熱軋制備Ti-6Al-4V/6061/AZ31B復(fù)合板及組織與性能研究

張東浩，馬 旻，張 巖，王 強(qiáng)，劉文昌，王國(guó)軍，趙 亮，5

(1. 燕山大學(xué) 亞穩(wěn)材料重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，材料科學(xué)與工程學(xué)院，河北秦皇島 066004；2.燕山大學(xué) 先進(jìn)鍛壓成形技術(shù)與科學(xué)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河北秦皇島 066004；3.東北輕合金有限責(zé)任公司, 黑龍江哈爾濱 150060；4.中鋼集團(tuán)邢臺(tái)機(jī)械軋輥有限公司， 河北邢臺(tái) 054000；5.河北水利電力學(xué)院,河北滄州 061001)

隨著現(xiàn)代科學(xué)技術(shù)的發(fā)展，疊層金屬?gòu)?fù)合板由于具有更好的斷裂韌性、抗彎曲性、抗沖擊性、耐蝕性、耐磨性及抗震性，逐漸取代單一金屬，在航空、航天及國(guó)防上具有潛在應(yīng)用價(jià)值[1]。與傳統(tǒng)金屬材料不同，疊層復(fù)合材料的力學(xué)性能可以通過(guò)組成材料，堆垛結(jié)構(gòu)及厚度比進(jìn)行設(shè)計(jì)。疊層金屬?gòu)?fù)合板可以具備一些甚至全部組成材料的優(yōu)良性能，并克服它們的缺陷。許多制備疊層金屬?gòu)?fù)合板的技術(shù)已經(jīng)成熟，例如：爆炸焊接復(fù)合、軋制復(fù)合、擴(kuò)散復(fù)合、攪拌摩擦復(fù)合等。在制備疊層金屬?gòu)?fù)合板的技術(shù)中，軋制復(fù)合由于具有高效率和經(jīng)濟(jì)性而被普遍應(yīng)用。金屬軋制復(fù)合受到許多因素影響，例如：軋制變形量[2]、軋制溫度[3]、軋制速度[4]、初始厚度[4-5]、軋輥直徑[5]、表面粗糙度[4]以及軋制前后的退火處理[5-6]。目前，更多研究集中在制備不同的雙金屬疊層復(fù)合板，例如：Cu/Nb[7]、Al/Al[3]、Al/Zn[6]、Cu/Cu[4]和Al/Mg[8]等。

與雙金屬疊層復(fù)合板相比，三種金屬?gòu)?fù)合板體系具有更優(yōu)異的性能以及更寬的力學(xué)性能可調(diào)范圍。例如，Al/Mg疊層復(fù)合板目前被廣泛研究，使其同時(shí)具有鋁合金的耐蝕性和高比強(qiáng)度及鎂合金的低密度等良好性能。然而Al/Mg疊層復(fù)合板由于較差的塑性和強(qiáng)度，在應(yīng)用上受到很大的限制。由鈦、鋁、鎂三種合金組成的金屬?gòu)?fù)合板體系，通過(guò)對(duì)稱或者三種金屬的定向設(shè)計(jì)可以具有更好的力學(xué)和耐蝕性能。三金屬?gòu)?fù)合板除了更優(yōu)異的性能，組成材料之間的摩擦力、不同層之間的協(xié)調(diào)性、原始板材組織演變及制備三種金屬?gòu)?fù)合板時(shí)的結(jié)合界面都更為復(fù)雜，同時(shí)力學(xué)性能也受到更多因素的影響。

但也有少數(shù)實(shí)驗(yàn)進(jìn)行三種金屬材料復(fù)合板的研究。Zhang等人[9]使用合金箔片利用累積疊軋及兩階段的反應(yīng)熱處理直接制備高Nb含量的TiAl合金(Ti-46Al-9Nb)。Shabani等人[10]通過(guò)疊軋和電鍍工藝制備Al/Ni/Cu復(fù)合板。Mahdavian等人[11]采用Cu/Zn/Al累積疊軋至14次制備三種金屬?gòu)?fù)合板體系。Lee等人[12]研究了軋制復(fù)合的STS-Al-Mg三層金屬?gòu)?fù)合板的軋后熱處理對(duì)顯微組織演變和后續(xù)力學(xué)性能的影響。Kim等人[13]研究了軋制復(fù)合的Mg/Al/STS三層金屬?gòu)?fù)合板的組成層厚度對(duì)彎曲行為的影響。在本項(xiàng)研究中，通過(guò)熱軋制備Ti-6Al-4V/Al 6061/AZ31B金屬疊層復(fù)合板，研究了軋制溫度對(duì)其組織與力學(xué)性能的影響。

1 試驗(yàn)材料及方法

本試驗(yàn)中使用6061鋁合金、Ti-6Al-4V鈦合金和AZ31B鎂合金板材，其厚度分別為2.0 mm、0.5 mm和1.0 mm。三種合金板材的化學(xué)成分如表1～表3所示。板材平行于軋制方向切割成150 mm×120 mm。用銅絲刷對(duì)6061鋁合金和AZ31B鎂合金表面進(jìn)行打磨，用150目的砂紙對(duì)鈦合金表面進(jìn)行打磨。表面處理后，三種板材按照Ti/Al/Mg的順序組坯，并于一端用鉚釘固定。將固定好的板材分別在400 ℃和500 ℃加熱8 min后，立即單道次軋制到約29%的變形量。軋制工作在實(shí)驗(yàn)室中進(jìn)行，軋輥直徑為230 mm，軋制速度是1 m/s。

表1 6061鋁合金板的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of 6061 aluminum alloy(wt/%)

表2 Ti-6Al-4V板的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 2 Chemical composition of Ti-6Al-4V(wt/%)

表3 AZ31B鎂合金板的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 3 Chemical composition of AZ31B(wt/%)

對(duì)Ti/Al/Mg復(fù)合板的鋁層進(jìn)行陽(yáng)極覆膜，在金相顯微鏡下觀察鋁層的顯微組織。將Ti/Al/Mg復(fù)合板試樣用4.2 g苦味酸、10 mL乙酸、70 mL乙醇和20 mL水的混合溶液腐蝕3 s后，觀察鎂層的顯微組織，并用Image-Pro Plus 6.0軟件計(jì)算鎂層的晶粒尺寸。試樣用950 mL甲醇、3 mL硝酸和10 mL高氯酸的混合溶液電解拋光后在掃描電鏡上觀察。在裝備EDS能譜儀和EBSD系統(tǒng)的日立S-3400N-II掃描電子顯微鏡下進(jìn)行EBSD測(cè)量，采用的電壓為20 keV，探針電流為80μA，焦距為15 mm。用EDAX分析軟件對(duì)測(cè)得數(shù)據(jù)進(jìn)行分析。結(jié)合界面和剝離界面用金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡觀察。用EDX分析結(jié)合界面處的元素?cái)U(kuò)散及節(jié)點(diǎn)界面的化學(xué)成分，并利用XRD對(duì)節(jié)點(diǎn)界面進(jìn)行物相分析。

沿復(fù)合板橫向制備拉伸試樣，拉伸試樣標(biāo)距的長(zhǎng)度為20 mm，寬度為4 mm。拉伸試樣厚度與復(fù)合板厚度相同。在Instron試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸測(cè)試，夾頭移動(dòng)速度為0.5 mm/min。從工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線中獲得抗拉強(qiáng)度，屈服強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率。復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度測(cè)試試樣的示意圖如圖1所示。在Instron試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行結(jié)合強(qiáng)度測(cè)試，夾頭移動(dòng)速度為1 mm/min。結(jié)合強(qiáng)度計(jì)算公式為：

圖1 復(fù)合板結(jié)合強(qiáng)度測(cè)試試樣的示意圖Fig.1 Schematic of the specimens for bonding strength tests

(1)

式中：

N—加載的最大載荷；

b—結(jié)合界面的寬度；

l—結(jié)合界面的長(zhǎng)度；

σ—平均結(jié)合強(qiáng)度。

為了研究在厚度方向上的硬度變化，分別在鋁層頂端、中心和底部進(jìn)行維氏硬度試驗(yàn)，測(cè)量載荷為100 g。每種條件下至少進(jìn)行8次硬度測(cè)量。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 各層的不協(xié)調(diào)變形分析

由于6061鋁合金、Ti-6Al-4V鈦合金和AZ31B鎂合金力學(xué)性能的差異，Ti/Al/Mg復(fù)合板各層的軋制變形量是不相同的。不同軋制溫度下，鈦、鋁和鎂層的軋制變形量如表4所示。各層的厚度變化受軋制溫度的影響。在29%變形量軋制時(shí)，鋁層變形量隨軋制溫度升高而增大，然而鎂層則隨之降低。因此，鎂與鋁變形比隨軋制溫度的升高而降低。

表4 不同軋制溫度下鈦、鋁和鎂層的變形量及鎂與鋁變形比Table 4 Rolling reductions of Ti, Al and Mg layers as well as the reduction ratio of Mg to Al layer at different rolling temperatures

2.2 鎂層和鋁層的變形顯微組織

軋制變形量約為29%時(shí)不同軋制溫度下Ti/Al/Mg疊層復(fù)合板中鋁層的偏光組織如圖2所示。從圖2可以看出，與鋁中心層和Al/Mg界面附近區(qū)域的晶粒相比，Al/Ti界面附近區(qū)域的晶粒更為細(xì)小。當(dāng)軋制溫度為400℃時(shí)，鋁層出現(xiàn)一些較小的晶粒，這表明鋁層在軋制前預(yù)加熱時(shí)發(fā)生了部分再結(jié)晶。隨著軋制溫度升到500℃，在軋制前退火過(guò)程中鋁層發(fā)生了完全再結(jié)晶，隨后在Al/Ti界面附近區(qū)域，再結(jié)晶晶粒沿與軋向約呈15°方向被拉長(zhǎng)。

圖2 軋制變形量為29%不同溫度軋制Ti/Al/Mg疊層復(fù)合板在鋁層的顯微組織Fig.2 Optical micrographs showing the microstructure of Al layer in the Ti/Al/Mg laminated composites fabricated by hot rolling at different temperatures with about 29% reduction

為了更詳細(xì)分析鋁層組織在厚度方向上的演變，對(duì)Al/Ti界面附近區(qū)域、鋁中心層和Al/Mg界面附近區(qū)域進(jìn)行EBSD分析。圖3為不同軋制溫度下鋁層這三個(gè)區(qū)域的EBSD圖。沿中垂線的相對(duì)取向差如圖4所示。圖5為這三個(gè)區(qū)域的取向差角度直方圖。為了減小EBSD分析誤差，去掉小于2°的取向差。在500 ℃軋制下，原始鋁板在軋制前預(yù)加熱時(shí)發(fā)生了完全再結(jié)晶，隨后在熱軋時(shí)再結(jié)晶晶粒發(fā)生變形。高角度晶界數(shù)量和位錯(cuò)界的取向差隨軋制溫度升高而增大。與500 ℃軋制時(shí)不同，400 ℃軋制下的復(fù)合板呈現(xiàn)不同的顯微組織。在軋制前的預(yù)加熱過(guò)程中，原始鋁板僅發(fā)生少量的再結(jié)晶，隨后在軋制過(guò)程形成明顯的變形組織。高角度晶界與縱`向的間距減小，而位錯(cuò)界的取向差增大。在Al/Ti界面附近區(qū)域細(xì)小晶粒的晶粒尺寸減小至1.92 μm。

圖3 鋁層在400 ℃28.8%和500 ℃30.7%軋制變形時(shí)的EBSD圖Fig.3 EBSD maps of Al layer under rolling deformation conditions of 400 ℃28.8% reduction and 500 ℃ 30.7% reduction

圖4 在(a)400 ℃28.8%和(b)500 ℃30.7%軋制變形時(shí)Al/Mg界面中垂線上的相對(duì)取向剖面圖Fig.4 Relative misorientation profiles along the midperpendicular of the Al/Mg interface under rolling deformation conditions of (a) 400 ℃28.8% reduction and (b) 500 ℃30.7% reduction

圖6 在29%變形量不同溫度軋制Ti/Al/Mg復(fù)合板中鋁層不同厚度的顯微組織參數(shù)變化曲線Fig.6 Variation in microstructural parameter through the thickness of Al layer in the Ti/Al/Mg laminated composites fabricated with about 29% reduction at different rolling temperatures

圖7為軋制變形量約為29%時(shí)不同軋制溫度下鎂層的顯微組織。從圖7可以看出，在軋制過(guò)程中鎂層發(fā)生了完全再結(jié)晶。不同軋制溫度下，不同厚度區(qū)域鎂層的晶粒尺寸如圖8所示。從圖8可以看出，隨軋制溫度的升高，鎂層晶粒尺寸逐漸增大。鎂層組織在厚度方向上也是不均勻的。從鎂層表面到Mg/Al界面，再結(jié)晶晶粒尺寸逐漸降低。

鎂層組織在厚度方向上的不均勻性與外加應(yīng)力狀態(tài)有關(guān)。軋輥與板材表面的摩擦力使復(fù)合板表層產(chǎn)生剪切變形，而且隨摩擦因數(shù)增大，剪切變形向內(nèi)層滲透。在Ti/Al/Mg復(fù)合板軋制過(guò)程中，由于沒(méi)有加任何潤(rùn)滑劑，干燥的表面狀態(tài)使表層產(chǎn)生了大量的剪切變形。過(guò)多的剪切變形顯著影響鎂層表面區(qū)域內(nèi)顯微組織的演變，使鎂層發(fā)生晶粒細(xì)化。鎂晶粒細(xì)化是由于發(fā)生了動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。在高溫(573 K～723 K)變形時(shí)，激活能增加到鎂自擴(kuò)散的激活能。由自擴(kuò)散控制的位錯(cuò)攀移會(huì)導(dǎo)致生成小角度晶界。位錯(cuò)在亞晶界發(fā)生聚集，使亞晶界轉(zhuǎn)變?yōu)檎嬲拇蠼嵌染Ы?。AZ31B鎂合金動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)(XDRX)與應(yīng)變(ε)的關(guān)系公式為[14]：

XDRX=(1+150(1-(ε-εC/ε0.5-εC)))-1

(2)

式中：

εc—臨界應(yīng)變；

ε0.5—50%動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的應(yīng)變。

可以看出，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)隨應(yīng)變?cè)黾佣黾?。也就是說(shuō)，由摩擦力引起的剪切變形與晶粒的不均勻分布相一致。

鎂層顯微組織在厚度方向上的不均勻程度與軋制溫度有關(guān)。從圖7和圖8中可以看出，隨軋制溫度的升高，鎂層組織的不均勻性有增加趨勢(shì)。這與鎂層和鋁層的不協(xié)調(diào)變形有關(guān)。在不同金屬的塑性成形過(guò)程中，較軟的金屬會(huì)產(chǎn)生額外的塑性變形，以便與較硬的金屬相適應(yīng)。在表4中，鎂與鋁變形比隨軋制溫度的升高而降低。變形不均勻性與軋制溫度的變化關(guān)系可能與鎂層變形量的降低有關(guān)。另一方面，軋制溫度影響動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)。AZ31鎂合金的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸dDRX與Z值(Zener-Hollomon參數(shù))關(guān)系公式為[13]：

圖7 在29%變形量溫度為400 ℃和500 ℃軋制Ti/Al/Mg復(fù)合板中鎂層的顯微組織Fig.7 Optical micrographs showing the microstructure of Mg layer in the Ti/Al/Mg laminated composites fabricated with about 29% reduction at temperatures of 400 ℃ and 500 ℃

圖8 29%變形量不同溫度軋制下鎂層不同厚度處的晶粒尺寸Fig.8 The grain sizes of Mg layer at different thickness positions at different rolling temperatures with about 29% reduction

dDRX=AZ-n

(3)

式中：

A—常量；

n—冪指數(shù)；

Z—取決于加工溫度和應(yīng)變速率，Z值隨軋制溫度升高而減小。

從公式(3)中可以看出，動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒尺寸隨軋制溫度的增加而增加。這樣，原始組織與動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的差異會(huì)減小。在公式(2)中，εc、ε0.5可以分別表示成εc=0.0061×Z0.1029和ε0.5=0.0426×Z0.0781。因此，Z值減小，而動(dòng)態(tài)再結(jié)晶體積分?jǐn)?shù)增加。

2.3 Al/Ti和Al/Mg界面的特征及界面處元素?cái)U(kuò)散

圖9為不同軋制溫度下Ti/Al/Mg復(fù)合板中Al/Ti和Al/Mg結(jié)合界面。并沒(méi)有在Al/Ti和Al/Mg結(jié)合界面處出現(xiàn)孔洞和裂縫，這表明在這些軋制條件下，復(fù)合板結(jié)合良好。從圖9c中可以看到，500 ℃軋制下，Ti/Al/Mg復(fù)合板鋁和鎂之間出現(xiàn)過(guò)渡層。用EDX點(diǎn)分析對(duì)過(guò)渡層不同位置的化學(xué)成分進(jìn)行分析，如表5所示。鋁與鎂原子比在點(diǎn)1位置約為3∶2，在點(diǎn)2位置約為12∶17。用XRD對(duì)鋁層和鎂層剝離表面進(jìn)行物相分析，其結(jié)果如圖10所示。過(guò)渡層由Al3Mg2(β)和Mg17Al12(γ)兩相組成。Al3Mg2和Mg17Al12兩相的數(shù)量隨軋制溫度的升高而增多。在Al/Ti界面沒(méi)有新相生成。

圖9 在29%變形量400℃和500℃軋制Ti/Al/Mg復(fù)合板的顯微照片F(xiàn)ig.9 Micrographs of the Ti/Al/Mg laminated composites fabricated by 29% reduction at 400 ℃ and 500 ℃

圖10 在鋁和鎂剝離層表面的X射線衍射花樣Fig.10 X-ray diffraction patterns taken on the surfaces of the separated Al and Mg layers

表5 圖9d中點(diǎn)1和點(diǎn)2的EDS分析結(jié)果Table 5 The corresponding EDS analysis results of the points 1 and 2 in Fig.9d

為了研究合金元素的變化，對(duì)Ti/Al/Mg復(fù)合板中Al/Ti和Al/Mg結(jié)合界面在垂直方向進(jìn)行EDX線掃描。圖11為Al/Ti和Al/Mg結(jié)合界面在垂直方向的元素分布。元素的連續(xù)變化表明在結(jié)合處發(fā)生了元素?cái)U(kuò)散。擴(kuò)散曲線拐點(diǎn)的垂直距離為擴(kuò)散層深度，擴(kuò)散層深度隨軋制溫度的升高而增大。

圖11 在29%變形量400 ℃和500 ℃軋制Ti/Al/Mg復(fù)合板中Al/Ti和Mg/Al界面垂直方向的元素分布Fig.11 Elemental distributions across the interfaces of Al/Ti and Mg/Al in the Ti/Al/Mg laminated composites fabricated with about 29% reduction at 400 ℃ and 500 ℃

2.4 鋁層在厚度方向的織構(gòu)變化

圖12為不同軋制溫度下Ti/Al/Mg復(fù)合板中鋁層的ODF圖。熱軋制備的Ti/Al/Mg復(fù)合板中Al/Mg界面附近區(qū)域及鋁中心層的織構(gòu)包含β-fiber, Goss和剩余cube取向。而Al/Ti界面附近區(qū)域織構(gòu)主要是r-cube{001}<110>取向和?-fiber{111}織構(gòu)。在熱軋的鋁合金中經(jīng)常出現(xiàn)r-cube和?-fiber織構(gòu)，它們是典型的剪切織構(gòu)。

鋁層織構(gòu)在厚度方向上的不均勻性與不同金屬間的不協(xié)調(diào)變形有關(guān)。軋制時(shí)剪切變形可以分為兩種情況。第一種是鋁和鈦層沒(méi)有結(jié)合。因此由于鋁和鈦層不同的變形比，鋁層相對(duì)于鈦層向后延伸。所以，由于粗糙的鋁層表面產(chǎn)生的摩擦力，在鋁層表面產(chǎn)生剪切變形。第二種是當(dāng)變形大于臨界變形時(shí)，鋁和鈦層結(jié)合。鋁和鈦層結(jié)合后，鈦層較小的變形量阻礙了鋁層的延長(zhǎng)。對(duì)其應(yīng)力分析，發(fā)現(xiàn)自然狀態(tài)下，較軟的鋁層的水平應(yīng)力是拉伸狀態(tài)，而鈦層是壓縮的[15]。因此在Al/Ti界面區(qū)域發(fā)生了剪切變形。剪切變形明顯影響了鋁層界面區(qū)域處顯微組織的演變。

從圖12中可以看出，鋁層組織的不均勻性隨軋制溫度的升高而增大。在圖13中，鋁層在不同厚度處的硬度值也表現(xiàn)為相同的趨勢(shì)。隨軋制溫度的升高，鋁層在預(yù)熱處理后逐漸發(fā)生再結(jié)晶。不同金屬間力學(xué)性能差異的增大會(huì)使板材軋制比增加。另外，隨軋制溫度的上升，軋制結(jié)合的臨界變形降低。鋁和鈦層結(jié)合時(shí)產(chǎn)生的剪切變形增加。

圖12 在29%變形量不同溫度軋制Ti/Al/Mg復(fù)合板中鋁層在Al/Mg界面，鋁中心層和Al/Ti界面處的織構(gòu)Fig.12 Textures in the interface of Al/Mg, the center of Al layer and the interface of Al/Ti layer in the Ti/Al/Mg laminated composites fabricated by about 29% rolling reduction at different temperatures

圖13 在29%變形量不同溫度軋制Ti/Al/Mg復(fù)合板中鋁層硬度變化曲線Fig.13 Variation in hardness of Al layer for the Ti/Al/Mg laminated composites fabricated by rolling at different rolling temperatures with 29% reduction

溫度在熱軋時(shí)對(duì)織構(gòu)演變的影響較為復(fù)雜。軋制溫度對(duì)織構(gòu)演變的影響受到原始織構(gòu)、鋁層變形量和變形溫度的作用。隨軋制溫度的上升，鋁層原始織構(gòu)逐漸從軋制織構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)樵俳Y(jié)晶織構(gòu)。這導(dǎo)致cube織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)增加，而軋制織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)降低。在剪切變形時(shí)，β-fiber織構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)閧001}<110>，{111}<112>和{111}<110>取向。原始織構(gòu)主要為cube取向，由剪切變形產(chǎn)生的剪切織構(gòu)較弱。鋁層變形量隨軋制溫度的上升而增加，這導(dǎo)致軋制織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)增加及?-fiber向r-cube織構(gòu)轉(zhuǎn)變。另外，高溫變形會(huì)產(chǎn)生強(qiáng)烈的β-fiber軋制織構(gòu)，以及?-fiber織構(gòu)受低應(yīng)變影響。

2.5 Ti/Al/Mg復(fù)合板的力學(xué)性能

研究軋制溫度對(duì)Ti/Al/Mg復(fù)合板在橫向上的拉伸性能的影響。圖14為不同軋制溫度下，Ti/Al/Mg復(fù)合板的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。與單一金屬典型的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線不同，不同軋制溫度下，Ti/Al/Mg復(fù)合板的拉伸曲線有兩次明顯的應(yīng)力降。

圖14 在29%變形量不同溫度軋制Ti/Al/Mg復(fù)合板的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.14 Engineering stress-strain curves for the Ti/Al/Mg laminated composites fabricated atdifferent rolling temperatures with about 29% reduction

圖15為不同軋制溫度下，Ti/Al/Mg復(fù)合板拉伸性能。Ti/Al/Mg復(fù)合板在29%變形量軋制時(shí)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨軋制溫度的升高而降低，伸長(zhǎng)率也顯著下降。圖16為不同軋制溫度下Al/Ti及Al/Mg界面的結(jié)合強(qiáng)度。從圖16可以看出，界面結(jié)合強(qiáng)度隨軋制溫度的升高而上升。

圖15 不同溫度軋制下Ti/Al/Mg復(fù)合板拉伸性能Fig.15 Tensile properties at different rolling temperatures for the Ti/Al/Mg laminated composites

圖16 不同溫度軋制Ti/Al/Mg復(fù)合板Al/Ti和Al/Mg界面處的結(jié)合強(qiáng)度Fig.16 Bonding strength of the interfaces of Al/Ti and Al/Mg at different rolling temperatures for the Ti/Al/Mg laminated composites

工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線中出現(xiàn)兩次應(yīng)力降與復(fù)合板單層連續(xù)斷裂相一致。在Al/Mg復(fù)合板[19]、Cu/Al復(fù)合板[20]，不銹鋼-Al-Mg三層復(fù)合板[21]中也有相似的結(jié)果。觀察拉伸試驗(yàn)以及斷裂后各層伸長(zhǎng)率，可以發(fā)現(xiàn)Ti/Al/Mg復(fù)合板第一次應(yīng)力降是由于鎂層斷裂，第二次應(yīng)力降與剩下的Ti/Al層斷裂相一致。鎂層在拉伸中首先斷裂是由于較差的延性。較小的晶粒限制了滑移距離及應(yīng)力集中，并且晶粒越小，晶界越多，在晶界附近更容易發(fā)生多系滑移，因此，變形也會(huì)更加均勻。在圖9和圖10中可以發(fā)現(xiàn)，鎂層在Mg/Al界面處的再結(jié)晶晶粒尺寸較大，更容易產(chǎn)生應(yīng)力集中。因此，在拉伸試驗(yàn)中，鎂層在Mg/Al界面處更容易產(chǎn)生微裂紋，直到斷裂。

在Chang等人[22]的疊軋Mg/Al復(fù)合板的拉伸實(shí)驗(yàn)中也有相似的結(jié)果。他們認(rèn)為伸長(zhǎng)率降低與較小晶粒的低應(yīng)變硬化速率有關(guān)。韌性金屬頸縮開(kāi)始于塑性失穩(wěn)。塑性失穩(wěn)條件可以用一次方程表示

σ≥dσ/dε

(4)

晶粒細(xì)化明顯提高金屬?gòu)?qiáng)度，晶粒細(xì)化會(huì)使加工硬化速率降低[23]。Del Valle等人[23]研究了鎂基合金在軋制后織構(gòu)和晶粒尺寸對(duì)加工硬化和延性的影響，他們發(fā)現(xiàn)AZ31鋁合金的晶粒尺寸從17 μm減小到2 μm時(shí)硬化速率降低。因此，硬化速率的降低與晶粒尺寸減小有關(guān)。Barnett等人[24]表明AZ31鋁合金的晶粒尺寸在3 μm～23 μm變化時(shí)，晶粒尺寸減小使孿晶形成受到抑制，因此加工硬化程度降低。

Ti/Al/Mg復(fù)合板在500℃軋制時(shí)伸長(zhǎng)率下降與界面層厚度有關(guān)。在結(jié)合界面脆性β相處容易發(fā)生界面分層。但是，合適厚度的界面層由于鋁和鎂的交界面阻礙裂縫擴(kuò)展，提高了復(fù)合板整體的伸長(zhǎng)率[25]。Lee等人[25]的結(jié)果表明界面層和β相的臨界厚度值分別為5 μm和1.5 μm。因此Ti/Al/Mg復(fù)合板伸長(zhǎng)率在500℃軋制時(shí)下降是由于較高軋制溫度下有較厚的脆性金屬間化合物生成。

3 結(jié) 論

試驗(yàn)研究了軋制溫度對(duì)Ti-6Al-4V/Al 6061/AZ31B復(fù)合板的力學(xué)性能和顯微組織的影響。得到以下結(jié)論：

1)在該復(fù)合板中鎂層和鋁層顯微組織在厚度方向上的演變是不均勻的。從鎂層表面到Al/Mg界面，鎂的晶粒尺寸逐漸增加。Al/Mg界面附近區(qū)域的變形大于鋁層中心區(qū)域的。鎂層組織的不均勻性主要受軋輥與板材表面之間摩擦力的影響。鋁層組織的不均勻性是由于鋁與鈦層和鋁與鎂層之間的不協(xié)調(diào)變形。

2)鋁層織構(gòu)在厚度方向上的不均勻性與顯微組織相一致。Al/Mg界面附近區(qū)域及鋁中心層的織構(gòu)包含β-fiber, Goss和剩余cube取向。而Al/Ti界面附近區(qū)域織構(gòu)主要是r-cube{001}<110>取向和?-fiber{111}織構(gòu)。

3)Ti/Al/Mg復(fù)合板中Ti/Al界面和Al/Mg界面結(jié)合良好。鋁與鎂之間的擴(kuò)散層深度隨軋制溫度的上升而增大。鋁與鎂之間的過(guò)渡層主要是Al3Mg2(β)和Mg17Al12(γ)兩相。

4)Ti/Al/Mg復(fù)合板在軋制變形量29%時(shí)，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度隨軋制溫度的升高而降低，伸長(zhǎng)率也顯著下降。