張 燾，許久健，李 勇，曹富榮，許光明*

（1 東北大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110819；2 東北大學(xué)材料電磁過程研究教育部重點實驗室，沈陽 110819；3 東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819）

中國制造2025 提出工業(yè)生產(chǎn)的關(guān)鍵設(shè)備正在向輕量化、綠色化發(fā)展，對材料的綜合使用性能要求越來越高，單一的金屬或合金材料已經(jīng)很難滿足要求。為了滿足對材料使用性能的需要，材料工作者們將目光放在復(fù)合材料的開發(fā)研究上，層狀金屬復(fù)合材料成為了很多工作者的研究方向。Ti/Al 復(fù)合板作為一種性能優(yōu)異的層狀金屬復(fù)合材料［1-2］，同時具有鈦的高比強(qiáng)度、耐蝕耐磨等特點以及鋁的質(zhì)輕、導(dǎo)電導(dǎo)熱性良好、成本低等優(yōu)點，目前已經(jīng)應(yīng)用于航空航天、軌道交通和汽車等［3-4］產(chǎn)業(yè)。

目前，Ti/Al 復(fù)合板的制備方法［5］可分為兩類，包括固-固復(fù)合法和固-液復(fù)合法［6-7］，其中爆炸焊復(fù)合法和軋制復(fù)合法是主要的固-固復(fù)合法，爆炸焊復(fù)合法［8-9］是目前常用的制備方法，其原理是炸藥在爆炸時產(chǎn)生巨大的能量，能夠推動兩層金屬板發(fā)生碰撞，撕裂金屬表面的氧化膜，使新鮮金屬露出并形成焊接過渡區(qū)［10］。這種方法工藝簡單、成本低、生產(chǎn)的板材不受尺寸的限制，但是生產(chǎn)出來的板材界面性能不均勻，嚴(yán)重影響材料的性能；另外在生產(chǎn)過程中造成噪聲、環(huán)境污染較為嚴(yán)重，已逐步被淘汰。軋制復(fù)合［11］可分為冷軋復(fù)合和熱軋復(fù)合，是將不同的金屬板材同時送入軋輥，通過較大的塑性變形使表層氧化膜撕裂，露出的新鮮金屬在壓力和高溫下相互擴(kuò)散，結(jié)合在一起［12-13］。軋制復(fù)合法工藝簡單、效率高、成本較低而且可以實現(xiàn)工業(yè)化量產(chǎn)，但是生產(chǎn)的板材界面處有較多的金屬氧化物和金屬間化合物等脆硬相，界面強(qiáng)度較低，且有較大的內(nèi)應(yīng)力。固-液鑄軋復(fù)合法是目前固-液復(fù)合法的主要方法之一，是一種新的制備方法，這種方法是將液態(tài)金屬引入通有冷卻水的軋輥輥縫中，液態(tài)金屬迅速冷卻凝固，經(jīng)過軋輥后發(fā)生塑性變形，從而制備出結(jié)合性能優(yōu)異的金屬復(fù)合板［6-7］。該方法能夠?qū)崿F(xiàn)液態(tài)和固態(tài)（或者半固態(tài)和液態(tài)）的復(fù)合，而且工藝簡單、生產(chǎn)效率高、成本低、易于實現(xiàn)自動化生產(chǎn)。

前人對Ti/Al 復(fù)合板已經(jīng)做了大量的研究。范敏郁等［14］采用爆炸焊接法制備出了Ti/Al 復(fù)合板，發(fā)現(xiàn)炸藥爆炸產(chǎn)生巨大的沖擊波，能夠推動兩板相撞，得到的復(fù)合板界面呈波紋狀，界面的力學(xué)強(qiáng)度較高。胡捷等［15］對爆炸焊接的Ti/Al 復(fù)合板的組織和性能進(jìn)行了研究，也發(fā)現(xiàn)復(fù)合界面呈波紋狀，且界面上出現(xiàn)TiAl3和TiAl 金屬間化合物等脆硬相。陳澤軍等［16］研究了不同軋制參數(shù)對熱軋Al/Ti/Al 三層復(fù)合板的影響，由于鈦和鋁兩種金屬力學(xué)性能差異較大，軋制過程中變形不均勻，首道次壓下量要超過30%才能使兩種金屬結(jié)合。祁梓宸等［17］研究了異溫軋制對熱軋Ti/Al 復(fù)合板的變形協(xié)調(diào)性和復(fù)合性能的影響，其結(jié)論是隨著溫度的升高和壓下量的增大，鈦和鋁兩層金屬的變形差異越來越小，趨于協(xié)調(diào)。Huang 等［18］利用立式雙輥固-液鑄軋法成功制備了Ti/Al 復(fù)合板，并研究了復(fù)合界面的擴(kuò)散機(jī)制和金屬間化合物，并得出結(jié)論復(fù)合界面的金屬間化合物為TiAl3并且其生長受到反應(yīng)擴(kuò)散機(jī)制控制。王文焱等［7］對鑄軋Ti/Al 復(fù)合板的力學(xué)性能進(jìn)行了分析，得出鑄軋Ti/Al 復(fù)合板的強(qiáng)度優(yōu)于金屬復(fù)合板的理論強(qiáng)度公式計算出的強(qiáng)度，說明冶金結(jié)合使得鑄軋Ti/Al 復(fù)合板的強(qiáng)度并非簡單的兩層金屬強(qiáng)度之和。盡管Ti/Al 復(fù)合板的研究已經(jīng)很多，但是目前已經(jīng)成熟的制備方式，如爆炸焊復(fù)合法和軋制復(fù)合法等，都存在著其無法避免的缺點，所以需要一種更加先進(jìn)的制備技術(shù)推進(jìn)Ti/Al 復(fù)合板制備技術(shù)的發(fā)展。

鑄軋復(fù)合法作為一種新的復(fù)合方法，具有明顯的優(yōu)勢，但是目前還處在實驗室研究階段。首先，對于復(fù)合界面的形成機(jī)理，尚未做出確切的解釋。其次，由于Ti 和Al 合金的本質(zhì)物理性能有著較大差異，形成高質(zhì)量的Ti/Al 復(fù)合界面極其困難。此外，在鑄軋過程中由于冷卻速度較快，鋁合金組織中存在較大的宏觀偏析，使得板材內(nèi)部性能不均勻，降低材料的綜合性能。由此可見，影響鑄軋Ti/Al 復(fù)合板性能的主要因素有兩個：Ti/Al 復(fù)合界面的結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能以及鋁合金組織中的宏觀偏析。因此，可以通過熱處理改變Ti/Al 復(fù)合界面的結(jié)合強(qiáng)度以及減小或消除鋁合金組織中的宏觀偏析來提高Ti/Al 復(fù)合板的強(qiáng)度。

本工作采用水平鑄軋法制備Ti/Al 復(fù)合板，并對Ti/Al 復(fù)合板進(jìn)行高溫退火，同時研究Ti/Al 復(fù)合板在退火過程中的組織性能轉(zhuǎn)變。實驗發(fā)現(xiàn)短時間高溫退火可以提高Ti/Al 復(fù)合板的界面結(jié)合強(qiáng)度，這為提高Ti/Al 復(fù)合板的強(qiáng)度帶來新的思路，縮短Ti/Al 復(fù)合板在工業(yè)中的廣泛應(yīng)用所需的時間。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

Ti/Al 復(fù)合板以AA6061 鋁合金為基體，TA2 鈦帶為增強(qiáng)材料，化學(xué)成分如表1 所示。本工作所用的合金以高純Al 錠（99.99%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）、高純Mg錠（99.9%）、鋁硅合金（20%）、鋁鉻合金（4%）、鋁銅合金（50%）、鋁錳合金（10%）為原料，所用TA2 鈦帶為退火態(tài)，尺寸為150 mm（TD）×0.7 mm（ND）。

表1 AA6061 和TA2 成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）Table 1 Components of AA6061 and TA2（mass fraction/%）

1.2 鑄軋復(fù)合及熱處理

通過鑄軋法制得Ti/Al 復(fù)合板，所用鑄軋機(jī)為實驗室自研的水平雙輥鑄軋機(jī)，實驗示意圖如圖1 所示。首先根據(jù)6061 鋁合金的成分，將添加的合金元素進(jìn)行配比稱重，然后將鋁錠放入電阻爐內(nèi)加熱熔化，待鋁液達(dá)到720 ℃左右，按照規(guī)定順序依次加入合金元素，然后將熔融鋁合金的溫度調(diào)整到705 ℃，保溫30 min后精煉除氣，靜置20 min 后即可澆鑄。

圖1 鑄軋復(fù)合實驗示意圖Fig.1 Schematic diagram of casting and rolling composite experiment

澆鑄前，先對TA2 鈦帶進(jìn)行表面處理，用丙酮和酒精去除表面的油污，然后烘干表面的水分，另外軋輥表面打磨光滑后均勻地烤上一層碳膜，防止粘輥。澆鑄時，先使通冷卻水的軋輥啟動，再將熔融鋁合金澆入鑄軋區(qū)，待軋出穩(wěn)定的鋁合金板后，從上輥和鑄嘴的間隙（鑄嘴安裝時與上輥處預(yù)留2 mm 間隙）將處理好的TA2 鈦帶沿軋輥塞進(jìn)鑄軋區(qū)，得到6 mm 厚的Ti/Al 復(fù)合板，待得到一定長度的復(fù)合板停止鑄軋。

將得到的復(fù)合板用線切割機(jī)切成13 mm×11 mm×6 mm 的金相試樣以及拉伸和剝離試樣，拉伸和剝離試樣尺寸如圖2 所示。熱處理實驗使用管式加熱爐，熱處理工藝如下：加熱溫度為550 ℃，保溫時間分別為15，30，45 min 及1，2，4，6，8，12，18，24 h。

圖2 試樣尺寸圖 （a）拉伸試樣；（b）剝離試樣Fig.2 Size of specimen （a）tensile sample；（b）peel sample

1.3 材料表征

本工作中金相試樣的表面通過砂紙研磨，并進(jìn)行拋光。利用Ultra Plus 55 場發(fā)射掃描電鏡（SEM）對Ti/Al 復(fù)合界面的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征并對元素擴(kuò)散進(jìn)行描述。利用電子背散射衍射（EBSD）對復(fù)合界面晶粒形貌和微觀結(jié)構(gòu)特征進(jìn)行了表征，本工作中EBSD的樣品表面通過砂紙研磨，經(jīng)過電解拋光去除表面應(yīng)力層，電解液為V（CH3OH）∶V（高氯酸）=19∶1，電解拋光溫度為-20 ℃，拋光時間為25 s。采用D/max-2500PC 型X 射線衍射儀（XRD）分析Ti/Al 復(fù)合界面處的物相組成，試樣取自剝離實驗中剝離開的剝離試樣，長度約為15 m。采用微觀Vichers 硬度計測量Ti，Al 基體以及界面的硬度，使用FM-700 維氏顯微硬度儀測量試樣界面區(qū)域的顯微硬度，在界面處取得界面處硬度值，然后從界面處向Ti 基體和Al 基體上每移動30 μm 取一個點，每種基體上取四個點。在CSS-40100 型萬能試驗機(jī)下測量材料的力學(xué)性能以及復(fù)合界面的結(jié)合性能。在力學(xué)性能測試的實驗中，拉伸試樣的標(biāo)距為25 mm，寬度6 mm，抗拉實驗的加載速度為2 mm/min，剝離試樣加載速度為5 mm/min。使用JEOL JXA-8530F 場發(fā)生電子探針測量鋁基體內(nèi)合金元素的變化，在垂直于鑄軋方向上每隔0.5 mm 打一個點，每個樣上取多條直線打點取平均值。

2 實驗結(jié)果

2.1 界面微觀結(jié)構(gòu)

圖3 是SEM 拍得的不同時間熱處理后Ti/Al 復(fù)合界面處的微觀組織形貌，圖中，襯度較淺的為TA2 鈦層，襯度較深的為AA6061 鋁合金層，中間灰色的部分為第二相。從圖3（a）中可以看到鑄軋得到的Ti/Al 復(fù)合板界面為平直的界面，Ti 層和Al 層緊密接觸，沒有縫隙，說明鑄軋法實現(xiàn)了兩種金屬的良好結(jié)合。由圖3（b）可知，當(dāng)保溫時間為15 min 時，界面產(chǎn)生斷續(xù)的第二相，保溫時間為1 h 時，開始生成連續(xù)的第二相。從圖中可以看出第二相和Ti 的界面一直較為平直，而第二相和Al 的界面呈現(xiàn)的是此起彼伏的波浪狀，而且還會向Al 基體內(nèi)生出小的凸起［19］，表明第二相在Ti/Al 復(fù)合界面處形核后，慢慢向Al基體一側(cè)生長。第二相的形核和生長都是優(yōu)先在能量較高處發(fā)生，從第二相的生長方式可以推測，Ti/Al復(fù)合板的界面雖然為平直界面，但是界面處的Al基體內(nèi)存在著能量的起伏。

圖3 不同保溫時間界面微區(qū)組織形貌（a）鑄軋態(tài)；（b）15 min；（c）30 min；（d）45 min；（e）1 h；（f）2 h；（g）4 h；（h）6 h；（i）8 h；（j）12 h；（k）18 h；（l）24 hFig.3 Microstructure of interfacial microzone at different holding time（a）as-cast；（b）15 min；（c）30 min；（d）45 min；（e）1 h；（f）2 h；（g）4 h；（h）6 h；（i）8 h；（j）12 h；（k）18 h；（l）24 h

為了研究Ti/Al 復(fù)合界面微觀區(qū)域在高溫退火過程中的變化，拍攝了如圖4 所示的復(fù)合界面微區(qū)的EBSD，從圖4（a）中可以看出鑄軋Ti/Al復(fù)合板的Ti基體內(nèi)由等軸晶以及一部分孿晶組成，而Al基體是由鑄軋產(chǎn)生的變形組織組成，在鋁基體內(nèi)存在大量的亞晶界；1 h 后，如圖4（b）所示，Ti基體的組織未發(fā)生變化，而Al基體內(nèi)的亞晶界向再結(jié)晶晶粒的晶界轉(zhuǎn)變，再結(jié)晶晶核形成并長大，直至完全再結(jié)晶；從圖4（c）可看到，當(dāng)退火4 h 后，Ti/Al復(fù)合板的組織變化較小，Al基體未發(fā)生明顯長大。通過軟件計算不同退火時間鋁基體晶粒內(nèi)的位錯密度平均值分別為鑄軋態(tài)時2.4×1014m-2，退火1 h 后0.27×1014m-2，退火4 h 后0.3×1014m-2，高溫退火過程中鋁基體內(nèi)的位錯密度基本不發(fā)生變化，大致為0.3×1014m-2，與鑄軋態(tài)的位錯密度相差了一個數(shù)量級。

圖4 Ti/Al 復(fù)合界面微觀區(qū)域EBSD 結(jié)果 （a）鑄軋態(tài)；（b）1 h；（c）4 h Fig.4 EBSD results of Ti/Al composite interface （a）as-cast；（b）1 h；（c）4 h

2.2 Ti/Al 界面元素分布

圖5 是使用EDS 能譜對Ti/Al 復(fù)合界面進(jìn)行直線元素掃描，采集界面處Ti，Al 元素的分布情況。從圖5（a-2）可知鑄軋Ti/Al 復(fù)合板的界面處存在Ti，Al 元素的相互擴(kuò)散，相互擴(kuò)散區(qū)的寬度大約為3.9 μm。從圖5（b-2）可知保溫4 h 時，Ti，Al 元素相互擴(kuò)散曲線的形狀開始發(fā)生改變，曲線中間的斜度變小，Ti，Al兩種元素的比例變化變??；從圖5（c-2）可知保溫12 h時，Ti，Al元素相互擴(kuò)散曲線在第二相處出現(xiàn)一段元素比例保持不變的平臺，此時，第二相內(nèi)的Ti，Al原子組成為定值，由此可判斷該第二相為金屬間化合物。從圖中看到當(dāng)不產(chǎn)生平臺時，Ti，Al 元素質(zhì)量相等的點幾乎是位于Ti，Al元素相互擴(kuò)散的中間，說明在550 ℃時，Ti，Al原子的擴(kuò)散能力幾乎是相同的［20-21］，此時Ti，Al 原子的擴(kuò)散通量沒有太大差異，為相互擴(kuò)散；當(dāng)產(chǎn)生平臺后，平臺兩側(cè)的距離相差也不大，此時Ti，Al原子在第二相和Ti以及第二相和Al之間的擴(kuò)散也是相互擴(kuò)散，平臺位于Ti，Al元素質(zhì)量相等點的右側(cè)，即Al基體一側(cè)，也進(jìn)一步驗證了第二相從復(fù)合界面形核后向Al基體生長的結(jié)論［22］。

圖5 不同退火時間Ti，Al 復(fù)合界面線掃描位置及元素分布情況（a）鑄軋態(tài)；（b）4 h；（c）12 h；（1）線掃描位置圖；（2）界面元素分布圖Fig.5 Scanning positions and elements distribution of Ti and Al composite interface at different annealing times（a）as-cast；（b）4 h；（c）12 h；（1）line scanning position map；（2）interface element distribution

2.3 界面相組成

圖6 為用SEM 自帶的能譜（EDS）對Ti/Al 復(fù)合界面處生成的第二相進(jìn)行元素分析的結(jié)果，從結(jié)果可知Ti 和Al 的原子數(shù)之比約為1∶3。剝離實驗結(jié)束后，保護(hù)好剝離面，在剝開的Ti，Al 基體上各取10 mm 長的試樣進(jìn)行表面物相分析，圖7 為XRD 物相分析分析結(jié)果，其中圖7（a）為鋁合金剝離面物相分析結(jié)果，圖7（b）為TA2 鈦層剝離面物相分析結(jié)果。從圖中可知，退火后的Al 合金和TA2 鈦層表面相對于鑄軋態(tài)的都多了一些TiAl3的峰譜，所以Ti/Al復(fù)合界面處生成的第二相為TiAl3金屬間化合物。

圖6 第二相SEM 圖及EDS 元素結(jié)果Fig.6 SEM image and EDS results of the second phase

圖7 不同退火時間剝離面XRD 結(jié)果 （a）Al 基體表面；（b）Ti 基體表面Fig.7 XRD results of peeling surface at different annealing time （a）surface of Al matrix；（b）surface of Ti matrix

2.4 Ti/Al 復(fù)合板力學(xué)性能

Ti/Al 復(fù)合界面處微觀維氏硬度的變化可以反映其組織性能的變化。對熱處理后Ti/Al 復(fù)合界面處微觀維氏硬度進(jìn)行測量，結(jié)果如圖8 所示，可知Ti/Al 復(fù)合界面處鑄軋態(tài)的微觀維氏硬度為89.3HV，隨著保溫時間延長，Ti/Al 復(fù)合界面的硬度一直在增加；Al 基體的硬度在退火后略有升高，鑄軋態(tài)的硬度為48.8HV，退火后約為60HV。

圖9 為不同保溫時間后試樣的拉伸曲線，展示了試樣的力學(xué)性能在高溫退火過程中的變化。鑄軋態(tài)Ti/Al 復(fù)合板的抗拉強(qiáng)度為190 MPa，伸長率為23.5%，經(jīng)過短時間高溫退火后Ti/Al 復(fù)合板的力學(xué)性能得到提高，繼續(xù)增加退火時間，力學(xué)性能出現(xiàn)降低，在1 h 時抗拉強(qiáng)度和伸長率都達(dá)到峰值，最大抗拉強(qiáng)度為236 MPa，伸長率的峰值為27.6%。在鑄軋Ti/Al 復(fù)合板中，TA2 鈦層的加入，使材料整體的綜合性能得到增強(qiáng)，但是TA2 鈦層的厚度僅為0.7 mm，不足整體厚度的十分之一，復(fù)合板的力學(xué)性能還是由AA6061 鋁合金的性能決定，鑄軋的冷卻速度較快，鑄軋AA6061 鋁合金的組織中存在大量的亞晶界，如圖4所示，退火1 h 后組織中的亞晶界幾乎全部消失，變成穩(wěn)定的大角度晶界，即發(fā)生了再結(jié)晶，使得AA6061 鋁合金的性能增強(qiáng)。此外AA6061 鋁合金是一種可熱處理強(qiáng)化的鋁合金，短時間高溫退火使晶界處的溶質(zhì)元素得到足夠的能量重新固溶到晶粒內(nèi)，也使得合金的性能增強(qiáng)。當(dāng)退火時間延長后，再結(jié)晶晶粒發(fā)生長大，合金的性能會有相應(yīng)地下降。

圖9 不同退火時間拉伸曲線圖Fig.9 Tensile curves at different annealing time

剝離實驗是使用萬能試驗機(jī)將層狀金屬復(fù)合板的不同金屬沿著結(jié)合界面撕開。剝離力的大小反映了層狀金屬復(fù)合材料的不同金屬層間的結(jié)合強(qiáng)度，不同退火時間樣品的剝離性能檢測結(jié)果如圖10 所示，在高溫退火過程中，Ti/Al 復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度先增強(qiáng)后減弱，其中鑄軋Ti/Al 復(fù)合板的界面結(jié)合強(qiáng)度約為19.9 N/mm，退火550 ℃×30 min 時結(jié)合強(qiáng)度達(dá)到峰值，結(jié)合強(qiáng)度約為23.6 N/mm。當(dāng)界面開始生成TiAl3金屬間化合物時，界面結(jié)合強(qiáng)度開始迅速下降，此時界面表現(xiàn)為Ti 和TiAl3、TiAl3和Al 基體的結(jié)合，保溫2 h 后基本不發(fā)生變化，剝離力約為7 N/mm。

圖10 不同退火時間剝離強(qiáng)度 （a）剝離強(qiáng)度分布；（b）剝離強(qiáng)度平均值Fig.10 Peel strength at different annealing time （a）distribution of peel strength；（b）mean and standard deviation of peel intensity

用帶能譜的SEM 檢測剝離后的Al 基體、Ti 基體的表面形貌以及表面元素分布如圖11 所示。由圖11（a），（b）可知，在Al（Ti）基體表面會發(fā)現(xiàn)一些塊狀凸起，通過EDS 元素分布可知，這些塊狀物質(zhì)是鈦（鋁）基體，說明Ti/Al 復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度較高，大于基體本身的抗拉強(qiáng)度。Al 基體表面會產(chǎn)生大量韌窩，Ti 基體表面為解理面；退火30 min 后，如圖11（c），（d）所示，Al 基體表面韌窩變多、變細(xì)，Ti（Al）基體表面凸起增多，變得連續(xù)，說明復(fù)合界面結(jié)合強(qiáng)度變高；從圖11（e），（f）可知，當(dāng)退火時間較長時，連續(xù)的脆硬第二相的出現(xiàn)使得剝離表面形貌發(fā)生變化，Ti（Al）基體表面的凸起減少，且凸起的成分發(fā)生變化，不僅存在Al（Ti）的凸起，而且出現(xiàn)TiAl3的凸起，Al基體表面的韌窩消失，表現(xiàn)為解理面，此時界面的結(jié)合強(qiáng)度顯著降低。

圖11 不同退火時間剝離斷口形貌及元素分布（a）鑄軋態(tài)Al 基體；（b）鑄軋態(tài)Ti 基體；（c）30 min Al 基體；（d）30 min Ti 基體；（e）4 h Al 基體；（f）4 h Ti 基體Fig.11 Peel fracture morphology and element distribution at different annealing time（a）Al matrix at rolling state；（b）Ti matrix at rolling state；（c）Al matrix at 30 min；（d）Ti matrix at 30 min；（e）Al matrix at 4 h；（f）Ti matrix at 4 h

3 討論與分析

3.1 高溫退火對Ti/Al 復(fù)合板界面相組成的影響

鑄軋法制得的Ti/Al 復(fù)合板的一個優(yōu)勢是在鑄軋區(qū)實現(xiàn)了熔融鋁合金和鈦帶的接觸，即冶金結(jié)合［23］，所以在Ti/Al 復(fù)合板界面處形成了一定寬度的Ti，Al兩種元素的互擴(kuò)散區(qū)，使得Ti/Al 復(fù)合板具有較高的結(jié)合強(qiáng)度［19］。在高溫退火1～12 h 的過程中，Ti，Al 兩種元素的互擴(kuò)散區(qū)的厚度隨著退火時間的延長不斷增加，并且在Ti，Al 兩種元素的互擴(kuò)散區(qū)內(nèi)出現(xiàn)了明顯的成分平臺，并計算得到平臺處Ti∶Al 的原子數(shù)之比為1∶3，得知界面處形成了連續(xù)的金屬間化合物TiAl3，使用Image-Pro Plus 軟件測量不同時間形成TiAl3的厚度，并用軟件進(jìn)行擬合得到圖12，表示了第二相TiAl3的厚度隨時間變化。

圖12 第二相厚度擬合曲線圖Fig.12 Second phase thickness fitting curve

一般情況下，第二相的厚度與退火時間和退火溫度的關(guān)系如式（1）所示［24］：

兩邊取對數(shù)得到式（2）：

式中：w為生成第二相的厚度；k為某一溫度下生長速率常數(shù)；t為退火時間；n為生長動力學(xué)指數(shù)。一般情況下，當(dāng)n=1 時，第二相的厚度和退火時間呈線性關(guān)系，此時第二相的生長速度受生長位置的反應(yīng)速度限制；當(dāng)n=0.5 時，第二相的厚度和退火時的保溫時間呈拋物線關(guān)系，此時第二相的生長受體積擴(kuò)散的控制，通過軟件擬合得到該溫度下的生長動力學(xué)指數(shù)n=0.7193，證明了化合物的生長受到體積擴(kuò)散的影響。

3.2 高溫退火對鑄軋Ti/Al 復(fù)合板復(fù)合界面結(jié)合強(qiáng)度的影響

在圖11 所示的剝離斷口結(jié)果中，可以看出在鋁層的剝離表面會留下很多韌窩，而在鈦層的表面留下了很多塊狀凸起，經(jīng)過成分分析后確定是細(xì)小的鋁屑，由此可見在剝離過程中，材料的斷裂都發(fā)生在鋁層一側(cè)。出現(xiàn)這種情況的原因是界面的結(jié)合強(qiáng)度較高，大于鋁基體的抗拉強(qiáng)度，使得鋁基體在剝離時發(fā)生斷裂而粘在鈦層表面；短時高溫退火后，鋁層表面的韌窩變多變細(xì)小，鈦層表面粘下來的鋁合金凸起增多，出現(xiàn)很多環(huán)狀的韌窩以及大的撕裂脊，發(fā)生此變化的原因有以下兩種：一是鈦鋁復(fù)合界面的結(jié)合強(qiáng)度增加，使得鈦層表面粘下來的鋁基體增多；二是鋁基體的綜合性能增強(qiáng)，使鋁層剝離表面的韌窩變多變細(xì)小。當(dāng)退火時間更長時，鋁層表面的韌窩消失，鋁層和鈦層表面都表現(xiàn)為解理面，此時復(fù)合界面的結(jié)合強(qiáng)度已經(jīng)很差，雖然在鋁（鈦）側(cè)能發(fā)現(xiàn)鈦（鋁）元素，這是由于長時間高溫退火過程中元素擴(kuò)散或者形成金屬間化合物導(dǎo)致的。

鑄軋Ti/Al 復(fù)合板界面微區(qū)的組織如圖4（a）所示，其中Ti 基體中包含大量等軸晶以及少量的孿晶組織，而Al 基體是由鑄軋產(chǎn)生的變形組織組成，在鋁基體內(nèi)存在大量的亞晶界。鑄軋過程是熔融鋁合金在亞快速冷卻條件下在鑄軋區(qū)凝固，并在軋輥處發(fā)生變形，這一過程使Al 基體晶粒的晶界處儲存在大量的位錯和高能區(qū)（畸變能），這些高能區(qū)為后續(xù)退火處理中，亞晶界的吞并以及再結(jié)晶晶粒的形核和生長提供了足夠的驅(qū)動力。經(jīng)過高溫退火后，Ti/Al 復(fù)合板界面微區(qū)組織如圖4（b），（c）所示，Ti 基體組織幾乎未發(fā)生變化，仍由等軸晶以及孿晶組成，所以Ti 基體的性能幾乎沒發(fā)生變化，微觀維氏硬度未發(fā)生變化，而Al基體內(nèi)大量的亞晶界消失，形成穩(wěn)定的再結(jié)晶晶粒的晶界，并且隨著退火時間的延長，再結(jié)晶晶粒發(fā)生長大。隨著大量的亞晶界被吞并，形成穩(wěn)定的晶界，Al基體內(nèi)儲存的大量能量得到釋放，趨于穩(wěn)定，所以Al基體的顯微硬度和抗拉強(qiáng)度升高，當(dāng)發(fā)生完全再結(jié)晶后，繼續(xù)退火處理時，部分晶粒將出現(xiàn)異常長大現(xiàn)象，降低了合金的力學(xué)性能，表現(xiàn)為硬度和抗拉強(qiáng)度的降低。

此外，在高溫退火過程中，Ti，Al 原子獲得更大的能量，利于兩種原子的擴(kuò)散。如圖5 所示，當(dāng)退火時間較短時，在Ti/Al 復(fù)合板界面處Ti，Al 兩種元素的互擴(kuò)散區(qū)變寬，退火一定時間后，Ti，Al 兩種元素的擴(kuò)散曲線開始發(fā)生變形，并產(chǎn)生一段元素比例不變的平臺，說明那個界面處開始生成第二相的TiAl3，TiAl3是一種脆硬相，且密度低，最低可達(dá)3.36 g/cm3，這種相與基體不共格，使得界面處的共格關(guān)系變?nèi)酰掖嬖谳^大的內(nèi)應(yīng)力，使結(jié)合強(qiáng)度降低。一般而言，Ti/Al復(fù)合板界面的結(jié)合強(qiáng)度受鋁基體強(qiáng)度，Ti，Al 兩種元素的互擴(kuò)散區(qū)的寬度以及脆硬的第二相等因素影響。

因此，在短時高溫退火時，AA6061 鋁合金發(fā)生再結(jié)晶，合金的綜合性能增強(qiáng)， Ti，Al 兩種元素的擴(kuò)散區(qū)寬度增加，使得Ti/Al 復(fù)合板的界面結(jié)合強(qiáng)度增加；當(dāng)退火時間更長時，AA6061 鋁合金的再結(jié)晶晶粒長大，合金的綜合性能變差，雖然Ti，Al 兩種元素的擴(kuò)散區(qū)仍在變寬，但是復(fù)合界面處生成了脆硬的金屬件化合物TiAl3，復(fù)合界面的結(jié)合強(qiáng)度變差。

4 結(jié)論

（1）在高溫退火過程中，鑄軋Ti/Al 復(fù)合板復(fù)合界面微區(qū)的Ti 基體基本不發(fā)生變化，Al 基體在1 h 完全再結(jié)晶，并開始長大。

（2）在高溫退火過程中，鑄軋Ti/Al 復(fù)合板復(fù)合界面微區(qū)生成連續(xù)的脆硬第二相TiAl3，TiAl3在長大過程中受到體積擴(kuò)散的影響。

（3）在高溫退火過程中，鑄軋Ti/Al 復(fù)合板的抗拉性能和伸長率先升高后降低，在1 h 時達(dá)到峰值，最大抗拉強(qiáng)度為236 MPa，最大伸長率為27.6%；鑄軋Ti/Al 復(fù)合板界面的結(jié)合性能先升高后降低，在30 min 時達(dá)到峰值，約為23.6 N/mm。

（4）Ti/Al 復(fù)合板不宜做長時間高溫退火，但可以通過短時間高溫退火提升強(qiáng)度。