變速率在2 ×10－4～2 ×10－3s－1的試驗條件下具有良好的超塑性能，當應變溫度為1020℃，應變速率為2 ×10－4s－1時，1.9mm 和2.6mm 板材的最大延伸率分別為617.5%和859.5%。

(3)對非典型等軸細晶的熱軋TD3 合金板材，無需經過復雜的預先熱處理，同樣可以得到良好的超塑性，實現工業應用，更具有經濟實用價值。

圖5 T2 板材部分狀態下的SEM 顯微組織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

［1］劉瑩瑩，姚澤，郭鴻鎮. Ti3Al 金屬間化合物超塑性的研究進展［J］.材料工程，2008，4:65 －69.

［2］LIPSITT H A. Deformation and fracture of Ti3Al at elevated temperatures［J］. Met Trans(A). 1980，11(8):1369 －1376.

［3］SASTRY S M L. Plastic deformation of TiAl and Ti3Al［C］Processing of the 4thInternational Conference on Titanium.Kyoto:1980:1231 －1242

［4］DUTTA A，BANERJEE D. Superplastic behavior in a Ti3Al-Nb alloy［J］. Scr Metall Mater，1990，24(7):1319－1322.

［5］YANG H S，JIN H S. Superplasticity in Ti3Al-based alloy stabilized by Nb ［J］. Scr. Metall. Mater，1991，25:1223 －1227.

［6］孫福生，馬濟民，曹春曉. Ti3Al 基合金超塑形變的微觀觀察［J］. 金屬學報(B)，1994，30(10):465 －B470.

［7］王斌，賈天聰，王躍群，等. Ti-24Al-14Nb-3V-0.5Mo 合金的超塑性［J］. 金屬學報，1994，30(7):B309 －B313.

［8］JOBART D，BLANDIN J J. Microstructure and superplasticity of a Ti-25Al-10Nb-3V-1Mo intermetallic alloy［J］.Mater Sci Eng，1996，207:170 －180.

［9］DING H，SONG D，ZHANG C B，et al. Superplastic behavior of β-forged Ti3Al-Nb alloy［J］. Materials Science and Engineering，2000，A281:248 －252.

［10］KIM J H，PARK C G，HA T K，et al. Microscopic observation of superplastic deformation in α2phase Ti3Al-Nb alloy［J］. Materials Science and Engineering，1999，A269:197 －204.

［11］KIM J S，SHIN D H，CHANG Y W，et al. Constitutive analysis on superplastic deformation mechanisms of twophase Ti3Al-xNb alloy ［J］. Materials Science and Engineering(A)，2005，394:117 －125.

［12］YANG K L，HUANG J C，WANG Y N. Phase transformation in the β phase of super α2Ti3Al base alloys during static annealing and superplastic deformation at 700 －1000℃［J］. Acta Materialia，2003，51:2577 －2594.

［13］王殿良，丁樺，白秉哲. 鍛態Ti3Al 基合金超塑壓縮的力學行為及組織演變［J］. 稀有金屬材料與工程，2001，30(6):444 －447.

［14］何景素，王燕文. 金屬的超塑性［M］. 北京:科學出版社，1986，25 －28.

［15］卡依勃舍夫O A. 金屬的塑性和超塑性［M］. 北京:機械工業出版社.1982，121 －136.

［16］顧家琳，孫新軍，白秉哲. 旋鍛制備超細晶雙相鈦合金及其超塑性［J］. 金屬學報，2002，28(Suppl.)378.