引言
鈦合金因其輕質(zhì)、無(wú)磁性、高屈強(qiáng)比、耐腐蝕等特點(diǎn)[1]，在航空、航天、船舶、醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域得到廣泛的應(yīng)用[2,3]。然而，由于其變形抗力大、易回彈，在室溫下難以成形，一度限制了鈦合金的應(yīng)用[4,5]。1968 年 Johnson 等發(fā)現(xiàn)鈦合金在接近相變點(diǎn)溫度下可實(shí)現(xiàn) 600%延伸率的超塑性[6]，自此，鈦合金超塑性成形廣受關(guān)注并得到了飛速發(fā)展，在航空航天領(lǐng)域，由超塑成形制備出的壓力容器、蒙皮、進(jìn)氣道、多層舵翼等部件均得到廣泛應(yīng)用。
為實(shí)現(xiàn)鈦合金超塑性成形，常利用材料細(xì)晶超塑性的特點(diǎn)。為了提升 TC4 鈦合金的超塑性，降低超塑成形溫度，許多學(xué)者將目光放在初始板材的細(xì)晶化研究上。厚度 1mm 以下 TC4 超細(xì)晶板材的晶粒度可達(dá) 0.4μm 以下，超塑成形溫度可降低至 800℃以下[8-10]。然而，在工程應(yīng)用上，1.5m 大尺寸超細(xì)晶板材的制備極為困難，且考慮到半球形零件超塑成形壁厚的減薄，初始板材通常采用厚度在6~12mm 的厚板，晶粒尺寸在 6~14μm 之間，因此依舊采用常規(guī)高溫（900~920℃）成形工藝參數(shù)[11]。
在表面張力貯箱殼體結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)上，為了保證接口剛度、或者安裝液相/氣相隔板，往往需要在球殼腰部?jī)?nèi)表面設(shè)計(jì)環(huán)筋增厚，因此需要在超塑成形時(shí)采取壁厚控制技術(shù)。常用的壁厚控制技術(shù)為正反向超塑成形通過(guò)反向成形將原本較厚區(qū)域預(yù)減薄來(lái)實(shí)現(xiàn)壁厚控制[12]。該工藝方法雖然在壁厚控制上有顯著效果，但由于增加了反脹步驟，整體成形時(shí)間大幅增加，導(dǎo)致原始半球殼體顯微組織球化現(xiàn)象顯著[13]，動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的作用導(dǎo)致位錯(cuò)湮滅，位錯(cuò)密度顯著降低，位錯(cuò)強(qiáng)化效果減弱[14]，成形后球形本體性能下降嚴(yán)重[15]。因此，針對(duì)表面張力貯箱在設(shè)計(jì)上對(duì)性能提出的較高指標(biāo)要求，本文采用了沖壓輔助超塑成形法，使用帶有沖頭結(jié)構(gòu)的上模，合模過(guò)程即對(duì)板材進(jìn)行了預(yù)成形。該工藝在改善成形后半球壁厚分布的同時(shí)，大幅減少熱過(guò)程時(shí)間，降低了成形后半球的性能損失。
1、設(shè)備及半球結(jié)構(gòu)特點(diǎn)
半球的超塑成形使用法國(guó) ACB 公司生產(chǎn)的FSP-800 熱成形設(shè)備，設(shè)備最大壓力 800T，最高成形溫度 1000℃，最大氣壓 40bar。
表面張力貯箱半球殼體結(jié)構(gòu)如圖 1 所示。殼體直徑 1000mm，主體壁厚 1mm，距離球頂 200mm 處有一圈加強(qiáng)環(huán)筋，最大厚度為 4mm，球頂厚度為2mm。
2、模擬仿真
2.1 單向脹形模擬分析
本文采用 MSC.Marc 有限元數(shù)值模擬軟件對(duì)成形過(guò)程進(jìn)行數(shù)值模擬分析。針對(duì)超塑成形過(guò)程，選用 PowerLaw 本構(gòu)模型[15]：
式中，σy 為屈服應(yīng)力；ε 為等效應(yīng)變速率，B、n 為材料參數(shù)。其中，n 為應(yīng)變速率敏感性指數(shù)，可表示為
式（1）即為 1964 年美國(guó)學(xué)者 Backofen 提出的本構(gòu)模型。本文所用 TC4 板材參數(shù)如表 1 所示：
表 1 TC4 板材數(shù)值模擬參數(shù)
| 板材厚度 (mm) | 平均晶粒尺寸 (μm) | B | n | 摩擦系數(shù) |
| 10 | 12 | 1030 | 0.48 | 0.2 |
模擬過(guò)程板料采用四邊形殼單元，接觸本體模型為位移主導(dǎo)的雙線(xiàn)性庫(kù)倫模型。在超塑成形過(guò)程中，根據(jù)體積不變?cè)瓌t，板料在成形至半球時(shí)表面積的增加完全依靠壁厚減薄實(shí)現(xiàn)[16]。因此單向脹形工藝成形的半球球頂和開(kāi)口壁厚分布差異將十分顯著，最大壁厚減薄率可達(dá)到 72%，球頂厚度僅有2.8mm，環(huán)筋增厚區(qū)壁厚為 3.7mm，無(wú)法滿(mǎn)足厚度要求（如圖 2）。
2.2 正反向成形模擬分析
為了改善超塑成形后零件的壁厚分布，最為常用的是正反向成形。該方法通過(guò)反脹預(yù)成形，將零件無(wú)壁厚增厚要求部位預(yù)先拉伸減薄，再進(jìn)行正脹完成最終成形，實(shí)現(xiàn)壁厚分布精確控制。
圖 3 所示即為正反向成形后壁厚分布改善情況，可以看出，采用正反向成形可以有效改善半球成形后的壁厚分布，其最薄處在腰部靠近開(kāi)口處，厚度為 3.3mm，球頂厚度達(dá)到 5.51mm，環(huán)筋增厚都區(qū)壁厚為 5.32mm，關(guān)鍵位置厚度均能滿(mǎn)足要求。該工藝下的時(shí)間-壓力曲線(xiàn)如圖 4 所示。總成形時(shí)間為12800s，反脹最大壓力 3MPa，正脹最大壓力 0.8MPa。
正反向成形的核心在于反脹型面的設(shè)計(jì)，反脹預(yù)成形的區(qū)域在正脹過(guò)程中壁厚薄，變形抗力小，將導(dǎo)致進(jìn)一步拉伸減薄，且減薄區(qū)域會(huì)增大，易對(duì)成形后半球壁厚分布造成影響[19]。反脹型面變形區(qū)域小，曲率大，成形所需壓力則會(huì)顯著增大，對(duì)模具強(qiáng)度設(shè)計(jì)提出了更高要求。另外，由于成形過(guò)程加入反脹預(yù)成形，半球的熱過(guò)程增加，將直接影響到最終產(chǎn)品的力學(xué)性能[18]。
2.3 沖壓輔助超塑成形模擬分析
為了實(shí)現(xiàn)壁厚精確控制的同時(shí)保證成形后半球殼體的力學(xué)性能，本文采用了沖壓輔助超塑成形法。該方法在模具與板料預(yù)熱完成后，上模具隨平臺(tái)向下移動(dòng)進(jìn)行合模。由于上模具帶橢圓形壓頭，在下移過(guò)程中將對(duì)板料進(jìn)行預(yù)成形。該過(guò)程板料為自由狀態(tài)，板料與模具之間涂覆有 BN 陶瓷潤(rùn)滑劑，可隨著成形過(guò)程自由滑動(dòng)，可使邊緣處的板料有效填充到中間變形區(qū)域，減少了因表面積增加導(dǎo)致的局部壁厚減薄。當(dāng)用 MSC.Marc 有限元模擬仿真計(jì)算時(shí)，該過(guò)程應(yīng)選擇簡(jiǎn)單彈塑性小應(yīng)變本構(gòu)模型[17]，即 HookLaw：
材料參數(shù)及工藝參數(shù)見(jiàn)表 2。
表 2 沖壓成形材料參數(shù)
| 板材厚度 (mm) | 楊氏模量 (MPa) | 泊松比 | 成形速率 (mm/s) |
| 10 | 1030 | 0.48 | 1 |
由于該預(yù)成形過(guò)程在恒溫下進(jìn)行，且合模之后立即開(kāi)始超塑成形過(guò)程，因此不需要考慮加工硬化和回彈。沖壓預(yù)成形模擬結(jié)果如圖 5 所示。
在沖壓預(yù)成形時(shí)，由于板料較薄，邊緣處會(huì)在成形過(guò)程中發(fā)生褶皺，通過(guò)調(diào)整預(yù)成形深度，可控制褶皺，保證上下模具合模后板料平整無(wú)折疊，從而實(shí)現(xiàn)超塑成形過(guò)程的有效密封。通過(guò)數(shù)值模擬不同深度情況下褶皺產(chǎn)生的情況和應(yīng)力分布情況，可以得知，當(dāng)沖壓預(yù)成形深度為半球殼體直徑的24%時(shí)，可以實(shí)現(xiàn)預(yù)成形深度與最大應(yīng)力的合理匹配，從計(jì)算結(jié)果可以看出，沖壓預(yù)成型結(jié)束后邊緣雖然發(fā)生一定翹曲，但并未形成網(wǎng)格畸變，合模后也沒(méi)有發(fā)生褶皺等缺陷。在預(yù)成形時(shí)，成形溫度為780℃，該溫度下位錯(cuò)滑移驅(qū)動(dòng)力較小，晶界遷移困難，晶粒尺寸不發(fā)生變化。且該過(guò)程時(shí)間短，合模過(guò)程僅320s，與正反向成形相比大大提高了預(yù)成形效率。
超塑成形過(guò)程仍然選用公式（2）作為本構(gòu)模型，上下模具合模后，待模具和板料溫度達(dá)到工藝要求溫度后直接開(kāi)始進(jìn)行超塑成形。成形結(jié)果如圖 6 所示。球頂最薄處厚度為 5.13mm，環(huán)筋增厚區(qū)厚度為6.04mm.
從圖7中可以看出，沖壓輔助超塑成形后半球的壁厚分布規(guī)律與單向脹形壁厚分布規(guī)律一致，均為赤道處厚而球頂處薄，但減薄率得到顯著改善。半球整體壁厚差異減小；與正反脹成形相比，半球球頂和環(huán)筋增厚區(qū)兩處關(guān)鍵位置的壁厚有了進(jìn)一步改善，尤其是環(huán)筋增厚區(qū)厚度從5.32mm增加到6.04mm，厚度的增加可以有效包絡(luò)因成形過(guò)程的參數(shù)波動(dòng)而導(dǎo)致的半球厚度波動(dòng)和型面圓度跳動(dòng)，提升產(chǎn)品合格率。
如圖8所示，超塑成形過(guò)程的時(shí)間-壓力參數(shù)曲線(xiàn)如圖8所示。成形總時(shí)長(zhǎng)3200s，最大成形壓力 0.6MPa。與正反向成形相比，成形時(shí)間顯著縮短（圖4）。
3、成形結(jié)果分析
試驗(yàn)采用寶雞鈦業(yè)股份有限公司提供的 10mm厚 TC4 鈦合金板材，化學(xué)成分如表 3 所示，平均晶粒尺寸為 13μm。模具型面和成形工藝參數(shù)由數(shù)值模擬模型確定。
表 3 TC4 板材化學(xué)成分 (%)
| 化學(xué)元素 | Al | V | Fe | C | H | O |
| 含量 | 5.8 | 4.2 | 0.02 | 0.01 | 0.002 | 0.12 |
成形后壁厚分布如圖 9 所示，可以看出，沖壓輔助超塑成形壁厚分布與數(shù)值模擬結(jié)果基本一致。但在沖壓過(guò)程中，板料及模具均涂覆 BN 止焊潤(rùn)滑劑，均勻性無(wú)法保證一致，導(dǎo)致板料與模具接觸各部位摩擦系數(shù)不同，模具合模后各處減薄量有所偏差。而局部偏薄的區(qū)域在超塑成形階段由于變形抗力小，成形后出現(xiàn)區(qū)域壁厚波動(dòng)現(xiàn)象。從統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)可知，半球環(huán)筋增厚區(qū)壁厚波動(dòng)為-0.7~+0.7mm，波動(dòng)最小值仍可滿(mǎn)足后續(xù)加工所需壁厚要求。
對(duì)成形后半球毛坯進(jìn)行剖切取樣，與原材料進(jìn)行對(duì)比分析，研究熱成形過(guò)程以及不同變形量對(duì)半球顯微組織的影響規(guī)律，結(jié)果如圖 10 所示。由圖10a 可以看出，所用原始 TC4 板材主要由等軸和片層α相以及少量片層β相組成，其具有明顯的α+β兩相組織結(jié)構(gòu)特征。圖 10b~10d 表明，熱成形過(guò)程在不同程度上引起了片層α相和β相的球化及粗化現(xiàn)象。隨著變形量的增加，α相片層和β相片層的粗化現(xiàn)象更為顯著，且α相的球化過(guò)程更為明顯。與未變形區(qū)域球口處顯微組織相比（圖10b），變形量最大區(qū)域球頂處顯微組織體現(xiàn)出最為顯著的等軸組織特征。根據(jù) Mikhaylovskaya 等人的觀點(diǎn)，在熱成形過(guò)程中，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶引起片層α相和β相相互鍥入片層晶界并最終導(dǎo)致原始組織中大片層解體為小片層以及小片層的球化組織。隨著后續(xù)熱過(guò)程的持續(xù)進(jìn)行，新形成的小片層組織以及小片層球化組織具有明顯的晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象，且該過(guò)程隨著變形量的增加而更為顯著，最終形成了圖10d 中明顯的等軸組織特征。
采用EBSD對(duì)變形量最大的球頂處顯微組織進(jìn)行表征，如圖11所示。圖11a測(cè)試結(jié)果表明，顯微組織的球化過(guò)程一方面使得α基體呈現(xiàn)出明顯的等軸組織特征，另一方面使得β相作為沿晶相均勻分布在α基體中。由圖11b可以看出，α基體的晶粒尺寸具有明顯的正態(tài)分布趨勢(shì)，其平均晶粒尺寸為13.3μm，表明熱成形后的顯微組織仍保留原始的的細(xì)晶組織特征，可以保證球體本體優(yōu)異的力學(xué)性能。
此外，如圖11c和11d中的反極圖分布圖表明，充分的熱過(guò)程導(dǎo)致球體本體中α相和β相均體現(xiàn)出明顯的晶體學(xué)各向同性分布特征，無(wú)顯著織構(gòu)或擇優(yōu)取向分布，可以保證力學(xué)性能的各項(xiàng)均勻性，有助于貯箱在服役過(guò)程中受力均勻，避免局部應(yīng)力集中。
力學(xué)性能檢測(cè)結(jié)果如圖12所示。對(duì)比分析表明，超塑成形熱過(guò)程會(huì)直接導(dǎo)致成形后半球殼體抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度下降。且成形時(shí)間越長(zhǎng)，強(qiáng)度損失越明顯。沖壓輔助超塑成形相較于單向超塑成形而言，熱過(guò)程時(shí)間相近，力學(xué)性能也基本處在同一水平。而正反向成形法的熱過(guò)程時(shí)間顯著長(zhǎng)于沖壓輔助成形法，其較長(zhǎng)時(shí)間的成形熱過(guò)程存在明顯的動(dòng)態(tài)回復(fù)和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，導(dǎo)致原始板材中的塞積位錯(cuò)移動(dòng)能力提升，并在動(dòng)態(tài)再結(jié)晶過(guò)程中產(chǎn)生湮滅，最終降低位錯(cuò)強(qiáng)化效果，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度的明顯下降[20,21]。
基于上述分析可以看出，沖壓輔助成形法在有效改善半球殼體壁厚分布的同時(shí)，大幅縮短了熱過(guò)程時(shí)間，減少了成形后的性能損失，保證了最終貯箱的可靠性。目前，采用該工藝成功研制出Ti-6Al4V鈦合金半球殼體（如圖13所示），經(jīng)裝配焊接后制成的表面張力貯箱已成功服役于某行星探測(cè)器上。
4、結(jié)論
(1)基于PowerLaw本構(gòu)模型，采用MSCMarc有限元模擬軟件對(duì)沖壓輔助超塑成形過(guò)程進(jìn)行模擬分析，并與普通單向超塑成形和正反向超塑成形工藝進(jìn)行對(duì)比。結(jié)果表明，沖壓輔助超塑成形法在改善成形后半球壁厚分布的同時(shí)，顯著縮短了熱過(guò)程時(shí)間。
(2)對(duì)成形后半球剖切取樣并采用OM、EBSD進(jìn)行組織分析。熱成形過(guò)程中，變形量的增加引起了α相和β相片層的球化及粗化現(xiàn)象，α相的球化過(guò)程更為明顯。充分的熱過(guò)程導(dǎo)致球體本體中α相和β相均體現(xiàn)出明顯的晶體學(xué)各向異性分布特征，保證了力學(xué)性能的各項(xiàng)均勻性。
(3)沖壓輔助超塑成形工藝熱過(guò)程時(shí)間短，成形后平均晶粒尺寸長(zhǎng)大不明顯，延伸率與初始板材基本持平，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度有略微下降，完全能夠滿(mǎn)足設(shè)計(jì)指標(biāo)要求。
參考文獻(xiàn)
[1] 張緒虎，等. 鈦合金在航天飛行器上的應(yīng)用和發(fā)展[J]. 中國(guó)材料進(jìn)展，2011，30(6): 28-32.
Zhang Xu-hu, et al. Application and Development of Titanium Alloys for Aircrafts[J]. Materials China, (2011), 030 (006): 28-32. （in Chinese）
[2] 張立武，等. 鈦合金精密熱成形技術(shù)在航空航天的應(yīng)用進(jìn)展[J]. 航空制造技術(shù)，2015，(19):14-17.
Zhang Li-wu, et al. Application Process of Titanium Alloy Precision Thermo-Forming Technology in Aerospace[J]. Aeronautical manufacturing Technology, (2015)，(19):14-17. （in Chinese）
[3] 劉明剛，等. SP-700 鈦合金超速性能及雙層結(jié)構(gòu) SPF/DB工藝研究[J]. 兵器材料科學(xué)與工程，2024 年 9 月第 47卷第 5 期
Liu Minggang, et al. Study on superplastic energy and double-layer SPF/DB process of SP-700 titanium alloy[J]. Ordnance material science and engineering, Sep (2024), Vol 47, No. 5. （in Chinese）
[4] 孫維麒, 等. Ti60 鈦合金高溫氧化行為及其對(duì)超速性能的影響[J]. 塑性工程學(xué)報(bào)，2025 年 8 月第 32 卷第 8 期.
Sun Weiqi, et al. High temperature oxidation behavior of Ti60 titanium alloy and its influence on superplasticity properties[J]. Journal of plasticity Engineering. Aug (2025), Vol 32, No. 8. （in Chinese）
[5] 張寧,等. Ti65 鈦合金的超塑變形和微觀組織演變[J]. 材料研究學(xué)報(bào)，2025 年 7 月，第 39 卷第 7 期.
Zhang Ning, et al. Superplastical Deformation Behavior and Microstructure Evolution of Ti65 Ti-alloy[J]. Chinese Journal of Materials Research. Jul (2025), Vol. 39, No. 7 （in Chinese）
[6] 洪權(quán),等. 鈦合金成形技術(shù)與應(yīng)用[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展，2022年 10 月，第 39 卷第 5 期
Hong Quan, et al. Forming Technique and Application of Titanium Alloy[J]. Titanium Industry Progress. Oct. (2022), Vol. 39, No. 5 （in Chinese）
[7] Xu, M., Wei, R., Li, C., Kurniawan, R., Chen, J., & Ko, T. J. Comprehensive study on the cutting force modeling and machinability of high frequency electrical discharge assisted milling process using a novel tool[J]. International Journal of Precision Engineering and ManufacturingGreen Technology, (2023). 10, 381–408.
[8] Wu, Y., Lu, Y., Duan, Y., Zhou, X., Peng, M., Wang, X., & Zheng, S. Microstructure and wear properties of powderpack borided Ti-5Al-2.5Sn alloy[J]. Journal of Materials Research and Technology, (2023), 4032–4043.
[9] H. Q. Dai. Et al. Low-Temperature Superplastic Deformation Behavior of Bimodal Microstructure of Friction Stir Processed Ti-6Al-4V Alloy[J]. Acta Metallurgica Sinica (English Letters) (2025) 38:1559–1569
[10] ZHANG Qianwen. et al. Superplastic Tension Behavior of Dissimilar TC4/SP700 Laminate through Diffusion Bonding[J]. Acta Metallurgica Sinica. (2024) Volume 37, pages 353–363.
[11] Hamed Mirzadeh. High strain rate superplasticity via friction stir processing (FSP): A review[J]. Materials Science and Engineering: A. Volume 819, 5 July 2021, 141499
[12] C.L. Jia. et al. Static spheroidization and its effect on superplasticity of fine lamellae in nugget of a friction stir welded Ti-6Al-4V joint[J]. Journal of Materials Science & Technology. Volume 119, 20 August 2022, Pages 1-10
[13] LUO Xicai. et al. Achieving Superior Superplasticity in a Mg-6Al-Zn Plate via Multi-pass Submerged Friction Stir Processing[J]. Acta Metallurgica Sinica. (2022) Volume 35, pages 757-762.
[14] YANG Junzhou. et al. Mechanism of continuous dynamic recrystallization of Ti-6Al-4V alloy during superplastic forming with sub-grain rotation[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China. Volume 33, Issue 3, March 2023, Pages 777-788
[15] HAN Wenbo, ZHANG Kaifeng, WANG Guofeng, 2007. Superplastic foeming and diffusion bonding for honeycomb structure of Ti-6Al-4V alloy. J. Mater. Process. Technol. 183: 450-454
[16] A.V. Mikhaylovskaya, A.O. Mosleh, A.D. Kotov, J.S. Kwame, T. Pourcelot, I.S. Golovin, V.K. Portnoy. Superplastic deformation behaviour and microstructure evolution of near-α Ti-Al-Mn alloy. J. Materials Science & Engineering A 708 (2017) 469–477.
[17] GUO Baoqi. et al. Dynamic transformation during the high temperature deformation of titanium alloys[J]. Journal of Alloys and Compounds. Volume 884, 5 December 2021, 161179.
[18] WU Yong. et al. A physically based constitutive model of Ti-6Al-4V and application in the SPF/DB process for a pyramid lattice sandwich panel[J]. Archives of Civil and Mechanical Engineering, 21 (2021), pp. 1-17
[19] Wang, K. et al. Dislocation Slip and Crack Nucleation Mechanism in Dual-Phase Microstructure of Titanium Alloys: A Review. Acta Metall. Sin. (Engl. Lett.) 36, 353-365 (2023).
[20] LI Tianle. et al. Microstructure evolution and fatigue crack growth of diffusion bonded Ti-6Al-4V titanium alloy, Journal of Alloys and Compounds, Volume 918, 2022, 165816.
[21] TAO Shimei. et al. Effect of multi-stage heat treatment on
the microstructure and mechanical properties of Ti-6Al4V
alloy deposited by high-power laser melting deposition.
Materials Science and Engineering: A, Volume 895, 2024,
146226.
作者簡(jiǎn)介：
紀(jì)瑋（1985-），男，高級(jí)工程師，博士研究生，研究方向?yàn)樘胤N成形與機(jī)械系統(tǒng)優(yōu)化，Email：13911102596@163.com；
張照煌，男，教授，通訊作者，研究方向?yàn)闄C(jī)械系統(tǒng)優(yōu)化，Email：zh_zhaohuang@163.com；
陸子川，男，高級(jí)工程師，研究方向?yàn)楹教煊猩饘俨牧希珽mail：493030202@qq.com；
微石，男，研究員，研究方向?yàn)楹教煊猩饘俨牧希珽mail：15010320811@163.com
（注，原文標(biāo)題：大尺寸鈦合金薄壁半球貯箱殼體沖壓輔助超塑成形工藝研究）
相關(guān)鏈接
