祁梓宸，余 超，肖 宏，許 成

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異溫軋制制備鈦/鋁復(fù)合板的變形協(xié)調(diào)性與復(fù)合性能

祁梓宸1, 2，余 超1, 2，肖 宏1, 2，許 成1, 2

(1. 國家冷軋板帶裝備及工藝工程技術(shù)研究中心，秦皇島 066004;2. 燕山大學(xué) 機(jī)械工程學(xué)院，秦皇島 066004)

采取只加熱鈦層的方法實(shí)現(xiàn)協(xié)調(diào)變形軋制制備鈦/鋁復(fù)合板，通過剪切實(shí)驗(yàn)、金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡，研究壓下率、鈦層加熱溫度對鈦/鋁復(fù)合板的厚比分配、剪切強(qiáng)度和界面的影響。結(jié)果表明：隨著鈦層溫度的升高和總軋制壓下率的增大，鈦鋁復(fù)合板的鈦層和鋁層變形率差值逐漸減??；當(dāng)溫度為800℃，軋制壓下率為50%時(shí)，鋁層和鈦層的變形率分別達(dá)到了51.4%和 48.6%，鈦鋁復(fù)合板變形趨于協(xié)調(diào)。鈦與鋁的結(jié)合界面剪切強(qiáng)度達(dá)到107.5 MPa，基本接近鋁基體的剪切強(qiáng)度。加熱過程中鈦板表面會(huì)產(chǎn)生氧化層，但是在較大軋制壓下率下，鈦的氧化層會(huì)撕裂，金屬鋁擠入裂縫與新鮮鈦金屬接觸，在強(qiáng)大壓力和高溫作用下，鈦、鋁元素相互擴(kuò)散從而達(dá)到牢固的冶金結(jié)合。

鈦/鋁復(fù)合板；軋制；協(xié)調(diào)變形；剪切強(qiáng)度；氧化層

鈦及鈦合金作為結(jié)構(gòu)材料具有許多優(yōu)異的性 能[1?4]，比如密度小、強(qiáng)度高、耐腐蝕、耐磨損、耐高溫沖擊等，因此被廣泛的應(yīng)用于制造飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)部件、機(jī)身構(gòu)件、衛(wèi)星等航空航天領(lǐng)域[5?7]。但是，鈦材昂貴的價(jià)格大大限制了鈦的使用及發(fā)展。鋁及鋁合金具有很多良好的性能，比如密度小、比強(qiáng)度高、比剛度大、良好的導(dǎo)電性和導(dǎo)熱性，并且鋁及鋁合金相對其他金屬價(jià)格低廉，已經(jīng)被廣泛的應(yīng)用于航空、航天、兵器、艦船、交通運(yùn)輸?shù)刃袠I(yè)[8?12]。但是鋁的耐腐蝕和耐高溫沖擊性比較差，不能單獨(dú)用在高溫和腐蝕性環(huán)境中。鈦/鋁復(fù)合板不僅兼?zhèn)淞蒜伜弯X的多種優(yōu)點(diǎn)，而且能夠減少鈦的使用量，大大降低使用成本，因此在航空航天、冶金機(jī)械、建筑工程、石油化工等領(lǐng)域具有十分廣闊的發(fā)展和應(yīng)用前景[13?17]。

鈦鋁復(fù)合板制備方法主要有爆炸復(fù)合法、爆炸焊接法、擴(kuò)散焊接法和熱軋復(fù)合法。BORO?SKI等[18]爆炸焊接了鈦/鋁層狀復(fù)合板，并研究了在低溫條件下復(fù)合板的斷裂韌性。LAZURENKO等[19]爆炸焊接制備鈦/鋁復(fù)合板，并研究了熱處理工藝對復(fù)合板結(jié)構(gòu)和組織轉(zhuǎn)變的影響。由此可見爆炸焊接制備鈦鋁復(fù)合板技術(shù)已經(jīng)非常成熟，但是爆炸焊接過程會(huì)產(chǎn)生地震波、噪音和有毒氣體，不利于復(fù)合板的大規(guī)模生產(chǎn)。OBIELODAN等[20]使用超聲波固結(jié)制備鈦鋁復(fù)合板，但是得到的復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度較低。相對于其他方法，熱軋復(fù)合法產(chǎn)品質(zhì)量穩(wěn)定，設(shè)備簡單，易于大規(guī)模生產(chǎn)和自動(dòng)化的實(shí)現(xiàn)。

目前熱軋制備鈦鋁復(fù)合板已經(jīng)成為一種趨勢，由于鈦鋁兩種金屬的材料性能(變形抗力、塑性、導(dǎo)熱性、熔點(diǎn)等)差異較大，在制備過程中主要存在兩個(gè)問題，一是軋后鈦鋁變形極不協(xié)調(diào)，二是制備的復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度偏低。陳澤軍等[21]熱軋制備鈦鋁復(fù)合板時(shí)，出現(xiàn)了鈦層和鋁層變形不協(xié)調(diào)的問題。MA等[22]熱軋制備鋁/鈦/鋁疊層復(fù)合板，發(fā)現(xiàn)隨著加熱溫度升高，鈦和鋁的變形協(xié)調(diào)性變差。并且在熱軋鈦鋁過程中，界面反應(yīng)生成的TiAl3等化合物影響復(fù)合板的結(jié)合性能[23]。

為了提高鈦鋁復(fù)合板的強(qiáng)度，需要采用大的壓下量進(jìn)行軋制，如果同時(shí)加熱，受鋁熔點(diǎn)的限制，鈦的加熱溫度低于500 ℃，在該溫度下，鈦塑性差，在較大變形下容易發(fā)生斷裂。另外，在同一溫度下，鈦鋁力學(xué)性能差異較大，軋制時(shí)，鈦的變形抗力遠(yuǎn)大于鋁的變形抗力，軋后鈦層變形遠(yuǎn)小于鋁層的變形，變形極不協(xié)調(diào)，對板形和各層材料厚度的控制較為困難。為了讓鈦獲得較大變形量，同時(shí)改善鈦鋁復(fù)合板的變形協(xié)調(diào)性，提高復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度，本文作者提出一種新的制備鈦/鋁復(fù)合板方法，即通過只加熱鈦層的方法異溫軋制制備鈦/鋁復(fù)合板，將鈦板加熱到高溫區(qū)，使其具有良好的塑性，同時(shí)大幅降低鈦的變形抗力，使得鈦板變形抗力接近于室溫鋁板的變形抗力，從而研究變形量、鈦層加熱溫度對鈦/鋁復(fù)合板的剪切強(qiáng)度、界面和厚比分配的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料選用工業(yè)純鈦TA1和AA 6061鋁合金，板材尺寸均為100 mm×60 mm×2 mm，所用TA1和AA 6061鋁合金板材化學(xué)成分列于表1和2。為了消消除板材內(nèi)應(yīng)力和加工硬化，需進(jìn)行退火處理，將TA1加熱到780℃保溫2 h后空冷，將AA 6061鋁合金加熱到530℃保溫2 h后空冷。

表1 純鈦TA1的化學(xué)成分

表2 鋁合金AA6061的化學(xué)成分

將退火后的鈦板和鋁板的待復(fù)合面進(jìn)行表面處理，除去板材表面的油污雜質(zhì)和氧化物，有利于軋制時(shí)異種金屬的結(jié)合。本實(shí)驗(yàn)先用打磨機(jī)去除金屬待復(fù)合表面的雜質(zhì)及氧化物，再用丙酮和酒精反復(fù)擦洗表面、熱吹風(fēng)吹干。鈦板加熱后需要與室溫的鋁板組合后同時(shí)送入軋機(jī)軋制，但由于鈦板較薄，坯料在轉(zhuǎn)運(yùn)過程中熱量散失明顯，影響板材復(fù)合成形。所以在軋制復(fù)合時(shí)，先將一塊鐵板加熱到鈦板軋制所需溫度，再將鈦板放入爐中的鐵板上保溫5 min，然后將鐵板和鈦板一起取出放到軋機(jī)入口處，此時(shí)鐵板對鈦板起到了保溫的作用，再用帶有導(dǎo)位的推板立刻將加熱的鈦板和室溫的鋁板推入軋機(jī)，圖1所示為鈦/鋁異溫軋制復(fù)合示意圖。鋁板為室溫，鈦板的溫度分別加熱到500、600、700、800和900 ℃，保溫時(shí)間均為5 min；壓下率分別為20%、25%、29%、34%和50%。實(shí)驗(yàn)中二輥軋機(jī)的參數(shù)為：軋輥200 mm×200 mm，軋制速度50 mm/s。

剪切強(qiáng)度和結(jié)合率是測量兩種金屬復(fù)合板的基本參數(shù)[24]，本實(shí)驗(yàn)中每塊復(fù)合板平行于軋制方向切割3個(gè)剪切試樣做拉剪試驗(yàn)，取3個(gè)試樣的平均值作為該復(fù)合板的剪切強(qiáng)度。拉剪實(shí)驗(yàn)在INSPEKT Table 100 kN電子萬能高溫試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉剪速率為0.5 mm/min，拉剪試樣如圖2所示。平行于軋制方向取金相試樣，先用砂紙由粗到細(xì)打磨至NO.4000，再用SiO2懸浮液進(jìn)行拋光，用ZEISS Scope A1型光學(xué)顯微鏡(OM)和ZEISS Sigma 500型掃描電子顯微鏡(SEM)對鈦鋁復(fù)合板各層厚度進(jìn)行測量并觀察沿結(jié)合界面的微觀形貌，用能量色散譜儀(EDS)分析結(jié)合界面附近的元素分布。

圖1 鈦/鋁異溫軋制復(fù)合示意圖

圖2 拉剪試樣圖

2 結(jié)果及討論

2.1 復(fù)合板變形規(guī)律

用ZEISS Sigma 500型掃描電子顯微鏡(SEM)對鈦鋁復(fù)合板各層厚度進(jìn)行測量，計(jì)算各層變形率及其比值如圖3和4所示。由圖3(a)可以看出，在29%的軋制壓下率下，隨著鈦層加熱溫度的升高，鈦層變形率逐漸增大，鋁層變形率逐漸減小，鈦層變形率越來越接近鋁層的變形率，并且都逐步接近復(fù)合板總體變形率。由圖3(b)可知，隨著溫度升高，鈦鋁相對變形率比值越來越大，在900 ℃時(shí)，比值達(dá)到了0.97，說明隨著鈦層溫度的升高，鈦的變形抗力大幅降低，鈦的軟化程度越大，軋制復(fù)合時(shí)相對于室溫狀態(tài)的鋁，鈦越容易變形，因此鈦的變形分配越來越大，鋁的變形分配相應(yīng)地就會(huì)減小，鈦/鋁復(fù)合板變形趨于協(xié)調(diào)，由此可見，適當(dāng)?shù)奶岣哜伆宓募訜釡囟瓤梢燥@著提高鈦的相對變形率，從而有利于鈦鋁復(fù)合板的協(xié)調(diào)變形。由圖4(a)看出，當(dāng)鈦板加熱到800 ℃時(shí)，鈦鋁層金屬變形率和總壓下率都成正比關(guān)系，隨著總軋制壓下率的增加，鈦層與鋁層變形率變化趨勢相同，兩者變形率越來越接近并且趨于穩(wěn)定；由圖4(b)看出，隨著總軋制壓下率的增加，鈦鋁相對變形率比值也越來越大，說明軋制復(fù)合鈦鋁時(shí)，提高軋制壓下率，可以使鈦鋁變形率差值減少，鈦和鋁的變形趨于一致，從而有利于復(fù)合板的協(xié)調(diào)變形，并且可以提高復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度。在軋制壓下率為50%時(shí)，鋁層的變形率達(dá)到了51.4%，鈦層的變形率達(dá)到了48.6%。陳澤軍等[21]熱軋制備鈦鋁復(fù)合板時(shí)，在490 ℃、46%壓下率下，鋁層的變形率達(dá)到了52%，鈦層的變形率為39.3%。MA等[22]熱軋制備Al/Ti/Al疊層復(fù)合板，在500 ℃、46.5%壓下率下，鋁層的變形率達(dá)到了49.4%，鈦層的變形率僅為23.7%。由以上分析可知，采取只加熱鈦層的異溫軋制鈦鋁復(fù)合板方法，通過控制鈦板加熱溫度和總軋制壓下率，能夠很好地實(shí)現(xiàn)鈦和鋁的協(xié)調(diào)變形。

圖3 壓下率29%時(shí)不同溫度下鈦鋁各層變形率及比值

圖4 溫度800 ℃時(shí)不同壓下率下鈦鋁各層變形率及比值

2.2 復(fù)合板結(jié)合性能

圖5和6所示為不同加熱溫度和不同壓下率下鈦/鋁復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度。由圖5可以看出，在壓下率為29%，當(dāng)溫度在500~800 ℃之間時(shí)，鈦/鋁復(fù)合板的剪切強(qiáng)度隨著鈦層溫度的升高而升高。當(dāng)溫度高于 800 ℃時(shí)，復(fù)合界面的剪切強(qiáng)度隨溫度升高而下降。鈦層溫度低于700 ℃時(shí)，復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度較低；當(dāng)溫度高于700 ℃時(shí)，復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度明顯提高；鈦層溫度為800 ℃時(shí)，剪切強(qiáng)度最大，復(fù)合板結(jié)合的最好。因此，本文作者選擇在800 ℃下進(jìn)行不同壓下率的實(shí)驗(yàn)，由圖6可以看出，在鈦層溫度為800 ℃，隨著總壓下率的增大，鈦/鋁復(fù)合板的剪切強(qiáng)度逐步增加。剪切強(qiáng)度隨總壓下率的增長速率明顯地表現(xiàn)為先快后慢，壓下率小于34%時(shí)，剪切強(qiáng)度增長速率相對較高；壓下率大于34%時(shí)，剪切強(qiáng)度增長速率相對較低。在鈦層溫度為800 ℃，總壓下率為50%時(shí)，鈦/鋁復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度達(dá)到107.5 MPa，基本接近鋁基體的剪切強(qiáng)度。本工作得到的剪切強(qiáng)度甚至高于有的爆炸復(fù)合的鈦鋁復(fù)合板剪切強(qiáng)度，夏鴻博等[25]通過爆炸復(fù)合制備的鈦鋁復(fù)合板，剪切強(qiáng)度為73.2 MPa。

圖5 壓下率29%時(shí)溫度對復(fù)合板剪切強(qiáng)度影響

2.3 復(fù)合板結(jié)合界面表征

圖7所示為不同工藝下鈦/鋁復(fù)合板結(jié)合界面SEM像及EDS線掃描結(jié)果。由圖7(a)~(d)可以看出，在結(jié)合界面處均生成了一層化合物，由圖7(g)、(h)、(i)可見，鈦和氧元素都出現(xiàn)了等寬的平臺(tái)，說明界面處生成的是鈦的氧化物。由圖8中拉剪斷面鈦側(cè)的XRD的物相分析可知，鈦的氧化物主要是TiO和TiO2兩相。由圖7(f)、(g)和(h)可知，在29%相同軋制壓下率下，鈦層溫度為500、800和900 ℃時(shí)，氧化層厚度分別為2.3、3.3和 3.8 μm。說明鈦層加熱溫度越高，軋后在界面處形成的鈦的氧化層越厚。由圖7(g)和(i)可知，鈦層加熱到800℃后，軋制壓下率為29%和50%時(shí)，氧化層厚度分別為3.3 μm和2 μm，說明隨著軋制壓下率的增大，鈦的氧化物層厚度越來越薄。由圖7(b)和(c)可見，靠近界面處鈦側(cè)出現(xiàn)了裂縫，隨著溫度升高，鈦側(cè)的裂縫越多越寬，說明溫度越高，鈦?zhàn)冃慰沽档?，鈦層相對鋁層變形越大，在界面處鈦側(cè)越容易開裂。圖7(d)和(e)所示為同一工藝下同一個(gè)試件的不同位置，由圖7(j)可見，界面處沒有氧元素的分布，鈦元素在界面處也沒有出現(xiàn)平臺(tái)，結(jié)合圖7(e)可見，鈦鋁界面處光滑平整，結(jié)合緊密，從而可知此時(shí)界面處沒有氧化層。鋁因?yàn)榫哂辛己玫膶?dǎo)熱性，在異溫軋制過程中，在鈦板的高溫傳熱下鋁板也具有了一定的溫度，使得鈦和鋁元素相互擴(kuò)散深度達(dá)到 2 μm，界面處均可看到氧化層出現(xiàn)了細(xì)小的條紋，都有開裂的趨勢。在800 ℃、50%較大軋制壓下率下，鈦/鋁復(fù)合板界面處鈦的氧化層在兩層金屬板間的剪切作用下發(fā)生擠壓撕裂，然后金屬鋁擠入撕裂后的裂縫與新鮮鈦金屬接觸并且在大壓力以及高溫作用下鈦、鋁元素相互擴(kuò)散從而達(dá)到了牢固的冶金結(jié)合。

圖7 不同工藝下結(jié)合界面SEM像及EDS線掃描

圖8 拉剪斷面鈦側(cè)的XRD譜

由圖4可知，此時(shí)結(jié)合強(qiáng)度達(dá)到了107.5 MPa，基本接近鋁基體的剪切強(qiáng)度，鈦鋁復(fù)合板具有了很好的結(jié)合性能。

在軋制復(fù)合過程中，鈦鋁材料之間的反應(yīng)有3個(gè)主要階段：一是鈦氧化層破碎開裂階段；二是金屬間物理接觸的形成階段；三是接觸面金屬原子激活階段。最重要就是第一氧化層的破裂階段，由圖7(g)、(h)和(i)所示線掃描結(jié)果可知，在氧化層較厚的時(shí)候，鋁元素只能擴(kuò)散到氧化層，鈦層和鋁層不能形成有效的結(jié)合，所以可以通過控制鈦板溫度和軋制壓下率，使得鈦氧化層發(fā)生破碎開裂。氧化層的破裂為金屬鋁和新鮮鈦金屬的接觸創(chuàng)造了條件，鈦鋁金屬間牢固的機(jī)械嚙合是產(chǎn)生高結(jié)合強(qiáng)度的主要因素。金屬間原子的引力是與距離的倒數(shù)成正比的，因此為了獲得高結(jié)合強(qiáng)度的機(jī)械嚙合，提高軋制壓下率，增大金屬板間的壓力從而使金屬表面實(shí)現(xiàn)接觸并且達(dá)到原子間引力的作用范圍是很有必要的。壓下率增加時(shí)，鈦鋁金屬伸展率也隨之增加，氧化層破裂更充分，暴露出的新鮮鈦金屬面積越多，從而使得鈦鋁有效的結(jié)合面積越大。當(dāng)金屬之間實(shí)現(xiàn)物理接觸后，在熱作用機(jī)制下，鈦、鋁原子被激活，元素相互擴(kuò)散最后使鈦鋁復(fù)合板達(dá)到了牢固的冶金結(jié)合。

由以上復(fù)合板結(jié)合界面微觀組織分析可知，采取只加熱鈦層的異溫軋制鈦鋁復(fù)合板方法無法避免的會(huì)使鈦板表面產(chǎn)生氧化層，但是在較大軋制壓下率下，氧化層發(fā)生了撕裂，并不會(huì)較大影響復(fù)合板的結(jié)合性能。

實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，鈦/鋁復(fù)合板達(dá)到了很高的結(jié)合強(qiáng)度并且實(shí)現(xiàn)了協(xié)調(diào)變形。因此，本實(shí)驗(yàn)中采取的只加熱鈦層的異溫軋制鈦/鋁復(fù)合板的方法可以被認(rèn)為是一種新的制備鈦/鋁復(fù)合板的可行方法。

3 結(jié)論

1) 隨著鈦層加熱溫度的升高和軋制壓下率的增大，鈦鋁復(fù)合板的鈦層和鋁層變形率差值逐漸減小，鈦鋁相對變形率比值越來越大，鈦鋁復(fù)合板變形趨于協(xié)調(diào)。當(dāng)溫度為800 ℃，軋制壓下率為50%時(shí)，鋁層的變形率達(dá)到了51.4%，鈦層的變形率達(dá)到了48.6%。

2) 壓下率是影響鈦/鋁復(fù)合的重要因素，當(dāng)鈦層為800 ℃，軋制壓下率為50%時(shí)，鈦與鋁的結(jié)合界面剪切強(qiáng)度達(dá)到107.5 MPa，基本接近鋁基體的剪切強(qiáng)度。

3) 加熱過程中鈦板表面會(huì)產(chǎn)生氧化層，氧化物主要是TiO和TiO2，但是在較大軋制壓下率下，鈦的氧化層會(huì)被擠壓撕裂，金屬鋁擠入撕裂后的裂縫與新鮮鈦金屬接觸，在強(qiáng)大壓力和高溫作用下Ti、Al元素相互擴(kuò)散，擴(kuò)散深度達(dá)到2 μm從而達(dá)到牢固的冶金結(jié)合。

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Deformation coordination compatibility and bonding properties of Ti / Al composite plates prepared by different temperature rolling

QI Zi-chen1, 2, YU Chao1, 2, XIAO Hong1, 2, XU Cheng1, 2

(1. National Engineering Research Center for Equipment and Technology of Cold Strip Rolling, Qinhuangdao 066004, China; 2. College of Mechanical Engineering, Yanshan University, Qinhuangdao 066004, China)

The Ti/Al composite plate was prepared by the method of only heating titanium layer. The effects of the rolling reduction and Ti layer heating temperature on the shear strength, interface and distribution of thickness ratios of Ti/Al clad plates were investigated by shear experiments, metallographic microscopy and scanning electron microscopy. The results show that with the increase of the temperature of the titanium layer and the total rolling reduction, the difference between the titanium layer and the aluminum layer deformation of the Ti/Al composite plate decreases gradually. When the temperature is 800℃and the reduction is 50%, the reduction of aluminum layer and titanium layer reaches 51.4% and 48.6%, respectively. And the deformation of titanium/aluminum composite plate tends to become coordinated. The interfacial shear strength of titanium and aluminum reaches 107.5 MPa, which is close to the shear strength of aluminum matrix. During the heating process, an oxide layer is produced on the surface of the titanium plates. However, the oxide layer is completely broken with a large rolling reduction, and then, aluminum metal extruded into the cracks and made contact with fresh titanium metal. Under the action of high pressure and high temperature, Ti and Al atoms mutually diffuse so that the Ti/Al clad plates achieved a strong metallurgical bond.

Ti/Al clad plate; rolling; coordination deformation; shear strength; oxide layer

Project(51474190) supported by the National Natural Science Foundation of China

2017-03-31;

2017-05-15

XIAO Hong; Tel: +86-18633525878; E-mail: xhh@ysu.edu.cn

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51474190)

2017-03-31；

2017-05-15

肖 宏，教授，博士；電話：18633525878；E-mail: xhh@ysu.edu.cn

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2018.06.05

1004-0609(2018)-06-1120-08

TG335.81

A

(編輯 何學(xué)鋒)