工程科学学报，第40卷，第4期：469-477,2018年4月 Chinese Journal of Engineering,Vol.40,No.4:469-477,April 2018 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2018.04.010:http://journals.ustb.edu.cn 热压316L/Q345R复合板的结合性能 秦 勤巴，邓俊超，臧勇，谢璐，朱学挥 北京科技大学机械工程学院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:qinqin(@me.ustb.cdu.cn 摘要热轧双金属复合板由于其优良性质而得到广泛使用，而如何改善其结合性能也成为业界内的研究热点问题.本文尝 试采用分子动力学模拟的方法对316L/Q345R双金属板的高温结合性能进行系统研究.在建立316L/Q345R体系的原子结构 模型的基础上，使用MD模拟方法对316L/Q345R体系的热压复合过程进行模拟，其中采用嵌入原子势函数来描述Fe、Cr和 之间的相互作用.分析了不同温度与压缩应变率对热压复合变形机制以及扩散层厚度的影响，并探讨了添加金属层对界 面结合性能的改善效果.研究表明：温度的提高有利于形成较厚的扩散层，当双金属热压复合温度接近熔点时，此时在双金属 复合界面获得的扩散层厚度远大于在较低温度复合时的扩散层厚度：应变率的提高会降低扩散层厚度，这主要因为在达到相 同的压缩应变时，随着应变率增大和压缩时间缩短，原子的扩散时间缩短：在双金属之间添加一个晶格厚度的N层后，复合界 面扩散层厚度比不含N复合时增加了134.5%，表明添加镍层能够明显提高扩散层厚度，但添加铬层对提高扩散层厚度的影 响不大。 关键词复合板：界面：结合性能：分子动力学：热压复合 分类号TG335.59 Factors influencing the combined performance of hot-rolled bimetallic composite plates prepared via hot compression QIN Qin,DENG Jun-ehao,ZANG Yong,XIE Lu,ZHU Xue-hui School of Mechanical Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:qinqin@me.ustb.edu.cn ABSTRACT Hot-rolled bimetallic composite plates are widely used because of their excellent properties.In the recent years,the en- hancement of the combined performance of hot-rolled bimetallic composite plates has gained the attention of the industry.The molecular dynamics simulations were employed to assess the high-temperature combined performance of 3161/0345R bimetallic plate systemati- cally.The hot-compression process of the 316L/0345R system was simulated on its atom structure model.The potential functions of the embedded-atom method were employed to describe the interaction between Fe,Cr,and Ni.The effects of temperature and compres- sive strain rate on the mechanism of the hot-compression deformation and the thickness of the diffusion layer were analyzed.The influ- ence of adding a metal layer on the interface bonding performance was also discussed.The results show that increasing the temperature up to the composite melting point leads to the formation of a thicker diffusion layer at the bimetallic interface.However,an increase in the strain rate reduces the thickness of the diffusion layer,because the diffusion and compression time of the atoms shortens as the strain rate increases.The influence of the addition of a Ni or a Cr layer on the combined performance was investigated.The thickness of the diffusion layer of the bimetallic interface was increased by 134.5%when a lattice thickness Ni layer was added in the bimetallic interface:however,the addition of a Cr layer did not improve the combined performance.This study provides new insight into the fac- tors that directly influence the performance of hot-rolled bimetallic composite plates. 收稿日期：201801-18 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51375041)
工程科学学报，第 40 卷，第 4 期: 469--477，2018 年 4 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 40，No． 4: 469--477，April 2018 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2018． 04． 010; http: / /journals． ustb． edu． cn 热压 316L /Q345Ｒ 复合板的结合性能 秦 勤，邓俊超，臧 勇，谢 璐，朱学辉 北京科技大学机械工程学院，北京 100083 通信作者，E-mail: qinqin@ me． ustb． edu． cn 摘 要 热轧双金属复合板由于其优良性质而得到广泛使用，而如何改善其结合性能也成为业界内的研究热点问题． 本文尝 试采用分子动力学模拟的方法对 316L/Q345Ｒ 双金属板的高温结合性能进行系统研究． 在建立 316L/Q345Ｒ 体系的原子结构 模型的基础上，使用 MD 模拟方法对 316L/Q345Ｒ 体系的热压复合过程进行模拟，其中采用嵌入原子势函数来描述 Fe、Cr 和 Ni 之间的相互作用． 分析了不同温度与压缩应变率对热压复合变形机制以及扩散层厚度的影响，并探讨了添加金属层对界 面结合性能的改善效果． 研究表明: 温度的提高有利于形成较厚的扩散层，当双金属热压复合温度接近熔点时，此时在双金属 复合界面获得的扩散层厚度远大于在较低温度复合时的扩散层厚度; 应变率的提高会降低扩散层厚度，这主要因为在达到相 同的压缩应变时，随着应变率增大和压缩时间缩短，原子的扩散时间缩短; 在双金属之间添加一个晶格厚度的 Ni 层后，复合界 面扩散层厚度比不含 Ni 复合时增加了 134. 5% ，表明添加镍层能够明显提高扩散层厚度，但添加铬层对提高扩散层厚度的影 响不大． 关键词 复合板; 界面; 结合性能; 分子动力学; 热压复合 分类号 TG335. 5 + 9 收稿日期: 2018--01--18 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51375041) Factors influencing the combined performance of hot-rolled bimetallic composite plates prepared via hot compression QIN Qin ，DENG Jun-chao，ZANG Yong，XIE Lu，ZHU Xue-hui School of Mechanical Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: qinqin@ me． ustb． edu． cn ABSTＲACT Hot-rolled bimetallic composite plates are widely used because of their excellent properties． In the recent years，the enhancement of the combined performance of hot-rolled bimetallic composite plates has gained the attention of the industry． The molecular dynamics simulations were employed to assess the high-temperature combined performance of 316L/Q345Ｒ bimetallic plate systematically． The hot-compression process of the 316L/Q345Ｒ system was simulated on its atom structure model． The potential functions of the embedded-atom method were employed to describe the interaction between Fe，Cr，and Ni． The effects of temperature and compressive strain rate on the mechanism of the hot-compression deformation and the thickness of the diffusion layer were analyzed． The influence of adding a metal layer on the interface bonding performance was also discussed． The results show that increasing the temperature up to the composite melting point leads to the formation of a thicker diffusion layer at the bimetallic interface． However，an increase in the strain rate reduces the thickness of the diffusion layer，because the diffusion and compression time of the atoms shortens as the strain rate increases． The influence of the addition of a Ni or a Cr layer on the combined performance was investigated． The thickness of the diffusion layer of the bimetallic interface was increased by 134. 5% when a lattice thickness Ni layer was added in the bimetallic interface; however，the addition of a Cr layer did not improve the combined performance． This study provides new insight into the factors that directly influence the performance of hot-rolled bimetallic composite plates．
·470 工程科学学报，第40卷，第4期 KEY WORDS composite board:interface:combined performance;molecular dynamics:hot compressior 双金属复合板不仅具有单一金属所不具有的优 析得出：变形程度在30%左右就使复合板轧件产生 良性质（如同时具备高硬度、高韧性等性质），而且 破坏，不锈钢/碳钢复合板可逆冷轧时首道次压下量 还能够大幅度节约贵金属材料，降低生产成本.目 不应超过30%. 前，在多种制备双金属复合板的方法·习中，轧制复 尽管试验方法能较好地解释结合现象，但试验 合法由于其速度快、批量大、产量高等特点而成为制 分析的成本相对较高，而目前有限元分析方法并不 备双金属复合板的主要手段之一·因此，如何通过 能直接获得复合界面结合性能，只是通过复合面积 改善轧制工艺来提高双金属复合板整体力学性能一 等间接观察其变化B1-.因此，本文拟利用分子 直都是各国研究者的研究热点，特别是如何提高复 动力学(D)模拟技术，通过计算原子之间的相互 合板界面结合性能，因为界面结合性能是影响双金 作用来预测界面结合性能，并且从微观角度来研究 属复合板整体力学性能的主要因素之一日 复合金属的结合机理.目前该方法对非金属复合材 目前，关于轧制金属复合板的研究方法主要有 料界面的研究较多0.周霞等0发现：通过添加 试验分析、理论研究等方法.采用试验分析方法的 镍涂层能够显著增加碳纳米管/镁复合材料弹性模 研究主要集中在两方面，一方面是采用电镜等方法 量、屈服强度及界面结合强度.Gall等采用改进 研究复合金属的结合机理5，另一方面是研究工 的嵌入原子法(MEAM)模拟纯FCC铝和金刚石立 艺参数对整体力学性能的影响5,70.13.其中， 方硅之间的非相干界面的变形和断裂特征，发现在 陈少航0研究了压下率和轧制温度对不锈钢/碳钢 平行于界面法线的拉伸过程中，界面附近的随机点 复合板界面结合强度的影响，发现压下率和轧制温 空位缺陷的引入以几乎成正比的速率降低界面的强 度的提高都能够提高界面结合强度.Peng等研 度.同时，该方法也逐渐被运用到双金属复合板界 究了轧制应变对铜/铝金属层压板的界面发展和结 面的研究中P-0.Chen等P用分子动力学方法模 合强度的影响，发现随着轧制应变的增加，在轧制和 烧结条件下层压材料的结合强度普遍提高，并且通 拟了1150K温度下Cu-Ag体系的扩散结合，结果表 过扫描电镜和能谱分析研究了其界面发展.谢广明 明扩散层的厚度依赖于压力，压力越大扩散层越厚 等因采用真空轧制法进行了奥氏体不锈钢和碳钢 Luo等用分子动力学方法研究了Mo一T界面的 的复合，通过能谱分析发现，由于Cr、Ni和C的迁移 扩散，发现温度的升高有利于界面区域厚度的增加， 而在界面形成富Cr,Ni层和脱碳区，脱碳区强度决 并且(111)面对原子扩散比(100)和(110)面更 定了界面的结合性能.厉梁研究了温度等工艺参 有利.叶丽芬研究了不同体系温度和压力下Cu/ 数对真空复合轧制不锈钢复合板的微观组织和力学 A山复合板界面处的扩散动力学行为，结果表明，升 性能的影响，通过扫描电镜和能谱分析，发现存在由 温和加压均能促进扩散. 扩散形成的富Cr,Ni层和脱碳层，此外，随着加热温 碳钢/不锈钢复合板因具有屈服强度高、耐腐性 度的升高，复合层宽度增加，界面剪切强度也增加. 能好等优良性能而被广泛应用，但目前对碳钢/不锈 Nezhad与Ardakani在不同预热温度和压下量下 钢复合板的界面结合性能的研究还有待进一步加 对STW22钢和Al进行了温轧复合，发现结合强度 强.由于复合板的结合性能主要包括结合强度、扩 随着预热温度和总压下量的增加而增强.研究者们 散层厚度、界面结构等，因此，本研究采用分子动力 还通过有限元模拟等方法理论研究了金属复合板的 学方法对316L/Q345R复合板在不同工艺条件下进 轧制B,11s-9过程.其中，马江泽回采用ANSYS/ 行高温压缩复合模拟研究，着重研究不同因素对扩 LS-DYNA研究了压下率对不锈钢/碳钢复合板界 散层厚度的影响以研究其结合机理，并获得不同影 面结合强度的影响，发现随着轧制压下率的增大，界 响因素对其界面结合性能的影响规律，从而找出改 面结合强度越好.Manesh与Taheri采用有限差 善其界面结合性能的方法 分法研究了双金属片厚度对双金属复合板界面结合 1分子动力学模型 强度的影响，发现双金属片的结合强度随着双金属 片厚度的减小而增加.许秀梅等应用ANSYS进 分子动力学模拟是一种计算机模拟实验方法， 行了不锈钢/碳钢复合板的轧制模拟，通过对变形区 能够从原子尺度上进行模拟，不仅可以得到原子的 内界面上的节点等效应力与界面结合强度的对比分 运动轨迹，还可以观察到原子运动过程中各种微观
工程科学学报，第 40 卷，第 4 期 KEY WOＲDS composite board; interface; combined performance; molecular dynamics; hot compression 双金属复合板不仅具有单一金属所不具有的优 良性质( 如同时具备高硬度、高韧性等性质) ，而且 还能够大幅度节约贵金属材料，降低生产成本． 目 前，在多种制备双金属复合板的方法［1--3］中，轧制复 合法由于其速度快、批量大、产量高等特点而成为制 备双金属复合板的主要手段之一． 因此，如何通过 改善轧制工艺来提高双金属复合板整体力学性能一 直都是各国研究者的研究热点，特别是如何提高复 合板界面结合性能，因为界面结合性能是影响双金 属复合板整体力学性能的主要因素之一［4］． 目前，关于轧制金属复合板的研究方法主要有 试验分析、理论研究等方法． 采用试验分析方法的 研究主要集中在两方面，一方面是采用电镜等方法 研究复合金属的结合机理［5--12］，另一方面是研究工 艺参数对整体力学性能的影响［1，5，7--10，13--15］． 其中， 陈少航［1］研究了压下率和轧制温度对不锈钢/碳钢 复合板界面结合强度的影响，发现压下率和轧制温 度的提高都能够提高界面结合强度． Peng 等［5］研 究了轧制应变对铜/铝金属层压板的界面发展和结 合强度的影响，发现随着轧制应变的增加，在轧制和 烧结条件下层压材料的结合强度普遍提高，并且通 过扫描电镜和能谱分析研究了其界面发展． 谢广明 等［6］采用真空轧制法进行了奥氏体不锈钢和碳钢 的复合，通过能谱分析发现，由于 Cr、Ni 和 C 的迁移 而在界面形成富 Cr，Ni 层和脱碳区，脱碳区强度决 定了界面的结合性能． 厉梁［7］研究了温度等工艺参 数对真空复合轧制不锈钢复合板的微观组织和力学 性能的影响，通过扫描电镜和能谱分析，发现存在由 扩散形成的富 Cr，Ni 层和脱碳层，此外，随着加热温 度的升高，复合层宽度增加，界面剪切强度也增加． Nezhad 与 Ardakani［13］在不同预热温度和压下量下 对 STW22 钢和 Al 进行了温轧复合，发现结合强度 随着预热温度和总压下量的增加而增强． 研究者们 还通过有限元模拟等方法理论研究了金属复合板的 轧制［3，11，15--19］ 过程． 其 中，马 江 泽［3］ 采用 ANSYS / LS--DYNA 研究了压下率对不锈钢/碳钢复合板界 面结合强度的影响，发现随着轧制压下率的增大，界 面结合强度越好． Manesh 与 Taheri［15］采用有限差 分法研究了双金属片厚度对双金属复合板界面结合 强度的影响，发现双金属片的结合强度随着双金属 片厚度的减小而增加． 许秀梅等［16］应用 ANSYS 进 行了不锈钢/碳钢复合板的轧制模拟，通过对变形区 内界面上的节点等效应力与界面结合强度的对比分 析得出: 变形程度在 30% 左右就使复合板轧件产生 破坏，不锈钢/碳钢复合板可逆冷轧时首道次压下量 不应超过 30% ． 尽管试验方法能较好地解释结合现象，但试验 分析的成本相对较高，而目前有限元分析方法并不 能直接获得复合界面结合性能，只是通过复合面积 等间接观察其变化［3，15--16］． 因此，本文拟利用分子 动力学( MD) 模拟技术，通过计算原子之间的相互 作用来预测界面结合性能，并且从微观角度来研究 复合金属的结合机理． 目前该方法对非金属复合材 料界面的研究较多［20--23］． 周霞等［20］发现: 通过添加 镍涂层能够显著增加碳纳米管/镁复合材料弹性模 量、屈服强度及界面结合强度． Gall 等［21］采用改进 的嵌入原子法( MEAM) 模拟纯 FCC 铝和金刚石立 方硅之间的非相干界面的变形和断裂特征，发现在 平行于界面法线的拉伸过程中，界面附近的随机点 空位缺陷的引入以几乎成正比的速率降低界面的强 度． 同时，该方法也逐渐被运用到双金属复合板界 面的研究中［24--30］． Chen 等［24］用分子动力学方法模 拟了 1150 K 温度下 Cu--Ag 体系的扩散结合，结果表 明扩散层的厚度依赖于压力，压力越大扩散层越厚． Luo 等［25］用分子动力学方法研究了 Mo--Ti 界面的 扩散，发现温度的升高有利于界面区域厚度的增加， 并且( 1 1 1) 面对原子扩散比( 1 0 0) 和( 1 1 0) 面更 有利． 叶丽芬［26］研究了不同体系温度和压力下 Cu / Al 复合板界面处的扩散动力学行为，结果表明，升 温和加压均能促进扩散． 碳钢/不锈钢复合板因具有屈服强度高、耐腐性 能好等优良性能而被广泛应用，但目前对碳钢/不锈 钢复合板的界面结合性能的研究还有待进一步加 强． 由于复合板的结合性能主要包括结合强度、扩 散层厚度、界面结构等，因此，本研究采用分子动力 学方法对 316L /Q345Ｒ 复合板在不同工艺条件下进 行高温压缩复合模拟研究，着重研究不同因素对扩 散层厚度的影响以研究其结合机理，并获得不同影 响因素对其界面结合性能的影响规律，从而找出改 善其界面结合性能的方法． 1 分子动力学模型 分子动力学模拟是一种计算机模拟实验方法， 能够从原子尺度上进行模拟，不仅可以得到原子的 运动轨迹，还可以观察到原子运动过程中各种微观 · 074 ·
秦勤等：热压316L/Q345R复合板的结合性能 ·471· 细节.本研究使用开源分子动力学程序 只考虑元素成分含量较大的Cr和Ni,其中Cr和Ni LAMMPS0进行分子动力学模拟，并使用开源可视 质量分数分别为16.03%和10.03%，各元素的原子 化工具(OVITO)可视化原子结构. 数比例为Fe:Cr:Ni=193:45:25.原始模型如图1 1.1模型建立 所示，上层为Q345R碳钢，下层为316L不锈钢. 本文通过研究不同影响因素对316L/Q345R复 Q345R为体心立方结构的纯Fe;316L不锈钢是在 合板界面结合性能的影响以寻求改善其界面结合性 面心立方y-FeB阅的基础上，将Cr和Ni原子分别 能的方法，主要过程就是进行316L不锈钢和Q345R 按既定原子比例随机取代Fe原子后得到的.模型 碳钢材料的热压复合，316L不锈钢和Q345R碳钢 总原子数为32384，其中Q345R模型中含Fe原子数 的成分如表1所示.两种材料所含的元素都比较 为16000（本文中Q345R以Fe表示）：316L不锈钢 多，导致其分子动力学模型十分复杂.为了简化其 模型中含16384个原子，其中Fe原子数为12115，Cr 模型，本研究选择忽略材料中的微量元素.其中 原子数为2626，Ni原子数为1643（本文中316L以 Q345R简化为不含其他元素的纯铁；316L不锈钢则 FesCr4sNis表示). 表1材料元素成分表（质量分数） Table 1 Material element composition table % 名称 C Fe Si Mn P Cr Ni Mo Q345R 0.170 98.079 0.27 1.40 0.011 0.007 0.023 0.02 <0.01 <0.01 SUS316L 0.017 70.259 0.42 1.26 0.031 0.003 16.030 10.03 1.95 固定层0.46m 步长为1fs,总运行时间为120ps.然后保持温度稳 定在1500K,在Z方向施加-0.003ps'(“-”代表 压缩)的应变率模拟压下过程，每施加一次应变，都 5.20nm 要进行充分弛豫.压缩结束后，在1500K温度下保 温弛豫.模拟期间，每隔一定时间便提取对应的应 力应变、热力学信息等数据 1.3模拟方法 分子动力学模拟是指以组成系统的微观粒子 5.16nm (分子/原子/离子)为研究对象，采用经典力学或量 子力学对体系所有的单个粒子的动力学方程进行求 固定层0.58m 解来求得粒子的微观运动规律，同时利用适当的统 计力学方法对系统大量微观状态进行统计来获得整 图1Fe/Fe Cras Nizs原始模型图（上层为Fe,下层为FeI9Cr5 个系统的宏观性质的方法B朗， Ni2s:●一Fe中Fe原子，●一fe1gCr4sNis中Fe原子，●一fe9g 分子动力学是一种确定性的方法，所以在模拟 Cr4sNi2s中Cr原子，●-Fe1gCr4sNis中Ni原子) Fig.1 Fe/Fe9 Cras Ni2s original model (The upper layer comprises 的时候首先必须要确定粒子之间的相互作用（势函 Fe,the lower layer comprises Feys:Cras Nis:O-Fe atom in the Fe 数)和外界条件（系综），然后对所给的牛顿运动方 layer,Fe atom in the Fe Cras Nias layer,Cr atom in the 程进行关于时间的迭代，达到指定的收敛条件后，可 Fe Cras Nizs layer,Ni atom in the Fe Cras Nizs layer) 以得到粒子的坐标、速度、加速度等信息，然后通过 1.2模拟过程 统计物理学原理可以得到该系统的静态特性和动态 模型中原子的初始速度的设定符合麦克斯韦分 特性2阁 布，在X、Y和Z三个方向上均选用周期性的边界条 本文使用G.Bonny等整理的嵌入原子势函数 件，模拟过程中运动方程数值求解选用Velert蛙跳 来描述Fe、Cr、Ni之间的相互作用.嵌入原子势 算法.在Fe oCrasNizs下表面和Fe的上表面分别 (embedded-atom method,EAM)己被广泛应用于描 固定三层原子.整个过程在等温等压系综(NPT)进 述金属材料和合金材料原子间的相互作用，其原理 行.首先在1500K温度下进行零压充分弛豫，让盒 是将原子体系的总能量表示成原子间的对势与嵌入 子内原子达到热力学平衡状态，整个模拟过程时间 原子能之和，即
秦 勤等: 热压 316L/Q345Ｒ 复合板的结合性能 细 节． 本研究使用开源分子动力学程序 LAMMPS［31］进行分子动力学模拟，并使用开源可视 化工具( OVITO) ［32］可视化原子结构． 1. 1 模型建立 本文通过研究不同影响因素对 316L /Q345Ｒ 复 合板界面结合性能的影响以寻求改善其界面结合性 能的方法，主要过程就是进行316L 不锈钢和 Q345Ｒ 碳钢材料的热压复合，316L 不锈钢和 Q345Ｒ 碳钢 的成分如表 1 所示． 两种材料所含的元素都比较 多，导致其分子动力学模型十分复杂． 为了简化其 模型，本研究选择忽略材料中的微量元素． 其中 Q345Ｒ 简化为不含其他元素的纯铁; 316L 不锈钢则 只考虑元素成分含量较大的 Cr 和 Ni，其中 Cr 和 Ni 质量分数分别为 16. 03% 和 10. 03% ，各元素的原子 数比例为 Fe∶ Cr∶ Ni = 193∶ 45∶ 25． 原始模型如图 1 所示，上 层 为 Q345Ｒ 碳 钢，下 层 为 316L 不 锈 钢． Q345Ｒ 为体心立方结构的纯 Fe; 316L 不锈钢是在 面心立方 γ--Fe［33］的基础上，将 Cr 和 Ni 原子分别 按既定原子比例随机取代 Fe 原子后得到的． 模型 总原子数为 32384，其中 Q345Ｒ 模型中含 Fe 原子数 为 16000( 本文中 Q345Ｒ 以 Fe 表示) ; 316L 不锈钢 模型中含 16384 个原子，其中 Fe 原子数为 12115，Cr 原子数为 2626，Ni 原子数为 1643( 本文中 316L 以 Fe193Cr45Ni25表示) ． 表 1 材料元素成分表( 质量分数) Table 1 Material element composition table % 名 称 C Fe Si Mn P S Cr Ni Mo Al Q345Ｒ 0. 170 98. 079 0. 27 1. 40 0. 011 0. 007 0. 023 0. 02 ＜ 0. 01 ＜ 0. 01 SUS316L 0. 017 70. 259 0. 42 1. 26 0. 031 0. 003 16. 030 10. 03 1. 95 图 1 Fe /Fe193Cr45Ni25原始模型图( 上层为 Fe，下层为 Fe193 Cr45 Ni25 ; —Fe 中 Fe 原子， —Fe193 Cr45 Ni25 中 Fe 原子， —Fe193 Cr45Ni25中 Cr 原子， —Fe193Cr45Ni25中 Ni 原子) Fig． 1 Fe /Fe193Cr45Ni25 original model ( The upper layer comprises Fe，the lower layer comprises Fe193 Cr45 Ni25 ; —Fe atom in the Fe layer， —Fe atom in the Fe193 Cr45 Ni25 layer， —Cr atom in the Fe193Cr45Ni25 layer， —Ni atom in the Fe193Cr45Ni25 layer) 1. 2 模拟过程 模型中原子的初始速度的设定符合麦克斯韦分 布，在 X、Y 和 Z 三个方向上均选用周期性的边界条 件，模拟过程中运动方程数值求解选用 Velert 蛙跳 算法［34］． 在 Fe193Cr45Ni25下表面和 Fe 的上表面分别 固定三层原子． 整个过程在等温等压系综( NPT) 进 行． 首先在 1500 K 温度下进行零压充分弛豫，让盒 子内原子达到热力学平衡状态，整个模拟过程时间 步长为 1 fs，总运行时间为 120 ps． 然后保持温度稳 定在 1500 K，在 Z 方向施加 － 0. 003 ps － 1( “－ ”代表 压缩) 的应变率模拟压下过程，每施加一次应变，都 要进行充分弛豫． 压缩结束后，在 1500 K 温度下保 温弛豫． 模拟期间，每隔一定时间便提取对应的应 力应变、热力学信息等数据． 1. 3 模拟方法 分子动力学模拟是指以组成系统的微观粒子 ( 分子/原子/离子) 为研究对象，采用经典力学或量 子力学对体系所有的单个粒子的动力学方程进行求 解来求得粒子的微观运动规律，同时利用适当的统 计力学方法对系统大量微观状态进行统计来获得整 个系统的宏观性质的方法［35］． 分子动力学是一种确定性的方法，所以在模拟 的时候首先必须要确定粒子之间的相互作用( 势函 数) 和外界条件( 系综) ，然后对所给的牛顿运动方 程进行关于时间的迭代，达到指定的收敛条件后，可 以得到粒子的坐标、速度、加速度等信息，然后通过 统计物理学原理可以得到该系统的静态特性和动态 特性［26］． 本文使用 G． Bonny 等整理的嵌入原子势函数 来描述 Fe、Cr、Ni 之间的相互作用． 嵌 入 原 子 势 ( embedded-atom method，EAM) 已被广泛应用于描 述金属材料和合金材料原子间的相互作用，其原理 是将原子体系的总能量表示成原子间的对势与嵌入 原子能之和，即 · 174 ·
·472 工程科学学报，第40卷，第4期 E= N 6,+ ∑F,p) (1) 温度：I500K 2 ij=l 应变率：-0.003ps P:= (2) 式中：第一项和第二项分别代表类型为t:和t原子 之间的对势和与电子密度相关的嵌入原子能.这里 N表示系统中的原子总数，r:是原子i和j之间的距 离，t:表示化学物质（本文是Fe,Ni或Cr),p:为原 子i的局部电子密度. 0.100.15 0.200.250.30 2结果与讨论 应变 压缩过程的应力应变曲线如图2所示.从图2 中可以看出：在压缩初期应力在0附近波动，这是由 于在该阶段Fe和Fer93Cr4sNis的接触还不是很紧 密：接下来应力随着应变的增加线性增长；在应变为 0.16时，应力达到了最大值4.05GPa;之后应力开 (ae=0.081 b6=0.162 (c)e=0.195 (de=0.300 始迅速下降；最后，压应力的值振荡，并逐渐减小，直 图21500K应力应变曲线，曲线上点a~d分别对应应变0.081 到应变达到0.3.因此，可以认为，在压缩应变达到 (a)、0.162(b).0.195(c)和0.3(d) 0.16以前，不锈钢和碳钢处于弹性压缩阶段，在压 Fig.2 Stress-strain curve at 1500K,wherein points a correspond 缩应变达到0.16时，材料己经屈服.从图2中可以 to the strain0.081(a),0.162(b),0.195(c),and0.3(d),re- 看出：该模型中双金属复合的屈服强度远大于宏观 spectively 测量值，而在A/Si复合板P1、Cu/Al复合板-、 CrasNizs原子数分数，获得了不同温度下的扩散层厚 AlCrFeCuNi高熵合金B等的拉伸以及Ni,AIB)等 度（图3）.图3中a~d的复合温度分别是1400、 材料的压缩的分子动力学模拟中也出现了屈服强度 1500、1600和1700K,对应的扩散层厚度分别为 远大于宏观测量值的情况，这是由于本文采用的 0.7、0.84、0.95和1.5nm.结果表明：提高复合温度 Fe1gCr4sNis与Fe模型均为理想晶体结构，没有杂 将获得较厚的扩散层.陈少航0分别在1200、1250 质、空位等缺陷，因此也造成压缩过程中没有加工硬 和1300℃下对不锈钢/碳钢复合板进行轧制，实验 化阶段，并导致应力曲线在材料屈服之后迅速下降. 结果显示，界面厚度随温度的升高而增大.本文模 在该模型中，当应变小于0.081时，在界面处几 拟仿真得到的结果和这个试验结果的趋势相符.发 乎没有发生原子扩散：之后，Fer CrasNizs和Fe中的 生这种现象的主要原因是因为随着温度的升高，原 原子开始逐渐扩散到对方区域；当应变达到0.195 子的能量增大，原子更为活跃，更有利于原子在界面 之后，界面附近的晶体结构发生破坏，开始呈现无定 处的扩散，从而使得扩散层厚度增加.此外，当温度 形结构；压缩结束后，在Fe-FeCr4sNis界面区域观 为1400、1500和1600K时，扩散层厚度在0.7~ 察到明显的原子扩散.根据文献28]，规定Fe- 0.95nm左右：而当温度为1700K时，扩散层厚度变 Fe1 aCrasNizs的原子数分数均超过5%的区域为扩散 为1.5nm,相比前三种温度下扩散厚度增加了约一 层.通过统计获得Fe与Fe1gCr4sNix沿着压缩方向 倍，这是因为温度达到0.6~0.8T时(Tm为材料的 (Z方向)的原子数分数分布，以此确定模拟结果中 熔点，两种材料的熔点约为1800K左右)，原子才能 扩散层的厚度. 越过界面扩散至另一边.而1700K己经接近两种材 2.1温度对结合性能的影响 料的熔点，故原子热运动非常剧烈，导致扩散显著 为探索不同温度对热压复合的影响，本文在应 增强。 变率为-0.003ps-1的情况下，对温度分别为1400、 2.2应变率对结合性能的影响 1500、1600和1700K的四种情况进行了模拟，其他 为探索不同应变率对热压复合的影响，本文在 模拟条件保持与1.2节的条件一致 温度为1500K下，对应变率分别为-0.001、 本文通过分析不同温度下Z方向的Fe与Fe19s -0.0015、-0.003和-0.006ps的四种情况进行
工程科学学报，第 40 卷，第 4 期 E = 1 2 ∑ N i，j = 1 j≠i Vti tj ( rij) + ∑ N i = 1 Fti ( ρi ) ( 1) ρi = ∑ N j = 1 j≠i tj ( rij) ( 2) 式中: 第一项和第二项分别代表类型为 ti 和 tj 原子 之间的对势和与电子密度相关的嵌入原子能． 这里 N 表示系统中的原子总数，rij是原子 i 和 j 之间的距 离，ti 表示化学物质( 本文是 Fe，Ni 或 Cr) ，ρi 为原 子 i 的局部电子密度． 2 结果与讨论 压缩过程的应力应变曲线如图 2 所示． 从图 2 中可以看出: 在压缩初期应力在 0 附近波动，这是由 于在该阶段 Fe 和 Fe193 Cr45 Ni25 的接触还不是很紧 密; 接下来应力随着应变的增加线性增长; 在应变为 0. 16 时，应力达到了最大值 4. 05 GPa; 之后应力开 始迅速下降; 最后，压应力的值振荡，并逐渐减小，直 到应变达到 0. 3． 因此，可以认为，在压缩应变达到 0. 16 以前，不锈钢和碳钢处于弹性压缩阶段，在压 缩应变达到 0. 16 时，材料已经屈服． 从图 2 中可以 看出: 该模型中双金属复合的屈服强度远大于宏观 测量值，而在 Al / Si 复合板［21］、Cu /Al 复合板［27--28］、 AlCrFeCuNi 高熵合金［36］等的拉伸以及 Ni3 Al［37］等 材料的压缩的分子动力学模拟中也出现了屈服强度 远大于宏观测量值的情况，这是由于本文采用的 Fe193Cr45Ni25与 Fe 模型均为理想晶体结构，没有杂 质、空位等缺陷，因此也造成压缩过程中没有加工硬 化阶段，并导致应力曲线在材料屈服之后迅速下降． 在该模型中，当应变小于 0. 081 时，在界面处几 乎没有发生原子扩散; 之后，Fe193Cr45Ni25和 Fe 中的 原子开始逐渐扩散到对方区域; 当应变达到 0. 195 之后，界面附近的晶体结构发生破坏，开始呈现无定 形结构; 压缩结束后，在 Fe--Fe193Cr45Ni25界面区域观 察到明显的原子扩散． 根据文献［28］，规定 Fe-- Fe193Cr45Ni25的原子数分数均超过 5% 的区域为扩散 层． 通过统计获得 Fe 与 Fe193Cr45Ni25沿着压缩方向 ( Z 方向) 的原子数分数分布，以此确定模拟结果中 扩散层的厚度． 2. 1 温度对结合性能的影响 为探索不同温度对热压复合的影响，本文在应 变率为 － 0. 003 ps － 1的情况下，对温度分别为 1400、 1500、1600 和 1700 K 的四种情况进行了模拟，其他 模拟条件保持与 1. 2 节的条件一致． 本文通过分析不同温度下 Z 方向的 Fe 与 Fe193 图 2 1500 K 应力应变曲线，曲线上点 a ～ d 分别对应应变 0. 081 ( a) 、0. 162( b) 、0. 195( c) 和 0. 3( d) Fig． 2 Stress--strain curve at 1500 K，wherein points a--d correspond to the strain 0. 081 ( a) ，0. 162 ( b) ，0. 195 ( c) ，and 0. 3 ( d) ，respectively Cr45Ni25原子数分数，获得了不同温度下的扩散层厚 度( 图 3) ． 图 3 中 a ～ d 的复合温度分别是 1400、 1500、1600 和 1700 K，对应的扩散层厚度分别为 0. 7、0. 84、0. 95 和 1. 5 nm． 结果表明: 提高复合温度 将获得较厚的扩散层． 陈少航［1］分别在 1200、1250 和 1300 ℃下对不锈钢/碳钢复合板进行轧制，实验 结果显示，界面厚度随温度的升高而增大． 本文模 拟仿真得到的结果和这个试验结果的趋势相符． 发 生这种现象的主要原因是因为随着温度的升高，原 子的能量增大，原子更为活跃，更有利于原子在界面 处的扩散，从而使得扩散层厚度增加． 此外，当温度 为 1400、1500 和 1600 K 时，扩散层厚度在 0. 7 ～ 0. 95 nm 左右; 而当温度为 1700 K 时，扩散层厚度变 为 1. 5 nm，相比前三种温度下扩散厚度增加了约一 倍，这是因为温度达到 0. 6 ～ 0. 8Tm时( Tm为材料的 熔点，两种材料的熔点约为 1800 K 左右) ，原子才能 越过界面扩散至另一边． 而 1700 K 已经接近两种材 料的熔点，故原子热运动非常剧烈，导致扩散显著 增强． 2. 2 应变率对结合性能的影响 为探索不同应变率对热压复合的影响，本文在 温 度 为 1500 K 下，对应变率分别为 － 0. 001、 － 0. 0015、－ 0. 003 和 － 0. 006 ps － 1的四种情况进行 · 274 ·
秦勤等：热压316L/Q345R复合板的结合性能 ·473· (a I00 100 -。-Fe -oFe 80 。FeoCraNizs 。-FeCraNis 温度：1400K 温度：1500K 60 应变率：-0.003s 60 应变率：-0.003p 0.84nm 40 40 6 10 Z/nm Z/nm 100 100 -o-Fe 0一下e 。-FeCraNizs 。-FeCrasNis 温度：1600K 温度：1700K 应变率：0.003ps1 应变率：-0.003p% 1.95m 1.5nm 40 五 8 Z/nm Z/nm 图3不同温度扩散层厚度.(a)1400K:(b)1500K:(c)1600K:(d)1700K Fig.3 Diffusion layer thickness at different temperatures:(a)1400 K:(b)1500 K:(e)1600 K:(d)1700K 了模拟，总压缩应变不变，因此，总运行时间分别为2.3金属层对结合性能的影响 320、220、120和70ps(其中的前20ps为1500K下 在制备不锈钢/碳钢复合板时，在复合板中间添 的弛豫时间)，其他模拟条件保持与1.2节中的条 加具有一定塑性、强度和亲润性的中间夹层，可以提 件一致. 高复合板的结合性能阅.而Ni和Cr是316L不锈 通过分析不同应变率下Z方向的Fe与Fe 钢中的重要元素，将其作为Fe/Fe19 Cras Ni2s的中间 Cr4sNis原子数分数，获得了不同应变率下的扩散层 夹层进行热压复合可能会对其界面结合性能产生 厚度（图4）.图4中(a)~(d)的应变率分别为 影响 -0.001、-0.0015、-0.003和-0.006ps-,对应 本工作在探究Ni层对界面结合性能的影响效 的扩散层厚度分别为1.02、0.91、0.84和0.53nm. 果时，在Fe19Cr4sNis和Fe模型之间添加一个晶格 从图4可以看出：提高应变率将减小Fe/Fe19Cras 厚度的Ni层模型，Ni为面心立方晶体，晶格常数为 Ns体系的扩散层厚度.在达到相同的压缩应变时， 0.3524nm,模型如图5(a)所示，本文中Ni层用Ni 随着应变率增大，压缩时间缩短，即原子的扩散时间 表示.在1500K温度下和-0.003ps-1的应变率下 也变短，从而导致应变率越高，扩散层厚度越低.因 进行模拟，其余条件保持与1.2节中的条件一致. 此，要获得较高的界面结合性能，需得选取合适的压 通过统计出复合结束时复合结构中Fe19Cr4sNis、Ni 缩应变率 和Fe沿压缩方向(Z轴)的原子数分数分布，结果 当应变率分别为-0.001、-0.0015和-0.003 如图5(b)所示.通过仿真得到含Ni层复合的扩散 ps1时，压缩复合得到的扩散层厚度为0.84~1.02 层厚度约为1.97nm.而在相同复合条件下，不含Ni nm,差别不大.而当应变率为-0.006ps1时，扩散 层的Fe/Fe1gCr4sNi2x体系复合的扩散层厚度为0.84 层厚度仅为0.53nm,相比应变率为-0.001ps-1时 nm,远远小于含Ni层的Fe19Cr4sNi2sINi/Fe体系复 降低了48%.因此在同时考虑复合效果与模拟时长 合的扩散结果.含N层复合时，扩散层厚度比不含 的情况下，本文认为-0.003ps-1的应变率进行压缩 Ni复合时增加了134.5%.由此可知：Ni原子层对 复合的效率更佳 Fe与Fes Cras Nias的扩散复合具有非常大的促进作
秦 勤等: 热压 316L/Q345Ｒ 复合板的结合性能 图 3 不同温度扩散层厚度． ( a) 1400 K; ( b) 1500 K; ( c) 1600 K; ( d) 1700 K Fig． 3 Diffusion layer thickness at different temperatures: ( a) 1400 K; ( b) 1500 K; ( c) 1600 K; ( d) 1700 K 了模拟，总压缩应变不变，因此，总运行时间分别为 320、220、120 和 70 ps( 其中的前 20 ps 为 1500 K 下 的弛豫时间) ，其他模拟条件保持与 1. 2 节中的条 件一致． 通过分析不同应变率下 Z 方向的 Fe 与 Fe193 Cr45Ni25原子数分数，获得了不同应变率下的扩散层 厚度( 图 4) ． 图 4 中( a) ～ ( d) 的应变率分别为 － 0. 001、－ 0. 0015、－ 0. 003 和 － 0. 006 ps － 1，对应 的扩散层厚度分别为 1. 02、0. 91、0. 84 和 0. 53 nm． 从图 4 可以看出: 提高应变率将减小 Fe /Fe193 Cr45 Ni25体系的扩散层厚度． 在达到相同的压缩应变时， 随着应变率增大，压缩时间缩短，即原子的扩散时间 也变短，从而导致应变率越高，扩散层厚度越低． 因 此，要获得较高的界面结合性能，需得选取合适的压 缩应变率． 当应变率分别为 － 0. 001、－ 0. 0015 和 － 0. 003 ps － 1时，压缩复合得到的扩散层厚度为 0. 84 ～ 1. 02 nm，差别不大． 而当应变率为 － 0. 006 ps － 1时，扩散 层厚度仅为 0. 53 nm，相比应变率为 － 0. 001 ps － 1时 降低了 48% ． 因此在同时考虑复合效果与模拟时长 的情况下，本文认为 － 0. 003 ps － 1的应变率进行压缩 复合的效率更佳． 2. 3 金属层对结合性能的影响 在制备不锈钢/碳钢复合板时，在复合板中间添 加具有一定塑性、强度和亲润性的中间夹层，可以提 高复合板的结合性能［38］． 而 Ni 和 Cr 是 316L 不锈 钢中的重要元素，将其作为 Fe /Fe193 Cr45Ni25的中间 夹层进行热压复合可能会对其界面结合性能产生 影响． 本工作在探究 Ni 层对界面结合性能的影响效 果时，在 Fe193Cr45Ni25和 Fe 模型之间添加一个晶格 厚度的 Ni 层模型，Ni 为面心立方晶体，晶格常数为 0. 3524 nm，模型如图 5( a) 所示，本文中 Ni 层用 Ni 表示． 在 1500 K 温度下和 － 0. 003 ps － 1的应变率下 进行模拟，其余条件保持与 1. 2 节中的条件一致． 通过统计出复合结束时复合结构中 Fe193Cr45Ni25、Ni 和 Fe 沿压缩方向( Z 轴) 的原子数分数分布，结果 如图 5( b) 所示． 通过仿真得到含 Ni 层复合的扩散 层厚度约为 1. 97 nm． 而在相同复合条件下，不含 Ni 层的 Fe /Fe193Cr45Ni25体系复合的扩散层厚度为 0. 84 nm，远远小于含 Ni 层的 Fe193Cr45Ni25 /Ni /Fe 体系复 合的扩散结果． 含 Ni 层复合时，扩散层厚度比不含 Ni 复合时增加了 134. 5% ． 由此可知: Ni 原子层对 Fe 与 Fe193Cr45Ni25的扩散复合具有非常大的促进作 · 374 ·
·474 工程科学学报，第40卷，第4期 (a) I00 100 -8-Fe o-Fe 80 80 。-FeCrasNizs 温度：1500K 温度：1500K 应变举：-0.001ps1 应变率：-0.0015ps 60 02m 60 .91n 0 90 00000 10 10 Z/nm Z/nm d 100 100F -Fe a=下件 。-FeCrasNi2s 温度：1500K 温度：1500K 应变率：0.003ps 应变率：-0.006ps 84m D.53 nm 40 0000000 6 6. 10 Z/nm Z/nm 图4不同应变率的扩散层厚度.(a)-0.001ps-1:(b)-0.0015ps1:(c)-0.003ps1:(d)-0.006ps1 Fig.4 Diffusion layer thickness at different strain rates:(a)-0.001 ps-:(b)-0.0015 ps-1 (c)-0.003 ps-1;(d)-0.006 ps-1 a 固定层0.51nm (b) 100 0●00●-0 --Ni -oFe 5.22nm -FeCrsNiz 温度：1500K 60 应变率-0.003ps 054nm % 1.97nm 5.16nm 6 8 10 固定层0.58m Z/nm 图5Fe19Cr4sNi2sNi/Fe初始模型(a)和Fe9Cr4sNi2sINi/Fe复合结构各组分沿Z轴的原子数分数分布(b)(上层为Fe,中层为Ni,下层 为Fe1gCr4sNis:●一fe中Fe原子，●-Ni中的Ni原子，●-Fe19 a Cras Ni2s中Fe原子，●-Fe9 aCrasNizs中C原子，●一Fe Cras Ni2s中 Ni原子) Fig.5 Fers Cras Ni2s/Ni/Fe original model (a)and atom number fraction of the Fe 9 Cras Nis/Ni/Fe composite structure along the Z axis (b) (The upper layer comprises Fe,the middle layer comprises Ni,and the lower layer comprises Fe Cras Nis:-Fe atom in the Fe layer,-Ni at- om in the Ni layer,●一Fe atom in the Fe1ggCr4sNi2 s layer,●一Cr atom in the Fe193 Cr4 s Nias layer,and●一Ni atom in the Fe1gCr4sNi2 s layer） 用.从图5(b)中还可以看出：Ni中的原子向Fe中 明Ni中的原子更容易向Fe中扩散.而李龙等B完 的扩散距离要大于向FeCrasNizs中的扩散距离，说 成的界面Nⅱ层对热轧不锈钢复合板结合性能的影
工程科学学报，第 40 卷，第 4 期 图 4 不同应变率的扩散层厚度 . ( a) － 0. 001 ps － 1 ; ( b) － 0. 0015 ps － 1 ; ( c) － 0. 003 ps － 1 ; ( d) － 0. 006 ps － 1 Fig． 4 Diffusion layer thickness at different strain rates: ( a) － 0. 001 ps － 1 ; ( b) － 0. 0015 ps － 1 ; ( c) － 0. 003 ps － 1 ; ( d) － 0. 006 ps － 1 图 5 Fe193Cr45Ni25 /Ni /Fe 初始模型( a) 和 Fe193Cr45Ni25 /Ni /Fe 复合结构各组分沿 Z 轴的原子数分数分布( b) ( 上层为 Fe，中层为 Ni，下层 为 Fe193Cr45Ni25 ; —Fe 中 Fe 原子， —Ni 中的 Ni 原子， — Fe193Cr45Ni25中 Fe 原子， — Fe193Cr45Ni25中 Cr 原子， — Fe193Cr45Ni25中 Ni 原子) Fig． 5 Fe193Cr45Ni25 /Ni /Fe original model ( a) and atom number fraction of the Fe193 Cr45 Ni25 /Ni /Fe composite structure along the Z axis ( b) ( The upper layer comprises Fe，the middle layer comprises Ni，and the lower layer comprises Fe193Cr45Ni25 ; —Fe atom in the Fe layer， —Ni atom in the Ni layer， —Fe atom in the Fe193Cr45Ni25 layer， —Cr atom in the Fe193Cr45Ni25 layer，and —Ni atom in the Fe193Cr45Ni25 layer) 用． 从图 5( b) 中还可以看出: Ni 中的原子向 Fe 中 的扩散距离要大于向 Fe193Cr45Ni25中的扩散距离，说 明 Ni 中的原子更容易向 Fe 中扩散． 而李龙等［38］完 成的界面 Ni 层对热轧不锈钢复合板结合性能的影 · 474 ·
秦勤等：热压316L/Q345R复合板的结合性能 ·475· 响实验中发现N层的存在提高了碳钢/不锈钢复合 结构中Fe9Cras Nizs、Cr和Fe沿压缩方向(Z轴)的 板的界面厚度，并且Ni层中的Ni原子更容易向碳 原子数分数分布，结果如图6(b)所示，计算出扩散 钢中扩散.本文的模拟结果和该实验结果相符.造 层厚度约为1.04nm.和不含铬层的Fe1 o Cras Ni2s/ 成Ni中原子更容易向Fe中扩散的原因一方面是Ni Fe体系复合的扩散层厚度0.84nm相比，含Cr层的 与Fe9Cr4sNis之间Ni的原子数分数梯度小于Ni Fe19CrasNizs/Fe体系复合的扩散层厚度只增加了约 与Fe之间的原子数分数梯度，另一方面是高温下体 23.8%.但是，再考虑到建模过程中Cr层原子本来 心立方的Fe-Fe键比面心立方的Fe一Fe键更容易 厚度为0.28995nm,扩散层反而有所降低.发生这 发生破坏 个现象的主要原因为Cr的熔点远高于FeCr4sNix 为了探讨C层对界面结合性能的影响效果，采 和Fe,CrCr键的键能更大，不容易受到破坏，从而 用同样的方法构建含Cr层的复合模型，Cr为体心 使C中的原子不容易发生扩散，并且也阻碍了 立方晶体，晶格常数为0.28995nm,模型如图6(a) Fe Cras Nizs和Fe之间的原子的扩散.因此可以推 所示，本文中铬层用Cr表示.在1500K温度下和- 断出增加Cr层对于Fe9 Cras Nis/Fe体系的扩散复 0.003ps的应变率下进行模拟，其余条件保持与 合没有明显的促进作用 1.2节中的条件一致.通过统计出复合结束时复合 固定层0.51nm 100 000-000 -o-Cr oFe Fe 5.22mm FejCrasNiz 温度：1500K 60 应变率：-0.003ps 0.43nm 1.04m 40 5.15nm 0 固定层0.59m 6 8 Z/nm 图6Fe19Cr4sNis/Cr/Fe初始模型(a)和Fen93Cra5Nis/Cr/Fe复合结构各组分沿Z轴的原子数分数分布(b)(上层为Fe,中层为Cr,下层 为Fe19Cr4sNis:●一fe中Fe原子，●一Cr中的Cr原子，●-Fe9 CrasNizs中Fe原子，-Fe9 aCrasNizs中Cr原子，●一fe9 a CrasNiz2中 Ni原子) Fig.6 Fe9 Cras Nias/Cr/Fe original model (a)and atom number fraction of the Fe19 Cras Nias/Cr/Fe composite structure along the Z axis(b)(The upper layer comprises Fe,the middle layer comprises Cr,and the lower layer comprises Fe Cras Nis;-Fe atom in the Fe layer,Cr atom in the Cr layer,-Fe atom in the Fero Cras Nis layer,-Cr atom in the Fera Cras Nis layer,and -Ni atom in the Fe gs Cras Ni2s layer) 3结论 (2)应变率影响FeCr4sNi2s/Fe的结合性能， 应变率的提高会减小扩散层的厚度.为了得到较厚 采用分子动力学模拟研究了不同影响因素对 的扩散层，可以适当降低应变率. 316L/Q345R复合板结合性能的影响，从中发现了 (3)在Fe1Cr4sNis和Fe模型之间添加一个晶 部分改善其结合性能的方法.通过模拟可以获得以 格厚度的Ni层模型后，Fe1 Cras Nizs/Ni/Fe体系中， 下结论： 扩散层厚度比不含Ni复合时增加了134.5%，因 (1)Fe Cras Nizs/Fe热压复合温度越高，越有 此，在FeiCrasNizs与Fe之间添加Ni后进行热压复 利于形成较厚的扩散层.为了得到较厚的扩散层， 合能够大幅度提高扩散层的厚度，而添加C对扩散 可以适当提高温度.本研究中测试的热压复合温度 层厚度的提高并不明显 中效果最好的是1700K.而且，当热压复合温度为 1700K时，扩散层厚度的增加速率远大于1400、 参考文献 1500和1600K的时候.所以在接近熔点的温度进 Chen S H.Effect of Rolling Parameters on Interface Bonding 行热压复合更有利于获得较厚的扩散层. Strength of Stainless Steel/Carbon Steel Cladding [Dissertation]
秦 勤等: 热压 316L/Q345Ｒ 复合板的结合性能 响实验中发现 Ni 层的存在提高了碳钢/不锈钢复合 板的界面厚度，并且 Ni 层中的 Ni 原子更容易向碳 钢中扩散． 本文的模拟结果和该实验结果相符． 造 成 Ni 中原子更容易向 Fe 中扩散的原因一方面是 Ni 与 Fe193Cr45 Ni25 之间 Ni 的原子数分数梯度小于 Ni 与 Fe 之间的原子数分数梯度，另一方面是高温下体 心立方的 Fe--Fe 键比面心立方的 Fe--Fe 键更容易 发生破坏． 为了探讨 Cr 层对界面结合性能的影响效果，采 用同样的方法构建含 Cr 层的复合模型，Cr 为体心 立方晶体，晶格常数为 0. 28995 nm，模型如图 6( a) 所示，本文中铬层用 Cr 表示． 在 1500 K 温度下和 － 0. 003 ps － 1的应变率下进行模拟，其余条件保持与 1. 2 节中的条件一致． 通过统计出复合结束时复合 结构中 Fe193Cr45Ni25、Cr 和 Fe 沿压缩方向( Z 轴) 的 原子数分数分布，结果如图 6( b) 所示，计算出扩散 层厚度约为 1. 04 nm． 和不含铬层的 Fe193 Cr45 Ni25 / Fe 体系复合的扩散层厚度 0. 84 nm 相比，含 Cr 层的 Fe193Cr45Ni25 /Fe 体系复合的扩散层厚度只增加了约 23. 8% ． 但是，再考虑到建模过程中 Cr 层原子本来 厚度为 0. 28995 nm，扩散层反而有所降低． 发生这 个现象的主要原因为 Cr 的熔点远高于 Fe193Cr45Ni25 和 Fe，Cr--Cr 键的键能更大，不容易受到破坏，从而 使 Cr 中的原子不容易发生扩散，并 且 也 阻 碍 了 Fe193Cr45Ni25和 Fe 之间的原子的扩散． 因此可以推 断出增加 Cr 层对于 Fe193Cr45Ni25 /Fe 体系的扩散复 合没有明显的促进作用． 图 6 Fe193Cr45Ni25 /Cr /Fe 初始模型( a) 和 Fe193Cr45Ni25 /Cr /Fe 复合结构各组分沿 Z 轴的原子数分数分布( b) ( 上层为 Fe，中层为 Cr，下层 为 Fe193Cr45Ni25 ; —Fe 中 Fe 原子， —Cr 中的 Cr 原子， — Fe193Cr45Ni25中 Fe 原子， — Fe193Cr45Ni25中 Cr 原子， —Fe193Cr45Ni25中 Ni 原子) Fig． 6 Fe193Cr45Ni25 /Cr /Fe original model ( a) and atom number fraction of the Fe193Cr45Ni25 /Cr /Fe composite structure along the Z axis( b) ( The upper layer comprises Fe，the middle layer comprises Cr，and the lower layer comprises Fe193Cr45Ni25 ; —Fe atom in the Fe layer， —Cr atom in the Cr layer， —Fe atom in the Fe193Cr45Ni25 layer， —Cr atom in the Fe193Cr45Ni25 layer，and —Ni atom in the Fe193Cr45Ni25 layer) 3 结论 采用分子动力学模拟研究了不同影响因素对 316L /Q345Ｒ 复合板结合性能的影响，从中发现了 部分改善其结合性能的方法． 通过模拟可以获得以 下结论: ( 1) Fe193 Cr45 Ni25 /Fe 热压复合温度越高，越有 利于形成较厚的扩散层． 为了得到较厚的扩散层， 可以适当提高温度． 本研究中测试的热压复合温度 中效果最好的是 1700 K． 而且，当热压复合温度为 1700 K 时，扩散层厚度的增加速率远大于 1400、 1500 和 1600 K 的时候． 所以在接近熔点的温度进 行热压复合更有利于获得较厚的扩散层． ( 2) 应变率影响 Fe193 Cr45 Ni25 /Fe 的结合性能， 应变率的提高会减小扩散层的厚度． 为了得到较厚 的扩散层，可以适当降低应变率． ( 3) 在 Fe193Cr45Ni25和 Fe 模型之间添加一个晶 格厚度的 Ni 层模型后，Fe193Cr45Ni25 /Ni /Fe 体系中， 扩散层厚度比不含 Ni 复合时增加了 134. 5% ，因 此，在 Fe193Cr45Ni25与 Fe 之间添加 Ni 后进行热压复 合能够大幅度提高扩散层的厚度，而添加 Cr 对扩散 层厚度的提高并不明显． 参 考 文 献 ［1］ Chen S H． Effect of Ｒolling Parameters on Interface Bonding Strength of Stainless Steel /Carbon Steel Cladding ［Dissertation］． · 574 ·
·476 工程科学学报，第40卷，第4期 Taiyuan:Taiyuan University of Science Technology,2014 interface zone of Ti/Al diffusion bonding.Mater Lett,2002,56 (陈少航.轧制工艺参数对不锈钢/碳钢复合板界面结合强度 (5):647 的影响[学位论文].太原：太原科技大学，2014) 13] Nezhad M S A,Ardakani A H.A study of joint quality of alumi- Li J.Hot Rolling Simulation and Cold Rolling Experimental Re- num and low carbon steel strips by warm rolling.Mater Des, search on Stainless Steel/Carbon Steel [Dissertation].Taiyuan: 2009,30(4):1103 Taiyuan University of Seience Technology,2014 [14]Chen J,Tong J G,Ren X P.Bonding behavior of 25Cr5MoA/ (李晋.不锈钢/碳钢热轧模拟及冷轧实验研究[学位论文] Q235 hot rolled clad plates.J Unire Sci Technol Beijing,2007, 太原：太原科技大学，2014) 29(10):985 B]Ma JZ.Asynchronous Rolling Technology Research of Stainless/ (陈靖，佟建国，任学平.25C5MoA/Q235钢复合板的结合 Carbon Steel Composite Plate [Dissertation].Taiyuan:Taiyuan 性能.北京科技大学学报，2007,29(10)：985) University of Science Technology,2016 [15]Manesh D,Taheri K.An investigation of deformation behavior (马江泽.不锈钢/碳钢复合板异步轧制工艺研究[学位论 and bonding strength of bimetal strip during rolling.Mech Mater, 文].太原：太原科技大学，2016) 2005,37(5):531 4]Zhang JJ,Li Y,Li HT,et al.Experimental and theoretical in- ǖ6] Xu X M,Zhang W Z,Zong J F,et al.Investigation on extreme vestigation of interfacial bond strength of hot rolled composite reduction in cold rolling of stainless steel/steel clad sheet based plates.J North Unir China Nat Sci Ed,2015,36(3):384 on FE simulation.Heary Mach,2003(6):21 (张建军，李云，李海涛，等。热轧复合板的界面结合强度的 (许秀梅，张文志，宗家富，等.基于有限元模拟的不锈钢/ 实验与理论研究.中北大学学报（自然科学版），2015,36 碳钢复合板极限压下量研究.重型机械，2003(6)：21) (3):384) 7]Sun L.Research on Rolling Process of Copper/Aluminum/Stainless [Peng X K,Wuhrer R,Heness G,et al.Rolling strain effects on Steel Three-ply Clad Sheet [Dissertation].Xi'an:Xi'an Universi- the interlaminar properties ofoll bonded copper/aluminium metal ty of Architecture and Technology,2014 laminates.J Mater Sci,2000,35(17)4357 (孙列.铜/铝/不锈钢三金属复合板轧制工艺研究[学位论 [6]Xie G M,Luo Z A,Wang G L,et al.Microstructure and proper- 文].西安：西安建筑科技大学，2014) ties of stainless steel clad plate by vacuum rolling cladding.J 8] Pang Y H,Wu C.Yan P.Numerical simulation of temperature Northeast Univ Nat Sci,2011,32(10):1398) field of stainless steel-carbon steel clad sheet during multipass- (谢广明，骆宗安，王光磊，等.真空轧制不锈钢复合板的组 small reduction hot rolling.Spec Steel,2006,27 (2):9 织和性能.东北大学学报（自然科学版），2011,32(10)： (庞玉华，吴成，严平.不锈钢一碳钢复合板多道次小变形轧 1398) 制温度场的数值模拟.特殊钢，2006,27(2)：9) LiL.Microstructure and Mechanical Property of Clad Plate of [9] Zhang X P,Tan M J,Yang T H,et al.Isothermal rolling of Mg- Stainless Steel by Vacuum Composite Rolling [Dissertation].Shen- based laminated composites made by explosion cladding.Key Eng yang:Northeastemn University,2011 Mater,2010,443:614 (厉梁.真空复合轧制不锈钢复合板的微观组织和力学性能 [20]Zhou X,Wu S H,Zhang R J.Molecular simulation of the influ- [学位论文].沈阳：东北大学，2011) ence of nickel coating on the interfacial bonding strength of car- [8]Cao Q D,Li C Y,Chen F,et al.Reverse reduction ratio effect on bon nanotube/magnesium composites.Chin J Comput Mecha the bonding strength of 7075 Al/AZ31B Mg/7075 Al laminated 2013,30(Suppl):54 composite fabricated by hot rolling//Proceedings of the 2015 In- (周霞，吴少华，张仁杰.镍涂层对碳纳米管/镁复合材料界 ternational Conference on Material Science and Applications (ICM- 面结合强度影响的分子动力学模拟.计算力学学报，2013， SA2015).Suzhou,2015:449 30(增刊)：54) ]ChengT Y.The hot rolling process and property of stainless steel [21]Gall K,Horstemeyer M F,Van Schilfgaarde M,et al.Atomistic carbon steel composite plate.Shanghai Met,2009,31(1):48 simulations on the tensile debonding of an aluminum-silicon inter- (程挺宇.不锈钢/碳钢热轧复合工艺及性能.上海金属， face.J Mech Phys Solids,2000,48(10):2183 2009,31(1):48) 22]Bachlechner M E,Zhang J,Wang Y,et al.Molecular dynamics [10]Wang D Y.Rolling Process and Interface Beharior of Magnesium/ simulations of the mechanical strength of Si/Si,Na interfaces. Aluminum Explosire Welding Composite Plate [Dissertation]. Phys Rer B,2005,72(9):094115 Taiyuan:Taiyuan University of Technology,2017 3]Benedek R,Alavi A,Seidman D N,et al.First principles simu- (王东亚.镁/铝爆炸复合板轧制工艺及界面行为研究[学位 lation of a ceramic /metal interface with misfit.Phys Rev Lett, 论文].太原：太原理工大学，2017) 2000,84(15)3362 [11]Zou Y M.Rolling Composite and Numerical Simulation of Cu/ 24]Chen S Y,Wu Z W,Liu K X,et al.Atomic diffusion behavior D79/Cu Laminate [Dissertation].Changsha:Central South in Cu-Al explosive welding process.J Appl Phys,2013,113 University,2011 (4):044901 (邹艳明.Cu/DT9/Cu叠层材料的轧制复合与数值模拟研究 25]Luo M Z,Liang L,Lang L,et al.Molecular dynamics simula- [学位论文].长沙：中南大学，2011) tions of the characteristics of Mo/Ti interfaces.Comput Mater [12]Ren J W,Li Y J,Feng T.Microstructure characteristics in the Sci,2018,141:293
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