TB8钛合金是高强度亚稳态的β型钛合金［1］，拥有与典型β型钛合金Ti-15V-3Cr-3Sn-3Al［2，3］类似的较好的冷成形机能。合金经时效处置后强度得到极大提高［4］，另表由于该合金拥有较强的抗氧化和抗侵蚀能力［5］，是一种较为梦想的航空结构资料。TB8钛合金作为一种高强度的亚稳β钛合金，其较高的β不变元素含量使得其变形抗力较高，导致该合金在现实出产过程中的成形效能和制品率均较低［6］。超塑性成形既可能提高资料的塑性，又可能降低变形抗力。对于复杂零件而言，超塑性成形可能阐发出精确的成状态态［7，8］。目前，国内表对TB8合金的高温压缩变形、再结晶、室温塑性与韧性等钻研较多［9～13］，对亚稳β型钛合金超塑性方面的钻研大部门基于单相称轴β相区拉伸，大部门合金的伸长率不超过400%［14］，相比其他类型钛合金的超塑性机能，仍有待提高。因而，扭转传统的单相区高温超塑性拉伸工艺，降低成形件超塑性成形前提并提高其超塑性成为钻研的热点。本课题沉点钻研了亚稳β相在相变点以下的析出行为对合金超塑性的影响及脱溶相和第二相颗粒在变形过程中的演变。钻研了两相区温度、应变速度、变形量等前提扭转时TB8钛合金超塑性拉伸时的显微组织，为该合金的超塑性成形和现实出产提供参考。

1、试验资料及步骤

试验合金为TB8钛合金，合金相变点约为820℃，重要化学成分见表1。高温拉伸试验选取SANS-CMT4104电子全能拉伸试验机，拉伸试样见图1。在试验前对试样涂覆玻璃防氧化涂层，起头拉伸时必要给试样施加肯定的预紧力以预防出现空载景象。拉伸温度领域为690～840℃，应变速度别离为1.0×10^-3、5.0×10^-4和1.0×10^-4s^-1。试样拉断后立即水淬。借助XJP-6A金相显微镜观察合金的显微组织及断口描摹。

2、试验了局与会商

2.1超塑性拉伸行为

经分歧变形参数拉伸后的试样见图2Ｄ芄豢闯，在试验领域内，资料均阐发出超塑性。应变速度一按时，随变形温度的升高，伸长率先增大后减幼。变形温度为750℃，应变速度为1.0×10^-4s^-1时，资料伸长率最佳，为524.9%。这是由于当温度升高时，过鼓和的β相会析出α相，同时也导致了β相的溶化度增大，α相逐步被溶化，超过相变点后只有单一的β相组织。而只有弥散藐幼的第二相才可加强资料的超塑性［15］。此表，由于热变形过程中合金产活泼态回复和动态再结晶行为，当温度过高时，动态再结晶晶粒过度长大，β相晶粒产生恶化等景象。因而，α相的弥散水平和动态再结晶优化资料塑性及晶粒的长大共同影响了TB8钛合金的超塑性变形。当前者的优化作用大于后者的恶化作用时，资料能力出现优良的超塑性。在750℃时，优化作用显著，故合金此时超塑机能最好，其伸长率最佳。在一样的变形温度下，伸长率随应变速度的增大而削减(见图2b)。这重要是由于，当应变速度较低时，试样拉伸初始阶段产生的加工硬化可能被充分解除，应力集中能够得到实时松弛，有利于均匀变形。并且在较低的应变速度前提下，合金有充分的功夫产活泼态再结晶，从而使晶粒细化，所以伸长率增大。但是，当应变速度过大时，第二相粒子来不及析出，或由于晶界处畸变能增长，大量的α相在β相晶界处析出并荟萃，从而导致伸长率降低。

图3为分歧前提下TB8合金超塑性拉伸时的真应力-应变曲线。从图3a能够看出，分歧变形速度下资料均出现了加工硬化阶段，在该阶段资料内部的位错大量增殖。在低应变速度(1.0×10^-4s^-1)下，资料产生均匀变形，其流变曲线为典型的动态再结晶曲线;同时由于应变速度低，峰值应力较幼，达到峰值应力后曲线呈安稳趋向。当应变速度增长后，流变曲线为回复和动态再结晶曲线。此表，应变速度为1.0×10^-3、5.0×10^-4s^-1时的峰值应力相差不大。这重要是由于在高应变速度前提下，资料热变形功夫短，合金内部动态再结晶不充分，变形畸变能大量堆集;同时过鼓和固溶体析出的α相会向畸变能高的处所荟萃，形成α相富集区，属于难变形区域，其余部门为α相贫乏区，为易变形部门［16］。资料内部产生不均匀变形，从而导致峰值应力增长不显著。由于不均匀变形，当资料达到峰值应力后应力值降落趋向显著，伸长率降低。

从图3b可见，在变形初始阶段，资料内部位错大量滋生，合金的变形抗力迅速增大，当达到峰值应力后，流变应力起头逐步减幼。在720、760℃时，当流变应力达到最大值后出现降落趋向，阐发为典型的动态回复特点;而在温度高于750℃时，流变应力达到最大后曲线趋于安稳，此时在变形后期软化机造和加工硬化此消彼长，阐发为流变稳态特点［17］。这重要是由于在高温变形前提下，原子的自由能增长，晶界的迁徙能力加强，且温度越高越有利于合金产活泼态回复、再结晶作用，软化作用加强。另表，变形温度升高，α相向β相产生转变，α相的强化作用隐没，而β相为体心立方结构，位错滑移更容易，所以资料的流变应力降低［18］。

2.2变形前提对合金超塑性拉伸显微组织的影响

图4是变形温度为750℃，分歧应变速度前提下试样夹头和断口处的显微组织。由图4a～图4c能够看出，夹头部门晶粒状态变形水平不高，阐发为原始的等轴β相组织。试验初始阶段，由于温度升高，过鼓和的β相固溶体析出α相，并随着加热功夫耽搁，析出相的含量增长。但随着应变速度的减幼，保温功夫耽搁，使得析出的α相向晶界等荟萃，并且起头逐步形成了α相的贫乏区和富集区，见图4a和图4b。当应变速度为1.0×10^-4s^-1时，试样的保温功夫大大耽搁，此时过鼓和固溶体已经齐全转造成鼓和固溶体，又由于β相的溶化度高温下较常温下高，所以β基体中的α相根基被溶化。少量的α相进一步向β晶界荟萃，同时由于长功夫的加热，晶界相向基体前沿长大，产生静态再结晶。

由图4d～图4f能够看出，变形速度对α相的含量和描摹都有显著影响。变形速度为1.0×10^-3s^-1时，晶界处应力集中显著，注明加工硬化效应加强，畸变能增长，从而推动合金产活泼态再结晶行为。但由于变形速度大，变形功夫短，畸变能不能齐全被动态再结晶行为耗散，资料容易出现失稳、应力集中等景象，超塑性降低，见图4f。变形速度为5.0×10^-4s^-1时，位错迅速增殖，动态再结晶较充分，形核长大出很多藐幼的等轴晶粒，超塑性提高;变形速度为1.0×10^-4s^-1时，变形功夫长，动态回复和动态再结晶充分，硬化与软化达到动态平衡，流变应力较幼，有利于超塑性的提高;同时变形功夫长，晶粒归并长大。

图5为TB8钛合金在应变速度为1.0×10^-4s^-1，分歧变形温度超塑性变形拉断后夹头和断口左近的显微组织。由图5a～图5c能够看出，此处组织的变动重要由于热效应引起。温度较低时，不产生再结晶，晶粒大幼、描摹根基不变，但由于在低速度变形前提下，热效应功夫比力长，导致α相大部门被溶化，少量荟萃在β相界处。随着温度升高，超过再结晶温度，晶粒产生了显著的长大景象，晶界清澈可见，此时晶界通过热扩散机造向基体前沿迁徙长大，晶界处能量较高，α相随着β相晶界的迁徙进一步荟萃，从而在金相组织中能够看到再结晶和未产生再结晶晶界处有大量的α相荟萃，见图5b。当温度持续增长超过相变点后，过鼓和固溶体全数转换成β单相组织，并且晶粒进一步长大，但仍维持肯定的等轴度，见图5c。

由图5d～图5f能够看出，在超塑性高温拉伸后，晶粒分歧水平被细化。在相变点温度以下，等轴β相晶界处或再结晶晶界处罚歧水平析出α相。在两相区域变形时，β基体上陆续析出α相颗粒，而随着变形功夫的耽搁，α相颗；嵯蛟俳峋ЬЫ绱鲚(见图5e)，在超塑性拉伸后期，粗壮的α相会故障基体β相的进一步变形，从而引起沿晶断裂，最终导致塑性断裂。由于α相的析出和荟萃长大是一个动态过程，在超塑性拉伸初始阶段，α相析出较少，呈弥散散布状。一方面，弥散的第二相粒子会在变形过程中故障位错的活动，大量的位错都将集聚在第二相粒子处增殖，从而提高了位错密度而有利于亚晶界的形成，推进了合金的超塑性成形能力;另一方面，由于藐幼弥散晶粒导致畸变能的增长，推进动态再结晶的产生。当温度升高，α相削减，弥散强化作用减弱，故肯定量的α相有利于提高TB8钛合金的超塑性。超过相变点温度以来，α相全数转化为单一β相，弥散第二相的强化作用隐没，同时β相产活泼态再结晶，再结晶晶粒过度长大导致塑性降低。

3、结论

(1)TB8钛合金在690～840℃、1.0×10^-4～1.0×10^-3s^-1试验领域内拥有超塑性。拉伸温度一按时，合金的伸长率随着应变速度增大而减幼。应变速度一按时，伸长率随着变形温度升高先增大后减幼。在变形温度为750℃，应变速度为1.0×10^-4s^-1时，伸长率最佳，为524.9%。

(2)TB8钛合金在超塑性拉伸过程中，阐发为传统的超塑性变形稳态流动特点。在变形温度一按时，随着应变速度的减幼，变形抗力减幼。在低应变速度1.0×10^-4s^-1下，应力曲线出现了锯齿颠簸景象，这重要是由于加工硬化和变形软化相互影响导致的。

(3)变形温度、应变速度和变形水平对超塑性变形后的显微组织有显著的影响。随着变形速度的降低，等轴β相晶粒尺寸增大。随着变形温度的升高，α相的含量削减，在750℃时，α相的弥散水平最好。在变形初始阶段，β晶界和基体弥散析出藐幼α相，而藐幼弥散的α相颗；嵋衷煸俳峋ЬЯ５墓瘸ご。在超塑性拉伸后期，α相逐步向畸变能较高的晶界处荟萃，粗壮的α会故障基体β相的进一步变形，从而引起沿晶断裂，最终导致塑性断裂。

参考文件

［1］于冬梅.新型钛合金TB8的利用钻研［J］.飞机设计，2002(2):57-65.

［2］SHAND，LUY，PINGLI，etal.Keyproblemsofcoldpowerspin-ningofTi-15-3alloy［J］.JournalofMaterialScience＆Technology，2001，17(1):125-126.

［3］TAL-GUTELMACHEＲE，ELIEZEＲD，BOELLINGHAUST.Investi-gationofhydrogen-deformationinteractionsinβ-21Stitaniumalloyusingthermaldesorptionspectroscopy［J］.JournalofAlloys＆Compounds，2007，440(S1-S2):204-209.

［4］商国强，朱知寿，；，等.超高强度钛合金钻研进展［J］.罕见金属，2011(2):286-291.

［5］陈玉文.β钛合金及其在宇航工业中的利用［J］.罕见金属，1996(4):297-300.

［6］吴诗憞.金属超塑性变形理论［M］.北京:国防工业出版社，1997.

［7］BANIAPJ.Betatitaniumalloysandtheirroleinthetitaniumindustry［J］.JOM，1994，46(7):16-19.

［8］李梁，孙建科，孟祥军.钛合金超塑性钻研及利用近况［J］.资料开发与利用，2004，19(6):34-38.

［9］周晓虎，马文革，俞汉清，等.TB8超高强度钛合金热工艺参数钻研［J］.资料工程，2003(8):37-39.

［10］张利军，田军强，白钰，等.TB8超高强钛合金的热处置工艺［J］.中国有色金属学报，2010(S1):163-166.

［11］李萍，段园培，薛克敏，等.TB8钛合金的热变形组织与织构［J］.中国有色金属学报，2010，20(5):872-877.

［12］唐波，唐斌，韩逢博，等.TB8钛合金β相变点左近高温变形行为钻研［J］.罕见金属资料与工程，2013，42(9):1761-1766.

［13］赵文龙.冷变形对TB8高强钛合金机能的提升及利用［D］.河南洛阳:河南科技大学，2014.

［14］王明主，董洪波，邹忠波，等.TB8钛合金超塑性拉伸变形流变行为与本构方程［J］.特种铸造及有色合金，2016，36(1):103-106.

［15］张沛学，任学平，谢建新，等.形变诱导析出在SAF2205超塑组织细化中的作用［J］.北京科技大学学报，2004，26(1):56-58.

［16］熊爱明，张志清，李淼泉.TC6钛合金的超塑性变形钻研［J］.航空学报，2003，24(5):477-480.

［17］朱知寿，钟鸣.β-21S钛合金板材的静态再结晶法规钻研［J］.资料工程，1999(5):16-19.

［18］朱深亮，董洪波，张贵华，等.TC21钛合金超塑性拉伸变形流变行为［J］.特种铸造及有色合金，2014，34(11):1217-1221.