真空熱扎工藝對TA2/Q235B復合板組織與性能的影響

陳 健，蔣 蘇，李 維，呂 林，王承劍

(1.江蘇科技大學 先進焊接技術(shù)省級重點實驗室，鎮(zhèn)江 212100) (2.上海匯眾汽車制造有限公司，上海 215300) (3.安徽中鋼聯(lián)新型材料有限公司，六安 237000) (4.馬鞍山鋼鐵股份有限公司技術(shù)中心，馬鞍山 243003)

鈦是一種銀白色的過渡族金屬，具有低熱膨脹系數(shù)、強耐腐蝕性和高比強度等特性，廣泛應用于航空航天、石油化工、海洋船舶等眾多重要領域．但金屬鈦的價格相當昂貴，因此將鈦與普通碳鋼進行復合，制成鈦/鋼復合板，可以在滿足使用要求的前提下大幅度節(jié)省成本．目前鈦/鋼復合板的主流生產(chǎn)方法包括擴散復合法、爆炸復合法、爆炸-軋制復合法、真空軋制復合法[1-2]．

擴散復合法是通過Ti原子和Fe原子之間的相互擴散來獲得牢固的冶金結(jié)合．鈦/鋼復合板在擴散復合過程中不會出現(xiàn)明顯的宏觀變形，其結(jié)合界面也很少有殘余應力[3]．但用此方法制備鈦/鋼復合板，界面結(jié)合強度不高且生產(chǎn)效率較低．

爆炸復合法又叫爆炸焊接法．它是利用炸藥爆炸瞬間產(chǎn)生的沖擊力，使得兩層或者多層同種或者異種金屬板材在高速傾斜碰撞下，在結(jié)合界面產(chǎn)生塑性變形、局部熔化以及原子擴散而使金屬板材之間形成牢固冶金結(jié)合的一種焊接方法[4]．

爆炸-軋制復合法是在爆炸焊接的基礎之上，再利用熱軋或冷軋或兩者并用的方法將爆炸復合后的大厚度復合板軋制成型的一種生產(chǎn)方法．爆炸-軋制復合技術(shù)有效地解決了爆炸復合法不能生產(chǎn)薄板和表面質(zhì)量要求較高的復合板的問題．

真空熱軋法是指在真空中進行的依靠被復合材料在溫度和壓力作用下發(fā)生共同的塑性變形而破除其表面氧化膜并形成連接的一種固相連接方法[5]．

文獻[6]研究了熱軋工藝對鈦/鋼復合板界面微觀組織與結(jié)合性能的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)：壓下率為16%、軋制溫度為850℃的單道次軋制獲得的鈦/鋼復合板的抗拉強度與剪切強度最高．文獻[7]采用累積疊軋焊制備TA1/Q235復合板．研究發(fā)現(xiàn)，鈦/鋼復合板的最佳軋制溫度為800～850 ℃．并且與多道次軋制法相比，累積疊軋焊可以提高復合板界面剪切強度．文獻[8]采用釬焊-熱軋工藝制備不加中間層的鈦/鋼復合板、加Cu釬料中間層的鈦/鋼復合板以及加Ag釬料中間層的鈦/鋼復合板，加熱溫度為800 ℃，總壓下率分別為40%、55%、65%，發(fā)現(xiàn)：以Ag釬料中間層制得的鈦/鋼復合板的拉剪強度最高．文獻[9]采用可控氣氛熱復合技術(shù)制備鈦/鋼復合板，研究發(fā)現(xiàn)：當氬氣壓力為0.08～0.12 MPa，軋制溫度為800～850 ℃，首道次變形率為40%時，復合板的拉剪強度高于170 MPa，且界面結(jié)合良好，未見裂紋、氣孔等缺陷．

1 試驗材料和方法

本試驗選用Q235B鋼板作為基材，尺寸為265 mm×265 mm×40 mm；TA2鈦板作為復材，尺寸為185 mm×175 mm×8 mm，化學成分如表1．

表1 試驗用材的化學成分

本次試驗采用對稱組坯的方式，如圖1．

圖1 真空軋制鈦/鋼復合板組坯過程示意圖

Fig.1 Schematic diagram of vacuum rolling titanium/steel composite board assembly

先將表面處理好的Q235B、TA2板材按Q235B/TA2/TA2/Q235B的順序疊合在一起，TA2與TA2的接觸面上預先涂有自制的隔離劑，以免軋制過程中粘連在一起．然后在四周用Q235B鋼條進行密封焊接，最后在焊接部位選擇合適的地方打孔、焊接抽真空用的鋼管．利用真空機組通過鋼管對板坯內(nèi)部抽真空后將鋼管進行密封處理．組坯完成后熱軋，這樣可一次制備兩塊復合板．加熱溫度分別為950、975、1 000 ℃，總壓下率分別為70%、80%、90%．具體見表2．

表2 TA2/ Q235B復合板軋制試驗工藝參數(shù)

按照標準GB/T 6396-2008《復合鋼板力學性能與工藝性能試驗方法》和GB/T 8547-2006《鈦鋼復合板》的要求對軋制后獲得的TA2/Q235B復合板進行剪切、拉伸和彎曲等力學性能試驗；利用ZEISS光學顯微鏡以及JSM-6480型掃描電鏡對TA2/ Q235B復合板界面微觀組織進行研究；利用X射線衍射儀對復合板剪切斷口的物相進行分析．

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 剪切性能分析

圖2和圖3為不同的軋制參數(shù)下TA2/ Q235B復合板的界面剪切強度．圖中虛線對應的140 MPa為GB/T 8547-2006《鈦鋼復合板》標準中規(guī)定的1、2類鈦/鋼復合板的界面剪切強度應達到的數(shù)值．縱向指平行于軋制方向，橫向指垂直于軋制方向．

圖2 總壓下率90%不同加熱溫度下復合板剪切性能Fig.2 Shear performance of composite board in different temperatures at 90% total reduction

圖3 總壓下率80%不同加熱溫度下復合板剪切性能Fig.3 Shear performance of composite board in different temperature at 80% total reduction

從圖2，3可以看出，本試驗中當總壓下率大于80%時，隨著加熱溫度的升高，復合板的界面剪切強度都是先升高后降低．這是因為加熱溫度高， Ti與Fe之間的原子擴散速率增加，同時材料在軋制過程中的塑性變形抗力降低，兩者在一定條件下皆有利于復合板的軋制復合，從而提高界面剪切強度．但若溫度過高，界面處會形成較多的脆性金屬化合物，反而會降低界面剪切強度．在975 ℃下軋制的復合板縱向界面剪切強度最高，為184 MPa．加熱溫度提高至1 000 ℃，界面剪切強度有所下降，但仍符合標準GB/T 8547-2006的要求．

從圖4可以看出，當總壓下率為70%、加熱溫度低于975℃時，因界面處塑性變形程度不足，原子相互擴散的實際通道面積有限，使之間的相互擴散不充分，故界面剪切強度均不高，因此在較低的總壓下率下，只有在較高加熱溫度下軋制，才有可能獲得較高的界面剪切強度．本試驗中當總壓下率為70%、加熱溫度提高至1 000 ℃，復合板的剪切強度也符合標準GB/T 8547-2006的要求．

圖4 總壓下率70%不同加熱溫度下復合板剪切性能Fig.4 Shearing performance of composite board in different temperature at 70% total reduction

2.2 拉伸強度

對剪切強度符合GB/T 8547-2006標準要求的#7、#8、#10、#12(軋制工藝見表2)4塊復合板進行拉伸試驗，結(jié)果如表3．由表3可見，其抗拉強度均滿足國家標準GB/T 8547-2006里不小于386 MPa的要求．實測母材TA2和Q235B的延伸率分別為32%、31%，經(jīng)過不同工藝軋制復合后的TA2/Q235B復合板的延伸率也都在32%左右(見表3)，與未加工前的母材延伸率相近，說明本試驗采用的熱軋工藝對復合板的塑性幾乎沒有影響．

表3 TA2/Q235B復合板拉伸試驗結(jié)果

由表3還可發(fā)現(xiàn)，相同的加熱溫度下，提高總壓下率有利于提高復合板的拉伸強度．總壓下率越大，塑性變形程度也越大，也就越有利于破碎晶粒，形成更為細小的晶粒，同時在熱軋后的降溫過程中形成的再結(jié)晶晶粒也就越細?。Я＜毣欣谔岣卟牧系膹姸龋?/p>

2.3 冷彎試驗

對剪切強度符合GB/T 8547-2006標準要求的#7、#8、#10、#11、#12(軋制工藝見表2)5塊復合板進行冷彎試驗，結(jié)果都符合標準GB/T 8547-2006中有關1類、2類鈦/鋼復合板對于冷彎的要求，界面均未發(fā)現(xiàn)分離現(xiàn)象．圖5是其中#10試板冷彎后的實物照片．

圖5 #10復合板彎曲試驗結(jié)果Fig.5 #10 composite board bending test results

3 微觀分析

圖6為不同軋制工藝下復合板界面區(qū)的微觀組織，圖中左側(cè)為Q235B，右側(cè)為TA2．

從圖6可見，Q235B側(cè)近界面處均存在不同程度的脫碳層．比較圖6中(a)～(c)可知，在相同的總壓下率下，隨加熱溫度的提高，脫碳層厚度增加，脫碳區(qū)的鐵素體晶粒由近似等軸晶轉(zhuǎn)變?yōu)橹鶢罹В怪庇诮缑嫦騋235B側(cè)生長．而總壓下率對脫碳區(qū)的影響規(guī)律與此相似，但沒有加熱溫度的影響大(見圖6(c)、(d))．脫碳層的形成主要有兩個原因：一方面Ti是強碳化物形成元素，和C元素之間的化學親和力很強，C原子會向TA2側(cè)擴散，Ti原子也會向Q235B側(cè)擴散，相互結(jié)合成TiC，使得Q235B界面處的C含量下降，只能形成鐵素體組織，加熱溫度的提高或總壓下量的增大，均有利于原子之間的相互擴散，從而使脫碳層增厚，由于脫碳層厚度大，在界面處形成的鐵素體晶核能向Q235B側(cè)充分生長，于是形成柱狀鐵素體晶粒．另一方面，Ti是縮小γ相區(qū)、擴大α相區(qū)的元素[6]，由Ti-Fe二元相圖可知，加熱溫度為950 ℃，Q235B側(cè)界面處Ti質(zhì)量百分含量超過0.5%、加熱溫度為1 000 ℃，Q235B側(cè)界面處Ti含量超過0.8%時，即可形成鐵素體．因此，鐵素體有可能在軋制過程中就優(yōu)先在界面處形核，在隨后的冷卻過程中垂直于界面向Q235B側(cè)方向生長，形成垂直于界面生長的柱狀晶．

圖6 不同軋制工藝下制備的復合板界面區(qū)微觀組織Fig.6 Microstructure of interface area of composite board prepared under different rolling processes

圖7和圖8為#6、#12復合板界面區(qū)的線掃描結(jié)果．可見提高加熱溫度和總壓下率有利于促進元素之間的相互擴散，且Fe原子向TA2側(cè)的擴散程度要比Ti原子向Q235B側(cè)的擴散程度大．元素之間不同程度的相互擴散顯然會影響到擴散層的厚度和組織結(jié)構(gòu)，也就必然會對復合板的界面結(jié)合強度帶來影響．

圖7 #6復合板界面線掃描結(jié)果(975 ℃、70%)Fig.7 #6 composite board line scan results(975 ℃、70%)

圖8 #12復合板界面線掃描結(jié)果(1 000 ℃、90%)Fig.8 #12 composite board line scan results (1 000 ℃、90%)

表4為實測的界面擴散層厚度和相應的界面剪切強度值，圖9列舉了部分復合板界面擴散層厚度的實測圖，圖中深色區(qū)域為擴散層，其平均厚度由該區(qū)面積除于長度所得．當加熱溫度為950 ℃、總壓下率在90%以下或加熱溫度在975 ℃、總壓下率為80%以下時，由于界面結(jié)合不良或界面處原子相互擴散不充分，未能檢測出擴散層的厚度，相應的界面剪切強度也不高(表4和圖9(a))．

表4 復合板擴散層厚度檢測結(jié)果及對應的剪切強度

從表4和圖9(b)、(c)、(f)及(d)、(e)、(f)還可發(fā)現(xiàn)：在相同的總壓下率下，隨加熱溫度的提高，擴散層的厚度是先増后降的，通常溫度提高原子擴散速率加快使擴散層增厚，故對本試驗結(jié)果有待進一步研究；而在相同的加熱溫度下，隨總壓下率的提高，擴散層的厚度是下降的，這是因為提高總壓下率意味塑性變形程度增加，復合板總厚度減小，必然使擴散層隨之塑變減?。?/p>

圖9 不同軋制工藝下制備的復合板界面SEM照片F(xiàn)ig.9 SEM pictures of composite board interface prepared under different rolling processes

此外，從表4還可以看出，除#2、#3、#4、#6復合板外，其余復合板的界面剪切強度都符合標準GB/T 8547-2006的要求．說明在保證充分冶金結(jié)合且不致形成過多脆性化合物的前提下，擴散層厚度在較寬范圍內(nèi)變化，都能得到較高的界面剪切強度．再有，從表4還能發(fā)現(xiàn)，在總壓下率相同的條件下，隨擴散層厚度的增加，復合板的界面剪切強度是先增大后減小的．本試驗中#8試樣(加熱溫度975 ℃，總壓下率80%)的擴散層平均厚度為7.39 μm，其縱向界面剪切強度最高．

對部分復合板的界面區(qū)域做了EDS成分分析，如圖10、11和表5～7．由圖10(a)譜圖位置結(jié)合表5可見，Ti元素的含量在Q235B側(cè)隨至界面距離的增加激劇下降；由圖10(a)譜圖3、圖10(b)譜圖2～4位置結(jié)合表5、表7還可以看出，界面處含有較高的Fe、Ti元素；再由圖11和表7可知，在TA2側(cè)的擴散層中存在較高含量的Fe元素．由此，僅就Fe、Ti兩元素而言，再根據(jù)Fe-Ti相圖可推測出界面附近各區(qū)域可能存在的相，并將其列于表5～7中．

圖10 復合板界面EDS分析的譜圖位置Fig.10 Spectral position of composite board interface for EDS analysis

圖11 #11復合板擴散層EDS分析的位置Fig.11 #11 spectral position of EDS analysis of diffused layer of composite board

表5 #7復合板界面區(qū)EDS分析結(jié)果Table 5 #7 EDS analysis results of compositeboard interface area

表6 #10復合板界面區(qū)EDS分析結(jié)果

表7 #11復合板擴散層EDS分析結(jié)果

因碳元素分布較難準確表征，但從理論上分析，應還存在Fe-C和Ti-C間金屬化合物．

觀察試樣的剪切斷口，發(fā)現(xiàn)其均為脆性斷口．圖12為#2、#10復合板TA2側(cè)剪切斷口形貌，表8為剪切斷口EDS成分分析結(jié)果．從圖12(a)可以看出#2復合板的剪切斷口非常平整光滑，成分分析結(jié)果(見表8)表明其剪切斷口TA2側(cè)的Fe元素含量很低，說明在加熱溫度950 ℃、總壓下率為70%的軋制工藝下，Q235B和TA2接觸界面處元素擴散很不充分，沒有形成良好的冶金結(jié)合，斷口基本上是沿著Q235B和TA2原接觸面剪切分離形成，相應的剪切強度也最低．由圖12(b)可以看出#10復合板的剪切斷口盡管也很平整但比較粗糙，存在大小不等的孔坑，TA2側(cè)的Fe元素含量較高(見表8)，說明在總壓下率仍為70%、但加熱溫度

表8 剪切斷口EDS分析結(jié)果Table 8 Shear fracture EDS analysis results

圖12 剪切斷口TA2側(cè)形貌和譜圖位置Fig.12 Topography and spectrum position of the shear fracture TA2 side

提高至1 000 ℃的軋制工藝下，Q235B和TA2接觸界面處元素擴散比較充分，形成了良好的冶金結(jié)合，斷口上大小不等的孔坑可能是金屬化合物因剪切脫離斷口表面而形成的，相應的剪切強度也比較高．

圖13為部分復合板剪切斷口TA2側(cè)的XRD譜圖．從中可以發(fā)現(xiàn)，TA2側(cè)斷口除了鐵碳化合物外，還有TiFe2、TiFe、TiC等脆性化合物和α-Ti等相，但因軋制工藝不同或受剪切時金屬化合物脫離斷口表面或具體的斷裂部位不同等因素的影響，各斷口上并不都能檢測到上述所有的相．圖13(d)的#10復合板斷口上沒有檢測到α-Ti相，說明斷口上存在較多的脆性金屬化合物．

圖13 剪切斷口TA2側(cè)XRD圖

Fig.13 XRD pattern of shear fracture TA2 side

4 結(jié)論

(1) 本試驗中，加熱溫度為975 ℃、總壓下率為90%、軋制速度為1.2 m/s時，制得的TA2/Q235B復合板的剪切強度最高，為184 MPa．

(2) 在近界面的Q235B側(cè)存在脫碳層．相同的總壓下率下，隨加熱溫度的提高，脫碳層厚度增加，脫碳區(qū)的鐵素體晶粒由近似等軸晶轉(zhuǎn)變?yōu)橹鶢罹?，垂直于界面向Q235B側(cè)生長．而總壓下率對脫碳區(qū)的影響規(guī)律與此相似，但沒有加熱溫度的影響大．

(3) 擴散層的厚度隨加熱溫度的提高呈先增后減的趨勢，而隨總壓下率的提高而單調(diào)下降．在總壓率相同的條件下，隨擴散層厚度的增加，復合板的界面剪切強度先增大后減?。?/p>