钛/钢双金属复合质料的泛起填补了简单钛金属焊接性能差、本钱高的缺陷，，，，，，，，钛/钢双金属复合质料以其优良的耐侵蚀性和较高的经济适用性被普遍应用于航空航天、海洋船舶等众多领域。。。。。。。研究初期,各国专家学者接纳爆炸复正当、爆炸-轧制复正当、扩散复正当和热轧复正当等制备钛/钢复合质料。。。。。。。随着研究的逐步深入，，，，，，，，专家学者们最先探讨影响钛/钢复合质料界面团结质量的主要因素。。。。。。。WANG C Y等接纳差别要领对钢板外貌举行处置惩罚，，，，，，，，发明降低加工硬化层的厚度是提高钛/钢双金属复合板材团结强度的有用要领。。。。。。。TANG C等发明一定规模内，，，，，，，，层状金属复合质料外貌粗糙度越大，，，，，，，，团结强度越高。。。。。。。LIU X F等通过冷轧复正当制备钛/钢层状复合板，，，，，，，，发明界面作用力和轧制力对界面的作用时间是影响钛/钢层状复合板界面团结强度的主要因素。。。。。。。同时，，，，，，，，专家学者们接纳热轧工艺制备钛/钢复合质料时发明，，，，，，，，界面处易天生Fe-Ti系、Ni-Ti系及Cr-Ti系等多种金属间化合物而削弱了团结性能。。。。。。。针对这一征象，，，，，，，，LEE M K等在复合外貌添加适量的过渡层金属，，，，，，，，有用阻止了层间原子的扩散，，，，，，，，一定水平上阻止了TiC和Fe-Ti系脆性化合物的天生。。。。。。。RIZIM S等和ZHAO D S等使用Cu做中心层，，，，，，，，抑制了脆性化合物的天生，，，，，，，，获得界面团结质量优异、具备优异力学性能的钛/钢双金属复合质料。。。。。。。现阶段的研究主要集中于钛/钢复合质料的制备工艺、界面特征和力学性能，，，，，，，，而鲜有学者对钛/不锈钢复合质料最佳热变形条件睁开深度探讨。。。。。。。

本文以TA1纯钛和304不锈钢为研究工具，，，，，，，，使用Gleeble-3800热模拟试验机对双金属复合质料试样举行热压缩试验，，，，，，，，系统研究了差别变形温度和应变速率条件下TA1/304不锈钢双金属复合质料的热塑性变形纪律，，，，，，，，绘制差别应变条件下复合质料的热加工图，，，，，，，，最终确定TA1/304不锈钢双金属复合质料的最佳热加工区间，，，，，，，，并接纳扫描电镜对双金属复合质料复合界面举行EDS线扫描和显微硬度剖析，，，，，，，，视察差别变形条件下复合界面元素的扩散情形，，，，，，，，进一步验证最佳热加工工艺参数的准确性。。。。。。。研究结论能够为钛/不锈钢复合协调变形机理提供须要的参考依据，，，，，，，，对复合质料的生产应用具有主要的现实意义。。。。。。。

1、试验质料与要领

试验选用304不锈钢作为下层质料，，，，，，，，TA1纯钛作为复层质料举行热压缩复合试验。。。。。。。其化学因素如表1所示。。。。。。。

表1 TA1和304不锈钢的化学因素(%，，，，，，，，质量分数)

在Gleeble-3800热模拟试验机上举行TA1/304不锈钢双金属复合质料的单轴热压缩试验。。。。。。。试验最先前，，，，，，，，将TA1纯钛和304不锈钢棒材加工成Φ10mm×7.5mm的圆柱试样，，，，，，，，将试样待团结外貌打磨平滑，，，，，，，，经超声波洗濯后置于热模拟试验机中举行热压缩试验，，，，，，，，试样压缩历程如图1a所示。。。。。。。热压缩试验变形温度设置为750、850、900和950℃，，，，，，，，加热速率为5℃·s??，，，，，，，，为获得较为匀称的晶粒尺寸，，，，，，，，确定保温时间为60s，，，，，，，，应变速率为0.01、0.1、0.5和1s??，，，，，，，，变形量为40%，，，，，，，，压后冷却方法为空冷，，，，，，，，TA1/304不锈钢双金属复合质料试样热压缩后的宏观形貌如图1b所示。。。。。。。

试验完成后，，，，，，，，将试样沿轴线切开，，，，，，，，并对切割后外貌举行打磨和机械抛光，，，，，，，，使用体积分数为4%的硝酸酒精侵蚀液举行外貌侵蚀，，，，，，，，使用能谱仪(Energy Disperse Spectroscopy, EDS)对双金属复合质料界面周围区域各元素的漫衍情形和夹杂物缺陷举行表征和剖析。。。。。。。接纳HVT-1000A维氏显微硬度计丈量双金属复合质料界面处的显微硬度以评估粘合强度。。。。。。。

2、效果与讨论

2.1真应力-真应变曲线

TA1/304不锈钢双金属复合质料在差别变形条件下的真应力随真应变的转变趋势如图2所示。。。。。。。在真应变抵达0.03之前，，，，，，，，TA1/304不锈钢双金属复合质料的真应力随着真应变的增添而迅速增大，，，，，，，，这是由于TA1变形时爆发位错增殖以及位错间的相互作用而导致质料强度大幅增大，，，，，，，，其真应力-真应变曲线体现出典范的加工硬化特征。。。。。。。认真应变处于0.03~0.35时，，，，，，，，随着变形水平的增添，，，，，，，，304不锈钢最先爆发加工硬化，，，，，，，，其真应力随真应变的增添而缓慢上升。。。。。。。如图2a所示，，，，，，，，在高温低应变速率(T=950℃、ε=0.01 s??)下，，，，，，，，双金属复合质料有足够的时间和热驱动力对变形初始时内部爆发的位错举行恢复和涅灭，，，，，，，，质料流动阻碍变弱，，，，，，，，TA1的动态软化和304不锈钢的加工硬化缓慢一连举行，，，，，，，，泛起近似稳态流变特征。。。。。。。在低温低应变速率(T=750℃、\dot{\varepsilon}=0.01s^{-1})条件下，，，，，，，，由于变形温度较低，，，，，，，，TA1在变形历程中所需的热驱动力缺乏，，，，，，，，动态再结晶削弱，，，，，，，，对抗304不锈钢加工硬化能力下降，，，，，，，，此时，，，，，，，，304不锈钢的加工硬化行为占该阶段的主导。。。。。。。真应变抵达0.35后，，，，，，，，真应力转变基本稳固，，，，，，，，这是由于双金属复合质料的动态再结晶软化效果和加工硬化效果抵达了动态平衡。。。。。。。

综上所述，，，，，，，，TA1/304不锈钢双金属复合质料在热压缩复合历程中真应力随真应变的增添而增大，，，，，，，，由于双金属质料性能的差别导致该历程保存不匀称变形，，，，，，，，因此真应力-真应变的转变趋势受动态软化和加工硬化效应的综合影响。。。。。。。

2.2 TA1/304不锈钢双金属复合质料流动应力方程

SUI D等接纳 Arrhenius本构方程形貌了质料热变形历程中流动应力与变形条件之间的关系,准确展望了质料成形历程中流动应力的转变趋势,为选取合适的热加工参数提供了理论指导。。。。。。。 Arrhenius本构方程中流动应力σ、变形温度 T和应变速率 \dot{\varepsilon} 之间保存以下关系:

式中: Q为变形激活能; R为摩尔气体常数,取常数8.314 J·(K·mol)??; A?、A?、A、n?、β、n、α均为无关常量,其中α=β/n?。。。。。。。选取双曲正弦方程(3)形貌 TA1/304不锈钢双金属复合质料的热变形历程。。。。。。。

Z参数表达式为:

对式(1)和式(2)取对数得:

将真应力σ和应变速率ε ˙ 代入式(5)和式(6),数据拟合后获得lnε ˙-lnσ、lnε ˙ -σ的线性关系划分如图3a和图3b所示。。。。。。。

凭证曲线斜率平均值得: n?=6.9702,β=0.12374,由α=β/n?,得:α=0.018 MPa。。。。。。。

对式(3)取对数得:

ln  ε ˙ =  ln A +  n ln[sinh(ασ)] ?    RT   Q   (7)

将α值代人式(7),并拟合lnε ˙-ln[sinh(ασ)]和ln[sinh(ασ)]-1000/T,线性关系划分如图3c和图3d所示。。。。。。。由平均斜率得n=4.3149, Q=383.8885 kJ·mol??。。。。。。。

将式(3)代人式(4)获得温度赔偿的应变速率因子Z参数的函数表达式为:

将已知参数代入式(8),并对\ln Z-\ln[\sinh(\alpha\sigma)]举行线性运算,拟合关系如图4所示。。。。。。。由图4可知拟合相关系数为0.97809,截距\ln A=49.9463,即A=1.6375×10??。。。。。。。

经由数值迭代和线性拟合剖析,确定TA1/304不锈钢双金属复合质料的流动应力方程为:

为了验证流动应力方程的准确性,王顺引入线性相关系数R′(式(10))清静均相对误差e_{AARE}(式(11))评估流动应力方程的展望精度。。。。。。。

式中: N为样本数据总量; σ?和σ_c划分为现实试验真应力值和流动方程展望应力值; \bar{σ{e}和\bar{\sigma}{c}划分为σ?和σ_c的平均值。。。。。。。

将真应变为0.3时所对应的试验应力与本构方程展望应力举行线性拟合，，，，，，，，如图5所示。。。。。。。即R′=0.99722, e_{AARE}=3.5346885%,体现流动应力方程展望应力值在较小误差规模内,进一步批注该本构模子能准确形貌 TA1/304不锈钢双金属复合质料的热变形行为,能够为工业生产提供理论指导。。。。。。。

2.3 TA1/304不锈钢双金属复合质料热加工图

PRASAD Y V R K等将质料热加工阶段作为一个能量耗散的历程,提出了基于动态质料模子(Dynamic Materials Model, DMM)的热加工图,展现了差别变形条件下质料的微观变形机制。。。。。。。质料爆发塑性变形消耗的能量G和质料内部微观组织演变爆发的能量耗散J组成了热变形阶段总能量P,数学模子如式(12)和式(13)所示。。。。。。。

将式(12)和式(13)变形得式(14)和式(15):

式中: m为应变速率敏感指数,取常数。。。。。。。质料内部微观组织演变爆发的能量耗散J为最大值时,有:

功率耗散效率η的表达式为:

基于 Prasad失稳判断准则,在统一应变速率下,组织演变能耗函数遵照式(19)。。。。。。。联立式(15)～式(19)得失稳判据表达式(式(20)),同时使用 Origin软件构建二维功率耗散图清静面失稳图。。。。。。。

叠加功率耗散图和失稳图构建TA1/304不锈钢双金属复合质料在差别变形条件下的热加工图。。。。。。。图6为TA1/304不锈钢复合质料真应变为0.1~0.4时对应的热加工图。。。。。。。

在热加工图中，，，，，，，，等高线上对应的功率耗散效率随变形温度和应变速率的转变而转变，，，，，，，，该数值的巨细与质料爆发变形的难易水平有关。。。。。。。叶梦元等以为一样平常功率耗散效率η在0.15~0.25时体现质料爆发动态回复征象，，，，，，，，在0.3~0.6时体现质料爆发了动态再结晶，，，，，，，，质料内部爆发大宗位错导致晶粒细化，，，，，，，，该区域有较好的加工性能;但质料内部相变或者失稳时也会导致功率耗散效率过大，，，，，，，，当η>0.6时，，，，，，，，质料会泛起失稳征象，，，，，，，，一样平常处于开裂区域或者超塑性区域。。。。。。。

差别真应变下质料的热加工情形如表2所示，，，，，，，，由图6和表2可知，，，，，，，，灰色失稳区域主要集中在图6左下角低温高应变区域，，，，，，，，说明在低温高应变条件下，，，，，，，，304不锈钢的加工硬化大于TA1的动态软化效应，，，，，，，，导致质料内部保存组织缺陷。。。。。。。随着真应变的增添，，，，，，，，灰色区域逐渐增大，，，，，，，，热加工时应该避开失稳区域;随着变形水平的一直增添,白色清静区域主要集中在中温低应变区域，，，，，，，，图中A区域和B区域为功率耗散效率较大的区域，，，，，，，，如图6a和图6b所示，，，，，，，，认真应变从0.1增添到0.2时，，，，，，，，清静区域T=832~950℃，，，，，，，，\dot{\varepsilon}=0.0287~0.5679 s??逐渐向中温中应变区域T=842~950℃，，，，，，，，ε=0.0304~0.4734 s??转变，，，，，，，，认真应变增添至0.4时，，，，，，，，清静区域T=872~936℃，，，，，，，，ε=0.0567~0.4242 s??，，，，，，，，如图6d所示，，，，，，，，清静区域随着真应变的增添而缩小，，，，，，，，这是由于随着变形水平的增添，，，，，，，，TA1/304不锈钢复合质料进入超塑性阶段，，，，，，，，极易泛起开裂征象，，，，，，，，导致可加工规模变小。。。。。。。在稳固清静区域内，，，，，，，，双金属复合质料内部元素扩散水平增大，，，，，，，，形成一条致密的扩散带，，，，，，，，界面团结质量优异。。。。。。。与此同时，，，，，，，，在热加工历程中，，，，，，，，双金属复合质料在稳固清静区的变形条件下易爆发动态再结晶,形成稳态流变，，，，，，，，加工效果好。。。。。。。

表2差别真应变下质料的热加工情形

综上所述，，，，，，，，TA1和304不锈钢双金属复合质料热加工历程的最佳加工窗口在选择时应避开失稳区，，，，，，，，选择清静区中功率耗散值较大且稳固的区域。。。。。。。因此最佳热加工窗口为: T=872~936℃, ε ˙ =0.0567~0.4242 s??区域，，，，，，，，功率耗散效率为0.43。。。。。。。

2.4 EDS线扫描剖析

图7所示为TA1/304不锈钢双金属复合质料界面的EDS线扫描效果,由图可知,基材和复材中质量分数占比最高的两种元素Fe元素和Ti元素泛起交替上升的“X”型扩散路径，，，，，，，，中心相交区域则为界面元素扩散区。。。。。。。表3为TA1/304不锈钢双金属复合质料复合界面元素扩散距离的丈量效果，，，，，，，，效果批注，，，，，，，，统一应变速率下，，，，，，，，随着加热温度的上升，，，，，，，，双金属复合质料复合界面元素的扩散距离一直增添，，，，，，，，尤其当应变速率为0.1s??、温度从900℃上升至950℃时，，，，，，，，界面的扩散征象最为显着，，，，，，，，由7μm提高了1倍以上。。。。。。。

图7

表3 TA1/304不锈钢双金属复合质料复合界面各元素的扩散距离(μm)

由Ti-Fe二元相图可知Ti在882℃爆发同素异构转变，，，，，，，，882℃以上是β-Ti，，，，，，，，β-Ti中加入了Fe元素后，，，，，，，，其相变点温度降低，，，，，，，，当Fe元素含量增添至特定比例时，，，，，，，，易形成固溶体和金属间化合物。。。。。。。882℃以下是α-Ti，，，，，，，，室温下，，，，，，，，Fe在α-Ti中的固溶度为0.05%~0.1%，，，，，，，，且共析温度下Fe的固溶度小，，，，，，，，易于Ti天生Fe-Ti系脆性化合物。。。。。。。另外，，，，，，，，Ti为强碳化合物形成元素，，，，，，，，极易与不锈钢中的C形成TiC，，，，，，，，使团结区脆性变大。。。。。。。CHAI X Y发明 TiC和 Fe-Ti共存时，，，，，，，，对界面团结强度的削弱效果最为严重。。。。。。。

当温度为750℃，，，，，，，，应变速率为0.01s??时(图7a)，，，，，，，，界面有裂纹爆发，，，，，，，，TA1和304不锈钢有显着的分界，，，，，，，，这是由于温度过低，，，，，，，，双金属间元素扩散不充分，，，，，，，，降低了界面团结强度，，，，，，，，导致复合界面爆发局部裂纹。。。。。。。当温度为850℃，，，，，，，，应变速率为0.01s??时(图7b)时，，，，，，，，在复合界面泛起了一条显着的条带，，，，，，，，此为复合界面TA1基体与反应层交织团结形成不规则界面，，，，，，，，反应层与304不锈钢界面处有孔洞爆发，，，，，，，，是由于C元素与O元素接触爆发反应，，，，，，，，天生了CO?气体，，，，，，，，导致界面爆发了孔洞等缺陷。。。。。。。当温度为900℃，，，，，，，，应变速率为0.1s??时(图7c)，，，，，，，，双金属复合质料复合界面上形成了一条致密的脆性化合物带，，，，，，，，一定水平上阻碍了Fe和Ti元素的相互扩散,抑制了重大Fe-Ti系脆性化合物的天生。。。。。。。视察SEM图像得复合界面团结优异，，，，，，，，未发明有显着缺陷。。。。。。。当温度为950℃，，，，，，，，应变速率为0.1s??时(图7d)，，，，，，，，可将双金属复合质料的组织形貌分成4个区域(I、II、III和IV)，，，，，，，，I区域主要由Ti元素和少量的Fe、C和O元素组成，，，，，，，，为TA1基体。。。。。。。II区域位于界面靠近TA1的一侧，，，，，，，，950℃时，，，，，，，，α-Ti抵达了其同素异构转变温度(882℃)，，，，，，，，转变为β-Ti，，，，，，，，同时EDS线扫描效果显示该区域C元素泛起峰值，，，，，，，，有显着的富集征象，，，，，，，，这种征象批注，，，，，，，，该区域强碳化合物形成元素Ti与C爆发反应，，，，，，，，形成了一条显着的脆性化合物带。。。。。。。III区域主要由 Ti和 Fe元素组成，，，，，，，，且保存大宗玄色化合物,由此判断,该区域天生了Fe-Ti系脆性化合物。。。。。。。IV区域保存大宗Fe和C元素，，，，，，，，为304不锈钢基体。。。。。。。变形温度为950℃，，，，，，，，应变速率为0.1s??时，，，，，，，，TiC和Fe-Ti化合物对界面复合强度的影响最大，，，，，，，，该区域在热变形历程中易爆发脆性断裂。。。。。。。

王光磊等在对钛/不锈钢真空热轧复适时发明，，，，，，，，复合界面扩散带的厚度越大，，，，，，，，越容易爆发倒运于界面团结的化合物，，，，，，，，保存极大的断裂危害。。。。。。。但扩散带厚度过小，，，，，，，，导致双金属冶金团结受限，，，，，，，，无法抵达优异的团结效果。。。。。。。因此，，，，，，，，包管扩散层厚度在合适的规模内对TA1/304不锈钢复合质料在现实应用中有主要的现实意义。。。。。。。由EDS线扫描剖析效果确定，，，，，，，，在中高温低应变速率(900℃，，，，，，，，0.1s??)条件下，，，，，，，，TA1/304不锈钢双金属复合质料界面复合效果最佳。。。。。。。

2.5硬度剖析

SINGH M等运用显微硬度表征手艺对 C-C复合质料团结界面上的局部力学性能转变举行了有用评估。。。。。。。试验使用维氏显微硬度仪来检测TA1/304不锈钢团结界面两侧的硬度转变，，，，，，，，以试样团结界面分界线为零度线，，，，，，，，笔直于零度线沿直线划分向两头取测试点。。。。。。。凭证国标GB/T231.1-2009划定,硬度测试时两相邻压痕中心之间的距离至少应为压痕对角线长度的3倍。。。。。。。

图8所示为TA1/304不锈钢双金属复合质料界面两侧硬度值的转变曲线。。。。。。。由图可知，，，，，，，，TA1基体部分硬度值有缓慢上升的趋势，，，，，，，，这是由于在热压缩历程中，，，，，，，，晶粒在压应力作用下，，，，，，，，爆发破碎征象，，，，，，，，晶粒尺寸随之减小，，，，，，，，抵达细晶强化的效果，，，，，，，，进而提高了其硬度值。。。。。。。零度线周围区域的硬度值先升高后迅速下降，，，，，，，，此阶段泛起峰值硬度，，，，，，，，其缘故原由是一定温度下，，，，，，，，304不锈钢中的C元素和Fe元素向亲碳化合物 Ti侧扩散,天生脆性化合物,界面硬度值升高,当扩散举行到一定水平,致密的脆性化合物带将阻碍Fe和Ti元素的互扩散，，，，，，，，Ti-Fe系脆性化合物含量的镌汰是导致界面硬度下降的主要缘故原由。。。。。。。304不锈钢侧硬度值随温度的升高呈下降趋势，，，，，，，，这是由于随着温度升高，，，，，，，，304不锈钢内部的晶粒一直长大，，，，，，，，造成晶粒粗大征象，，，，，，，，从而降低基体硬度。。。。。。。

图8a为应变速率为0.1s??时，，，，，，，，TA1/304不锈钢双金属复合质料在差别温度下的硬度值转变，，，，，，，，温度为750℃时，，，，，，，，界面硬度仅为246.4HV，，，，，，，，当温度抵达900℃时，，，，，，，，复合质料界面处的硬度抵达峰值为273 HV。。。。。。。比照剖析图8a和图8b，，，，，，，，TA1/304不锈钢双金属复合质料在应变速率为0.1和0.5s??下的硬度值转变，，，，，，，，效果批注，，，，，，，，当应变速率为0.1s??，，，，，，，，温度为900℃时，，，，，，，，TA1/304不锈钢双金属复合质料团结界面处具有较高的硬度，，，，，，，，说明该条件下，，，，，，，，双金属复合历程中天生的脆性化合物含量较低，，，，，，，，界面形成冶金团结，，，，，，，，复合效果最佳，，，，，，，，进一步验证了热加工图的准确性。。。。。。。

3、结论

(1)在TA1/304不锈钢双金属复合质料热压缩历程中，，，，，，，，真应力随真应变的增添整体呈上升趋势，，，，，，，，真应力与应变速率呈正相关，，，，，，，，与变形温度呈负相关。。。。。。。质料流动应力在差别变形条件下受动态软化和加工硬化效应的综合影响。。。。。。。

(2)由Arrhenius双曲正弦方程形貌了TA1/304不锈钢双金属复合质料的流动应力与应变速率、变形温度之间的函数关系，，，，，，，，质料的热压缩变形激活能Q=383.8885 kJ·mol??，，，，，，，，流动应力方程为:

(3)建设了TA1/304不锈钢双金属复合质料热压缩历程的热加工图，，，，，，，，综合思量后确定其最佳热加工窗口为:T=872~936℃, \dot{\varepsilon}=0.0567~0.4242 s??,平均功率耗散值为0.43。。。。。。。通太过析SEM图像所泛起的微观组织形态及EDS线扫描获得的双金属团结界面的元素扩散情形，，，，，，，，确定中高温低应变速率(900℃，，，，，，，，0.1s??)条件下，，，，，，，，TA1/304不锈钢双金属复合质料界面复合效果最佳，，，，，，，，此时的显微界面硬度值抵达273HV，，，，，，，，进一步验证了最佳热加工窗口的准确性。。。。。。。

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（注，，，，，，，，原文问题：TA1/304不锈钢双金属复合质料热变形行为及热加工工艺研究）

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