TC18钛合金是一种高合金化、高强度近β型钛合金，其名义成分为Ti-5Al-5Mo-5V-1Cr-1Fe，是退火状态下强度最高的钛合金^[1]，具有高强度、高塑性、淬透性好和焊接性好等优点，可用于制造高负载承力航空结构件^[2]。但钛合金热变形温度范围窄，变形抗力大，采用普通成形方式难以成形复杂的精密锻件，在超塑性状态下却可承受大变形而不被破坏，实现一次性精密成形且不需要预成形工序，可大幅节约原材料，缩短生产周期，为难变形材料的塑性加工开辟了良好的途径，这一变形行为已引起了广大学者的关注^[3-5]。

目前针对TC18钛合金的研究主要集中在热处理^[6-8]、疲劳性能^{[9, 10]}、本构模型^[11-13]等方面，王晓燕等^[6]研究了双重退火温度对TC18钛合金等温锻件组织性能的影响，并给出了合理的退火制度；Li等^[10]对激光熔化沉积TC18合金的低周疲劳行为进行了研究，得到了低周疲劳预测表达式；梁后权等^[12]研究了TC18合金的热压缩行为，并建立了热变形过程中不同软化机制适用的本构方程。但是，对于TC18钛合金的超塑性行为及变形机制，国内外鲜有文献报道。

本工作以TC18钛合金为研究对象，通过高温拉伸实验研究其在不同温度和初始应变速率下的超塑性行为，确定最佳超塑性变形工艺参数，并对其变形机制进行了分析。

1 实验材料与方法

实验原材料为直径400mm TC18钛合金棒材，化学成分见表 1，原始组织如图 1所示，可以看出为典型的等轴组织，初生α相约占29%(体积分数)，平均尺寸约为1.6μm，采用金相法测得其相变点为872℃。

将实验用TC18合金棒材采用线切割加工成标距尺寸为ϕ5mm×15mm的拉伸试样，在CSS-1110C电子万能试验机上进行超塑性拉伸，夹头移动速率在0.1~300mm/min范围内可调，试样在电阻炉中加热，实验温度为720~950℃，加热和拉伸过程中试样表面涂FR玻璃润滑剂，试样断裂后立即进行水淬，保留高温下的组织形态，确定最佳超塑性温度。在最佳超塑性温度下，进行初始应变速率范围为6.7×10^-5~3.3×10^-1s^-1超塑性拉伸，超塑性指标依据获得的伸长率来衡量，并通过Origin8.0绘制变形过程的流动应力-应变曲线。拉伸完成后，将断口附近材料切开制备试样，金相分析在OLYMPUS-PMG3光学显微镜上进行，TEM分析在Tecnai G2 F30透射电镜上进行。

2 实验结果与分析 2.1 拉伸温度与变形速率对超塑性行为的影响

图 2为TC18合金超塑性拉伸试样的宏观照片，可以看出，TC18合金在实验条件下均表现出超塑性，伸长率变化范围为167%~470%。在相变点以下拉伸时，伸长率随温度的增加先升后降，830℃时伸长率取得极大值373%，峰值应力为31.45MPa；在相变点以上拉伸时，伸长率也随温度的增加先升后降，890℃时获得最佳伸长率470%，在较高温度950℃仍具有333%的伸长率，表明TC18合金具有良好的超塑性和较宽的超塑性加工温度范围(230℃以上)，并在相变点上下各有一个伸长率峰值，这与陈缇萦等^[14]建立的TC18合金热加工图结果相符。在最佳超塑性变形温度890℃进行拉伸时，随初始应变速率升高，伸长率先升高后降低，初始应变速率为3.3×10^-4 s^-1时，伸长率为470%。

图 3为TC18合金在不同变形条件下得到的真应力-应变曲线。如图 3(a)所示，低于相变点温度进行超塑性拉伸时，流动应力先急剧增加，达到峰值后又显著降低，这主要是由于变形初期位错源开动引起位错的增殖造成的，应力达到最大值后很快下降，变形进入准稳定变形阶段，在此阶段中，细颈扩散、转移直至某一部位的细颈极度发展而停止转移为止，超塑性拉伸获得大的伸长率，主要是在准稳定阶段获得的。

由图 3(b)可见，高于相变点温度进行超塑性拉伸时，随变形温度的升高，峰值应力基本保持不变，变形初期，应变硬化明显，硬化速率较高，当ε < 0.5时，普遍表现出短暂的持续应变硬化行为，可能对应于稳定的位错结构及亚晶界的形成过程，然后由动态再结晶引起逐步软化，当缩颈引起的几何软化占主导地位时，试样趋于断裂。890℃拉伸应力-应变曲线后半部分呈现稳态流动特点，即很长的应变硬化和动态软化平衡阶段，这种长时间的平衡使得TC18钛合金在晶粒长大状态下获得最大伸长率470%。

如图 3(c)所示，在较低初始应变速率=3.3×10^-4s^-1和=6.7×10^-5s^-1条件下，TC18合金在变形过程中均表现出较长的稳态流变阶段，随着应变速率的增大，稳态流变阶段缩短，在3.3×10^-1s^-1和3.3×10^-2s^-1较高初始应变速率时，合金在应力达到峰值后软化速率明显加快。流动应力-应变曲线的初期存在应力峰，该处可能是发生动态再结晶引起的软化所致。此外本实验采用恒拉伸速率而非恒应变速率测试，真实应变速率在变形过程中是不断减小的，故也应考虑真实应变速率减小造成的应力松弛效应。可见，应变速率越大，TC18合金在变形中稳态流变阶段越短，变形的快速增加在晶粒中产生大量的畸变能，畸变能的累积增大动态再结晶的驱动力，引起明显的软化。

图 4为TC18合金伸长率和峰值应力与变形条件的关系。由图 4(a)可看出，在相变点以下进行拉伸，伸长率随温度增加先升后降，这是因为温度的升高降低了临界切应力并提高了原子的自由能，峰值应力减小，促进位错的运动、晶界的滑移和原子的扩散蠕变，导致塑性增加；当拉伸温度接近相变点时，α相明显减少，对β相的“钉扎”作用减弱，同时β晶界软化，结合力下降，导致β晶粒快速长大，超塑性能下降，伸长率降低。在相变点以上进行拉伸，TC18合金超塑性能随温度增加先升高后降低，且不同温度的峰值应力相差很小，基本保持不变，890℃时出现最大伸长率470%，高于(α+β)两相区伸长率，根据胡静等^{[15, 16]}提出的连续动态回复与再结晶模型来解释金属间化合物大晶粒超塑性现象，可以推断具有最佳超塑性的原因可能是热变形形成的较大的等轴β晶粒在超塑性变形中不断细化，随变形量增大，形成的亚晶界不断吸收位错，从而演变成小角度和大角度晶界。由图 4(a)还可以看出TC18合金在不同温度下的伸长率变化很大，这说明TC18合金的超塑性能对温度较为敏感。峰值应力随温度的增加不断减小，在最佳超塑性变形温度890℃时，其值仅为17.93MPa。

由图 4(b)可见，890℃时，TC18合金在实验应变速率下均表现出超塑性，随应变速率的增大，伸长率先增大后减小，最佳初始应变速率为3.3×10^-4 s^-1，伸长率可达470%，这是因为应变速率过小时，变形时间长，晶粒长大严重，塑性急剧下降；应变速率过大时，变形时间短，动态回复与动态再结晶来不及进行，加工硬化明显，引起严重的应力集中，合金延展性降低，结合图 3分析得出，大于最佳初始应变速率进行变形时，应变速率越大，其伸长率越低，变形过程中稳态流变阶段越短，后期软化速率越快，不利于均匀变形，导致材料失稳过快，合金伸长率下降。由图 4(b)还可以看出，TC18合金伸长率在不同应变速率下变化很大，说明TC18合金超塑性能对应变速率较为敏感；随应变速率增加，峰值应力逐渐增大，应变速率为3.3×10^-1 s^-1时，合金的峰值应力达到115.83MPa。

2.2 显微组织演化

图 5为TC18合金在=3.3×10^-4s^-1、温度为720~870℃时超塑性拉伸断口附近的显微组织照片。可以看出在720~830℃拉伸时试样的微观组织形貌基本相同，α相保持良好的等轴状或短条状，均匀弥散地分布在β基体上，与原始组织(图 1)相比，初生α相在热变形过程中明显长大、球化，随温度的升高，发生α→β相变，α相体积分数逐渐减小，同时也增加了晶界的扩散能力，有更多的机会吞并附近细小的晶粒，使得α晶粒数量减少。830℃时，α，β两相比例合适，两相之间能最大限度地互相制约，限制晶粒长大，此时伸长率取得极大值373%。当温度达到870℃时，温度过高使得β晶粒明显长大，α相急剧减少，“钉扎”作用减弱，α相溶解到β晶粒中，β晶界形状不规则，从微观角度上讲，在高温下保温时间较长，晶界滑移和迁移比较充分；温度越高，原子运动越激烈，越有利于晶界的滑移和迁移，导致β晶界形状不规则。

图 6为TC18合金在=3.3×10^-4s^-1、温度为870~950℃时超塑性拉伸断口附近的显微组织照片。870℃时有少量α相存在，β晶界的形状不规则，出现大的凸出或凹入，部分区域类似于尖角；变形温度高于相变点时，组织为等轴的β大晶粒，890℃时，晶粒大小比较均匀，晶界形状也比较规则，此时出现最佳超塑性470%；在925，950℃等较高温度时，断口部位细化并非均匀发生，晶粒尺寸分布呈现双态，在较大晶粒的周边存在许多细小的晶粒。不同于常规超塑性，TC18合金表现出大晶粒超塑性现象，伴随着晶界部位变形，动态再结晶不断发生，在β晶粒边界上形成细小晶粒，可改善合金的综合力学性能。此外，大晶粒超塑性成形无需复杂的细晶处理工艺，可显著缩短工艺流程，提高生产率，降低成本，从而发挥超塑性成形技术的近净成形优势。

2.3 超塑性变形机制

TC18合金在=3.3×10^-4s^-1、不同温度超塑性变形后的TEM照片如图 7所示。可以看出合金在720℃变形时晶粒基本保持等轴状态，α相呈椭圆形貌，α/α晶界较为平直，α/β相界呈弧形并扭曲，在α/β晶界发现少量位错，表明变形以晶粒转动与晶界滑动为主，同时α相和基体β晶内部同号位错发生攀移，多边化形成位错列，甚至形成位错环(如图 7(a)箭头所示)；750℃变形时β晶内部位错相互交割，攀移和交滑移形成位错列与位错网，并不断吸收点阵位错构成亚晶界(如图 7(b)箭头所示)，亚晶界发生滑移与转动协调变形，同时α相对β晶粒的“钉扎”作用，使得变形均匀进行；870℃变形时，只有最有利取向的晶界才能滑动参与变形，其余大部分晶粒只发生晶内滑移，变形过程中位错在晶界上的不断堆积，形成锯齿晶界，为减少应力集中，晶界附近的堆积位错重组，形成亚晶界，动态回复发生；890℃变形时，随位错密度的增加，亚晶界取向差增大，更易迁移、滑动和转动，并不断吸收滑移位错，发生多边化形成小角度晶界甚至大角度晶界，宏观表现为晶粒细化(如图 7(d)箭头所示)，表明发生了动态再结晶。

3 结论

(1) TC18合金在720~950℃和6.7×10^-5~3.3×10^-1s^-1初始应变速率范围内均具有超塑性，伸长率在167%~470%之间变化，最佳初始应变速率为3.3×10^-4s^-1，相变点以下最佳超塑性变形温度为830℃，伸长率为373%，峰值应力为31.45MPa；相变点以上最佳超塑性变形温度为890℃，伸长率可达470%，峰值应力仅为17.93MPa。

(2) TC18合金超塑性对变形参数较为敏感。在相变点以下进行超塑性拉伸时，随温度的升高，伸长率先增大后减小，α相体积分数逐渐减少，尺寸基本保持不变；在相变点以上进行超塑性拉伸时，伸长率随温度升高先增大后减小，超塑性能稍高于两相区，表现出大晶粒超塑性现象；在最佳超塑性变形温度890℃进行拉伸时，随初始应变速率的增加，伸长率先升高后降低，峰值应力逐渐增大。

(3) TC18合金在两相区的超塑性变形机制为晶粒转动与晶界滑移，晶内位错滑移与攀移为变形协调机制；在单相区的超塑性变形机制为晶内位错运动，动态回复和动态再结晶为变形协调机制。