钛/钢双金属复合伙料的出现添补了单一钛金属焊接机能差、、成本高的缺点，钛/钢双金属复合伙料以其良好的耐侵蚀性和较高的经济实用性被宽泛利用于航空航天、、海洋船舶等众多领域。。。钻研初期,列国专家学者选取爆炸复合法、、爆炸-轧制复合法、、扩散复合法和热轧复合法等制备钛/钢复合伙料。。。随着钻研的逐步深刻，专家学者们起头探索影响钛/钢复合伙料界面结合质量的重要成分。。。WANG C Y等选取分歧步骤对钢板理论进行处置，发现降低加工硬化层的厚度是提高钛/钢双金属复合板材结合强度的有效步骤。。。TANG C等发现肯定领域内，层状金属复合伙料理论粗糙度越大，结合强度越高。。。LIU X F等通过冷轧复合法制备钛/钢层状复合板，发现界面作使劲和轧制力对界面的作用功夫是影响钛/钢层状复合板界面结合强度的重要成分。。。同时，专家学者们选取热轧工艺制备钛/钢复合伙料时发现，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减弱了结合机能。。。针对这一景象，LEE M K等在复合理论增长适量的过渡层金属，有效阻止了层间原子的扩散，肯定水平上预防了TiC和Fe-Ti系脆性化合物的天生。。。RIZIM S等和ZHAO D S等使用Cu做中央层，克制了脆性化合物的天生，获得界面结合质量优良、、具备优良力学机能的钛/钢双金属复合伙料。。。现阶段的钻研重要集中于钛/钢复合伙料的制备工艺、、界面特点和力学机能，而鲜有学者对钛/不锈钢复合伙料最佳热变形前提发展深度探求。。。

本文以TA1纯钛和304不锈钢为钻研对象，利用Gleeble-3800热仿照试验机对双金属复合伙料试样进行热压缩试验，系统钻研了分歧变形温度和应变速度前提下TA1/304不锈钢双金属复合伙料的热塑性变形法规，绘制分歧应变前提下复合伙料的热加工图，最终确定TA1/304不锈钢双金属复合伙料的最佳热加工区间，并选取扫描电镜对双金属复合伙料复合界面进行EDS线扫描和显微硬度分析，观察分歧变形前提下复合界面元素的扩散情况，进一步验证最佳热加工工艺参数的正确性。。。钻研结论可能为钛/不锈钢复合协调变形机理提供必要的参考凭据，对复合伙料的出产应器拥有重要的现实意思。。。

1、、试验资料与步骤

试验选用304不锈钢作为基层资料，TA1纯钛作为复层资料进行热压缩复合试验。。。其化学成分如表1所示。。。

表1 TA1和304不锈钢的化学成分(%，质量分数)

在Gleeble-3800热仿照试验机上进行TA1/304不锈钢双金属复合伙料的单轴热压缩试验。。。试验起头前，将TA1纯钛和304不锈钢棒材加工成Φ10mm×7.5mm的圆柱试样，将试样待结合理论打磨光滑，经超声波洗濯后置于热仿照试验机中进行热压缩试验，试样压缩过程如图1a所示。。。热压缩试验变形温度设置为750、、850、、900和950℃，加热速度为5℃·s??，为获得较为均匀的晶粒尺寸，确定保温功夫为60s，应变速度为0.01、、0.1、、0.5和1s??，变形量为40%，压后冷却方式为空冷，TA1/304不锈钢双金属复合伙料试样热压缩后的宏观描摹如图1b所示。。。

试验实现后，将试样沿轴线切开，并对切割后理论进行打磨和机械抛光，使用体积分数为4%的硝酸酒精侵蚀液进行理论侵蚀，利用能谱仪(Energy Disperse Spectroscopy, EDS)对双金属复合伙料界面左近区域各元素的散布情况和同化物缺点进行表征和分析。。。选取HVT-1000A维氏显微硬度计丈量双金属复合伙料界面处的显微硬度以评估粘合强度。。。

2、、了局与会商

2.1真应力-真应变曲线

TA1/304不锈钢双金属复合伙料在分歧变形前提下的真应力随真应变的变动趋向如图2所示。。。在真应变达到0.03之前，TA1/304不锈钢双金属复合伙料的真应力随着真应变的增长而迅速增大，这是由于TA1变形时产生位错增殖以及位错间的相互作用而导致资料强度大幅增大，其真应力-真应变曲线阐发出典型的加工硬化特点。。。当真应变处于0.03~0.35时，随着变形水平的增长，304不锈钢起头产生加工硬化，其真应力随真应变的增长而缓慢上升。。。如图2a所示，在高温低应变速度(T=950℃、、ε=0.01 s??)下，双金属复合伙料有足够的功夫和热驱动力对变形初始时内部产生的位错进行复原和涅灭，资料流动故障变弱，TA1的动态软化和304不锈钢的加工硬化缓慢持续进行，出现近似稳态流变特点。。。在低温低应变速度(T=750℃、、\dot{\varepsilon}=0.01s^{-1})前提下，由于变形温度较低，TA1在变形过程中所需的热驱动力不及，动态再结晶减弱，抵抗304不锈钢加工硬化能力降落，此时，304不锈钢的加工硬化行为占该阶段的主导。。。真应变达到0.35后，真应力变动根基不变，这是由于双金属复合伙料的动态再结晶软化成效和加工硬化成效达到了动态平衡。。。

综上所述，TA1/304不锈钢双金属复合伙料在热压缩复合过程中真应力随真应变的增长而增大，由于双金属资料机能的差距导致该过程存在不均匀变形，因而真应力-真应变的变动趋向受动态软化和加工硬化效应的综合影响。。。

2.2 TA1/304不锈钢双金属复合伙料流动应力方程

SUI D等选取 Arrhenius本构方程描述了资料热变形过程中流动应力与变形前提之间的关系,正确预测了资料成形过程中流动应力的变动趋向,为拔取相宜的热加工参数提供了理论领导。。。 Arrhenius本构方程中流动应力σ、、变形温度 T和应变速度 \dot{\varepsilon} 之间存在以下关系:

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?。。。拔取双曲正弦方程(3)描述 TA1/304不锈钢双金属复合伙料的热变形过程。。。

Z参数表白式为:

对式(1)和式(2)取对数得:

将真应力σ和应变速度ε ˙ 代入式(5)和式(6),数据拟合后得到lnε ˙-lnσ、、lnε ˙ -σ的线性关系别离如图3a和图3b所示。。。

凭据曲线斜率均匀值得: 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,线性关系别离如图3c和图3d所示。。。由均匀斜率得n=4.3149, Q=383.8885 kJ·mol??。。。

将式(3)代人式(4)得到温度赔偿的应变速度因子Z参数的函数表白式为:

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

经过数值迭代和线性拟合分析,确定TA1/304不锈钢双金属复合伙料的流动应力方程为:

为了验证流动应力方程的正确性,王顺引入线性有关系数R′(式(10))和均匀相对误差e_{AARE}(式(11))评估流动应力方程的预测精度。。。

式中: N为样本数据总量; σ?和σ_c别离为现实试验真应力值和流动方程预测应力值; \bar{σ{e}和\bar{\sigma}{c}别离为σ?和σ_c的均匀值。。。

将真应变为0.3时所对应的试验应力与本构方程预测应力进行线性拟合，如图5所示。。。即R′=0.99722, e_{AARE}=3.5346885%,暗示流动应力方程预测应力值在较小误差领域内,进一步批注该本构模型能正确描述 TA1/304不锈钢双金属复合伙料的热变形行为,可能为工业出产提供理论领导。。。

2.3 TA1/304不锈钢双金属复合伙料热加工图

PRASAD Y V R K等将资料热加工阶段作为一个能量耗散的过程,提出了基于动态资料模型(Dynamic Materials Model, DMM)的热加工图,揭示了分歧变形前提下资料的微观变形机制。。。资料产生塑性变形亏损的能量G和资料内部微观组织演变产生的能量耗散J组成了热变形阶段总能量P,数学模型如式(12)和式(13)所示。。。

将式(12)和式(13)变形得式(14)和式(15):

式中: m为应变速度敏感指数,取常数。。。资料内部微观组织演变产生的能量耗散J为最大值时,有:

功率耗散效能η的表白式为:

基于 Prasad失稳判断准则,在统一应变速度下,组织演变能耗函数遵循式(19)。。。联立式(15)～式(19)得失稳判据表白式(式(20)),同时利用 Origin软件构建二维功率耗散图和平面失稳图。。。

叠加功率耗散图和失稳图构建TA1/304不锈钢双金属复合伙料在分歧变形前提下的热加工图。。。图6为TA1/304不锈钢复合伙料真应变为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能随变形温度和应变速度的变动而变动，该数值的巨细与资料产生变形的难易水平有关。。。叶梦元等以为通常功率耗散效能η在0.15~0.25时暗示资料产活泼态回复景象，在0.3~0.6时暗示资料产生了动态再结晶，资料内部产生大量位错导致晶粒细化，该区域有较好的加工机能;但资料内部相变或者失稳时也会导致功率耗散效能过大，当η>0.6时，资料会出现失稳景象，通常处于开裂区域或者超塑性区域。。。

分歧真应变下资料的热加工情况如表2所示，由图6和表2可知，灰色失稳区域重要集中在图6左下角低温高应变区域，注明在低温高应变前提下，304不锈钢的加工硬化大于TA1的动态软化效应，导致资料内部存在组织缺点。。。随着真应变的增长，灰色区域逐步增大，热加工时应该避开失稳区域;随着变形水平的不休增长,白色安全区域重要集中在中温低应变区域，图中A区域和B区域为功率耗散效能较大的区域，如图6a和图6b所示，当真应变从0.1增长到0.2时，安全区域T=832~950℃，\dot{\varepsilon}=0.0287~0.5679 s??逐步向中温中应变区域T=842~950℃，ε=0.0304~0.4734 s??转变，当真应变增长至0.4时，安全区域T=872~936℃，ε=0.0567~0.4242 s??，如图6d所示，安全区域随着真应变的增长而缩小，这是由于随着变形水平的增长，TA1/304不锈钢复合伙料进入超塑性阶段，极易出现开裂景象，导致可加工领域变小。。。在不变安全区域内，双金属复合伙料内部元素扩散水平增大，形成一条致密的扩散带，界面结合质量优良。。。与此同时，在热加工过程中，双金属复合伙料在不变安全区的变形前提下易产活泼态再结晶,形成稳态流变，加工成效好。。。

表2分歧真应变下资料的热加工情况

综上所述，TA1和304不锈钢双金属复合伙料热加工过程的最佳加工窗口在选择时应避开失稳区，选择安全区中功率耗散值较大且不变的区域。。。因而最佳热加工窗口为: T=872~936℃, ε ˙ =0.0567~0.4242 s??区域，功率耗散效能为0.43。。。

2.4 EDS线扫描分析

图7所示为TA1/304不锈钢双金属复合伙料界面的EDS线扫描了局,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元素出现交替上升的“X”型扩散蹊径，中央订交区域则为界面元素扩散区。。。表3为TA1/304不锈钢双金属复合伙料复合界面元素扩散距离的丈量了局，了局批注，统一应变速度下，随着加热温度的上升，双金属复合伙料复合界面元素的扩散距离不休增长，尤其当应变速度为0.1s??、、温度从900℃上升至950℃时，界面的扩散景象最为显著，由7μm提高了1倍以上。。。

图7

表3 TA1/304不锈钢双金属复合伙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℃产生同素异构转变，882℃以上是β-Ti，β-Ti中参与了Fe元素后，其相变点温度降低，当Fe元素含量增长至特定比例时，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。。。别的，Ti为强碳化合物形成元素，极易与不锈钢中的C形成TiC，使结合区脆性变大。。。CHAI X Y发现 TiC和 Fe-Ti共存时，对界面结合强度的减弱成效最为严重。。。

当温度为750℃，应变速度为0.01s??时(图7a)，界面有裂纹产生，TA1和304不锈钢有显著的分界，这是由于温度过低，双金属间元素扩散不充分，降低了界面结合强度，导致复合界面产生部门裂纹。。。当温度为850℃，应变速度为0.01s??时(图7b)时，在复合界面出现了一条显著的条带，此为复合界面TA1基体与反映层交错结合形成不规定界面，反映层与304不锈钢界面处有孔洞产生，是由于C元素与O元素接触产生反映，天生了CO?气体，导致界面产生了孔洞等缺点。。。当温度为900℃，应变速度为0.1s??时(图7c)，双金属复合伙料复合界面上形成了一条致密的脆性化合物带，肯定水平上故障了Fe和Ti元素的相互扩散,克制了复杂Fe-Ti系脆性化合物的天生。。。观察SEM图像得复合界面结合优良，未发现有显著缺点。。。当温度为950℃，应变速度为0.1s??时(图7d)，可将双金属复合伙料的组织描摹分成4个区域(I、、II、、III和IV)，I区域重要由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达到了其同素异构转变温度(882℃)，转变为β-Ti，同时EDS线扫描了局显示该区域C元素出现峰值，有显著的富集景象，这种景象批注，该区域强碳化合物形成元素Ti与C产生反映，形成了一条显著的脆性化合物带。。。III区域重要由 Ti和 Fe元素组成，且存在大量玄色化合物,由此判断,该区域天生了Fe-Ti系脆性化合物。。。IV区域存在大量Fe和C元素，为304不锈钢基体。。。变形温度为950℃，应变速度为0.1s??时，TiC和Fe-Ti化合物对界面复合强度的影响最大，该区域在热变形过程中易产生脆性断裂。。。

王光磊等在对钛/不锈钢真空热轧复应时发现，复合界面扩散带的厚度越大，越容易产生不利于界面结合的化合物，存在极大的断裂风险。。。但扩散带厚度过小，导致双金属冶金结合受限，无法达到优良的结合成效。。。因而，保障扩散层厚度在相宜的领域内对TA1/304不锈钢复合伙料在现实利用中有重要的现实意思。。。由EDS线扫描分析了局确定，在中高温低应变速度(900℃，0.1s??)前提下，TA1/304不锈钢双金属复合伙料界面复合成效最佳。。。

2.5硬度分析

SINGH M等使用显微硬度表征技术对 C-C复合伙料结合界面上的部门力学机能变动进行了有效评估。。。试验使用维氏显微硬度仪来检测TA1/304不锈钢结合界面两侧的硬度变动，以试样结合界面分界限为零度线，垂直于零度线沿直线别离向两端取测试点。。。凭据国标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不锈钢双金属复合伙料界面两侧硬度值的变动曲线。。。由图可知，TA1基体部门硬度值有缓慢上升的趋向，这是由于在热压缩过程中，晶粒在压应力作用下，产生破碎景象，晶粒尺寸随之减小，达到细晶强化的成效，进而提高了其硬度值。。。零度线左近区域的硬度值先升高后迅速降落，此阶段出现峰值硬度，其原因是肯定温度下，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,当扩散进行到肯定水平,致密的脆性化合物带将故障Fe和Ti元素的互扩散，Ti-Fe系脆性化合物含量的削减是导致界面硬度降落的重要原因。。。304不锈钢侧硬度值随温度的升高呈降落趋向，这是由于随着温度升高，304不锈钢内部的晶粒不休长大，造成晶粒粗壮景象，从而降低基体硬度。。。

图8a为应变速度为0.1s??时，TA1/304不锈钢双金属复合伙料在分歧温度下的硬度值变动，温度为750℃时，界面硬度仅为246.4HV，当温度达到900℃时，复合伙料界面处的硬度达到峰值为273 HV。。。对比分析图8a和图8b，TA1/304不锈钢双金属复合伙料在应变速度为0.1和0.5s??下的硬度值变动，了局批注，当应变速度为0.1s??，温度为900℃时，TA1/304不锈钢双金属复合伙料结合界面处拥有较高的硬度，注明该前提下，双金属复合过程中天生的脆性化合物含量较低，界面形成冶金结合，复合成效最佳，进一步验证了热加工图的正确性。。。

3、、结论

(1)在TA1/304不锈钢双金属复合伙料热压缩过程中，真应力随真应变的增长整体呈上升趋向，真应力与应变速度呈正有关，与变形温度呈负有关。。。资料流动应力在分歧变形前提下受动态软化和加工硬化效应的综合影响。。。

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

(3)成立了TA1/304不锈钢双金属复合伙料热压缩过程的热加工图，综合思考后确定其最佳热加工窗口为:T=872~936℃, \dot{\varepsilon}=0.0567~0.4242 s??,均匀功率耗散值为0.43。。。通过度析SEM图像所出现的微观组织状态及EDS线扫描得到的双金属结合界面的元素扩散情况，确定中高温低应变速度(900℃，0.1s??)前提下，TA1/304不锈钢双金属复合伙料界面复合成效最佳，此时的显微界面硬度值达到273HV，进一步验证了最佳热加工窗口的正确性。。。

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（注，原文标题：：TA1/304不锈钢双金属复合伙料热变形行为及热加工工艺钻研）

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