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稀有金属 2019,43(05),449-460 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.xy18040028
钛及钛合金形变孪晶的研究进展
闫辰侃 曲寿江 冯艾寒 沈军
同济大学材料科学与工程学院
摘 要:
钛及钛合金变形机制主要有滑移和孪生。形变孪晶的生成分为形核和长大两个阶段。形变孪晶在钛合金变形中的作用: (1) 多种塑性变形过程, 当位错滑移困难时, 形变孪晶起到协调变形的作用, 例如, 纯钛中的
{ 1 0 ˉ 1 1 }
{ 1 0 1 ? 1 }
等形变孪晶可协调c 轴塑性变形, 在高速压缩和等通道转角挤压等特殊工艺条件下孪晶仍起到协调变形的作用; (2) 在压缩、等通道转角挤压和轧制等工艺条件下, 形变孪晶引起大量晶粒发生转动, 促进新织构的生成; (3) 形变孪晶激活后钛合金产生明显的应变硬化效应, 这是由于多孪晶的交叉作用; (4) 形变孪晶还能产生孪晶诱发塑性效应。形变孪晶对钛合金再结晶也有促进作用, 这是由于孪晶界是局部高能区, 可提供合适的再结晶形核位置。室温激活孪晶诱发静态再结晶细化晶粒;热加工过程激活的孪晶同时诱发动态再结晶过程;液氮温度激活孪晶诱发之后的动态再结晶细晶效果明显, 通过液氮温度多向压缩激活高密度均匀孪晶, 再进行热压缩诱发动态再结晶, 可获得细小均匀的等轴晶组织。
关键词:
钛 ;形变孪晶 ;织构演化 ;再结晶 ;
中图分类号: TG146.23
作者简介: 闫辰侃 (1988-) , 男, 河南平顶山人, 博士, 研究方向:钛合金/钛铝基合金精密热成形, E-mail:021yanchenkan@tongji.edu.cn; *曲寿江, 副教授;电话:021-39947690;E-mail:qushoujiang@tongji.edu.cn;
收稿日期: 2018-04-13
基金: 国家自然科学基金青年科学基金项目 (51305304) ;国家自然科学基金联合重点基金项目 (U1302275); 国家科技部国家科技重大专项课题项目 (2013ZX04011061) 资助;
Recent Advances of Deformation Twins in Titanium and Titanium Alloys
Yan Chenkan Qu Shoujiang Feng Aihan Shen Jun
School of Materials Science and Technology, Tongji University
Abstract:
The deformation mechanisms of titanium and titanium alloys were slip and twinning. The activation of deformation twins included two stages, i.e. nucleation stage and growth stage. The role of deformation twins of titanium alloys during deformation processes were: (1) they could coordinate deformation when dislocations were hard to slip during multi plastic deformation processes. For example, deformation twins like
{ 1 0 ˉ 1 1 }
{ 1 0 1 ? 1 }
twins could coordinate plastic deformation in c axis. They could even coordinate deformation during high-speed compression or equal channel angular pressing processes; (2) they could induce grain rotation to facilitate the formation of new texture during compression, equal channel angular pressing or rolling processes; (3) they had strain-hardening effect due to interaction of multiple twins; (4) they had twinning induced plasticity effect. Deformation twins of titanium alloys could promote recrystallization, which was due to that twin boundaries could provide appropriate recrystallization sites as locally high-energy zone. Twins activated at ambient temperature could induce static recrystallization. Twins activated during hot deformation could induce dynamic recrystallization. The dynamic recrystallization and grain refinement effect was more obvious after the activation of twins at cryogenic temperature. Homogeneous and refined grains could be achieved by the activation of high-density twins via multi-directional compression at cryogenic temperature and hot compression to activate dynamic recrystallization.
Keyword:
titanium; deformation twins; texture evolution; recrystallization;
Received: 2018-04-13
作为轻金属结构材料, 钛与钛合金具有较高的比强度、 优良的耐腐蚀性和耐热性等特点, 广泛应用于航空航天、 舰船工程、 化工机械和医疗卫生等领域
[1 ,2 ,3 ,4 ,5 ]
。
按退火后组织钛合金可分为α型、 α+β型和β型三大类 (工业纯钛属于α型钛合金)
[4 ,6 ]
。 其中α型和α+β型钛合金中的密排六方结构α相只有4个独立滑移系, 未达到滑移变形过程中所需要至少5个独立滑移系的最低条件, 因此在变形过程中尤其是在低温和高应变速率情况下容易产生形变孪晶, 以协调塑性变形过程
[7 ]
。 而β型钛合金的体心立方β相由于具有较低的层错能, 也容易生成形变孪晶
[8 ,9 ]
。 研究表明, 钛合金形变孪晶能够改变初始晶粒取向, 使滑移继续进行, 有利于塑性变形
[10 ]
。 此外, 孪晶界作为一种界面, 具有局部高能量, 能够增加再结晶形核率, 促进再结晶细化晶粒过程
[11 ]
。
综述了钛合金形变孪晶研究进展, 包括, (1) 形变孪晶特点; (2) 钛合金变形过程中形变孪晶的变形协调机制、 形变孪晶引发的织构演化规律、 形变孪晶引发的应变硬化效应及孪晶诱发塑性效应; (3) 钛合金加热状态下形变孪晶诱发的再结晶细晶机制。 目的是为利用形变孪晶提高钛合金的力学性能和塑性成形能力提供借鉴和参考。
1 形变孪晶的特点
孪晶是指晶态材料中的一部分原子沿一个特殊晶面 (指孪生面) 同另一部分原子成镜面对称的关系
[7 ]
。 生成孪晶的变形方式即称为孪生
[7 ]
。 孪晶根据生成方式可分为: (1) 形变孪晶 (deformation twins)
[7 ]
: 孪晶在塑性变形过程中形成, 也称机械孪晶; (2) 退火孪晶 (annealing twins)
[12 ]
: 孪晶在材料退火过程中通过形核长大形成的孪晶。
生成形变孪晶时, 既不改变形状又不改变位置的平面称为孪生面, 也称第一不畸变面 (K 1 面)
[13 ]
。 生成孪晶的切动方向称为孪生方向, 也称第一不畸变方向 (η 1 方向)
[13 ,14 ]
。 以α相的形变孪晶为例, 其孪晶面根据轴比c /a 的不同而不同。 密排六方结构的理想轴比c /a =1.633, 而钛中α相的轴比c /a =1.587
[15 ]
。 沿α相的c 轴拉伸或沿垂直c 轴压缩生成的孪晶称为拉伸孪晶; 沿α相的c 轴压缩或沿垂直c 轴拉伸生成的孪晶称为压缩孪晶
[16 ,17 ]
。 α钛合金及α+β钛合金常见的孪生类型有
{ 1 0 ˉ 1 2 }
{ 1 0 1 ? 2 }
拉伸孪晶
[18 ]
、
{ 1 1 ˉ 2 1 }
{ 1 1 2 ? 1 }
拉伸孪晶
[19 ]
、
{ 1 1 ˉ 2 3 }
{ 1 1 2 ? 3 }
拉伸孪晶
[20 ]
、
{ 1 1 ˉ 2 2 }
{ 1 1 2 ? 2 }
压缩孪晶
[ 1 0 ] , { 1 1 ˉ 2 4 }
[ 1 0 ] , { 1 1 2 ? 4 }
压缩孪晶
[21 ]
和压缩孪晶
[7 ]
。 其中
{ 1 0 ˉ 1 2 }
{ 1 0 1 ? 2 }
孪晶、 {1121}孪晶和{1122}孪晶是室温常见的孪晶类型
[20 ]
;
{ 1 0 ˉ 1 1 }
{ 1 0 1 ? 1 }
孪晶是在400 ℃以上变形时生成的孪晶类型
[7 ]
; 而
{ 1 1 ˉ 2 3 }
{ 1 1 2 ? 3 }
和
{ 1 1 ˉ 2 4 }
{ 1 1 2 ? 4 }
孪晶是在严苛条件下生成的孪晶类型, 生成
{ 1 1 ˉ 2 4 }
{ 1 1 2 ? 4 }
孪晶的应变速率甚至达到500 s-1
[21 ]
。 β钛合金常见的孪生有{332}孪晶和{112}孪晶。 其中, {332}孪晶容易生成, 并具有孪生诱发塑性 (twinning induced plasticity, TWIP) 效应
[22 ]
。
孪晶的形核同相变形核类似, 也分为均匀形核和非均匀形核
[7 ]
。 均匀形核是指在理想无缺陷的晶体中施加外力时变形孪晶的形核是均匀随机的。 当外部切应力沿孪生面的孪生方向所分解的分应力达到材料的理论强度时即可发生孪晶的均匀形核。 这种均匀形核是理想模型, 实验过程中并未观察到。 而非均匀形核是指在有缺陷的实际晶体中, 在缺陷处优先生成孪晶晶核。 这种藉以形核的缺陷实际上是晶体的位错, 部分位错在变形过程中分解为堆垛层错, 孪晶晶核在堆垛层错上生成
[7 ]
。 孪晶晶核形成后, 开始长大过程
[23 ,24 ]
。 晶核沿着垂直孪生面的方向增厚, 并沿着孪生方向长大。 均匀形核长大理论指出, 孪生面上的孪晶晶核通过孪生面生的位错环沿四周各处生长, 进而在孪生面形成一大片孪生区域。 位错环在热激活和外力的双重作用下向外扩展, 造成孪晶沿垂直孪生面方向增厚。 非均匀形核长大理论指出, 孪晶母体的位错将孪生面的晶核包围, 造成孪生面的孪晶迅速扩展。 而垂直孪晶面的各层连续形成孪晶是垂直孪晶面的孪晶长大过程。
2 钛合金变形过程中的形变孪晶
2.1 变形协调机制
2.1.1 纯钛的变形协调机制
首先研究的是工业纯钛单向压缩或拉伸条件下生成的形变孪晶的塑性变形协调机制
[25 ,26 ]
。 在加热条件下 (450 ℃) 压缩纯钛, 在0.01~0.10 s-1 应变速率范围进行压缩, 组织中出现大量孪晶, 这是由于密排六方结构的纯钛容易产生a 向滑移, 但变形过程中为协调c 轴上的变形, 产生了<a +c >方向的
{ 1 0 ˉ 1 1 }
{ 1 0 1 ? 1 }
孪晶, 协调<a +c >方向的塑性变形
[25 ]
。 而室温条件下变形可以观察到
{ 1 1 ˉ 2 2 } , { 1 0 ˉ 1 2 }
{ 1 1 2 ? 2 } , { 1 0 1 ? 2 }
和
{ 1 2 ˉ 2 2 } - { 1 0 ˉ 1 2 }
{ 1 2 2 ? 2 } ? { 1 0 1 ? 2 }
双孪晶等孪晶类型。 位移梯度张量可以来评价几种孪晶对协调变形的作用,
{ 1 1 ˉ 2 2 } - { 1 0 ˉ 1 2 }
{ 1 1 2 ? 2 } ? { 1 0 1 ? 2 }
双孪晶对塑性变形的贡献最大
[26 ]
。
2.1.2 不同类型钛合金的变形协调机制
随着研究的进一步深入, 学者开始研究不同类型钛合金 (如Ti-15Mo合金
[27 ]
) 生成孪晶的变形协调机制, 包括α钛合金、 β钛合金及α+β钛合金等。
对一系列α钛合金Ti-Al (0~13.1% (原子分数) Al) 进行室温单向原位压缩实验, 并利用中子衍射和电子背散射衍射的方法进行表征, 可以发现
[28 ]
: 此类α钛合金的塑性变形机制为
{ 1 0 ˉ 1 2 }
{ 1 0 1 ? 2 }
孪生, 随Al元素含量的增加,
{ 1 0 ˉ 1 2 }
{ 1 0 1 ? 2 }
孪晶更易长大, 这类孪晶的相对含量增加, 因此合金的应变硬化增强; 此外也观察到
{ 1 1 ˉ 2 1 }
{ 1 1 2 ? 1 }
和
{ 1 1 ˉ 2 2 }
{ 1 1 2 ? 2 }
孪晶协调变形。
将轧态的α钛合金Ti-4Al沿轧向进行0.7%塑性应变压缩, 在小于1%塑性应变的条件下即观察到
{ 1 0 ˉ 1 2 }
{ 1 0 1 ? 2 }
孪晶, 大量生成孪晶的晶粒说明其变形方式主要为
{ 1 0 ˉ 1 2 }
{ 1 0 1 ? 2 }
孪生
[29 ]
。
Ti-Si合金塑性变形过程中, 溶质Si在诱发孪晶协调塑性变形过程中起到重要作用
[30 ,31 ]
: (1) 增加孪晶形核的驱动力; (2) 改变螺位错的核心结构。 溶质元素Si的偏聚超过临界值时, 生成孪晶的临界应力显著减小, 从而生成大量孪晶
[32 ]
。 大量孪晶的产生促进塑性变形的协调进行
[31 ]
。
β钛合金中的{332}形变孪晶, 其孪生方向和孪生面均不是密排的, 这种孪晶在多种β钛合金中均得到确认, 如Ti-Mo合金
[33 ,34 ]
, Ti-Nb合金
[35 ,36 ]
, Ti-Cr合金
[37 ,38 ]
, 对塑性变形起贡献作用
[39 ,40 ,41 ]
。
对β钛合金Ti-9.54V-3.0Al-2.97Fe-0.27O进行室温压缩以生成{332}孪晶, 可以发现应变速率对变形机制有直接影响
[39 ]
。 低应变速率下的变形机制为孪晶诱发马氏体相变加滑移变形。 提高应变速率 (应变速率>10 s-1 ) 后组织中的变形孪晶大量增加, 变形机制为形变孪晶。 不同β晶粒的变形机制取决于该晶粒的晶体学取向同施加应力方向的相对关系
[9 ]
。 用Schmid因子来分析, Schmid因子至少达到0.38才能激活孪晶, 进一步协调变形
[9 ]
。
对β钛合金Ti-15Mo进行单向拉伸, 从孪晶变体的角度分析变形协调机制
[40 ]
。 不同的孪生变体对变形的贡献不同, 孪晶对变形的贡献用晶粒内孪晶的百分数来定量评价, 即晶粒内孪晶的百分数大, 说明这种孪晶对变形的贡献大。 35种孪晶变体对拉伸变形和总变形的贡献值描绘在图1
[40 ]
中,
{ ˉ 1 2 2 } , { ˉ 1 1 1 } , [ 0 1 1 ] , [ 0 0 1 ]
{ 1 ? 2 2 } , { 1 ? 1 1 } , [ 0 1 1 ] , [ 0 0 1 ]
取向晶粒对应变的理论贡献值分别为0.190, 0.155, 0.173和0.090。 接近
{ ˉ 1 3 3 }
{ 1 ? 3 3 }
取向的晶粒的贡献值最大, 达到19.2%。 各种孪晶变体中, 拉伸轴接近
{ ˉ 1 2 2 }
{ 1 ? 2 2 }
和
{ ˉ 1 1 1 }
{ 1 ? 1 1 }
方向的晶粒对拉伸变形贡献大于拉伸轴接近[011]和[001]方向的晶粒对拉伸变形的贡献。 10个晶粒中, 孪晶变体对变形的贡献最大值为4.55%位于1号晶粒; 孪晶变体对变形的贡献最小值为1.25%位于10号晶粒。 因此, 拉伸轴接近
{ ˉ 1 2 2 }
{ 1 ? 2 2 }
和
{ ˉ 1 1 1 }
{ 1 ? 1 1 }
方向时塑性变形的机制为{332}孪生
[40 ]
。
Lai等
[41 ]
从孪晶形核的角度研究孪晶对变形的协调作用。 将初始晶粒大小为1000 μm的β钛合金Ti-35.7Nb-2.01Ta-2.98Zr-0.07O进行拉伸试验, β相孪晶在晶界和晶内均有形核, 生成的孪晶呈带状, 称作孪晶带。 三角形截面的α″马氏体带在表面嵌入{332}孪晶带中 (图2 (a) )
[41 ]
。 变形过程中, 孪晶带同典型的孪晶一样, 起到协调变形作用, 孪晶带引起的应变量经计算为0.2697。 图2 (b)
[41 ]
显示{332}孪晶的原子结构示意图。 {332}孪晶协调变形的机制是: (1) {332}晶面的原子沿<113>方向连续移动; (2) 附加的原子随机移动。 而宏观上的应变量仅取决于前者
[42 ,43 ,44 ]
。
图1 标准[001]-[011]-{ˉ111}[001]?[011]?{1?11}球面三角图中5%拉伸变形试样的{332}<113>一次孪晶对10个选定晶粒宏观塑性变形的贡献值
Fig.1 Contribution of primary {332}<113> twinning to macroscopic plastic deformation of ten selected grains in a standard
[ 0 0 1 ] - [ 0 1 1 ] - { ˉ 1 1 1 }
[ 0 0 1 ] ? [ 0 1 1 ] ? { 1 ? 1 1 }
stereographic triangle in a 5% tensile strained sample
[40]
图2 Ti-35.7Nb-2.01Ta-2.98Zr-0.07O合金 {ˉ233}{2?33}孪晶示意图
Fig.2 Schematic illustrations of
{ ˉ 2 3 3 }
{ 2 ? 3 3 }
twin of Ti-35.7Nb-2.01Ta-2.98Zr-0.07O alloy
(a) Three-dimensional illustrating
twin; (b) Atomic model of twinned crystal structures.Solid circles indicating atoms on figure plane, while open circles being atoms below figure plane
[41]
典型的α+β钛合金Ti-6Al-4V由于Al元素和V元素对孪晶的抑制作用, 孪晶的激活较为困难, 只有在低温或高应变速率等极端变形条件下才能生成孪晶
[45 ]
。 在室温条件下以1×103 s-1 应变速率压缩Ti-6Al-4V合金,
{ 1 0 ˉ 1 2 }
{ 1 0 1 ? 2 }
孪晶起变形协调作用, 使原始组织的 (0001) 基面织构强度减小30%, 分析孪生的晶粒可发现, Schmid因子大的晶粒其内部孪晶密度大, 高密度孪晶聚集于Schmid因子为0.4的原始晶粒内部
[46 ]
。
2.1.3 多种变形条件下的变形协调机制
关于不同变形条件下钛合金变形机制的研究方面也取得显著进展, 例如, 高速压缩
[47 ]
, 等通道转角挤压 (equal channel angular pressing, ECAP)
[48 ]
, 轧制
[49 ]
, 激光喷丸
[50 ]
等。
采用霍普金森压杆对纯钛进行高速压缩的应变速率可达~3500 s-1
[47 ]
。 纯钛在应变速率1500~3500 s-1 范围内压缩时, 组织中有
{ 1 0 ˉ 1 2 } , { 1 1 ˉ 2 1 }
{ 1 0 1 ? 2 } , { 1 1 2 ? 1 }
和
{ 1 1 ˉ 2 4 } 4
{ 1 1 2 ? 4 } 4
种类型的孪晶, 由多到少依次是
{ 1 1 ˉ 2 2 } , { 1 0 ˉ 1 2 } , { 1 1 ˉ 2 1 }
{ 1 1 2 ? 2 } , { 1 0 1 ? 2 } , { 1 1 2 ? 1 }
和
{ 1 1 ˉ 2 4 }
{ 1 1 2 ? 4 }
。 这是由各个类型孪晶的固有变形能决定的
[51 ]
。 随变形程度的增加, 首先压缩孪晶
{ 1 1 ˉ 2 2 }
{ 1 1 2 ? 2 }
协调变形, 随之拉伸孪晶
{ 1 0 ˉ 1 2 }
{ 1 0 1 ? 2 }
出现
[47 ]
。 纯钛在应变速率100~1000 s-1 范围内压缩时,
{ 1 1 ˉ 2 1 }
{ 1 1 2 ? 1 }
孪晶由扭折带在变形过程中逐渐演变而形成, 演变过程为:
< 1 1 ˉ 2 1 >
< 1 1 2 ? 1 >
轴垂直于压缩方向的晶粒在变形过程中, 其棱柱面的a 滑移受抑制, 而柱面a 滑移继续, 促使
{ 1 1 ˉ 2 1 }
{ 1 1 2 ? 1 }
孪晶的形成, 以协调变形过程
[19 ]
。
纯钛在350 ℃ ECAP变形时, 组织中出现大量的
{ 1 0 ˉ 1 1 }
孪晶, 孪晶内的位错密度仅为1×1013 m-2
[52 ]
。 说明变形机制为
{ 1 0 ˉ 1 1 }
孪晶变形。 而室温ECAP的过程中, 在同一原始晶粒中生成
{ 1 0 ˉ 1 1 } , { 1 0 ˉ 1 2 } , { 1 1 ˉ 2 1 }
和
{ 1 1 ˉ 2 2 } 4
种类型的孪晶, 其中
{ 1 0 ˉ 1 1 }
和
{ 1 1 ˉ 2 1 } 2
种孪晶是室温ECAP的主要孪晶类型
[48 ]
。 孪晶的生成顺序为:
{ 1 0 ˉ 1 1 }
压缩孪晶、
{ 1 1 ˉ 2 1 }
拉伸孪晶、
{ 1 0 ˉ 1 2 }
拉伸孪晶。 正是孪晶界的生成引起了大角晶界的演变。
纯钛室温轧制的变形机制可以用孪晶变体的选择来阐释
[49 ]
。 变体选择原则被验证适用于钛与钛合金中常见的
{ 1 0 ˉ 1 2 }
和
{ 1 1 ˉ 2 2 }
孪晶变体。 此原则表明
[49 ]
, 孪晶系统中变体的生成是基于能量准则的, 即新生成的孪生变体必须是最大程度降低材料内能的那个变体, 正是这个变体起到了应变协调作用。 纯钛室温和液氮温度轧制发现
[53 ]
, 组织中出现
{ 1 1 ˉ 2 2 } , { 1 1 ˉ 2 4 } , { 1 0 ˉ 1 2 }
和
{ 1 1 ˉ 2 1 }
类型的孪晶, 而液氮温度轧制纯钛生成的孪晶数量明显增加, 归因于低温变形时滑移受到抑制, 因此孪生是主要的变形机制, 液氮温度协调变形的孪晶主要是
{ 1 1 ˉ 2 2 }
和
{ 1 1 ˉ 2 4 }
孪晶。
纯钛激光喷丸是通过激光引入应力强化表面的方法
[50 ]
。 由于在引入压应力的过程中表面发生变形, 大量的板状马氏体和针状马氏体出现在压缩应变区, 平行孪晶出现在拉伸变形区的整个晶粒中, 而拉伸变形区和压缩变形区的过渡区域未见马氏体或孪晶。 其中在拉伸变形区, 由于密排六方金属晶格的滑移受限
[54 ,55 ,56 ]
, 孪生成为重要的塑性变形机制, 但文中未给出孪晶的类型
[50 ]
。 孪生变形机制细分为孪晶相遇机制和孪晶碰撞机制
[50 ]
。 孪晶相遇机制: 孪晶在晶粒中同向相遇后原始粗晶被分割为若干孪晶-母相片层; 孪晶碰撞机制: 孪晶碰撞是指, 孪晶以微米甚至纳米尺度存在, 多次激光喷丸过程后, 不同方向的变形孪晶出现在同一压缩变形区, 这些孪晶不可避免会发生相撞
[50 ]
。 孪晶碰撞有3种类型: (1) 孪晶在粗晶晶内碰撞形成大量位错; (2) 孪晶在粗晶晶内碰撞形成亚晶界; (3) 孪晶在晶界相遇, 造成晶界扭折, 在晶界产生大量位错
[50 ]
。 作为激光喷丸过程表面变形机制, 其结果是促进纯钛喷丸过程的表面变形, 形成局部变形区
[50 ]
。
纯钛经过准静态压缩后组织中将会出现一次、 二次、 三次孪晶, 孪晶的变形机制由Bao等
[57 ]
提出的正则化的Schmid因子来定量描述。 正则化的Schmid因子能准确预测一次、 二次、 三次孪晶变体的产生, 从而确定哪些孪晶变体对塑性变形起作用。
纯钛经过多载荷路径变形的变形协调机制比较复杂
[58 ]
。 拉伸变形条件下的变形机制为
{ 1 0 ˉ 1 2 } , { 1 1 ˉ 2 2 } , { 1 1 ˉ 2 1 }
孪晶协调变形; 压缩条件下的变形机制为
{ 1 0 ˉ 1 2 }
拉伸孪晶协调变形; 压缩-拉伸复合变形的变形机制为
{ 1 0 ˉ 1 2 }
去孪晶机制。
2.2 织构演化规律
2.2.1 压缩变形条件下的织构演化规律
Ti-6Al-4V合金板材在1×10-6 s-1 的应变速率下进行室温压缩变形, 织构会因为孪晶的生成而发生演变
[59 ]
。 初始织构为明显的横向和基面法向织构, 原因是初始板材在轧制过程中形成了
{ 1 0 ˉ 1 2 }
拉伸孪晶, 孪晶的生成可以导致c 轴旋转85°
[7 ,60 ,61 ]
。 反之, 由于压缩轴和压缩载荷方向夹角接近90°, 拉伸孪晶的生成容易在载荷方向的基面织构的增强和横向织构的减弱得到印证。 4%变形后的 (0002) 极图发生明显变化, 法向和横向织构明显减弱, 而基面织构接近于初始轧向。 经6%变形后轧向形成明显的基面织构, 而法向和横向织构进一步减弱
[59 ]
。
纯钛在500 s-1 应变速率下进行动态压缩, 织构的演化受
{ 1 1 ˉ 2 4 }
孪晶的生成影响
[21 ]
。 初始织构为典型的基面双峰织构, 最大极密度位于Long Direction向Y 向倾斜35°的位置。 其中, 生成
{ 1 0 ˉ 1 2 }
和
{ 1 1 ˉ 2 1 }
孪晶的基体c 轴初始方向垂直于载荷方向; 生成
{ 1 1 ˉ 2 2 }
和
{ 1 1 ˉ 2 4 }
孪晶的基体初始方向平行于载荷方向。
在4-6×102 s-1 范围内动态压缩纯钛, 可以观察到
{ 1 0 ˉ 1 2 } , { 1 1 ˉ 2 1 } , { 1 1 ˉ 2 2 }
和
{ 1 1 ˉ 2 4 } 4
种孪晶系统; 其中
{ 1 1 ˉ 2 1 }
和
{ 1 1 ˉ 2 4 }
孪晶系统的密度很小, 而
{ 1 0 ˉ 1 2 }
孪晶形成了沿 (0001) 极点环状分布的的织构;
{ 1 1 ˉ 2 2 }
孪晶形成了在 (0002) 极图边缘随机分布的织构; 初始双峰织构的减弱和环状织构的增强导致了应变0.2时新织构的生成
[62 ]
。
1×10-3 s-1 应变速率压缩属于准静态压缩的范围, 在此应变速率下对纯钛进行压缩, 以分析准静态变形范围变形孪晶生成对织构的影响
[10 ,63 ]
。 纯钛初始织构是典型的双峰织构, 由密排六方结构的c 轴由ND (normal direction) 方向TD (transverse direction) 方向偏移20°~40°。 RD (rolling direction) 方向压缩过程中相当于引入了c 轴方向的拉应变, 从而生成了
{ 1 0 ˉ 1 2 }
孪晶, 引起晶粒取向旋转85°, 形成c 轴指向RD方向的织构类型, 这种织构类型有利于
{ 1 1 ˉ 2 2 }
孪晶的生成, 因此
{ 1 1 ˉ 2 2 }
孪晶在{1012}孪晶内作为二次孪晶生成, 最终形成了c 轴偏向RD方向偏差±30°的织构类型 (图3 (a) )
[10 ]
(图3的图注代表极密度) 。 ND方向压缩时压缩方向同c 轴方向成最大30°角, 相当于引入了c 轴方向的压应变, 从而生成了
{ 1 1 ˉ 2 2 }
孪晶, 引起晶粒取向偏转64.4°角, 形成了c 轴平行于RD-TD平面的织构类型 (图3 (b) )
[10 ]
, 这种孪晶织构类型有利于
{ 1 0 ˉ 1 2 }
孪晶的生成, 因此
{ 1 0 ˉ 1 2 }
孪晶在
{ 1 1 ˉ 2 2 }
孪晶内作为二次孪晶生成, 最终形成了c 轴在RD-TD面分布 (TD向RD偏向60°) 的织构类型。 可以看出, 形变孪晶和织构可以相互作用。
2.2.2 多种变形条件下的织构演化规律
ECAP是典型的大塑性变形, 提高温度可以降低变形抗力
[64 ,65 ,66 ]
。 纯钛在450 ℃下进行4道次ECAP变形, 产生了
{ 1 0 ˉ 1 2 }
孪晶, 而不像一些文献报道的热变形过程中产生
{ 1 0 ˉ 1 1 }
孪晶
[67 ,68 ]
。 由于
{ 1 0 ˉ 1 1 }
孪晶和滑移的共同作用, 导致织构发生变化。 分析各个典型点 (图4)
[67 ]
的织构发现, A点的织构为密排六方的c 轴与ND方向成80°角; B点发生剪切应变, c 轴在ND方向附近; 三角形区的晶粒c 轴大约同TD方向成80°角; H点晶粒的c 轴与RD角度随ECAP道次的增加而减小。
图3 纯钛 (0001) 和{10ˉ10}极图
Fig.
3 ? ( 0 0 0 1 ) a n d { 1 0 ˉ 1 0 }
pole figures of pure titanium
(a) Material compressed to 9%and 22%, respectively, along RD and (b) compressed to 9%and 22%, respectively, along ND
[10]
图4 纯钛3/4道次ECAP后横截面的金相组织
Fig.4 OM image of titanium sample cross-section after 3/4 ECAP passes (upper left being 3 passes and lower right being 4 passes)
[67]
室温轧制纯钛的形变孪晶对织构的影响也有报道
[60 ]
。 应变量小于40%轧制纯钛时组织中生成
{ 1 0 ˉ 1 2 }
和
{ 1 1 ˉ 2 2 }
孪晶, 这些孪晶分割了原始晶粒, 促成分割基面的轧制织构 (Φ 1 =0, Φ =35, Φ 2 =30) 形成。
2.3 应变硬化效应
纯钛的压缩变形曲线可分为A, B, C 3个阶段, 其中, B阶段 (应变在0.05~0.22) 是组织中孪晶出现的起始阶段, 孪晶类型是
{ 1 1 ˉ 2 2 }
孪晶; 孪晶密度的增长和应变硬化率的增长相一致, 充分证明了孪晶对应变硬化起促进作用
[69 ,70 ,71 ]
。 利用霍普金森压杆对纯钛进行500 s-1 应变速率的动态压缩和1×10-3 s-1 的准静态压缩时组织中出现二次和三次孪晶, 直接影响应变硬化速率
[72 ]
。 静态压缩的应力应变曲线在应变小于20%时呈下凹状, 意味着应变硬化指数的增加, 这是由于
{ 1 0 ˉ 1 2 }
孪晶的生成造成的
[73 ]
。 动态压缩时应力应变曲线更加倾斜, 说明应变硬化率大, 这是因为
{ 1 0 ˉ 1 2 }
孪晶的生成速度更快
[72 ]
。 在纯钛拉伸过程中, 孪晶相互碰撞对新孪晶的形核起促进作用, 多个孪晶变体和孪晶相互交叉的作用造成了应变硬化效应
[74 ]
。
2.4 孪晶诱发塑性
α钛合金、 β钛合金和孪晶诱发塑性 (twinning induced plasticity, TWIP) 钢能产生TWIP现象
[75 ,76 ,77 ,78 ,79 ]
。
Sun等
[80 ]
分别在室温和77 K温度条件下以0.5 mm·min-1 的变形速度拉伸纯钛样品, 并观察端口形貌和变形组织。 对比发现, 77 K温度变形条件下其强度和塑性远高于室温下的强度和塑性, 这个反常现象可用低温下的孪晶诱发塑性解释。
Sun等
[81 ]
在研究α钛合金Ti-5Al-2.5Sn在77和293 K温度的低周疲劳性质时发现由于低温下的孪晶诱发塑性, 其77 K下的塑性和低周疲劳寿命均有提高。
Min等
[82 ]
将Ti-15Mo合金在室温条件下以2.78×10-4 s-1 应变速率进行拉伸, 分析TWIP机制。 第一阶段, {332}孪晶导致明显的应变硬化现象。 第二阶段, 孪晶形核率减小, 二次孪晶和孪晶-孪晶界面快速增加, 此时应变硬化率为一个常数。 第三阶段, 孪晶百分数, 孪晶厚度不再发生变化, 孪生阶段停止。 第四阶段, 应变硬化率减小直至缩颈。
Min等
[22 ]
研究了Ti-15Mo合金室温条件下以2.78×10-4 s-1 应变速率拉伸时利用不同取向的晶粒研究TWIP效应过程中{332}孪晶结构的演化。 在
{ ˉ 1 2 2 }
取向的晶粒中生成了{332}孪晶的单个变体, 随应变增加孪晶变厚; 而[001]取向的孪晶中出现3种孪晶变体。 应变达到0.15时,
{ ˉ 1 2 2 }
取向晶粒中孪晶百分数增加到69%, 而[001]取向晶粒中孪晶百分数仅达到0.9%。
Wang等
[83 ]
研究室温拉伸TWIP钛合金Ti-20V-2Nb-2Zr过程晶粒大小对拉伸行为的影响。 高Schmid因子的{332}孪晶变体被激活, 平均晶粒尺寸小的晶粒的孪生十分困难, 孪晶百分数小。 动态霍尔佩奇公式可用来解释加工硬化率随晶粒尺寸的减小而减小。
β钛合金TWIP和TRIP (transformation-induced plasticity, 相变诱发塑性) 的综合效应同样值得关注
[84 ]
。 将Ti-12Mo合金进行1×10-3 s-1 应变速率的拉伸时出现了TWIP/TRIP复合效应
[84 ]
。 塑性变形的初始阶段, 片层状的{112}纳米孪晶开始生成; 中间阶段, {332}孪晶和α″马氏体形成; 终了阶段, 在马氏体内生成机械孪晶。 {332}机械孪晶和α″马氏体在塑性变形过程中起到TWIP/TRIP复合作用, 即通过孪晶诱发塑性和马氏体相变诱发塑性双重作用促进塑性变形过程
[79 ,84 ]
。 而Marteleur等
[79 ]
在Ti-12Mo合金中发现了更多促进塑性变形的机制, {332}孪晶, α′, α″和ω。 α′马氏体在塑性变形的初始阶段生成, 其他机制作用于塑性变形的全部阶段, 从而促进了TWIP/TRIP复合效应, 强度和塑性得到较好的提升 (强度1000 MPa, 真应变0.37)
[79 ]
。
3 钛合金再结晶过程中的形变孪晶
钛合金再结晶过程中形变孪晶的演化相关研究较少, 已有研究证明了再结晶过程中形变孪晶对晶粒细化的促进作用
[11 ,85 ]
。
纯钛的研究成果之一是利用室温压缩的方法可以在纯钛组织中生成大量的形变孪晶
{ 1 0 ˉ 1 2 } , { 1 1 ˉ 2 1 }
和
{ 1 1 ˉ 2 2 } [ 1 1 ]
, 随后进行静态再结晶退火的过程。 形变孪晶强烈地影响再结晶动力学: 孪晶界作为局部高能区, 提供了合适的再结晶形核位置, 再结晶晶核优先在生成孪晶的区域形核。 特别是孪晶相互交叉的区域作为一种特殊的三叉界面节点, 更加容易促进再结晶形核。 而孪晶数量少的所谓“白晶粒”再结晶受抑制, 最后会被紧邻的再结晶晶粒吞噬
[11 ]
。 此外, 多向锻造纯钛过程中形变孪晶对动态再结晶具有促进作用
[85 ]
。 图5
[85 ]
为动态再结晶细晶的机制图, 再结晶细晶过程为: (a) 变形的过程中晶粒内部形成了多个孪晶变形带, (b) 形成新的微小变形带相互交叉, (c) 亚晶界旋转形成大角晶界, 新的细小晶粒形成 (即连续动态再结晶过程) , (d) 反复换向锻造形成细晶组织。 最近, Yan等
[86 ]
研究了液氮温度下激活孪晶对动态再结晶的影响, 发现
{ 1 1 ˉ 2 2 }
压缩孪晶、
{ 1 1 ˉ 2 1 }
拉伸孪晶、
{ 1 0 ˉ 1 2 }
拉伸孪晶和滑移的
{ 1 1 ˉ 2 1 }
“孪晶”激活 (滑移的
{ 1 1 ˉ 2 1 }
“孪晶”是指冷变形过程中, 首先生成
{ 1 1 ˉ 2 1 }
, 随变形量增大, 孪晶发生滑移, 孪晶界失去了原来的
{ 1 1 ˉ 2 1 }
孪晶界关系) ; 动态再结晶分为3个阶段, 即孪晶活跃的再结晶阶段, 不连续动态再结晶阶段和不连续及连续动态再结晶共同作用的阶段; 孪晶为动态再结晶提供了足够的形核位置和变形激活能, 从而促进再结晶过程 (图6
[86 ]
) 。 同时Yan等
[87 ]
通过纯钛液氮温度多向压缩激活高密度均匀孪晶再热压缩细化晶粒的方法获得细小均匀晶粒, 尺寸~1.6 μm。
图5 纯钛多向锻造过程晶粒细化示意图
Fig.5 Schematic of grain refinement during multi-directional forging process of pure titanium
(a) Formation of deformation band; (b) New bands forming and intersecting with those generated during the first forging pass; (c) Ultrafine grains forming in intersection of bands; (d) With repeated passes, homogeneous ultrafine-equiaxed grains formed
[85]
图6 纯钛液氮温度压缩加热压缩诱发动态再结晶机制
Fig.6 Schematic of DRX mechanism
(a) Original grains; (b) Twins activated at cryogenic temperature; (c, d) Twins active DRX mechanism; (e) DDRX mechanism; (f) CDRX mechanism
[86]
4 结语与展望
钛合金中的形变孪晶能在多种塑性变形条件下起变形协调作用, 具有孪晶诱发塑性效应, 能够改变轧制态钛合金的双峰织构形成新的织构类型并能促进应变硬化; 钛合金形变孪晶能够促进再结晶晶粒细化。
鉴于以上分析, 仍存在以下问题: (1) 钛合金变形过程中形变孪晶的作用研究较充分, 然而钛合金再结晶过程中形变孪晶促进再结晶细晶方面的研究刚开始展开; (2) 钛合金的孪晶生成方式限于轧制和压缩, 改变应变状态 (例如等通道转角挤压) 生成的形变孪晶对再结晶晶粒细化有何影响, 这类的研究仍鲜有报道; (3) 改变孪晶生成温度 (如液氮温度) 生成的形变孪晶对再结晶晶粒细化有何影响, 仍较少有相关研究。
参考文献
[1] Gopal J, Nandakumar V, Doble M.A novel microwave recipe for an antibiofilm titanium surface [J].Materials Science and Engineering:C, 2015, 56:215.
[2] Yu W, Li M Q, Luo J.Effect of deformation parameters on the precipitation mechanism of secondary α phase under high temperature isothermal compression of Ti-6Al-4V alloy [J].Materials Science and Engineering:A, 2010, 527 (16-17) :4210.
[3] Fu J, Ding H, Huang Y, Zhang W, Langdon T G.Influence of phase volume fraction on the grain refining of a Ti-6Al-4V alloy by high-pressure torsion [J].Journal of Materials Research and Technology, 2015, 4 (1) :2.
[4] Porntadawit J, Uthaisangsuk V, Choungthong P.Modeling of flow behavior of Ti-6Al-4V alloy at elevated temperatures [J].Materials Science and Engineering:A, 2014, 599:212.
[5] OuYang D L, Fu M W, Lu S Q.Study on the dynamic recrystallization behavior of Ti-alloy Ti-10V-2Fe-3V in β processing via experiment and simulation [J].Materials Science and Engineering:A, 2014, 619:26.
[6] Geetha M, Singh A K, Asokamani R, Gogia A K.Ti based biomaterials, the ultimate choice for orthopaedic implants -A review [J].Progress in Materials Science, 2009, 54 (3) :397.
[7] Huang W, Wang Y, Li Z R, Xia Y M.Influences of temperature and strain rate on deformation twinning of polycrystalline titanium [J].The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2008, 18 (8) :1440. (黄文, 汪洋, 李子然, 夏源明.温度和应变率对多晶纯钛孪晶变形的影响 [J].中国有色金属学报, 2008, 18 (8) :1440.)
[8] Min X H, Tsuzaki K, Emura S, Sawaguchi T, Ii S, Tsuchiya K.{332}〈113〉 twinning system selection in a β-type Ti-15Mo-5Zr polycrystalline alloy [J].Materials Science and Engineering:A, 2013, 579:164.
[9] Bertrand E, Castany P, Péron I, Gloriant T.Twinning system selection in a metastable β-titanium alloy by Schmid factor analysis [J].Scripta Materialia, 2011, 64 (12) :1110.
[10] Lu L, You Z S.Plastic deformation mechanisms in nanotwinned metals [J].Acta Metallurgica Sinica, 2014, 50 (2) :129. (卢磊, 尤泽升.纳米孪晶金属塑性变形机制 [J].金属学报, 2014, 50 (2) :129.)
[11] Won J W, Lee T, Hong S G, Lee Y, Lee J H, Chong S L.Role of deformation twins in static recrystallization kinetics of high-purity alpha titanium [J].Metals and Materials International, 2016, 22 (6) :1041.
[12] Bair J L, Hatch S L, Field D P.Formation of annealing twin boundaries in nickel [J].Scripta Materialia, 2014, 81 (81) :52.
[13] Zhang X Y, Li B, Wu X L, Zhu Y T, Ma Q, Liu Q, Wang P T, Horstemeyer M F.Twin boundaries showing very large deviations from the twinning plane [J].Scripta Materialia, 2012, 67 (10) :862.
[14] Wang J, Hirth J P, Tom twinning nucleation mechanisms in hexagonal-close-packed crystals [J].Acta Materialia, 2009, 57 (18) :5521.
[15] Zhang J M, Xu K W.Theoretical analysis of strain energy-driven abnormal grain growth in metallic films with hcp ( (c/a) <1.633) structure on rigid substrates [J].Applied Surface Science, 2003, 218 (1-4) :246.
[16] Rawat S, Mitra N.Compression twinning and structural phase transformation of single crystal titanium under uniaxial compressive strain conditions:comparison of inter-atomic potentials [J].Computational Materials Science, 2017, 126:228.
[17] Prasad N S, Naveen Kumar N, Narasimhan R, Suwas S.Fracture behavior of magnesium alloys—role of tensile twinning [J].Acta Materialia, 2015, 94:281.
[18] Shi D, Liu T, Wang T, Hou D, Zhao S, Hussain Twins across twin boundaries traced by in situ EBSD [J].Journal of Alloys and Compounds, 2017, 690:699.
[19] Jin S, Marthinsen K, Li Y.Formation of twin boundaries in titanium by kinking mechanism through accumulative dislocation slip [J].Acta Materialia, 2016, 120403.
[20] Hama T, Nagao H, Kobuki A, Fujimoto H, Takuda H.Work-hardening and twinning behaviors in a commercially pure titanium sheet under various loading paths [J].Materials Science and Engineering:A, 2015, 620 (620) :390.
[21] Xu F, Zhang X, Ni H, Liu deformation twinning in pure Ti during dynamic plastic deformation [J].Materials Science and Engineering:A, 2012, 541:190.
[22] Min X, Emura S, Chen X, Zhou X, Tsuzaki K, Tsuchiya K.Deformation microstructural evolution and strain hardening of differently oriented grains in twinning-induced plasticity β titanium alloy [J].Materials Science and Engineering A, 2016, 659:1.
[23] Yoo M H, Morris J R, Ho K M, Agnew S R.Nonbasal deformation modes of HCP metals and alloys:role of dislocation source and mobility [J].Metallurgical and Materials Transactions A, 2002, 33 (3) :813.
[24] Yoo M H, Agnew S R, Morris J R, Ho K M.Non-basal slip systems in HCP metals and alloys:source mechanisms [J].Materials Science and Engineering:A, 2001, s 319-321 (15) :87.
[25] Zeng Z, Zhang Y, Jonsson S.Deformation behaviour of commercially pure titanium during simple hot compression [J].Materials and Design, 2009, 30 (8) :3105.
[26] Xu S, Toth L S, Schuman C, Lecomte J S, Barnett M R.Dislocation mediated variant selection for secondary twinning in compression of pure titanium [J].Acta Materialia, 2017, 124:59.
[27] Zhou X, Min X a, Emura S, Tsuchiya K.Accommodative {332}〈113〉 primary and secondary twinning in a slightly deformed β-type Ti-Mo titanium alloy [J].Materials Science and Engineering:A, 2017, 684:456.
[28] Fitzner A, Prakash D G L, da Fonseca J Q, Thomas M, Zhang S Y, Kelleher J, Manuel P, Preuss M.The effect of aluminium on twinning in binary alpha-titanium [J].Acta Materialia, 2016, 103:341.
[29] Nervo L, King A, Fitzner A, Ludwig W, Preuss M.A study of deformation twinning in a titanium alloy by X-ray diffraction contrast tomography [J].Acta Materialia, 2016, 105:417.
[30] Nie J F, Zhu Y M, Liu J Z, Fang X Y.Periodic segregation of solute atoms in fully coherent twin boundaries [J].Science, 2013, 340 (6135) :957.
[31] Ye X X, Imai H, Shen J H, Chen B, Han G Q, Umeda J, Kondoh K.Study of twinning behavior of powder metallurgy Ti-Si alloy by interrupted in-situ tensile tests [J].Materials Science and Engineering:A, 2017, 679:543.
[32] Ghazisaeidi M, Jr L G H, Curtin W A.Solute strengthening of twinning dislocations in Mg alloys [J].Acta Materialia, 2014, 80:278.
[33] Hanada S, Ozeki M, Izumi O.Deformation characteristics in B phase Ti-Nb alloys [J].Metallurgical and Materials Transactions A, 1985, 16 (5) :789.
[34] Zhan H, Wang G, Kent D, Dargusch M.The dynamic response of a metastable β Ti-Nb alloy to high strain rates at room and elevated temperatures [J].Acta Materialia, 2016, 105:104.
[35] Wang X L, Li L, Xing H, Ou P, Sun J.Role of oxygen in stress-induced ω phase transformation and {332}〈113〉 mechanical twinning in β-Ti-20V alloy [J].Scripta Materialia, 2015, 96:37.
[36] Ahmed M, Wexler D, Casillas G, Ivasishin O M, Pereloma E V.The influence of β phase stability on deformation mode and compressive mechanical properties of Ti-10V-3Fe-3Al alloy [J].Acta Materialia, 2015, 84:124.
[37] Zhao X, Niinomi M, Nakai M, Hieda J, Ishimoto T, Nakano T.Optimization of Cr content of metastable β-type Ti-Cr alloys with changeable Young′s modulus for spinal fixation applications [J].Acta Biomaterialia, 2012, 8 (6) :2392.
[38] Liu H, Niinomi M, Nakai M, Hieda J, Cho K.Changeable Young′s modulus with large elongation-to-failure in β-type titanium alloys for spinal fixation applications [J].Scripta Materialia, 2014, 82 (3) :29.
[39] Ahmed M, Wexler D, Casillas G, Savvakin D G, Pereloma E V.Strain rate dependence of deformation-induced transformation and twinning in a metastable titanium alloy [J].Acta Materialia, 2016, 104 (1) :190.
[40] Zhou X, Min X A, Emura S, Tsuchiya K.Accommodative {332}〈113〉 primary and secondary twinning in a slightly deformed β-type Ti-Mo titanium alloy [J].Materials Science and Engineering:A, 2017, 684:456.
[41] Lai M J, Tasan C C, Raabe D.On the mechanism of {332} twinning in metastable β titanium alloys [J].Acta Materialia, 2016, 111:173.
[42] Crocker A G.Twinned martensite [J].Acta Metallurgica, 1962, 10 (2) :113.
[43] Kawabata T, Kawasaki S, Izumi O.Mechanical properties of TiNbTa single crystals at cryogenic temperatures [J].Acta Materialia, 1998, 46 (8) :2705.
[44] Tobe H, Kim H Y, Inamura T, Hosoda H, Miyazaki S.Origin of {332} twinning in metastable β-Ti alloys [J].Acta Materialia, 2014, 34:2.
[45] Yapici G G, Karaman I, Luo Z P.Mechanical twinning and texture evolution in severely deformed Ti-6Al-4V at high temperatures [J].Acta Materialia, 2006, 54 (14) :3755.
[46] Coghe F, Tirry W, Rabet L, Schryvers D, Van Houtte P.Importance of twinning in static and dynamic compression of a Ti-6Al-4V titanium alloy with an equiaxed microstructure [J].Materials Science and Engineering:A, 2012, 537:1.
[47] Wang T, Li B, Li M, Li Y, Wang Z, Nie Z.Effects of strain rates on deformation twinning behavior in α-titanium [J].Materials Characterization, 2015, 106:218.
[48] 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 (7) :195.
[49] Wang S, Schuman C, Bao L, Lecomte J S, Zhang Y, Raulot J M, Philippe M J, Zhao X, Esling C.Variant selection criterion for twin variants in titanium alloys deformed by rolling [J].Acta Materialia, 2012, 60 (9) :3912.
[50] Lu J Z, Wu L J, Sun G F, Luo K Y, Zhang Y K, Cai J, Cui C Y, Luo X M.Microstructural response and grain refinement mechanism of commercially pure titanium subjected to multiple laser shock peening impacts [J].Acta Materialia, 2017, 127:252.
[51] Yoo M H.Slip, twinning, and fracture in hexagonal close-packed metals [J].Metallurgical Transactions A, 1981, 12 (3) :409.
[52] Kim I, Kim J, Shin D H, Liao X Z, Zhu Y T.Deformation twins in pure titanium processed by equal channel angular pressing [J].Scripta Materialia, 2003, 48 (6) :813.
[53] Xiao J R, Song X, Zhuang L Z, Zhang J S.Twinning behavior of a basal textured commercially pure titanium alloy TA2 at ambient and cryogenic temperatures [J].Journal of Iron and Steel Research, 2016, 23 (1) :74.
[54] Guo Y, Britton T B, Wilkinson A J.Slip band-grain boundary interactions in commercial-purity titanium [J].Acta Materialia, 2014, 76:1.
[55] Fundenberger J J, Philippe M J, Wagner F, Esling C.Modelling and prediction of mechanical properties for materials with hexagonal symmetry (zinc, titanium and zirconium alloys) [J].Acta Materialia, 1997, 45 (10) :4041.
[56] Zaefferer S.A study of active deformation systems in titanium alloys:dependence on alloy composition and correlation with deformation texture [J].Materials Science and Engineering:A, 2003, 344 (1-2) :20.
[57] Bao L, Schuman C, Le Q, Lecomte J S, Zhang Z, Philippe M J, Cui J, Esling C.A novel method for predicting variant selection during primary, secondary and tertiary twinning in titanium [J].Materials Letters, 2014, 132 (6 Pt 1) :162.
[58] Bao L, Schuman C, Le Q, Lecomte J-S, Zhang Z, Philippe M-J, Cui J, Esling C.A novel method for predicting variant selection during primary, secondary and tertiary twinning in titanium [J].Materials Letters, 2014, 132:162.
[59] Prakash D G L, Ding R, Moat R J, Jones I, Withers P J, Fonseca J Q D, Preuss M.Deformation twinning in Ti-6Al-4V during low strain rate deformation to moderate strains at room temperature [J].Materials Science and Engineering:A, 2010, 527 (21-22) :5734.
[60] Chun Y B, Yu S H, Semiatin S L, Hwang S K.Effect of deformation twinning on microstructure and texture evolution during cold rolling of CP-titanium [J].Materials Science and Engineering:A, 2005, 398 (1-2) :209.
[61] Linga Murty K, Charit I.Texture development and anisotropic deformation of zircaloys [J].Progress in Nuclear Energy, 2006, 48 (4) :325.
[62] Xu F, Zhang X, Ni H, Cheng Y, Zhu Y, Liu Q.Effect of twinning on microstructure and texture evolutions of pure Ti during dynamic plastic deformation [J].Materials Science and Engineering:A, 2013, 564 (3) :22.
[63] Won J W, Park C H, Hong S-G, Lee C S.Deformation anisotropy and associated mechanisms in rolling textured high purity titanium [J].Journal of Alloys and Compounds, 2015, 651:245.
[64] Yuan Y, Ma A, Gou X, Jiang J, Arhin G, Song D, Liu H.Effect of heat treatment and deformation temperature on the mechanical properties of ECAP processed ZK60 magnesium alloy [J].Materials Science and Engineering:A, 2016, 677:125.
[65] Yuan Y, Ma A, Jiang J, Lu F, Jian W, Song D, Zhu Y T.Optimizing the strength and ductility of AZ91 Mg alloy by ECAP and subsequent aging [J].Materials Science and Engineering:A, 2013, 588:329.
[66] Zheng Z J, Gao Y, Liu J W, Zhu M.A hybrid refining mechanism of microstructure of 304 stainless steel subjected to ECAP at 500 ℃ [J].Materials Science and Engineering:A, 2015, 639:615.
[67] 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.
[68] 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.
[69] Salem A A, Kalidindi S R, Doherty R D.Strain hardening of titanium:role of deformation twinning [J].Acta Materialia, 2003, 51 (14) :4225.
[70] Salem A A, Kalidindi S R, Semiatin S L.Strain hardening due to deformation twinning in α-titanium:constitutive relations and crystal-plasticity modeling [J].Acta Materialia, 2005, 53 (12) :3495.
[71] Salem A A, Kalidindi S R, Doherty R D, Semiatin S L.Strain hardening due to deformation twinning in α-titanium:mechanisms [J].Metallurgical and Materials Transactions A, 2006, 37 (1) :259.
[72] Tirry W, Nixon M, Cazacu O, Coghe F, Rabet L.The importance of secondary and ternary twinning in compressed Ti [J].Scripta Materialia, 2011, 64 (9) :840.
[73] McCabe R J, Proust G, Cerreta E K, Misra A.Quantitative analysis of deformation twinning in zirconium [J].International Journal of Plasticity, 2009, 25 (3) :454.
[74] Sinha S, Gurao N P.In situ electron backscatter diffraction study of twinning in commercially pure titanium during tension-compression deformation and annealing [J].Materials and Design, 2017, 116:686.
[75] Han H N, Oh C-S, Kim G, Kwon O.Design method for TRIP-aided multiphase steel based on a microstructure-based modelling for transformation-induced plasticity and mechanically induced martensitic transformation [J].Materials Science and Engineering:A, 2009, 499 (1-2) :462.
[76] Ueji R, Tsuchida N, Terada D, Tsuji N, Tanaka Y, Takemura A, Kunishige K.Tensile properties and twinning behavior of high manganese austenitic steel with fine-grained structure [J].Scripta Materialia, 2008, 59 (9) :963.
[77] Liang Z Y, Wang X, Huang W, Huang M X.Strain rate sensitivity and evolution of dislocations and twins in a twinning-induced plasticity steel [J].Acta Materialia, 2015, 88:170.
[78] Brozek C, Sun F, Vermaut P, Millet Y, Lenain A, Embury D, Jacques P J, Prima F.A β-titanium alloy with extra high strain-hardening rate:design and mechanical properties [J].Scripta Materialia, 2016, 114:60.
[79] Marteleur M, Sun F, Gloriant T, Vermaut P, Jacques P J, Prima F.On the design of new β-metastable titanium alloys with improved work hardening rate thanks to simultaneous TRIP and TWIP effects [J].Scripta Materialia, 2012, 66 (10) :749.
[80] Sun Q Y, Song X P, Gu H C.Twinning induced plasticity in commercially pure titanium at low temperature [J].Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2001, 11 (1) :132.
[81] Sun Q Y, Song S J, Zhu R H, Gu H C.Toughening of titanium alloys by twinning and martensite transformation [J].Journal of Materials Science, 2002, 37:2543.
[82] Min X, Chen X, Emura S, Tsuchiya K.Mechanism of twinning-induced plasticity in β-type Ti-15Mo alloy [J].Scripta Materialia, 2013, 69 (5) :393.
[83] Wang W L, Wang X L, Mei W, Sun J.Role of grain size in tensile behavior in twinning-induced plasticity β Ti-20V-2Nb-2Zr alloy [J].Materials Characterization, 2016, 120:263.
[84] Zhang J Y, Li J S, Chen Z, Meng Q K, Sun F, Shen B L.Microstructural evolution of a ductile metastable β titanium alloy with combined TRIP/TWIP effects [J].Journal of Alloys and Compounds, 2016, 699 (30) :775.
[85] Wang B, Wang X, Li J.Formation and microstructure of ultrafine-grained titanium processed by multi-directional forging [J].Journal of Materials Engineering and Performance, 2016, 25 (6) :2521.
[86] Yan C K, Feng A H, Qu S J, Cao G J, Sun J L, Shen J, Chen D L.Dynamic recrystallization of titanium:effect of pre-activated twinning at cryogenic temperature [J].Acta Materialia, 2018, 154:311.
[87] Yan C K, Feng A H, Qu S J, Sun J L, Shen J.Hot deformation and grain refinement mechanisms of commercially pure titanium processed via three-directional cryo-compression[J].Materials Science and Engineering:A, 2018, 731:266.