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用数字图像相关法研究尺寸对Ti-2.5Al-1.5Mn 箔伸长的影响

摘要：随着对燃料板等比表面积较大的零件需求的增加，对箔的塑性提出了较高的要求。然而， 由于箔的变形过程很短，很难深入说明其变形特性。本文采用数字图像相关方法研究了尺寸效应对 Ti-2.5Al-1.5Mn箔伸长的影响。结果表明，Ti-2.5Al-1.5Mn 箔的伸长率随着粒径比t/d 值(t/d 值)的降低而增加。然后，结合其微观结构特征，分析了箔的微观变形分布，发现个别晶粒非均匀性的 增加影响导致集中变形带的形成较早，从而改变了箔的变形模式。集中变形随着t/d 值的降低而增加，从而主导了箔伸长的趋势。此外，均匀变形和集中变形可以根据一定的临界 t/d 值分为两个不同的区域。这些结果为理解和进一步探索钛箔的变形行为提供了依据。另一方面，用纯铜箔和伸长率的增加研究了晶粒尺寸对变形行为的影响，其中晶粒尺寸的减小证明为。这可以解释为晶粒越小的材料的晶界面积越大，断裂前裂纹扩展的距离越长，导致材料的塑性变形更大。对铜合金箔、不锈钢 304 箔等进行了一致的实验结果和报道。

为了表示厚度效应和晶粒尺寸效应之间的交互效应，晶粒直径比(t/d 值)被提出并广泛应用，因为它可以解释小导致变形行为[18-20]较弱的实验现象。然而，当箔厚度减小到晶粒尺寸的一个数量级时，单个晶粒的非均匀性将主导晶箔的变形行为。因此，在分析箔箔的变形行为时，应考虑个别晶粒的不均一性。

综上所述，以往的研究大多从颗粒数或表面晶粒的角度来关注尺寸效应对箔伸长的影响机制，但对箔宏观变形特性的研究相对较少。事实上，某一箔的显式变形模式依赖于对其宏观变形过程很短，难以研究其宏观变形特性。数字图像相关(DIC)技术是一种基于数字图像校准信息的光学测量技术。DIC 具有非接触、实时、全场、局部应变测量的优点。因此，对于研究轻质仿生复合材料，测量箔变形过程中的全场高温热应变[25]和应变，是一种有效、准确的技术。Ti-2.5Al-1.5Mn 箔是燃料板和微型飞机领域常用的一种箔，但在微型成形过程中对其尺寸效应仍缺乏深入的研究。本文首先利用 DIC 技术研究了 Ti-2.5Al-1.5Mn 箔的宏观和微观变形特性。然后，探讨了尺寸效应对 Ti-2.5Al-1.5Mn 箔伸长的影响机理。本研究将为了解尺寸效应对箔箔变形特性的影响提供一个新的视角。

1、介绍

随着机械设备小型化的趋势，对微部件的需求[1-5]显著增加。在许多微元件制造工艺中，箔成型工艺因其高生产效率和材料利用率而最受人们的关注，在制造燃料板和波纹板等大比表面积的零件方面具有竞争优势。然而，随着箔厚度的不断减小，箔箔的变形 行为对尺寸参数有很强的依赖性，从而产生了尺寸效应。尺寸效应的出现导致了铝箔的塑性 性能的恶化，这意味着对铝箔的变形特性进行了深入的分析。

伸长率是测量铝箔可塑性的一个重要指标。近年来，对箔伸长的影响进行了广泛的研究。一般来说，它们可以分为两大子集： 厚度效应和晶粒尺寸效应。通过拉伸实验研究了厚度对 CuZn20 箔伸长率的影响，结果表明，伸长率随箔厚度[8]的减小而减小。这一结果可以用表面晶粒理论来解释，其中由于晶界[9,10]缺乏约束，表面晶粒在变形过程中起减弱作用。因此，随着箔厚度的减小，表面晶粒的比例增加，因此箔的断裂强度降低，导致伸长率降低。 在 CuZn15 箔、CuZn36 箔、铝箔中也观察到类似的现象。

2、材料和方法

厚度为 50^m 的 Ti-2.5Al-1.5Mn 箔在 1.5x10 的真空条件下重结晶和退火a 在不同的温度和时间下，得到了不同的粒径。然后，选择具有特定 t/d 值的 Ti-2.5Al-1.5Mn 箔（表 1）进行研究。用光学显微镜(OM，NovelMR5000)观察薄箔沿厚度方向的微观结构，如图1所示。拉伸试样采用退火Ti-2.5Al-1.5Mn箔的钢丝放电加工进行处理。

表 1。Ti-2.5Al-1.5Mn 箔的退火参数。

图1，Ti-2.5Al-l.5Mn 旋转的微观结构：(a)t/d=13.43，(b)t/d=9.37，(c)t/d=7.68，(d)t/d=5.14，(e)t/d=3.32。采用材料试验机在室温下对各种 Ti-2.5Al-1.5Mn 箔进行了拉伸试验.十字头速度为 1mm/min，应变率小于 1x10s。所有试样的初始测量长度和宽度分别保持在50毫米和12.5mm不变。每组有六名男子。

如图2 所示，采用 DIC 技术捕捉了整个过程中 Ti-2.5Al-1.5Mn 箔的拉伸变形。DIC 系统包括一个伴侣测试机,一个充电后的开发冰(CCD)凸轮时代与一个 1/2 英寸 CMOS 传感器和一个 2.2x2.2 (j，m 像素大小(Saga，SJ-UH500)，和 GOM 相关 toftware。DIC 中的测量误差为plusmn;0.01 像素率，因此测量误差对解格式离子分析的影响可以被忽略。数据的计算方案如下：

( 1)首先，在样品表面喷涂一层白色油漆作为背景色，均匀喷涂黑色斑点，达到黑白各 50%。然后，样品在材料测试机上恢复。

(2)与此同时，当材料测试机开始运行时，由GOM 相关软件控制的她CCD相机以每秒1毫克的频率采集标本图像。

(3)利用 GOM 相关软件计算标记散斑信息的变化，得到位移和应变场注入。

图 2 用 DIC 技术分析了铝箔的变形过程。

3、结果和讨论

首先，根据当前的尺寸效应分析方法，根据 e/d 值来评价 Ti-2.5Al-l.5Mn 箔断裂处的伸长率，如图 3a 所示，Ti-2.5Al-l.5Mn 箔的伸长率随着 t/d 值的减小而增大。当 t/d 值从 13.43 下降到 3.32 时，被箔的伸长率增加了 4.3%。这一结果不能用表面晶粒理论来解释。由于箔试样的厚度恒定在 50 (u，m，Ti-2.5Al-1.5Mn 箔的伸长率根据晶粒尺寸进行了评估。根据现有的研究结果，对于大多数材料，晶粒尺寸越大，材料的伸长率就越小。

然而，如图 3b 所示，Ti-2.5Al-1.5Mn 箔的伸长率随着粒径的增加而增加。

此外，还研究了同一实验中不同 Ti-2.5Al-1.5Mn 箔试样之间的伸长散射。为了定量研究辛劳伸长的散射水平，引入了伸长的涡系数(Ti-2.5Al-1.5Mn.V)值，如图4所示，伸长的C、Ti-2.5Al-1.5Mn 值随着t/d值的降低而增加，增加的程度明显增强，说明随着Ti-2.5Al-1.5Mn/d值的降低，伸长箔的均匀性越来越差。从不同箔的微观结构来看（图 1），随着退火温度的增加，箔变形区域内的晶粒数的增加而减少。由于在变形过程中，表面晶粒很容易脱脂，因此内部晶粒的性质对箔片的变形行为起着重要的作用。箔变形区域的显微硬度试验表明，箔的硬度分布无序，箔的硬度分布呈块状，随机分布在箔的变形区域。由于单粒性质的异质性，即取向和形状性质的不同，对于内粒较少的箔，单粒异质性 的影响更强。如图1e所示，t/d值最小的箔试样在厚度方向上只有3个晶粒，因此其整个变形行为主要取决于单个内部晶粒的变形特性，最终导致箔伸长率较差。散射行为的显著增加表明，单个晶粒的异质性可能是探索尺寸对伸长的影响机制的关键起点。图 3，Ti-2.5Al-1.5Mn：伸长率(a)随 t/d 值的变化，(b)随粒度的变化。

图 4 C.V 的变化(幻与 t/d 值。

与硬取向晶粒相比，软取向晶粒由于其晶体结构特性而容易变形。众所周知，变形的执行方式是最小化的能量消耗。颗粒较少的试样容易有大量软颗粒的切片。因此，当厚度方向上的晶粒数小于3时，就容易形成集中变形区。如图1e所示，如果内部晶粒 4 是软取向晶粒，晶粒1、2、3、5、6将与晶粒 4 全方向变形，形成c一旦形成变形zonr。一旦在离子区形成了集中的变形值，就会导致显著变形的发生和集中。然后，应用DIC方法研究了集中变形区对箔变形行为的影响。

用DIC方法收集了铝箔变形过程中典型的等效应变分布图，如图5所示。散斑校准的原始状态如图 5a 所示。接下来，在图5b，c中，整体应变分布相对均匀，说明在这一阶段，箔片以整个区域的均匀变形为主。在图5d中，箔的应变分布呈分区状，表明发生了变形阶段的转变。在图5e、f中，s5 降雨分布表现出块状和同心化的特征，而其余区域基本没有变形，说明此时的变形非常明显。每个试样在每个变形阶段的图形对应于其工程t序列。

图 5。典型的等离子体 f不同叶片叶片的应变分布。 (a)原状态， （b， c） 均质变形阶段，变形阶段

因此，结合DIC方法对集中变形带的形成和收集的应变分布特征，将箔的变形过程进一步细分为均匀变形阶段和集中变形阶段，本研究设定为应变划分开始的临界点。因此，箔变形量可以分为均匀变形量和集中变形量。如图6所示，在均匀变形阶段，箔试样的均匀变形量随着t/d值的减小而减小，而在集中变形阶段，箔试样的集中变形量随着t/d 值的减小而迅速增加。在计算具有相邻t/d 值的箔之间的均匀变形量和集中变形量的差值后，可以看出当 t/d 值从 5.14下降到 3.32 时，箔的均匀变形量和集中变形量均发生显著变化，说明此时集中变形区的影响增强。通过比较均匀变形量和集中变形量的变化程度，可以发现，随着t/d 值的减小，集中变形量的增加大于均匀变形量的减小。因此，对于t/d值较小的箔片试 件，均匀变形量和锥形夹带脱孔量的总和较大。这就是为什么在本实验中，Ti-2.5Al-l.5Mnfnils的延伸率随着t/d值的降低而增加的原因。

图 6 各种 Ti-2.5Al-1.5Mn 箔的均匀变形和集中变形

Ti-2.5Al-1.5Mn 箔是一种紧密排列的六边形晶格金属，在室温下只有三种滑移系统可以被激活，因此其变形行为对变形状态的变化非常敏感。对于t/d值较大的箔试样，由于变形区内有大量重力，不易形成集中变形n区。在变形开始后，软定向晶粒中的可移动位错首先产生滑移堆积，然后由于晶粒间的协调效应，位错滑移很容易转移到其他晶粒中。即，变形区域内的硬向和软向晶粒参与了变形，逐渐产生位错堆积和变形硬化，直到形成集中变形区。随后，铝箔进入集中变形阶段。由于这些晶粒在均匀变形阶段已经产生了严重的位错堆积和变形硬化，因此在集中变形过程中可以产生的进一步变形量形成阶段很小。最后，箔迅速到达边缘，在集中变形区断裂。因此，t/d 值较大的箔具有大量的均匀变形，但n少量的集中变形。

对于t/d值较小的试样,由于变形区中有少量颗粒，因此容易形成集中变形区。在变形开始后,软取向晶粒中的可动位错产生滑移堆积。由于晶粒间配位差，位错滑移难以在相邻晶粒中转移位错滑移，导致该过程中过早形成集中变形区。随后，铝箔迅速进入集中变形阶段。由于大多数晶粒在均匀变形阶段仅发生轻微变形或不变形，因此它们仍然具有较强的进一步变形能力。另外,单个晶粒尺寸越大，由岩心软晶晶粒和相邻多晶粒组 成的集中变形区面积越大,可以产生晶片变形。这就是为什么 Ti-2.5Al-l.5Mn 挫败了拥有 较小的 t/d 值和较大的晶粒尺寸可以产生更大的集中变形量的原因。

计算了不同t/d体积下Ti2.5Al-1.5Mn箔的激素性变形和集中变形的百分比，并总结在图7中。结果表明，均质变形和集中变形的比例有明显不同的变化趋势，形成两个带，除以一个临界 t/d 值。对于 Ti-2.5Al-1.5Mn箔，该临界值fs接近于5。在2区，均匀变形占很大的比例，并主导了箔伸长的变化趋势。随后，随着t/d值的降低，集中变形切肌的比例降低。在区域1中，集中变形占很大的比例，并主导着箔伸长的变化趋势。由于集中脱孔区位置和变形能力的随机性，1 区t/d 值处理零件的均匀性较差。综上所述，增加50m厚的 Ti-2.5Al-1.5Mn 箔可以提高 50m 厚的 Ti-2.5Al-1.5Mn箔的塑性，从而获得比表面积大的零件。但是，对于制造需要高成形均匀性的零件，应避免具有1区t/d值的箔。

图 7 各种 Ti-2.5Al-1.5Mn 箔的均匀变形量和集中变形量的百分比

4、结论

本文采用DIC方法研究了尺寸效应对具有紧密排列的六边形晶体结构的 Ti-2.5Al-1.5Mn 箔伸长的影响机理，可以得出以下结论：

( 1)在变形过程中，个别晶粒非均匀性的影响增加，导致集中变形区的过早形成，导致集中变形对箔伸长的作用增加。

(2)均匀变形量和集中变形量的比例可以按一定的临界变形量值分为两个不同的区域，Ti-2.5Al-1.5Mn 箔的值接近5。

(3)通过增加晶粒尺寸来增加 50m 厚度的 Ti-2.5Al-1.5Mn 箔的塑性是可行的，但为了形成需要高均匀性的零件，应避免使用 1 区 t/d 值的箔。

参考文献：

1.Feng

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