120°模具室溫8道次 ECAP變形純鈦的組織演化

楊西榮, 趙西成, 王 成, 王幸運, 劉曉燕

(西安建筑科技大學冶金工程學院,西安 710055)

具有優(yōu)異生物化學相容性和生物力學相容性的純鈦材由于其強度較低、耐磨性較性差等缺點使其醫(yī)學應用受到限制,而組織超細化是提高純鈦材力學性能、擴大其應用范圍的有效途徑。等徑彎曲通道變形(Equal Channel Angular Pressing,簡稱ECAP)技術是目前制備塊體超細晶純鈦材的主要技術之一。其制備的超細晶純鈦材不僅具有優(yōu)良的性能(如高強度、較大的延伸率和低溫/高應變速率超塑性),而且還克服了納米粉團聚塊狀納米材料有空隙、易脆斷、易污染等缺陷。純鈦材在 883℃以下為密排六方結構,其滑移系較少,室溫可加工性差,故以前的研究通常采用提高擠壓溫度 (300～550℃)來實現(xiàn)純鈦的 ECAP變形[1-15]。但升高擠壓溫度將導致晶粒尺寸增加,致使組織細化和強化效率下降[16]。Semiatin等[17]在室溫下對純鈦材進行ECAP變形,結果試樣碎裂。本文作者及合作者[18～20]采用 120°模具,首次在室溫成功實現(xiàn)了純鈦的單道ECAP變形,并配合使用道次間退火工藝,成功實現(xiàn)純鈦的4道次ECAP變形[21],獲得了超細晶純鈦試樣。本文在前期研究的基礎上,通過改變ECAP變形模具參數(shù)和變形工藝條件,在室溫不采用道次間退火實現(xiàn)了純鈦材的8道次ECAP變形,獲得了表面光滑無裂紋的試樣,并對ECAP變形試樣的顯微組織演化進行分析研究。

1 實驗方法

實驗材料為熱軋態(tài)的純鈦(TA1),化學成分(質量分數(shù)/%)為：O 0.10,H 0.001,N 0.01,C 0.007和Fe 0.03。實驗原始材料的組織為等軸狀的單相α組織,平均晶粒尺寸約為23μm(如圖1所示)。

圖1 實驗材料的原始組織照片F(xiàn)ig.1 Opticalmicrostructure ofas-received TA 1

將實驗材料切割成尺寸為15mm×15mm× 70mm的ECAP試樣,放入兩通道夾角Φ=120°,外圓角Ψ=20°的模具,在室溫進行8道次ECAP變形,累積等效應變?yōu)?～5.08。變形時,為獲得更均勻的高角度晶界超細晶組織,實驗采用 BC方式(每道次變形后,試樣沿縱軸按相同方向旋轉 90°放入模具進行下一道次變形)進行變形[22],擠壓速率為2mms-1,潤滑劑采用以MoS2、石墨為主要成份的復合潤滑劑。

采用10%HF+20%HNO3+70%H2O溶液作為腐蝕液制備金相試樣,并用OLYMPAS-GX51型金相顯微鏡對試樣進行顯微組織觀測。采用 60%甲醇+35%丁醇 +5%高氯酸鉀溶液作為減薄液,在233K通過電解雙噴減薄來制備電鏡試樣,然后用JEM?2000EM型透射電子顯微鏡對變形試樣斷面的更精細組織進行觀察。

2 結果與討論

在室溫不采用道次間退火以BC方式實現(xiàn)TA1純鈦材的8道次ECAP變形后的試樣實物如圖2所示(試樣的擠出方向由上自下)。由圖可知,經(jīng)多道次ECAP變形后,均可獲得表面光滑無裂紋的試樣。

圖2 原始及不同道次ECAP變形后TA1試樣 A—原始樣; B—2道次;C—4道次;D—6道次;E—8道次Fig.2 Samples of CP-Ti A—as-received;B—2 passes; C—4 passes;D—6 passes;E—8 passes

2.1 低道次ECAP變形過程中光學顯微組織

圖3所示為TA1純鈦室溫1～3道次ECAP變形的光學顯微組織。從圖3a可知,在 TA1試樣進行 1道次變形后,原始的等軸晶粒被拉長,晶內出現(xiàn)大量的孿晶和相互平行的板條組織,不同晶粒內的孿晶和板條組織的方向有所差異。在變形組織中,仍存在有一些原始的等軸組織。2道次變形后,晶界模糊,晶內的孿晶和板條組織明顯細化,且可觀測到有些板條(或孿晶)相互交割(圖 3b中箭頭所示)。3道次變形后的晶粒破碎更為嚴重,晶界更為模糊,且板條狀組織更為細小(圖3c所示)。4道次變形后組織非常細小,光學顯微鏡已不可辨別。

2.2 TEM組織

圖4所示為純鈦室溫下經(jīng)過1道次ECAP變形后的TEM組織。由圖可知,原始晶粒被拉長,在晶粒內部形成具有一定方向的、互相平行的、寬度不均的剪切帶(圖4a),剪切帶的平均寬度約為0.5μm。這與bcc和fcc結構金屬1道次ECAP變形后所觀察到的組織相似[23-27],但與六方結構金屬鎂合金的ECAP變形后的組織形態(tài)有所不同[27]。這可能與鈦和鎂的層錯能不同或鎂合金中的合金元素的影響有關。這些板條狀剪切帶以高密度位錯墻隔開,板條內含有大量由高密度位錯纏結構成的胞狀組織。有文獻揭示[6,28],這些拉長的板條狀組織是由一系列的高密度孿晶構成,這些孿晶通常會從幾個晶粒發(fā)展成宏觀孿晶。圖 4b所示為兩個不同取向剪切帶相互交叉后,早期形成的剪切帶被后期形成剪切帶切斷成的復雜組織,說明在變形時產生了多系滑移。圖4c、d為TA1純鈦室溫1道次ECAP變形時出現(xiàn)的孿晶和針狀孿晶組織。

圖3 ECAP變形試樣的光學顯微組織 (a)1道次;(b)2道次;(c)3道次Fig.3 Opticalmicrostructures of Tibillets after ECAP：(a)one pass;(b)two passes;(c)three passes

本實驗在相鄰道次試樣的旋轉會引起兩次變形的剪切面發(fā)生變化,使得不同道次所形成的剪切帶相互切割,從而形成更為復雜的剪切帶組織(圖 5a所示)。這些板條狀剪切帶的邊界比 1道次剪切帶的邊界彎曲且模糊不清,其中分布的位錯密度更高。從圖 5b中可觀察到有部分新晶粒開始形成,但晶界仍不明銳,這可能是由于不同滑移系開動形成的不同剪切板條或孿晶相互切割后,使得板條內的高密度位錯胞發(fā)生重排,從而開始形成新的晶粒。本道次變形后形成的剪切帶的平均寬度約為0.35μm。

圖4 純鈦1道次ECAP變形試樣的TEM組織 (a)剪切帶; (b)復雜剪切帶;(c)孿晶;(d)針狀孿晶Fig.4 TEM m icrographs of CP-Ti after a single ECAP pass (a)Parallel shear bands;(b)More comp lex bands; (c)(d)twins

圖5 純鈦2道次ECAP變形試樣的TEM組織(a)剪切帶;(b)新晶粒形成Fig.5 TEM micrographs of CP-Tiafter ECAP for two passes (a)Shear bands;(b)Newly formed grains

經(jīng)3道次ECAP變形后,板條組織已逐漸消失,在剪切力的作用下先前形成的板條組織已經(jīng)破碎,進一步由胞狀組織演化形成亞晶組織(圖 6a所示)。圖6b是圖6a黑框區(qū)域的放大,顯示了新的亞晶形成過程。該亞晶粒由不同類型的晶界構成,圖中標記三角的邊界開始逐漸變得平直、明亮、清晰,與相鄰晶粒間晶界屬于大角度晶界,這可從其與相鄰晶粒的襯度不同推測得到。而其它部分(標注白色圓圈部分)邊界則模糊不清,不能明確辨別與相鄰晶粒的取向差。除這種混合晶界構成的新晶粒外,在 3道次ECAP變形組織中還可觀察到由小角度晶界構成的亞晶結構(圖中標記的A,B,C部分)。

圖6 純鈦3道次ECAP變形試樣的TEM組織 (a)晶粒結構;(b)同一晶粒的大角度晶界和小角度晶界;(c)小角度晶界Fig.6 TEM micrographs of CP-Tiafter ECAP for three passes (a)Grain structures;(b)Both high-angle and low-angle grain boundary segments existaround the same grain;(c)Low-angle grain boundary segments

4道次ECAP變形后的微觀組織仍是非常不均勻的(圖 7a),組織被細化,形成的等軸晶粒的平均尺寸約為0.25μm,相應的選區(qū)衍射斑點形成環(huán)狀,表明隨著ECAP變形道次及應變量的增加,亞晶內的位錯不斷向晶界處積聚,并重新排列和對消,從而形成完整的大角度晶界非平衡組織。而部分鄰近的衍射斑點拉長,說明產生衍射的晶粒間存在高的內應力或小角度晶界。經(jīng) 6道次擠壓變形后,形成的等軸組織的平均尺寸變化不大,晶粒中的位錯密度有所減少,而晶界更為清晰、明銳,衍射花樣的環(huán)狀也更加連續(xù)完整(圖7b)。這可能是由于擠壓道次的增加,晶界位錯的累積使不同晶粒的晶界發(fā)生轉動,從而使小角度晶界轉化為大角度晶界的結果。8道次變形后,從 TEM形貌可觀察到晶粒分布比較均勻,平均晶粒大小約為0.2μm,大部分晶粒形狀呈等軸狀,晶界非常明銳、清晰,晶內光滑,幾乎沒有位錯。但部分晶粒內部仍存在有亞晶組織及位錯胞狀結構,部分晶粒的晶界仍為大角度晶界和小角度晶界構成的非平衡組織。與其對應的選區(qū)衍射斑點形成的衍射環(huán)更連續(xù)。

圖7 純鈦不同道次ECAP變形試樣的TEM組織 (a)4道次;(b)6道次;(c)8道次Fig.7 TEM m icrographs of CP-Tiafter ECAP (a)four passes;(b)six passes;(c)eight passes

2.3 組織演化

從對純鈦ECAP變形各道次顯微組織的觀察,純鈦室溫ECAP變形過程中顯微組織演化過程可分為 3個不同階段,對應于 3種不同的演化機制。

第一階段顯微組織演化發(fā)生在第 1道次,其機制為位錯滑移和孿生協(xié)同作用細化機制,這與。眾所周知,純鈦在室溫塑性變形時,位錯主要沿柱面的 ＜a＞方向進行滑移,而在柱面 ＜a＞滑移僅有 2個獨立的滑移系,這顯然不能滿足多晶體塑性變形時晶粒間變形應當保持連續(xù)的Taylor模型假設條件。且僅通過柱面滑移不能產生＜c＞方向晶體塑性變形,要產生 ＜c＞方向晶體塑性變形則需要開動＜c+a＞型滑移或孿生變形來實現(xiàn)。這樣才能滿足多晶體不同方向上變形協(xié)調性的要求(必須有 5個獨立的滑移系開動)。而 ＜c +a＞型滑移和孿生變形的臨界分切應力高于相應的＜a＞型滑移分切應力。在純鈦ECAP變形開始時,取向有利的柱面滑移系先開動,當位錯滑移受到阻礙時位錯塞積而產生高應力集中區(qū)。高應力集中區(qū)處軟取向晶粒的＜c+a＞型滑移在高應力的作用下被誘導開動,以協(xié)調變形減小應力集中;而高應力集中區(qū)硬取向晶粒則通過孿生變形來改變晶體位向,使晶粒取向有利于滑移的進行,從而消除應力集中。因此在純鈦 1道次ECAP變形時＜a＞型、＜c+a＞型滑移與孿生變形相互補充、相互競爭、共同作用下,原始的等軸晶被拉長,并在晶內形成由高密度位錯胞構成的板條狀剪切組織。這些板條狀剪切組織在后續(xù)變形時會相互交割形成新晶粒,從而達到細化組織的目的。

第二階段顯微組織演化發(fā)生在第 2道次到第 4道次之間,其機制為動態(tài)回復細化機制。在繼續(xù)變形時,各晶粒內不同區(qū)域開動的滑移系不同,導致晶內形成了不同的高密度位錯胞,同時在不同板條狀剪切組織或孿晶相互交叉、切割的作用下,使晶粒嚴重“碎化”,從而形成由高密度位錯墻分隔開的胞塊組織,每個胞塊組織中包含有位錯胞狀結構(圖 5,6所示)。在外加應力的作用下,位錯胞中的可動位錯可脫離胞壁,使胞壁的穩(wěn)定性降低。同時,應變產生的大量空位的聚集使位錯的攀移速率增加,大量位錯通過攀移又重新進入胞壁,從而使胞壁位錯密度增加,當胞壁位錯達到某一臨界值時,不同符號的胞壁位錯會相互抵消,只留下同種符號的多余位錯,使胞壁進一步變薄。而這些保留多余位錯密度升高時,將會引起胞狀組織向晶粒狀組織的轉變[29]。這種由同種符號多余位錯構成的晶界是非常不平衡的,圍繞晶界存在有由晶界位錯產生的長程應力場所引起的大畸變晶格區(qū)。這部分晶界位錯在滑移運動時會引起晶界滑動和晶粒間相對位移。這一位錯相互抵消和重排過程通常被稱為“多邊形化”[30]。隨著變形的繼續(xù),位錯的相互抵消和重組更加徹底,重復多邊形化更加完善,形成更為完整的亞晶組織。

第三階段顯微組織演化發(fā)生在第 4道次到第 8道次之間,其機制為晶界轉動從而形成大角度晶界組織。進一步的變形使多邊形化過程加劇,形成越來越多的亞晶組織。這些亞晶組織在外加應力作用下,使同種符號多余位錯發(fā)生滑移,從而使亞晶發(fā)生轉動。在轉動過程中,不同亞晶間的取向差逐漸增大,小角度晶界逐漸向大角度晶界轉換,在晶粒間形成界面更為鋒銳的大角度等軸晶粒組織。因此從 4道次到8道次的ECAP變形過程來看,晶粒的大小變化不大(平均晶粒尺寸從0.25～0.2μm),但具有等軸狀的晶粒數(shù)目明顯增加,且晶界明銳清晰(圖7)。

3 結論

(1)在室溫下,ECAP技術可有效細化工業(yè)純鈦晶粒,經(jīng)過8道次ECAP變形后,平均晶粒尺寸由23μm減小到0.2μm。

(2)工業(yè)純鈦在室溫ECAP變形過程中顯微組織演化分為 3個不同階段：第一階段真應變量 ε≤1.27(1、2道次以前)時,其晶粒細化機制為位錯滑移和孿生交互作用細化機制,晶粒尺寸由初始狀態(tài)的23μm細化到0.35μm。在該機制的作用下,原始晶粒在剪切力作用下形成由高密度位錯胞、位錯墻和孿晶等構成的復雜板條組織;第二階段真應變量1.27＜ε＜2.54(2～4道次)時,其組織演化機制為動態(tài)回復機制,平均晶粒尺寸減小至 0.25μm,形成典型的變形亞晶組織;第三階段真應變量 ε≥2.54 (4道次以后)時,其晶粒細化機制為晶界轉動機制。在該機制的作用下,材料顯微組織更加均勻細小,晶界角度逐漸增大,最終形成平均晶粒尺寸約為 ～0. 2μm的等軸狀大角度晶界的超細晶組織。

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