高温钛合金拥有高比强度、高温蠕变抗力、高委顿强度、高悠久强度和优良的组织不变性，是造作新一代航空、航天飞行器沉要的高温结构资料 [1~5]。目前，工程利用成熟的高温钛合金蕴含英国的 IMI834、美国的 Ti-1100、俄罗斯的 BT18y 及中国的 Ti60 和 Ti600，最高使用温度达 600℃[6~10]。但随着航空航天飞行器马赫数提高，火急需要更高使用温度的轻质热防护结构资料 [11,12]。

Ti65 高温钛合金是 Ti-Al-Sn-Zr-Mo-Si-Nb-Ta-W-C 系近 α 型合金，在 Ti60 合金基础上研造而成，长时使用温度为 650℃，短时大应力前提下使用温度为 650~750℃，拥有密度低、比强度高、高温机能好的特点，可用于造作高明声速飞行器 [11~16]。但 Ti65 钛合金室温变形抗力大、回弹显著，传统热成形步骤难以造作复杂薄壁结构件。超塑成形可降低变形抗力、使资料变形均匀、保障成形件质量不变，且无成形后回弹问题。目前针对 Ti65 钛合金的钻研集中于板材热处置与力学机能：吴汐玥等 [13] 钻研分歧热处置对其显微组织、织构及拉伸强度的影响；岳颗等 [14] 分析固溶冷速对其显微组织、室温力学机能及蠕变变形机造的作用；李萍等 [15] 通过等温恒应变速度热压缩试验成立本构方程。本文通过 Ti65 合金高温超塑性拉伸尝试，结合微观组织分析，揭示变形温度和应变速度对超塑变形行为的影响及变形机造。

1、尝试步骤

1.1 尝试资料

尝试用 Ti65 钛合金板材厚度为 1.5 mm，重要化学成分如表 1 所示。板材经热轧和 α 单相区热处置，原始晶粒描摹与尺寸散布如图 1 所示，可见原始组织晶粒散布较均匀，蕴含大量藐幼等轴晶和少量不规定块状晶粒，无数晶粒尺寸幼于 9 μm，满足超塑变形对细晶组织的要求。

表 1 Ti65 钛合金重要化学成分

Table 1 Chemical composition of Ti65 titanium alloy (mass fraction, %)

1.2 尝试设备与试样造备

选取 LETRYDL-20T 型电子全能拉伸尝试机进行高温超塑性拉伸，设备建设三段式控温加热炉，温度误差≤±2℃。沿板材轧造方向截取试样，尺寸如图 2 所示；打磨标距段表表至光滑，为预防高温氧化，在标距段涂覆玻璃防护光滑剂。

1.3 尝试参数与表征步骤

超塑性拉伸尝试的变形温度为 900、920、940、960℃，应变速度为 0.001、0.003、0.01、0.03 s??；拉伸过程中夹头速度恒定，试样拉断后急剧水淬以保留高温变形组织。

试样经镶嵌、机械磨抛、电解抛光后，选取 EBSD 技术观察断口左近微观组织，分析晶粒尺寸、取向散布及晶界特点；通过真应力 - 真应变曲线分析超塑变形行为，推算应变速度敏感性指数m、应力指数n及变形激活能Q。

2 尝试了局

2.1 超塑性变形行为

2.1.1 真应力 - 真应变曲线

图 3 为分歧变形前提下 Ti65 钛合金拉伸试样的宏观描摹，可见所有断口较尖，无显著缩颈，批注合金在尝试前提下均匀变形能力优良，载荷达峰值后仍能准不变变形；当变形温度 960℃、应变速度 0.003 s?? 时，伸长率最大（1108%），超塑机能最佳。

图 4 为分歧变形前提下 Ti65 钛合金的真应力 - 真应变曲线，均出现典型超塑变形特点：变形初期应力随应变急剧升至峰值（硬化效应显著）；随后进入软化阶段，应力缓慢变动；当加工硬化与软化达到动态平衡时，进入稳态流变阶段；最终颈缩或断裂时应力加快减幼。

应变速度 0.003 s?? 时（图 4a）：变形温度低于 940℃时，原子动能幼，应力软化幼于加工硬化，峰值应力后应力缓慢减幼，准稳态阶段短；温度升至 940℃后，高温推进动态再结晶，位错密度降低，减弱加工硬化，稳态阶段耽搁；960℃时伸长率最大，但变形后期应力回升，可能因再结晶晶粒荟萃长大所致。

变形温度 940℃时（图 4b）：应变速度＜0.003 s?? 时，资料有足够功夫实现能量堆集与缩颈转移，动态再结晶软化与加工硬化平衡，曲线呈稳态增长；应变速度＞0.01 s?? 时，变形功夫缩短，加工硬化显著大于软化效应，峰值应力后应力急速减幼，无准稳态阶段。

2.1.2 变形参数对超塑性的影响

图 5 为变形温度对 Ti65 钛合金峰值应力和伸长率的影响（应变速度 0.003 s??）？杉嫖露忍岣，峰值应力从 78.8 MPa 降至 38.1 MPa，伸长率从 699% 升至 1108%：温度提高增大原子均匀动能，推进位错活动与晶界滑动，加强晶界协调变形能力，从而降低流变应力、提高伸长率；温度提高 60℃使伸长率提升 58.5%，批注合金超塑性对温度敏感。

图 6 为应变速度对 Ti65 钛合金峰值应力和伸长率的影响（变形温度 940℃）？杉嬗Ρ渌俣忍岣，峰值应力增大：高应变速度使位错密度急剧升高、位错塞积，扩散蠕变与位错滑移来不及调节晶界滑动，应力集中难以开释，导致流变应力增大。伸长率随应变速度变动呈 “先升后降” 趋向：应变速度 0.001 s?? 时伸长率 752%，0.003 s?? 时升至 893%（畸变能与动态再结晶驱动力增大，软化效应强于硬化）；应变速度＞0.003 s?? 时，加工硬化加强，伸长率减幼，但 0.03 s?? 时仍达 540%，批注 Ti65 板材超塑变形能力优良，可用于复杂薄壁件成形。

2.2 应变速度敏感性指数m和变形激活能Q

2.2.1 m值与n值推算

钛合金高温超塑变形稳态阶段，应变速度与流变应力满足 Arrhenius 关系式 [17,18]：

式中：A为资料常数；n=1/m（m为应变速度敏感性指数）；Q为变形激活能；R= 8.314 J/(mol.K)；T为绝对温度。

对式（1）取对数，在恒定温杜纂应变下，

视为常数K_m，因而可由式

求出m。在Ti65钛合金的真应力-真应变曲线(图4)中拔取稳态流变阶段的应变量ε=0.4对应的流变应力求解m值，可画出如图7所示的lnσ-lnε曲线，曲线的斜率即为变形温度940℃时的m值。由图 7 得m=0.42，批注合金抵抗缩颈能力好、变形均匀，与宏观无缩颈景象一致。(试样的宏观描摹批注其变形均匀，没有缩颈)。

晶界滑动对变形的贡献越大，m值越大，m=0.5时超塑变形以晶界滑动为主 [18,19]；Ti65 合金m=0.42，注明变形机造除晶界滑动表还存在其他方式。由m=0.42推算得应力指数n=1/m=2.5为扩散蠕变，n=2为晶界滑动，n=3为位错滑移，n>4为位错攀移 [18,19]；Ti65 合金n=2.5，批注超塑变形机造以晶界滑动和位错滑移为主。

2.2.2 变形激活能Q推算

在恒定应变与应变速度下，lnε-lnA视为常数K_q，结合式（2）可得：

对lnσ-1/T曲线进行线性拟合，其了局如图8所示。凭据式(4)推算出资料的超塑性变形激活能为393kJ/mol。凭据文件[5,20,21]，α-Ti的晶界自扩散自由能约为204kJ/mol，β-Ti的晶界自扩散自由能约为161kJ/mol。由此可见，Ti65钛合金940℃的超塑变形激活能远高于晶界自扩散自由能，批注这种资料在该变形前提下可能还存在动态再结晶、动态回复等需较高“势垒”的超塑变形机造。

2.3 微观组织演变

2.3.1 变形温度的影响

图9和10给出了Ti65钛合金在应变速度为0.003 s-1分歧温度下超塑拉伸后断口左近均匀变形段的微观组织和取向散布，图10 中的红色和绿色线条别离暗示取向差为 5°及以下、5°~15°的幼角度晶界，蓝色线条暗示取向差为15°~180°的大角度晶界Ｄ芄豢闯，在分歧温度变形资料内部的初始组织均被动态再结晶天生的等轴晶取代，相邻晶粒的取向散布较分散，没有显著的变形织构。在原始资猜中(图 10a)，晶粒内有占比达到 50.5% 的幼角度晶界；资料在 900 ℃变形后内部只有幼部门晶粒含有幼角度晶界，大角度晶界的占比达到 90.8%；随着变形温度的提高晶粒内的幼角度晶界逐步削减，晶界周围的再结晶藐幼晶粒越来越多。其原因是，在高温下位错活动和晶界滑移有足够的能量和驱动力，推进了动态再结晶。温度越高再结晶越充分，变形温度达到960 ℃晶界出现了大量的大角度晶界，批注动态再结晶后的组织又产生了不陆续动态再结晶[24~26]，即在该温度资料的变形能力最强。

图11给出了均匀晶粒尺寸与变形温度的关系Ｄ芄豢闯，随着变形温度的提高均匀晶粒尺寸随之增大。变形温度为900℃的断口左近组织均匀，α相晶粒呈等轴状，均匀晶粒尺寸为4.62μm。其原因是，在超塑变形过程中产活泼态再结晶天生了藐幼的等轴晶粒；变形温度的提高推进了原子扩散、位错滑移和晶界迁徙，使资料的动态再结晶较早实现，而天生的藐幼晶粒在高温下产生荟萃长大。因而，变形温度为960℃时，过高的温度使晶粒显著长大，最大的均匀晶粒尺寸为6.41μm。

2.3.2 应变速度的影响

Ti65钛合金在940℃分歧应变速度超塑拉伸后断口左近的微观组织，如图12和13所示Ｄ芄豢闯，变形后的组织为随机织构，晶粒取向分散。在较低的应变速度(例如0.001s^-1和0.003s^-1)下大部门晶粒内有少量或险些没有幼角度晶界和亚晶粒，批注在高温应变速度前提下变形，大部门晶粒因齐全动态再结晶而细

化。应变速度为0.001s^-1时晶粒沿拉伸方向变形为长条状，由于在低应变速度前提下变形，较幼的畸变能提供的动态再结晶的驱动力不及以在齐全动态再结晶后产生再结晶；在应变速度为0.003s-1前提下(图9c)，在部门再结晶晶界上出现了呈“链条”状散布的晶界。这批注，在齐全动态再结晶的晶界上产生了不陆续动态再结晶，使资料的伸长率达到最大；应变速度较高(例如0.01s^-1和0.03s^-1)时在晶粒内出现了大量的幼角度晶界，而陆续动态再结晶必要大量的幼角度晶界使亚晶粒陆续动弹形核[27,28]，因而陆续动态再结晶的水平逐步提高，使晶粒显著细化。

图14给出了均匀晶粒尺寸与应变速度的关系Ｄ芄豢闯，随着应变速度的提高均匀晶粒尺寸先增大后减幼。应变速度为0.001s-1时均匀晶粒尺寸为5.61μm，低于0.003s^-1时为6.17μm。其原因是，应变速度较低(0.003s^-1)时资料的伸长率较大，所以变形水平较高，应变诱导晶粒粗化。应变速度较高(高于0.003s^-1)时，过高的应变速度缩短了资料的变形功夫，以至动态再结晶细化后的晶粒来不及荟萃长大而使晶粒尺寸逐步减幼。

3、结论

(1)随着变形温度的提高和应变速度的降低，Ti65钛合金的超塑变形的峰值应力逐步减幼，而断后伸长率随着变形温度的提高而增长，随应变速度的降低先减幼后增长。在变形温度为960℃、应变速度为0.003s^-1的前提下Ti65钛合金的伸长率最大(为1108%)，批注其超塑变形机能较好。

(2)理论推算出Ti65钛合金超塑变形应变速度敏感指数m=0.42，批注其超塑变形机造不止是晶界滑动；Ti65钛合金的应力指数n=2.5，批注其晶界滑动和位错滑移为重要变形机造；超塑变形激活能(Q=393kJ/mol)高于晶界自扩散自由能，批注其超塑变形还受动态再结晶、动态回复等机造的影响。

(3)在Ti65钛合金的超塑变形过程中产生了陆续动态再结晶天生了藐幼等轴晶粒，并且随着变形温度的提高和应变速度的降低不陆续动态再结晶水平提高。

(4)随着变形温度的提高，Ti65钛合金超塑拉伸后藐幼等轴晶的晶粒长大；在提高应变速度和缩短变形功夫的前提下，Ti65合金超塑拉伸后晶粒尺寸随着应变速度的提高先增大后减幼。

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（注，原文标题：Ti65钛合金的超塑变形和微观组织演变）