鈦及鈦合金因具有高比強(qiáng)度和耐腐蝕等優(yōu)異性能使其在海洋工程、石油化工和火電生產(chǎn)等多種嚴(yán)苛服役環(huán)境呈現(xiàn)明顯優(yōu)勢(shì)；低合金鋼具有良好的強(qiáng)韌性和較低的價(jià)格，廣泛應(yīng)用于各類工業(yè)領(lǐng)域[1]。但是，鈦金屬價(jià)格昂貴，限制了其廣泛應(yīng)用；低合金鋼較差的耐蝕性能給結(jié)構(gòu)設(shè)備帶來(lái)了安全隱患。通過(guò)異種金屬的性能“互補(bǔ)效應(yīng)”[2]，鈦/鋼復(fù)合板實(shí)現(xiàn)了耐腐蝕、高強(qiáng)度和低成本有效結(jié)合，具備更廣泛的應(yīng)用前景。

隨著鈦/鋼復(fù)合板應(yīng)用領(lǐng)域的不斷拓展，以爆炸復(fù)合法和爆炸-軋制復(fù)合法等傳統(tǒng)工藝生產(chǎn)的鈦/鋼復(fù)合板，越來(lái)越難以滿足市場(chǎng)對(duì)其性能和尺寸規(guī)格等方面提出的更高要求。近年來(lái)，國(guó)內(nèi)多家科研院所就鈦/鋼復(fù)合板的生產(chǎn)方法開(kāi)展了相關(guān)探索和研究，包括真空軋制復(fù)合法[3,4]，冷-熱軋復(fù)合法[5]、冷噴涂-軋制復(fù)合法[6]和波-平軋制復(fù)合法[7,8]等，力求充分發(fā)揮軋制過(guò)程所具有的高生產(chǎn)效率、環(huán)境友好、低能耗等優(yōu)點(diǎn)，實(shí)現(xiàn)更理想的界面結(jié)合性能。然而，受目前技術(shù)裝備條件的限制，基于真空焊接制坯的軋制復(fù)合法更具備實(shí)現(xiàn)寬板幅、薄復(fù)層和高界面結(jié)合性能鈦/鋼復(fù)合板的工業(yè)化生產(chǎn)。因此，對(duì)于國(guó)內(nèi)鋼鐵企業(yè)而言，開(kāi)展真空軋制鈦/鋼復(fù)合板工藝及理論研究具有更加迫切的現(xiàn)實(shí)意義。

大量文獻(xiàn)認(rèn)為壓下率是復(fù)合板制備工藝中的關(guān)鍵參數(shù)，軋制壓下率通過(guò)影響界面化合物尺寸和分布狀態(tài)，從而影響界面結(jié)合性能[9,10]。劇烈的塑性變形促使接觸表面產(chǎn)生點(diǎn)缺陷，形成空位，異質(zhì)原子通過(guò)空位實(shí)現(xiàn)跨界面擴(kuò)散，從而使界面形成良好的冶金結(jié)合。Li等[11]通過(guò)單道次軋制進(jìn)行了不同壓下率工藝參數(shù)的研究發(fā)現(xiàn)，壓下率增加促使連續(xù)的吸附氧化層破裂和分散。然而，先前的研究表明，鈦/鋼復(fù)合板在加熱時(shí)，其接觸區(qū)和非接觸區(qū)之間的元素?cái)U(kuò)散和產(chǎn)物呈現(xiàn)出不同的狀態(tài)，這將導(dǎo)致軋后的界面產(chǎn)物來(lái)源于加熱和軋制兩個(gè)階段[12]。因此，理解接觸區(qū)和非接觸區(qū)在不同壓下率界面組織的演變規(guī)律對(duì)優(yōu)化復(fù)合板表面加工及加熱工藝至關(guān)重要。此外，由于鈦與鋼之間的物理和化學(xué)性質(zhì)存在巨大差異，鈦/鋼復(fù)合界面通常會(huì)產(chǎn)生TiC、FeTi和Fe2Ti等多種脆性金屬間化合物，其中，溫度參數(shù)對(duì)界面化合物的產(chǎn)生起決定性作用。根據(jù)擴(kuò)散定律，溫度越高，界面的互擴(kuò)散反應(yīng)越劇烈，由此生成的新相的厚度越大[13-15]。近年來(lái)，熱軋溫度參數(shù)在制備鈦/鋼復(fù)合板時(shí)得到廣泛關(guān)注[4,7,16-21]。研究人員在設(shè)計(jì)實(shí)驗(yàn)溫度參數(shù)時(shí)主要集中在800~950℃之間，并在850~900℃范圍內(nèi)，各自實(shí)驗(yàn)條件下的界面剪切強(qiáng)度達(dá)到最高值。但是，由于實(shí)驗(yàn)條件、成分體系和軋制壓下率等其它方面的影響，目前的研究中并未就鈦/鋼復(fù)合板的最優(yōu)加熱溫度達(dá)成一致。鈦/鋼直接軋制復(fù)合板的研究中，界面產(chǎn)生薄且均勻的擴(kuò)散層有利于獲得較高的界面剪切強(qiáng)度，而較厚的反應(yīng)擴(kuò)散層會(huì)使界面脆化[21,22]。因此，降低加熱溫度是減緩各元素互擴(kuò)散和反應(yīng)程度的最有效方法。同時(shí)，考慮到熱軋復(fù)合過(guò)程中對(duì)基材性能調(diào)控和降低軋制載荷的現(xiàn)實(shí)要求，則需盡量提高加熱溫度。如此矛盾的客觀條件必然導(dǎo)致鈦/鋼復(fù)合板的加熱溫度窗口較小。因此，針對(duì)加熱溫度參數(shù)作進(jìn)一步研究顯得十分必要。

綜上所述，本文通過(guò)設(shè)計(jì)間隙軋制和接觸軋制的對(duì)比實(shí)驗(yàn)，采用不同的軋制壓下率和軋制溫度，深入分析了其對(duì)界面產(chǎn)物、元素?cái)U(kuò)散行為和界面性能的影響規(guī)律，以期通過(guò)調(diào)控加熱工藝及表面接觸狀態(tài)提高界面結(jié)合性能的目的。

1、實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)原材料為T(mén)A1工業(yè)純鈦板和14Cr1MoR低合金鋼板，其中，14Cr1MoR低合金鋼板的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)為：C0.13、Cr1.31、Mo0.57、Mn0.4、Si0.51、Ni0.1、Fe余量。TA1工業(yè)純鈦板的尺寸為130mm×90mm×10mm，14Cr1MoR鋼板尺寸為160mm×110mm×35mm(2塊)。

鈦/鋼復(fù)合板的真空軋制復(fù)合工藝流程圖如圖1所示。首先，在兩鋼板中心加工出尺寸為130mm×90mm×4.8mm的凹槽，鈦板的一側(cè)加工掉0.5mm，并在四角預(yù)留凸臺(tái)。鋼板與鈦板采用精密銑床加工出光滑表面，使用丙酮和酒精去除待復(fù)合表面的油污，并組合成如圖1所示一側(cè)緊密貼合，一側(cè)形成0.5mm間隙的鋼-鈦-鋼組合坯。然后，將組合坯放入THDW-15型真空電子束焊機(jī)內(nèi)，當(dāng)真空室內(nèi)達(dá)到5×10-3Pa時(shí)進(jìn)行電子束焊接密封。將焊接密封后的組合坯放在加熱爐中以850℃加熱2h，在φ450熱軋機(jī)中以軋制速度為1m/s，軋制總壓下率分別為40%、60%和80%軋制成形，軋后復(fù)合板均以空冷的方式冷卻至室溫。此外，還進(jìn)一步對(duì)比研究了900℃加熱、壓下率為80%工藝下復(fù)合板的組織性能。

為了評(píng)估鈦鋼復(fù)合板界面的結(jié)合性能，根據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T8547-2019(鈦-鋼復(fù)合板)所述要求對(duì)復(fù)合界面進(jìn)行拉伸剪切試驗(yàn)，每組工藝下取3個(gè)試樣，拉伸速率為1mm/min。對(duì)不同工藝下的界面試樣進(jìn)行研磨并拋光，并使用場(chǎng)發(fā)射電子探針(EPMA,JXA-8530F)的背散射電子(BSE)模式觀察界面的微觀結(jié)構(gòu)；利用二次電子(SE)觀察斷口表面的特征；同時(shí)，利用EPMA配備的波譜儀(WDS)和能譜儀(EDS)對(duì)界面和斷口進(jìn)行成分分析，其中包括界面元素?cái)U(kuò)散分析，斷口形貌的元素分布和化合物成分定量分析等。最后，采用X射線衍射儀(XRD,XPertPro)對(duì)剪切斷口進(jìn)行物相成分分析，用于確定界面反應(yīng)產(chǎn)物的結(jié)構(gòu)類型。

2、結(jié)果與分析

2.1不同壓下率界面組織及元素?cái)U(kuò)散

圖2為在850℃溫度下采用不同軋制壓下率獲得的界面組織形貌。由圖2(a~c)低倍組織形貌圖可知，隨著軋制壓下率的增加，界面由波浪狀逐漸變平直。在軋制力的作用下，鈦和鋼表面逐漸實(shí)現(xiàn)緊密接觸，但由于二者變形抗力差異大，在軋制初期出現(xiàn)變形不協(xié)調(diào)，導(dǎo)致界面呈現(xiàn)波浪狀，隨著軋制過(guò)程進(jìn)行，二者協(xié)調(diào)變形，將波浪界面延展壓平。與文獻(xiàn)[23,24]中相關(guān)研究所述脫碳層和β-Ti層的厚度隨軋制壓下率增大而逐漸減小不同，本研究中采用的坯料尺寸較大，軋制完成后復(fù)合板仍保持較高溫度(終軋溫度大于830℃)，在軋制和冷卻過(guò)程[25]雙重作用下，導(dǎo)致脫碳層和β-Ti層厚度未呈現(xiàn)明顯差異。

對(duì)比接觸組坯(圖2(d-f))和間隙組坯(圖2(g-f))軋制界面的微觀形貌，在相同的壓下率下，接觸組坯軋制的(α+β)-Ti層厚度較大，且接觸組坯軋制中β-Ti的含量明顯高于間隙組坯。這說(shuō)明采用間隙軋制抑制了Fe元素的擴(kuò)散，導(dǎo)致形成的β-Ti的含量較少。同時(shí)，隨著壓下率增加，兩種軋制方式下的(α+β)-Ti層中β-Ti的含量均逐漸增多，說(shuō)明隨著軋制過(guò)程進(jìn)行，F(xiàn)e元素向純鈦中擴(kuò)散更加充分，發(fā)生完全α→β相變并最終保留至室溫。另一方面，無(wú)論何種軋制方式，TiC的分布均隨著壓下率增大逐漸均勻，80%壓下率時(shí)均無(wú)明顯TiC聚集區(qū)域(紅色箭頭所示)。然而，相比于間隙軋制相對(duì)分散TiC聚集區(qū)域(圖2(g,h))，接觸軋制界面TiC聚集區(qū)域(圖2(d,e))更加明顯，這是由于接觸區(qū)域在加熱時(shí)預(yù)先產(chǎn)生的TiC與軋制過(guò)程中新產(chǎn)生的TiC分布不均引起的。值得注意的是，在850℃加熱溫度下，接觸界面預(yù)先產(chǎn)生的TiC較少，當(dāng)軋制壓下率較高時(shí)，預(yù)先產(chǎn)生的TiC將逐漸破碎并均勻分布在界面，此時(shí)界面將以新產(chǎn)生的TiC為主。

圖3所示為40%、60%和80%三種壓下率的復(fù)合界面進(jìn)行元素線掃分析。結(jié)果顯示，接觸軋制方式下Fe元素的擴(kuò)散距離(5.13~5.89μm)均大于間隙軋制方式(3.23~4.29μm)，進(jìn)一步表明間隙軋制抑制了Fe元素的擴(kuò)散；而Ti元素在鋼中的擴(kuò)散在不同軋制方式下無(wú)明顯差異。另外，不同軋制方式下Fe元素的分布狀態(tài)也呈現(xiàn)較大差異：采用接觸軋制時(shí)，F(xiàn)e元素形成了均勻的擴(kuò)散平臺(tái)，擴(kuò)散平臺(tái)的寬度與(α+β)-Ti層的寬度相同；而采用間隙軋制時(shí)，F(xiàn)e元素?cái)U(kuò)散呈現(xiàn)波浪狀，與(α+β)-Ti層中α相和β相分布呈現(xiàn)相同的規(guī)律。此外，從圖3中還可以看出間隙軋制下界面C元素的含量高于接觸軋制下界面C元素的含量。由于TiC形成對(duì)Fe元素的擴(kuò)散具有抑制作用[20,26]，因此間隙軋制下Fe元素的擴(kuò)散距離較小。

2.2不同壓下率界面剪切性能與斷口形貌

根據(jù)鈦/鋼復(fù)合板力學(xué)性能檢測(cè)的要求，對(duì)3種不同壓下率下的復(fù)合板進(jìn)行剪切強(qiáng)度測(cè)試，并計(jì)算出平均剪切強(qiáng)度，結(jié)果如圖4所示。隨著壓下率增加，接觸和間隙組坯軋制后界面剪切強(qiáng)度均呈增大趨勢(shì)，80%壓下率下平均剪切強(qiáng)度分別為207MPa和198MPa。在低軋制壓下率條件下，接觸組坯的界面剪切強(qiáng)度高于間隙軋制的剪切強(qiáng)度，當(dāng)壓下率逐漸增大時(shí)，兩種方式下界面結(jié)合強(qiáng)度差異逐漸變小。

圖5為不同工藝條件下的鈦側(cè)剪切斷口形貌和對(duì)應(yīng)位置的元素分析。圖5(a)所示為間隙組坯軋制壓下率為40%條件下剪切強(qiáng)度為117MPa時(shí)的斷口形貌，斷口表面呈凹凸?fàn)罟饣拇嘈詳嗔烟卣鳌?/p>

對(duì)局部區(qū)域進(jìn)行高倍觀察，發(fā)現(xiàn)斷口表面存在細(xì)小的二次裂紋和點(diǎn)狀撕裂區(qū)。元素分析結(jié)果顯示，光滑斷裂表面含有大量的C元素和少量Fe元素，撕裂區(qū)僅含有Fe元素。這表明斷裂位置主要發(fā)生在界面TiC層，并向鋼基體中擴(kuò)展，從而產(chǎn)生點(diǎn)狀撕裂區(qū)。由于采用間隙組坯軋制，在壓下率較低的情況下，F(xiàn)e元素和Ti元素未能進(jìn)行充分?jǐn)U散，導(dǎo)致界面結(jié)合強(qiáng)度較低。隨著壓下率增加，在60%和80%壓下率條件下，間隙組坯和接觸組坯軋制的斷口表面均呈現(xiàn)肉眼可見(jiàn)撕裂狀。如圖5(b)所示為壓下率為60%條件下剪切強(qiáng)度為172MPa時(shí)的斷口形貌，斷口表面呈不均勻滑動(dòng)斷裂狀，仍屬脆性斷裂特征。根據(jù)元素分布狀態(tài)可知，斷裂發(fā)生于TiC、鋼基體和Ti-Fe擴(kuò)散層。如圖5(c)所示，壓下率達(dá)到80%時(shí)，斷口出現(xiàn)大面積撕裂區(qū)域，且撕裂區(qū)含有明顯的剪切韌窩；斷口形貌下方的脆性斷裂區(qū)含有較大二次裂紋和點(diǎn)狀撕裂區(qū)。EDS檢測(cè)發(fā)現(xiàn)，撕裂A區(qū)域主要含有Ti元素，這表明A區(qū)域斷裂在鈦基體，因此呈現(xiàn)較大的結(jié)合強(qiáng)度(205MPa)；脆性斷裂B區(qū)域主要含有Ti、Fe、C和Cr元素，其元素原子分?jǐn)?shù)分別為53.87%、15.65%、30.27%和0.21%，這表明B區(qū)域主要斷裂在界面TiC；撕裂C區(qū)域主要含有Fe(93.51at.%)元素及少量的Ti(3.67at.%)、C(1.65at.%)和Cr(1.17at.%)元素，這表明C區(qū)域斷裂于Ti在鋼基體中的擴(kuò)散區(qū)域。

如上所述，壓下率增加促進(jìn)了界面兩側(cè)元素?cái)U(kuò)散及界面化合物的均勻性，降低復(fù)合界面在受外力載荷時(shí)應(yīng)力集中而產(chǎn)生裂紋，對(duì)提高界面剪切強(qiáng)度具有明顯促進(jìn)作用。同時(shí)，采用較高壓下率時(shí)，間隙組坯和接觸組坯軋制后復(fù)合板的界面組織和性能差異較小，這進(jìn)一步表明較大的累積壓下量可克服間隙位置元素?cái)U(kuò)散的不均勻，降低因接觸表面較大粗糙度導(dǎo)致界面產(chǎn)生不連續(xù)反應(yīng)擴(kuò)散層的機(jī)率，有利于提高界面結(jié)合強(qiáng)度[27]。

2.3溫度對(duì)界面組織及性能的影響

圖6為不同軋制溫度下鈦/鋼復(fù)合板界面的微觀形貌。從圖中可以看出，復(fù)合板經(jīng)850℃和900℃加熱軋制后，界面及其兩側(cè)組織呈現(xiàn)出明顯差異。850℃熱軋條件下，鋼側(cè)基體組織呈條帶狀分布，而900℃熱軋條件下以均勻分布的鐵素體和貝氏體為主。隨著熱軋溫度的升高，脫碳層和β-Ti層厚度顯著增加。相對(duì)于加熱時(shí)界面處形貌[12]，經(jīng)850℃熱軋后復(fù)合板界面形成了更明顯的脫碳層和β-Ti層，而經(jīng)900℃熱軋后脫碳層的鐵素體仍為柱狀晶，鈦側(cè)仍為β-Ti+(α+β)-Ti層組織(圖6(e))。值得注意的是，經(jīng)900℃熱軋后的脫碳層和β-Ti+(α+β)-Ti層的厚度由于較大軋制壓下率的影響，比加熱時(shí)的厚度顯著減少。對(duì)界面組織進(jìn)行高倍觀察，如圖6(c,f)所示，紅色箭頭所示顆粒為T(mén)iC，黑色箭頭所示灰色反應(yīng)層與β-Ti層襯度有明顯差異，結(jié)合界面反應(yīng)規(guī)律，灰色反應(yīng)層為FeTi。

圖7為850℃和900℃軋制后復(fù)合界面的元素分布情況。從圖中可以看C、Fe和Ti元素仍為參與界面擴(kuò)散和反應(yīng)的主要元素，而由于Cr和Mo元素的原子半徑大于Fe原子，且相對(duì)含量較少，其向界面和鈦側(cè)擴(kuò)散不明顯。隨著軋制溫度升至900℃，C元素在界面的富集厚度增加，且在鋼側(cè)呈現(xiàn)明顯析出，結(jié)合Ti元素的分布情況，析出相為T(mén)iC；Fe元素在鈦側(cè)的分布區(qū)域與BSE形貌中β-Ti相一致，表明Fe元素?cái)U(kuò)散為β-Ti形成的主要原因。與850℃樣品相比，900℃樣品的Fe元素在鈦側(cè)顯示出更長(zhǎng)的擴(kuò)散距離，而Ti元素在鋼側(cè)的擴(kuò)散距離較小，這與加熱Ti、Fe元素的擴(kuò)散規(guī)律一致。由此表明，在軋制力作用下，界面Ti、Fe元素的擴(kuò)散規(guī)律主要由其晶體結(jié)構(gòu)控制。需要注意的是，900℃界面出現(xiàn)明顯的C元素分布不均勻現(xiàn)象，其原因有二：一是，加熱及保溫過(guò)程中界面優(yōu)先形成了TiC層，由于其塑性較低，在軋制過(guò)程將發(fā)生斷裂，斷裂區(qū)域形成新的TiC層，因此其厚度較薄，而優(yōu)先形成的TiC層進(jìn)一步粗化；二是，純鈦在900℃條件下發(fā)生β相變后明顯軟化，促使軋制時(shí)界面處鈦與鋼的等效應(yīng)變力差異增大，從而導(dǎo)致界面加熱形成的TiC層變形不均勻。此外，在C聚集含量較高區(qū)域，無(wú)明顯的FeTi反應(yīng)層，而C元素含量較低區(qū)域，則出現(xiàn)明顯的FeTi反應(yīng)層，表明界面大量TiC的形成可抑制FeTi化合物的形成。這在Chai等[26]和Yang等[28]對(duì)鈦/鋼復(fù)合板界面產(chǎn)物的研究中也發(fā)現(xiàn)有相似的現(xiàn)象。

不同溫度下的復(fù)合板界面剪切應(yīng)力-位移曲線和剪切試樣宏觀形貌如圖8所示。從圖8(a)中可以看出，兩種溫度下復(fù)合界面呈現(xiàn)不同的斷裂模式，850℃下剪切應(yīng)力-位移曲線分為彈性階段和塑性變形階段，而900℃下的曲線在彈性階段突然發(fā)生斷裂，屬于明顯脆性斷裂特征。圖8(b)所示剪切試樣宏觀形貌也呈現(xiàn)與應(yīng)力-位移曲線相對(duì)應(yīng)的特征，850℃下剪切試樣的鈦側(cè)呈現(xiàn)明顯的塑性變形，與加載方向呈現(xiàn)一定的角度，900℃下試樣界面斷口與加載方向一致。Wu等[21]人在研究加熱溫度對(duì)熱軋鈦/不銹鋼復(fù)合板性能的影響時(shí)發(fā)現(xiàn)，斷口與加載方向成一定角度時(shí)，將可能與界面結(jié)合強(qiáng)度的差異有關(guān)。界面斷口與加載方向成一定角度的原因是施加在界面上的應(yīng)力超過(guò)純鈦的屈服強(qiáng)度，導(dǎo)致鈦基體優(yōu)先發(fā)生塑性變形，進(jìn)而引起剪切界面發(fā)生偏轉(zhuǎn)。這說(shuō)明界面斷口與加載方向間角度增大伴隨著界面剪切強(qiáng)度增大。

圖9為900℃下復(fù)合界面鈦側(cè)剪切斷口形貌。與850℃下剪切斷口(圖5(c))具有明顯剪切韌窩的撕裂區(qū)域和脆性斷裂區(qū)域兩種斷裂模式不同的是，900℃下斷口均呈脆性斷裂形貌，存在少量沿剪切力方向的解理花樣，但無(wú)明顯剪切韌窩。對(duì)圖9(a)中所示區(qū)域進(jìn)行WDS分析，發(fā)現(xiàn)A區(qū)域主要含有Fe(42.43at.%)、C(21.35at.%)和Ti(35.12at.%)元素，該區(qū)域可能含有TiC和Fe2Ti化合物；B區(qū)域主要含有Fe(26.24at.%)、C(16.63at.%)和Ti(56.26at.%)，該區(qū)域可能主要含有TiC和FeTi化合物。由此表明，900℃下剪切斷裂主要發(fā)在界面擴(kuò)散反應(yīng)層。

為進(jìn)一步分析不同加熱溫度條件下界面剪切斷口的化合物類型，對(duì)圖5(c)和圖9(b)所示的鈦側(cè)斷口進(jìn)行XRD物相分析，結(jié)果如圖10所示。圖10(a)表明，850℃加熱條件下，鈦側(cè)斷口表面主要含有β-Ti、α-Ti、α-Fe和TiC，這與斷口成分分析的結(jié)果一致。900℃加熱條件下，如圖10(b)所示，鈦側(cè)斷口表面未檢測(cè)到α-Fe，而增加了Ti-Fe系金屬間化合物FeTi和Fe2Ti。FeTi和Fe2Ti的出現(xiàn)進(jìn)一步驗(yàn)證了900℃下剪切斷裂主要發(fā)在界面擴(kuò)散反應(yīng)層。值得注意的是，雖然在圖6(f)中并沒(méi)有發(fā)現(xiàn)明顯的Fe2Ti相，但在斷口XRD中檢測(cè)到相應(yīng)Fe2Ti相的信號(hào)，表明界面產(chǎn)生少量的Fe2Ti。即使根據(jù)熱力學(xué)分析Fe2Ti比FeTi更容易形成，其含量應(yīng)該更多，但根據(jù)擴(kuò)散動(dòng)力學(xué)分析，F(xiàn)e和Ti原子會(huì)最先達(dá)到FeTi生成的化學(xué)計(jì)量數(shù)，因此FeTi的衍射峰高于Fe2Ti[12]。相關(guān)研究表明[4,29]，界面同時(shí)存在TiC和Ti-Fe金屬間化合物比其單一存在時(shí)對(duì)界面結(jié)合強(qiáng)度的影響更大。因此，900℃加熱條件下表現(xiàn)出更低的剪切強(qiáng)度。

3、結(jié)論

(1)鈦/鋼復(fù)合板采用接觸和間隙組坯的方式導(dǎo)致界面元素的擴(kuò)散分布狀態(tài)不同，在較低壓下率下，采用間隙組坯的方式界面形成較多TiC，抑制了Fe元素向鈦側(cè)擴(kuò)散，導(dǎo)致形成的β-Ti的數(shù)量較少；隨著壓下率增加促使Fe元素向鈦側(cè)充分?jǐn)U散，形成了均勻的β-Ti層。

(2)隨著壓下率增加，界面剪切強(qiáng)度呈明顯增加的趨勢(shì)，接觸軋制的界面剪切強(qiáng)度高于間隙軋制的剪切強(qiáng)度；當(dāng)壓下率逐漸增大時(shí)，兩種方式下界面結(jié)合強(qiáng)度差異逐漸變小。壓下率增加促進(jìn)了界面兩側(cè)元素?cái)U(kuò)散及界面化合物的均勻性，減少了應(yīng)力集中，延緩了裂紋擴(kuò)展。

(3)隨著軋制溫度升高，鈦/鋼界面剪切強(qiáng)度顯著降低。850℃下界面平均剪切強(qiáng)度達(dá)207MPa，較高的界面結(jié)合強(qiáng)度，使鈦基體優(yōu)先發(fā)生塑性變形，并引起剪切界面偏轉(zhuǎn)，導(dǎo)致界面與鈦基體同時(shí)斷裂；900℃界面剪切強(qiáng)度最低為160MPa，脆性相多樣化導(dǎo)致界面在剪切力作用下呈脆性斷裂。

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