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工业纯钛拥有密度低、比强度高和耐腐蚀等优良综合性能，在航空航天、海洋工程以及电子信息等领域得到了广泛的应用［1–5］。通常，纯钛的变形过程中会伴有加工硬化、动态回复和动态再结晶，其显著影响了微观组织的演变，同时也会引起晶体取向的变化［6–7］。动态再结晶行为受变形温度、应变速率以及变形量的影响，随变形温度和应变速率的增加而减弱，随变形量的增加而增加，主要由于低温、低应变速率和较大的变形时，材料内部位错密度增加，促使发生交互作用形成位错塞积，为再结晶提供更强的驱动力［8–10］。在热变形过程中动态再结晶晶粒主要分布在初生α晶粒的边界、三重结或亚晶界处，而动态回复则是原始晶粒拉长并在组织内部形成等轴亚晶粒［11］。位错的活化将加速位错的湮灭和重排，可以更频繁地发生再结晶［9］。因此，加速的再结晶过程会消耗先前的变形亚结构，并最终导致等轴微结构［12–13］。在高温小变形的状态下，位错密度不足以达到引发动态再结晶的临界值，从而发生动态回复［14–15］。纯钛在较低温条件下进行轧制时，容易激活{112}压缩孪晶和{102}拉伸孪晶协调塑性变形，随着变形的进行，孪晶面积分数明显下降，主要由于位错滑移促使晶格转动，破坏了特定的晶界关系，引起沿法线方向（ND）的（0002）极面的织构强度随着变形的增加而逐渐增加［16–17］。在纯钛轧制过程中，对于轧制方向（RD），初始的基面织构被削弱，会形成一个c轴平行于RD的新织构组分，且随着应变的增加，从初始的基面织构到新织构的转变不断增加，而横向（TD）中的织构演化并不显著［18］。在热轧变形中，随着变形的深入进行，形成取向随机的动态再结晶晶粒，也会导致织构弱化［19］。对于多晶体金属，晶粒细化能有效地阻碍位错运动和裂纹的传播和扩展，抵御塑性变形的发生，提高强度和韧性［20–21］。纯钛在塑性变形过程中产生的孪晶会促使晶体发生转动，促使滑移继续进行，削弱裂纹的萌生，使其表现出更好的塑性［22–23］。纯钛在轧制过程中形成的形变织构，在塑性变形过程中会促使特定滑移系的激活，进而对力学性能产生影响，同时也会致使板材产生各向异性［24–26］。
随着钛及钛合金在众多领域中的快速发展，对工艺性能方面也提出了更高的要求，国内外学者对钛合金变形过程中的组织演变和综合性能的相关性做了系统的研究，建立了组织与力学性能的关系，研制出适合特殊环境使用的高强高韧、超塑性、耐高温等的钛合金材料［27–30］。目前，对于纯钛板材织构对力学性能的影响研究主要集中在冷轧变形过程中，而对于在热轧过程中的组织演变及变形程度对力学性能报道相对较少。本文以TA1纯钛板材为研究对象，对热轧过程中不同变形制度下获得的热轧板材组织织构演变及力学性能进行分析，确定了纯钛板材热轧过程中的变形机制，为纯钛板材的生产提供了理论支持，以满足航空航天、电子等领域的特殊需求。
本实验以退火态TA1纯钛板材为研究对象，化学成分见表1。该纯钛的相变点为895 ℃，本文采取单方向轧制实验，在750 ℃下沿板材原轧制方向进行热轧，选取变形程度为20%，40%，60%和80%，轧制完成后空冷。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）技术对板材的组织和织构进行表征。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。
图1是TA1纯钛原始板材的取向形貌反极图（Inverse pole figure，IPF）和晶界取向差统计图。IPF图中不同颜色代表不同的取向，红色代表基面取向，绿色代表锥面取向，蓝色代表柱面取向，中间过渡色表示介于3种取向之间的取向。观察图1（a）可知，原始板材组织为均匀分布的完全再结晶等轴α组织，没有观察到孪晶。图1（b）是相对应的晶界取向差分布图，从图中可以计算出，大角度晶界（HAGBs，取向差θ≥15°）占比为95.7%，小角度晶界（LAGBs，取向差0°<θ<15°）占比为4.3%，且图中取向差分布较为随机。
图2是TA1纯钛板材初始样品的极图和反极图。从图2（a）可以看出，{0001}极面分布着3个峰值较强的织构，分别出现在ND附近和ND向TD偏转约±30°的位置，最大峰值强度为11.76；{110}和{100}极面织构分布较为随机，且强度较低。从图2（b）可以看出，最大峰值强度出现在偏离<0001>方向15°左右的区域位置，为平行于ND的织构，峰值强度为5.03；同时在<010>附近存在较弱的平行于RD的织构；平行于TD的织构分布较为随机，且强度较弱。
图3是轧制温度为750 ℃，不同变形程度下热轧态TA1板材的IPF图和核平均错配角（KAM）图，图中银色线条指LAGBs，黑色线条指HAGBs，KAM图中颜色越接近红色表示KAM值越大。观察图3（a，c，e，g）可知，当变形量为20%时，大部分晶粒颜色为过渡色，说明大部分晶粒已经发生塑性变形，主要由于变形过程中的孪晶和滑移使晶体发生了转动；在晶界处存在着细小的再结晶晶粒，但仍有部分晶粒保持着等轴状态，其晶粒内部产生大量的LAGBs，同时有大量的孪晶产生。当变形量为40%时，初始的等轴组织被压扁，在变形组织周围出现少量的再结晶晶粒；随着变形的继续进行，变形组织被压扁更加严重，呈现长条状且平行于轧制方向，在变形组织周围出现大量细小的再结晶组织。说明在750 ℃热轧时动态再结晶占据主导地位。观察图3（b，d，f和h）可知，在20%变形量时大部分晶粒内KAM值较高，但有少数晶粒内部KAM值较低接近于零，表明这些晶粒变形较小，进而说明此时板材内部变形不均匀；在40%变形时，KAM值降低，主要由于再结晶晶粒的形成消耗了大量的位错；随变形进一步增大，KAM值逐渐升高，且分布越来越密集，主要由于变形量增大，晶粒变形严重，促使晶粒内部产生大量的位错。结合微观组织图可以看出，晶粒内部LAGBs处的KAM值明显高于其他部位，同时再结晶晶粒分布在KAM值较高的区域。说明在热轧过程中，随着变形的进行，晶粒内部位错增加并不断聚集形成LAGBs，位错的继续聚集会促使LAGBs成长为HAGBs，形成再结晶晶粒。
图4是轧制温度为750 ℃，不同变形程度下的晶界分布图。图中红色线条代表{102}<101>孪晶界，蓝色线条代表{101}<102>孪晶界。由图4可知，在20%变形时，存在大量孪晶，激活的孪晶主要为{101}压缩孪晶，同时伴有{102}拉伸孪晶，其中{101}孪晶占比为8.43%，{102}孪晶较少，占比为0.81%；同时晶粒内部存在着大量的LAGBs，说明此时滑移和孪生同时参与塑性变形。随着变形的进行，孪晶界占比明显降低，到80%变形时，{101}孪晶界占比为0.64%，{102}孪晶界占比为0.19%。主要由于小变形下，位错密度低，可以激活的滑移系比较少，需要孪生协调变形；随着变形的增加，开始的孪晶界发生扭转、倾斜而转变成一般的HAGBs，破坏了孪晶与基体之间特定的取向关系，同时位错密度的增加促使更多的滑移系被激活，导致大量的LAGBs形成，此时协调塑性变形的方式以位错滑移为主。同时，随着变形的增加，内应力增大，促使大量的LAGBs成长为HAGBs，形成细小的再结晶晶粒。
图5是TA1纯钛在轧制温度为750 ℃，不同变形程度下的极图。从图中可以看出，随着变形程度的增加，{0001}极面织构分布存在明显差异，而{110}和{100}极面织构分布较为随机且强度较低。主要以{0001}极面织构分布进行讨论。在20%变形时，在ND向TD偏转约–30°（负号表示图5极图中按直角坐标系理解的相对方向）的位置存在强的峰值，峰值强度为8.69，在ND向TD偏转约50°的位置存一个弱的峰值；与初始极图相比，ND附近峰值消失，ND向TD偏转约30°位置的峰值明显减弱，这与小变形时晶粒内部产生大量孪晶有关（如图4（a））。在40%变形时，依然在ND向TD偏转约–30°的位置存在强的峰值，峰值强度为15.73，而ND向TD正方向偏转的峰值几乎消失，主要由于小变形时产生的孪晶大量消失，晶粒内部择优取向明显；同时在TD向RD偏转约50°位置出现较弱的峰值。在60%变形时，在ND向TD偏转约–40°的位置存在较强的峰值，同时在ND向RD偏转约30°的位置出现强峰值，在ND和RD两个方向同时出现峰值，此时的峰值强度降低，峰值强度为11.31。在80%变形时，只存在一个强的峰值，在ND向TD偏转约–40°的位置处，峰值强度为20.18。结合图2（a）可以看出，在热轧变形过程中，小变形阶段初始的三峰织构消失，部分{0001}∥TD的织构逐渐转变为{0001}∥RD的织构，形成双峰织构；随着变形的继续进行，{0001}∥RD织构消失，只存在{0001}∥TD的强单峰织构，织构强度总体上呈现增强的趋势。说明热轧过程会使晶粒产生明显择优取向。
图6是TA1纯钛在750 ℃热轧温度下，不同变形程度的反极图。从图中可以看出，样品的织构主要为平行于RD和ND的织构，平行于TD的织构强度较低。在20%变形时，织构的峰值主要集中在<010>方向，对应于<010>∥RD织构，峰值强度为3.92，同时存在相对较弱的<0001>∥ND织构。在40%变形量时，样品晶粒取向出现两个峰值，分别为<010>∥RD织构和<0001>向<010>偏转30°平行于ND的织构，峰值强度为3.76。在60%变形时，最大峰值出现在<0001>向<20>偏转30°位置，为平行于ND的织构，峰值强度为4.87，同时存在较弱的<010>∥RD织构。变形量达到80%时，最大峰值再次出现在<010>方向，为<010>∥RD织构，峰值强度为4.55，同时存在平行于ND的较弱织构。从整个热轧变形过程中织构的分布可以看出，小变形阶段，原始较弱的<010>∥RD织构发展为主要织构，而∥ND的织构强度减弱；随着变形的进行，<010>∥RD织构强度减弱，而∥ND的织构强度又逐渐增强；变形量达到80%的大变形时，<010>∥RD织构强度再次增强，而∥ND的织构强度又逐渐减弱。说明热轧变形过程中主要织构类型变化不大，为<010>∥RD织构和<0001>方向偏离30°平行于ND的织构，主要差别在于强度的变化。
图7为750 ℃热轧温度，经不同变形程度获得的板材在拉伸速率为1×10−3 s−1下的室温拉伸真应力-应变曲线及力学性能统计。从图中可以看出，随热轧变形的进行，轧制态板材抗拉和屈服强度升高，断后延伸率（A）降低。20%变形量时，板材抗拉（Rm）和屈服强度（Rp0.2）最小，分别为326 MPa和275 MPa，断后延伸率最大为49%；在80%变形量时，抗拉和屈服强度最大，分别为446 MPa和391 MPa，断后延伸率最小为20%。结合IPF图和KAM图（图3）可知，该变化规律主要由于随着变形程度的增加，原始的再结晶等轴组织得到充分破碎，晶粒充分细化，使板材强度增大；同时随累积变形的增加，位错密度增大，促使晶格畸变，引起材料内能升高，内部应力增大，使板材塑性降低，同时加工硬化也会使板材强度升高。在塑性变形过程中，位错塞积形成的应力集中，促使裂纹的萌生，而晶界阻碍裂纹的扩展，因此裂纹很容易在粗大晶粒上扩展，同时较为粗大的组织有利于滑移的连续进行，造成变形的不均匀［31］。而初始阶段变形孪晶的产生会促使晶体发生转动，使滑移继续进行，从而使应力释放，削弱了裂纹的萌生，表现出更好的塑性［32］。
织构主要影响材料在塑性变形过程中激活的滑移系，进而影响板材的力学性能。钛材在室温变形时，{100}<110>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［33］。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［34］。图8是轧制温度为750 ℃，不同变形程度下热轧态板材沿TD室温拉伸时{100}<110>柱面滑移系的SF分布图。从图中可以看出，不同变形程度下板材在室温拉伸过程中激活{100}<110>柱面滑移系的SF分布较为一致，平均值在0.408~0.421之间，基本上处于同一水平，说明同一温度下热轧获得的板材在室温拉伸过程中激活{100}<110>柱面滑移系的难易程度基本相同，且较容易激活。结合极图（图5）和反极图（图6）可知，在750 ℃热轧时获得板材的织构类型相同，主要为平行于RD的柱面织构，沿TD方向拉伸有利于{100}<110>柱面滑移系的启动。在Hall-Petch关系中，密排六方结构金属的强度系数k值对晶体取向具有高度的依赖性，织构对k的影响主要体现在相邻晶粒之间变形传递的容易程度上［35–36］。晶粒间织构差异越大，织构对k值的影响越大。本文中纯钛在相同温度下，不同变形程度获得的织构相同，因此织构对k值的影响基本相同。进一步说明相同变形温度下获得板材的力学性能主要受晶粒尺寸的影响。
1）热轧变形初期，孪晶和滑移使大部分晶粒发生塑性变形，晶粒内部产生大量小角度晶界和孪晶，滑移和孪生共同参与塑性变形，孪晶界占比较高，同时晶界处出现细小再结晶晶粒。随着变形增大，孪晶界占比降低，位错滑移成为协调塑性变形的主要方式，同时内应力促使小角度晶界转变为大角度晶界，形成再结晶晶粒。
2）热轧过程中，{0001}极面织构变化明显，小变形阶段初始三峰织构消失，部分{0001}∥TD织构转变为{0001}∥RD织构，形成双峰织构；继续变形，{0001}∥RD织构消失，形成{0001}∥TD的强单峰织构，织构强度增强。热轧变形过程中主要织构类型为<010>∥RD织构和<0001>方向偏离30°平行于 ND的织构，主要差别在于强度变化。小变形时<010>∥RD织构发展为主织构，随后该织构与∥ND织构强度交替变化。
3）随热轧变形程度增加，板材晶粒细化、位错密度增大，导致板材强度增大、塑性降低。同一温度下热轧获得的板材织构类型相同，室温拉伸时激活{100}<110>柱面滑移系的难易程度基本相同且较易激活。相同变形温度下，板材力学性能主要受晶粒尺寸影响。
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