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稀有金属 2019,43(08),863-871 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.xy18090028
工业纯钛等径弯曲通道变形过程中的孪生行为研究进展
刘晓燕 柳奎君 罗雷 杨西荣 张琪 高飞龙
西安建筑科技大学冶金工程学院
摘 要：
室温下具有密排六方 (hcp) 晶体结构的钛, 由于在晶体学上具有较低的对称性, 只有4个独立滑移系, 塑性变形能力差。工业纯钛的塑性变形机制主要为滑移和孪生, 且孪生变形在塑性变形过程中起着重要的作用, 显著地影响工业纯钛的显微组织及力学性能。等径弯曲通道变形 (equal channel angular pressing, ECAP) 是最具有工业应用前景的剧烈塑性变形技术之一, 成功制备性能优异的超细晶 (UFG) 工业纯钛。本文综述了工业纯钛ECAP变形过程中的孪生行为及机制研究进展。重点从ECAP变形工艺:挤压温度、挤压道次、挤压速度、模具参数以及晶粒尺寸等方面详细论述了工业纯钛ECAP变形过程中的孪生行为, 分析了工业纯钛ECAP变形过程中不同阶段的孪生机制, 并指出工业纯钛ECAP变形过程中的孪生行为及机制研究中存在的问题及今后的研究方向。
关键词：
工业纯钛 ;等径弯曲通道变形 ;孪生行为 ;孪生机制 ;
中图分类号： TG146.23;TG306
作者简介： 刘晓燕 (1980-) , 女, 内蒙古鄂托克旗人, 博士, 副教授, 研究方向:超细晶材料的组织与性能, 电话:029-82202923, E-mail:xauat-lxyan@hotmail.com;
收稿日期： 2018-09-19
基金： 国家自然科学基金项目 (51474170); 陕西省自然科学基金项目 (2016JQ5026) 资助;
Progress in Research on Twinning Behavior of Commercially Pure Titanium during Equal Channel Angular Pressing Liu Xiaoyan Liu Kuijun Luo Lei Yang Xirong Zhang Qi Gao Feilong
School of Metallurgical Engineering, Xi'an University of Architecture & Technology
Abstract：
Titanium, hexagonal close packed (hcp) metal at room temperature, has four independent slip systems due to its low crystal symmetry, which leads to low ductility especially at lower temperatures. The plastic deformation mechanisms of commercially pure titanium are slip and twinning. Twinning plays a significant role in the plastic deformation process, which strongly influences the microstructures and mechanical properties of commercially pure titanium. Equal channel angular pressing (ECAP) is one of the severe plastic deformation (SPD) technologies which have the potential for commercial applications. The ultrafine grained (UFG) commercially pure titanium with excellent properties was successfully fabricated by ECAP. Research on twinning behavior and mechanism of commercially pure titanium during ECAP was summarized. Twinning behavior of commercially pure titanium during ECAP was discussed in detail in term of deformation temperature, number of pass through the die, press speed, die parameter and grain size. Twinning mechanism of commercially pure titanium in the different stages during ECAP was analyzed. The research status and existing problems of twinning behavior and mechanism during ECAP and the further research direction were pointed out.
Keyword：
commercially pure titanium; equal channel angular pressing; twinning behavior; twinning mechanism;
Received： 2018-09-19
工业纯钛 (CP-Ti) 具有比强度高、 密度小以及优异的耐腐蚀性能等突出优点, 广泛应用于航空航天、 石油化工、 交通运输、 医药卫生等领域
[1 ,2 ,3 ,4 ,5 ]
。 而且, 纯钛无毒, 具有良好的生物相容性, 是理想的医用植入件材料。 然而, 较低的强度又限制了纯钛在医用植入件材料的深入应用。 俄罗斯科学家Valiev等
[6 ]
首次应用等径弯曲通道变形 (equal channel angular pressing, 简称ECAP) 和冷轧复合变形制备出高强度的超细晶工业纯钛, 其屈服强度/抗拉强度可以与常用的医用植入件材料Ti-6Al-4V相媲美, 使得超细晶工业纯钛成为钛合金在医用植入件应用领域中理想的替代材料。 目前研究人员已经着手ECAP制备的超细晶工业纯钛的应用研究和商业开发
[4 ,5 ]
。
钛在室温下具有密排六方的晶体结构, 在晶体学上具有较低的对称性, 独立的滑移系统较少, 塑性变形能力差。 对于多晶体工业纯钛, 在连续塑性变形过程中除了位错滑移, 孪生变形是一种非常重要的变形机制, 且极大地影响着工业纯钛的显微组织及力学性能。 在工业纯钛ECAP变形过程中, 孪晶的出现对变形过程组织和力学行为的影响主要表现为: 一方面, 孪晶的出现使晶格的取向发生变化, 晶体内更多滑移系启动, 位错滑移的阻力减小; 同时, 孪晶直接提供剪切应变, 使硬化率减小; 另一方面, 孪晶的出现, 改变晶格取向, 使原来的可动位错变为不可动位错, 提高材料强度, 即Basinski强化; 并且, 孪晶有细化晶粒的作用, 使位错滑移的距离减小, 起到强化作用, 即Hall-Petch强化
[7 ]
。
孪生变形对温度、 应变速率、 织构、 晶粒尺寸以及化学成分等因素都非常敏感。 在实际ECAP变形中这些因素既共同作用又相互影响, 使得工业纯钛塑性变形机制非常复杂。 因此, 对工业纯钛ECAP变形过程中的孪生行为及孪生机制进行研究就显得尤为重要。
本文主要从ECAP变形工艺: 挤压温度、 挤压道次、 挤压速度、 模具参数以及晶粒尺寸等方面论述了工业纯钛ECAP变形过程中的孪生行为, 并分析了工业纯钛ECAP变形过程中的孪生机制。
1 工业纯钛ECAP变形过程中的孪生行为研究
自从ECAP技术成功制备出高性能的超细晶工业纯钛, 国内外学者就致力于工业纯钛ECAP变形过程中孪生行为的研究, 努力探索孪生变形在工业纯钛的组织细化、 变形机制和强化机制中的作用, 来获得更高强度的超细晶工业纯钛
[6 ,8 ,9 ,10 ,11 ,12 ]
。
1.1 挤压温度和挤压道次对孪生行为的影响
1.1.1 单道次变形
由于工业纯钛有限的滑移系, 为了保证获得表面光滑无裂纹的ECAP变形试样, 早期的工业纯钛ECAP变形都是在提高变形温度 (主要在350～450 ℃) 的条件下实现的
[6 ,8 ,9 ,10 ,11 ,12 ,13 ,14 ,15 ,16 ,17 ,18 ,19 ]
。
韩国材料学者Shin最早研究了挤压温度 (200～600 ℃) 对工业纯钛ECAP变形过程中孪生行为的影响
[13 ]
。 研究发现: 当挤压温度为200 ℃时, 纯钛ECAP单道次变形后微观组织由大量拉长晶粒组成的板条构成, 未发现孪晶的存在, 说明在200 ℃进行ECAP变形时, 位错运动是纯钛的主要塑性变形机制; 当挤压温度为350 ℃时, 无论宏观组织 (金相) 还是微观组织 (TEM) 中都存在大量细密的
{ 1 0 ˉ 1 1 } 孪晶带, 说明
{ 1 0 ˉ 1 1 } 孪生变形是纯钛350 ℃ ECAP单道次变形时的主要变形机制。
这与先前关于纯钛传统的塑性变形研究结果不同: 1. 在350 ℃的小应变量变形时,
→ a 型位错滑移是其主要变形机制, 少量
{ 1 1 ˉ 2 2 } 孪生变形辅助激活次级滑移系
[20 ,21 ]
; 2. 在高于400 ℃变形时, 才存在
{ 1 0 ˉ 1 1 } 孪生
[20 ]
。 这充分说明ECAP变形不同于传统的塑性变形方法, ECAP变形的剪切方式、 大的剪切应变量和高的剪切速率都可能在更低的温度下激活
{ 1 0 ˉ 1 1 } 孪生。
随着挤压温度继续升高, 孪晶密度先增加后减小; 当挤压温度为600 ℃时, 在剪切带边界处出现细小的再结晶晶粒
[13 ]
。 由此可见, 挤压温度显著影响纯钛ECAP单道次变形的孪生行为。 之后出现的关于工业纯钛在400～450 ℃ ECAP单道次变形研究也观察到大量
{ 1 0 ˉ 1 1 } 孪晶带
[9 ,15 ]
。 Chen等
[16 ]
应用EBSD技术不仅再次证实了工业纯钛450 ℃ ECAP单道次变形的主要变形机制为{1011}孪生变形, 还首次观测到少量
{ 1 0 ˉ 1 2 } 孪晶, 而
{ 1 0 ˉ 1 2 } 孪生变形通常是室温变形时才能观察到的。 但是, 巴西学者Sordi等
[10 ]
在工业纯钛300 ℃ ECAP单道次变形后的显微组织中只发现极少量的微孪晶, 认为这是ECAP挤压条件和模具参数不同引起的。
上述工业纯钛单道次ECAP变形过程中的孪生行为研究都是针对较高变形温度的。 直到2008年, 本课题组
[22 ,23 ,24 ,25 ]
首次成功在室温实现工业纯钛ECAP变形。 近年来, 也有其他国内外学者在室温下实现工业纯钛ECAP变形
[25 ,26 ,27 ,28 ,29 ,30 ]
。
本课题组在工业纯钛室温ECAP单道次变形 (120°模具) 的TEM微观组织中发现大量与高温变形时相似的细小
{ 1 0 ˉ 1 1 } 孪晶带, 但并未观察到纯钛室温变形时常见的
{ 1 0 ˉ 1 2 } , { 1 1 ˉ 2 1 } 和
{ 1 1 ˉ 2 2 } 孪生变形
[22 ]
。 恰恰相反, Zhang等
[28 ]
在工业纯钛室温ECAP单道次变形 (135°模具) 的TEM微观组织中观察到大量的
{ 1 0 ˉ 1 2 } 孪晶带, 没有发现纯钛ECAP单道次变形中普遍报道的
{ 1 0 ˉ 1 1 } 孪晶。 Chen等
[27 ]
利用背散射电子衍射 (EBSD) 技术研究工业纯钛室温ECAP单道次变形 (110°模具) 后的微观组织, 其EBSD取向图如图1所示。 由图1可知, 工业纯钛室温ECAP单道次变形后组织中存在多种孪生变形, 分别是
{ 1 0 ˉ 1 1 } , { 1 0 ˉ 1 2 } , { 1 1 ˉ 2 1 } 和
{ 1 1 ˉ 2 2 } 孪生, 这是非常罕见的现象, 也是首次报道。 其中以
{ 1 0 ˉ 1 1 } 和
{ 1 1 ˉ 2 1 } 孪生为主, 它们是纯钛室温ECAP单道次变形能形成大量大角度晶界的主要原因。
上述研究虽然都是室温单道次变形, 但是所采用的模具参数不同 (135°模具、 120°模具和110°模具) , 挤压速度也不同 (0.5, 0.05 mm·s-1 ) , 导致ECAP变形过程中激活的孪生系不同。 对比研究结果可知, 随着模具夹角度数的减小, 单道次ECAP变形的等效应变量增大
[31 ]
, 纯钛室温ECAP变形所激活的孪生系越多。 这可能是因为在金属材料塑性变形过程中, 孪生切变量一般远小于滑移变形量, 孪生变形对金属材料塑性变形的直接贡献较小, 孪生变形的作用在于改变晶体的取向并释放应力集中, 激发进一步的滑移, 使滑移和孪生交替进行, 这样就可以实现较大的塑性变形
[32 ]
。
1.1.2 多道次变形
Shin等
[12 ]
发现纯钛350 ℃ ECAP单道次变形时的塑性变形机制以孪生变形为主导, 但2道次后则以
→ a 型和
→ a + → c 型位错滑移为主, 未发现
{ 1 0 ˉ 1 1 } 孪晶。 A 路径变形时, 基面
→ a 型位错滑移和微孪晶; B 路径变形时, 柱面
→ a 型位错滑移; C 路径变形时, 柱面
→ a 型和锥面
→ a + → c 型位错滑移。 Chen
[17 ,18 ]
分别应用TEM 和EBSD 技术发现工业纯钛450 ℃ ECAP 变形3～4道次过程中, 位错滑移是其主要的变形机制, 未检测到
{ 1 0 ˉ 1 1 } 孪晶, 但存在少量
{ 1 0 ˉ 1 2 } 孪生来协调变形。 Wang 等
[19 ]
在工业纯钛400 ℃ ECAP 变形8道次后的TEM 组织中发现少量宽度约为20 nm 的{0001}微孪晶, EBSD 和TEM 结果均显示: 基面
→ a 型位错滑移是其主要的变形机制。
图1 工业纯钛室温ECAP单道次变形组织的EBSD取向图
Fig.1 Typical EBSD orientation map of the novel deformation microstructure for CP-Ti after one-pass ECAP at room temperature
(a) Orientation map; (b) Corresponding grain boundary map showing HAGBs and different types of deformation twin boundaries
[27]
上述研究结果表明工业纯钛ECAP 变形过程中的孪生行为与挤压道次 (即等效应变量) 有关。 2017年, Dyakonov 等
[33 ]
在200 ℃使用120°模具Bc 方式对工业纯钛 (TA 4) 进行12道次ECAP 变形, 得到平均晶粒尺寸约为300 nm 的超细晶工业纯钛, 并系统研究了等效应变对孪生机制的影响。 ECAP 等效应变对孪晶界百分数的影响如表1所示。 由表1可知, 工业纯钛ECAP 变形过程中的组织结构演化按照等效应变分为3个阶段: 低应变阶段 (ε<1.4) , 中应变阶段 (1.4<ε<4.2) 和高应变阶段 (ε>4.2) 。 在低应变阶段,
{ 1 0 ˉ 1 2 } 孪生使得晶粒尺寸显著细化, 大角度晶界显著增加; 中应变阶段, 孪生变形被抑制, 晶粒细化过程减缓。 但是该阶段位错滑移促进了变形晶界的重排; 高应变阶段, 未发现孪晶, 主要是小角度晶界的取向差增加, 逐渐向大角度晶界的转变过程, 直到大角度晶界达到饱和状态。
2014年, 本课题组在室温使用90°模具成功实现了工业纯钛ECAP 多道次变形, 金相组织显示存在大量细小的孪晶, SEM 组织中也发现相互平行的片层状孪晶, 但是未标定出孪晶类型
[24 ]
。 2016年, Kadkho Dayan 等通过包覆技术采用135°模具以Bc 方式实现工业纯钛 (TA 2) 室温ECAP 3道次变形。 通过金相显微镜观察发现室温ECAP 变形后产生大量孪晶, 孪晶数量随着挤压道次的增加而显著增多, 且孪晶尺寸变细小。 但是没有具体分析孪晶的类型
[29 ]
。 该研究结果与前面提到的俄罗斯Dyakonov 等关于等效应变对孪生机制的影响并不矛盾, 因为135°模具的单道次等效应变为0.375, 经过3道次变形后, 总的等效应变为1.125, 属于低应变阶段, 孪生变形是其主要变形机制。 同年, 郭亚洲等在室温使用120°模具以Bc方式进行ECAP工业纯钛 (TA2) 4道次变形, 得到平均晶粒尺寸约为500 nm的超细晶工业纯钛。 分析了组织细化机制和强化机制, 通过EBSD分析确定了1道次ECAP变形过程中的压缩孪晶
{ 1 1 ˉ 2 2 } 和拉伸孪晶
{ 1 0 ˉ 1 2 } 的类型。 多道次变形后没发现孪晶, 即随着挤压道次的增加 (等效应变增大) , 孪生变形被显著抑制
[30 ]
。 本课题组采用EBSD技术对纯钛室温135°模具ECAP变形4道次 (等效应变量1.5) 的微观组织进行观测, 根据晶界的取向差和旋转轴确定出纯钛室温ECAP变形过程中产生多种类型孪晶, 即
{ 1 0 ˉ 1 1 } , { 1 0 ˉ 1 2 } , { 1 1 ˉ 2 1 } 和
{ 1 1 ˉ 2 2 } , 其中以
{ 1 0 ˉ 1 1 } , { 1 0 ˉ 1 2 } 和
{ 1 1 ˉ 2 2 } 3 种孪生系为主。 各道次取向分布图如图2所示。 由图2可知, 纯钛ECAP变形前为等轴晶粒。 1道次变形后, 部分等轴晶破碎为板条和较细小的晶粒, 出现大量孪晶。 2 道次变形后, 组织进一步细化, 存在大量孪晶。 4 道次变形后, 组织显著细化, 仍存在大量孪晶, 且孪晶尺寸明显减小。
表1 ECAP等效应变对孪晶界百分数的影响
Table 1 Effect of ECAP strain on fraction of twin boundaries (%)
Twin system
Misorientation
Initial
1.4
2.8
4.2
5.6
7.0
8.4
{ 1 1 ˉ 2 2 } < ˉ 1 ˉ 1 2 3 >
6 5 ° < 1 0 ˉ 1 0 >
0.2/0.3
0.2/0.0
0.1/0.2
0.1/0.1
0.1/0.1
0.1/0.2
0.1/0.1
0.2/0.2
{ 1 1 ˉ 2 1 } < ˉ 1 ˉ 1 2 6 >
3 5 ° < 1 0 ˉ 1 0 >
0.4/0.4
0.1/0.1
0.1/0.1
0.2/0.1
0.2/0.3
0.2/0.2
0.2/0.2
0.2/0.2
{ 1 0 ˉ 1 2 } < ˉ 1 0 1 1 >
8 5 ° < 2 ˉ 1 ˉ 1 0 >
0.2/0.2
6.0/3.9
4.3/1.4
1.0/0.8
0.3/0.2
0.7/0.4
0.7/0.2
0.4/0.4
{ 1 0 ˉ 1 1 } < ˉ 1 0 1 2 >
5 7 ° < 2 ˉ 1 ˉ 1 0 >
0.3/0.3
0.7/0.1
0.4/1.7
0.3/0.1
0.2/0.2
0.3/0.2
0.3/0.2
0.2/0.3
{ 1 1 ˉ 2 4 } < ˉ 2 ˉ 2 4 3 >
7 7 ° < 1 0 ˉ 1 0 >
0.2/0.2
0.2/0.0
0.1/0.1
0.1/0.1
0.1/0.1
0.1/0.1
0.1/0.1
0.1/0.1
{ 1 1 ˉ 2 3 } < ˉ 1 ˉ 1 2 2 >
8 7 ° < 1 0 ˉ 1 0 >
0.2/0.1
0.4/0.3
0.6/0.8
0.3/0.2
0.2/0.3
0.2/0.3
0.4/0.2
0.3/0.3
Note: Numerator and denominator showing fraction of twin boundaries in transverse and longitudinal section, respectively
1.2 挤压速度对孪生行为的影响
密排六方金属的变形机制受挤压速度的大小影响。 一般来讲, 挤压速度越大 (即应变速率越大) , 其塑性变形过程中越倾向于孪生变形。 这主要是由于应变速率增大时, 交滑移及晶界滑移等塑性变形方式不易进行, 导致局部应力集中, 从而促进孪生变形。 尤其是在室温附近以较高的速率变形时, 孪生很容易发生, 成为了主导密排六方金属塑性变形的主要机制
[34 ]
。
Shin等采用不同的挤压速度 (0.2和2.8 mm·s-1 ) 在350 ℃对纯钛进行ECAP单道次变形, 发现随着挤压速度的增加, 纯钛的塑性变形机制由位错滑移转变为
{ 1 0 ˉ 1 1 } 孪生变形
[14 ]
。 此外, 应变速率对工业纯钛的孪晶形貌和分布也会产生影响。 本课题组在室温以不同挤压速度 (1.5, 3.0, 6.0, 12.0, 60.0, 120.0和360.0 mm·min-1 ) 实现工业纯钛的单道次ECAP变形, 利用光学显微镜观察了变形后的组织形貌特征, 发现ECAP变形后组织中存在大量孪晶, 孪晶的趋向与挤压方向一致或呈一定的角度。 说明孪生变形是纯钛室温ECAP变形的主要机制。 随着挤压速度的增大, 纯钛ECAP 单道次变形后的组织更加均匀, 晶粒进一步细化
[35 ]
。 而且, 孪晶密度与挤压速度有明显的相关性。 随着挤压速度的提高, 孪晶密度先快速增加, 然后逐渐减缓, 最终达到饱和, 即孪晶密度基本保持不变。
图2 纯钛室温ECAP 变形组织的取向分布图
Fig.2 Grain orientation images of pure Ti after different ECAP passes at room temperature
(a) 0 pass; (b) 1 pass; (c) 2 passes; (d) 4 passes
1.3 原始组织对孪生行为的影响
材料原始组织的不同主要包括晶粒尺寸和原始织构的不同。 晶粒尺寸对孪生行为的影响主要体现在相同的变形条件下, 晶粒尺寸不同, 则材料的变形机制可能不同。 如细小的晶粒在塑性变形时容易发生晶界滑移来协调不均匀变形以释放应力集中, 使局部应力集中达不到孪生变形所需要的临界切应力而使孪晶未被激活。 如果晶粒尺寸较大, 则位错滑移程长, 不容易发生晶界滑动, 容易形成局部应力集中而发生孪生变形
[36 ]
。
目前, 关于原始组织对工业纯钛ECAP 变形过程的孪生行为影响研究较少。 Shin等采用不同初始晶粒尺寸 (～100 μm和～20 μm) 的纯钛进行ECAP变形, 发现随着初始晶粒尺寸的减小, 纯钛350 ℃ ECAP单道次变形的塑性变形机制由{1011}孪生变形转变为位错滑移
[14 ]
。 这是由于孪生变形对晶粒尺寸有较高的敏感性, 不同初始晶粒尺寸的纯钛在 ECAP 变形过程中孪生变形的活性不同。 通常, 晶粒尺寸越大, 孪生变形活性越大
[37 ]
。
美国学者Dheda和Mohamed
[26 ]
分别对未退火、 1033 K退火2 h和1173 K退火4 h纯钛进行室温单道次 ECAP 变形 (120°模具) , 研究具有不同初始组织的纯钛 (TA4) 单道次 ECAP 变形后的组织。 研究中3种不同初始组织的纯钛在室温ECAP变形中均未发现任何类型的孪晶。 与Shin等的研究结果比较发现, 除了初始晶粒尺寸和挤压速度之外, 工业纯钛的间隙原子含量 (例如溶质原子O, Al等元素) 也是影响ECAP变形过程中是否出现孪生变形的一个重要因素, 间隙原子含量的增加会显著抑制孪生变形的激活, 因此孪生只在纯钛或者O含量较低的工业纯钛的塑性变形中起到重要的作用
[38 ]
。 在纯钛的塑性变形中, 间隙原子含量对孪生临界分切应力的影响显著大于对开动滑移所需临界分切应力的影响。 室温下, 孪生临界分切应力的变化正比于间隙原子含量的平方根。 例如, 等级4和等级2的工业纯钛, 其间隙原子含量分别约为0.65%和0.194%。 由于间隙原子含量的增加使得其孪生临界分切应力的增加提高了180%。 这也解释了为什么Dheda和Mohamed的研究中未发现变形孪晶
[39 ]
。 另外, 由于孪生是具有极性的, 工业纯钛的晶粒取向与应力方向的关系对孪生发生的难易程度以及哪一种孪生变形启动具有重要的影响, 即材料的初始织构也会显著影响ECAP变形过程中的孪生行为
[40 ]
。 目前, 关于原始组织对多道次ECAP变形纯钛孪生行为的研究鲜有报道, 因此, 极有必要探索原始组织对纯钛ECAP多道次变形过程中的孪生行为的影响。
综上所述, 受挤压温度、 挤压道次、 挤压速度、 模具参数、 晶粒尺寸、 织构以及化学成分等众多因素的影响, 工业纯钛ECAP变形过程的孪生行为非常复杂。
2 工业纯钛ECAP变形过程中的孪生机制研究
由于六方晶系对称性较低, 导致密排六方金属的孪生机制较为复杂。 不同类型的孪晶产生的条件受c /a 值、 切变量、 原子移动难易程度、 边界能、 应力状态等因素影响, 使得其孪生机制至今没有完全明确, 现有的几种孪生机制主要有: 切变-重组理论
[41 ]
、 孪生位错运动理论
[42 ,43 ,44 ,45 ,46 ,47 ,48 ,49 ,50 ]
、 原子群转动理论
[51 ]
、 孪生的扰动理论
[52 ]
。 这些理论也存在不足, 有的理论在国内外学术界甚至存在着争议
[53 ,54 ]
。
上述孪生机制的提出是基于传统的密排六方金属, 即粗晶材料。 晶粒尺寸对于密排六方金属的孪生变形具有重要的影响。 当晶粒尺寸减小到超细晶和纳米晶时, 孪晶的形核和长大与粗晶时不同
[55 ]
。 上述孪生形核长大机制就不一定适合超细晶和纳米晶材料。 目前, 提出关于纳米晶材料的孪生晶界机制, 变形孪晶长大可以通过从晶界处发射不全位错 (孪生位错) , 即晶界可以作为孪生位错源, 然后不全位错的移动使孪晶长大
[56 ]
。 Yamakov等
[57 ]
使用分子动力学模拟也证明了晶界处可以发射不全位错。 该机制与粗晶材料的孪生位错机制相似, 都是认为孪晶的形核与长大是一个逐步进行的孪生位错运动的过程, 只是孪生位错源有所不同, 粗晶材料可以通过位错或晶界缺陷处产生孪生位错, 而纳米晶材料在晶界处产生孪生位错。 Li等
[15 ]
应用HRTEM技术观察了纯钛450 ℃ ECAP单道次变形中
{ 1 0 ˉ 1 1 } 孪晶的界面结构, 确认出一种新的具有b3/3孪生位错的
{ 1 0 ˉ 1 1 } 孪生模式, 该孪生模式比传统的b4孪生位错的
{ 1 0 ˉ 1 1 } 孪生模式具有更高的界面能, 因此可以协调更多的剪切应变。
综上所述, ECAP变形过程中, 初始阶段孪晶的形核位置是原始的大角度晶界和晶粒内部的位错; 当组织细化到超细晶或纳米晶时, 孪晶的形核位置可能是非平衡的大角度晶界处。
3 结束语
自从ECAP技术被提出后, 工业纯钛ECAP变形一直受到国内外学者的广泛关注。 目前, ECAP技术已经成为最具有工业应用前景的剧烈塑性变形技术之一。 关于工业纯钛ECAP变形过程中的孪生行为及机制方面做了大量研究工作, 主要集中在孪生类型的判断、 孪生产生的条件和孪生对变形的贡献等, 为高强度的超细晶工业纯钛的技术发展和应用提供了重要的理论依据。 关于工业纯钛ECAP变形过程中的孪生行为和机制以及存在的问题如下:
1. 工业纯钛ECAP变形过程中的孪生行为受挤压温度、 挤压道次、 挤压速度、 晶粒尺寸以及化学成分等众多因素的综合影响。 通常, 低温、 低等效应变量、 高应变速率、 大晶粒尺寸以及高纯度有利于激活工业纯钛ECAP变形过程中的各种孪生系。
2. ECAP变形制备的超细晶/纳米晶材料的孪生机制为孪生晶界机制, 即ECAP变形产生的非平衡的大角度晶界可以作为孪生位错源, 孪生位错的移动使孪晶长大。
3. 关于工业纯钛ECAP变形过程中的孪生形核和长大所需能量、 孪生临界应力值、 孪晶界的精细结构、 晶体缺陷在孪生形核过程中的作用等没有得到明确的揭示, 尚待进一步研究。
系统研究工业纯钛ECAP变形过程中的孪生行为及孪生机制等科学问题, 对充分发挥其潜能、 使其在工业、 航空航天和医学等众多领域广泛应用具有重要的实际意义。
参考文献
[1] Zhernakov V S, Latysh V V, Stolyarov V V, Zharikov A I, Valiev R Z.The developing of nanostructured SPD Ti for structural use [J].Scripta Materialia, 2001, 44 (8) :1771.
[2] Zhang C H, Gao P, Wang Y M, Hu X.Growth and mechanical properties of TiN thin films deposited on HESP TA2 substrate [J].Chinese Journal of Rare Metals, 2018, 42 (8) :841. (张聪惠, 高鹏, 王耀勉, 胡晓.高能喷丸对TA2表面TiN薄膜生长和力学性能的影响 [J].稀有金属, 2018, 42 (8) :841.)
[3] Valiev R Z, Semenova I P, Latysh V V, Rack H, Lowe T C, Petruzelka J, Dluhos L, Hrusak D, Sochova J.Nanostructured titanium for biomedical applications [J].Advanced Biomaterials, 2008, 10 (8) :B15.
[4] Eliasa C N, Meyers M A, Valiev R Z.Ultrafine grained titanium for biomedical applications:an overview of performance [J].Journal of Materials Reseach and Technology, 2013, 2 (4) :340.
[5] Raab G, Utyashev F.Development of SPD technologies and establishment of a production line for rod-shaped semiproducts out of nanostructured titanium for medical application [J].Materials Science Forum, 2011, 667-669:1159.
[6] Stolyarov V V, Zhu Y T, Lowe T C, Islamgaliev R K, Valiev R Z.A two step SPD processing of ultrafine-grained titanium [J].Nanostructured Materials, 1999, 11 (7) :947.
[7] Chen X, Gong M, Xia Y M.Microscopic mechanisms underlying the dynamic tensile behaviors of a commercially pure titanium at elevated temperatures [J].Journal of University of Science and Technology of China, 2009, 39 (6) :619. (陈翔, 龚明, 夏源明.纯钛高温动态拉伸力学行为的微观机制 [J].中国科学技术大学学报, 2009, 39 (6) :619.)
[8] Stolyarov V V, Zhu Y T, Alexandrov I V, Lowe T C, Valiev R Z.Grain refinement and properties of pure Ti processed by warm ECAP and cold rolling [J].Materials Science and Engineering A, 2003, 343 (1-2) :43.
[9] Fan Z, Jiang H, Sun X, Song J, Zhang X, Xie C.Microstructures and mechanical deformation behaviors of ultrafine-grained commercial pure (grade 3) Ti processed by two-step severe plastic deformation [J].Materials Science and Engineering:A, 2009, 527 (1-2) :45.
[10] Sordi V L, Ferrante M, Kawasaki M, Langdon T G.Microstructure and tensile strength of grade 2 titanium processed by equal-channel angular pressing and by rolling [J].Journal of Materials Science, 2012, 47 (22) :7870.
[11] Hajizadeh K, Eghbali B, Topolski K, Kurzydlowski K J.Ultra-fine grained bulk CP-Ti processed by multi-pass ECAP at warm deformation region [J].Materials Chemistry and Physics, 2014, 143 (3) :1032.
[12] Shin D H, Kim I, Kim J, Kim Y S, Semiatin S L.Microstructure development during equal-channel angular pressing of titanium [J].Acta Materialia, 2003, 51 (4) :983.
[13] Kim I, Kim J, Shin D H, Lee C S, Hwang S K.Effects of equal channel angular pressing temperature on deformation structures of pure Ti [J].Materials Science and Engineering A, 2003, 342 (1-2) :302.
[14] Kim I, Kim J, Shin D H, Park K T.Effects of grain size and pressing speed on the deformation mode of commercially pure Ti during equal channel angular pressing [J].Metallurgical and Materials Transactions A, 2003, 34:1555.
[15] Li Y J, Chen Y J, Walmsley J C, Mathinsen R H, Dumoulin S, Roven H J.Faceted interfacial structure of
{ 1 0 ˉ 1 1 } twins in Ti formed during equal channel angular pressing [J].Scripta Materialia, 2010, 62 (7) :443.
[16] Chen Y J, Li Y J, Walmsley J C, Dumoulin S, Gireesh S S, Armada S, Skaret P C, Roven H J.Quantitative analysis of grain refinement in titanium during equal channel angular pressing [J].Scripta Materialia, 2011, 64 (9) :904.
[17] Chen Y J, Li Y J, Walmsley J C, Dumoulin S, Roven H J.Deformation structures of pure titanium during shear deformation [J].Metallurgical and Materials Transactions A, 2010, 41 (4) :787.
[18] Chen Y J, Li Y J, Walmsley J C, Dumoulin S, Skaret P C, Roven H J.Microstructure evolution of commercial pure titanium during equal channel angular pressing [J].Materials Science and Engineering:A, 2010, 527 (3) :789.
[19] Wang L, Wang Y C, Zhilyaev A P, Korznikov A V, Li S K, Korznikova E, Langdon T G.Microstructure and texture evolution in ultrafine-grained pure Ti processed by equal-channel angular pressing with subsequent dynamic compression [J].Scripta Materialia, 2014, 77:33.
[20] Paton N E, Backofen W A.Plastic deformation of titanium at elevated temperatures [J].Metallurgical Transactions, 1970, 1 (10) :2839.
[21] Minonishi Y, Morozumi S, Yoshinaga H.Accommodation around{101}twins in titanium [J].Scripta Metallurgica, 1985, 19 (10) :1241.
[22] Zhao X C, Fu W J, Yang X R, Langdon T G.Microstructure and properties of pure titanium processed by equal-channel angular pressing at room temperature [J].Scripta Materialia, 2008, 59 (5) :542.
[23] Zhao X C, Yang X R, Liu X Y, Wang X Y, Langdon T G.The processing of pure titanium through multiple passes of ECAP at room temperature [J].Materials Science and Engineering:A, 2010, 527 (23) :6335.
[24] Zhao X C, Yang X R, Liu X Y, Wang C T, Huang Y, Langdon T G.Processing of commercial purity titanium by ECAP using a 90 degrees die at room temperature [J].Materials Science and Engineering:A, 2014, 607 (23) :482.
[25] Zhang Y, Figueiredo R B, Alhajeri S N, Wang J T, Gao N, Langdon T G.Structure and mechanical properties of commercial purity titanium processed by ECAP at room temperature [J].Materials Science and Engineering:A, 2011, 528 (25-26) :7708.
[26] Dheda S S, Mohamed F A.Effect of initial microstructure on the processing of titanium using equal channel angular pressing [J].Materials Science and Engineering:A, 2011, 528 (28) :8179.
[27] Chen Y J, Li Y J, Xu X J, Hjelen J, Roven H J.Novel deformation structures of pure titanium induced by room temperature equal channel angular pressing [J].Materials Letters, 2014, 117:195.
[28] Zhang Y, Figueiredo R B, Alhajeri S N, Wang J T, Gao N, Langdon T G.Structure and mechanical properties of commercail purity titanium processed by ECAP at room temperature [J].Materials Science and Engineering:A, 2011, 528:7708.
[29] Naseri R, Kadkho Dayan M, Shariati M.Static mechanical properties and ductility of biomedical ultrafine-grained commercially pure titanium produced by ECAP process [J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2017, 27 (9) :1964.
[30] Sun X Y, Guo Y Z, Wei Q M, Li Y L, Zhang S Y.A comparative study on the microstructure and mechanical behavior of titanium:ultrafine grain vs.coarse grain [J].Materials Science and Engineering A, 2016, 669:226.
[31] Iwahashi Y, Wang J T, Horita Z, Nemoto M, Langdon T G.Principle of equal-channel angular pressing for the processing of ultra-fine grained materials [J].Scripta Materialia, 1996, 35 (2) :143.
[32] Tu J.Deformation Twinning and Twinning Mechanism in Hexagonal Close Packing Subjected to Dynamci Plasitic Deformation [D].Chongqing:Chongqing University, 2013.4. (涂坚.动态塑性变形下六方金属的形变孪晶及孪生机制研究 [D].重庆:重庆大学, 2013.4.)
[33] Dyakonov G S, Mironov S, Semenova I P, Valiev R Z, Semiatin S L.Microstructure evolution and strengthening mechanisms in commercial purity titanium subjected to equal-channel angular pressing [J].Materials Science and Engineering:A, 2017, 701:289.
[34] Valle J A D, Ruano O A.Influence of texture on dynamic recrystallization and deformation mechanisms in rolled or ECAPed AZ31 magnesium alloy [J].Materials Science and Engineering:A, 2008, 487:473.
[35] Zhao J, Zhao X C, Yang X R, Lei N, Wang H.Influences of extrusion speed on twins of commerically pure titanium processed by ECAP at room temperature [J].Journal of Materials Science and Engieering, 2011, 29 (6) :906. (赵健, 赵西成, 杨西荣, 雷娜, 王海.挤压速度对工业纯钛室温ECAP变形孪晶的影响 [J].材料科学与工程学报, 2011, 29 (6) :906.)
[36] He J J.Twinning behavior and Twinning Mechanism in Magnedium Alloy AZ31 [D].Chongqing:Chongqing University, 2014.6. (何杰军.AZ31镁合金的形变孪生行为及孪生机制 [D].重庆:重庆大学, 2014.6.)
[37] Ghaderi A, Barnett M R.Sensitivity of deformation twinning to grain size in titanium and magnesium [J].Acta Materialia, 2011, 59 (20) :7824.
[38] Paton N E, Williams J C, Rauscher G P.The deformation of alpha-phase titanium[A].Jaffee R I, Burte M H.Titanium Science and Technology:Proceedings of the Conference [C].New York:Plenum Press, 1973, 2:1049.
[39] Liu X Y.Study on Deformation Behavior and Microstructures and Mechanical Properties of Commercially Pure Ti Processed by ECAP at Room Temperature [D].Xi′an:Xi′an University of Architecture and Technology, 2014.49. (刘晓燕.室温ECAP变形工业纯钛变形行为及组织性能研究 [D].西安:西安建筑科技大学, 2014.49.)
[40] Tirry W, Bouvier S, Benmhenni N, Hammami W, Habraken A M, Coghe F, Schryvers D, Rabel L.Twinning in pure Ti subjected to monotonic simple shear deformation [J].Materials characterization, 2012, 72:24.
[41] Orowan E.Dislocations in Metals [M].New York:American Institute of Mining and Metallurgical Engineers;1954.69.
[42] Wang J, Huang H C.Shockley partial dislocation to twin:another formation mechanism and generic driving force [J].Applied Physics Letters, 2004, 85 (24) :5983.
[43] Mendelson S.Dislocation dissociations in hcp metals [J].Journal of Applied Physics, 1970, 41 (5) :1893.
[44] Pond R C, Hirth J P.Defects at surfaces and interfaces [J].Solid State Physics, 1994, 47:287.
[45] Vaidya S, Mahajan S.Accommodation and formation of
{ 1 1 ˉ 2 1 } twins in Co single crystals [J].Acta Metallurgica, 1980, 28 (8) :1123.
[46] Thompson N, Millard D J.Twin formation in cadmium [J].Philosophical Magazine, 1952, 43 (339) :422.
[47] Mendelson S.Zonal dislocations and twin lamellae in hcp metals [J].Materials Science and Engineering:A, 1969, 4 (4) :231.
[48] Kronberg M L.Atom movements and dislocation structures for plastic slip in single crystal of beta-uranium [J].Journal of Nuclear Materials, 1959, 1 (1) :85.
[49] Westlake D G.Twinning in zirconium [J].Acta Metallurgica, 1961, 9 (4) :327.
[50] Serra A, Bacon D J, Pond R C.The crystallography and core structure of twinning dislocation in hcp metals [J].Acta Metallurgica, 1988, 36 (12) :3183.
[51] Jiang S.Deformation Behavior and Twinning Mechanism in Magnedium Alloy AZ31 [D].Chongqing:Chongqing University, 2011.62. (姜山.AZ31镁合金的变形行为及孪生机制研究 [D].重庆:重庆大学, 2011.62.)
[52] Li B, Ma E.Atomic shuffling dominated mechanism for deformation twinning in magnesium alloy [J].Physical Review Letters, 2009, 103 (3) :1.
[53] Zhang X Y, Li B, Wu XL, Zhu Y T, Ma Q, Liu Q.Twin boundaries showing very large deviations from the twinning plane [J].Scripta Materialia, 2012, 67:862.
[54] Serra A, Bacon D J, Pond R C.Comment on “atomic shuffling dominated mechanism for deformation twinning in magnesium” [J].Physical Review Letters, 2010, 104 (2) :029603.
[55] Wu X L, Zhu Y T.Inverse grain-size effect on twinning in nanocrystalline Ni [J].Physical Review Letters, 2008, 101 (2) :025503.
[56] Zhang X Y, Wu X L, Zhu A W.Growth of deformation twins in room-temperature rolled nanocrystalline nickel [J].Applied Physics Letters, 2009, 94 (12) :121907.
[57] Yamakov V, Wolf D, Phillpot S R, Gleiter H.Deformation twinning in nanocrystalline Al by molecular-dynamics simulation [J].Acta Materialia, 2002, 50 (20) :5005.
