Ti2AlNb薄板的织构及其对拉伸性能各向异性的影响

图1 循环热处理实验示意图

Fig.1 Schematic of cyclic heat treatment (AC—air cooling, FC—furnace cooling)

用电火花线切割将板材、板坯切割成若干尺寸为10 mm × 8 mm × 1.2 mm的矩形试样并从成品板材上切取拉伸试样，尺寸如图2所示，以便进行金相观察、电子背散射衍射(EBSD)测试、X射线衍射(XRD)测试和拉伸实验分析。切割后的矩形试样依次用150、800、2000和3000号砂纸打磨，随后采用纳米SiO₂抛光液抛去表面划痕。金相试样抛光后在Kroll试剂中(体积比HF∶HNO₃∶H₂O = 2∶1∶10)侵蚀约30 s后用酒精清洗吹干，分别在Axiovert 200MAT光学显微镜(OM)和Inspect F50扫描电子显微镜(SEM)下进行组织观察，采用Nano Measurer软件统计相尺寸；试样在机械抛光后，采用振动抛光消除表面应力层，在MIRA 3型SEM上采用Nordlys Max3型探头进行EBSD分析；试样经粗砂纸打磨掉线切割痕迹，在SmartLab XRD上进行物相分析，衍射角度10°~100°，扫描速率10°/min。

图2

图2 拉伸试样尺寸及切取示意图

Fig.2 Dimension (unit: mm) (a) and schematic (b) of tensile specimen (ND—normal direction, RD—rolling direction, TD—tranverse direction)

按照GB/T 228.1—2021《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》和GB/T 228.2—2015《金属材料拉伸试验第2部分：高温试验方法》进行室温(24 ℃)、650 ℃和700 ℃高温拉伸性能测试，每个温度和每个方向下取2根平行试样。室温拉伸实验在TSE 105D万能试验机上进行，高温拉伸实验在INSTRON 5582万能试验机和MTS E45.105万能试验机上进行。

2 实验结果

2.1 组织特征

Ti₂AlNb板材的XRD谱及组织观察结果如图3~5所示。可见，板材由O相、α₂相和B2相组成。从板材轧向-法向(RD-ND)面和横向-法向(TD-ND)面可以观察到明显的轧制流线，SEM下可观察到拉长的α₂晶粒、等轴α₂相和O相板条(图4和5)。经Nano Measurer软件统计，O相平均尺寸约为1.6 μm，α₂相平均尺寸约为1.3 μm。

图3

图3 Ti₂AlNb板材的XRD谱

Fig.3 XRD spectrum of the as-received Ti₂AlNb sheet

图4

图4 Ti₂AlNb板材轧向-法向(RD-ND)面形貌的OM像和SEM像

Fig.4 OM (a) and SEM (b) images of RD-ND plane of Ti₂AlNb sheet

图5

图5 Ti₂AlNb板材横向-法向(TD-ND)面形貌的OM像和SEM像

Fig.5 OM (a) and SEM (b) images of TD-ND plane of Ti₂AlNb sheet

2.2 取向与织构

对板材中B2相、α₂相和O相的织构进行分析，结果如图6~8所示。由极图和反极图可观察到，板材的各组成相都存在明显的织构。B2相的织构与{001}<100>立方织构相似(图6a)，但各个晶面相较于标准立方织构都具有一定角度的偏转，从图6b和c可以看出，B2晶粒基本为红色，具有明显的[001]//ND的特征。α₂相中存在明显的{11 $\bar{2}$ 0}<uvtw>织构(图7a)，晶体取向图和反极图表明α₂相中具有明显的[11 $\bar{2}$ 0]//ND和[0001]//TD的特征(图7b和c)。O相织构相对较弱，晶粒取向相较B2相、α₂相更为分散(图8a和b)，但具有较明显的<100>//ND特征(图8c)。

图6

图6 Ti₂AlNb板材B2相极图和晶体取向图

Fig.6 Texture of B2 phase in Ti₂AlNb sheet (Color bar: pole density, the same below)

(a) pole figures (b) inverse pole figure (IPF) coloring map (c) IPFs

图7

图7 Ti₂AlNb板材α₂相极图和晶体取向图

Fig.7 Texture of α₂ phase in Ti₂AlNb sheet

(a) pole figures (b) IPF coloring map (c) IPFs

图8

图8 Ti₂AlNb板材O相极图和晶体取向图

Fig.8 Texture of O phase in Ti₂AlNb sheet

(a) pole figures (b) IPF coloring map (c) IPFs

2.3 拉伸性能

表1列出了Ti₂AlNb合金板材的拉伸性能。结果表明，板材在拉伸性能上存在明显的各向异性。室温和高温拉伸强度均表现出横向高于纵向的特点：在室温下，纵向试样的屈服强度平均值低于横向试样24%；在650和700 ℃下，纵向试样的屈服强度相比于横向试样分别降低了17%和18%。材料的拉伸性能中断后伸长率可以直观反映材料的塑性，随着拉伸温度升高到700 ℃，横、纵向拉伸试样之间的塑性差异显著减弱：室温拉伸条件下，纵向拉伸的断后伸长率平均值较横向提高173%；但在650 ℃拉伸条件下，这一数值下降到93%；在700 ℃拉伸条件下，横、纵向的拉伸断后延伸率基本没有差异。这表明随着拉伸温度的升高，板材的拉伸塑性各向异性倾向减弱。

表1 Ti₂AlNb板材的室温和高温拉伸性能

Table 1 Tensile properties of Ti₂AlNb sheet at room temperature and high temperatures

Temperature ^oC	Load direction	R_p0.2 MPa	R_m MPa	A %
24	TD	1160	1198	2.0
	TD	1174	1190	5.5
	Avg.	1167	1194	3.75
	RD	883	983	12.0
	RD	889	978	8.5
	Avg.	886	980.5	10.25
650	TD	657	903	11.5
	TD	673	916	11.5
	Avg.	665	909.5	11.5
	RD	552	684	24.5
	RD	550	676	20.0
	Avg.	551	680	22.25
700	TD	544	818	17.5
	TD	543	813	17.5
	Avg.	543.5	815.5	17.5
	RD	442	635	18.0
	RD	444	634	20.0
	Avg.	443	634.5	19.0

Note:R_p0.2—yield strength, R_m—ultimate strength, A—elongation

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在650 ℃拉伸条件下，纵向试样和横向试样的屈强比有明显的差异，分别为0.81和0.73。随着拉伸温度升至700 ℃，纵向试样和横向试样的屈强比分别为0.69和0.66，均小于650 ℃拉伸条件下的屈强比。这表明相较于650 ℃的拉伸条件，700 ℃拉伸时纵向试样和横向试样在发生屈服后，参与变形的滑移系数量更多、变形阻力更小，因此具有更高的断后伸长率。同时在700 ℃下拉伸时，纵向试样、横向试样之间的屈强比差异不大，因此它们的断后伸长率没有表现出明显差异。在650 ℃拉伸条件下，尽管纵向试样屈强比更大，但从其应力-应变曲线(图9)可以看出：当应力达到峰值后，纵向试样在断裂前有1个较长的变形过程，而横向试样则更早地发生断裂，因此尽管纵向试样屈强比更高，但断后伸长率仍高于横向试样。

图9

图9 650 ℃拉伸横、纵向试样工程应力-应变曲线

Fig.9 Engineering stress-strain (σ-ε) curves of longitudinal and transverse specimens tensiled at 650 ^oC

3 分析与讨论

3.1 板材织构对拉伸性能的影响

材料拉伸性能的各向异性常与其本身的组织、织构等因素有关^[34]。对Ti₂AlNb合金板材的显微组织观察表明，板材横、纵截面的显微组织没有明显差异；EBSD分析发现板材中各相均具有较强的织构，说明晶粒取向具有明显的方向性。因此可以推测，织构是导致板材拉伸性能各向异性的主要原因。

Schmidt因子(SF)常被用来描述滑移系开动的难易程度，采用Channel 5软件对Ti₂AlNb板材中各相常见滑移系的SF进行了计算。图10和11中分别绘制了B2相和α₂相不同滑移系在不同加载方向下的SF分布图。由图10可知，B2相各滑移系的SF大部分在0.4以上，且SF的大小不受加载方向的影响，较大的SF说明B2相更容易发生滑移。

图10

图10 B2相各滑移系在不同加载方向下的Schmidt因子(SF)分布图

Fig.10 Schmidt factor (SF) distributions of slips in B2 phase load along the RD and TD

(a) {110}<111> (b) {112}<111>

图11

图11 α₂相各滑移系在不同加载方向下的SF分布图

Fig.11 SF distributions of slips in α₂ phase load along the RD and TD

(a) basal <a> slip

(b) prismatic <a> slip

Ti₂AlNb合金中的α₂相属于六方结构，本身滑移系数量较少，能够起到强化作用^[35]。其主要滑移系包括基面<a>滑移、柱面<a>滑移以及锥面<c + a>滑移^[36]。在α₂相的变形中，锥面<c + a>滑移系在室温下需要较大的临界分切应力才能启动，因此室温下变形主要是基面、柱面<a>滑移系启动^[37,38]。由图11可知，板材不同加载方向上α₂相的基面<a>滑移系的SF分布基本相近(图11a)，但柱面<a>和锥面<c + a>滑移系的SF表现出明显的方向性。当载荷沿TD施加时，柱面<a>滑移系的SF明显集中分布在0.2以下；当载荷沿RD施加时，SF则集中分布在0.3以上(图11b)。因此，沿TD方向加载时，α₂相的柱面滑移系更难开动；而沿RD方向加载时，α₂相的柱面滑移系则更容易开动。随拉伸温度升高到700 ℃，锥面<c + a>滑移系启动概率大大增加。尽管沿不同方向加载时，其锥面<c + a>滑移系的SF平均值相近(图11c)，但在分布区间上仍有较明显的差异：沿RD方向加载时锥面<c + a>滑移系的SF集中在0.3~0.4的区间；而沿TD方向加载时锥面<c + a>滑移系SF更多地分布在0.4以上的区间。因此对于锥面<c + a>滑移系而言，沿TD方向比RD方向更易于变形，因此在700 ℃拉伸时，板材横、纵向试样间的塑性差异有所减小。

具有正交结构的O相与具有六方结构的α₂相的晶格参数差异较小，因此O相的主要滑移系类型与α₂相相同，包括基面<a>滑移、柱面<a>滑移以及锥面<c + a>滑移^[21,39]。O相各滑移系在不同加载方向下的SF结果见图12~14。计算结果与α₂相相似：基面<a>滑移的SF没有表现出明显的方向性(图12)；柱面<a>滑移则具有明显的沿TD加载低于沿RD加载时的特点(图13)；锥面<c + a>滑移中，{201}<10 $\bar{2}$ >滑移系的SF则在沿RD加载时具有更小的数值(图14b)。

图12

图12 O相基面滑移系在不同加载方向下的SF分布图

Fig.12 SF distributions of basal <a> slip in O_{phase load along the RD and TD}

(a) {001}<110> (b) {001}<100>

图13

图13 O相柱面滑移系在不同加载方向下的SF分布图

Fig.13 SF distributions of prismatic <a> slip in O phase load along the RD and TD

(a) {010}<100> (b) {110}<1 $\bar{1}$ 0>

图14

图14 O相锥面滑移系在不同加载方向下的SF分布图

Fig.14 SF distributions of prismatic <a> slip in O phase load along the RD and TD

(a) {131}<11 $\bar{4}$ > (b) {201}<10 $\bar{2}$ > (c) {221}<10 $\bar{2}$ > (d) {221}<11 $\bar{4}$ >

因此，板材中的α₂相、O相的柱面<a>滑移系在沿TD加载时均较难开动，导致板材在沿TD拉伸时具有更高的强度；随板材拉伸温度的升高，α₂相和O相锥面<c + a>滑移系的启动会弥补一部分因柱面<a>滑移系带来的各向异性，最终表现为板材在700 ℃下拉伸强度和塑性虽然仍存在各向异性，但由于高温下锥面<c + a>滑移的启动，板材横、纵向之间的拉伸性能差异显著低于室温和650 ℃拉伸结果。

根据α₂相极图中高密度点的分布特征，可将α₂相织构划分为2种类型：一种是高密度点集中在TD附近的近T型织构；一种是高密度点集中在RD附近(与RD方向约成23°夹角)的近R型织构。将α₂相晶粒在极图上的取向散点按柱面<a>滑移系的SF大小用不同颜色绘制出来(图15)，发现近T型织构α₂相晶粒的柱面<a>滑移系在沿TD加载的SF较小(图15a)，但在沿RD加载的SF较大(图15b)；而近R型织构α₂相晶粒数量虽然较少(图16)，但其SF呈现出与T型织构晶粒相反的规律(图15)。

图15

图15 α₂相柱面<a>滑移系的SF在{0001}极图上的分布

Fig.15 Distributions of SFs of α₂ phase prismatic <a> slip system on {0001} pole figure

(a) load along RD direction (b) load along TD direction

图16

图16 不同织构类型的α₂相晶粒分布图

Fig.16 Distributions of α₂ phases with different texture types (Insets show the 3D orientations at positions A, B, and C of α₂ phases)

(a) near T-type texture (b) near R-type texture

将2种取向的α₂相晶粒分离出来，可以看出近T型取向的α₂相晶粒数量较多，占α₂相晶粒总数的一半以上，这些α₂相晶粒的c轴平行于TD或与TD呈较小的角度(图16a)，而近R型取向的α₂相晶粒的c轴则向RD偏转(图16b)。分别计算这2类不同取向的α₂相晶粒柱面<a>滑移系的SF，结果如图17所示。沿TD加载时，近T型织构使柱面<a>滑移系的SF集中分布在0.2以下的区间，而近R型织构又会导致SF在0.3~0.5区间分布。沿RD加载时则表现出相反的规律，即近T型织构导致柱面<a>滑移系的SF分布在高数值(0.3~0.5)区间，而近R型织构使其分布在低数值(< 0.2)区间。2种类型的织构共同影响柱面<a>滑移，最终呈现出图11b中的SF分布情况。

图17

图17 沿不同方向加载时α₂相晶粒柱面<a>滑移系的SF分布图

Fig.17 SF distributions of α₂ phase prismatic <a> slip system with different types of textures load along RD and TD

(a) near T-type texture

(b) near R-type texture

尽管α₂相的极图(图7)表明，近R型织构的强度要高于近T型织构，但从图16中可以看出，实际上近T型取向的α₂相面积占比更高，达到了8.98% (占α₂相总面积的52.8%)，而近R型取向的α₂相只有5.70%面积占比(占α₂相总面积的33.5%)。此外，对不同的α₂相晶粒绘制了三维取向示意图(图16中插图)，其中近T型取向的α₂相晶粒的c轴均与TD平行或近似平行，但这些α₂相晶粒的c轴之间并不严格地互相平行，而是互相之间存在一定的角度，较为弥散地分布在c轴近似平行TD的区间内；而近R型取向的α₂相晶粒的取向则较为一致，绝大多数晶粒的c轴都与RD约成23^o的夹角。因此，尽管近T型取向的α₂相织构强度相对较弱，但实际上晶粒数量更多，在对柱面<a>滑移系的影响中占据主导，使其在沿TD加载时更难启动。

综上分析，α₂相中的近T型织构和O相的<100>//ND织构分别导致了各自的柱面<a>滑移系在沿TD、RD加载时启动的难易程度不同，进而导致板材在室温和650 ℃条件下拉伸时呈现出明显的各向异性；但在700 ℃条件下拉伸时，α₂相和O相中锥面<c + a>滑移系的启动在一定程度上削弱了这种各向异性，使横、纵向之间的差异有所减弱。

3.2 板材中织构的成因

α₂相和O相的织构导致板材表现出拉伸性能的各向异性，需对这2种相织构的成因进行研究。Suwas和Ray^[16]研究发现，在Ti-24Al-11Nb合金的热轧过程中，当α₂相直接从B2/β相中析出时会形成强烈的( $\bar{1}$ 210)<uvtw>织构，这与本工作中α₂相的织构类型相一致。本工作用板材在B2 + α₂两相区(980 ℃)轧制，板材轧制过程中α₂相既有从B2相中析出的相变过程，也有受到轧制产生变形的过程。为了进一步区分α₂相织构的形成原因，对B2 + α₂两相区轧制前的板坯进行循环热处理实验(图1)，模拟板坯在B2 + α₂两相区轧制过程中经历的热循环过程。通过与成品板材进行对比，分析热处理和热变形对板材织构形成的影响。

由经循环热处理后的板坯XRD谱(图18)可知，板坯的物相与成品板材相同，为B2、α₂和O相。图19为经循环热处理后板坯中各相的极图。可以看出，经过多次热处理循环后，板坯中B2、α₂和O相的高密度点分布并不集中，织构强度较弱且与成品板材中的织构有明显的差别。因此，在仅经历热循环但不产生轧制变形的板坯中，B2 $\to$ α₂的相变过程并不会导致α₂相中{11 $\bar{2}$ 0}<uvtw>织构的形成。轧制变形可以近似视为法向受压、轧向受拉的平面应变状态，最终容易形成滑移面与轧面平行、滑移方向与轧向平行的织构^[40,41]；此外，当α₂相受压且基面平行压缩轴时，其柱面<a>滑移系容易启动^[42]。

图18

图18 经循环热处理后板坯的XRD谱

Fig.18 XRD spectrum of the unrolled Ti₂AlNb alloy slab

图19

图19 循环热处理后板坯各相极图

Fig.19 Pole figures of phases in unrolled alloy after heat cycle treatment

(a) B2 phase (b) α₂ phase (c) O phase

本工作中，在Ti₂AlNb板坯热轧过程中，热变形首先在B2相形成了近似{001}<100>取向的立方织构，随后在α₂ + B2两相区和α₂ + B2 + O三相区的温度区间内保温时，α₂相从B2相中析出，此时2相之间满足Burgers位向关系，即α₂相基面平行于B2相的(110)晶面，也与轧面法向平行。因此，在后续的热轧制过程中，α₂相基面可近似视为平行于压缩方向，其柱面<a>滑移系启动，最终在板材中形成{11 $\bar{2}$ 0}<uvtw>织构。板材中的O相是在轧制后的固溶和时效过程中从B2相和α₂相中析出的，这些析出的O相与α₂相满足(0001) $_{α_{2}}$ //(001) $_{O}$ 、[11 $\bar{2}$ 0] $_{α_{2}}$ //[100] $_{O}$ ，与B2相满足(110) $_{B 2}$ //(001) $_{O}$ 、[ $\bar{1}$ 11] $_{B 2}$ //[1 $\bar{1}$ 0] $_{O}$ 的Burgers位向关系。由于B2相和α₂相中已经各自产生了具有[11 $\bar{2}$ 0]//ND和[001]//ND取向特点的织构，O相因取向关系的遗传，形成了具有[100]//ND取向特点的织构。

4 结论

(1) Ti-22Al-24Nb-0.5Mo板材中各相存在明显的织构，其中B2相为有所偏转的立方织构；α₂相为{11 $\bar{2}$ 0}<uvtw>织构；O相为<100>//ND特征的织构。

(2) 板材轧制过程中的热变形导致α₂相的柱面<a>滑移，在板材中形成{11 $\bar{2}$ 0}<uvtw>织构；板材热处理过程中析出的O相和α₂相与初始B2相之间遵循Burgers位向关系，形成<100>//ND特征的相变织构。

(3) 板材的室温和650 ℃拉伸性能均存在明显的方向性，横向的拉伸强度高于纵向；700 ℃拉伸性能的各向异性明显弱化。

(4) α₂相的近T型织构和O相的织构使其柱面<a>滑移系在沿不同方向加载时产生各向异性，并使室温和650 ℃拉伸性能出现各向异性；700 ℃拉伸条件下α₂相、O相锥面<c + a>滑移系的启动弱化了这种各向异性。

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