引言

純鈦因具有耐腐蝕性能好、比強(qiáng)度高以及可加工性好等優(yōu)點(diǎn),被廣泛應(yīng)用于汽車、航空航天、軍事和生物工程等領(lǐng)域[1-4]。其中,以α鈦為基的工業(yè)純鈦是一種滑移系較少、對稱性較差的密排六方(Hexagonal Close-Packed,HCP)晶體結(jié)構(gòu)金屬。經(jīng)過軋制形變處理的鈦材在組織結(jié)構(gòu)上會(huì)產(chǎn)生晶體的擇優(yōu)取向即織構(gòu),使得軋制鈦材表現(xiàn)出明顯的平面各向異性。NASIRI-ABARBEKOHH等[5]研究了不同軋制變形量對多晶純鈦力學(xué)性能各向異性的影響,研究結(jié)果表明,中低變形量下純鈦的微觀組織細(xì)化和機(jī)械孿晶對拉伸性能的各向異性行為影響較小,而在高變形量(>50%)下,基面織構(gòu)的分裂分布以及機(jī)械纖維化對力學(xué)性能的各向異性響應(yīng)影響顯著,并且與中低程度變形相比,軋向(Rolling Direction,RD)試樣具有比橫向(Transeverse Direction,TD)試樣更大的強(qiáng)度。迄今為止,針對鈦合金的力學(xué)性能[6-9]、晶粒織構(gòu)[10-12]以及微觀組織形貌[13-17]已經(jīng)開展了大量工作與研究,表明鈦合金構(gòu)件微觀組織的變化對其力學(xué)性能具有顯著影響。

作為一種高性能金屬結(jié)構(gòu)材料,鈦及其合金在服役過程中不可避免地承受壓縮載荷。許峰等[18]研究了純鈦在準(zhǔn)靜態(tài)壓縮條件下的微觀組織及其變形機(jī)制,發(fā)現(xiàn)純鈦在準(zhǔn)靜態(tài)壓縮下的變形機(jī)制在不同的應(yīng)變階段由不同的機(jī)制主導(dǎo),微觀組織演變經(jīng)歷了形變孿晶細(xì)化晶粒、孿晶達(dá)到飽和以及晶粒破碎細(xì)化3個(gè)階段。KIMD等[19]在室溫下對沿RD、TD和法向(Nnomal Drection,ND)的純鈦圓柱試樣進(jìn)行了準(zhǔn)靜態(tài)單軸壓縮試驗(yàn),同時(shí)采用本構(gòu)方法對純鈦的變形特性進(jìn)行了分析,結(jié)果表明不同加載方向的流變應(yīng)力曲線與應(yīng)變硬化率存在明顯差異。陳志永等[20]分別沿?zé)彳圱B2鈦合金板的RD、TD以及板材軋制平面內(nèi)軋向成45°這3個(gè)方向進(jìn)行了壓縮試驗(yàn),并基于微觀晶體塑性變形理論,定性討論了熱軋TB2鈦合金板屈服強(qiáng)度的各向異性,結(jié)果發(fā)現(xiàn)TD方向屈服強(qiáng)度和流變應(yīng)力最大。

目前,對于鈦及鈦合金的研究主要集中在RDTD平面內(nèi)的各向異性壓縮變形[21-24],而對于RDND平面內(nèi)的各向異性壓縮行為少有研究。本文利用萬能材料試驗(yàn)機(jī)對RD-ND平面內(nèi)不同取樣方向的冷軋態(tài)工業(yè)純鈦板TA1進(jìn)行了壓縮試驗(yàn),研究了RD-ND平面內(nèi)TA1純鈦壓縮變形力學(xué)響應(yīng)的各向異性行為和機(jī)制,以期為純鈦板TA1的加工、組織優(yōu)化和應(yīng)用提供參考價(jià)值。

1、試驗(yàn)

試驗(yàn)原材料為30mm厚的TA1退火態(tài)工業(yè)純鈦板,利用二輥軋機(jī)在室溫下以每道次0.3~0.5mm的壓下量軋至7.5mm厚,得到軋制變形量為75%的冷軋TA1純鈦板。用電火花線切割機(jī)切成Φ3mm×3mm的圓柱試樣,圓柱試樣軸向與軋制方向的夾角依次為0°、45°和90°,分別記作RD-0°、RD-45°和RD-90°,如圖1a所示。在室溫下采用萬能材料試驗(yàn)機(jī)對圓柱試樣沿軸向壓縮,如圖1b所示,應(yīng)變速率為1×10-2s^-1。每個(gè)條件重復(fù)測試3次,以確保測量結(jié)果的可重復(fù)性。將試驗(yàn)后的試樣回收,沿軸線將其切開,對樣品進(jìn)行打磨拋光以及腐蝕(Kroll試劑:HF∶HNO₃∶H₂O=3∶6∶91),利用光學(xué)顯微鏡(Optical Microscope,OM)獲得截面的微觀組織形貌,同時(shí)采用高分辨電子背散射衍射Electron Back scatter Diffraction,EBSD)技術(shù)對壓縮后試樣的微觀組織進(jìn)行分析,以充分揭示其組織變化特征和微觀機(jī)理。

2、結(jié)果與討論

2.1軋制后的組織形貌

圖2為75%軋制變形量的TA1板材ND、RD以及TD面的金相組織圖。從圖2可以看出,軋制加工引起晶粒劇烈變形,使得晶粒沿著軋制方向完全拉長成長條狀,這種非均質(zhì)微觀組織主要由滑移系和變形孿生引起的拉長型晶粒組成,稱為機(jī)械纖維化[5]。由于軋制變形量較大,在小角度晶界和變形孿晶的分割下晶界變得模糊不清,同時(shí)產(chǎn)生了許多小角度晶粒和變形晶粒,并且部分變形晶粒發(fā)生了一定程度的細(xì)化,形成細(xì)晶區(qū)。

另外一部分則通過軋制過程中發(fā)生的晶粒破碎而生成亞微米級亞結(jié)構(gòu)顆粒。ND面的晶粒在軋制過程中受到的沿RD方向以及TD方向的拉力不均勻,造成晶粒形變不均勻,由圖2a可看出,ND面的晶粒碎化嚴(yán)重,晶粒沿RD方向拉長程度比TD方向劇烈;由圖2b與圖2c可看出RD面與TD面的晶粒經(jīng)過室溫軋制后呈長條狀,晶粒之間近乎平行且晶界多為平直狀,此外還混有大量的細(xì)小晶粒分布在長條晶界處。因此,經(jīng)過大變形量軋制加工后,TA1工業(yè)純鈦板內(nèi)部組織呈現(xiàn)出各向異性。在進(jìn)行軋制后的TA1工業(yè)純鈦板壓縮試驗(yàn)時(shí),需要考慮不同晶體取向的協(xié)調(diào)變形機(jī)制存在差異,使得不同取向的組織演變和力學(xué)響應(yīng)產(chǎn)生不一致性,從而導(dǎo)致軋制TA1工業(yè)純鈦板在壓縮性能上表現(xiàn)出各向異性。對冷軋TA1純鈦板進(jìn)行電解拋光處理,利用EBSD對TD面進(jìn)行解析,掃描步長為0.7μm,如圖3所示。其中,殘余應(yīng)力較為集中的部位以及尺寸小于掃描步長的晶粒呈現(xiàn)出白色的零分辨率區(qū)域。

當(dāng)塑性變形達(dá)到一定程度時(shí),由于晶粒發(fā)生扭轉(zhuǎn),大部分晶粒的某一位向與變形方向趨于一致,稱為織構(gòu)或擇優(yōu)取向。α純鈦為密排六方結(jié)構(gòu),在室溫下的晶格常數(shù)a=0.295,c=0.468,其軸比c/a=1.587,較理想HCP軸比(1.633)要小,因此,可能發(fā)生的滑移方式包括{0001}基面滑移、{10-10}棱柱面滑移以及{10-11}棱錐面滑移。

在EBSD取向圖中,不同顏色代表不同晶體取向的晶粒。由圖3可知,TA1工業(yè)純鈦板經(jīng)經(jīng)冷軋后形成嚴(yán)重的軋制織構(gòu),大部分晶體c軸由TD向ND偏轉(zhuǎn),其極大密度最高可達(dá)19.9。

2.2壓縮力學(xué)性能

沿RD-0°、RD-45°和RD-90°試樣的壓縮真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線如圖4a所示。由圖可知,不同取向圓柱試樣的塑性變形流動(dòng)應(yīng)力具有顯著差異,從RD-0°到RD-90°,隨著壓縮方向與軋制向夾角的增加,對應(yīng)的塑性變形流動(dòng)應(yīng)力隨之增加。

為了探究軋制TA1純鈦板材在壓縮變形過程中的塑性變形能力,基于壓縮真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線計(jì)算了應(yīng)變硬化率(θ=dσ/dε)[25]。如圖4b所示,RD-0°與RD-45°具有明顯的應(yīng)變硬化行為,而RD90°試樣的應(yīng)變硬化率敏感性則相對較低。

其中,RD-0°和RD-45°試樣均經(jīng)過初始硬化階段和硬化效應(yīng)趨緩階段,當(dāng)試樣經(jīng)過均勻彈性變形階段達(dá)到屈服點(diǎn)后,流動(dòng)應(yīng)力呈緩慢上升趨勢,表現(xiàn)出良好的塑性變形能力。應(yīng)變硬化行為大致可劃分為3個(gè)階段:在Ⅰ階段,試樣初始的應(yīng)變硬化率較高,隨著應(yīng)變的進(jìn)一步增加,RD-0°和RD-45°試樣的應(yīng)變硬化率迅速降低,但是仍然保持為正值。隨著應(yīng)變的增加,試樣由非均勻變形向均勻變形轉(zhuǎn)變,從而造成應(yīng)變硬化率迅速下降。而RD-90°試樣的初始強(qiáng)度較高,因此在Ⅰ階段應(yīng)變硬化率下降幅度相對較緩。

同時(shí),RD-90°試樣在Ⅰ階段結(jié)束時(shí)降至負(fù)值,表明其承載能力降低,此時(shí)的加工硬化能力已跨過極限。

Ⅱ階段為試樣均勻塑性變形階段,其中RD-0°試樣的應(yīng)變硬化率小幅度上升,而RD-45°試樣的應(yīng)變硬化率保持恒定。進(jìn)入Ⅲ階段,RD-0°試樣應(yīng)變硬化率再次下降,值得注意的是,RD-90°試樣在應(yīng)變達(dá)到0.3時(shí)已提前進(jìn)入Ⅲ階段,說明RD-90°試樣已失去承載能力。

2.3微觀組織變化

將壓縮后的樣品沿軸線切開,并對截面進(jìn)行金相組織觀察與表征,探討壓縮載荷對軋制TA1純鈦圓柱試樣微觀組織的影響。圖5a~圖5c為壓縮變形后RD-0°、RD-45°以及RD-90°圓柱試樣在沿45°最大剪切方向上的金相組織圖。圖5d是整個(gè)截面變形組織流動(dòng)示意圖。

在圓柱試樣的壓縮過程中,試樣內(nèi)部承受著軸向壓縮載荷,隨著軸向應(yīng)力的不斷增大,圓柱試樣底面橫截面積持續(xù)增加。RD-0°試樣在壓縮過程中,軋制形成的長條狀晶粒被反向壓縮,與壓縮加載方向平行的長條晶粒將發(fā)生不均勻的變形過程,如圖5a所示。圓柱試樣中心發(fā)生了劇烈的塑性流動(dòng),長條狀晶粒發(fā)生扭轉(zhuǎn),由中心向四周傾斜至垂直于軸向應(yīng)力方向。同時(shí),晶粒在變形與扭轉(zhuǎn)的過程中,各晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)并不一致,致使晶格發(fā)生畸變,從而誘發(fā)形變孿晶與二次孿晶形成。隨著壓下量的增加,形變孿晶和二次孿晶的體積分?jǐn)?shù)持續(xù)升高。孿晶界有望分割晶粒,從而降低有效滑移距離,提高流動(dòng)應(yīng)力,因此,RD-0°試樣的應(yīng)變硬化率增大,表明其承受壓縮載荷的能力增強(qiáng)。從圖5b可見,RD45°試樣塑性變形過程均勻,剪切變形易沿晶界發(fā)生。長條狀晶粒在主切應(yīng)力的作用下,向橫向偏轉(zhuǎn)程度比向上下基面偏轉(zhuǎn)程度大,當(dāng)主切應(yīng)力處于極值狀態(tài)時(shí)會(huì)激活45°滑移面,位錯(cuò)沿著45°最大剪切面運(yùn)動(dòng),從而減緩材料內(nèi)部的應(yīng)力集中,使材料具有較高的韌性和延展性。然而,法向應(yīng)力增大了滑移的阻力,造成流變應(yīng)力增加。因此,RD-45°試樣塑性變形流動(dòng)應(yīng)力比RD-0°試樣大。而對于RD-90°試樣(圖5c),其長條狀晶與壓縮加載方向垂直,在壓縮過程中由軋制形成的長條狀晶粒持續(xù)拉長。

在變形初期,由于應(yīng)變硬化作用,RD-90°試樣具有較高的強(qiáng)度。當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)到晶界附近時(shí),受晶界的阻礙,位錯(cuò)更容易在晶界處發(fā)生塞積,導(dǎo)致變形抗力提升,造成后續(xù)塑性變形困難。隨著變形量的進(jìn)一步增大,拉長晶粒將觸及強(qiáng)度極限并被拉斷,導(dǎo)致試樣承載能力降低,呈現(xiàn)出應(yīng)變軟化現(xiàn)象。

利用氬離子拋光技術(shù)對壓縮變形后的RD-0°、RD-45°和RD-90°圓柱試樣截面進(jìn)行拋光處理,采用EBSD對圓柱試樣截面中心區(qū)域進(jìn)行表征(圖6),掃描步長為0.2μm。在壓縮變形過程中,經(jīng)軋制形成的長條狀晶粒進(jìn)一步細(xì)化成細(xì)晶和超細(xì)晶,由圖6a~圖6c可知,試樣在變形過程中受到沿軸向施加的應(yīng)力,并產(chǎn)生了較大的壓縮應(yīng)變,導(dǎo)致晶粒發(fā)生扭轉(zhuǎn),從而引起晶粒間的取向差異,根據(jù)取樣方向的不同,形成了明顯不同的織構(gòu)。同時(shí)可以看出,在壓縮變形過程中,塑性變形沿剪切方向高度集中,相應(yīng)的晶粒細(xì)化嚴(yán)重。

如圖6a所示,RD-0°取向的壓縮試樣中,由軋制所形成的{11-20}孿晶主要分布在長條晶粒內(nèi)部以及個(gè)別發(fā)生扭轉(zhuǎn)的粗大晶粒中。在壓縮過程中,由于軸向應(yīng)力與RD方向一致,存在于長條狀晶粒內(nèi)的軋制孿晶會(huì)跟隨母晶粒一同被反向壓縮,使得部分軋制孿晶逐漸恢復(fù)成與母晶粒取向一致的纖維織構(gòu)。

圖6d為RD-0°試樣壓縮后在RD-ND坐標(biāo)系下的極圖,由圖可知,樣品中出現(xiàn)3種主要的織構(gòu)組分。其中,長條狀晶粒經(jīng)過反向壓縮后大部分c軸向TD傾斜,如圖6d中A類型織構(gòu)所示,最大織構(gòu)強(qiáng)度達(dá)到27.3。由于在壓縮過程中晶粒扭轉(zhuǎn)程度不同,與A類型織構(gòu)較為接近的B類型織構(gòu)滑移方式皆屬于{0001}基面滑移,少部分晶粒的滑移方式為{10-11}棱錐面滑移,即C類型織構(gòu)。同時(shí),隨著應(yīng)變的增加,軋制孿晶逐漸愈合,而二次孿晶在變形后期開始形核,促使部分晶粒細(xì)化。

如圖6b所示,在RD-45°試樣中,由于晶界方向與剪切方向平行,在剪應(yīng)力的作用下,位于晶界附近的位錯(cuò)與晶界相互作用,長條狀晶粒之間沿剪切方向形成細(xì)小的晶粒。同時(shí),極大密度點(diǎn)向試樣45°最大剪切面兩側(cè)偏離,如圖6e所示,由于晶粒擇優(yōu)取向高度一致,其最大織構(gòu)強(qiáng)度可達(dá)69.9;而處于最大剪切面以外的晶粒在正應(yīng)力的作用下依舊會(huì)發(fā)生扭轉(zhuǎn),表現(xiàn)形式為位錯(cuò)在{10-10}<1-210>滑移系上發(fā)生滑移。RD-90°試樣塑性變形能力相對較弱,位錯(cuò)滑移及孿生都較為困難。由圖6c可看出,具有高取向差角的孿晶界可以阻礙可動(dòng)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng),從而提高應(yīng)變硬化率,導(dǎo)致流變應(yīng)力的增加。在壓縮載荷作用下,位于長條狀晶粒內(nèi)部的軋制孿晶會(huì)隨著應(yīng)變的增加與母晶粒一同被壓縮變短,而孿晶在剪應(yīng)力作用下將長條狀晶粒分割成獨(dú)立且不均勻的細(xì)小碎晶。同時(shí),隨著應(yīng)變的增加,位錯(cuò)在晶界處不斷偏聚,形成拉長的胞狀亞結(jié)構(gòu),當(dāng)應(yīng)變量超過一定程度后,亞晶的胞壁越來越薄,直至亞晶粒坍塌破碎成超細(xì)晶。如圖6f所示,RD-90°試樣為TD偏向ND的雙峰織構(gòu)。在壓縮過程中,由于位錯(cuò)滑移與孿生都較為困難,且軋制孿晶受剪應(yīng)力的影響特征不再明顯,從而控制了最終的織構(gòu)演變。其極大密度點(diǎn)偏離重心更貼近于ND,最大織構(gòu)強(qiáng)度為23.1。軋制后的TA1純鈦在沿不同的方向壓縮時(shí)表現(xiàn)出明顯不同的塑性變形行為和組織演變(圖4~圖6),這種差異與壓縮后晶粒平均取向或幾何必需位錯(cuò)密度(Geometrically Necessary Dislocation,GND)變化密切相關(guān)。且平均取向角差(Kernel average misorientation,KAM)與幾何必需位錯(cuò)密度呈正相關(guān),通過KAM可以定量計(jì)算出GND密度[26]。

ρ_GND=2θ_KAM-ave/μb(1)

式中:ρ_GND為局域點(diǎn)的GND密度;θ_KAM-ave為所選區(qū)域的平均取向角差;μ為掃描步長;b為Burgers矢量大小。

圖7分別為經(jīng)過壓縮變形后RD-0°、RD-45°和RD-90°試樣的KAM分布圖,統(tǒng)計(jì)得出局部晶粒KAM平均值mka分別為1.65°、1.15°和1.53°。在壓縮變形過程中,RD-0°試樣形成了大量的壓縮孿晶與二次孿晶,孿晶界的存在可作為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙,有助于應(yīng)變硬化能力的增強(qiáng)。如圖7a所示,大晶粒中的GND密度比晶界處的GND密度小,這是因?yàn)槲诲e(cuò)滑移在孿晶界面處的排斥作用導(dǎo)致位錯(cuò)塞積和高度纏結(jié),從而使得RD-0°試樣局部平均KAM值較高,試樣總GND密度也更高,因此,在提升材料強(qiáng)度的同時(shí)使圓柱試樣承受壓縮載荷的能力提高。RD-45°試樣中的位錯(cuò)易在45°最大滑移面上運(yùn)動(dòng),在滑移面上相對運(yùn)動(dòng)的異號位錯(cuò)滑移相互抵消,減緩了材料內(nèi)部的應(yīng)力集中,導(dǎo)致GND釋放,因此其平均KAM值低于RD-0°和RD-90°試樣。圖7c為RD-90°試樣KAM分布圖,在軋制拉長晶粒的基礎(chǔ)上,經(jīng)壓縮變形處理,RD-90°試樣的長條狀晶粒得以進(jìn)一步延伸,從而使得平均KAM值在軋制處理的基礎(chǔ)上不斷提升。然而,RD-90°試樣的平均KAM要稍微低于RD-0°試樣,這是因?yàn)殡S著應(yīng)變的逐漸增加,位錯(cuò)和軋制孿晶在剪應(yīng)力的作用下將長條狀晶粒分割成獨(dú)立且不均勻的細(xì)小碎晶,應(yīng)力得以釋放,形成應(yīng)變軟化,因此RD-90°試樣的平均KAM稍微低于RD-0°試樣。

3、結(jié)論

(1)取向?qū)Σ牧系乃苄宰冃瘟鲃?dòng)應(yīng)力有明顯地影響。從RD-0°到RD-90°試樣,當(dāng)壓縮方向與軋制 方向的夾角增大時(shí),材料相應(yīng)的塑性變形流動(dòng)應(yīng)力也增大。

(2)取向?qū)Σ牧系膽?yīng)變硬化能力有重要影響。沿RD-0°與RD-45°壓縮時(shí),材料的應(yīng)變硬化能力較高,而沿RD-90°壓縮時(shí),材料中因易形成裂紋而失效。

(3)取向?qū)Σ牧系乃苄宰冃涡袨榫哂杏绊憽D0°、RD-45°與RD-90°試樣在變形初期均以位錯(cuò)滑移為 主,隨著變形量的增加,不同取向試樣的塑性變形有所不同。RD-0°試樣的塑性變形以位錯(cuò)滑移和形成孿晶為主;RD-45°試樣的塑性變形以位錯(cuò)滑移為主;RD90°試樣的塑性變形以位錯(cuò)滑移和晶粒破碎為主。

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