张志强,董利民,关少轩,杨锐

中国科学院金属研究所 沈阳 110016

摘要

关键词：TC16钛合金;辊模拉丝;显微组织;力学性能;晶粒细化

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。

1 实验方法

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。

2 实验结果与讨论

2.1 室温辊模拉丝变形后的TC16钛合金相组成

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.1XRD spectra of TC16 titanium alloy wire at different true strainsε

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.2Detailed XRD patterns corresponding to 55°~58° of TC16 titanium alloy wire atε=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。

2.2 辊模拉丝过程中的TC16钛合金显微组织演化

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.3Transverse 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.4Changes of grain size in transverse section (a) and aspect ratio in longitudinal section (b) ofαphase 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.5Transverse section (a) and longitudinal section (b) TEM images and corresponding SAED patterns (insets) in TC16 titanium alloy wire withε=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。

2.3 不同真应变的TC16钛合金丝材室温力学性能

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.6Effects 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.7Vickers hardness of longitudinal section of TC16 titanium alloy wire at differentε

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。

3 结论

(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。

来源--金属学报