張志強, 董利民, 關少軒, 楊銳

中國科學院金屬研究所 沈陽 110016

摘要

關鍵詞： TC16鈦合金 ; 輥模拉絲 ; 顯微組織 ; 力學性能 ; 晶粒細化

晶粒細化是金屬材料一種極為重要的強化方式,它在實現材料高強度的同時,可保證材料良好的塑性和韌性,完全不同于傳統的以合金元素添加及熱處理為主要手段的強化思路,借此可充分挖掘材料潛力,使其獲得最佳的綜合使用性能。

目前,國內外學者普遍采用劇烈塑性變形(severe plastic deformation, SPD)技術,如等通道角擠壓(ECAP)、高壓扭轉變形(HPT)、累積疊軋技術(ARB)和靜液擠壓(HE)制備納米晶和超細晶結構的α[1~6]、α+β[3,7~12]和β[[13~17]鈦合金。該方法是在不改變金屬材料尺寸、不考慮初始顯微組織的前提下,通過施加很大的剪切應力,在相對較高溫度和高壓下獲得大塑性應變(真應變一般超過6~8),從而引入高密度位錯,能夠將平均晶粒尺寸細化到200 nm以下,獲得由均勻等軸晶組成、大角度晶界占多數的超細晶結構材料。但是,SPD工藝較為復雜,重復性較差,難以進行大規模工業化生產;其次,由于鈦合金的變形抗力大,成形溫度高且需要多道次變形才能達到細化效果,因此對設備要求高,生產成本高。

為了實現超細晶材料的工業規模生產,材料學者開始挖掘α+β鈦合金的顯微組織和變形特點,嘗試采用應變較小的形變熱處理方法制備晶粒尺寸細小的Ti-6Al-4V (質量分數,%,下同)鈦合金。Semiatin等[18]在研究不同轉變β組織對Ti-6Al-4V鈦合金熱壓縮變形影響的基礎上,提出通過降低變形溫度或采用初始晶粒尺寸細小(尤其是降低鈦合金中α片層厚度)的Ti-6Al-4V合金能夠有效降低材料的最終晶粒尺寸和加工變形量。Zherebtsov等[19]、Park等[20]和Matsumoto等[21]分別采用高溫壓縮細小針狀馬氏體組織的Ti-6Al-4V合金,塑性真應變僅為1.2~1.4,就在壓縮試樣剪切帶中觀察到了細小等軸α晶粒,其晶粒尺寸0.5~2 μm。但是,采用形變熱處理技術細化晶粒,因變形過程中存在回復和再結晶,晶粒細化有限,難以制備出超細晶材料,并且制備出的材料晶粒尺寸不均勻。

冷加工也是一種通過細化組織進而提高強度的重要途徑。但是,常用Ti-6Al-4V鈦合金的初始晶粒尺寸約為10 μm,且室溫變形能力有限,導致其冷加工過程中需要多次退火,晶粒細化有限。相反,TC16鈦合金,名義成分為Ti-3Al-4.5V-5Mo,具有優異的室溫塑性,能夠實現冷鐓成形,并且α相和β相的晶粒尺寸為1~2 μm,有可能在相對較小的應變下實現晶粒尺寸的有效細化。本文作者[22]前期在TC16鈦合金的室溫單向壓縮實驗發現,當壓縮真應變達到1.4 (變形量為75%)時,在壓縮試樣劇烈變形區中的α相和β相中均觀察到了納米晶,α相和β相的晶粒尺寸分別為50和100 nm;但由于室溫壓縮變形不均勻,除了納米晶外,合金中還存在大尺寸晶粒;另外,位錯滑移和應力誘發α′′馬氏體分別是α相和β相的主要變形機制。

在TC16鈦合金室溫壓縮變形實驗基礎上,本工作選用摩擦力小、單道次變形量大且變形后材料組織均勻的輥模拉絲技術[23~25],開展TC16鈦合金室溫輥模拉絲的顯微組織和塑性變形行為的研究,探索工業規模生產晶粒均勻的超細晶鈦合金絲材的方法。

1 實驗方法

采用3次真空自耗熔煉制備出TC16鈦合金鑄錠,然后鑄錠經開坯、鍛造、軋制、拉絲、退火等工藝,制備出直徑為10.5 mm的絲材。隨后,進行了TC16鈦合金室溫輥模拉絲實驗,經過多道次的拉絲變形至直徑3.6 mm。真應變ε=ln(A0/A),其中A0為原始絲材的橫截面面積,A為變形后絲材的橫截面積[26]。選取真應變分別為0、0.08、0.20、0.49、1.05、1.44和2.14的TC16鈦合金絲材進行了顯微組織分析和室溫力學性能實驗。物相分析采用D/max-2400PC X射線衍射儀(XRD, CuKα)進行。顯微組織分析采用SSX-550 掃描電鏡(SEM)和JEM-2100 透射電鏡(TEM)進行。在TC16鈦合金橫截面SEM像基礎上,手動描繪出α相晶粒輪廓,定量測量晶粒的面積,然后使用面積法計算α相的晶粒尺寸;在變形過程中,橫截面上α相由初始的等軸組織轉變為纖維組織,為了更好地對比輥模拉絲變形前后α相尺寸,采用等效圓直徑統一變形前后α相的尺寸形狀,進而揭示橫截面組織中α相的尺寸變化情況。在TC16鈦合金縱截面SEM像基礎上,分別測量α相的長度和寬度,從而獲得縱截面上α相長寬比變化情況。拉伸實驗在AG-100KN萬能力學試驗機上進行,拉伸速率為1 mm/min;拉伸試樣按照GB228.1-2010標準制成M6標準拉伸試樣;限于拉伸試樣尺寸要求,輥模拉絲變形后直徑小于6 mm的絲材未進行室溫拉伸實驗。用Leco AMH43型全自動顯微硬度儀測量Vickers硬度,載荷200 g,保壓時間10 s。

2 實驗結果與討論

2.1 室溫輥模拉絲變形后的TC16鈦合金相組成

圖1為不同真應變的TC16鈦合金絲材縱截面的XRD譜。可以看出,在輥模拉絲變形過程中,TC16鈦合金絲材主要由α相和β相組成。在真應變0.20~2.14的試樣中,55°~58°衍射峰寬化且不對稱,該現象在亞穩β鈦合金變形過程中有過報道[27,28],認為該峰是由(200)β衍射峰和(022)α''衍射峰組成。由于α''馬氏體與α相、β相衍射峰位置接近,導致衍射峰較多重合,為了更清晰揭示55°~58°衍射峰的組成,對真應變1.05的TC16鈦合金絲材的55°~58°衍射峰進行了分峰處理,具體見圖2。可以看出,該衍射峰不對稱,經標定確認該峰由(022)α''衍射峰和(200)β衍射峰組成。在輥模拉絲變形過程中,TC16鈦合金中部分β相在應力誘發作用下轉變為α''馬氏體,該相變行為在TC16鈦合金的冷軋變形[29]和室溫壓縮變形[22]過程中有過報道。

圖1   不同真應變的TC16鈦合金絲材縱截面的XRD譜

Fig.1   XRD spectra of TC16 titanium alloy wire at different true strains ε

圖2   真應變為1.05的TC16鈦合金絲材縱截面55°~58°衍射峰的XRD譜分峰結果

Fig.2   Detailed XRD patterns corresponding to 55°~58° of TC16 titanium alloy wire at ε =1.05

TC16鈦合金室溫輥模拉絲變形過程中,部分β相能夠發生應力誘發α''馬氏體轉變,可能存在2方面原因：一是退火態的TC16鈦合金整體的β穩定性系數(通常用β相穩定元素的Mo當量表示)為8,但是,本工作中β相的穩定性系數經測定為13,其馬氏體相變開始溫度Ms低于室溫,但是,當外界施加應力,就會提高馬氏體轉變溫度,促進β→α''相變;另一個原因可能是與α相和β相兩相之間的相互作用力有關[30~35],在TC16鈦合金輥模拉絲變形過程中,由于α相和β相的彈性模量不同,兩相產生的應變不同,為了保證α/β相界面處的應變連續,界面產生相互作用力,提高了兩相各自承受的應力,進而提高了剪切應力,從而克服β相與馬氏體之間的自由能差,使β相發生應力誘發α''馬氏體相變。

2.2 輥模拉絲過程中的TC16鈦合金顯微組織演化

圖3為不同真應變的TC16鈦合金橫截面和縱截面顯微組織的SEM像。可以看出,橫向組織與輥模拉絲變形方向垂直,縱向組織與輥模拉絲變形方向平行。圖3中黑色襯度為α相,灰白色襯度為β相。從圖3a和b可以看出,在未變形的初始態TC16鈦合金試樣中,α相均勻分布在β相基體上,α相和β相晶粒呈等軸狀,且2相晶粒尺寸比較接近,經統計α相和β相體積分數分別約為53.5%和46.5%。

圖3   不同真應變的TC16鈦合金絲材橫截面和縱截面顯微組織的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)

從圖3中可以看出,隨著真應變的增加,TC16鈦合金絲材的橫截面顯微組織中α相和β相尺寸均減小,兩相顆粒數目增加;當真應變達到1.05后(圖3e),大多數α相和β相由原始的近似等軸狀轉變為纖維狀。這主要是因為在輥模拉絲變形過程中,絲材橫截面受到兩向壓應力,在該應力狀態作用下,α相和β相發生塑性變形,使得兩相長度伸長,厚度變薄。當真應變達到2.14后(圖3g),α相和β相得到了明顯細化,兩相纖維組織厚度均約為0.3 μm。

圖4   不同真應變的TC16鈦合金絲材橫截面上α相尺寸和縱截面上α相長寬比的變化

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

隨著真應變的增加,TC16鈦合金絲材的縱截面顯微組織中近似等軸的α相和β相逐漸被拉長,且兩相的位向逐漸轉向輥模拉絲方向;當真應變達到0.49時,α相和β相被拉長呈纖維狀,等軸狀相基本消失;當真應變達到1.05時,α相和β相位向已經基本平行于輥模拉絲方向;隨著真應變的增加,纖維狀α相和β相逐漸拉長,厚度變薄,長寬比增大;當真應變達到2.14時,α相和β相的長寬比大幅提高,兩相的厚度大幅降低,均為0.3 μm。

圖4a為不同真應變的TC16鈦合金絲材橫截面上α相尺寸變化情況。可以看出,在初始態TC16鈦合金橫截面顯微組織中,α相的平均尺寸為1.2 μm,當真應變為0.49、1.05、1.44和2.14時,α相平均尺寸分別為1、0.71、0.55和0.37 μm。可見,隨著真應變的增加,α相的平均尺寸近似呈線性下降關系。在輥模拉絲變形過程中,TC16鈦合金橫截面組織中β相的尺寸與α相尺寸相近,變化趨勢相似。

圖4b為不同真應變的TC16鈦合金絲材縱截面上α相長寬比變化情況。可以看出,初始態TC16合金縱截面顯微組織中,α相的平均長寬比為2.3,當真應變為0.2、0.49、1.05、1.44和2.14時,α相的平均長寬比分別為2.4、3.2、5.8、8.0和11.1。這些結果表明,隨著應變的增加,在一向拉應力和兩向壓應力的作用下,縱向上的α相由等軸狀轉變為纖維狀,并逐漸拉長、厚度變小。在輥模拉絲變形過程中,TC16鈦合金縱截面組織中β相長寬比變化與α相變化趨勢相似。

圖5   真應變2.14的TC16鈦合金絲材橫截面和縱截面的TEM像和選區電子衍射圖

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

圖5a是真應變2.14的TC16鈦合金絲材橫截面TEM像、α相和β相的電子衍射斑點。黑色襯度為α相,灰白色襯度為β相,α/β相之間的相界相對清晰,靠近α/β相界的α相和β相內位錯密度相對較高,出現了較多位錯纏結與細小的位錯胞和亞晶界,而遠離α/β相界的α相和β相內位錯密度相對較低,位錯纏結相對較少,位錯胞和亞晶界尺寸偏大。靠近α/β相界的α相和β相位錯密度高的原因是,在TC16鈦合金輥模拉絲變形過程中,由于α相和β相之間的協調變形,相界面處兩相間應力較大,從而使α/β界面處的α相和β相變形程度高,兩相內位錯密度高、位錯胞和亞晶界尺寸細小。從圖5a中插圖可以看出,α相和β相的衍射斑點已經接近連續環狀,表明兩相組織均得到了一定的細化;在β相的衍射斑點上,觀察到α''馬氏體的衍射斑點;通過對比兩相衍射斑點的成環情況可以看出,α相的細化效果要低于β相。

圖5b是真應變2.14的TC16鈦合金絲材縱截面TEM像、α相和β相的電子衍射斑點。可以看出,α相和β相之間的邊界相對模糊,α相和β相交替排列,靠近和遠離α/β界面的兩相內位錯密度相差不大,且兩相內都形成了大量的位錯纏結和位錯胞。從圖5b中插圖中可以看出,α相和β相的衍射斑點已經拉成環狀,表明兩相組織均得到了一定的細化;在β相的衍射斑點上,觀察到α''馬氏體的衍射斑點。

從上述不同真應變的TC16鈦合金絲材顯微組織中可以看出,采用室溫輥模拉絲工藝可以有效細化α相和β相,橫截面和縱截面上兩相的宏觀尺寸已降至0.3 μm,且兩相衍射斑點已經近似環狀。對比兩相衍射斑點可以發現,β相的細化程度高于α相,這是由于β相屬于bcc結構,擁有較多的滑移系, 易于變形;并且在室溫輥模拉絲變形過程中,β相中發生應力誘發α''馬氏體相變,α''馬氏體的出現有效切割了β相,促進了晶粒細化。

2.3 不同真應變的TC16鈦合金絲材室溫力學性能

圖6a為不同真應變的TC16鈦合金絲材的室溫抗拉強度變化情況。可以看出,隨著真應變的增加,TC16鈦合金絲材的抗拉強度逐漸升高。原始TC16鈦合金絲材的抗拉強度為893 MPa;當真應變為0.08時,抗拉強度增加了113 MPa,提升至1006 MPa;隨后隨著真應變的增加,抗拉強度的增幅降低;當真應變達到1.05時,抗拉強度為1217 MPa,與原始絲材相比,抗拉強度提高了324 MPa。

圖6   真應變對TC16鈦合金絲材室溫拉伸性能的影響

Fig.6   Effects of true strain on strength (a) and plasticity (b) of TC16 titanium alloy in roller die drawing

圖6b為不同真應變的TC16鈦合金絲材的室溫塑性變化情況。可以看出,真應變在0~1.05范圍內的TC16合金絲材的斷面收縮率幾乎不變,維持在60%左右。當真應變提高至0.08時,延伸率由23%降至14.5%,隨后隨著真應變的增加,延伸率變化不大,維持在14%左右。真應變為1.05的絲材,其塑性依然較好,這是由于1.05的輥模拉絲真應變遠未達到TC16鈦合金室溫變形極限,仍可進一步變形。

圖7   不同真應變的TC16鈦合金絲材縱截面顯微硬度

Fig.7   Vickers hardness of longitudinal section of TC16 titanium alloy wire at different ε

圖7為不同真應變的TC16鈦合金絲材的縱截面顯微硬度。可以看出,隨著真應變的增加,顯微硬度持續增大。原始TC16鈦合金絲材的顯微硬度為266 HV;當真應變為0.08時,顯微硬度為282 HV,增幅16 HV;隨著真應變的增加,增幅減小;當真應變達到1.05時,顯微硬度為320 HV;當真應變達到2.14時,顯微硬度為365 HV,與原始絲材相比,顯微硬度提高了99 HV。

根據Hall-Patch公式[36]可知,隨著晶粒尺寸的減小,材料的強度和硬度逐步提高。在TC16鈦合金室溫輥模拉絲變形過程中,α相和β相的尺寸由初始的1.2 μm降低到約0.3 μm,兩相的晶粒尺寸得到了有效細化,相界面增多,在隨后的拉伸和顯微硬度實驗中,相界面阻礙位錯滑移變形,使位錯滑移距離降低,從而導致TC16鈦合金絲材強度和硬度大幅提高。另外,變形后的α相和β相中存在大量的位錯纏結、位錯胞和亞晶界,這些缺陷也會阻礙位錯滑移,提高材料的強度和硬度。

室溫輥模拉絲真應變為1.05的TC16鈦合金絲材中,α相和β相的平均尺寸約為0.71 μm,其顯微硬度為320 HV,抗拉強度達到1217 MPa,接近采用SPD技術制備的純Ti超細晶材料抗拉強度水平(1250~1280 MPa)[3]。隨著真應變增加到2.14時,α相和β相的平均尺寸約為0.3 μm,TC16鈦合金的顯微硬度提高至365 HV,其抗拉強度將超過1300 MPa,達到采用SPD技術制備的超細晶Ti-6Al-4V合金強度水平(1300~1370 MPa)[3]。室溫輥模拉絲變形的TC16鈦合金在小應變條件下,強度水平仍與SPD技術制備的Ti-6Al-4V鈦合金相近,這可能是由于TC16鈦合金中β相體積分數高達46.5%,而Ti-6Al-4V合金β相體積分數僅為8%;TC16鈦合金中β相體積分數較高,α/β界面較多,且在室溫輥模拉絲變形過程中,β相容易發生應力誘發α''馬氏體相變,從而使組織細化速率較快;另外,由于α相和β相塑性變形性能不同,導致相界面處位錯密度增加,從而使TC16鈦合金材料的強度得到較大提升。

3 結論

(1) 在輥模拉絲變形過程中,TC16鈦合金絲材主要由α相和β相組成;并在真應變為0.20~2.14的試樣中,出現了α''馬氏體的(022)衍射峰,說明β相發生了應力誘發α''馬氏體相變。

(2) 采用室溫輥模拉絲工藝可以實現TC16鈦合金絲材的晶粒細化。當真應變達到2.14時,橫向和縱向的α相和β相明顯細化,兩相纖維狀組織厚度均約為0.3 μm,兩相顯微組織也得到較大細化,且兩相衍射斑點已經近似環狀。

(3) 經過室溫輥模拉絲變形的TC16鈦合金絲材,抗拉強度和顯微硬度大幅提高。當真應變達到1.05時,TC16鈦合金絲材的抗拉強度由初始的893 MPa提高至1217 MPa,提高了324 MPa;當真應變達到2.14時,TC16鈦合金絲材的顯微硬度由初始的266 HV提高至365 HV,提高了99 HV。

來源--金屬學報