金属超塑性成形

第一章 绪论1.1 钛及钛合金英国矿物学家和化学家 William Mcgregor 在 1791 年发现了钛元素， 他分析 了钛铁矿（FeOTiO2,并利用磁铁除去了矿砂中的铁，再用盐酸处理剩余物，得 到了不太纯的钛氧化物。但是由于钛与氧、氮、碳、氢等元素有极强的亲和力， 且与绝大多数耐火材料在高温下发生反应， 从而使金属钛的提取工艺非常复杂和 困难。因此经历了一百多年的摸索和努力，最终卢森堡化学家 Wihelm Justin Kroll于1932年用TiCl 4和Ca制取了大量的钛。后来发明了生产金属钛的钠热 法、碘化法等方法。钛合金的突出特点，在于它的高比强度及优良的耐腐蚀性，同时又具有良 好的耐热性和低温性能，因而实用性强，应用面广。只要选材得当，不仅能够大 大提高装备的工作效能，同时也可以带来明显的经经济效益。在耐腐蚀性方面， 钛合金在氧化性及中性介质中极为稳定，在海水中的腐蚀速率远远低于不锈钢， 可与白金媲美，故适于在航空、航天、石油、化工、电力、冶金、农药、造纸、 造船、食品及医疗卫生等部门应用。1.1.1 钛合金分类和组织特点钛合金一般按退火组织分为 a型，B型及a +B型三大类。国产钛合金 牌号分别用TA、TB TC作为字头，其后标明合金序号，如 TA7,表示第七号钛 合金。a型钛合金（包括纯钛）在常温下不能保留高温的体心立方B相，因此应全部为单相a组织。但根据热加工和热处理的差异，a相有几种形态：塑性 变形后经过完全再结晶退火，a相呈等轴状，但由于杂质元素对 B相稳定作用， a基体上可能出现少量（23%的粒状B相；若a相呈片状，且呈规则排 列，这种形态称为魏氏组织；如在 B相区加热后水淬，将发生马氏体转变，此 时 a 相呈针状或锯齿形；当 a 型钛合金含有过量氢时， 则会出现针状氢化钛。 a +B型钛合金的组织特点：在平衡状态下，合金由 a +B两相组成，两相比 例取决于合金成分，特别是B稳定化元素的含量。国产a+B型钛合金中的B 相含量大约在 5 20%范围内。两相的形态和分布与热加工历史及热处理等工艺 有直接关系，变化复杂，但是它还是有几种典型组织：等轴a + B组织，a相为基体，B分布在a相相边界处，均呈等轴或多边形，只有经过充分塑性变 形及再结晶退火才能获得这类组织；双态a +B组织，由白色等轴初生 a相和多边层状的B和双态a +B组织构成，这类组织是合金在较高温度（但是 低于相变点）加热冷却后形成的。在冷却过程中，自B内析出片状的次生 a相，它与残留的B相共同组成B转变组织。如果加热温度超过相变点，即进 入B单相区，则冷却后将形成完全的转变组织B。 B型钛合金的特点：稳定性B钛合金的退火组织及稳定 B钛合金的B区淬火组织；均为 B单相 组织。这种组织的晶粒尺寸一般比等轴 a 或 a +B 组织粗大。亚稳定 B 在 时效处理后，B晶粒内析出大量弥散的次生 a。弥散度取决于时效温度，温度 越低，a越细。工业钛合金除a和B两个基本相以外，根据合金成分尚可 能出现其他的析出相， 如高温铝合金中的有序相 Ti3Al ， 含高 B 共析元素合金 中的共析化合物 TiCr2,Ti6Si3 等， 因其尺寸极小，在一般光学金相分析中难 以观察到，需进行电子显微分析。1.1.2 钛合金的性能钛合金的性能主要取决于 a 和 B 两相的排列方式、体积分数以及各自的性 能。与体心立方B相相比，六方a相具有更高的堆积密度和各向异性的晶格结构。 与B相相比，a相具有更高的抗塑性变形能力、 较低的塑性、力学和物理性能的 各向异性更强、扩散速率至少低两个数量级、更高的抗蠕变性能。a合金一般为 单相合金，具有中等强度，a + B两相和亚稳B合金可以分别强化到较高和非常 高的强度水平。亚稳B合金的塑性低，强度高。由于密排六方晶体的原子扩散能 力和晶体变形能力相对较低，因此a相具有优异的抗蠕变性能。但随着B相体积 分数的增加，钛合金的抗蠕变变差。B相不连续分布的两相组织也具有高的抗蠕 变性能。钛与氧之间的亲和能力很强，大气中的钛合金表面易形成非常薄的致密氧化 层（ TiO2） , 使钛合金具有优异的抗蚀性。钛合金的最高使用温度，主要不是受 强度限制， 而是因为高温下钛合金的抗氧化能力相对较差。 钛合金的另一个缺点 是钛合金与周围环境中的H和0之间具有很高的反应活性，从而会导致合金脆化。 所以钛合金的焊接和热成形过程中， 必须在真空或惰性气体中进行。a相得变形 能力极为有限，且容易产生加工硬化，这就意味着a和a + B合金只能在咼温下 成形。如果要实现超塑性成形，在连续的 B相中需嵌有细小的等轴状组织。1.1.3 钛合金的应用 由于钛合金优异的性能，所以它特别适合于飞机和航天器的材料设计需要。航空工业是研制和应用钛合金最早的部门。 二十世纪五十年代初， 美国成功地在 飞机上使用了钛， 虽然当时每架飞机上只用了百分之一结构重量的钛， 但开拓了 钛在航空工业中应用的广阔道路。 现在钛合金已在航空工业上得到广泛应用， 小 至螺钉、螺母等连接件，大至机身骨架、隔框等结构件，甚至六米长、重达两吨 的起落主支撑梁。 对于高速战斗机， 由于高速和高机动性， 要求飞机结构尽可能 轻，同时还要耐高温能力，实践证明，钛合金是最适宜的材料。在航空上的使用钛合金主要包括以下几个方面：（1）降低重量 在各种应用条件下， 钛合金的高比强度远超过强度高而比重大 的钢，以及重量虽轻但强度较低的铝合金。通过对钛合金、铝合金、镁合金、钢 在不同温度下的比强度的比较， 可以看出， 用钛合金代替钢和铝合金而降低重量 是相当可观的。 第二代军用战斗机的结构重量系数 （即飞机自重占起飞重量的百 分比）从 33%34%降低到美国第四代战斗机的典型代表 F22 的 27%28%。以 F22起飞重量25000Kg计算，需要降低自身重量1500Kg，通过设计改进最大 可能减重约300Kg，大量采用复合材料实现减重约 600Kg，需采用钛合金实现减 重600Kg，占总减重的40%，可见大量采用钛合金在军机发展中所起到得作用。（2）使用温度 钛合金的耐热性远高于铝合金， 其工作温度范围较宽， 在 2002 年时耐热钛合金的工作温度可达 5506000C， TiAl 及 Ti3Al 合金的使用温度更高。 同时钛合金在 2530C 还能保持良好的塑性。（3）空间限制 由于高的比强度，钛合金可能易于替代那些空间受限的铝合 金及钢结构件，如 SU27 飞机起落架臂就采用钛合金。（4）腐蚀抗力 优良的抗蚀性是钛及钛合金另一个突出的优点，且在大多数 情况下需要附加表面保护层， 特别是在海水和海洋大气中抗蚀性高， 这对舰载机、 水上飞机以及沿海地服役的飞机都是十分有利的。（5） 与符合材料的相容性钛在与聚合材料基零件接触的部件具有广泛的用 途。与铝合金相比， 钛及钛合金与碳纤维的电势更为接近， 且具有较为相近的热 膨胀系数。1.2金属的超塑性成形金属超塑性的定义金属超塑性在工程上的定义是：凡金属材料在特定的内在条件(指材料成分 组织及相变能力等)和外在条件(指温度，加热方式、压力及应变速率等)下， 呈现无缩颈和异常高的延伸率即 4100%的应变称之为超塑性，该材料称之为超 塑性材料，利用这样特性成形的零件方法称之为超塑性成型。超塑性成形的分类金属材料在超塑性变形时的组织状态、温度、速度和应力状态等不同，其变 形特征有着本质的区别。按照实现超塑性的条件和变形特点的不同，目前一般将 超塑性分为以下几类：(1) 组织超塑性组织超塑性又称为恒温超塑性或微细晶粒超塑性或结构超塑性，它是目前国内外研究最多的一种。组织超塑性要求材料具有均匀的、 细小的等轴晶粒，晶粒 尺寸通常小于10卩m,并且在超塑性温度下晶粒不易长大，即所谓稳定性好；其次 在变形时温度保持恒定；应变速率I =10, 10，/s，要比材料常规拉伸试验时应 变速率至少低一个数量级。目前已发现共晶合金和共析型合金大多具有超塑性， 许多两相合金及准单相合金中相当一部分也可呈现超塑性。一般说来，晶粒越细小越有利于超塑性变形，但有些材料如钛合金及某些金 属间化合物，其晶粒尺寸达几十微米时仍具有超塑性。组织超塑性除了对材料的组织有一定要求外，它对应变速率和变形温度也很敏感， 只是在一定的变形速 度和变形温度范围内才能表现出最好的超塑性。(2) 相变超塑性相变超塑性又称变温超塑性或动态超塑性。 这类超塑性不要求材料有超细晶 粒，但要求材料具有固态相变，这样在外载荷作用下，在相变温度上下循环加热 与冷却，诱发材料产生反复的组织结构变化而获得大的延伸率。例如碳素钢和低 合金钢，在一定载荷作用下，同时于A1温度上下施以加热和冷却，每循环一次， 则发生a 丫的两次相变，可以得到二次跳跃式的均匀延伸，这样多次的循环 即可得到累积的大延伸率。又如共析钢在 538815C之间，经过21次热循环， 可以得到S =490%勺延伸率。 相变超塑性的影响因素有：材质 M,作用应力 八最高和最低温度Tmax、Tmin （即热循环幅度厶T=Tmax-Tmir）、热循环速度T/t （ 即加热冷却的速度 ）以及循环次数 N 等。由于相变超塑性是在相变温度上 下进行反复的升温与降温而产生的，因此，T/t与N是影响相变超塑性的最重要因素。 相变超塑性不要求微细等轴晶粒， 但是要求变形温度频繁变化， 给实际应用带来困难，故实用上受到限制。（ 3）其他超塑性某些不具有固态相变但晶体结构各向异性明显的材料， 经过反复加热、 冷却 循环也能获得大的延伸率。 而某些材料在一定条件下快速变形时， 也能显示超塑 性。例如标距25mm的热轧低碳钢棒快速加热到 a + 丫两相区，保温510s并 快速拉伸，其延伸率达到100%300%这种在短暂时间内产生的超塑性称为短 暂超塑性或临时超塑性。 短暂超塑性是在再结晶及组织转变时极不稳定的显微组 织状态下生成等轴超细晶粒， 并在晶粒长大之前的短暂时间内快速施加外力才能 显示出超塑性。从本质上来说，短暂超塑性是微细晶粒超塑性的一种，控制 微细的等轴晶粒出现的时机是实现短暂超塑性的关键。 某些材料在相变过程中 伴 随 相 变 可 以 产 生 较 大 的 塑 性 ， 这 种 现 象 称 为 相 变 诱 发 超 塑 性 。 如 Fe-28.7%Ni-0.26%C合金在-1C进行拉伸，使准稳定奥氏体向马氏体转变，延 伸率高达 110%。利用相变诱发超塑性，可使材料在成形期间具有足够高的塑性， 成形后又具有高的强度和硬度， 因此，相变诱发超塑性对高强度材料具有重要意 义。 高应变速率超塑性指的是材料在高的应变速率条件下变形时呈现出的超塑 性现象。高应变速率超塑性与金属在高的应变速率条件下变形时产生的动态再结 晶有关，高应变速率超塑性对金属在高速率加工成形具有实际意义。 电致超塑 性是材料在电场或电流作用下所表现出的超塑性现象。当高密度电流通过正在 变形的金属时，因电流而产生的大量定向漂移电子会对金属中的位错施加一个额 外的力，帮助位错越过它前进中的障碍，从而降低变形抗力，提高变形能力，使 金属产生超塑性。例如7475铝合金在沿拉伸方向施加脉冲电流， 在480 C获得S =710%勺延伸率，比常规超塑性变形温度降低 50 C,其m值也比无电流作 用时明显提高。 研究表明，电致超塑性的根本原因是电流或电场对物质迁移的影 响，包括空位、位错、间隙原子等。1.2.3 超塑性成形特点根据超塑性的宏观变形特征，可以用大变形、无颈缩、小应力、易成形来描 述超塑性成形的特点。（1）大变形超塑性材料在单向拉伸时延伸率极高， 表明超塑性材料在变形稳定性方面要 比普通材料好得多。 这样使材料成形性能大大改善， 可以使许多形状复杂， 一般 难以成形的材料 （如某些钛合金） 变形成为可能。 对人造卫星上使用的钛合金球 形燃料箱，其壁厚为0.711.5mm 如采用普通的方法几乎无法成形，只有采 用超塑性成形才有可能。 在民用方面， 一般形状复杂的工艺制品、 家用电器制件 等等，如用超塑性成形可以一次制成，使生产成本显著降低。（2）无缩颈一般金属材料在拉伸变形过程中， 当出现早期缩颈后， 则由于应力集中使缩 颈继续扩展， 导致提前断裂， 拉断后的样品具有明显的宏观缩颈。 超塑性材料的 变形类似于粘性物质的流动，没有（或很小的）应力硬化效应，但对变形速度敏 感，有所谓“应变速率硬化效应” ，即当变形速度增加时，材料变形抗力会加强。 因此，超塑材料变形初期虽有缩颈形成， 但由于缩颈部位变形速度增加而发生局 部强化，而其余未强化部分继续变形， 这样使缩颈传播出去， 结果获得巨大的宏 观均匀变形。 因此可以说， 超塑性的无缩颈是指宏观的变形结果， 并非真正的没 有缩颈。超塑性材料的无缩颈（断面收缩率书=100%和脆性材料的无缩颈（书-0）截然不同。设试样拉断面积为 A0,拉断后最小截面积为 A，拉伸后均匀变 形部分的截面积为Ag ,则 脆性材料AAgA0,屮0; 般塑性材料AAg vAO,60% 超塑性材料 AAgA0,屮100%由此可见，超塑性材料表现了很强的抗缩颈能力，无明显的局部缩颈。（ 3）小应力超塑性材料在变形过程中， 变形抗力可以很小， 因为它具有粘性或半粘性流 动的特点。 通常用流动应力来表示变形抗力的大小。 在最佳变形条件下， 流动应 力（7要比常规变形的小到几分之一乃到十分之一。 这样加工的吨位可以大大减 小。（ 4）易成形由于超塑性具有以上特点， 而且变形过程基本没有或只有很小的应变硬化显现，所以超塑性易于压力加工，流动性和填充性极好，可以进行多种方式成形， 而且产品质量可大大提高，超塑性成形为金属压力加工技术开辟了一条新的途 径。124超塑性的实际意义（1）节省动力超塑性材料具有高的塑性，低的强度。强度值一般不超过0.7公斤/毫米2， 故可在低于一般塑性材料的加工载荷一至两个数量级的载荷下进行塑性流动。因此，动力可以大大地节省。（2）减少加工工序通常的成形加工方法需要多道工序才能完成的工件，如果采用超塑性成型只 需要一道工序就可以完成。经过超塑性成型的零件不需要再进行切削加工， 既节 约加工费用，也减少了材料的浪费。（3）便于形状特殊的零件成形金属材料处于超塑性状态时，容易流动，填充性良好，零件中比较难于填充 的区域通过超塑性成形便可以顺利地填满， 从而免除切削加工，减少浪费，节约 加工费用。超塑性研究发展概况早在1920年，Rosenhain等人将冷轧后的锌-铝-铜三元共晶合金慢速弯曲 时，就发现超塑性现象。1934年，Perarson又在铅-锌和铋-锡共晶合金的慢速 拉伸中观察到了超塑性现象。第二次世界大战以后，前苏联学者在研究锌-铝合金的高温拉伸中得到了异常高的延伸率，并首先提出了 “超塑性”这个概念。1962 年，Underwood从冶金学的角度分析了实现超塑性的可能性，条件和基本原理。 1964年，Backofen对超塑性力学特性进行了分析和研究，作出的杰出的贡献。 他引入了与变形应力有关的应变速率敏感性指数m值，提出应力（T与应变速率字的关系为：（T =K；m（1-1）他把上式中的m值与超塑性现象相对应起来，并提出了测试m值的方法。1.3超塑性变形的力学特征基本上没材料在超塑性变形过程中会在低应力下呈现很好的稳态流变能力，有应变硬化现象，拉伸试样经过长时间的均匀变形，其截面不断变小而最终断裂， 无明显颈缩。超塑性的本构关系材料在发生塑性变形时，流动应力 匚对应变速率：八应变；、变形温度T、载 荷P和晶粒尺寸d很敏感，可用如下函数形式来表示：匚=f(，T,P,d )(1-2)在材料和变形温度一定时，-和学，；的关系一般可表示为：:.，K；n(1-3)超塑性变形时一般不出现应变硬化，即n=0,所以(3)式应为-k r(1-4)式中，K材料系数，它与变形温度，显微组织和结构缺陷有关；m 流动应力对应变速率敏感指数。式(1-4)是表征材料超塑变形的流动应力与应变速率之间关系的基本方程式，又 称超塑流变方程或Bacokofen方程。将式(1-4)取对数并微分(1-5)d log 二 d log Im值是超塑性变形的重要参数，称为流动应力对应变速率的敏感性指数， 也称应 变速率硬化指数。d ；1 dL1 dA=dtL dtA dtm-1(1-6)在式(1-4)中PCF =A因此式(1-4)可写为:dAdt式中，P为载荷；A为试样截面积;；为应变；L为试样标距；t为变形时间；负号表示拉伸时试样截面在减小。式(1-6)表明拉伸试样截面面积收缩率-坐 与dtm 4A可的关系。当m=1时，一dA为常数，即试样在拉伸变形过程中产生恒速的塑性流动，dt试样各处包括颈缩处的变形速率均相同，于是，式 （1-4）变为：二，即应力 与应变速率成正比，这是牛顿粘性流动具有的特性，式中K可用粘性系数n来代 替。当0m1时，m值越小，试样上小截面处截面变小的速度越快，最后便出 现颈缩并导致试样的断裂；m值越大，试样局部颈缩处截面变小的速度越慢， 能 呈现出稳定的均匀延伸，最终获得很大的延伸率。根据上述分析可知，m值的物理意义是，在试样拉伸变形区某一局部产生颈缩时，其应变速率增加，当材料m值较大时，为使颈缩扩展，就需要更大的应力，从而使变形向其他地方转移， 因而拉伸试样呈现近似均匀的伸长变形。 m值是材料参数，它还与材料显微组织 的变化如拉伸中晶粒粗化的程度和 m值对晶粒度的敏感程度等有关。此外，在恒 定的夹头速度下拉伸时，应变速率随应变量的增加而降低，也会引起m值的变化。超塑性主要评价指标及m值测定评价超塑性变形的主要指标为延伸率 S、流变应力二、应变速率敏感性指数 m超塑变形激活能Q等，其中最重要的是S和m值。S指试样断裂延伸率，计 算简单。m值的测定主要有以下几种方法：（1）拉伸速度突变法1 ）白柯芬法：如图1-1所示，试样拉伸时，夹头以v1速度拉伸，达到D点 稳定后，速度突然增加到v2 （通常增加23倍），载荷由D点变到A点， 再达到D 点稳定。然后再使速度降到 v1 ,载荷由D 到C 。C点是v1速 度下的最大载荷点，D点为载荷开始下降点。为了测得m值，用外推法从CD延 长到B点，获得与A点相同的应变，测出A、B两点的载荷为FA及FB,则可将 （1-4）改写如下：图1-1拉伸速度突变时载荷与时间的示意图当速度为V1时FbA(1-7)当速度为v2时(1-8)将式(1-8)除以(1-7)得：(1-9)FA v2f b h.两边取对数并移项得:(1-10)式(1-10)假设试样从D点到A或B点，其长度和截面积变化很小，作为 近似相等。试样越长，此假设就越接近实际。这种方法应用最广，通常应变量为20 30%2) 莫里森法：此方法是通过突然改变拉伸速度来测定稳定流动应力，从而 求出m值的方法。(1-11)式中（T A及c C为最大载荷FA、FC两点的流动应力，A &及C &为相应的应变速率。此方法假设体积不变，在试验中直接测量断面的均匀变形时 可以应用3）卡得尔法：由图1-1中的D点及A点的相应应力和应变速率求 m值:lgm 二一a(1-12)4）吉普斯法：采用图1-1中的D点和A点（或D、F点）的相应值,lg求出m值:Fflgm =lgFf丘丿7=lglg L(1-14)（2）应力松弛法 此方法是用拉伸机做试验，在组织不变的条件下，测定m值。在拉伸过程中，如果夹头停止运动，载荷将随时间延续而松弛，松弛是 缓慢的过程，其每个阶段的状态都是稳定的。松弛速率（d二出）与应变速 率的关系为：（1-15）式中，E试样与试验机系统的纵向弹性有效模量。在数值上取对数微分得：dlg(P)卜d lg 丨(1-16)对超塑性材料，将式(1-1 )取对数微分得：d lg；=md lg 卜(1-17)将式(1-16)代入式(1-17)，得:(1-18)由式(1-18)作出lg -寸与dlg二的关系曲线，则由斜率求得 m值(3) 斜率法 此法是根据m值的定义求解。 实际计算时， 一般以直线的值来计算lg二-lg丄曲线上不同应变速率时的m值，如图1-2所示，将直线ABlg；A _lg；Blg a - lg b斜率法比较准确，使用较普遍，但是要绘制出线的A、B两点所对应的值代入得:(1-19)lg - lg F曲线，试验工作量较大(4) 硬度测定法1) 由超塑性指数I决定m值：马尔肯托尼(Marcantonie )等在进行硬度试 验时，使压头在载荷的作用下，不停地向试样内部深入，只要载荷还在起作用， 运动就不会停止。因此认为压头深入试样的速率，可以作为超塑性的量度，提出 “超塑性指数I ”这一概念。I的定义为：在洛氏硬度机上对试样施加载荷后， 30s和60s时，刻度盘上的两读数差即可决定I的值：I =500 h60 -h30(1-20)I值和m值之间成直线关系。I值可在室温下测量，也可在高温下测量。(1-21)(1-22)-s 压痕邻近区域内材料的平均屈2) 由压痕直径测m值：泰勒(Taylor )对压痕分析，提出下面关系式:P 9二dxz =5D式中，p压头施加在试样表面的平均压力;服极限；C常数，C=2.8; 压痕邻近区域内材料的平均应变；dx压痕直径; D压头直径。平均压力卩=貰42厂。_(1-23)式中，F施加的载荷。将式(1-22)和(1-23)结合起来，得；4F2.8K 黑 2(1-24)将式(1-22)微分：1:;1 d dx4F 帛丄5D dt 2.8 二 K瑞x4Fdxmd dx 2.8： Kdt积分可得:fdxd01心= 05D茁戎(1-25)设时间因素为10倍,两个压痕直径分别 d10及d1 (例如100s和10s， 或1000s和100s),则由式(1-25)可得:(1-26)这样，只须测得d10和d1，即可算出m值。硬度试验法操作简便，试样在试 验前不需特殊加工处理，试验时试样不损坏。试验可在室温或高温下进行。以上几种测定 m 值的方法比较方便， 也较常用。 此外还有压缩法、 蠕变法、 扭转法及胀形法等方法。1.4 超塑性变形时的组织结构特征金属的超塑性是在相对来说较高的温度下， 较慢的变形速度下获得的。 在变 形过程中，组织结构有如下变化：1）晶粒度粗化处在高温（ Ts0.5T 熔）下的超塑性变形，其结构变化的特点之一就是晶粒 长大，并且随着变形速度的降低而加快， 甚至晶粒沿着拉伸方向有些拉长。 但在 最佳变形速率范围内，塑性最大时，晶粒长大的不显著。由超塑性变形引起的晶粒长大并不排除晶内滑移的可能性。 在高温变形时， 由于晶格缺陷、空穴和位错浓度的增加，晶粒内的滑移促进合金中的扩散过程， 因此造成晶粒长大。在某些情况中也有晶粒细化现象。 残留的铸造组织以及热加工后遗留的各向 异性状态都会在超塑性变形初期受到破坏，从而导致晶粒细化。2）无织构许多研究表明，超塑性变形时晶粒的等轴性保持不变（ HPb59-1 黄铜的延伸 率达500%时晶粒仍保持等轴）。奥尔金（Aide n）在对Sn-Bi（WBi=5%合金进行 超塑性拉伸时，发现其延伸率达 1000%时晶粒仍保持等轴。塞基特（Sagat ）在 进行黄铜超塑性试验时证明了材料的带状组织结构在变形程度为46%时消除。3）空洞现有大量的金相资料表明，超塑性拉伸变形时伴生空洞。塞基特对we为3% 的a- B黄铜，在超塑性变形时生成的空洞作了大量的研究，指出这种合金包含 有粗的铁颗粒（直径约12卩m，而且a/ B相边界是空洞优先成核的位置。 在600 C变形时，经大变形后，用光学的方法可以看到空洞。空洞的数量在m值 最大的时候达到最大， 但仍获得大的延伸率。 空洞的生成不是由于应力作用下的 空位聚集而成，而是通过晶界滑移产生。空洞不仅与应变和应变速率有关， 还与变形温度、晶粒尺寸和相的性质有关。在 HPb59-1 黄铜超塑性变形中，发现在相同变形条件下，细晶粒组织比粗晶粒 组织更易产生空洞。在研究 Zn-Al 共析合金空洞形成时，观察到空洞沿拉伸方 向拉长，而且随着晶粒长大， 数量增多。 有些材料的空洞数量会由于变形温度的 增加而减少（如含WFe=3%勺a - B黄铜）,也有些材料因增加温度而增大了晶界滑 移，空洞数量也增加。可生成空洞勺材料，在超塑性变形时会通过空洞勺相互连接而最终产生断 裂，断口看不到明显勺缩颈， 断裂方式为脆性断裂。 对空洞不敏感勺材料断裂时， 试样出现缩颈，断口呈杯锥形。4）位错结构研究超塑性变形微观中勺位错结构， 认为拉伸时位错结构勺形成与拉伸速率 有关。如Zn-AI合金（WA=4%合金在原始状态下不存在位错，在 20 C低速变 形（5X 10-5s-1 ）时，某些晶粒内可看到个别的位错，变形速度增加到5 X 10-4s-1时，在很多晶粒内都有位错，变形速度增加到10-2s-1 时不仅增加了位错密度，还形成亚结构。 超塑性材料拉伸后的结构中存在位错， 说明变形过程中滑移在起 作用。从细晶材料（镍、镍铬、Zn-Al （wai=4%合金等）在提高变形速度时位错 结构变化的特点可以说明有更多的滑移系参与了作用。 在最佳变形速度时不形成 亚结构，亚结构仅在高速变形时形成。1.5 超塑性变形机理材料的超塑性变形之所以会出现与常规塑性变形有明显不同的变形特征， 是 由于其变形机理与常规变形不同所致。 超塑性变形机理所讨论的是超塑性流变期 间材料内部或原子群的运动过程和方式。 静态超塑性要求材料具有微细而稳定的 等轴晶粒，其流动机理显然和材料的晶粒大小、形状分布等密切相关。超塑性流变可以是晶粒内沿晶面产生的滑移， 也可以是沿晶界 （或相界）产 生的晶界滑动（或相界滑移） ，它们都和位错及点缺陷（空位或间隙原子）的 存在、产生和运动有密切关系。晶界（或相界）间除滑动外，还有迁移运动，后 者表现为晶粒的大小及形状的改变。 晶界（或相界） 的结构介于非晶态和晶态结 构之间，所以晶界滑动的性质是准粘滞性的。 目前对超塑性的机理已提出多种 模型，下面是一些具有代表性的超塑性变形机理。1.5.1 扩散蠕变机理此理论认为，高温低应力下位错密度很小，位错能动性也差。因而位错运动 不可能成为超塑性变形的主要形式。 但是，超塑性变形时，材料内部存在着大量 的过饱和空位，因而连续变形可以由空位在外加应力场中作定向运动来实现， 而 空位运动导致原子向相反方向的扩散迁移。图 1-3a） 、b）示意给出了扩散蠕 变的两种类型。（1）晶内扩散模型此扩散又称为Nabarro-Herring 模型。此模型认为，在外加应力作用下， 在横向晶界AB和CD形成空位比向侧向晶界 AEC和BFD形成空位在能量上 更有利，因而横向晶界的空位浓度高，侧向晶界的空位浓度低，导致横向晶界的 空位穿过晶粒内部向纵向晶界流动。由于外力c持续的作用，横向晶界的空位不断流向侧向晶界，而原子则反向流动，结果晶粒被拉长、变窄。理论上由这种 穿过晶体内部扩散的空位流所产生的应变速率为, QcrD!（1-27）d kT式中：A1为常数，？为原子体积，k为波尔茨曼常数，T为热力学温度，d为 晶粒尺寸，D1为晶内扩散系数（又称扩散系数）。1 p D2图1-3扩散蠕变模型a）晶内扩散b）晶界扩散（2）晶界扩散模型此类扩散又称Coble模型。研究表明，在晶界附近形成的空位自由能和空 位在该处运动的激活能明显比晶粒内部低，因此应该考虑空位和原子在晶粒边界附近沿相反的方向运动（图1-3b）。理论上这种扩散所产生的应变速率为A2r D2(1-28)d kT式中：A2为常数，3为晶界的有效宽度，D2为晶界的扩散系数，其他符号同前一般情况下，这两种扩散过程都存在，因此，总的蠕变速率可写作：AidkTA?D2 Ai Di dDi(1-29)式(1-29)表明，当其他条件相同时，细晶粒的d值比粗晶粒大得多。因此，在细晶材料的超塑性变形中晶界扩散所起的作用比较大。在大多数情况下，按式(1-27)(1-29)的应变速率比实验值低，但也有一致 的时候，因而可以认为扩散蠕变在超塑性变形中起了一定的作用。上述理论的最大困难在于按此理论 二与！成正比，即m=1，这与实验不符。另一困难是它不 能解释晶粒在变形过程中的等轴性，因为按照这一理论的变形模式，晶粒会被拉 长。因此扩散蠕变理论不能完全说明超塑性变形的基本物理过程，也解释不了其主要力学特征。扩散蠕变调节的晶界滑动机理此理论认为，超塑性变形的主要形式是晶界滑动，但这种滑动是与晶内、晶界扩散同时发生或协调进行的，因而其应变速率受扩散蠕变过程所调节或控制。 这一理论的两种主要模型是：(1)晶界扩散单独调节的晶界滑动模型此理论认为，晶界并不是平滑的，而是存在着大大小小的坎(台阶)。当外力作用时，这些坎分为压缩型的坎(压坎)和张开型的坎(张坎)，如图1-4 所示。在压坎的附近，由于受压，空位浓度大大减少，而在张坎附近，空位浓度 增加。张坎与压坎之间的空位浓度差迫使空位从张坎沿着晶界向压坎扩散，与此同时发生原子从压坎沿着晶界向张坎扩散流动， 以充填或弥合由晶界滑动在张坎 所造成的空隙，并在压坎让出空间使晶界滑动得以继续进行。和基于这种晶界滑动模型得到的应变速率为：,UssD2(1-30)d LdkT式中，Us为晶界滑动速度，：为系数，d表示晶粒尺寸，L为张坎到压坎的距离。虽然由式(1-30)得到的m=1,与实际不符，但这个模型可以比较直观地了解晶界扩散蠕变控制晶界滑动的一种具体的物理机制图1-4晶粒在有坎的晶界上滑动时原子扩散示意图（2）晶内-晶界扩散共同调节的晶界滑动模型此模型是由和提出的， 如图1-5所示， 一组二维的四个六方晶粒。在拉伸应力 匚作用下，由初态图a过渡到中间态图b， 最后达到终态图c。在此过程中，晶粒之间的相邻关系与晶界取向都发生了变化， 并获得了； = In、3 =0.55真应变（按晶粒中心计算），但晶粒仍保持其等轴性。 从初态图a到终态图c的过程中，包含着一系列由晶内和晶界扩散所控制的晶 界滑动和晶界迁移过程。这个模型的扩散渠道多，路程短，物质的迁移量也少， 因而在二相同时可以获得更大的应变速率。图1-5晶内-晶界扩散蠕变共同调节的晶界滑动模型（Ashby-Verrall模型） 该模型认为在变形过程中，外加应力二所做的功消耗在以下四个不可逆的过 程中： 散过程-包括晶内和晶界扩散过程所消耗的功；界面反应 -空位离开晶界或进入晶界时克服界面热垒所消耗的功；晶界滑动-相邻晶粒沿着晶界滑动时克服晶界粘滞阻力所消耗的功；晶界面积变化-四晶粒群由初态图a变为中 间态图b时，晶界总面积增加，因而界面能增加，需要吸收能量，而由中间态b 变为终态图c时，界面能减少，这时会释放出一部分界面能并被耗散掉了。由 于从图a到图b所需能量只由外加应力提供，因而要求有一个起始应力c 0,或称为应力门槛值，外加应力低于 二时，整个过程就不能启动。所以对扩散过 程起作用的有效应力e=；-匚0。一般来说，界面反应和晶界滑动所消耗的功相 对较小可以忽略，由此可以得到此种晶界滑动模型所产生的应变速率的近似表达 式为100?d2kT0.72丫 d丿3.3 D2dDiDi(1-31)式中，丫为晶界能，而0.72 d则为应力门槛C 0，入是作为高扩散渠道的晶界 厚度，其他符号同前。Ashby-Verrall 模型比较成功的解释了超塑性变形时晶 粒的等轴性， 并且式(1-31)计算的应变速率；与实验数据比较接近，所计算的 应变速率敏感性指数m =1-二0 ：1 ,也比较符合实际。上述模型也有局限性，它只适用下 S形曲线I区和U区的前半部分。其原 因是该模型没有反映出m峰值以后另一种控制晶界滑动的物理机制一位错运动 在超塑性变形中的作用。位错运动调节的晶界滑动机理D Mclea n在研究一些金属蠕变过程时，发现晶界滑动与由位错运动引起的 晶内滑移之间存在一定的关系，即沿应力方向晶界的平均滑动距离p与晶内滑移产生的伸长应变&之间存在着比例关系p二d_,；,理论分析和实验都证明比例 系数d1就是亚晶粒尺寸。此外，曾用平行于晶界的位错攀移解释 蠕变过程中的晶界滑动，也得到与Mclean 致的结果。但他们所得到的晶界滑 动量太小，不足以解释超塑性变形中观察到的晶界滑动量。在位错运动调节晶界滑动的理论模型中，较为著名的是Ball-Hutchison 模 型，该模型以图1-6所示的几个晶粒作为一个组态来考虑。图1-6位错调节的晶界滑动(Ball-Hutchison 模型)在滑动晶界的顶端存在着起障碍作用的晶粒，故在该处引起应力集中，并在此障碍晶粒内部产生位错源。位错源发射的位错在障碍晶粒内运动并塞积在对侧 的晶界上。当位错塞积足以阻止新位错继续产生，晶界滑动就会停止。如果塞积群中的领先位错沿晶界攀移到晶界相消点(如三晶粒相交处)，塞积群的反应力就会松弛，晶内位错源又会再发射新位错，使晶界再滑动一小段距离。在高温 下，位错攀移会不断进行，因而由这种机制所产生的晶界滑动也会不断发生。此种晶界滑动机制所产生的应变速率，由位错晶界攀移至相消点的速度所控制 Mukherjee对此模型作了改进，他认为晶粒并不以晶粒群形式滑移，并认为由于 晶粒尺寸小，在不太大的外应力下晶内产生位错源的可能性也很小，而晶界上的“坎”在应力集中时同样可以发生位错， 所以晶界是位错源。这样位错塞积群的 塞积长度就与晶粒尺寸d相当，而且他还假设位错攀移的距离数量级也是d。由位错理论可以导出晶界滑动所产生的应变速率为：2 / 2*=电=迪22)(1-32)d GkT (d 丿由式(1-32)所得到的m=0.5,基本上可以解释S形曲线U区的力学特征， 但对于I区和川区(m0.3)则不适用。此外，由式(1-32)计算出的字一般也比 实验值小很多。超塑性理论经过几十年的探索，虽还没有一个统一完整的理论，但在下面两 个问题的看法基本上趋于一致：1)超塑性变形主要是一种包括晶界滑动和晶界迁移在内的晶界行为，是多种机制综合作用的结果2）在S区曲线的U区，变形以晶界滑动为主，这种晶界滑动既受空位扩散 机制的调节，又受位错运动的调节；随着应变速率的降低（在I、U区之间的过 渡带和I区），空位扩散机 制的作用增强；随着应变速率的提高（在I、U区 的过渡带和川区），空位运动机制的作用增强。1.6超塑性成形/扩散连接组合工艺（简称 SPF/DB在SPF工艺中，首先将钛板置于两分离的半膜中间加热到变形温度。对于Ti 6AI 4V合金而言，变形温度为925C左右。接着，向模具内通入热氩气并 在合适的压力下使板材发生超塑性变形而成形为下模的最终形状。Ti6A 4V合金的典型应变速率为10-110-4S1，在塑性变形程度可超过1000%。此外，通过 扩散过程中产生的局部连接能形成复杂的三维薄板结构。SPF/DB乍为一种单一加工手段，所形成的接头具有高的整体性，因此能使分离薄板的特殊区域冶金结 合成一体。钛材料在空气中短时间内就能形成一层致密的氧化层，从而具有抗蚀性。在高温情况下，该保护层具有向内部扩散倾向，可以把钛的这种特性称为“自清理” 特性。从这一特性可以看出，钛材料具有固态扩散能力。在钛材料的平面连接中， 应用钛材料的平面连接中，应用钛材料的固态扩散特性，可以使连接强度达到母 材的水平。如果裸露的钛表面在0.5Tm （50%熔化温度下）左右被压在一起，就会发生 扩散，从而使表面结合到一起。在接触面处，起初少数粗糙点开始接触，在压力 的作用下，这些粗糙点开始变形，晶界逐渐运动扩散，两表面的金属晶粒互相侵 入，重新形成晶界结构，原子与空位扩散，最后不能分辨出原来的晶界面。在SPF成形过程中，必须达到预定温度，并保证较小的温度误差，多数情况 下参考值的一（12）%。薄板经过短时间的保温以及压力机支撑下将成型装置进行 气密性封装后，其成形压力提高。这时需进行适当的压力控制，根据零件的几何 形状，确定零件的变形周期。在零件的关键位置处，根据经验公式d I二d ； / dt；变形程度，；为流动速率，t为变形时间。采用这个公式，在已知或估计 ；和:; 时，可以计算出关键部位的变形时间。组合工艺的基础和基本内容构成组合工艺的基本内容，其一是超塑性成形；其二是扩散连接。钣金的扩散连接1. 定义钣金的扩散连接，是指板料在高温下受压，使两层或两层以上的金属板材表 面发生局部 变形，接触面紧贴，从而产生原子间相互扩散形成固态结合。2. 主要工艺影响因素外在因素是温度、压力和时间；内在因素是材料（含中间层）和连接件表面 状态等。（1）温度通常扩散连接的温度的选择范围为，TDB=（0.50.7）Tm式中Tdb材料扩散连接温度Tm 材料熔点绝对温度在一般情况下，扩散连接接合强度随着温度的升高而增加，但当其他条件不 变时，提高温度只能在一定范围内有效， 由于温度过高将引起材料冶金特征的变 化反而会降低接头质量。图 1.1 表示纯钛连接接头在不同压力情况下，随着温度的升高，接头强度变 化关系。（2）压力和时间压力和时间的主要作用是使连接表面产生微观塑性流变，达到足以使连接面原子间距离缩短到（15）x 10-6cm,而产生稳定的原子键。一般压力与时间成 反比关系，而且与上述温度也有密切关系。压力推荐范围为12MPa,保压时间为 2090 分钟。Ti-5Al-2.5Sn 的相对延伸率和冲击韧性与扩散连接时间关系见图1.2 和图 1.3.从提高生产率的角度来看， 连接时间应越短越好， 要缩短时间必须相应地提高温 度和压力。（ 3） 材质和表面状态材料晶粒度对扩散连接的影响见图 1.4连接件的表面应洁净，可采用诸如酸洗、真空烘烤、辉光放电清洗、超声波 净化或化学溶剂等方法进行去除氧化膜、有机物和油腻等污染层。3 扩散连接的方法(1) 同类材料无中间层的扩散连接 目前钛合金组合工艺常用这种方法。在保证上述影响因素下，一般所需压力 较大，并要求较高的表面质量。几种常用的同类材料扩散连接技术的工艺条件见表 1.1(2) 加中间层的扩散连接 具有降低连接表面制备要求、降低连接温度与压力等特性，可扩大连接范围 (异种金属、 非金属等的连接)，为更好的实现组合工艺提供更广泛的工艺基础。中间层材料对基体材料应具备下列性能，a 含有易向基体金属扩散或降低中间扩散层熔点的元素，如硼、铍、硅等。b 塑性好，易变形，热膨胀系数与基体材料相近。c 对基体材料无不良影响几种材料加中间层的扩散连接条件见表 1.2(3) 过度液相(简称TLP )扩散连接这种技术兼具固态扩散连接和钎焊的优点，与扩散连接的区别是不需要很高 的表面制备质量和大的压力， 一般零件本身重量即可； 与钎焊不同的是所用中间 层生成的一体比钎焊时少， 在保温扩散中等温凝固， 接头无铸态组织， 所用中间 层的成分大都与基体相似，但含有如 Be、Li、 B、 Si、Mn、Ti 和 Nb 等降低熔点 的元素，其厚度在0.030.1mm之间。图1.5为过渡液相真空扩散连接过程图(a)为将成形过渡液相的中间层材料夹在两连接表面间。图(b)表示在工件上施加(00.07X 106N/卅)很小的压力，并迅速加热工件， 使中间层材料熔化，形成一薄层液相。图(c)为中间层材料完全熔化充满整个间隙后， 在温度保持恒定下，通过液一 固相间的扩散，组成新的金属合金而逐渐凝固。图(d)为获得成分和组织都很均匀，性能与基体一样的结合面，需在等温凝固 后，继续进行(或在冷却后再行加热，分成几个阶段去进行)均匀化扩散处理， 处理时的加热温度可根据需要来选择，只要不使接合面重新融化即可。1.6.2 组合工艺的条件由于钛合金(尤其 Ti-6Al-4V )超塑性成形与扩散连接所要求的主要的工艺条件具有极大相似性， 这就构成二者可组合的工艺基础 （主要指无中间层的扩散 连接而言），可实现在一次热循环过程中实现超塑性成形及扩散连接的目的，从 而可制成利用普通方法难以胜任的复杂整体高效结构件，这种技术即称之为SPF/DB组合工艺。但对于铝合金及铝 - 锂合金等，由于表面形成一层相当牢固的氧化膜，对无中间层的扩散连接十分不利，故目前这类材料的 SPF/DB组合尚处于探索阶段。1.2 组合工艺结构基本形式组合工艺的结构形式和特点见表 1.31.3 组合工艺方法和规范各类结构形式的工艺方法和工艺规范见表 1.4 。以钛合金 Ti-6Al-4V 的结构 件为例，其中工艺方法为典型范例， 工艺参数值仅供参考， 不一定是唯一的或最 佳的。1.4 组合工艺的温度、压力、时间（即 TPt ）曲线1.5 构件质量检验的技术要求和检验内容Ti-6AI-4V 钛合金SPF/DB勾件质量技术要求和检验内容见表 1.5第二章超塑及扩散连接成型成型方案如图2.1所给出的三种不同结构，以及相应的零件模型。“三层薄板结构” 特别适合于制备薄板夹层零件，该零件表面的板比中心腹板后，这种设计可使沿 腹板方向表现出很高的刚度，可以应用在受力较大的耐火涡轮发动机隔热板、整 体废气管和涡轮叶片上。第三章超塑及扩散连接成型工艺设计3.1零件的壁厚的结构工艺性设计该零件主要应用超塑性成形，超塑性成形零件壁厚必然变薄，为了满足 零件的强度要求，避免成形后的零件出现严重的壁厚不均的现象， 必须进行零件 的结构设计。下面对零件图进行分析。如图3.1所示，为要加工零件的三维模型。从零件图3.1的三维图形可以看出零件的结构，该零件为三层板的超塑性 /扩散连接，上下两 表面分别为曲面，零件的边缘由扩散连接连接在一起。 上表面有突出部分，在与下表面和中间腹板的连接部分为不规则曲面，零件有过度圆角，并且具有一定的斜度。中间夹层为梯形腹板，分别与上下表面连接，如果采用超塑性成形工艺， 中间夹层是由平板经过超塑性变形， 形成的结构。由内部结构可以看出，在设计 结构时，腹板有些部位需要与上下钛板连接，有些部位不需要连接。在需要连接的部位可以让钛板表面直接接触，而不需要连接的部位需要隔离材料，避免在高 压下发生连接。通过比较三层钛板可以看出，上下两层板的变形较小，中间板的变形较大， 在确定板厚时就必须保证三层板的板厚。如果选择不当，像中间板选薄了，则在变形过程中，可能出现拉破，太薄等现象。这势必会影响零件的强度。除此之外， 零件上下表面需要有较高的光洁度，这就需要模具的内腔要很光滑。应用超速性成形工艺生产该零件，压力、温度是很重要的因素，必须严格控 制温度、压力。温度如果选得过低，达不到钛板超塑性成形温度，则钛板不能达 到塑性变形条件，其延伸率达不到超速性变形的要求，即便在很大的压力作用下 也很难实现扩散连接，无法成形。再由上述超塑性变形的力学特性， 超塑性变形 温度，应变速率和流动压力，其中变形温度与应变速率是影响金属超塑性变形的 主要力学因素。如果温度过高，将引起钛合金本身材料冶金特征的变化反而会降 低接头质量。零件的结构设计参数根据零件结构，采用凹模成形法。根据航空制造工程手册一飞机钣金工 艺(662页)的要求，凹模成形法零件的最大平面尺寸为 2400X 1200mm该零件 的尺寸为284.46 x 330mm符合要求。钛板的厚度选择为 1.6mm极限深度比为：2h/(L+W)=2 x 12/ (305+257.365) =0.0430.4max最小圆角半径：tp =-tFkP Fb其中t 板厚tp 平均厚度Ft 零件平均面积Fb 零件表面积七卩6 0.35 0.257 -I*0.081从图3.2可以看出，零件的上表面与下表面连接部分有两个过度圆角，由图,设上圆角为Ri,下圆角为R。图3.2由经验公式： R =R2 =5tp =5 1.548 = 7.74mm，三层夹层板类构件，外蒙皮易出现沟槽等缺陷，应合理设计板厚搭配关系， 外蒙皮可整体加厚。3.2成形的工艺参数和成形方法成形的工艺参数工艺参数，主要包括成形温度、应变速率、成形压力和保压时间等。1、温度Ti 6AI 4V的成形温度为900930C2、应变速率应变速率应在S形曲线上最大斜率（即m值）所对应的：;点附近选取。对Ti 6Al 4V的应变速率一般推荐范围为 10-410-3 （S-1）。3、压力和时间成形压力和成形时间是两个互为关联的可变工艺参数。压力大则时间短，压力小则时间长。为保证材料在最佳应变速率（即m值最大处的应变速率）下或该 点附近成形，通常在加载过程中，要对压力和时间进行动态控制。 控制的方式一 般有两种，一种是按最佳压力一时间曲线，此曲线使应变速率保持在最佳值， 在 以连续的加载方式，通过微机进行控制。另一种是最佳压力一时间曲线，设计一 组折线，然后按此组折现以分段加载的方式，进行控制。下面求解最佳应力一时间曲线方程和各段成形时间。最佳压力一时间曲线方程:第一阶段2aSoKp73右 +h2）/2hsin，2ah/（a2 h2）a2 h2s2aha2 h2式中p 压力（MPa t 时间（min）” 、卜、 1；e 最佳等效应变速率（min-）K,m材料参数成形时间+ 2 | “ -2日） 匕In3h 2cos，第二阶段4Scos2 日Ki；. tP =exp I（百1）g e辰（兀2B ）2 P式中一逐一1理-2-成形时间t2二于In a73霍c（1+si n）第三阶