张志强, 董利民
, 关少轩, 杨锐
中国科学院金属研究所 沈阳 110016
ZHANG Zhiqiang, DONG Limin, GUAN Shaoxuan, YANG Rui
文献标识码: TG142
通讯作者:
收稿日期: 2016-09-21
网络出版日期: 2017-04-10
版权声明: 2017 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部
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作者简介:
作者简介 张志强,男,1981年生,副研究员,博士
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摘要
利用XRD、SEM和TEM等手段分析了TC16钛合金辊模拉丝变形过程中的相组成和显微组织的变化情况,并对不同应变的辊模拉丝变形丝材进行了室温拉伸性能与显微硬度测试。结果表明,在辊模拉丝变形过程中,TC16钛合金丝材主要由α相和β相组成,部分β相发生应力诱发α''马氏体相变;随着辊模拉丝真应变的增加,TC16钛合金丝材的显微组织明显细化,当真应变达到2.14时,横截面和纵截面中的α相和β相纤维状组织厚度均约为0.3 μm,两相衍射斑点已经近似环状,表明两相显微组织也明显细化;随着辊模拉丝真应变的增加,TC16钛合金丝材的抗拉强度和显微硬度大幅提高,当真应变达到2.14时,TC16钛合金丝材的显微硬度由初始的266 HV提高到365 HV。
关键词：
Abstract
Grain refinement is a challenging topic to improve mechanical properties of metallic materials, especially for titanium alloys which show great potential in aerospace and medical implants areas due to the low density and good corrosion resistance. However, severe plastic deformation (SPD) technologies which have been commonly used in laboratory in smaller scale are difficult to be realized in industrial. Considerable researches are therefore paying attention to the development of new technologies for improvement of grain refinement at relatively lower strains. In this work, the dual phase TC16 titanium alloy showing excellent room temperature ductility was investigated with emphasis on the feasibility of producing ultrafine grains by roller die drawing at room temperature. The techniques of XRD, SEM, TEM, Vickers hardness test and tensile test were employed to analyze the phase constitutes, microstructure evolutions and preliminary mechanical properties of the alloy deformed at different conditions. Results reveal that TC16 titanium alloy mainly consists of α and β phases after roller die drawing at room temperature, and a small quantity of stress-induced α" martensite can be additionally identified inside β grains. The grain sizes of α phase and β phase decrease with strain increasing, which result to enhanced tensile strength and Vickers hardness. Indeed, the fibrous morphology of both α phase and β phase with 0.3 μm in thickness and a high value of 365 HV in Vickers hardness were revealed at the applied true strain of 2.14. Ultra-fine grains evidenced by a near-ring SAED spots were therefore achieved in the present case.
Keywords：
晶粒细化是金属材料一种极为重要的强化方式,它在实现材料高强度的同时,可保证材料良好的塑性和韧性,完全不同于传统的以合金元素添加及热处理为主要手段的强化思路,借此可充分挖掘材料潜力,使其获得最佳的综合使用性能。
目前,国内外学者普遍采用剧烈塑性变形(severe plastic deformation, SPD)技术,如等通道角挤压(ECAP)、高压扭转变形(HPT)、累积叠轧技术(ARB)和静液挤压(HE)制备纳米晶和超细晶结构的α[1~6]、α+β[3,7~12]和β[[13~17]钛合金。该方法是在不改变金属材料尺寸、不考虑初始显微组织的前提下,通过施加很大的剪切应力,在相对较高温度和高压下获得大塑性应变(真应变一般超过6~8),从而引入高密度位错,能够将平均晶粒尺寸细化到200 nm以下,获得由均匀等轴晶组成、大角度晶界占多数的超细晶结构材料。但是,SPD工艺较为复杂,重复性较差,难以进行大规模工业化生产;其次,由于钛合金的变形抗力大,成形温度高且需要多道次变形才能达到细化效果,因此对设备要求高,生产成本高。
为了实现超细晶材料的工业规模生产,材料学者开始挖掘α+β钛合金的显微组织和变形特点,尝试采用应变较小的形变热处理方法制备晶粒尺寸细小的Ti-6Al-4V (质量分数,%,下同)钛合金。Semiatin等[18]在研究不同转变β组织对Ti-6Al-4V钛合金热压缩变形影响的基础上,提出通过降低变形温度或采用初始晶粒尺寸细小(尤其是降低钛合金中α片层厚度)的Ti-6Al-4V合金能够有效降低材料的最终晶粒尺寸和加工变形量。Zherebtsov等[19]、Park等[20]和Matsumoto等[21]分别采用高温压缩细小针状马氏体组织的Ti-6Al-4V合金,塑性真应变仅为1.2~1.4,就在压缩试样剪切带中观察到了细小等轴α晶粒,其晶粒尺寸0.5~2 μm。但是,采用形变热处理技术细化晶粒,因变形过程中存在回复和再结晶,晶粒细化有限,难以制备出超细晶材料,并且制备出的材料晶粒尺寸不均匀。
冷加工也是一种通过细化组织进而提高强度的重要途径。但是,常用Ti-6Al-4V钛合金的初始晶粒尺寸约为10 μm,且室温变形能力有限,导致其冷加工过程中需要多次退火,晶粒细化有限。相反,TC16钛合金,名义成分为Ti-3Al-4.5V-5Mo,具有优异的室温塑性,能够实现冷镦成形,并且α相和β相的晶粒尺寸为1~2 μm,有可能在相对较小的应变下实现晶粒尺寸的有效细化。本文作者[22]前期在TC16钛合金的室温单向压缩实验发现,当压缩真应变达到1.4 (变形量为75%)时,在压缩试样剧烈变形区中的α相和β相中均观察到了纳米晶,α相和β相的晶粒尺寸分别为50和100 nm;但由于室温压缩变形不均匀,除了纳米晶外,合金中还存在大尺寸晶粒;另外,位错滑移和应力诱发α′′马氏体分别是α相和β相的主要变形机制。
在TC16钛合金室温压缩变形实验基础上,本工作选用摩擦力小、单道次变形量大且变形后材料组织均匀的辊模拉丝技术[23~25],开展TC16钛合金室温辊模拉丝的显微组织和塑性变形行为的研究,探索工业规模生产晶粒均匀的超细晶钛合金丝材的方法。
采用3次真空自耗熔炼制备出TC16钛合金铸锭,然后铸锭经开坯、锻造、轧制、拉丝、退火等工艺,制备出直径为10.5 mm的丝材。随后,进行了TC16钛合金室温辊模拉丝实验,经过多道次的拉丝变形至直径3.6 mm。真应变ε=ln(A0/A),其中A0为原始丝材的横截面面积,A为变形后丝材的横截面积[26]。选取真应变分别为0、0.08、0.20、0.49、1.05、1.44和2.14的TC16钛合金丝材进行了显微组织分析和室温力学性能实验。物相分析采用D/max-2400PC X射线衍射仪(XRD, CuKα)进行。显微组织分析采用SSX-550 扫描电镜(SEM)和JEM-2100 透射电镜(TEM)进行。在TC16钛合金横截面SEM像基础上,手动描绘出α相晶粒轮廓,定量测量晶粒的面积,然后使用面积法计算α相的晶粒尺寸;在变形过程中,横截面上α相由初始的等轴组织转变为纤维组织,为了更好地对比辊模拉丝变形前后α相尺寸,采用等效圆直径统一变形前后α相的尺寸形状,进而揭示横截面组织中α相的尺寸变化情况。在TC16钛合金纵截面SEM像基础上,分别测量α相的长度和宽度,从而获得纵截面上α相长宽比变化情况。拉伸实验在AG-100KN万能力学试验机上进行,拉伸速率为1 mm/min;拉伸试样按照GB228.1-2010标准制成M6标准拉伸试样;限于拉伸试样尺寸要求,辊模拉丝变形后直径小于6 mm的丝材未进行室温拉伸实验。用Leco AMH43型全自动显微硬度仪测量Vickers硬度,载荷200 g,保压时间10 s。
图1为不同真应变的TC16钛合金丝材纵截面的XRD谱。可以看出,在辊模拉丝变形过程中,TC16钛合金丝材主要由α相和β相组成。在真应变0.20~2.14的试样中,55°~58°衍射峰宽化且不对称,该现象在亚稳β钛合金变形过程中有过报道[27,28],认为该峰是由(200)β衍射峰和(022)α''衍射峰组成。由于α''马氏体与α相、β相衍射峰位置接近,导致衍射峰较多重合,为了更清晰揭示55°~58°衍射峰的组成,对真应变1.05的TC16钛合金丝材的55°~58°衍射峰进行了分峰处理,具体见图2。可以看出,该衍射峰不对称,经标定确认该峰由(022)α''衍射峰和(200)β衍射峰组成。在辊模拉丝变形过程中,TC16钛合金中部分β相在应力诱发作用下转变为α''马氏体,该相变行为在TC16钛合金的冷轧变形[29]和室温压缩变形[22]过程中有过报道。
图1 不同真应变的TC16钛合金丝材纵截面的XRD谱
Fig.1 XRD spectra of TC16 titanium alloy wire at different true strains ε
图2 真应变为1.05的TC16钛合金丝材纵截面55°~58°衍射峰的XRD谱分峰结果
Fig.2 Detailed XRD patterns corresponding to 55°~58° of TC16 titanium alloy wire at ε =1.05
TC16钛合金室温辊模拉丝变形过程中,部分β相能够发生应力诱发α''马氏体转变,可能存在2方面原因：一是退火态的TC16钛合金整体的β稳定性系数(通常用β相稳定元素的Mo当量表示)为8,但是,本工作中β相的稳定性系数经测定为13,其马氏体相变开始温度Ms低于室温,但是,当外界施加应力,就会提高马氏体转变温度,促进β→α''相变;另一个原因可能是与α相和β相两相之间的相互作用力有关[30~35],在TC16钛合金辊模拉丝变形过程中,由于α相和β相的弹性模量不同,两相产生的应变不同,为了保证α/β相界面处的应变连续,界面产生相互作用力,提高了两相各自承受的应力,进而提高了剪切应力,从而克服β相与马氏体之间的自由能差,使β相发生应力诱发α''马氏体相变。
图3为不同真应变的TC16钛合金横截面和纵截面显微组织的SEM像。可以看出,横向组织与辊模拉丝变形方向垂直,纵向组织与辊模拉丝变形方向平行。图3中黑色衬度为α相,灰白色衬度为β相。从图3a和b可以看出,在未变形的初始态TC16钛合金试样中,α相均匀分布在β相基体上,α相和β相晶粒呈等轴状,且2相晶粒尺寸比较接近,经统计α相和β相体积分数分别约为53.5%和46.5%。
图3 不同真应变的TC16钛合金丝材横截面和纵截面显微组织的SEM像
Fig.3 Transverse section (a, c, e, g) and longitudinal section (b, d, f, h) SEM images of TC16 titanium alloy wire with true strains of 0 (a, b), 0.49 (c, d), 1.05 (e, f) and 2.14 (g, h)
从图3中可以看出,随着真应变的增加,TC16钛合金丝材的横截面显微组织中α相和β相尺寸均减小,两相颗粒数目增加;当真应变达到1.05后(图3e),大多数α相和β相由原始的近似等轴状转变为纤维状。这主要是因为在辊模拉丝变形过程中,丝材横截面受到两向压应力,在该应力状态作用下,α相和β相发生塑性变形,使得两相长度伸长,厚度变薄。当真应变达到2.14后(图3g),α相和β相得到了明显细化,两相纤维组织厚度均约为0.3 μm。
图4 不同真应变的TC16钛合金丝材横截面上α相尺寸和纵截面上α相长宽比的变化
Fig.4 Changes of grain size in transverse section (a) and aspect ratio in longitudinal section (b) of α phase in TC16 titanium alloy wire with the increase of true strain
随着真应变的增加,TC16钛合金丝材的纵截面显微组织中近似等轴的α相和β相逐渐被拉长,且两相的位向逐渐转向辊模拉丝方向;当真应变达到0.49时,α相和β相被拉长呈纤维状,等轴状相基本消失;当真应变达到1.05时,α相和β相位向已经基本平行于辊模拉丝方向;随着真应变的增加,纤维状α相和β相逐渐拉长,厚度变薄,长宽比增大;当真应变达到2.14时,α相和β相的长宽比大幅提高,两相的厚度大幅降低,均为0.3 μm。
图4a为不同真应变的TC16钛合金丝材横截面上α相尺寸变化情况。可以看出,在初始态TC16钛合金横截面显微组织中,α相的平均尺寸为1.2 μm,当真应变为0.49、1.05、1.44和2.14时,α相平均尺寸分别为1、0.71、0.55和0.37 μm。可见,随着真应变的增加,α相的平均尺寸近似呈线性下降关系。在辊模拉丝变形过程中,TC16钛合金横截面组织中β相的尺寸与α相尺寸相近,变化趋势相似。
图4b为不同真应变的TC16钛合金丝材纵截面上α相长宽比变化情况。可以看出,初始态TC16合金纵截面显微组织中,α相的平均长宽比为2.3,当真应变为0.2、0.49、1.05、1.44和2.14时,α相的平均长宽比分别为2.4、3.2、5.8、8.0和11.1。这些结果表明,随着应变的增加,在一向拉应力和两向压应力的作用下,纵向上的α相由等轴状转变为纤维状,并逐渐拉长、厚度变小。在辊模拉丝变形过程中,TC16钛合金纵截面组织中β相长宽比变化与α相变化趋势相似。
图5 真应变2.14的TC16钛合金丝材横截面和纵截面的TEM像和选区电子衍射图
Fig.5 Transverse section (a) and longitudinal section (b) TEM images and corresponding SAED patterns (insets) in TC16 titanium alloy wire with ε =2.14
图5a是真应变2.14的TC16钛合金丝材横截面TEM像、α相和β相的电子衍射斑点。黑色衬度为α相,灰白色衬度为β相,α/β相之间的相界相对清晰,靠近α/β相界的α相和β相内位错密度相对较高,出现了较多位错缠结与细小的位错胞和亚晶界,而远离α/β相界的α相和β相内位错密度相对较低,位错缠结相对较少,位错胞和亚晶界尺寸偏大。靠近α/β相界的α相和β相位错密度高的原因是,在TC16钛合金辊模拉丝变形过程中,由于α相和β相之间的协调变形,相界面处两相间应力较大,从而使α/β界面处的α相和β相变形程度高,两相内位错密度高、位错胞和亚晶界尺寸细小。从图5a中插图可以看出,α相和β相的衍射斑点已经接近连续环状,表明两相组织均得到了一定的细化;在β相的衍射斑点上,观察到α''马氏体的衍射斑点;通过对比两相衍射斑点的成环情况可以看出,α相的细化效果要低于β相。
图5b是真应变2.14的TC16钛合金丝材纵截面TEM像、α相和β相的电子衍射斑点。可以看出,α相和β相之间的边界相对模糊,α相和β相交替排列,靠近和远离α/β界面的两相内位错密度相差不大,且两相内都形成了大量的位错缠结和位错胞。从图5b中插图中可以看出,α相和β相的衍射斑点已经拉成环状,表明两相组织均得到了一定的细化;在β相的衍射斑点上,观察到α''马氏体的衍射斑点。
从上述不同真应变的TC16钛合金丝材显微组织中可以看出,采用室温辊模拉丝工艺可以有效细化α相和β相,横截面和纵截面上两相的宏观尺寸已降至0.3 μm,且两相衍射斑点已经近似环状。对比两相衍射斑点可以发现,β相的细化程度高于α相,这是由于β相属于bcc结构,拥有较多的滑移系, 易于变形;并且在室温辊模拉丝变形过程中,β相中发生应力诱发α''马氏体相变,α''马氏体的出现有效切割了β相,促进了晶粒细化。
图6a为不同真应变的TC16钛合金丝材的室温抗拉强度变化情况。可以看出,随着真应变的增加,TC16钛合金丝材的抗拉强度逐渐升高。原始TC16钛合金丝材的抗拉强度为893 MPa;当真应变为0.08时,抗拉强度增加了113 MPa,提升至1006 MPa;随后随着真应变的增加,抗拉强度的增幅降低;当真应变达到1.05时,抗拉强度为1217 MPa,与原始丝材相比,抗拉强度提高了324 MPa。
图6 真应变对TC16钛合金丝材室温拉伸性能的影响
Fig.6 Effects of true strain on strength (a) and plasticity (b) of TC16 titanium alloy in roller die drawing
图6b为不同真应变的TC16钛合金丝材的室温塑性变化情况。可以看出,真应变在0~1.05范围内的TC16合金丝材的断面收缩率几乎不变,维持在60%左右。当真应变提高至0.08时,延伸率由23%降至14.5%,随后随着真应变的增加,延伸率变化不大,维持在14%左右。真应变为1.05的丝材,其塑性依然较好,这是由于1.05的辊模拉丝真应变远未达到TC16钛合金室温变形极限,仍可进一步变形。
图7 不同真应变的TC16钛合金丝材纵截面显微硬度
Fig.7 Vickers hardness of longitudinal section of TC16 titanium alloy wire at different ε
图7为不同真应变的TC16钛合金丝材的纵截面显微硬度。可以看出,随着真应变的增加,显微硬度持续增大。原始TC16钛合金丝材的显微硬度为266 HV;当真应变为0.08时,显微硬度为282 HV,增幅16 HV;随着真应变的增加,增幅减小;当真应变达到1.05时,显微硬度为320 HV;当真应变达到2.14时,显微硬度为365 HV,与原始丝材相比,显微硬度提高了99 HV。
根据Hall-Patch公式[36]可知,随着晶粒尺寸的减小,材料的强度和硬度逐步提高。在TC16钛合金室温辊模拉丝变形过程中,α相和β相的尺寸由初始的1.2 μm降低到约0.3 μm,两相的晶粒尺寸得到了有效细化,相界面增多,在随后的拉伸和显微硬度实验中,相界面阻碍位错滑移变形,使位错滑移距离降低,从而导致TC16钛合金丝材强度和硬度大幅提高。另外,变形后的α相和β相中存在大量的位错缠结、位错胞和亚晶界,这些缺陷也会阻碍位错滑移,提高材料的强度和硬度。
室温辊模拉丝真应变为1.05的TC16钛合金丝材中,α相和β相的平均尺寸约为0.71 μm,其显微硬度为320 HV,抗拉强度达到1217 MPa,接近采用SPD技术制备的纯Ti超细晶材料抗拉强度水平(1250~1280 MPa)[3]。随着真应变增加到2.14时,α相和β相的平均尺寸约为0.3 μm,TC16钛合金的显微硬度提高至365 HV,其抗拉强度将超过1300 MPa,达到采用SPD技术制备的超细晶Ti-6Al-4V合金强度水平(1300~1370 MPa)[3]。室温辊模拉丝变形的TC16钛合金在小应变条件下,强度水平仍与SPD技术制备的Ti-6Al-4V钛合金相近,这可能是由于TC16钛合金中β相体积分数高达46.5%,而Ti-6Al-4V合金β相体积分数仅为8%;TC16钛合金中β相体积分数较高,α/β界面较多,且在室温辊模拉丝变形过程中,β相容易发生应力诱发α''马氏体相变,从而使组织细化速率较快;另外,由于α相和β相塑性变形性能不同,导致相界面处位错密度增加,从而使TC16钛合金材料的强度得到较大提升。
(1) 在辊模拉丝变形过程中,TC16钛合金丝材主要由α相和β相组成;并在真应变为0.20~2.14的试样中,出现了α''马氏体的(022)衍射峰,说明β相发生了应力诱发α''马氏体相变。
(2) 采用室温辊模拉丝工艺可以实现TC16钛合金丝材的晶粒细化。当真应变达到2.14时,横向和纵向的α相和β相明显细化,两相纤维状组织厚度均约为0.3 μm,两相显微组织也得到较大细化,且两相衍射斑点已经近似环状。
(3) 经过室温辊模拉丝变形的TC16钛合金丝材,抗拉强度和显微硬度大幅提高。当真应变达到1.05时,TC16钛合金丝材的抗拉强度由初始的893 MPa提高至1217 MPa,提高了324 MPa;当真应变达到2.14时,TC16钛合金丝材的显微硬度由初始的266 HV提高至365 HV,提高了99 HV。
The authors have declared that no competing interests exist.
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