引言 

鈦合金因其輕質、無磁性、高屈強比、耐腐蝕等特點[1]，在航空、航天、船舶、醫學等領域得到廣泛的應用[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用[4,5]。1968 年 Johnson 等發現鈦合金在接近相變點溫度下可實現 600%延伸率的超塑性[6]，自此，鈦合金超塑性成形廣受關注并得到了飛速發展，在航空航天領域，由超塑成形制備出的壓力容器、蒙皮、進氣道、多層舵翼等部件均得到廣泛應用。

為實現鈦合金超塑性成形，常利用材料細晶超塑性的特點。為了提升 TC4 鈦合金的超塑性，降低超塑成形溫度，許多學者將目光放在初始板材的細晶化研究上。厚度 1mm 以下 TC4 超細晶板材的晶粒度可達 0.4μm 以下，超塑成形溫度可降低至 800℃以下[8-10]。然而，在工程應用上，1.5m 大尺寸超細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，因此依舊采用常規高溫（900~920℃）成形工藝參數[11]。

在表面張力貯箱殼體結構設計上，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內表面設計環筋增厚，因此需要在超塑成形時采取壁厚控制技術。常用的壁厚控制技術為正反向超塑成形通過反向成形將原本較厚區域預減薄來實現壁厚控制[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，整體成形時間大幅增加，導致原始半球殼體顯微組織球化現象顯著[13]，動態回復和動態再結晶的作用導致位錯湮滅，位錯密度顯著降低，位錯強化效果減弱[14]，成形后球形本體性能下降嚴重[15]。因此，針對表面張力貯箱在設計上對性能提出的較高指標要求，本文采用了沖壓輔助超塑成形法，使用帶有沖頭結構的上模，合模過程即對板材進行了預成形。該工藝在改善成形后半球壁厚分布的同時，大幅減少熱過程時間，降低了成形后半球的性能損失。

1、設備及半球結構特點 

半球的超塑成形使用法國 ACB 公司生產的FSP-800 熱成形設備，設備最大壓力 800T，最高成形溫度 1000℃，最大氣壓 40bar。

表面張力貯箱半球殼體結構如圖 1 所示。殼體直徑 1000mm，主體壁厚 1mm，距離球頂 200mm 處有一圈加強環筋，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 有限元數值模擬軟件對成形過程進行數值模擬分析。針對超塑成形過程，選用 PowerLaw 本構模型[15]：

式中，σy 為屈服應力；ε 為等效應變速率，B、n 為材料參數。其中，n 為應變速率敏感性指數，可表示為

式（1）即為 1964 年美國學者 Backofen 提出的本構模型。本文所用 TC4 板材參數如表 1 所示：

表 1 TC4 板材數值模擬參數

模擬過程板料采用四邊形殼單元，接觸本體模型為位移主導的雙線性庫倫模型。在超塑成形過程中，根據體積不變原則，板料在成形至半球時表面積的增加完全依靠壁厚減薄實現[16]。因此單向脹形工藝成形的半球球頂和開口壁厚分布差異將十分顯著，最大壁厚減薄率可達到 72%，球頂厚度僅有2.8mm，環筋增厚區壁厚為 3.7mm，無法滿足厚度要求（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。該方法通過反脹預成形，將零件無壁厚增厚要求部位預先拉伸減薄，再進行正脹完成最終成形，實現壁厚分布精確控制。

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口處，厚度為 3.3mm，球頂厚度達到 5.51mm，環筋增厚都區壁厚為 5.32mm，關鍵位置厚度均能滿足要求。該工藝下的時間-壓力曲線如圖 4 所示?？偝尚螘r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計，反脹預成形的區域在正脹過程中壁厚薄，變形抗力小，將導致進一步拉伸減薄，且減薄區域會增大，易對成形后半球壁厚分布造成影響[19]。反脹型面變形區域小，曲率大，成形所需壓力則會顯著增大，對模具強度設計提出了更高要求。另外，由于成形過程加入反脹預成形，半球的熱過程增加，將直接影響到最終產品的力學性能[18]。

2.3 沖壓輔助超塑成形模擬分析

為了實現壁厚精確控制的同時保證成形后半球殼體的力學性能，本文采用了沖壓輔助超塑成形法。該方法在模具與板料預熱完成后，上模具隨平臺向下移動進行合模。由于上模具帶橢圓形壓頭，在下移過程中將對板料進行預成形。該過程板料為自由狀態，板料與模具之間涂覆有 BN 陶瓷潤滑劑，可隨著成形過程自由滑動，可使邊緣處的板料有效填充到中間變形區域，減少了因表面積增加導致的局部壁厚減薄。當用 MSC.Marc 有限元模擬仿真計算時，該過程應選擇簡單彈塑性小應變本構模型[17]，即 HookLaw：

材料參數及工藝參數見表 2。

表 2 沖壓成形材料參數

由于該預成形過程在恒溫下進行，且合模之后立即開始超塑成形過程，因此不需要考慮加工硬化和回彈。沖壓預成形模擬結果如圖 5 所示。

在沖壓預成形時，由于板料較薄，邊緣處會在成形過程中發生褶皺，通過調整預成形深度，可控制褶皺，保證上下模具合模后板料平整無折疊，從而實現超塑成形過程的有效密封。通過數值模擬不同深度情況下褶皺產生的情況和應力分布情況，可以得知，當沖壓預成形深度為半球殼體直徑的24%時，可以實現預成形深度與最大應力的合理匹配，從計算結果可以看出，沖壓預成型結束后邊緣雖然發生一定翹曲，但并未形成網格畸變，合模后也沒有發生褶皺等缺陷。在預成形時，成形溫度為780℃，該溫度下位錯滑移驅動力較小，晶界遷移困難，晶粒尺寸不發生變化。且該過程時間短，合模過程僅320s，與正反向成形相比大大提高了預成形效率。

超塑成形過程仍然選用公式（2）作為本構模型，上下模具合模后，待模具和板料溫度達到工藝要求溫度后直接開始進行超塑成形。成形結果如圖 6 所示。球頂最薄處厚度為 5.13mm，環筋增厚區厚度為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律與單向脹形壁厚分布規律一致，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，半球球頂和環筋增厚區兩處關鍵位置的壁厚有了進一步改善，尤其是環筋增厚區厚度從5.32mm增加到6.04mm，厚度的增加可以有效包絡因成形過程的參數波動而導致的半球厚度波動和型面圓度跳動，提升產品合格率。

如圖8所示，超塑成形過程的時間-壓力參數曲線如圖8所示。成形總時長3200s，最大成形壓力 0.6MPa。與正反向成形相比，成形時間顯著縮短（圖4）。

3、成形結果分析 

試驗采用寶雞鈦業股份有限公司提供的 10mm厚 TC4 鈦合金板材，化學成分如表 3 所示，平均晶粒尺寸為 13μm。模具型面和成形工藝參數由數值模擬模型確定。

表 3 TC4 板材化學成分 (%)

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值模擬結果基本一致。但在沖壓過程中，板料及模具均涂覆 BN 止焊潤滑劑，均勻性無法保證一致，導致板料與模具接觸各部位摩擦系數不同，模具合模后各處減薄量有所偏差。而局部偏薄的區域在超塑成形階段由于變形抗力小，成形后出現區域壁厚波動現象。從統計數據可知，半球環筋增厚區壁厚波動為-0.7~+0.7mm，波動最小值仍可滿足后續加工所需壁厚要求。

對成形后半球毛坯進行剖切取樣，與原材料進行對比分析，研究熱成形過程以及不同變形量對半球顯微組織的影響規律，結果如圖 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兩相組織結構特征。圖 10b~10d 表明，熱成形過程在不同程度上引起了片層α相和β相的球化及粗化現象。隨著變形量的增加，α相片層和β相片層的粗化現象更為顯著，且α相的球化過程更為明顯。與未變形區域球口處顯微組織相比（圖10b），變形量最大區域球頂處顯微組織體現出最為顯著的等軸組織特征。根據 Mikhaylovskaya 等人的觀點，在熱成形過程中，動態再結晶引起片層α相和β相相互鍥入片層晶界并最終導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。隨著后續熱過程的持續進行，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大現象，且該過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對變形量最大的球頂處顯微組織進行表征，如圖11所示。圖11a測試結果表明，顯微組織的球化過程一方面使得α基體呈現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分布趨勢，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晶組織特征，可以保證球體本體優異的力學性能。

此外，如圖11c和11d中的反極圖分布圖表明，充分的熱過程導致球體本體中α相和β相均體現出明顯的晶體學各向同性分布特征，無顯著織構或擇優取向分布，可以保證力學性能的各項均勻性，有助于貯箱在服役過程中受力均勻，避免局部應力集中。

力學性能檢測結果如圖12所示。對比分析表明，超塑成形熱過程會直接導致成形后半球殼體抗拉強度和屈服強度下降。且成形時間越長，強度損失越明顯。沖壓輔助超塑成形相較于單向超塑成形而言，熱過程時間相近，力學性能也基本處在同一水平。而正反向成形法的熱過程時間顯著長于沖壓輔助成形法，其較長時間的成形熱過程存在明顯的動態回復和動態再結晶，導致原始板材中的塞積位錯移動能力提升，并在動態再結晶過程中產生湮滅，最終降低位錯強化效果，導致抗拉強度和屈服強度的明顯下降[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，大幅縮短了熱過程時間，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器上。 

4、結論 

(1)基于PowerLaw本構模型，采用MSCMarc有限元模擬軟件對沖壓輔助超塑成形過程進行模擬分析，并與普通單向超塑成形和正反向超塑成形工藝進行對比。結果表明，沖壓輔助超塑成形法在改善成形后半球壁厚分布的同時，顯著縮短了熱過程時間。 

(2)對成形后半球剖切取樣并采用OM、EBSD進行組織分析。熱成形過程中，變形量的增加引起了α相和β相片層的球化及粗化現象，α相的球化過程更為明顯。充分的熱過程導致球體本體中α相和β相均體現出明顯的晶體學各向異性分布特征，保證了力學性能的各項均勻性。 

(3)沖壓輔助超塑成形工藝熱過程時間短，成形后平均晶粒尺寸長大不明顯，延伸率與初始板材基本持平，抗拉強度和屈服強度有略微下降，完全能夠滿足設計指標要求。 

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作者簡介： 

紀瑋（1985-），男，高級工程師，博士研究生，研究方向為特種成形與機械系統優化，Email：13911102596@163.com； 

張照煌，男，教授，通訊作者，研究方向為機械系統優化，Email：zh_zhaohuang@163.com； 

陸子川，男，高級工程師，研究方向為航天有色金屬材料，Email：493030202@qq.com； 

微石，男，研究員，研究方向為航天有色金屬材料，Email：15010320811@163.com

（注，原文標題：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）

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