引言

純鈦因具有耐腐蝕性能好、比強(qiáng)度高以及可加工性好等優(yōu)點(diǎn),被廣泛應(yīng)用于汽車(chē)、航空航天、軍事和生物工程等領(lǐng)域[1-4]。其中,以α鈦為基的工業(yè)純鈦是一種滑移系較少、對(duì)稱(chēng)性較差的密排六方(Hexagonal Close-Packed,HCP)晶體結(jié)構(gòu)金屬。經(jīng)過(guò)軋制形變處理的鈦材在組織結(jié)構(gòu)上會(huì)產(chǎn)生晶體的擇優(yōu)取向即織構(gòu),使得軋制鈦材表現(xiàn)出明顯的平面各向異性。NASIRI-ABARBEKOHH等[5]研究了不同軋制變形量對(duì)多晶純鈦力學(xué)性能各向異性的影響,研究結(jié)果表明,中低變形量下純鈦的微觀(guān)組織細(xì)化和機(jī)械孿晶對(duì)拉伸性能的各向異性行為影響較小,而在高變形量(>50%)下,基面織構(gòu)的分裂分布以及機(jī)械纖維化對(duì)力學(xué)性能的各向異性響應(yīng)影響顯著,并且與中低程度變形相比,軋向(Rolling Direction,RD)試樣具有比橫向(Transeverse Direction,TD)試樣更大的強(qiáng)度。迄今為止,針對(duì)鈦合金的力學(xué)性能[6-9]、晶粒織構(gòu)[10-12]以及微觀(guān)組織形貌[13-17]已經(jīng)開(kāi)展了大量工作與研究,表明鈦合金構(gòu)件微觀(guān)組織的變化對(duì)其力學(xué)性能具有顯著影響。

作為一種高性能金屬結(jié)構(gòu)材料,鈦及其合金在服役過(guò)程中不可避免地承受壓縮載荷。許峰等[18]研究了純鈦在準(zhǔn)靜態(tài)壓縮條件下的微觀(guān)組織及其變形機(jī)制,發(fā)現(xiàn)純鈦在準(zhǔn)靜態(tài)壓縮下的變形機(jī)制在不同的應(yīng)變階段由不同的機(jī)制主導(dǎo),微觀(guān)組織演變經(jīng)歷了形變孿晶細(xì)化晶粒、孿晶達(dá)到飽和以及晶粒破碎細(xì)化3個(gè)階段。KIMD等[19]在室溫下對(duì)沿RD、TD和法向(Nnomal Drection,ND)的純鈦圓柱試樣進(jìn)行了準(zhǔn)靜態(tài)單軸壓縮試驗(yàn),同時(shí)采用本構(gòu)方法對(duì)純鈦的變形特性進(jìn)行了分析,結(jié)果表明不同加載方向的流變應(yīng)力曲線(xiàn)與應(yīng)變硬化率存在明顯差異。陳志永等[20]分別沿?zé)彳圱B2鈦合金板的RD、TD以及板材軋制平面內(nèi)軋向成45°這3個(gè)方向進(jìn)行了壓縮試驗(yàn),并基于微觀(guān)晶體塑性變形理論,定性討論了熱軋TB2鈦合金板屈服強(qiáng)度的各向異性,結(jié)果發(fā)現(xiàn)TD方向屈服強(qiáng)度和流變應(yīng)力最大。

目前,對(duì)于鈦及鈦合金的研究主要集中在RDTD平面內(nèi)的各向異性壓縮變形[21-24],而對(duì)于RDND平面內(nèi)的各向異性壓縮行為少有研究。本文利用萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)對(duì)RD-ND平面內(nèi)不同取樣方向的冷軋態(tài)工業(yè)純鈦板TA1進(jìn)行了壓縮試驗(yàn),研究了RD-ND平面內(nèi)TA1純鈦壓縮變形力學(xué)響應(yīng)的各向異性行為和機(jī)制,以期為純鈦板TA1的加工、組織優(yōu)化和應(yīng)用提供參考價(jià)值。

1、試驗(yàn)

試驗(yàn)原材料為30mm厚的TA1退火態(tài)工業(yè)純鈦板,利用二輥軋機(jī)在室溫下以每道次0.3~0.5mm的壓下量軋至7.5mm厚,得到軋制變形量為75%的冷軋TA1純鈦板。用電火花線(xiàn)切割機(jī)切成Φ3mm×3mm的圓柱試樣,圓柱試樣軸向與軋制方向的夾角依次為0°、45°和90°,分別記作RD-0°、RD-45°和RD-90°,如圖1a所示。在室溫下采用萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)對(duì)圓柱試樣沿軸向壓縮,如圖1b所示,應(yīng)變速率為1×10-2s^-1。每個(gè)條件重復(fù)測(cè)試3次,以確保測(cè)量結(jié)果的可重復(fù)性。將試驗(yàn)后的試樣回收,沿軸線(xiàn)將其切開(kāi),對(duì)樣品進(jìn)行打磨拋光以及腐蝕(Kroll試劑:HF∶HNO₃∶H₂O=3∶6∶91),利用光學(xué)顯微鏡(Optical Microscope,OM)獲得截面的微觀(guān)組織形貌,同時(shí)采用高分辨電子背散射衍射Electron Back scatter Diffraction,EBSD)技術(shù)對(duì)壓縮后試樣的微觀(guān)組織進(jìn)行分析,以充分揭示其組織變化特征和微觀(guān)機(jī)理。

2、結(jié)果與討論

2.1軋制后的組織形貌

圖2為75%軋制變形量的TA1板材ND、RD以及TD面的金相組織圖。從圖2可以看出,軋制加工引起晶粒劇烈變形,使得晶粒沿著軋制方向完全拉長(zhǎng)成長(zhǎng)條狀,這種非均質(zhì)微觀(guān)組織主要由滑移系和變形孿生引起的拉長(zhǎng)型晶粒組成,稱(chēng)為機(jī)械纖維化[5]。由于軋制變形量較大,在小角度晶界和變形孿晶的分割下晶界變得模糊不清,同時(shí)產(chǎn)生了許多小角度晶粒和變形晶粒,并且部分變形晶粒發(fā)生了一定程度的細(xì)化,形成細(xì)晶區(qū)。

另外一部分則通過(guò)軋制過(guò)程中發(fā)生的晶粒破碎而生成亞微米級(jí)亞結(jié)構(gòu)顆粒。ND面的晶粒在軋制過(guò)程中受到的沿RD方向以及TD方向的拉力不均勻,造成晶粒形變不均勻,由圖2a可看出,ND面的晶粒碎化嚴(yán)重,晶粒沿RD方向拉長(zhǎng)程度比TD方向劇烈;由圖2b與圖2c可看出RD面與TD面的晶粒經(jīng)過(guò)室溫軋制后呈長(zhǎng)條狀,晶粒之間近乎平行且晶界多為平直狀,此外還混有大量的細(xì)小晶粒分布在長(zhǎng)條晶界處。因此,經(jīng)過(guò)大變形量軋制加工后,TA1工業(yè)純鈦板內(nèi)部組織呈現(xiàn)出各向異性。在進(jìn)行軋制后的TA1工業(yè)純鈦板壓縮試驗(yàn)時(shí),需要考慮不同晶體取向的協(xié)調(diào)變形機(jī)制存在差異,使得不同取向的組織演變和力學(xué)響應(yīng)產(chǎn)生不一致性,從而導(dǎo)致軋制TA1工業(yè)純鈦板在壓縮性能上表現(xiàn)出各向異性。對(duì)冷軋TA1純鈦板進(jìn)行電解拋光處理,利用EBSD對(duì)TD面進(jìn)行解析,掃描步長(zhǎng)為0.7μm,如圖3所示。其中,殘余應(yīng)力較為集中的部位以及尺寸小于掃描步長(zhǎng)的晶粒呈現(xiàn)出白色的零分辨率區(qū)域。

當(dāng)塑性變形達(dá)到一定程度時(shí),由于晶粒發(fā)生扭轉(zhuǎn),大部分晶粒的某一位向與變形方向趨于一致,稱(chēng)為織構(gòu)或擇優(yōu)取向。α純鈦為密排六方結(jié)構(gòu),在室溫下的晶格常數(shù)a=0.295,c=0.468,其軸比c/a=1.587,較理想HCP軸比(1.633)要小,因此,可能發(fā)生的滑移方式包括{0001}基面滑移、{10-10}棱柱面滑移以及{10-11}棱錐面滑移。

在EBSD取向圖中,不同顏色代表不同晶體取向的晶粒。由圖3可知,TA1工業(yè)純鈦板經(jīng)經(jīng)冷軋后形成嚴(yán)重的軋制織構(gòu),大部分晶體c軸由TD向ND偏轉(zhuǎn),其極大密度最高可達(dá)19.9。

2.2壓縮力學(xué)性能

沿RD-0°、RD-45°和RD-90°試樣的壓縮真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線(xiàn)如圖4a所示。由圖可知,不同取向圓柱試樣的塑性變形流動(dòng)應(yīng)力具有顯著差異,從RD-0°到RD-90°,隨著壓縮方向與軋制向夾角的增加,對(duì)應(yīng)的塑性變形流動(dòng)應(yīng)力隨之增加。

為了探究軋制TA1純鈦板材在壓縮變形過(guò)程中的塑性變形能力,基于壓縮真應(yīng)力-真應(yīng)變曲線(xiàn)計(jì)算了應(yīng)變硬化率(θ=dσ/dε)[25]。如圖4b所示,RD-0°與RD-45°具有明顯的應(yīng)變硬化行為,而RD90°試樣的應(yīng)變硬化率敏感性則相對(duì)較低。

其中,RD-0°和RD-45°試樣均經(jīng)過(guò)初始硬化階段和硬化效應(yīng)趨緩階段,當(dāng)試樣經(jīng)過(guò)均勻彈性變形階段達(dá)到屈服點(diǎn)后,流動(dòng)應(yīng)力呈緩慢上升趨勢(shì),表現(xiàn)出良好的塑性變形能力。應(yīng)變硬化行為大致可劃分為3個(gè)階段:在Ⅰ階段,試樣初始的應(yīng)變硬化率較高,隨著應(yīng)變的進(jìn)一步增加,RD-0°和RD-45°試樣的應(yīng)變硬化率迅速降低,但是仍然保持為正值。隨著應(yīng)變的增加,試樣由非均勻變形向均勻變形轉(zhuǎn)變,從而造成應(yīng)變硬化率迅速下降。而RD-90°試樣的初始強(qiáng)度較高,因此在Ⅰ階段應(yīng)變硬化率下降幅度相對(duì)較緩。

同時(shí),RD-90°試樣在Ⅰ階段結(jié)束時(shí)降至負(fù)值,表明其承載能力降低,此時(shí)的加工硬化能力已跨過(guò)極限。

Ⅱ階段為試樣均勻塑性變形階段,其中RD-0°試樣的應(yīng)變硬化率小幅度上升,而RD-45°試樣的應(yīng)變硬化率保持恒定。進(jìn)入Ⅲ階段,RD-0°試樣應(yīng)變硬化率再次下降,值得注意的是,RD-90°試樣在應(yīng)變達(dá)到0.3時(shí)已提前進(jìn)入Ⅲ階段,說(shuō)明RD-90°試樣已失去承載能力。

2.3微觀(guān)組織變化

將壓縮后的樣品沿軸線(xiàn)切開(kāi),并對(duì)截面進(jìn)行金相組織觀(guān)察與表征,探討壓縮載荷對(duì)軋制TA1純鈦圓柱試樣微觀(guān)組織的影響。圖5a~圖5c為壓縮變形后RD-0°、RD-45°以及RD-90°圓柱試樣在沿45°最大剪切方向上的金相組織圖。圖5d是整個(gè)截面變形組織流動(dòng)示意圖。

在圓柱試樣的壓縮過(guò)程中,試樣內(nèi)部承受著軸向壓縮載荷,隨著軸向應(yīng)力的不斷增大,圓柱試樣底面橫截面積持續(xù)增加。RD-0°試樣在壓縮過(guò)程中,軋制形成的長(zhǎng)條狀晶粒被反向壓縮,與壓縮加載方向平行的長(zhǎng)條晶粒將發(fā)生不均勻的變形過(guò)程,如圖5a所示。圓柱試樣中心發(fā)生了劇烈的塑性流動(dòng),長(zhǎng)條狀晶粒發(fā)生扭轉(zhuǎn),由中心向四周傾斜至垂直于軸向應(yīng)力方向。同時(shí),晶粒在變形與扭轉(zhuǎn)的過(guò)程中,各晶粒轉(zhuǎn)動(dòng)并不一致,致使晶格發(fā)生畸變,從而誘發(fā)形變孿晶與二次孿晶形成。隨著壓下量的增加,形變孿晶和二次孿晶的體積分?jǐn)?shù)持續(xù)升高。孿晶界有望分割晶粒,從而降低有效滑移距離,提高流動(dòng)應(yīng)力,因此,RD-0°試樣的應(yīng)變硬化率增大,表明其承受壓縮載荷的能力增強(qiáng)。從圖5b可見(jiàn),RD45°試樣塑性變形過(guò)程均勻,剪切變形易沿晶界發(fā)生。長(zhǎng)條狀晶粒在主切應(yīng)力的作用下,向橫向偏轉(zhuǎn)程度比向上下基面偏轉(zhuǎn)程度大,當(dāng)主切應(yīng)力處于極值狀態(tài)時(shí)會(huì)激活45°滑移面,位錯(cuò)沿著45°最大剪切面運(yùn)動(dòng),從而減緩材料內(nèi)部的應(yīng)力集中,使材料具有較高的韌性和延展性。然而,法向應(yīng)力增大了滑移的阻力,造成流變應(yīng)力增加。因此,RD-45°試樣塑性變形流動(dòng)應(yīng)力比RD-0°試樣大。而對(duì)于RD-90°試樣(圖5c),其長(zhǎng)條狀晶與壓縮加載方向垂直,在壓縮過(guò)程中由軋制形成的長(zhǎng)條狀晶粒持續(xù)拉長(zhǎng)。

在變形初期,由于應(yīng)變硬化作用,RD-90°試樣具有較高的強(qiáng)度。當(dāng)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)到晶界附近時(shí),受晶界的阻礙,位錯(cuò)更容易在晶界處發(fā)生塞積,導(dǎo)致變形抗力提升,造成后續(xù)塑性變形困難。隨著變形量的進(jìn)一步增大,拉長(zhǎng)晶粒將觸及強(qiáng)度極限并被拉斷,導(dǎo)致試樣承載能力降低,呈現(xiàn)出應(yīng)變軟化現(xiàn)象。

利用氬離子拋光技術(shù)對(duì)壓縮變形后的RD-0°、RD-45°和RD-90°圓柱試樣截面進(jìn)行拋光處理,采用EBSD對(duì)圓柱試樣截面中心區(qū)域進(jìn)行表征(圖6),掃描步長(zhǎng)為0.2μm。在壓縮變形過(guò)程中,經(jīng)軋制形成的長(zhǎng)條狀晶粒進(jìn)一步細(xì)化成細(xì)晶和超細(xì)晶,由圖6a~圖6c可知,試樣在變形過(guò)程中受到沿軸向施加的應(yīng)力,并產(chǎn)生了較大的壓縮應(yīng)變,導(dǎo)致晶粒發(fā)生扭轉(zhuǎn),從而引起晶粒間的取向差異,根據(jù)取樣方向的不同,形成了明顯不同的織構(gòu)。同時(shí)可以看出,在壓縮變形過(guò)程中,塑性變形沿剪切方向高度集中,相應(yīng)的晶粒細(xì)化嚴(yán)重。

如圖6a所示,RD-0°取向的壓縮試樣中,由軋制所形成的{11-20}孿晶主要分布在長(zhǎng)條晶粒內(nèi)部以及個(gè)別發(fā)生扭轉(zhuǎn)的粗大晶粒中。在壓縮過(guò)程中,由于軸向應(yīng)力與RD方向一致,存在于長(zhǎng)條狀晶粒內(nèi)的軋制孿晶會(huì)跟隨母晶粒一同被反向壓縮,使得部分軋制孿晶逐漸恢復(fù)成與母晶粒取向一致的纖維織構(gòu)。

圖6d為RD-0°試樣壓縮后在RD-ND坐標(biāo)系下的極圖,由圖可知,樣品中出現(xiàn)3種主要的織構(gòu)組分。其中,長(zhǎng)條狀晶粒經(jīng)過(guò)反向壓縮后大部分c軸向TD傾斜,如圖6d中A類(lèi)型織構(gòu)所示,最大織構(gòu)強(qiáng)度達(dá)到27.3。由于在壓縮過(guò)程中晶粒扭轉(zhuǎn)程度不同,與A類(lèi)型織構(gòu)較為接近的B類(lèi)型織構(gòu)滑移方式皆屬于{0001}基面滑移,少部分晶粒的滑移方式為{10-11}棱錐面滑移,即C類(lèi)型織構(gòu)。同時(shí),隨著應(yīng)變的增加,軋制孿晶逐漸愈合,而二次孿晶在變形后期開(kāi)始形核,促使部分晶粒細(xì)化。

如圖6b所示,在RD-45°試樣中,由于晶界方向與剪切方向平行,在剪應(yīng)力的作用下,位于晶界附近的位錯(cuò)與晶界相互作用,長(zhǎng)條狀晶粒之間沿剪切方向形成細(xì)小的晶粒。同時(shí),極大密度點(diǎn)向試樣45°最大剪切面兩側(cè)偏離,如圖6e所示,由于晶粒擇優(yōu)取向高度一致,其最大織構(gòu)強(qiáng)度可達(dá)69.9;而處于最大剪切面以外的晶粒在正應(yīng)力的作用下依舊會(huì)發(fā)生扭轉(zhuǎn),表現(xiàn)形式為位錯(cuò)在{10-10}<1-210>滑移系上發(fā)生滑移。RD-90°試樣塑性變形能力相對(duì)較弱,位錯(cuò)滑移及孿生都較為困難。由圖6c可看出,具有高取向差角的孿晶界可以阻礙可動(dòng)位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng),從而提高應(yīng)變硬化率,導(dǎo)致流變應(yīng)力的增加。在壓縮載荷作用下,位于長(zhǎng)條狀晶粒內(nèi)部的軋制孿晶會(huì)隨著應(yīng)變的增加與母晶粒一同被壓縮變短,而孿晶在剪應(yīng)力作用下將長(zhǎng)條狀晶粒分割成獨(dú)立且不均勻的細(xì)小碎晶。同時(shí),隨著應(yīng)變的增加,位錯(cuò)在晶界處不斷偏聚,形成拉長(zhǎng)的胞狀亞結(jié)構(gòu),當(dāng)應(yīng)變量超過(guò)一定程度后,亞晶的胞壁越來(lái)越薄,直至亞晶粒坍塌破碎成超細(xì)晶。如圖6f所示,RD-90°試樣為T(mén)D偏向ND的雙峰織構(gòu)。在壓縮過(guò)程中,由于位錯(cuò)滑移與孿生都較為困難,且軋制孿晶受剪應(yīng)力的影響特征不再明顯,從而控制了最終的織構(gòu)演變。其極大密度點(diǎn)偏離重心更貼近于ND,最大織構(gòu)強(qiáng)度為23.1。軋制后的TA1純鈦在沿不同的方向壓縮時(shí)表現(xiàn)出明顯不同的塑性變形行為和組織演變(圖4~圖6),這種差異與壓縮后晶粒平均取向或幾何必需位錯(cuò)密度(Geometrically Necessary Dislocation,GND)變化密切相關(guān)。且平均取向角差(Kernel average misorientation,KAM)與幾何必需位錯(cuò)密度呈正相關(guān),通過(guò)KAM可以定量計(jì)算出GND密度[26]。

ρ_GND=2θ_KAM-ave/μb(1)

式中:ρ_GND為局域點(diǎn)的GND密度;θ_KAM-ave為所選區(qū)域的平均取向角差;μ為掃描步長(zhǎng);b為Burgers矢量大小。

圖7分別為經(jīng)過(guò)壓縮變形后RD-0°、RD-45°和RD-90°試樣的KAM分布圖,統(tǒng)計(jì)得出局部晶粒KAM平均值mka分別為1.65°、1.15°和1.53°。在壓縮變形過(guò)程中,RD-0°試樣形成了大量的壓縮孿晶與二次孿晶,孿晶界的存在可作為位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的障礙,有助于應(yīng)變硬化能力的增強(qiáng)。如圖7a所示,大晶粒中的GND密度比晶界處的GND密度小,這是因?yàn)槲诲e(cuò)滑移在孿晶界面處的排斥作用導(dǎo)致位錯(cuò)塞積和高度纏結(jié),從而使得RD-0°試樣局部平均KAM值較高,試樣總GND密度也更高,因此,在提升材料強(qiáng)度的同時(shí)使圓柱試樣承受壓縮載荷的能力提高。RD-45°試樣中的位錯(cuò)易在45°最大滑移面上運(yùn)動(dòng),在滑移面上相對(duì)運(yùn)動(dòng)的異號(hào)位錯(cuò)滑移相互抵消,減緩了材料內(nèi)部的應(yīng)力集中,導(dǎo)致GND釋放,因此其平均KAM值低于RD-0°和RD-90°試樣。圖7c為RD-90°試樣KAM分布圖,在軋制拉長(zhǎng)晶粒的基礎(chǔ)上,經(jīng)壓縮變形處理,RD-90°試樣的長(zhǎng)條狀晶粒得以進(jìn)一步延伸,從而使得平均KAM值在軋制處理的基礎(chǔ)上不斷提升。然而,RD-90°試樣的平均KAM要稍微低于RD-0°試樣,這是因?yàn)殡S著應(yīng)變的逐漸增加,位錯(cuò)和軋制孿晶在剪應(yīng)力的作用下將長(zhǎng)條狀晶粒分割成獨(dú)立且不均勻的細(xì)小碎晶,應(yīng)力得以釋放,形成應(yīng)變軟化,因此RD-90°試樣的平均KAM稍微低于RD-0°試樣。

3、結(jié)論

(1)取向?qū)Σ牧系乃苄宰冃瘟鲃?dòng)應(yīng)力有明顯地影響。從RD-0°到RD-90°試樣,當(dāng)壓縮方向與軋制 方向的夾角增大時(shí),材料相應(yīng)的塑性變形流動(dòng)應(yīng)力也增大。

(2)取向?qū)Σ牧系膽?yīng)變硬化能力有重要影響。沿RD-0°與RD-45°壓縮時(shí),材料的應(yīng)變硬化能力較高,而沿RD-90°壓縮時(shí),材料中因易形成裂紋而失效。

(3)取向?qū)Σ牧系乃苄宰冃涡袨榫哂杏绊憽D0°、RD-45°與RD-90°試樣在變形初期均以位錯(cuò)滑移為 主,隨著變形量的增加,不同取向試樣的塑性變形有所不同。RD-0°試樣的塑性變形以位錯(cuò)滑移和形成孿晶為主;RD-45°試樣的塑性變形以位錯(cuò)滑移為主;RD90°試樣的塑性變形以位錯(cuò)滑移和晶粒破碎為主。

參考文獻(xiàn):

[1]劉世鋒, 宋璽, 薛彤, 等.鈦合金及鈦基復(fù)合材料在航空航天的應(yīng)用和發(fā)展[ J].航空材料學(xué)報(bào), 2020, 40 ( 3):77 -94.

LIU  Shifeng, SONG Xi, XUE Tong, et al. Application and development of titanium alloy and titanium matrix composites in aerospace field [ J]. Journal of Aeronautical Materials, 2020, 40 (3): 77-94.

[2]BANERJEE D, WILLIAMS J C. Perspectives on titanium science and technology [J]. Acta Materialia, 2013, 61 (3): 844-879.

[3] ZHANG L C, CHEN L Y, WANG L Q. Surface modification of titanium and titanium alloys: Technologies, developments, and future interests [ J]. Advanced Engineering Materials, 2020, 22 (5): 1901258.

[4]HUANG Z R, XIAO H, YU J X, et al. Effects of different annealing cooling methods on the microstructure and properties of TA10 titanium alloys [J]. Journal of Materials Research and Technology, 2022, 18: 4859-4870.

[5] NASIRI-ABARBEKOH H, EKRANI A, ZIAEI-MOAYYED A A, et al. Effects of rolling reduction on mechanical properties anisotropy of commercially pure titanium [J]. Materials & Design, 2012, 34: 268-274.

[6] WU Y, FAN R L, CHEN M H, et al. High-temperature anisotropic behaviors and microstructure evolution mechanisms of a nearα Ti-alloy sheet [ J]. Materials Science and Engineering: A, 2021, 820: 141560.

[7]HE Y Y, ZHANG Z H, YANG S Y, et al. Deformation and fracture mechanism of Ti-6Al-4V target at high and hyper velocity impact [ J]. International Journal of Impact Engineering, 2022, 169: 104312.

[8]CHENG F, WANG H M, LI Z, et al. Dynamic compression deformation behavior of laser directed energy deposited α+β duplex titanium alloy with basket-weave morphology [J]. Additive Manufacturing, 2023, 61: 103336.

[9]黃立國(guó), 莊偉彬, 高志玉. Ti-6Al-4V-0.1B 鈦合金的熱壓縮 變形行為 [J]. 稀有金屬, 2023, 47 (4): 512-519.

HUANG Liguo, ZHUANG Weibin, GAO Zhiyu. Compression deformation behavior of Ti-6Al-4V-0.1B titanium alloy at elevated temperature [ J ]. Chinese Journal of Rare Metals, 2023, 47 (4): 512-519.

[10] LIU N, WANG Y, HE W J, et al. Microstructure and textural evolution during cold rolling and annealing of Co mmercially pure titanium sheet [ J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2018, 28 (6): 1123-1131.

[11] KOWALCZYK-GAJEWSKA K, SZTWIERTNIA K, KAWALKO J, et al. Texture evolution in titanium on complex deformation paths: Experiment and modelling [ J]. Materials Science and Engineering: A, 2015, 637: 251-263.

[12] GU B, CHEKHONIN P, SCHAARSCHUCH R, et al. Microstructure, texture and hardness of a metastable β-titanium alloy after bar-rolling and annealing [ J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020, 825: 154082.

[13] 岳旭, 陳威, 李建康, 等.TA1純鈦冷軋變形機(jī)理 [ J]. 塑 性工程學(xué)報(bào), 2023, 30 (5): 186-194.

YUE Xu, CHEN Wei, LI Jiankang, et al. Cold rolling deformation mechanism of TA1 pure titanium [ J].Journal of Plasticity Engineering, 2023, 30 (5): 186-194.

[14] LIU W Y, LIN Y H, CHEN Y H, et al. Effect of different heat treatments on microstructure and mechanical properties of Ti-6Al4V titanium alloy [ J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2017, 46 (3): 634-639.

[15] MIRONOV S, ZHEREBTSOV S, SEMIATIN S L. The unusual character of microstructure evolution during “ abc” deformation of commercial-purity titanium [ J ]. Journal of Alloys and Compounds, 2022, 913: 165281.

[16] LONG Y, LIAO K B, HUANG X L. Microstructure evolution and shear band formation in an ultrafine-grained Ti-6Al-4V alloy during cold compression [ J]. Materials Science and Engineering: A, 2022, 856: 144026.

[17] WANG J X, YE X W, LI Y H, et al. Effect of annealing temperature on mechanical properties of TC21 titanium alloy with multilevel lamellar microstructure [ J]. Materials Science and Engineering: A, 2023, 869: 144788.

[18] 許峰, 張喜燕, 程佑銘. 準(zhǔn)靜態(tài)壓縮純鈦的微觀(guān)結(jié)構(gòu)和織構(gòu) 演變 [J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 2014, 24 (9): 2315-2321.

XU Feng, ZHANG Xiyan, CHENG Youming. Microstructure and texture evolution of pure titanium subjected to quasi-static compression [ J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2014, 24 (9): 2315-2321.

[19] KIM D, LEE T, LEE C S. Constitutive analysis of the anisotropic flow behavior of Co mmercially pure titanium [ J]. Applied Sciences, 2020, 10 (22): 7962.

[20] 陳志永, 才鴻年, 王富恥, 等. 熱軋 TB2 鈦合金織構(gòu)多晶板 動(dòng)態(tài)壓縮性能的各向異性 [J]. 稀有金屬材料與工程, 2010, 39 (12): 2101-2106.

CHEN Zhiyong, CAI Hongnian, WANG Fuchi, et al. Anisotropy of dynamic compressive properties of textured polycrystal sheet of hotrolled TB2 titanium alloy [J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2010, 39 (12): 2101-2106.

[21] ROTH A, LEBYODKIN M A, LEBEDKINA T A, et al. Mechanisms of anisotropy of mechanical properties of α-titanium in tension conditions [ J ]. Materials Science and Engineering: A, 2014, 596: 236-243.

[22] LI W Y, CHEN Z Y, LIU R, et al. Effect of texture on anisotropy at 600 ℃ in a near-α titanium alloy Ti60 plate [ J]. Materials Science and Engineering: A, 2017, 688: 322-329.

[23] WON J W, PARK C H, HONG S G, et al. Deformation anisotropy and associated mechanisms in rolling textured high purity titanium [J]. Journal of Alloys and Compounds, 2015, 651: 245- 254.

[24] WON J W, CHOI S W, YEOM J T, et al. Anisotropic twinning and slip behaviors and their relative activities in rolled alpha-phase titanium [ J ]. Materials Science and Engineering: A, 2017, 698: 54-62.

[25] BINTU A, VINCZE G, PICU C R, et al. Strain hardening rate sensitivity and strain rate sensitivity in TWIP steels [J]. Materials Science and Engineering: A, 2015, 629: 54-59.

[26] HE J Y, MA Y, YAN D S, et al. Improving ductility by increasing fraction of interfacial zone in low C steel / 304SS laminates [J]. Materials Science and Engineering: A, 2018, 726: 288-297.

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