交叉軋制對(duì)TA1鈦箔材組織和性能的影響

李 蒙， 關(guān) 蕾， 鳳偉中， 王 新， 張永強(qiáng)

（1. 寶鈦集團(tuán)有限公司，陜西 寶雞 721014；2. 寶雞鈦業(yè)股份有限公司，陜西 寶雞 721014）

由于鈦合金具有比強(qiáng)度高、耐蝕性好和耐高溫等一系列優(yōu)點(diǎn)，已經(jīng)被廣泛應(yīng)用于航空航天、艦船和化工等領(lǐng)域[1-6]。

工業(yè)純鈦是一種比強(qiáng)度高和耐腐蝕性好的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有較高的工藝塑性，即使在冷變形的條件下也能夠?qū)崿F(xiàn)大變形。近年來(lái)，純鈦箔材的應(yīng)用越來(lái)越廣泛，例如板式換熱器、電解行業(yè)應(yīng)用的波紋板和鈦幕墻板等。

冷沖壓成形是箔材的一種重要成形方式。例如TA1鈦板式熱交換器片一般采用冷沖壓成形，帶材必須具有良好的脹形性能。純鈦箔材在沖壓成形過(guò)程中存在以下缺點(diǎn)：（1）回彈大，鈦的屈強(qiáng)比較高，彈性模量小，所以彈性應(yīng)變較高，成形后的回彈大；（2）塑性各向異性大，由于鈦合金帶箔材都是采用帶式方法軋制的，帶式生產(chǎn)過(guò)程中無(wú)法換向，所以帶箔材一般會(huì)存在顯著的力學(xué)性能各向異性現(xiàn)象，尤其是塑性各向異性會(huì)顯著影響沖壓成形，通常橫向塑性低于縱向，導(dǎo)致沖壓開(kāi)裂。

本文以TA1鈦合金為試驗(yàn)材料，在帶式生產(chǎn)過(guò)程中進(jìn)行切片，然后進(jìn)行交叉軋制，研究交叉軋制對(duì)TA1鈦合金箔材組織和性能的影響。

1 試驗(yàn)材料和方法

本文以TA1鈦合金為試驗(yàn)材料，其成分見(jiàn)表1。采用海綿鈦經(jīng)真空自耗熔煉制備成TA1鈦合金鑄錠，然后鍛造成厚為155 mm的板坯，再經(jīng)過(guò)熱軋軋制成薄板坯，最后將薄板坯冷軋成厚0.1 mm的箔材。薄板坯冷軋箔材的過(guò)程中，采用兩種軋制方式：一種是普通軋制，即采用帶式方法軋制，無(wú)法進(jìn)行換向交叉軋制；另一種是交叉軋制，即剪切一部分片狀試樣，在后續(xù)軋制過(guò)程中改變軋制方向（旋轉(zhuǎn)90°），然后再次沿著原方向軋制到最終成品。軋制后，將采用普通軋制和交叉軋制的箔材在真空退火爐中進(jìn)行退火，退火溫度分別為680，700和720 ℃，時(shí)間為1 h。

完成退火后，采用光學(xué)顯微鏡對(duì)試驗(yàn)箔材的顯微組織進(jìn)行觀察，利用拉伸機(jī)對(duì)試驗(yàn)箔材的室溫力學(xué)性能進(jìn)行測(cè)試。拉伸試驗(yàn)按照GB/T 228.1—2010標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行。

表1 TA1鈦合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Tab.1 Chemical compositions of TA1 titanium alloy（mass fraction，%）

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微組織

圖1和圖2為普通軋制和交叉軋制箔材縱橫向顯微組織照片。從圖1和圖2中可以看出，顯微組織都由等軸的α晶粒組成，并且晶界都是平直的，這說(shuō)明顯微組織中的α晶粒屬于靜態(tài)再結(jié)晶晶粒。冷軋后，顯微組織中的變形α晶粒內(nèi)部存在高密度的位錯(cuò)，使變形儲(chǔ)存能顯著提高，退火后，顯微組織中會(huì)出現(xiàn)靜態(tài)再結(jié)晶現(xiàn)象，變形α晶粒變成等軸α晶粒。

圖1 ND-TD面的顯微組織Fig.1 Microstructures of ND- TD plane

圖2 ND-RD面的顯微組織Fig.2 Microstructures of ND-RD plane

對(duì)比兩種軋制工藝對(duì)顯微組織的影響發(fā)現(xiàn)：采用交叉軋制后的試樣退火后，晶粒尺寸沒(méi)有顯著差別，并且晶粒尺寸對(duì)退火溫度不敏感，隨著溫度的升高，晶粒尺寸沒(méi)有顯著的差異。

普通軋制后的試樣退火后，晶粒尺寸存在顯著差別，一部分晶粒的尺寸很小，另一部分晶粒的尺寸很大，并且隨著退火溫度的升高，晶粒尺寸的差別越來(lái)越明顯，局部出現(xiàn)了晶粒異常長(zhǎng)大的現(xiàn)象。

為進(jìn)一步分析晶粒尺寸的變化情況，利用金相顯微鏡在同種狀態(tài)下獲取了多個(gè)圖像，采用截線(xiàn)法對(duì)晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，統(tǒng)計(jì)次數(shù)為5次，統(tǒng)計(jì)結(jié)果見(jiàn)表2所示。從表2中可以看出：采用交叉軋制的試樣退火后，晶粒尺寸小，晶粒在退火過(guò)程中長(zhǎng)大速度較慢；普通軋制的試樣退火后，晶粒尺寸大，晶粒在退火過(guò)程中的長(zhǎng)大速度較快。

2.2 力學(xué)性能

表3和表4分別列出了TA1鈦合金箔材的力學(xué)性能和對(duì)應(yīng)方差。從表3中可以看出：（1）交叉軋制后，縱橫向強(qiáng)度顯著降低，塑性顯著提高；（2）隨著退火溫度的升高，合金強(qiáng)度逐漸降低，塑性逐漸降低。從表4中可以看出，力學(xué)性能的方差很小，說(shuō)明數(shù)據(jù)比較可靠。進(jìn)一步利用表3中的力學(xué)性能數(shù)據(jù)對(duì)試樣的縱橫向強(qiáng)度和塑性差異以及屈強(qiáng)比做分析，具體結(jié)果見(jiàn)表5。從表5中可以看出，交叉軋制后的試樣，不但強(qiáng)度和塑性的各向異性程度顯著減小，而且交叉軋制能夠減小橫向屈強(qiáng)比，而對(duì)縱向屈強(qiáng)比的影響不大。

表3 縱橫向力學(xué)性能Tab.3 Longitudinal and transverse mechanical properties

表4 力學(xué)性能的方差Tab.4 Variance of mechanical properties

3 討 論

從本文的試驗(yàn)結(jié)果可知：交叉軋制后，顯微組織的均勻性明顯改善，箔材縱橫向力學(xué)性能差異顯著減小。采用普通帶式生產(chǎn)的箔材，由于存在很強(qiáng)的織構(gòu)，所以材料的力學(xué)性能各向異性比較顯著。根據(jù)EBSD分析可知，普通軋制后，織構(gòu)為典型的基面織構(gòu)，交叉軋制后，基面織構(gòu)弱化，并且出現(xiàn)了多種織構(gòu)組分，結(jié)果如圖3所示。

表5 縱橫向力學(xué)性能絕對(duì)差以及屈強(qiáng)比Tab.5 Absolute differences of longitudinal and transverse mechanical properties and yield ratio

沖壓是箔材的一種重要的成形方式。從沖壓的角度考慮，交叉軋制后，材料的強(qiáng)度降低，沖壓成形過(guò)程中的變形抗力減小，塑性升高，材料沖壓過(guò)程中不容易開(kāi)裂。屈強(qiáng)比反映了材料均勻塑性應(yīng)變的大小，屈強(qiáng)比越小，材料的均勻塑性應(yīng)變?cè)酱螅讲蝗菀桩a(chǎn)生應(yīng)力集中現(xiàn)象，有利于沖壓，同時(shí)屈強(qiáng)比越小意味著材料的屈服強(qiáng)度越低，沖壓成形過(guò)程中的回彈越小。

圖3 普通軋制和交叉軋制后的織構(gòu)Fig.3 Texture after normal rolling and cross rolling

由表2可知，試樣交叉軋制并退火后，晶粒長(zhǎng)大速度慢；試樣普通軋制退火后，晶粒長(zhǎng)大速度快，尤其是720 ℃退火后，出現(xiàn)了晶粒異常長(zhǎng)大現(xiàn)象。晶粒靜態(tài)再結(jié)晶形核和長(zhǎng)大與取向密切相關(guān)，分別稱(chēng)為定向形核理論和取向長(zhǎng)大理論。這種理論認(rèn)為，再結(jié)晶形核和長(zhǎng)大過(guò)程中，只有取向有利的晶核才能形核和長(zhǎng)大。交叉軋制后，由于織構(gòu)顯著弱化，后續(xù)退火過(guò)程中再結(jié)晶形核和長(zhǎng)大是隨機(jī)取向的，不同取向的晶粒在長(zhǎng)大過(guò)程中存在競(jìng)爭(zhēng)現(xiàn)象，所以晶粒長(zhǎng)大速度慢；而普通軋制后，由于存在很強(qiáng)的織構(gòu)，后續(xù)退火過(guò)程中再結(jié)晶形核和長(zhǎng)大存在擇優(yōu)取向的現(xiàn)象，所以擇優(yōu)取向的晶粒優(yōu)先長(zhǎng)大，不利取向的晶粒逐漸被吞并，所以晶粒長(zhǎng)大速度快。同時(shí)，普通軋制退火后，出現(xiàn)了晶粒異常長(zhǎng)大的現(xiàn)象，這就是二次再結(jié)晶現(xiàn)象。產(chǎn)生這種現(xiàn)象的原因是，當(dāng)晶粒正常長(zhǎng)大受到雜質(zhì)、第二相微粒和織構(gòu)等阻礙時(shí)，少數(shù)晶粒就可依靠其取向的有利關(guān)系發(fā)生選擇性長(zhǎng)大[7]。

通常材料的組織決定性能，從圖1和圖2中可以看出，TA1鈦合金箔材的顯微組織全部由等軸的α相晶粒組成。所以，力學(xué)性能的變化主要與α相的晶粒尺寸和晶界形狀密切相關(guān)。

對(duì)于顯微組織是單相的合金而言，晶粒尺寸與力學(xué)性能的關(guān)系通常用Hall-Petch關(guān)系來(lái)表征，具體表達(dá)式如下：

式中：σ為材料的屈服強(qiáng)度；σ0為移動(dòng)單個(gè)位錯(cuò)時(shí)產(chǎn)生的晶格摩擦阻力；K為常數(shù)；D為晶粒平均尺寸。

圖4為T(mén)A1鈦合金箔材的屈服強(qiáng)度與D-1/2的關(guān)系曲線(xiàn)。由圖4可知，屈服強(qiáng)度σ與D-1/2也呈線(xiàn)性關(guān)系。通過(guò)線(xiàn)性擬合得到不同條件下的Hall-Petch關(guān)系，σ0與D-1/2的值如表6所示。從表6中可以看出：交叉軋制后，σ0值顯著降低，K值都為正直；不采用交叉軋制后，σ0值較高，K值都為負(fù)值。σ0值反映了晶格的摩擦力，表征在單個(gè)晶粒中位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的晶格阻力，位錯(cuò)源在滑移面上發(fā)射位錯(cuò)后會(huì)導(dǎo)致晶界附近產(chǎn)生位錯(cuò)塞積現(xiàn)象，位錯(cuò)塞積會(huì)導(dǎo)致應(yīng)力集中出現(xiàn)，當(dāng)應(yīng)力集中達(dá)到某一臨界值時(shí)，毗鄰晶粒的其他滑移系啟動(dòng)，開(kāi)始發(fā)生塑性變形。σ0值越大，原始晶界附近位錯(cuò)塞積長(zhǎng)度越小，應(yīng)力集中程度越低；σ0值越小，說(shuō)明原始晶界位錯(cuò)塞積長(zhǎng)度越長(zhǎng)，應(yīng)力集中程度越高[8]。一般，晶粒尺寸越小，前者出現(xiàn)的可能性越大，晶粒尺寸越大，后者出現(xiàn)的可能性越大。K值的大小與材料的塑性變形機(jī)制密切相關(guān)。Stanford等[9]通過(guò)研究發(fā)現(xiàn)，在純鈦中，K值分為正負(fù)兩種情況，K值為正，說(shuō)明變形過(guò)程中主要的變形機(jī)制是位錯(cuò)滑移；K值為負(fù)，在變形過(guò)程中正在經(jīng)歷由滑移向?qū)\生的過(guò)渡。Bhattacharjee等[8]也認(rèn)為，K值反映的是位錯(cuò)塞積時(shí)產(chǎn)生的應(yīng)力的大小，這種應(yīng)力會(huì)使毗鄰晶粒發(fā)生屈服。K值為負(fù)，說(shuō)明隨著晶粒尺寸的增大，屈服強(qiáng)度增加。造成這種情況的原因如下：一方面，普通軋制退火后，顯微組織內(nèi)晶粒尺寸存在顯著差別；另一方面，普通軋制后，組織中存在很強(qiáng)的織構(gòu)，異常大晶粒的存在增強(qiáng)了織構(gòu)強(qiáng)化作用。軋制方式 取樣方向 Hall-Petch等式 σ0/MPa K/(MPa·mm1/2) R

圖4 TA1鈦合金箔材的屈服強(qiáng)度與D-1/2的關(guān)系曲線(xiàn)Fig.4 Relation between yield strength and D-1/2 of TA1 titanium alloy foil

表6 不同條件下的Hall-Petch公式中σ0與D-1/2的值Tab.6 Values of σ0 and D-1/2 in Hall-Petch relation under different conditions

4 結(jié) 論

（1）TAl鈦合金試樣采用交叉軋制和普通軋制并退火后，顯微組織都由等軸狀的α晶粒構(gòu)成；對(duì)比兩種軋制方式可以發(fā)現(xiàn)，采用交叉軋制后的晶粒尺寸小，組織更加均勻。

（2）隨著退火溫度的升高，材料的強(qiáng)度逐漸降低，塑性逐漸升高。

（3）采用交叉軋制后，試樣的強(qiáng)度降低，塑性升高，且強(qiáng)度和塑性各向異性程度顯著降低；同時(shí)，橫向屈強(qiáng)比顯著降低。

（4）晶粒尺寸與屈服強(qiáng)度遵循Hall-Petch關(guān)系。交叉軋制后，σ0值顯著降低，K值都為正直；普通軋制后，σ0值較高，K值都為負(fù)值。