TA1/Q235钢累积叠压变形特性及界面组织

D01:10.13374.isml00103x.2009.B.043 第31卷第3期 北京科技大学学报 Vol.31 No.3 2009年3月 Journal of University of Science and Technology Beijing Mar.2009 TA1/Q235钢累积叠压变形特性及界面组织 黄重国李艳芳到 袁清华)任学平) 1)北京科技大学土木与环境工程学院，北京100832)中治京诚工程技术有限公司，北京10076 3)北京科技大学材料科学与工程学院，北京10083 摘要采用累积叠轧压方法，研究了TAVQ235钢累积叠压变形特性及界面组织.研究结果表明：随着总应变的增加，TA1 与Q235钢的变形程度的差别增大，当真应变大于10时二者的变形差基本上维持在10左右.TA1的应变在850~900℃范 围内发生突变，并伴随着径向变形差值增大.当变形温度小于850℃时，在Q235钢侧，呈现出非常明显的垂直于压缩方向的 变形组织：当复合变形温度为850~950℃时，在Q235钢侧出现了明显的铁素体柱状晶组织.晶粒排列整齐，几乎都垂直于界 面，并且随着温度升高，铁素体晶粒粗化.当累积变形量小于1.5、变形温度为850℃时，金属间化合物的厚度为0.7~1m,当 累积变形量为20时厚度约174m.当累积变形量为10时，在700~850℃条件下压制，界面化合物层厚度变化不大，为 0.8~1m,900℃时其厚度增加了1倍多.950℃时达到约23“m. 关键词TAVQ235钢复合板：累积叠轧焊：径向变形；剪切强度：界面化合物 分类号TG335.1:TG337.6 Deformation characteristic and interface microstructure of TA1/Q235 during ac- cumulative roll-bonding HUANGZhong -guo.LI Yan-fang2.YUAN Qing-hua,REN Xue-ping) 1)School of Civil and Envimnment Engineering.University of Science and Technobgy Beijing.Beijing 100083,China 2)Capital Engineering and Research Incorporation Limited,Beijing 100176.China 3)School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China ABSTRACT The deformation characteristic and interface micostructure of TAl/Q235 during deformation process were studied with accumulative rol-bonding (A RB)technology.It was found that the difference of deformation between TA I and Q235 enlarged with increasing total strain.When the true strain exceeded L 0,the difference kept about 1 0.An abrupt change point of the TAl's strain was observed between 850 Cand 900 C.and rose with increasing the difference of radial deformation.When the deformation temperature was less than 850C.obvious deformation microstructure appeared on the side of Q235,which was vertical to the com- pression direction.When the deformation temperature is between 850C and 900C.obvious ferrite columnar grains were found.The ferrite columnar grains regularly arranged on the side of Q235,and nearly all of them were vertical to the interface.As the tempera- ture increased,the ferrite grains became coarsening.Under the condition of the cumulative deformation less than L 5 and the defor- mation temperature of 850C,the thickness of intermetallic compounds was Q 7 to If m:when the cumulative deformation increased to 2.0,its thickness was about 1.7m.When the cumulative deformation was 1 0 and the deformation temperature is betw een 700 C and 850 C.the thickness of interface compounds was 0 8 to 1m.But when the deformation temperature was 900 C the thickness increased more than one time,and was 2 3m w hen the deformation temperature is 950C. KEY WORDS TA1/Q235 steel clad plate;accumulative roll bonding process;radial deformation:shear strength:interfacial com- pound 钛/碳钢复合板是集钢铁材料所具有的优异的 强度、导热性能以及焊接性能与钛合金的耐腐蚀性 收稿日期：200805-12 基金项目：国家自然科学基金资助项目(N。.50475174) 作者简介：黄重国(1965-），男，副教授，E-maik Garyhuang@163.com

TA1/Q235 钢累积叠压变形特性及界面组织 黄重国1) 李艳芳2) 袁清华1) 任学平3) 1) 北京科技大学土木与环境工程学院, 北京 100083 2) 中冶京诚工程技术有限公司, 北京 100176 3) 北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 摘 要 采用累积叠轧压方法, 研究了 TA1/ Q235 钢累积叠压变形特性及界面组织.研究结果表明:随着总应变的增加, TA1 与 Q235 钢的变形程度的差别增大, 当真应变大于 1.0 时二者的变形差基本上维持在 1.0 左右.TA1 的应变在 850 ～ 900 ℃范 围内发生突变, 并伴随着径向变形差值增大.当变形温度小于 850 ℃时, 在 Q235 钢侧, 呈现出非常明显的垂直于压缩方向的 变形组织;当复合变形温度为 850 ～ 950 ℃时, 在 Q235 钢侧出现了明显的铁素体柱状晶组织, 晶粒排列整齐, 几乎都垂直于界 面, 并且随着温度升高, 铁素体晶粒粗化.当累积变形量小于 1.5 、变形温度为 850 ℃时, 金属间化合物的厚度为0.7 ～ 1μm, 当 累积变形量为 2.0 时厚度约 1.7μm .当累积变形量为 1.0 时, 在 700 ～ 850 ℃条件下压制, 界面化合物层厚度变化不大, 为 0.8 ～ 1μm, 900 ℃时其厚度增加了 1 倍多, 950 ℃时达到约 2.3 μm . 关键词 TA1/ Q235 钢复合板;累积叠轧焊;径向变形;剪切强度;界面化合物 分类号 TG335.1 ;TG337.6 Deformation characteristic and interface microstructure of TA1/Q235 during ac￾cumulative roll-bonding HUANG Zhong-guo 1) , LI Yan-fang 2) , Y UAN Qing-hua 1) , REN Xue-ping 3) 1) School of Civil and Environment Engineering, University of S cience and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) Capit al Engineering and Research Incorporation Limited, Beijing 100176, China 3) School of Mat erials Science and Engineering, University of S cience and Technology Beijing, Beijing 100083, China ABSTRACT The deformation characteristic and interface micro structure of TA1/Q235 during deformation process were studied with accumulative roll-bonding ( ARB) technology .It was found tha t the difference of defo rmation between TA1 and Q235 enlarged with increasing total strain .When the true strain ex ceeded 1.0, the difference kept about 1.0.An abrupt change point of the TA1' s strain w as observed between 850 ℃and 900 ℃, and rose with increasing the difference of radial deformation .When the deformation temperature w as less than 850 ℃, obvious defo rmatio n microstructure appeared on the side of Q235, which w as vertical to the com￾pression direction .When the defo rmatio n tempera ture is between 850 ℃ and 900 ℃, obviousferrite columnar grains were found.The ferrite columnar g rains regularly arranged on the side of Q235, and nearly all of them were vertical to the interface.As the tempera￾ture increased, the ferrite g rains became coarsening.Under the condition of the cumulative deformation less than 1.5 and the defor￾mation temperature of 850 ℃, the thickness of intermetallic compounds was 0.7 to 1μm ;when the cumula tiv e deformation increased to 2.0, its thickness was about 1.7 μm .When the cumulative deformation w as 1.0 and the defo rmation temperature is be tw een 700 ℃ and 850 ℃, the thickness of interface compounds w as 0.8 to 1 μm .But w hen the defo rmatio n temperature was 900 ℃ the thickness increased mo re than one time, and was 2.3μm w hen the deformation tempera ture is 950℃. KEY WORDS TA1/Q235 steel clad plate;accumulative roll bo nding process ;radial deformation ;shear strength ;interfacial com￾pound 收稿日期:2008-05-12 基金项目:国家自然科学基金资助项目( No .50475174) 作者简介:黄重国( 1965—) , 男, 副教授, E-mail:Garyhuang@163.com 钛/碳钢复合板是集钢铁材料所具有的优异的 强度 、导热性能以及焊接性能与钛合金的耐腐蚀性 第 31 卷 第 3 期 2009 年 3 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol .31 No.3 Mar.2009 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2009.03.043

。342 北京科技大学学报 第31卷 能为一体的新材料，具有广阔的应用前景？.与 压变形实验，制成Q235/TA1/Q235圆柱复合试样. 钛及钛合金相比，钛/碳钢复合板不仅成本低，耐腐 TA1和Q235钢经表面处理后，将TA1夹在两块 蚀性能突出，而且具有良好的导热性能和焊接性能， Q235钢之间，按Q235/TA1/Q235叠合后，在一定 从而引起世界各国的普遍重视到.由于钛具有较高 的变形温度、应变速率条件下，以一定的变形程度进 的化学活性很容易与其他材料发生化学反应，形成 行压缩变形.为了获得大的累积压下量，每次压制 金属间化合物，使钛/碳钢复合板的结合强度下降， 后，在试样两端面叠加Q235钢（如图1所示），然后 限制了其应用.钛/碳钢复合板的结合强度随累积 再进行压制，应变速率为0.01s1.为了减少摩擦， 变形量的增加而增大.但是，受到现实轧制装备的 在试样两端涂敷石墨.应用光学显微镜和Cam- 限制，不可能获得较大的累积变形量，因此钛/碳钢 bridgeS25OMK2型扫描电子显微镜(SEM)分析界面 复合板的结合强度比较低，在应用上受到很大的限 组织：使用CMT4105微电子万能试验机测量TA1/ 制 Q235钢轧制复合板界面的剪切强度，剪切强度试样 针对钢材组织细化，日本学者过伸泰提出了累 如图2所示. 积叠轧焊方法，该方法被认为是大变形工艺中惟一 能生产大块超细晶金属材料的方法9.将累积叠轧 焊方法用于复合板的制备，通过超常规大变形加工 0235 0235 可以提高复合板的结合性能，制备出高品质的钛/碳 钢复合板).由于钛与钢是两种性能差别很大的材 (a)第1次压制 料，在高温复合变形过程中，两种材料的变形行为有 很大的差异，不同的变形行为对两种材料的复合将 产生很大的影响，因此研究钛/碳钢复合时的变形规 (b)叠加Q235钢后第2次压制 律具有重要的意义19 本文提出了采用单向累积叠压模拟累积叠轧焊 的实验方法，通过研究钛/碳钢复合变形过程中两种 (C)再次叠加Q235钢后第3次压制 金属的变形行为以及微观组织，探讨钛/碳钢复合变 形规律及其对材料复合特性的影响，优化复合制备 图1累积变形复合工艺 工艺，为高品质累积叠轧焊钛/碳钢复合板的制备提 Fig.I Accumulated deformat ion composite proces 供依据. 1实验材料及研究方法 0)235 11实验材料 实验所用材料为工业Q235钢锻坯和工业纯钛 TA1.试件规格：Q235为中8mm×8mm(圆柱体)， TA1为中8mm×3mm(圆柱体).实验材料的化学成 分如表1和表2所示. 表1低碳钢Q235的主要成分（质量分数） 图2剪切试样（单位：mm) Table 1 Chemical composition of Q235 % Fig 2 Specimen for shearing(unit:mm) C Si Mn P Als Fe 016020061001900230018余量 2实验结果及分析 表2工业纯钛TA1成分（质量分数） Table 2 Chemical composition of TAl % 2.1总应变和组元应变 测量循环累积复合变形前后各组元的厚度，并 Fe 0 C N Si H Ti 008008 计算各组元的原始层厚比、成品层厚比、总应变和组 00500112001001余量 元应变等.根据测量的结果得到总应变与组元应变 12模拟实验方法 的关系曲线如图3所示.从图3中可以看出，各组 采用Gleeble一1500进行TA1/Q235钢累积叠 元变形随总应变的增加而增加.Q235钢的应变随

能为一体的新材料, 具有广阔的应用前景 [ 1-2] .与 钛及钛合金相比, 钛/碳钢复合板不仅成本低, 耐腐 蚀性能突出, 而且具有良好的导热性能和焊接性能, 从而引起世界各国的普遍重视[ 3] .由于钛具有较高 的化学活性很容易与其他材料发生化学反应, 形成 金属间化合物, 使钛/碳钢复合板的结合强度下降, 限制了其应用.钛/碳钢复合板的结合强度随累积 变形量的增加而增大.但是, 受到现实轧制装备的 限制, 不可能获得较大的累积变形量, 因此钛/碳钢 复合板的结合强度比较低, 在应用上受到很大的限 制[ 4-5] . 针对钢材组织细化, 日本学者 伸泰提出了累 积叠轧焊方法, 该方法被认为是大变形工艺中惟一 能生产大块超细晶金属材料的方法 [ 6] .将累积叠轧 焊方法用于复合板的制备, 通过超常规大变形加工 可以提高复合板的结合性能, 制备出高品质的钛/碳 钢复合板[ 7] .由于钛与钢是两种性能差别很大的材 料, 在高温复合变形过程中, 两种材料的变形行为有 很大的差异, 不同的变形行为对两种材料的复合将 产生很大的影响, 因此研究钛/碳钢复合时的变形规 律具有重要的意义 [ 8-10] . 本文提出了采用单向累积叠压模拟累积叠轧焊 的实验方法, 通过研究钛/碳钢复合变形过程中两种 金属的变形行为以及微观组织, 探讨钛/碳钢复合变 形规律及其对材料复合特性的影响, 优化复合制备 工艺, 为高品质累积叠轧焊钛/碳钢复合板的制备提 供依据. 1 实验材料及研究方法 1.1 实验材料 实验所用材料为工业 Q235 钢锻坯和工业纯钛 TA1 .试件规格 :Q235 为 8 mm ×8 mm( 圆柱体) , TA1 为 8mm ×3 mm( 圆柱体) .实验材料的化学成 分如表 1 和表 2 所示 . 表 1 低碳钢 Q235 的主要成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of Q235 % C S i Mn P S Als Fe 0.16 0.20 0.61 0.019 0.023 0.018 余量 表 2 工业纯钛 TA1 成分( 质量分数) Table 2 Chemical composition of TA1 % Fe O C N Si H Ti 0.08 0.08 0.05 0.011 2 0.01 0.01 余量 1.2 模拟实验方法 采用 Gleeble-1500 进行 TA1/Q235 钢累积叠 压变形实验, 制成 Q235/TA1/Q235 圆柱复合试样. TA1 和 Q235 钢经表面处理后, 将 TA1 夹在两块 Q235 钢之间, 按 Q235/TA1/Q235 叠合后, 在一定 的变形温度 、应变速率条件下, 以一定的变形程度进 行压缩变形.为了获得大的累积压下量, 每次压制 后, 在试样两端面叠加 Q235 钢( 如图 1 所示) , 然后 再进行压制, 应变速率为 0.01 s -1 .为了减少摩擦, 在试样两端涂敷石墨.应用光学显微镜和 Cam￾bridgeS250MK2 型扫描电子显微镜( SEM ) 分析界面 组织 ;使用 CM T4105 微电子万能试验机测量 TA1/ Q235 钢轧制复合板界面的剪切强度, 剪切强度试样 如图 2 所示 . 图 1 累积变形复合工艺 Fig.1 Accumulat ed deformation composit e process 图2 剪切试样( 单位:mm) Fig.2 Specimen f or shearing( unit :mm) 2 实验结果及分析 2.1 总应变和组元应变 测量循环累积复合变形前后各组元的厚度, 并 计算各组元的原始层厚比、成品层厚比、总应变和组 元应变等.根据测量的结果得到总应变与组元应变 的关系曲线如图 3 所示 .从图 3 中可以看出, 各组 元变形随总应变的增加而增加 .Q235 钢的应变随 · 342 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷

第3期 黄重国等：TA/Q235钢累积叠压变形特性及界面组织 343。 总应变的变化基本成线性关系.随着总应变的增 点.但当变形温度大于900℃时.TA1和Q235钢的 加，TA1与Q235钢的变形程度的差别增大.但是， 变形抗力相差过大，虽然有利于在结合界面产生纯 当真应变大于1.0时，二者的变形差基本上维持在 净的新生表面，但会影响到复合板板形.因此，对于 1.0左右. 钛和低碳钢的复合温度，应小于900℃ 2.2总应变与径向变形差 3.0 一■一TA1 由于TA1与Q235钢的变形程度的差别，必然 -●-Q235 2.5 会产生径向变形差.以下根据图3，按均匀变形假设 2.0 条件，对径向变形差进行分析.根据塑性变形时的 体积不变条件，对于圆柱体在均匀变形时的高向应 15 变与径向应变的关系，有： 1.0 e=ln上=- (1) 0.5- 0.40.60.81.0121.41.61.82.02.2 式中，ro为圆柱体初始半径，r为圆柱体变形后的 总应变 半径，e,为径向应变，为高向应变 由上式可得： 图3总应变与组元应变的关系 Fig.3 Relation betw een total strain and component strain r=roe (2) 当Q235钢与TA1变形程度差别较大时，在界 设TA1圆柱体的原始半径为rom,变形后圆柱 面附近产生的内应力越大，会影响到复合板的结合 体的半径为rr,变形后的高向应变为r:Q235钢 强度.因此，在确定复合温度时，应充分考虑到复合 圆柱体的原始半径为ro,变形后圆柱体的半径为 板各组元变形抗力以及塑性流动能力的变化. rQ,变形后的高向应变为eQ.并且在初始条件下， 图4是变形温度与组元变形程度的关系.从 两种材料的原始半径相等，即ror=r0=ro,则半 图4中可以看出：Q235钢的变形程度在实验温度范 径为ro处的径向变形差为： 围内几乎保持不变：TA1在850℃之前，在实验温度 Arfrroei'ne th (3) 范围内几乎保持不变，而在850~900℃范围内发生 00 突变，900℃与950℃时保持不变.TA1应变在 由此，根据图3可以得到总应变与径向变形差 850~900℃范围内所发生的突变，主要是由于TA1 值之间的关系（如图5所示）以及变形温度与径向变 相变过程引起的.由于B钛变形抗力很小，塑性好， 形差值之间的关系（如图6所示）.径向变形差反映 在同样温度下，由于钛容易发生变形，则Q235钢的 了两种材料界面处的滑移变形，这种滑移变形是由 变形程度相对降低. 于两种材料变形抗力、塑性以及其他特性的不同引 3.6 起的. 2.0 3.2 -■-TAI -●-Q235 2.8 慰24 2.0 1.2 1.6 ◆ 1.2 是 0.8 0.8 ●、 650 7007508008509009501000 04 变形温度/℃ 0.4 0.8 1.2 1.6 2.0 24 总应变 图4变形温度与组元应变的关系 图5总应变与径向变形差值之间的关系 Fig.4 Relat ionship betw een defomation temperature and compo Fig.5 Relation between total strain and radical deformation differ- nent strain ence 大变形可以产生更多新生表面，增加界面结合 从图5中可以看出，径向变形差随总应变的增加而

总应变的变化基本成线性关系.随着总应变的增 加, TA1 与 Q235 钢的变形程度的差别增大 .但是, 当真应变大于 1.0 时, 二者的变形差基本上维持在 1.0 左右 . 图 3 总应变与组元应变的关系 Fig.3 Relation betw een tot al strain and component strain 当 Q235 钢与 TA1 变形程度差别较大时, 在界 面附近产生的内应力越大, 会影响到复合板的结合 强度.因此, 在确定复合温度时, 应充分考虑到复合 板各组元变形抗力以及塑性流动能力的变化 . 图4 是变形温度与组元变形程度的关系 .从 图 4 中可以看出 :Q235 钢的变形程度在实验温度范 围内几乎保持不变 ;TA1 在 850 ℃之前, 在实验温度 范围内几乎保持不变, 而在 850 ～ 900 ℃范围内发生 突变, 900 ℃与 950 ℃时保持不变 .TA1 应变在 850 ～ 900 ℃范围内所发生的突变, 主要是由于 TA1 相变过程引起的 .由于β 钛变形抗力很小, 塑性好, 在同样温度下, 由于钛容易发生变形, 则 Q235 钢的 变形程度相对降低. 图 4 变形温度与组元应变的关系 Fig.4 Relationship betw een def ormation t emperature and compo￾nent strain 大变形可以产生更多新生表面, 增加界面结合 点 .但当变形温度大于 900 ℃时, TA1 和Q235 钢的 变形抗力相差过大, 虽然有利于在结合界面产生纯 净的新生表面, 但会影响到复合板板形 .因此, 对于 钛和低碳钢的复合温度, 应小于 900 ℃. 2.2 总应变与径向变形差 由于 TA1 与 Q235 钢的变形程度的差别, 必然 会产生径向变形差.以下根据图 3, 按均匀变形假设 条件, 对径向变形差进行分析.根据塑性变形时的 体积不变条件, 对于圆柱体在均匀变形时的高向应 变与径向应变的关系, 有: εr=ln r r 0 =- 1 2 εh ( 1) 式中, r 0 为圆柱体初始半径, r 为圆柱体变形后的 半径, εr 为径向应变, εh 为高向应变. 由上式可得: r =r 0e -1 2 εh ( 2) 设 TA1 圆柱体的原始半径为 r 0T , 变形后圆柱 体的半径为 r T , 变形后的高向应变为 εhT ;Q235 钢 圆柱体的原始半径为 r 0Q , 变形后圆柱体的半径为 rQ , 变形后的高向应变为 εhQ .并且在初始条件下, 两种材料的原始半径相等, 即 r 0T =r 0Q =r 0, 则半 径为 r 0 处的径向变形差为: Δr r 0 = rT -rQ r 0 =e - 1 2 εhT -e - 1 2 εhQ ( 3) 由此, 根据图 3 可以得到总应变与径向变形差 值之间的关系( 如图 5 所示) 以及变形温度与径向变 形差值之间的关系( 如图 6 所示) .径向变形差反映 了两种材料界面处的滑移变形, 这种滑移变形是由 于两种材料变形抗力 、塑性以及其他特性的不同引 起的. 图 5 总应变与径向变形差值之间的关系 Fig.5 Relation between total strain and radi cal deformation differ￾ence 从图 5 中可以看出, 径向变形差随总应变的增加而 第 3 期 黄重国等:TA1/ Q235 钢累积叠压变形特性及界面组织 · 343 ·

。344 北京科技大学学报 第31卷 3.0 在结合界面处形成的脆性金属间化合物量增多，引 2.5 起界面剪切强度降低.由图7可知，在变形温度在 750℃以下，不适合钛/0235钢的复合，较佳的轧制 2.0 温度范围应该在800℃与900℃之间. 1.5 220 1.0 200 160 650 7007508008509009501000 140 变形温度/℃ 图6变形温度与径向变形差值之间的关系 100 Fig.6 Reltion betw een defomation temperature and radical defor- 80 mation dfference 700 750 800850 900 950 变形温度/℃ 增大.尤其是在真应变0.7到1.5范围内，径向变 图7变形温度对剪切强度的影响（累积变形量：1.0） 形差值的变化是非常大的.当真应变大于1.5之 Fig.7 Effect of deformation temperature on the shear stwength(the 后，径向变形差值的变化趋于平缓.从图6中可以 cumulative deformat ion is 1.0) 看出：在700~850℃温度区间，径向变形差基本上 是不随变形温度变化的：而在850~900℃温度区 2.4TA1/Q235复合界面组织观察与分析 间，径向变形差值是急剧变化的，这是因为在850~ 2.41变形温度对结合界面组织的影响 900℃温度区间，TA1和Q235钢发生相变，相变过 图8为累积真应变为1.0，变形温度对TA1/ 程使两种材料界面处的滑移变形发生了突变 Q235钢结合界面组织的影响.从图8中可以看出： 2.3变形温度对剪切强度的影响 随着变形温度的升高，钛层变得更薄，结合界面也更 图7所示的是剪切强度与变形温度的关系曲 加平直：在钛和钢的结合界面上，有深色的界面化合 线.700℃和750℃时压制的试样剪切强度值比较 物，在金相照片上表现为沿界面的黑线；当TA1与 接近，并且较低.随着变形温度升高，剪切强度迅速 Q235钢在750℃条件下进行复合变形时，由于复合 提高，并且在900℃时达到最大值220MPa.当变形 变形温度较低，Q235钢侧呈现出非常明显的垂直于 温度大于900℃时，剪切强度降低，甚至低于850℃ 压缩方向的变形组织，并且因为材料终轧温度低于 时的强度.这是由于在高温变形时，原子扩散加强， 再结晶温度，晶粒始终处于拉长破碎状态 (a1 100m 100m 1004m 图8变形温度对TA/Q235钢结合界面组织的影响（累积真应变：1.0）.(d750℃；()850℃，(950℃ Fig 8 Effect of deformation temperature on the TAV/Q235 interface (cumulative deformation:1.0):(a)750 C:(b)850 C:(c)950 C 当复合变形温度为850℃时.界面附近的变形 铁素体柱状晶组织，对称分布在钛的两侧，晶粒排列 组织己经基本消失.在复合变形后的空冷过程中， 整齐，几乎都垂直于界面，并且随着温度升高，铁素 由于再结晶晶粒长大，晶粒逐渐粗大.当复合变形 体晶粒粗化.与液态金属凝固时形成的柱状晶组织 温度为850~950℃时，在Q235钢侧出现了明显的 不同，这种铁素体柱状晶组织是在再结晶晶粒长大

图 6 变形温度与径向变形差值之间的关系 Fig.6 Relation betw een def ormation t emperature and radi cal defor￾mation difference 增大.尤其是在真应变 0.7 到 1.5 范围内, 径向变 形差值的变化是非常大的.当真应变大于 1.5 之 后, 径向变形差值的变化趋于平缓.从图 6 中可以 看出:在 700 ～ 850 ℃温度区间, 径向变形差基本上 是不随变形温度变化的;而在 850 ～ 900 ℃温度区 间, 径向变形差值是急剧变化的, 这是因为在 850 ～ 900 ℃温度区间, TA1 和 Q235 钢发生相变, 相变过 程使两种材料界面处的滑移变形发生了突变 . 2.3 变形温度对剪切强度的影响 图 7 所示的是剪切强度与变形温度的关系曲 线.700 ℃和 750 ℃时压制的试样剪切强度值比较 接近, 并且较低 .随着变形温度升高, 剪切强度迅速 提高, 并且在 900 ℃时达到最大值 220 MPa.当变形 温度大于 900 ℃时, 剪切强度降低, 甚至低于 850 ℃ 时的强度 .这是由于在高温变形时, 原子扩散加强, 在结合界面处形成的脆性金属间化合物量增多, 引 起界面剪切强度降低 .由图 7 可知, 在变形温度在 750 ℃以下, 不适合钛/Q235 钢的复合, 较佳的轧制 温度范围应该在 800 ℃与 900 ℃之间. 图 7 变形温度对剪切强度的影响( 累积变形量:1.0) Fig.7 Effect of deformation temperature on the shear strength ( the cumulative deformation is 1.0) 2.4 TA1/Q235 复合界面组织观察与分析 2.4.1 变形温度对结合界面组织的影响 图 8 为累积真应变为 1.0, 变形温度对 TA1/ Q235 钢结合界面组织的影响 .从图 8 中可以看出: 随着变形温度的升高, 钛层变得更薄, 结合界面也更 加平直 ;在钛和钢的结合界面上, 有深色的界面化合 物, 在金相照片上表现为沿界面的黑线 ;当 TA1 与 Q235 钢在 750 ℃条件下进行复合变形时, 由于复合 变形温度较低, Q235 钢侧呈现出非常明显的垂直于 压缩方向的变形组织, 并且因为材料终轧温度低于 再结晶温度, 晶粒始终处于拉长破碎状态 . 图 8 变形温度对 TA1/Q235 钢结合界面组织的影响( 累积真应变:1.0) .( a) 750 ℃;( b) 850 ℃;( c) 950 ℃ Fig.8 Effect of deformation t emperature on the TAl/ Q235 in terf ace ( cumulative deformation:1.0) :( a) 750 ℃;( b) 850 ℃;( c) 950 ℃ 当复合变形温度为 850 ℃时, 界面附近的变形 组织已经基本消失.在复合变形后的空冷过程中, 由于再结晶晶粒长大, 晶粒逐渐粗大.当复合变形 温度为 850 ～ 950 ℃时, 在 Q235 钢侧出现了明显的 铁素体柱状晶组织, 对称分布在钛的两侧, 晶粒排列 整齐, 几乎都垂直于界面, 并且随着温度升高, 铁素 体晶粒粗化 .与液态金属凝固时形成的柱状晶组织 不同, 这种铁素体柱状晶组织是在再结晶晶粒长大 · 344 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷

第3期 黄重国等：TA1/Q235钢累积叠压变形特性及界面组织 ·345。 过程中形成的.当复合温度较高时，由于钛是强碳 化物形成元素，在压制的保温及冷却过程，钛的化学 35 活性高，从钢中夺取碳：因此，通常C大多扩散到界 面处，形成1C碳化物.在界面附近Q235钢的一 25 侧，由于C原子向TA1基体扩散，Q235钢界面附近 C含量降低，使得该处晶粒容易长大.同时，由于钛 的导热性能差，在钛/钢界面形成了热流的累积，散 热困难，给铁素体的长大创造了有利条件，因此在 Q235钢侧形成了明显的铁素体柱状晶组织.随着 700 750 800850900950 温度/℃ 复合温度的升高，Ti的扩散距离增大，铁素体柱状 晶变长，即晶粒带逐渐加宽；并且由于再结晶过程， 图9不同变形温度下铁素体柱状品厚度 铁素体柱状晶变粗.图9为铁素体柱状晶沿垂直界 Fig.9 Thickness of colum mar grains at different deformation temper 面方向厚度的平均值随温度的变化.从图9中可以 atures 看出，在800℃以下时，铁素体柱状晶厚度非常薄， 合物的厚度变化不明显，约07~1m:当变形量增 从800℃到850℃，铁素体柱状晶厚度急剧增加. 加至20时，厚度约1.7m.表明虽然较大的塑性变 24.2单向累积叠压时界面化合物分析 形量会破碎脆性的金属间化合物，但是也会使结合 图10为累积变形量相同，不同变形温度下结合 界面金属间化合物的厚度增加，影响界面结合强度 界面的SEM照片.从照片中可以看出，TA1/Q235 (如图13所示.在累积变形量保持1.0不变的情 钢结合界面上存在着一条金属间化合物白亮带. 况下，在700~850Q时压制的试样界面化合物层厚 图11和图12为结合界面金属间化合物的厚度与累 度变化不大，平均值约08~1m,900℃时其厚度 积变形量和变形温度的关系.从图11和图12中可 增加了1倍多，9500时达到约23m. 以看出：累积变形量为0.7、10和15时金属间化 图10不同变形温度下的TA/Q235钢结合界面SEM照片（累积变形量：10）.(a)750℃，(b)850℃：(g900℃ Fg.10 SEM images of TAVQ235 interfaces at diffeent deformation temperatures:(750℃，(b)850℃，(g900℃ 2.0 3.0 变形温度850℃ 2.5 累积变形量1.0 1.5 2.0 且 1.0 1.5 1.0 0.5 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 0 700 750800850900950 累积变形量 温度/℃ 图11结合界面金属间化合物的厚度与累积变形量的关系 图12结合界面金属间化合物的厚度与变形温度的关系 Fig.11 Relationship betw een the thickness of intermetallic com Fig.12 Relationship between the thickness of intemetalic com- pounds and cumulat ive deformation pounds and deformation temperature

过程中形成的.当复合温度较高时, 由于钛是强碳 化物形成元素, 在压制的保温及冷却过程, 钛的化学 活性高, 从钢中夺取碳;因此, 通常 C 大多扩散到界 面处, 形成Ti-C 碳化物.在界面附近 Q235 钢的一 侧, 由于 C 原子向 TA1 基体扩散, Q235 钢界面附近 C 含量降低, 使得该处晶粒容易长大.同时, 由于钛 的导热性能差, 在钛/钢界面形成了热流的累积, 散 热困难, 给铁素体的长大创造了有利条件, 因此在 Q235 钢侧形成了明显的铁素体柱状晶组织.随着 复合温度的升高, Ti 的扩散距离增大, 铁素体柱状 晶变长, 即晶粒带逐渐加宽 ;并且由于再结晶过程, 铁素体柱状晶变粗.图 9 为铁素体柱状晶沿垂直界 面方向厚度的平均值随温度的变化.从图 9 中可以 看出, 在 800 ℃以下时, 铁素体柱状晶厚度非常薄, 从 800 ℃到 850 ℃, 铁素体柱状晶厚度急剧增加 . 2.4.2 单向累积叠压时界面化合物分析 图 10 为累积变形量相同, 不同变形温度下结合 界面的SEM 照片.从照片中可以看出, TA1/Q235 钢结合界面上存在着一条金属间化合物白亮带 . 图 11 和图 12 为结合界面金属间化合物的厚度与累 积变形量和变形温度的关系.从图 11 和图 12 中可 以看出 :累积变形量为0.7 、1.0和1.5时金属间化 图 9 不同变形温度下铁素体柱状晶厚度 Fig.9 Thickness of colum nar grains at different deformation t emper￾atures 合物的厚度变化不明显, 约 0.7 ～ 1 μm ;当变形量增 加至 2.0 时, 厚度约1.7 μm .表明虽然较大的塑性变 形量会破碎脆性的金属间化合物, 但是也会使结合 界面金属间化合物的厚度增加, 影响界面结合强度 ( 如图 13 所示) .在累积变形量保持 1.0 不变的情 况下, 在 700 ～ 850 ℃时压制的试样界面化合物层厚 度变化不大, 平均值约 0.8 ～ 1 μm, 900 ℃时其厚度 增加了 1 倍多, 950 ℃时达到约 2.3 μm . 图 10 不同变形温度下的 TA1/ Q235 钢结合界面 SEM 照片( 累积变形量:1.0) .( a) 750 ℃;( b) 850 ℃;( c) 900 ℃ Fig.10 SEM images of TAl/ Q235 int erfaces at different def ormation t emperatures:( a) 750 ℃;( b) 850 ℃;( c) 900 ℃ 图 11 结合界面金属间化合物的厚度与累积变形量的关系 Fig.11 Relationship betw een the thickness of int ermet allic com￾pounds and cumulative deformation 图 12 结合界面金属间化合物的厚度与变形温度的关系 Fig.12 Relationship betw een the thi ckness of intermetallic com￾pounds and deformation temperature 第 3 期 黄重国等:TA1/ Q235 钢累积叠压变形特性及界面组织 · 345 ·