Ti-2.5Al-1.5Mn箔在不同温度下的拉伸性能和断口形貌外文翻译资料

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Ti-2.5Al-1.5Mn箔在不同温度下的拉伸性能和断口形貌

马振武，佟国全*，陈锋

收稿日期:2016年4月11日/修回日期:2016年5月22日/接受日期:2016年11月29日/在线发布日期:2017年2月8日

摘要:研究了Ti - 2.5Al-1.5Mn薄膜在不同温度下的拉伸性能和断口形貌。材料性能与厚度(T)、晶粒尺寸(d)比和变形温度密切相关。拉伸分析表明，局部变形是箔片室温成形的主要变形特征，可能导致箔片过早断裂。变形区中可变形晶粒数量有限，不同晶粒之间的硬化转移性较弱，是导致变形行为不均匀的原因。断口分析表明，韧窝的大小可以反映金属箔在室温下的塑性。随着变形温度的进一步升高，箔的主要塑性变形模式由晶内位错和孪晶转变为晶界滑动和滚动。综上所述，高温成形可提高材料的硬化转移性和变形区可变形晶粒数量，是提高材料成形性、降低材料性能弥散性的有效方法。

关键字大小的影响;钛箔;拉伸性能;均匀变形;升高温度

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1介绍

由于各个领域的小型化趋势，对大规模制造微型化零件的需求日益增加。金属箔微成形工艺因其能量低、成材率高而受到广泛关注。然而，当箔厚度随晶粒尺寸减小到相同数量级时，箔会受到所谓的尺寸效应[1-4]。不同铝箔试样的拉伸试验表明，试样尺寸的减小导致流动应力的减小[5-10]。提出了“表层”理论来解释这种“越小越弱”的现象[11-13]。此外，当箔中含有少量颗粒时，材料性能的弥散性更大。塑性是铝箔成形的前提条件。在延性测试中，随着铝箔厚度的持续减小，延伸率逐渐减小[14-16]。断裂理论表明，当变形难以持续时，一定数量的微孔洞可以降低应力集中程度，改善晶粒间的协调性。但随着箔材厚度的减小，微孔洞数量减少[18-20]，传统的裂纹萌生扩展韧性断裂模型逐渐消失[21,22]。

高温微成形结合了冷成形和温成形的优点。例如，通过高温成形，微块坯料的型材形状和内部硬度分布[23]更均匀，微凹模填充[24]的能力更强。在超塑性合金[25]的最佳变形温度范围内进行微块锻造可获得较高的成形性。

然而，作为微成形的另一个重要组成部分，关于高温对箔体变形行为影响的研究还很缺乏。

指出了目前箔体成形技术中存在的一些问题，如成形性下降、材料性能分散性增加等，都是亟待解决的问题。此外，由于六边形封闭填充晶格结构的成形性有限，钛箔的成形尤其困难。因此，本研究旨在提高Ti-2.5Al - 1.5Mn薄膜的塑性，降低材料性能的分散性。

2实验

由于Ti-2.5Al-1.5Mn薄膜在航空航天领域的广泛应用，选用厚度为50 lm的薄膜作为实验材料。Ti-2.5Al-1.5Mn薄膜的再结晶温度为650 ~ 850℃。a相变温度范围为910 ~ 950℃[26]。前人研究表明，试样几何尺寸和晶粒尺寸对微成形过程中的材料行为均有影响[5-13]。为了定量研究试样几何尺寸与晶粒尺寸之间的相互作用效应，定义了一个尺寸因子T/d，其中T为箔的厚度，d为晶粒尺寸。在不同退火条件下对钛箔进行退火，得到不同的T/ d值。热处理在真空炉中进行(气氛压力为1.5 9 10^-3 Pa)，以避免箔片的氧化。用横断面法测定热处理薄膜经HF (3 ml) ?HNO₃ (5毫升)?H₂O(125毫升)溶液放置20秒。退火条件和相应的外壳参数列在表1中，光学显微镜(OM, Novel MR5000)对箔的退火显微组织图像如图1所示。可以观察到，这三种情况下的箔均具有规则的晶粒组织，室温退火后的组织几乎都是a相，说明这三种情况下的箔的主要区别在于晶粒尺寸。

通过室温单轴拉伸试验，确定了钛箔的材料性能

表1 Ti-2.5Al-1.5Mn薄膜的退火条件及壳体参数

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(20°C)、中温(400°C)和高温(600°C)。试样的测量长度为25.4 mm，自由长度为60.4 mm。试样在分体式三相电阻加热炉中加热。试验前，将试件在试验温度下浸泡5 min，使其在应变片截面上均匀化。中温试验采用氩气作为保护气氛。研制了一种专用的钛箔夹紧装置。拉伸试验采用位移控制，应变速率在190 ~ 10左右^-3 年代^-1，从而保证了材料在准静态条件下的变形，可以忽略应变率效应。对每种变形条件下的8个试件进行了抗拉强度(强度指数)和断裂伸长率(延性指数)的平均值评估。为研究不同变形条件下的断裂机理，采用扫描电镜(SEM, Gemini Sigma 300/VP)对试样的断口进行了观察。

3结果与讨论

3.1室温拉伸性能及断口形貌

温度

由图2可知，抗拉强度及其散度(标准差与抗拉强度之比)均依赖于T/d值，表明晶粒尺寸效应明显。当T/d值从14.43降至3.32时，试样的抗拉强度下降约7%。而随着T/d值的减小，拉伸强度弥散度增大，呈现相反的趋势。特别是当T/ d值从9.27减小到3.32时，离散值迅速增大，相对变化趋势变陡。

原子在晶界层中的排列是无序的。在塑性变形过程中，晶界层为刚性网状结构，具有比晶内[27]更高的硬化速率。体积分数中晶界层含量随晶粒尺寸[28]的增大而减小。此外，前人的研究表明，材料表面晶粒内部的位错数量很少。根据金属物理理论，材料表面晶粒比内部晶粒约束小，薄膜厚度方向上表面晶粒数与总晶粒数之比可表示为l = N_S/ N_T,其中N_S 是表面颗粒数和N_T 是厚度方向上的晶粒数。如表1所示，l值随T/d值的减小而增大。因此，失去晶界

图1:a Case 1, b Case 2和c Case 3的退火显微组织OM图像

图2室温下强度指标随不同T/d值的变化

层间强化效应与表面晶粒软化效应的增加相结合，最终导致较大晶粒尺寸的箔的抗拉强度较弱。

图3显示，随着T/d值从3.32增加到14.43，断裂伸长率及其散度(标准差与伸长率之比)分别减少了约43.6%和68.1%。

从材料力学角度看，加工硬化是由位错堆积引起的。大晶粒尺寸箔用于塑性变形的有效位错和激活滑动系统的数量远远多于小晶粒尺寸箔。此外，位错源与障碍物之间的距离随着晶粒尺寸的增大而增大。这意味着大晶粒尺寸的试样具有更强的加工硬化能力，因为错位堆积的程度比小晶粒尺寸的试样严重。因此，较大晶粒尺寸的箔在断裂前的加工硬化量相对较大。此外，起到协调变形作用的表面晶粒变形更大

图3室温下延性指数随T/d值的变化

由于减少了约束，容易造成位错堆积，从而防止了微裂纹的出现。从表1可以看出，大晶粒度铝箔的l值大于小晶粒度铝箔，这也是大晶粒度铝箔断裂伸长率增大的另一个原因。

对不同T/d值的金属箔在室温下的断口形貌进行了扫描电镜观察。可以观察到，所有的断口表面都覆盖着孔洞和韧窝，这是典型的韧性断裂特征。在韧窝中没有明显的形核粒子。放大的SEM裂缝形貌如图4所示。T/d值为14.43的箔片的断裂形貌如图4a所示。可以看出，酒窝相对较小且较浅，分布几乎均匀。当金属箔的T/d值减小到9.27时，酒窝尺寸变深变大(图4b)。此外，从图4c中可以看出，T/d值为3.32的箔片在韧窝内衬处具有明显的波纹和滑动特征

图4不同T/d比箔材室温断口形貌的SEM图像:a T/d = 14.43, b T/d = 9.27, c T/d = 3.32，断口后的d照片

较大的酒窝包括较小的酒窝和一些微孔洞。图4d为断口后不同T/d值的箔材的整体综述，从图中可以看出，断口都是在靠近拉伸轴45°的平面上形成的，随着拉伸轴的增大，箔材的长度也随之增大

T/d值下降。

箔片的塑性变形行为有密切的关系

与混乱的关系。位错可分为几何上必要的位错和统计上存储的位错两类。几何上必要的位错与统计上存储的位错没有不同的原子结构[30]，这表示需要额外的位错存储，以适应晶界的晶格曲率。统计存储位错在晶粒内部产生，导致加工硬化。

如图5所示，断裂行为与不稳定塑性区微空洞的形核、生长和聚结有关，主要发生在硬颗粒和晶粒处

图5不同粒径箔片的断裂机理示意图

边界。当塑性变形难以继续时，就会产生微空洞。孔隙尺寸的增长是由于大量统计存储的位错的入口。至于自有的钛箔则相对较小

晶粒尺寸(T/d = 14.43)时，与大晶粒尺寸的箔相比，有效位错数量相对较少。在这些位错中，可用的统计存储的位错数量要少得多，因为大多数位错作为几何上必要的位错来减少晶界的变形不兼容性(图5)。由于缺乏足够的统计存储的位错进入微孔洞，孔隙尺寸的增长动力不足。应变梯度与几何必要位错密度呈正相关，对微孔洞[31]的生长有明显的抑制作用。因此，处理进一步形状发展的能力是有限的较小尺寸的空隙和酒窝。然而，为了保持形状的持续发展，需要更多的微孔洞。这些都是导致T/d值较高，断口处尺寸较小，孔洞和韧窝数量较多的原因，如图4a所示。

采用横向法测量断口表面的平均韧窝直径，室温下断口延伸率随韧窝直径的变化如图6所示。可以看出，延伸率随着韧窝直径的增大而增大。由于表面晶粒比例随晶粒尺寸的增加而增加，对几何必要位错的需求减少，用于滑入微孔洞的统计存储位错数量足够。随着应变梯度抑制作用的减弱，加上统计存储的位错促进生长作用的增强，对于T/d值较小的箔，酒窝更深、更大，如图4b所示。因此，可以得出结论，孔洞和韧窝处理进一步形状发展的能力随着它们尺寸的增加而增加，而韧窝的大小可以表征金属箔在室温下的延展性。

图6室温下断裂伸长率随韧窝直径的变化

从图2和图3可以看出，随着T/ d值的减小，拉伸强度和伸长率的弥散度都增大。宏观拉伸性能是由变形区所含晶粒决定的。然而，从表1中可以看出，与mac- rosheets相比，钛箔中的晶粒数量相对有限，因此，每个晶粒的变形行为对钛箔的整体行为起着至关重要的作用。众所周知，形状变化是以能量消耗最小的方式进行的。对于箔片成形，可以通过开发低能耗谷物组合来实现能量消耗最小化。形成这条最小能耗路径的概率随箔条粒数的减少而增加。如图7a所示，一旦形成这种最小化能量消耗的路径，这些晶粒就会发生显著的变形。一些具有不同形状、方向、大小和位置的独特颗粒(图1c)将支配整个材料的属性。因此，材料的性能可能会有一个突然的变化，散射值将变得大得多。此外，随着籽粒数的减少，不同籽粒间的亲和性也会变差。晶粒间位错堆积的转移将变得越来越困难甚至不可能，这意味着参与变形的可用晶粒数量大大减少，进一步扩大了单个晶粒之间的差异。基于上述分析，可以得出，局部变形是箔片在室温下成形的主要变形特征，最终导致箔片过早断裂。变形区中可变形晶粒数量有限，不同晶粒之间的硬化转移性较弱，是导致变形行为不均匀的原因。

图7室温拉伸(F)和高温拉伸(b)下变形机理示意图

3.2高温拉伸性能及断口形貌

考虑到钛箔的晶粒在再结晶温度下开始生长，为了保持恒定的T/d值，进一步的研究主要集中在400℃和600℃高温下的成形。

观察了各种变形条件下试验后箔的微观组织，并测量了平均晶粒尺寸。以case2箔实验后的微观结构为例，如图8所示。图8a、b分别显示了在400℃和600℃下变形的箔片。可以看出，随着变形温度的升高，晶粒形状沿载荷方向逐渐拉长。此外，如图8c所示，在一定的变形条件下，实验前后的晶粒尺寸变化很小。

由图9a可知，相同T/d值时，拉伸强度随变形温度的升高而降低。同时，在一定温度下，拉伸强度随着T/d值的增加而增加。此外，随着变形温度的升高，拉伸强度弥散度减小，如图9b所示。

在室温下，金属箔的塑性变形机制主要是晶内位错、滑移和孪晶。随着温度的升高，原子热运动的幅度增大。晶粒内部和晶界层的软化效应都是由交叉滑移、位错爬升、晶粒旋转和晶界滑动引起的。因此，拉伸强度随变形温度的升高而降低。但在晶内和晶界层软化幅度随温度变化不同。由于原子的无序排列，在晶界层中的软化效应更强，从而减小了差异

随着温度的升高，晶粒边界层与晶粒内部之间的抗拉强度增大。因此，在600℃时，不同微观结构的箔片的抗拉强度差异相对较小，如图9a所示。

从图10a可以看出，对于相同组织的箔材，延伸率随变形温度的升高而增加。而在高温(600℃)下，伸长率随着T/ d值的增加而增加，而在室温(20℃)下则相反。此外，延伸率

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