1 实验

以退火态TA1纯钛板材为研究对象，其化学成分见表1，TA1纯钛的相变点为895 ℃。采取单方向轧制实验，即沿板材原轧制方向进行热轧，选取变形温度为650，750，850和950 ℃，每个变形温度下变形程度均为60%，轧制完成后空冷。然后对热轧后切取的所有需要进行热处理的试样均采用同一热处理制度进行热处理，热处理制度为700 ℃，保温1 h，保温结束后空冷。利用线切割切取尺寸为10 mm×8 mm的金相块及横向拉伸试样。利用拉伸试验机对板材的室温力学性能进行测试，采用恒定拉伸速率，为1×10⁻³ s⁻¹；利用电子背散射衍射（EBSD）技术对板材的组织、 织构进行表征。EBSD测试实验数据采集是利用AZtec操作软件，数据分析是利用HKL Channel 5数据处理软件。结合工程化应用，选取热处理后的试样进行分析研究。

2 结果

图1是经不同温度热轧并退火后获得TA1纯钛板材的取向形貌反极图（IPF图），可以观察到，所有组织均为完全再结晶组织，晶粒尺寸随变形温度的升高而增大，在高于750 ℃变形时，退火态组织存在少量的孪晶。在650 ℃变形时，退火后平均晶粒尺寸约为30 μm；在950 ℃变形时，退火后的平均晶粒尺寸明显长大，约为80 μm。同时还可以观察到，在650 ℃变形时，退火后晶粒标定颜色多为绿色和蓝色，说明取向多偏向于（01$\overline{1}$0）和（$\overline{1}$2$\overline{1}$0）方向，而随变形温度的升高，退火后晶粒标定颜色除红绿蓝主色外，还伴有更多的过渡色，说明晶体取向更加随机。4个TA1纯钛板材样品晶粒的颜色差异也说明不同温度热轧后退火态纯钛板材的织构存在一定的差异。

图1 不同变形温度退火态TA1纯钛板材的IPF图

Fig.1 IPF figures of annealed TA1 pure titanium plates at different deformation temperatures

（a）650 ℃； （b）750 ℃； （c）850 ℃； （d）950 ℃

不同变形温度下的退火态TA1纯钛板材极图如图2所示。可以看出，在不同温度下退火态板材织构分布和峰值强度存在着一定的差异，主要差异存在于{0001}极面和{11$\overline{2}$0}极面，{10$\overline{1}$0}极面织构分布较为随机且峰值较小。从图2（a）可以看出，变形温度为650 ℃的退火态TA1纯钛板材晶体取向主要分布在{0001}极面和{11$\overline{2}$0}极面，主要分布在RD向TD偏转的方向，最强峰分布在{0001}极面RD向TD偏转30°位置，为9.19。从图2（b）可以看出，变形温度为750 ℃的退火态板材晶体取向主要分布在{11$\overline{2}$0}极面，最强峰分布在RD向TD偏转30°位置，为13.36。从图2（c）可以看出，变形温度为850 ℃的退火态板材晶体取向主要分布在{0001}极面，最强峰分布在法线方向（ND）向RD偏转20°位置，为12.36。从图2（d）可以看出，变形温度为950 ℃的退火态板材晶体取向主要分布在{0001}极面和{11$\overline{2}$0}极面，最强峰分布在{11$\overline{2}$0}极面RD向TD偏转30°位置，为8.88。

图2 不同变形温度下退火态TA1纯钛板材极图

Fig.2 Pole figures of annealed TA1 pure titanium plates at different deformation temperatures

（a）650 ℃； （b）750 ℃； （c）850 ℃； （d）950 ℃

图3是不同变形温度下的退火态TA1纯钛板材的反极图。可以看出，在不同温度下退火态TA1纯钛板材织构类型和峰值强度存在着一定的差异。650 ℃变形退火态板材织构类型主要为<$\overline{1}$2$\overline{1}$0> 偏向<0001> 方向70°‖ND锥面织构，峰值强度为8.62。750 ℃变形退火态板材织构类型主要为<0001> 偏向<01$\overline{1}$0> 方向70°‖RD锥面织构和<01$\overline{1}$0> 偏向<0001> 方向80°‖TD锥面织构，峰值强度分别为6.23和5.96。850 ℃变形退火态板材织构类型主要为<0001>‖RD基面织构，峰值强度为7.86。950 ℃变形退火态板材织构类型主要为<0001> 偏向<$\overline{1}$2$\overline{1}$0> 方向60°‖ND 锥面织构，峰值强度较弱仅为3.88。不同温度下的退火态TA1纯钛板材织构差异主要由于变形温度不同，变形组织内部位错密度产生较大差异，导致变形过程中晶体发生转动的角度不同，形成不同的晶体取向。

图3 不同变形温度下退火态TA1纯钛板材反极图

Fig.3 Reverse pole figures of annealed TA1 pure titanium plates at different deformation temperatures

（a）650 ℃； （b）750 ℃； （c）850 ℃； （d）950 ℃

图4是60%变形程度下不同变形温度获得的退火态TA1纯钛板材沿横向室温拉伸的应力-应变曲线与力学性能。可以看出，随着热轧温度的升高，退火态TA1纯钛板材的抗拉和屈服强度呈升高趋势，断后延伸率呈降低趋势。在650 ℃热轧时，获得的TA1纯钛板材抗拉强度（R_p0.2）和屈服强度（R_m）最小，分别为284和194 MPa，此时的断后延伸率（A）最大，为73.5%；在950 ℃热轧时获得的板材抗拉强度和屈服强度最大，分别为325和223 MPa，此时的断后延伸率最小，为56.5%。

图4 60%变形程度下不同变形温度的退火态TA1纯钛板材沿横向室温拉伸应力-应变曲线及力学性能

Fig.4 Room temperature tensile stress-strain curves (a) and mechanical properties (b) along TD of annealed TA1 pure titanium plates under 60% deformation at different deformation temperatures

3 分析与讨论

材料的力学性能受到晶粒尺寸和织构的影响。晶粒的长大促使断后延伸率的降低，主要由于具有较大晶粒的组织晶界含量较少，在拉伸过程中对裂纹的萌生和扩展的阻碍作用较小，导致塑性降低^［18］。强度与晶粒尺寸呈现出一致的变化趋势，不符合细晶强化理论，因此考虑对强度影响的主要因素为织构。织构主要影响材料塑性变形过程中激活不同的滑移系，进而影响板材的力学性能。

钛材在室温变形时，{10$\overline{1}$0}<11$\overline{2}$0> 柱面滑移系是最容易启动的滑移系，其在室温拉伸过程中启动的难易程度决定了板材屈服强度的大小^［19］。对于钛及钛合金在塑性变形过程中滑移系启动的难易程度可以用施密特因子（Schmid factor，SF）进行定性评估，SF值越高说明该滑移系越容易启动^［20］。图5为不同变形温度下的退火态TA1纯钛板材在TD方向加载下的{10$\overline{1}$0}<11$\overline{2}$0> 柱面滑移系SF分布图。可以看出，随变形温度的升高，获得的退火态TA1纯钛板材激活{10$\overline{1}$0}<11$\overline{2}$0> 柱面滑移系的平均SF呈现减小的趋势，其平均值分别为0.41，0.36，0.32和0.30。相较之下，650 ℃变形获得的退火态TA1纯钛板材具有最高的SF值，更容易激活{10$\overline{1}$0}<11$\overline{2}$0> 柱面滑移系，因此其更容易发生塑性变形，具有相对较低的强度。所以，随变形温度的升高，退火态TA1纯钛板材强度在室温下呈现出升高的趋势。

图5 不同变形温度下退火态TA1纯钛板材激活柱面滑移系的SF分布

Fig.5 SF distribution of activated cylindrical slip system in annealed TA1 pure titanium plates at different deformation temperatures

（a）650 ℃； （b）750 ℃； （c）850 ℃； （d）950 ℃

从上述的实验结果和分析可以看出，TA1纯钛板材的力学性能同时受到晶粒尺寸和织构的影响，本文以晶粒间的变形传递并结合Hall-Petch关系对织构影响力学性能进行讨论。在多晶体金属材料的塑性变形过程中，晶界导致了塑性变形和力学响应的变化。根据位错塞积理论，晶界阻碍了位错运动。晶界的增多则需要施加更大的外力激活相邻晶粒内位错源的开动，使相邻晶粒产生切变变形。多晶金属材料屈服强度和晶粒尺寸遵循Hall-Petch关系：${\sigma }_{\text{y}}={\sigma }_0+k{d}^{-1/2}$（1）式中，σ_y为材料的屈服极限，σ₀为位错运动时产生的晶格摩擦阻力，k为正常应力时的强度系数，d为平均晶粒直径。纯钛属于hcp，而hcp金属的k值对晶体取向具有高度的依赖性^{［21–22］}。主要由于hcp材料具有较强的力学性能各向异性，会对变形从一个晶粒转移到另一个晶粒产生较强的阻碍作用，使hcp材料晶界增强效应相较于面心立方（fcc）和体心立方（bcc）材料更加明显^［23］。

k值反映了滑移从一个晶粒向其邻近晶粒传播受到晶界阻碍作用的大小。因此，织构对k的影响可以通过对相邻晶粒之间变形传递的容易性来描述。一个较容易的变形转移意味着一个较低的边界阻碍作用，并将导致一个较低的k值。滑移在相邻晶粒间的传播取决于外部施加的应力和晶界上位错堆积产生的应力集中。图6是取向对变形传递阻碍作用的示意图。在受到相同外部应力σ作用下，由于晶粒1与晶粒2内晶体取向的不同，导致晶粒所激活的滑移系受到外部载荷的分切应力τ₁和τ₂不同，同时也会受到相邻晶粒位错塞积产生的内应力的叠加作用。所以k值随取向的变化主要归因于变形机制的不同，具有较高临界分切应力的变形机制会对应较高的k值^{［24–25］}。因此，织构对k值的影响可以分为外应力影响和内应力影响。外应力影响主要与相邻晶粒激活滑移系统的SF有关。一般情况下，相邻两个不同取向的晶粒会有不同的SF，进而导致激活应力的差异，其差值用∆stress表示^［26］：$\text{Δstress}={\text{CRSS}}_1/{\text{SF}}_1-{\text{CRSS}}_2/{\text{SF}}_2$（2）式中，CRSS₁和CRSS₂分别为相邻两晶粒的临界分切应力，SF₁和SF₂分别为相邻两晶粒的Schmid因子。显然，∆stress值是由晶粒方向和CRSS值共同决定的。较高的应力差值将导致较难的变形转移，进而产生的更高的k值^［23］。

图6 取向对变形传递阻碍作用的示意图

Fig.6 Schematic diagram of blocking effect of orientation on deformation transfer

根据位错塞积理论，由位错堆积引起的强应力集中将成为其相邻晶粒中的位错源运动的驱动力。位错源的运动存在方向性，其从一个晶粒的滑移系上转移到相邻晶粒的滑移系上会受到取向的影响产生取向效应，使用几何兼容性系数（m'）来描述这种取向效应^［24］：$m^{\prime }=\cos \alpha \cdot \cos \beta$（3）式中，α和β分别为相邻两个晶粒所激活滑移系的滑移面、 滑移方向的夹角。m'通常表示由一个晶粒中的滑移被分解到邻近晶粒中的滑移系统上而引起的局部应变的程度，m'的值在0~1之间，较高的m'值表示较高的位错传播效率，对应于较低的k值。

基于位错塞积理论，Guan等^［22］提出了一个计算k值的理论模型：$k=2{\sigma }_{\text{d}}m{\text{'}}^{-1}{r}^{1/2}$（4）式中，σ_d是相邻两晶粒中激活变形模式的激活应力差，与∆stress相近；r是位错塞积与相邻晶粒中最近的位错源之间的距离，由于本文中计算的晶粒均来自于同一个试样，各晶粒间的计算采用相同的r值，所以k值正比于∆stress·m'^-1。

通过分析取向如何对∆stress和m'值的影响，可以揭示织构对k值影响的原因。∆stress可以表示相邻晶粒中滑移运动或孪生所需的额外应力，对应于来自外部施加的应力的影响，m'表示在下一个晶粒中滑移或孪生的开始过程中应力集中的效率，对应于内部应力集中的影响。较高的∆stress值或较低的m'值更有助于困难的变形传播并由此产生更高的k值。

纯钛在室温下塑性变形主要激活4种类型的滑移系，分别为{10$\overline{1}$0}<11$\overline{2}$0> 柱面<a> 滑移、 {0001}<11$\overline{2}$0> 基面<a> 滑移、 {10$\overline{1}$1}<11$\overline{2}$0> 锥面<a> 滑移和{10$\overline{1}$1}<11$\overline{2}$3> 锥面<a+c> 滑移，与其相对应的CRSS分别为80，90，110和260 MPa^［27］。协调塑性变形的孪生方式主要为{10$\overline{1}$2}拉伸孪晶和{11$\overline{2}$2}压缩孪晶，而在变形的初期只有很少的晶粒内发生孪晶，主要为拉伸孪晶，因此在加载外力时只考虑拉伸孪晶的存在，其CRSS为230 MPa^［28］。

本文以750和850 ℃热轧变形退火态的TA1纯钛板材试样为例说明织构对k值的影响。分别选取IPF图中取向较为随机的相邻6个晶粒进行计算，6个晶粒的晶体取向如图7所示。可以看出，6个晶粒内晶体取向存在一定的差异，850 ℃热轧变形退火态的板材晶粒取向更加随机。

图7 不同变形温度退火态TA1纯钛板材中各晶粒内的晶体取向

Fig.7 Crystal orientation in each grainin annealed TA1 pure titanium plates at different deformation temperatures

（a）750 ℃； （b）850 ℃

工业纯钛滑移系的启动与材料本身晶粒取向、 变形方式和受力方向有关^［29］。在Channel 5软件中可以对退火态TA1纯钛板材在TD方向加载外力。图8是750 ℃热轧变形退火态TA1纯钛板材试样沿着TD方向加载力时不同滑移系的Schmid因子分布图，各晶粒不同的颜色代表不同的SF的大小，越接近红色代表SF值越大，对应的滑移系越容易激活。可以看出，每个晶粒在各滑移系的颜色不同，说明在平行于TD方向加载拉伸力下各晶粒激活的滑移系不同，主要由于加载应力轴与晶体c轴的夹角不同，进一步说明晶体取向不同导致激活的滑移系不同。表2是图7（a）中选定的6个晶粒内不同滑移系的SF值。根据SF值可以确定各个晶粒在沿着平行于TD方向加载拉伸载荷下所激活的滑移系：1号晶粒启动{10$\overline{1}$0}< 11$\overline{2}$0> 柱面<a> 滑移系，2号晶粒启动{10$\overline{1}$1}<11$\overline{2}\overline{3}$> 锥面<a+c> 滑移系，3号晶粒启动{0001}<11$\overline{2}$0> 基面<a> 滑移系，4号晶粒启动{10$\overline{1}$1}<11$\overline{2}$0> 锥面<a> 滑移系，5号晶粒启动{0001}<11$\overline{2}$0> 基面<a> 滑移系，6号晶粒启动{10$\overline{1}$0}<11$\overline{2}$0> 柱面<a> 滑移系。

图8 750 ℃变形退火态TA1纯钛板材沿TD加载下的SF分布图

Fig.8 SF distribution map of 750 ℃ deformed annealed TA1 pure titanium plate under TD loading

（a）Basal slip<a> ； （b）Prismatic slip<a> ； （c）Pyramidal slip<a> ； （d）Pyramidal slip<a+c> ； （e）{10$\overline{1}$2} twinning

通过各个激活的滑移系和SF值，对相邻晶粒间的∆stress·m'^-1和m'值进行计算，结果如表3所示。其中，B代表基面<a> 滑移，P代表柱面<a> 滑移，Py代表锥面<a> 滑移，PI代表锥面<a+c> 滑移，S代表拉伸孪晶。可以看出，相邻晶粒之间变形转移模式存在较大差异，10对晶粒对之间存在6种变形转移模式，主要由于晶粒激活的滑移系存在差异；同种变形转移模式之间的各项参数也存在较大差异，如“P-B”模式对应3个差异较大的∆stress·m'^-1值，分别为585，189和30 MPa，因此导致k值存在较大差异。根据k值与∆stress正比关系，这3对晶粒对中“1-3”的k值最大，“1-5”的k值居中，“5-6”的k值最小，说明晶界对3对晶粒之间的变形转移的阻碍依次减小。同时可以看出具有相同滑移系的相邻晶粒间的（∆stress·m'^-1）值较小，说明相同取向的相邻晶粒间变形较容易传递，会使材料的强度降低塑性升高，而随机的晶体取向可以开动更多类型的滑移系，导致多种变形转移模式，从而削弱取向对晶界变形转移容易性的影响。因此取向会直接影响TA1纯钛的综合力学性能。

同理，对850 ℃热轧变形退火态的TA1纯钛板材试样沿着TD方向加载力时相邻6组晶粒间各参数进行计算，结果如表4所示。对比表3和表4可以发现，850 ℃热轧变形退火态的TA1纯钛板材具有相对较高的（∆stress·m'^-1）值，说明其具有较高的k值，其内部晶粒间变形传递较为困难，因此具有相对较高的强度。所以，图1中强度的差异主要由于不同变形温度下产生的织构差异所造成的。

4 结论

1）随变形温度的升高，退火态TA1纯钛板材抗拉强度和屈服强度升高，断后延伸率降低，晶粒尺寸呈现增大趋势，晶粒的长大导致塑性的降低。

2）随变形温度变化，TA1纯钛板材晶体发生转动，导致织构差异；650 ℃轧制退火态板材形成的‖ND的锥面织构在‖TD加载下更容易激活{10$\overline{1}$0}< 11$\overline{2}$0> 柱面滑移系，具有相对较低的强度；较高温度变形时，退火态板材形成的‖RD的锥面织构在‖TD加载下较难激活{10$\overline{1}$0}<11$\overline{2}$0> 柱面滑移系，具有相对较高的强度。

3）随变形温度的升高，Hall-Petch关系中受织构影响的k值增大，进而导致强度的升高。纯钛板材受外力作用，具有相同取向的相邻晶粒间变形较容易传递，导致材料的强度降低塑性升高；随机的晶体取向可以开动更多类型的滑移系，进而激活多种变形转移模式，从而削弱取向对晶界变形转移的影响。