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        真空熱扎工藝對(duì)TA2/Q235B復(fù)合板組織與性能的影響

        2021-10-20 06:33:46王承劍
        關(guān)鍵詞:界面

        陳 健,蔣 蘇,李 維,呂 林,王承劍

        (1.江蘇科技大學(xué) 先進(jìn)焊接技術(shù)省級(jí)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)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(guò)渡族金屬,具有低熱膨脹系數(shù)、強(qiáng)耐腐蝕性和高比強(qiáng)度等特性,廣泛應(yīng)用于航空航天、石油化工、海洋船舶等眾多重要領(lǐng)域.但金屬鈦的價(jià)格相當(dāng)昂貴,因此將鈦與普通碳鋼進(jìn)行復(fù)合,制成鈦/鋼復(fù)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(fù)合板的主流生產(chǎn)方法包括擴(kuò)散復(fù)合法、爆炸復(fù)合法、爆炸-軋制復(fù)合法、真空軋制復(fù)合法[1-2].

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

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

        真空熱軋法是指在真空中進(jìn)行的依靠被復(fù)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(xiàn)[6]研究了熱軋工藝對(duì)鈦/鋼復(fù)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(fù)合板的抗拉強(qiáng)度與剪切強(qiáng)度最高.文獻(xiàn)[7]采用累積疊軋焊制備TA1/Q235復(fù)合板.研究發(fā)現(xiàn),鈦/鋼復(fù)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(fù)合板界面剪切強(qiáng)度.文獻(xiàn)[8]采用釬焊-熱軋工藝制備不加中間層的鈦/鋼復(fù)合板、加Cu釬料中間層的鈦/鋼復(fù)合板以及加Ag釬料中間層的鈦/鋼復(fù)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(fù)合板的拉剪強(qiáng)度最高.文獻(xiàn)[9]采用可控氣氛熱復(fù)合技術(shù)制備鈦/鋼復(fù)合板,研究發(fā)現(xiàn):當(dāng)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(shí),復(fù)合板的拉剪強(qiáng)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(yàn)材料和方法

        本試驗(yàn)選用Q235B鋼板作為基材,尺寸為265 mm×265 mm×40 mm;TA2鈦板作為復(fù)材,尺寸為185 mm×175 mm×8 mm,化學(xué)成分如表1.

        表1 試驗(yàn)用材的化學(xué)成分

        本次試驗(yàn)采用對(duì)稱組坯的方式,如圖1.

        圖1 真空軋制鈦/鋼復(fù)合板組坯過(guò)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(yù)先涂有自制的隔離劑,以免軋制過(guò)程中粘連在一起.然后在四周用Q235B鋼條進(jìn)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(jī)組通過(guò)鋼管對(duì)板坯內(nèi)部抽真空后將鋼管進(jìn)行密封處理.組坯完成后熱軋,這樣可一次制備兩塊復(fù)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(fù)合板軋制試驗(yàn)工藝參數(shù)

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

        2 試驗(yàn)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(fù)合板的界面剪切強(qiáng)度.圖中虛線對(duì)應(yīng)的140 MPa為GB/T 8547-2006《鈦鋼復(fù)合板》標(biāo)準(zhǔn)中規(guī)定的1、2類鈦/鋼復(fù)合板的界面剪切強(qiáng)度應(yīng)達(dá)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(fù)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(fù)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(yàn)中當(dāng)總壓下率大于80%時(shí),隨著加熱溫度的升高,復(fù)合板的界面剪切強(qiáng)度都是先升高后降低.這是因?yàn)榧訜釡囟雀撸?Ti與Fe之間的原子擴(kuò)散速率增加,同時(shí)材料在軋制過(guò)程中的塑性變形抗力降低,兩者在一定條件下皆有利于復(fù)合板的軋制復(fù)合,從而提高界面剪切強(qiáng)度.但若溫度過(guò)高,界面處會(huì)形成較多的脆性金屬化合物,反而會(huì)降低界面剪切強(qiáng)度.在975 ℃下軋制的復(fù)合板縱向界面剪切強(qiáng)度最高,為184 MPa.加熱溫度提高至1 000 ℃,界面剪切強(qiáng)度有所下降,但仍符合標(biāo)準(zhǔn)GB/T 8547-2006的要求.

        從圖4可以看出,當(dāng)總壓下率為70%、加熱溫度低于975℃時(shí),因界面處塑性變形程度不足,原子相互擴(kuò)散的實(shí)際通道面積有限,使之間的相互擴(kuò)散不充分,故界面剪切強(qiáng)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(qiáng)度.本試驗(yàn)中當(dāng)總壓下率為70%、加熱溫度提高至1 000 ℃,復(fù)合板的剪切強(qiáng)度也符合標(biāo)準(zhǔn)GB/T 8547-2006的要求.

        圖4 總壓下率70%不同加熱溫度下復(fù)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(qiáng)度

        對(duì)剪切強(qiáng)度符合GB/T 8547-2006標(biāo)準(zhǔn)要求的#7、#8、#10、#12(軋制工藝見表2)4塊復(fù)合板進(jìn)行拉伸試驗(yàn),結(jié)果如表3.由表3可見,其抗拉強(qiáng)度均滿足國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 8547-2006里不小于386 MPa的要求.實(shí)測(cè)母材TA2和Q235B的延伸率分別為32%、31%,經(jīng)過(guò)不同工藝軋制復(fù)合后的TA2/Q235B復(fù)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(shuō)明本試驗(yàn)采用的熱軋工藝對(duì)復(fù)合板的塑性幾乎沒有影響.

        表3 TA2/Q235B復(fù)合板拉伸試驗(yàn)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(fù)合板的拉伸強(qiáng)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(xì)小的晶粒,同時(shí)在熱軋后的降溫過(guò)程中形成的再結(jié)晶晶粒也就越細(xì)?。Я<?xì)化有利于提高材料的強(qiáng)度.

        2.3 冷彎試驗(yàn)

        對(duì)剪切強(qiáng)度符合GB/T 8547-2006標(biāo)準(zhǔn)要求的#7、#8、#10、#11、#12(軋制工藝見表2)5塊復(fù)合板進(jìn)行冷彎試驗(yàn),結(jié)果都符合標(biāo)準(zhǔn)GB/T 8547-2006中有關(guān)1類、2類鈦/鋼復(fù)合板對(duì)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(shí)物照片.

        圖5 #10復(fù)合板彎曲試驗(yàn)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(fù)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?,垂直于界面向Q235B側(cè)生長(zhǎng).而總壓下率對(duì)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(gè)原因:一方面Ti是強(qiáng)碳化物形成元素,和C元素之間的化學(xué)親和力很強(qiáng),C原子會(huì)向TA2側(cè)擴(kuò)散,Ti原子也會(huì)向Q235B側(cè)擴(kuò)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(kuò)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(zhǎng),于是形成柱狀鐵素體晶粒.另一方面,Ti是縮小γ相區(qū)、擴(kuò)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(guò)0.5%、加熱溫度為1 000 ℃,Q235B側(cè)界面處Ti含量超過(guò)0.8%時(shí),即可形成鐵素體.因此,鐵素體有可能在軋制過(guò)程中就優(yōu)先在界面處形核,在隨后的冷卻過(guò)程中垂直于界面向Q235B側(cè)方向生長(zhǎng),形成垂直于界面生長(zhǎng)的柱狀晶.

        圖6 不同軋制工藝下制備的復(fù)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(fù)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(jìn)元素之間的相互擴(kuò)散,且Fe原子向TA2側(cè)的擴(kuò)散程度要比Ti原子向Q235B側(cè)的擴(kuò)散程度大.元素之間不同程度的相互擴(kuò)散顯然會(huì)影響到擴(kuò)散層的厚度和組織結(jié)構(gòu),也就必然會(huì)對(duì)復(fù)合板的界面結(jié)合強(qiáng)度帶來(lái)影響.

        圖7 #6復(fù)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(fù)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(shí)測(cè)的界面擴(kuò)散層厚度和相應(yīng)的界面剪切強(qiáng)度值,圖9列舉了部分復(fù)合板界面擴(kuò)散層厚度的實(shí)測(cè)圖,圖中深色區(qū)域?yàn)閿U(kuò)散層,其平均厚度由該區(qū)面積除于長(zhǎng)度所得.當(dāng)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(shí),由于界面結(jié)合不良或界面處原子相互擴(kuò)散不充分,未能檢測(cè)出擴(kuò)散層的厚度,相應(yīng)的界面剪切強(qiáng)度也不高(表4和圖9(a)).

        表4 復(fù)合板擴(kuò)散層厚度檢測(cè)結(jié)果及對(duì)應(yīng)的剪切強(qiáng)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(kuò)散層的厚度是先増后降的,通常溫度提高原子擴(kuò)散速率加快使擴(kuò)散層增厚,故對(duì)本試驗(yàn)結(jié)果有待進(jìn)一步研究;而在相同的加熱溫度下,隨總壓下率的提高,擴(kuò)散層的厚度是下降的,這是因?yàn)樘岣呖倝合侣室馕端苄宰冃纬潭仍黾?,?fù)合板總厚度減小,必然使擴(kuò)散層隨之塑變減?。?/p>

        圖9 不同軋制工藝下制備的復(fù)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(fù)合板外,其余復(fù)合板的界面剪切強(qiáng)度都符合標(biāo)準(zhǔn)GB/T 8547-2006的要求.說(shuō)明在保證充分冶金結(jié)合且不致形成過(guò)多脆性化合物的前提下,擴(kuò)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(qiáng)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(kuò)散層厚度的增加,復(fù)合板的界面剪切強(qiáng)度是先增大后減小的.本試驗(yàn)中#8試樣(加熱溫度975 ℃,總壓下率80%)的擴(kuò)散層平均厚度為7.39 μm,其縱向界面剪切強(qiáng)度最高.

        對(duì)部分復(fù)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(kuò)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(cè)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(fù)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(fù)合板擴(kuò)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(fù)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(fù)合板界面區(qū)EDS分析結(jié)果

        表7 #11復(fù)合板擴(kuò)散層EDS分析結(jié)果

        因碳元素分布較難準(zhǔn)確表征,但從理論上分析,應(yīng)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(fù)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(fù)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(shuō)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?cái)U(kuò)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(yīng)的剪切強(qiáng)度也最低.由圖12(b)可以看出#10復(fù)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(shuō)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?cái)U(kuò)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(yīng)的剪切強(qiáng)度也比較高.

        圖13為部分復(fù)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(shí)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(cè)到上述所有的相.圖13(d)的#10復(fù)合板斷口上沒有檢測(cè)到α-Ti相,說(shuō)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(yàn)中,加熱溫度為975 ℃、總壓下率為90%、軋制速度為1.2 m/s時(shí),制得的TA2/Q235B復(fù)合板的剪切強(qiáng)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В怪庇诮缑嫦騋235B側(cè)生長(zhǎng).而總壓下率對(duì)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(kuò)散層的厚度隨加熱溫度的提高呈先增后減的趨勢(shì),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(kuò)散層厚度的增加,復(fù)合板的界面剪切強(qiáng)度先增大后減小.

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