钛材具有低密度、高强度、耐腐蚀、无磁性以及热膨胀系数低等优点，被誉为“宇航金属”和“海洋金属”^[1]。作为我国新能源、高端化工、3C电子和健康医疗等领域的新兴材料，其应用逐渐向小型轻量化、功能精细化方向发展，对材料的性能要求也从简单的结构支撑，向弯曲、拉伸和冲压等专项成型能力转变。近年来，随着钛材在生活用品行业的蓬勃发展，对其精确控形和精准控性提出了更高要求。在此背景下，钛材的各向异性作为深冲成型的关键性能指标，已成为现阶段材料加工企业关注的焦点。

纯钛在室温下为密排六方晶体结构，其点阵常数为a=0.295 nm，c=0.468 nm，钛的晶体点阵常数轴比c/a≈1.586。经典塑性变形理论指出，位错滑移为金属塑性变形的主要机制，其优先在原子最密排的晶面和晶向上形核，而各晶面的原子密排程度会受到晶格轴比的影响。钛的{$10\overline{1}0$}棱柱面和{$10\overline{1}1$}棱锥面的原子密度分别为{0001}基面的1.0914和0.9580倍，因此3个密排面具有相近的密排程度，其中棱柱面{$10\overline{1}0$}为最密排面，密排方向为<$11\overline{2}0$>^[2]，它也是在室温变形过程中最易启动的滑移系。

由于纯钛具有较低的晶体对称性及较少的独立滑移系，在变形热处理加工过程中极易形成明显的双峰织构，其典型特征是{0001}极图中最大极密度点从板面法向（ND）朝横向（TD）偏转30°~40°，接近($11\overline{2}5$)<$10\overline{1}0$>织构或($10\overline{1}3$)<$11\overline{2}0$>织构^[3]。织构对纯钛的力学性能影响显著，易导致严重的各向异性，因此要控制纯钛的性能，需深入研究其织构类型。Liu等^[4]研究发现，常规冷轧退火处理后的钛板具有较强的各向异性，经循环相变处理后，各向异性明显降低，其织构组成类型也发生明显变化。徐国富等^[5]阐述了退火过程中晶粒长大与织构变化的关系，前期织构变化显著，但随着晶粒长大和退火时间的延长，织构变化逐渐减慢。Jiang等^[6]研究发现，工业纯钛板材冷轧后在700 ℃下退火60 min时，主要织构组分为遗传的冷轧织构($11\overline{2}5$)<$11\overline{2}3$>和再结晶织构($\overline{1}013$)<$5\overline{2}$$\overline{3}0$>，随着退火时间的延长，其各向异性降低。张志波等^[7]研究发现，TA1纯钛板材冷轧退火时，再结晶充分而晶粒不长大的温度为570~590 ℃，超过该温度晶粒明显长大，抗拉强度和屈服强度显著下降。在冷轧工艺方面，张家铭等^[8]采用换向轧制替代全纵轧，使纯钛薄带形成(0001)<$10\overline{1}0$>和(0001)<$11\overline{2}0$>基面织构，增加了密排六方晶体厚度方向的变形阻力，降低了薄带的各向异性。吴佳欣^[9]采用二次冷轧（双轧程）方法轧制TA1纯钛板材，发现二次冷轧变形后的织构受一次冷轧变形程度的影响，且随着变形量的增大，最大极密度提高，但总体各向异性较一次冷轧有所降低。Huang等^[10]利用差速轧制的方法获取尽可能多的基面织构类型，以提升纯钛板材的力学性能。综上所述，降低退火温度、延长保温时间以及增加变形次数，既能细化晶粒又能减弱TA1纯钛的各向异性，提高其力学性能。由于不同冷加工变形与退火条件下，纯钛织构和力学性能的差异性较大，本文针对冷轧加工工艺及退火温度对织构强度的影响展开研究，从织构强度变化方面分析其对力学性能各向异性的作用机制。

1. 实验方法

工业纯钛在熔炼铸锭时，应采用与其最终产品的使用要求和性能要求相匹配的海绵钛，并控制杂质元素含量。本次实验选取0级海绵钛，杂质元素见表1。

表 1杂质元素（质量分数）%

下载:导出CSV

|显示表格

铸锭经锻造铣面后热轧成4.0 mm厚的半成品卷材，在带卷头部中心区域，取3片规格为4.0 mm×400 mm×400 mm的试样，分别标记为A试样、B试样和C试样，用以进行不同冷轧工艺的实验。A试样为单火次轧制，终轧加工率为85%；B试样为两火次轧制，终轧加工率为70%；C试样为三火次轧制，终轧加工率为50%，具体轧制方案见表2。由于3组试样轧制加功率不同，为确保材料在退火后达到完全再结晶状态，并获得晶界清晰的晶粒，所有试样在轧制过程中均采用680 ℃保温1 h空冷的退火工艺。制备好的3组0.6 mm厚试样同样采用该退火工艺（680 ℃保温1 h空冷）进行处理。

表 2冷轧方案

下载:导出CSV

|显示表格

退火实验在箱式电阻炉中开展，室温拉伸试验在CMT5105微机控制电子万能试验机上进行，测试方法遵循GB/T 228.1—2021《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》的规定。采用电子背散射衍射(EBSD)技术表征试样的显微组织及织构，所用试样通过线切割制备成8 mm×8 mm×0.6 mm的小块，经碳化硅砂纸由粗到细逐级打磨后，采用机械抛光+电解抛光工艺制备试样，电解抛光所用电解液为体积分数10%高氯酸+体积分数90%酒精溶液，在60 V电压下电解抛光45 s。EBSD表征在JSM-7001F型扫描电镜上完成。

冷轧加工工艺实验结束后，确定3组中各向异性最弱的试样冷轧方案，并在该4.0 mm热卷带头中心区域再取1块4.0 mm×400 mm×400 mm的试样，标记为D试样，按已确定各向异性最弱的冷轧方案重新制备冷轧态8 mm×8 mm×0.6 mm试样，分别在580、620、650、680和720 ℃下保温1 h后空冷，进行不同退火温度的再结晶退火实验，分析退火温度对材料各向异性的影响。由于TA1钛板经不同加工率冷轧变形后，变形组织中残留的储存能不同，其为再结晶提供的驱动力也存在差异，若采用C试样的轧制工艺，为避免出现再结晶不充分的情况，不考虑采用620 ℃以下的退火工艺。

2. 实验结果与分析

2.1 火次和变形量的影响

TA1试样在不同冷轧工艺中获得的反极图（IPF）见图1，拉伸力学性能见表3，其中TD为横向，RD为轧向。由图1可知，A、B、C 3个试样的晶粒尺寸基本一致，其中A试样平均晶粒度为34.5 μm，B试样为34.7 μm，C试样为33.5 μm，表明冷轧TA1试样经上述轧制退火工艺后，晶体畸变得以消除，材料发生完全再结晶。由于钛板中各晶粒的取向相同，变形过程中各晶粒的变形行为存在差异，且互相干扰和制约，取向变化过程非常复杂。图1中，晶粒的不同颜色反映晶粒间的取向关系，同一颜色的晶粒具有相同或相近的取向，经三火次、50%终轧加工率的试样晶粒颜色更加均匀一致，说明其各向异性程度低于另2个试样。

图 1经不同冷轧工艺后TA1试样得到的反极图：(a)试样A；(b) 试样B；(c) 试样C

下载:全尺寸图片幻灯片

表 3经不同冷轧轧制工艺后的拉伸力学性能

下载:导出CSV

|显示表格

表3中，以钛材横纵向屈服强度差值（ΔR_p0.2）、伸长率差值（ΔA₅₀）表示其力学性能各向异性的显著程度，可见3个试样的抗拉强度和屈服强度的规律相同，均为横向大于纵向，但伸长率与强度规律相反，横向均小于纵向。随着加工火次的增多和终轧加工率的减小，抗拉强度逐渐降低，屈服强度差异逐渐减小，不同方向伸长率提升的同时差值也在减小，导致此现象的主要原因是材料织构组织强度的变化。如图2所示，3个试样均为双峰织构，随着轧制火次的增多和终轧加工率的减小，{0001}基面极点的发散程度逐渐减小，最大极密度点从RD向TD偏转37°。A试样的双峰织构强度为20.9，B试样为14.5，C试样为12.6，说明变形火次对再结晶织构具有较大影响，多火次小变形量能够促使再结晶发生，弱化双峰织构。

图 2经不同冷轧工艺后TA1试样得到的极图：(a)试样A；(b) 试样B；(c) 试样C

下载:全尺寸图片幻灯片

2.2 不同退火温度的影响

在各向异性最弱的C试样上制备D试样，将D试样分别在620、650、680和720 ℃下退火，保温1 h、空冷处理后获得反极图，见图3。各试样均发生完全再结晶，其中720 ℃下平均晶粒度为66.9 μm，680 ℃下为33.5 μm，650 ℃下为26.5 μm，620 ℃下为18.9 μm。由图3可知，随着退火温度的降低，平均晶粒度尺寸减小，晶界增多，材料强度随之增强。

图 3D试样经不同温度退火后的反极图：(a) 720 ℃；(b) 680 ℃；(c) 650 ℃；(d) 620 ℃

下载:全尺寸图片幻灯片

D试样经不同退火工艺后的拉伸力学性能见表4。结果表明，随着退火温度的降低，其抗拉强度保持稳定，屈服强度逐渐升高，伸长率逐渐降低，屈服强度差值和伸长率差值逐渐减小，各向异性明显降低，这是由于退火温度对材料的织构产生了影响。不同工艺退火后的极图如图4所示，试样均呈现双峰织构，表现为{0001}基面的最大极密度点从RD向TD偏转35°。其中，720 ℃退火后的双峰织构强度为15.9，680 ℃退火后为12.5，650 ℃退火后为7.6，620 ℃退火后为6.9。冷轧TA1板的织构主要以(0001)<$1\overline{3}20$>、(0001)<$1\overline{2}10$>、(1124)<$11\overline{2}1$>和($11\overline{2}5$)<$1\overline{1}00$>等织构组分为主，其中($11\overline{2}5$)<$1\overline{1}00$>织构强度较高，为主要的织构类型。退火后，冷轧织构组分强度减弱，620 ℃时生成($011\overline{3}$)<$2\overline{1}$$\overline{3}0$>和($11\overline{2}2$)<$1\overline{1}00$>织构组分，这主要是由于退火处理后晶粒择优形核与生长；680 ℃时，这2种再结晶织构强度进一步升高；随着退火温度继续升高，除了晶粒吞并长大，一些亚稳定取向的晶粒会向着稳定取向转动，促使($011\overline{3}$)<$2\overline{1}$$\overline{3}0$>和($11\overline{2}2$)<$1\overline{1}00$> 2种织构迅速增强，且未发现其他较强织构类型生成。综上所述，退火温度对双峰织构强度影响较大，随着退火温度的降低，双峰织构强度减弱。

表 4D试样经不同退火工艺后的拉伸力学性能

下载:导出CSV

|显示表格

图 4试样D经不同退火工艺后的极图：(a) 720 ℃；(b) 680 ℃；(c)650 ℃；(d) 620 ℃

下载:全尺寸图片幻灯片

3. 结束语

（1）多火次小变形量的冷轧加工工艺有助于提升材料基面织构的占比，降低双峰织构强度，使材料更趋于各向同性。

（2）退火温度影响材料的双峰织构强度，随着退火温度的升高，双峰织构强度增加，各向异性明显。

（3）在三火次、终轧加工率50%、620 ℃再结晶退火的工艺条件下，TA1钛材双峰织构强度降低，材料各向异性程度最低。

来源--金属世界