钛合金具有比强度高,耐腐蚀性能好及综合力学性能优良等诸多优点,被广泛应用于航空航天、船舶、兵器工业及石油化工等领域^{[1, 2]}。其中的纯钛和α型钛合金在使用状态下主要由密排六方结构的α相组成。纯钛中α相在室温下的晶格参数为a=0.295 nm、c=0.468 nm、c/a=1.587,其值虽然会随着α型钛合金中置换型固溶元素(Al、Sn)以及间隙型固溶元素(C、N、O)的添加而改变^[3],但是密排六方晶胞本身的各向异性会使该类材料在轧制、挤压、锻造等塑性加工过程中形成较强的织构特征^{[4, 5]}。钛合金中α相的择优取向会显著影响材料的宏观力学性能^{[5, 6]},因此有必要通过实验手段沿不同晶向对密排六方单胞施加载荷,研究纯钛和α型钛合金塑性变形时的宏观各向异性行为。

测量Ti密排六方晶格沿不同方向加载时的力学响应和塑性变形机制的最佳实验材料为单晶纯钛^[7]。但是由于Ti的熔点高达1668℃,而且熔融Ti的化学性质活泼易与模具发生反应,因此难以通过定向凝固的方法制备单晶钛^[8]。有研究采用双重退火法将多晶高纯钛在1200℃下保温2 h后炉冷至850℃保温24 h可使晶粒尺寸长大至8 mm,然后通过机械加工的方法提取单个晶粒作为实验所用的单晶纯钛^[9]。但是由于晶粒的不规则生长,难于用此方法获得尺寸足够大的晶粒加工成ϕ5 mm×5 mm圆柱形试样并控制试样中的晶体取向。而且作者的前期研究表明,延长保温时间对于晶粒的进一步长大无明显作用。

本研究在双重退火法的基础上,在1200℃退火前设计了相变点以下20℃长时间保温处理阶段,使原始α相组织中的晶粒长大至极限尺寸以降低组织中的晶界总面积。然后,通过控制温度通过相变点时的升温和降温速率以抑制α相和β相转变过程中晶粒形核,最终获得晶粒尺寸大于12 mm。利用电子背散射衍射分析技术(EBSD)确定晶粒的晶体取向^[10],并加工出具有特定晶体取向的圆柱形试样后对其进行准静态压缩实验,得出不同方向的力学响应。除此之外,通过观察试样表面滑移带的方向分析纯钛单晶的塑性变形机制。

1 实验方法

本研究使用的材料是由北京有研亿金新材料股份有限公司提供的高纯钛靶材,垂直于靶面方向的显微组织取向分布如图1所示, 其平均晶粒尺寸为30 μm。原始组织中除极少量如箭头所指的退火孪晶外,主要由等轴晶粒组成。

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图1   原始材料的显微组织取向分布图

Fig.1   Crystallographic orientation map of the as-received material

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图2   原始组织(0001)的极图

Fig.2   (0001) pole figure of the original structure

由于靶材经过热轧塑性成型,因此其中的晶粒呈明显择优取向分布,图2为密排六方晶格(0001)的极图。由于ND方向为垂直于靶面的方向,因此大部分晶粒的c轴与靶面垂向成10°~20°角度。进行多级退火处理之前,利用线切割将靶材加工成3 cm×4 cm×10 cm长方体,然后将各表面磨至1000#砂纸后封入10^-5 Pa真空石英管中防止表面氧化。使用程序自动控制的热处理炉按照图3中所示制度对材料进行多级退火处理,炉温首先自室温以10℃/min的速度升至860℃保温10 h,然后以0.1℃/min的速度缓慢通过相变点883℃至920℃后再次快速升温至1200℃保温2 h,随后炉冷至920℃后控制降温速度为0.1℃/min再次通过相变点至860℃保温24 h,最终炉冷至室温可获得晶粒尺寸大于12 mm的粗大组织。

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图3   多级退火热处理制度

Fig.3   Schematic of multi-step annealing treatment

进行热处理后将样品的4 cm×10 cm面磨至2000#砂纸并在5%HF+15%HNO₃+80%H₂O溶液中腐蚀出晶界,然后利用线切割在粗大晶粒内部提取单晶材料,并加工成两类试样。一类为车削加工的ϕ5 mm×5 mm圆柱形试样,用于压缩力学性能测试;另一类为线切割加工的5 mm×5 mm×8 mm长方体试样,用于观察单晶塑性变形时形成的滑移带。在力学性能测试前需要将试样表面在5%HClO₄+95%CH₃COOH溶液中电解抛光至镜面,并用JSM-7001F场发射扫描电子显微镜EBSD上观察,以欧拉角表述样品中的晶体取向。

准静态压缩性能测试在MTS公司的UTM4000型万能实验机上进行,为了精确测量试样的压缩变形量,本研究设计了图4所示的实验装置。测试前将试样上下表面涂抹真空硅脂并置于两压头之间,通过引伸计对两测试点A和B相背运动的位移量进行精确测量。该相背运动位移量与压缩平面的相向位移量相同,从而排除了实验机横梁变形引入的系统误差,因此准确反映了试样高度的变化量。

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图4   用于精确测量试样压缩变形量的装置

Fig.4   Schematic of the fixture with extensometer

2 结果与讨论

2.1 确定单晶纯钛的晶体取向

原材料经过多极退火之后从真空石英管中取出,根据低倍金相组织中的晶界轮廓用线切割在粗大晶粒内部提取长方体块状试样。为了确认该块状试样仅由单个晶粒组成,需对其进行两方面的检测。首先将试样6个表面均磨至2000#砂纸,然后整体浸入5%HF+15%HNO₃+80%H₂O溶液中20 s,确认试样表面无晶界形成;然后按图5所示定义长方体试样相互垂直的三条边为RD、TD、ND方向并对顶面进行EBSD分析,确认显微组织取向分布图为单一颜色,说明该试样为单晶纯钛。

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图5   试样顶面EBSD测试结果和根据欧拉角(158° 89° 249°)构建的晶体取向

Fig.5   EBSD test result and lattice orientation of single-crystal titanium derived from Euler angles of (158° 89° 249°)

图5中综合了一例长方体单晶试样的宏观坐标系定义方式、顶面EBSD测试结果和由HCP单胞表征的晶体取向。由于JSM-7001F场发射扫描电子显微镜的最小放大倍数为20倍,因此图5中试样边长仅为3.5 mm,而试样的实际边长约为8 mm。顶面的EBSD测试表明该区域显微组织呈统一取向,并由反极图图例中的蓝色区域表征,说明密排六方晶格 101̅0晶向近似与宏观ND方向平行,但无法以此确定晶胞绕 101̅0晶向的转动情况。为了进一步明确单晶中的晶体取向,还需借助EBSD测得的欧拉角度(158° 89° 249°)按照Bunge’s定义方法在宏观坐标系(RD、TD、ND)和晶胞坐标系(X、Y、Z)重合的基础上进行反向旋转,最终得到图中灰色HCP单胞的晶体取向^[11]。虽然欧拉角(158° 89° 249°)描述了样品HCP单胞(x, y, z)轴与宏观坐标系(RD, TD, ND)之间的定量关系,但此处使用的三维描述方法能够在不失准确性的前提下更加直观地体现出样品的晶体取向。可见,单胞X轴与ND方向基本平行,符合反极图描述结果。本研究所涉及的单晶压缩试样晶体取向控制,以及试样表面滑移带类型的标定都建立在按照图5所示准确构建HCP单胞晶体取向基础之上。

2.2 单晶纯钛的压缩力学性能及变形滑移带观察

图6为5 mm×5 mm×8 mm长方体单晶试样的晶体取向图及沿其长边方向压缩测得的真应力应变曲线,其晶体取向通过对ABCD面进行EBSD测试得到的欧拉角(279° 123° 315°)进行反向旋转确定。压缩测试前将试样的ABCD面和EFGH面电解抛光至镜面,以便更好地对变形过程中形成的滑移带形貌进行SEM显微观察。图6中的应力应变曲线表明,试样首先发生弹性变形,应力与应变基本呈线性正比例关系增长至65 MPa即出现小幅度下降,随后应力继续随应变呈正比例关系线性增长至73 MPa而后又出现小幅度下降,但是该阶段的线性斜率较65 MPa之前稍低。随着试样的进一步变形,又于图中箭头指示的92 MPa、101 MPa、102 MPa位置出现了4次明显的应力瞬时下降,而且每次应力下降都伴随着后续应力随应变增长斜率的降低。有研究表明,金属进行塑性变形时需要晶体中的滑移系的持续开动,此时晶格畸变的弹性能会因位错运动得到释放,使维持滑移的宏观应力突然下降^[12]。因此,当外加应力为65 MPa时单晶试样中的滑移系首次开动起来,于是试样的弹性变形阶段结束开始进行塑性变形。应力水平的持续升高使越来越多的滑移系开动,应力应变之间的关系也逐渐偏离线性增长,趋于恒定的应力平台。

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图6   长方体单晶试样以及压缩真应力应变曲线

Fig.6   Cuboid-shaped single-crystal specimen and the true stress strain curve

为了确定试样变形过程中开动的滑移系类型,分别对试样的ABCD表面和EFGH表面上形成的滑移带进行SEM观察,如图7所示。为了表征SEM照片与试样的位置关系,照片四个角上的字母标识与图6中的试样标识一一对应。图7中的滑移带之间大致呈固定角度130°,而且根据两图中滑移带与竖直方向之间角度的一致性,可以判断两图中69°对应的滑移带属于同一滑移系,62°和63°对应的滑移带属于同一滑移系。

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图7   变形单晶试样表面滑移带的SEM像

Fig.7   SEM images of slip band on the surface

已有研究表明,密排六方结构α钛中的主要滑移方向为密排方向 112̅0晶向,相应的滑移面为HCP单胞顶面 0002、柱面 101̅0和锥面 101̅1,它们都属于柏氏矢量为晶格常数a的 a→型滑移,并且能够提供4个独立的滑移系^[13]。此外还有一类 a→+c→型滑移,其滑移方向为 112̅3晶向,滑移面为密排面 112̅2 ^[14]。虽然此类滑移能够提供5个独立滑移系,而且已经通过TEM在很多钛合金中观察到了 a→+c→型位错,但是其开动所需的临界分切应力较 a→型位错大,因此对宏观塑性的贡献较小^[15]。为了确定图7中滑移带的类型,对图6中HCP单胞的4种滑移系进行逐一排查,发现只有当图8中所示的两个 112̅3112̅2滑移系同时开动时,才有可能形成与观察结果相一致的滑移带。

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图8   HCP单胞中两个\begin{array}{c}〈11\stackrel{\text{̅}}{2}3〉\left\{11\stackrel{\text{̅}}{2}2\right\}\end{array}滑移系及其开动时形成的滑移带方向

Fig.8   Two \begin{array}{c}〈11\stackrel{\text{̅}}{2}3〉\left\{11\stackrel{\text{̅}}{2}2\right\}\end{array} slip systems and the corresponding slip bands

2.3 晶体取向因子计算

由于晶体中滑移系相对于作用力方向的取向因子sinϕcosϕcosχ是影响其开动与否的重要因素,其中ϕ为滑移面与外力中心轴的夹角, χ为滑移方向与外力的夹角。因此对图8中的六个 112̅3112̅2滑移系取向因子进行计算,结果如表1所示。表中1#和2#滑移系分别对应图8中的67.4°和61.1°滑移带,由此可以判断图7中观察到的滑移带是由取向因子较大的两个 112̅3112̅2滑移系先后开动所致,而且其临界分切应力值约为24.5 MPa。值得注意的是,虽然已有研究表明α钛中 a→型滑移的临界分切应力低于 a→+c→型滑移^[13],但是本实验中只观察到了具有图7中角度特征的滑移带,说明 a→型滑移并未进行,这可能与单晶试样受压缩时取向不利于其开动有关。

为了测量单晶纯钛不同方向的力学响应并验证上述晶体取向对滑移系开动类型的影响,对三个不同取向的ϕ5 mm×5 mm圆柱形单晶纯钛试样进行准静态压缩测试,结果图9所示。根据图中试样编号中的欧拉角用HCP单胞在平行于试样轴线方向的投影形状表示其晶体取向。这些HCP单胞投影直观地描述了圆柱形单晶压缩试样的晶体取向与受压力方向之间的关系。可见受力方向会显著影响单晶纯钛的力学响应行为。1#试样的屈服强度明显低于2#和3#试样,而且2#试样的受力方向基本与图6中的长方体试样相同,由于在长方体试样中仅观察到了 a→+c→型滑移,因此1#试样较低的屈服强度是由临界分切应力相对较小的 a→型滑移导致的。从试样取向特征来看,1#试样的c轴与2#试样相比更加趋向于垂直力轴的方向,因此更加便于柱面滑移系 112̅0101̅0的开动。

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图9   三种取向圆柱形单晶试样的应力应变曲线

Fig.9   Stress and strain curve of cylindrical single-crystal titanium specimen

除屈服强度外,晶体取向也将影响晶体的应变硬化行为。2#试样和3#试样的c轴与受力方向之间的角度基本一致,因此其屈服强度相同,但是两试样在塑性变形阶段应变硬化系数之间的差别却较大,这可能是由于两试样中 112̅0晶向与力轴之间的角度存在差别所致。因为开动的滑移系之间会产生相互作用,如图7中滑移带之间呈130°的交叉区域,并在晶格中形成位错之间的交割和割阶增大位错持续运动的阻力。虽然2#试样的取向与长方体试样基本一致,而且在后者中仅观察到了两个同时开动的滑移系,但是若晶体取向有利于多个滑移系的同时或先后开动,那么就会有更多的滑移系相互作用在一起,这就代表了3#试样在变形过程中的位错运动情况。

3 结论

(1) 按本研究的处理制度对高纯钛材进行多级退火可以使晶粒尺寸长大至12 mm,这主要得益于第一阶段860℃长时保温和控制温度缓慢通过相变点。

(2) 经EBSD分析和SEM观察在变形单晶表面发现了 112̅3112̅2型滑移带,而且影响其开动的主要因素是取向因子值。

(3) 受力方向会显著影响单晶纯钛的力学响应行为,主要体现在 a→型滑移系的开动会明显降低宏观屈服强度,而且开动滑移系的数量会改变应变硬化行为。

The authors have declared that no competing interests exist.