反復軋制過程中TA1純鈦板的組織演化及強化機制

陳珊堃，李國君，孫巧艷，肖 林，孫 軍

(西安交通大學 金屬材料強度國家重點實驗室，陜西 西安 710049)

反復軋制過程中TA1純鈦板的組織演化及強化機制

陳珊堃，李國君，孫巧艷，肖 林，孫 軍

(西安交通大學 金屬材料強度國家重點實驗室，陜西 西安 710049)

采用反復軋制工藝制備了超細晶TA1純鈦板。通過金相、透射電鏡、X射線衍射、掃描電鏡等手段，分析了純鈦板在反復軋制過程中，不同的應變量所對應的組織形貌特點，并測試了強度、塑性，觀察了宏觀斷口與微觀形貌。結果表明：純鈦在常規軋機上經過反復軋制可顯著細化晶粒，晶粒尺寸由軋制前的80 μm降至120 nm；強度則隨著軋制應變量的增加而提高，當Von Mises等效應變為2.4時，平均屈服強度提高到678 MPa，是軋制前粗晶的3倍多；位錯及其交互作用是細化晶粒的主要機制，在高密度位錯區域由于位錯的交互作用而形成了位錯胞和亞晶粒，最終演變成超細晶粒；細晶強化和加工硬化是導致純鈦軋制后強度顯著提高的主要原因。

反復軋制；超細晶純鈦；組織演化；強化機制

0 引 言

超細晶金屬材料因具有高強度、高硬度等性能優點得到了廣泛關注[1-4]。除此之外，研究還發現超細晶純鈦的快速鈍化使其相對于粗晶純鈦而言有更高的耐腐蝕性能[5]。目前，制備超細晶金屬主要采用劇烈塑性變形技術，其中應用最為廣泛的是等通道轉角擠壓工藝(ECAP),該技術由R.Z.Valiev教授于20世紀90年代開發并迅速得到發展和應用。隨后，研究者相繼開發了其他劇烈塑性變形技術來制備超細晶或納米晶金屬，如高壓扭轉工藝(HTP)已用于獲得超細晶Cu和Cu-Zn、Cu-Sn合金[6-7]，累積疊軋工藝(ARB)用于獲得Al、Ti等超細晶純金屬[8-10]。這些技術在獲得超細晶組織的同時也具有難以克服的局限性，如ECAP和HTP技術需要專用的設備，且HTP制備的試樣尺寸較小，不方便測試強度等力學性能。ARB技術采用常用的工業軋機進行軋制，但是每道次需要將工件從中間剪切再疊加起來軋制，導致超細晶金屬中有較多界面，而界面結合強度對超細晶金屬的性能有顯著影響。G.P.Dinda等用反復冷軋工藝制備了納米晶Ni、Ti和Zr，其晶粒尺寸可以細化到80 nm以下。該技術采用12～26 μm厚的純金屬箔(金屬純度>99%Ni,Ti,Zr)，冷軋之前先把金屬箔疊4次，形成一個類似“三文治”的層狀結構。該工藝制備的納米晶金屬含有明顯的界面，而且局部界面的結合并不理想，該研究也未報道制備的納米晶金屬的力學性能[11]。本研究采用反復軋制工藝細化工業純鈦組織，將TA1工業純鈦板(厚度8 mm)在工業軋機上反復軋制，直到軋機的極限厚度(0.2 mm)為止。分析了軋制到不同厚度時，純鈦板組織的形貌特征，確定了反復軋制工藝制備超細晶純鈦板的組織演化過程及超細晶形成機制，測試了不同軋制應變量下純鈦板的力學性能，探索了用普通軋制技術制備超細晶純鈦板的可行性。為制備低成本、高強度超細晶純鈦進行了有益的嘗試。

1 實 驗

實驗材料為TA1工業純鈦板，尺寸為250 mm×100 mm×8 mm，將其在650 ℃下保溫1 h退火后，獲得平均晶粒尺寸為80 μm的等軸晶組織。純鈦為密排六方晶體結構，室溫下變形抗力較大。為了降低純鈦板的變形抗力，軋制前將純鈦板加熱到450 ℃保溫一段時間后再軋制。采用的軋機為大型二輥粗軋機和二/四輥精軋機，軋制速度均小于10 m/min。先采用粗軋機反復軋制純鈦板，當厚度小于1 mm時，再采用精軋機，反復軋制到軋機的極限厚度0.2 mm。在軋制前及軋制過程中，分別在板材厚度為8、1.0、0.5、0.2 mm時取樣，進行金相觀察、透射電鏡分析(TEM)、X射線衍射分析(XRD)、靜態拉伸試驗及斷口掃描電鏡分析(SEM)，研究軋制過程中純鈦板組織和性能的變化。

金相觀察在Olympus PMG3金相顯微鏡上進行。透射試樣的制備方法是將試樣經機械磨光至厚度為70～80 μm后，再經雙噴減薄器穿孔。純鈦的雙噴液為高氯酸(質量分數為70.0%～72.0%)、正丁醇(質量分數不小于99.0%)和甲醇(質量分數不小于99.5%)體積比為6∶35∶59的混合液，溫度為-30 ℃，電壓為30 V。TEM分析在JEOL JSM-200CX 型透射電鏡上進行，電壓為160 kV。XRD測試的樣品取樣方向平行于軋制方向，將試樣機械磨光至400#砂紙后，采用D/max-3C型X射線衍射儀進行分析，使用Cu-Kα射線源。靜態拉伸試驗時，拉伸方向為軋制方向(L向)，拉伸試樣的厚度分別為8、 1.0、0.5、0.2 mm,拉伸試樣的參數如圖1所示。拉伸試驗機型號為Instron 1195，拉伸位移速率為1 mm/min。拉伸斷口的SEM分析所用掃描電鏡型號是JSM-7000F。

圖1 純鈦板的拉伸試樣示意圖Fig.1 The sketch of tensile sample of CP Ti

2 結果與分析

2.1εVM不同的純鈦板的顯微組織表征與分析

反復軋制過程中，隨軋制道次的增加，純鈦板變得越來越薄，純鈦板經歷的變形/應變逐漸增大。為了表征純鈦板在軋制過程中的應變量，采用如下所示的Von Mises等效應變公式[12]，計算了純鈦板軋制到1.0、0.5、0.2 mm時的Von Mises等效應變。

(1)

式中：εVM為Von Mises等效應變；t0和t分別為軋制前后板材的厚度，mm。計算結果為純鈦板軋制到1.0、0.5、0.2 mm時的Von Mises等效應變值，分別為2.4、3.2、4.3。

軋制前和軋制到1.0、0.5、0.2 mm厚時純鈦板的顯微組織如圖2所示。由圖2a可知，工業純鈦板軋制前的晶粒為等軸狀，平均晶粒尺寸為80 μm。當Von Mises等效應變為2.4時，如圖2b所示，等軸狀晶粒發生劇烈變形，出現了纖維狀結構，原始晶界大部分已消失。隨著軋制過程持續進行，當Von Mises等效應變增加到3.2、4.3時，如圖2c和d所示，纖維狀結構消失，原始晶界模糊不清。

圖2 軋制應變不同的工業純鈦板的顯微組織Fig.2 Microstructures of CP Ti plates with different equivalent strains

圖3給出了Von Mises等效應變不同的純鈦板的TEM形貌。在軋制等效應變為2.4時，如圖3a所示，

在宏觀尺度上純鈦板粗大的等軸晶已經逐漸轉變為壓扁拉長的纖維狀，中間夾雜一些細小晶粒。在TEM下觀察發現，組織中有大量的位錯，位錯多形成位錯胞或者高密度位錯區域，比較均勻地分散在組織中，局部有少量的等軸晶粒形成。軋制產生的位錯亞結構邊界由大量纏結的位錯構成，形成的等軸晶粒和位錯胞尺寸在300 nm左右。圖3a中箭頭A處為帶狀組織，并且在帶狀邊界處發生位錯堆積。箭頭B處形成了高密度位錯。繼續增大應變至等效應變為3.2時，位錯不斷增殖、運動和相互作用，純鈦板材內部位錯纏結，形成位錯墻，位錯墻分割形成細小晶粒輪廓，更多的位錯相互作用使得位錯發生重構，將大尺度晶粒分割成若干亞晶，亞晶內位錯密度降低。如圖3b中的箭頭A處局部高密度位錯纏結在一起，內部位錯數量降低；箭頭B處有亞晶粒形成，其邊界已可見。當Von Mises等效應變增加至4.3時，有更多的等軸晶形成，平均晶粒尺寸為120 nm，如圖3c所示。

圖3 不同Von Mises等效應變時純鈦組織的TEM照片Fig.3 TEM substructures of CP Ti with different equivalent strains

表1給出了Von Mises等效應變不同的純鈦板晶粒尺寸的統計平均值。結果顯示，經過反復軋制后純鈦板晶粒得到顯著細化。Von Mises等效應變為2.4時，得到的等軸晶粒/位錯胞尺寸已小于500 nm，但是組織中仍有其他區域沒有細化；當Von Mises等效應變為4.3時，形成了更多的等軸晶，平均晶粒尺寸約120 nm。

表1 不同Von Mises等效應變時的平均晶粒尺寸

圖4 軋制應變不同的純鈦板的XRD圖譜Fig.4 XRD patterns of CP Ti with different equivalent strains

2.2εVM不同的純鈦板的力學性能表征與分析

圖5 不同軋制應變下純鈦板的應力-應變曲線Fig.5 Stress-strain curves of CP Ti with different equivalent strains

圖5給出了沿著軋制方向、等效應變量不同的純鈦板的應力-應變曲線。隨著Von Mises等效應變的增加，純鈦板的屈服強度和拉伸強度都增加。當Von Mises等效應變為2.4時，純鈦板的平均屈服強度增加至678 MPa，是軋制前粗晶純鈦板屈服強度(202 MPa)的3倍多。而當Von Mises等效應變為3.2時，平均屈服強度為750 MPa。進一步增加Von Mises等效應變至4.3，純鈦板的平均屈服強度達到766 MPa，而平均拉伸強度達到917 MPa。與之相反，純鈦板的斷后伸長率隨著Von Mises等效應變的增加而下降，從Von Mises等效應變為2.4時的15%降至Von Mises等效應變為4.3時的5%。

軋制應變不同的純鈦板的屈服強度和最大伸長率與Von Mises等效應變的關系如圖6所示。由圖可知，隨著應變的增加，屈服強度增加而塑性降低。當Von Mises等效應變增加到2.4時，屈服強度急劇增加，同時塑性也急劇下降。然而，當Von Mises等效應變達到3.2并繼續增加時，屈服強度緩慢增加但塑性急劇降低。總體來說，軋制帶來的劇烈變形對純鈦板的力學性能有顯著影響，且強度的提升速率和塑性的降低速率基本一致。強度隨著應變增加并不是單一的遞增關系，而似乎呈現兩個階段，分界點為Von Mises等效應變2.4。由圖6強度-應變曲線及其特征可知，快速強化發生在等效應變為2.4之前，如圖所示線性模擬結果為σ=198.160 4εVM+201.935 0；當等效應變超過2.4后強度增加速率減緩，線性模擬結果為σ=13.957 6εVM+705.555 8。從模擬結果可以看出前者的斜率遠遠大于后者，即等效應變小于2.4時，軋制產生的強化作用更加明顯。

圖6 Von Mises等效應變不同的純鈦板的強度和塑性Fig.6 Yield strength and elongation of CP Ti with different equivalent strains

經不同軋制應變得到的純鈦板在進行拉伸時，均沿與拉伸應力方向呈45°剪切斷裂，有輕微的頸縮發生，如圖7a、b。不同軋制應變下的試樣拉伸斷口都是相似的，這里僅以等效應變為2.4的拉伸試樣斷口為例進行分析。圖7為等效應變為2.4的純鈦板拉伸后斷口的SEM照片。軋制后的純鈦板斷口呈現均勻的等軸韌窩，如圖7c，表明超細晶純鈦的斷裂機制為微孔聚集長大連接機制。超細晶拉伸時，晶界處位錯和空穴等缺陷較多，是發生斷裂微孔形核的有利部位，空穴容易集中堆積形成微孔；微孔形核后，位錯所受的排斥大大降低，被迅速推向微孔，使位錯源重新被激活，不斷釋放出新位錯，新位錯繼續進入微孔，遂使微孔不斷長大形成韌窩[13]。

圖7 εVM為2.4時工業TA1純鈦板拉伸斷口的宏觀照片和SEM照片Fig.7 Macrograph and SEM micrographs of fracture of CP Ti with equivalent strain in 2.4

2.3 反復軋制過程中純鈦板的組織演化及強化機制

研究結果表明，反復軋制過程中純鈦超細晶形成主要通過位錯機制完成。盡管純鈦塑性變形方式為滑移和孿晶，在軋制后期(大應變量時)，從TEM照片中可以觀察到大量的位錯纏結形成的位錯亞結構，而很難觀察到孿晶。這表明其變形的主要機制是位錯運動及相互作用。材料內部位錯不斷增殖，位錯密度、晶格畸變等缺陷明顯升高，形成大量的胞狀結構及亞晶界，進而發展成等軸晶。由此給出了反復軋制中純鈦超細晶的形成示意圖，見圖8。軋

制初始，原始等軸粗晶在軋制變形作用下被拉長，形成長條狀晶粒，晶粒內大量位錯生成并發生堆積，如圖8b所示。隨著軋制應變持續增加，拉長晶粒被變形形成的亞結構取代，纖維狀的組織消失,如圖8c所示。晶粒內的高密度位錯形成位錯胞，位錯胞內的位錯相互作用使胞壁轉變成亞晶界，進而形成了亞晶粒。最后，大多數亞晶在應力作用下發生輕微轉向形成大角度晶界，如圖8d所示。

圖8 反復軋制過程中TA1純鈦板的晶粒細化示意圖Fig.8 The mechanism of grain refinement during repeated rolling

純鈦板經過反復軋制后，強度較軋制前提高2倍多。根據本研究獲得的純鈦微觀組織特點，位錯密度的提高使得材料繼續塑性變形的抗力增加，是純鈦板力學性能提高的原因之一。根據軋制后純鈦板的組織特征，既有晶界清晰的亞微米尺度的超細晶，也有尺寸小于1 μm的劇烈變形區域。因此，反復軋制制備超細晶純鈦板的強化機制來源于兩方面：①晶粒細小帶來的強化效應，由Hall-Petch關系可知，晶粒尺寸越小，材料強度越高，根據金屬變形的位錯理論，主要因為晶界對位錯運動的阻礙作用，導致位錯在晶界處塞積并對位錯源發射位錯產生阻力，位錯源要繼續開動，需要施加更高的應力，即提高了強度；②劇烈變形組織帶來的強化，主要來源于劇烈變形組織中位錯數量(密度)的增加，導致位錯運動克服的阻力增大，使純鈦強度增加。

3 結 論

(1)在常規工業軋機上反復軋制，可以制備超細晶工業純鈦板，且當Von Mises等效應變達到4.3時，可以形成平均晶粒尺寸為120 nm的超細晶組織。

(2)隨著軋制變形量的增加，原始等軸組織被逐漸拉長，拉長的纖維狀晶粒逐漸演變成細小的晶粒。當軋制的Von Mises等效應變超過2.4時，位錯運動為主導變形機制。隨著應變量增加，位錯胞演變為超細晶晶粒。

(3)隨著軋制變形量的增加，TA1純鈦板的屈服強度、抗拉強度顯著提高，當Von Mises等效應變為2.4時，屈服強度為軋制前粗晶板的3倍多。強度增加主要源于晶粒細化和變形區域位錯數量增加。

(4)軋制應變量不同的純鈦板拉伸斷裂時，均沿與拉伸應力方向呈45°角剪切斷裂，斷裂機制為微孔聚集長大連接機制。

[1] Valiev R Z,Krasilnikov N A,Tsenev N K. Plastic deformation of alloys with submicron-grained structure[J]. Materials Science and Engineering: A, 1991,137: 35-40.

[2] Sabirov I,Estrin Y,Barnett M R,et al.Enhanced tensile ductility of an ultra-fine-grained aluminum alloy[J]. Scripta Materialia, 2008,58(3): 163-166.

[3] Jiang L, Pérez-Predo M T,Gruber P A，et al.Texture, microstructure and mechanical properties of equiaxed ultrafine-grained Zr fabricated by accumulative roll bonding[J]. Acta Materialia, 2008, 56(6): 1228-1242.

[4] H?ppel H W,Kautz M,Xu C,et al.An overview: Fatigue behaviour of ultrafine-grained metals and alloys[J]. International Journal of Fatigue, 2006,28(9): 1001-1010.

[5] Balyanov A, Kutnyakova J,Amirkhanova N A,et al.Corrosion resistance of ultra fine-grained Ti[J]. Scripta Materialia, 2004,51(3): 225-229.

[6] Zhao Y H, Horita Z,Langdon T G,et al. Evolution of def-

ect structures during cold rolling of ultrafine-grained Cu and Cu-Zn alloys: Influence of stacking fault energy[J]. Materials Science and Engineering: A, 2008,474(1/2): 342-347.

[7] Jiang H,Zhu Y T,Butt P P,et al.Microstructural evolution, microhardness and thermal stability of HPT-processed Cu[J]. Materials Science and Engineering: A, 2000, 290(1/2): 128-138.

[8] Takata N,Lee S H, Tsuji N.Ultrafine grained copper alloy sheets having both high strength and high electric conductivity[J]. Materials Letters, 2009,63(21): 1757-1760.

[9] Kamikawa N,Tsuji N,Huang X,et al.Quantification of annealed microstructures in ARB processed aluminum[J]. Acta Materialia, 2006,54(11): 3055-3066.

[10] Terada D, Inoue S,Tsuji N.Microstructure and mechanical properties of commercial purity titanium severely deformed by ARB process[J]. Journal of Materials Science, 2007,42(5): 1673-1681.

[11] Dinda G P, R?sner H,Wilde G.Synthesis of bulk nanostructured Ni, Ti and Zr by repeated cold-rolling[J]. Scripta Materialia,2005,52(7):577-582.

[12] Yang D K,Cizek P,Hodgson P D.Microstructure evolution and nanograin formation during shear localization in cold-rolled titanium[J]. Acta Materialia,2010,58(13):4536-4548.

[13] 張帆，周偉敏．材料性能學[M].上海：上海交通大學出版社，2009：101-108．

Microstructure Evolution and Strengthening Mechanism of Ultrarefine-grained Pure Titanium Fabricated by Repeated Rolling

Chen Shankun,Li Guojun,Sun Qiaoyan,Xiao Lin, Sun Jun

(State Key Laboratory for Mechanical Behavior of Materials,Xi’an Jiaotong University, Xi’an 710049, China)

The microstructure,mechanical behaviors and fracture morphology of TA1 pure titanium subjected to repeated rolling have been investigated using optical microscopy (OM), transmission electron microscopy (TEM), X-ray diffraction (XRD), tensile tests and scanning electron microscopy (SEM). The results show that the average grain size of commercially pure (CP) titanium decreased from 80 μm (before rolling) to 120 nm by repeated rolling.With the strains increasing,the strength of CP Ti increased. The average yield strength of CP Ti is 678 MPa, when the Von Mises strain is larger than 2.4, which is 3 times higher than that of coarse-grained titanium.The TEM results show that dislocation cells evolve into subgrains and then ultrafined grains which means that dislocation interaction dominates grain refinement of CP Ti during repeated rolling. The higher strength of ultrafined-grained titanium than coase-graine titanium results from grain refinement and strain hardening which is caused by severe plastic deformation during repeated rolling.

repeated rolling;ultrafine-grained titanium;microstructural evolution;strengthening mechanism

2013-11-08

國家自然科學基金項目(51071118，50771080)；

國家自然科學基金創新群體項目(51321003)；國家“973”計劃項目(2010CB631003，2014CB644003)

孫巧艷(1972—)，女，教授。