高应变速率下钛-钢复合板界面组织特征及变形机制

工程科学学报，第39卷，第7期：1070-1076,2017年7月 Chinese Journal of Engineering,Vol.39,No.7:1070-1076,July 2017 D0l:10.13374/j.issn2095-9389.2017.07.013:http://journals..ustb.edu.cn 高应变速率下钛一钢复合板界面组织特征及变形机制 江海涛四，吴波，张韵，徐慧慧，田世伟 北京科技大学工程技术研究院，北京100083 ☒通信作者，E-mail:nwpujht(@163.com 摘要在高应变速率下，钛一钢复合板不同材料以不同的变形机制协调变形，结合界面起到至关重要的作用.本文分析研 究了高应变速率下钛一钢复合板的界面组织特征和变形机制.结果表明：在钢侧，随着应变速率的提高，小角度(3°~10)晶 界含量增多，织构组分{112241)逐渐演变为织构{66(386)和{11)(110).在钛侧，随着应变速率的提高，出现了明显 的形变孪晶组织，三种形变孪晶如{112}(1100》拉伸孪晶、{1122〈1123〉压缩孪晶和{101》〈1011〉拉伸孪晶产生的难易 程度不一样，变形机制由常规的“李生变形为主”转变为“位错滑移与孪生变形共存”的复合变形模式.在结合界面处，随着应 变速率的提高，需要适应由两侧产生的不同变形抗力，才能够实现连续变形而不致使材料发生破坏，其主要的协调机制依靠 结合界面及附近晶粒的滑移实现变形. 关键词钛一钢复合板：高应变速率：微观组织：晶体取向：变形机制 分类号TG335.85 Interfacial microstructure and deformation mechanism of Ti-steel clad plate under high strain rate JIANG Hai-tao,WU Bo,ZHANG Yun,XU Hui-hui,TIAN Shi-ei Institute of Engineering Technology,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:nwpujht@163.com ABSTRACT Under high-strain-rate conditions,Ti and steel in Ti-steel clad plate deformed,with the deformation compatibility mechanism playing a key role at the bonding interface.The interfacial microstructure and deformation mechanism of Ti-steel clad plate under high strain were investigated in this paper.The results show that,for the steel side,with increasing strain rate,the number of small-angle (3-10)grain boundaries increases and texture component (112 (241)gradually evolves into textures (665 (386) and (111(110).For the Ti side,with increasing strain rate,deformation twins appear.Different deformation twins such as tensile twin (1121(1100),compression twin {1122 (1123),and tensile twin {1012 (1011)are produced.The deformation mecha- nism of the Ti side at high strain rate transforms from a conventional "twin deformation"mode to the compound deformation mode "co- existence of dislocation slip and twin deformation."With the increase of strain rate,the bonding interface would coordinate the differ- ent deformation resistances of both sides,to achieve a continuous deformation without any materials damage.The main coordination mechanism relies on the bonding interface and the slip of adjacent grains. KEY WORDS Ti-steel clad;high strain rate;microstructure:crystal orientation:deformation mechanism 钛一钢复合板是一种集耐腐蚀、高强度等优点于或者爆炸一轧制等方法复合在一起的，属于异种金属 一身的理想结构材料，在真空制盐、化工、海水淡化等的焊接.由于钛和钢的密度、热膨胀系数、剪切模量、 领域得到了广泛应用.该材料是由钛板和钢板用爆炸 热导率等物理性能和化学性能的差异，在动态的高应 收稿日期：201609一12

工程科学学报，第 39 卷，第 7 期: 1070--1076，2017 年 7 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 39，No． 7: 1070--1076，July 2017 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2017． 07． 013; http: / /journals． ustb． edu． cn 高应变速率下钛--钢复合板界面组织特征及变形机制 江海涛，吴 波，张 韵，徐慧慧，田世伟 北京科技大学工程技术研究院，北京 100083 通信作者，E-mail: nwpujht@ 163． com 摘 要 在高应变速率下，钛--钢复合板不同材料以不同的变形机制协调变形，结合界面起到至关重要的作用． 本文分析研 究了高应变速率下钛--钢复合板的界面组织特征和变形机制． 结果表明: 在钢侧，随着应变速率的提高，小角度( 3° ～ 10°) 晶 界含量增多，织构组分{ 1 12} 〈2 41〉逐渐演变为织构{ 6 65} 〈38 6〉和{ 111} 〈1 10〉． 在钛侧，随着应变速率的提高，出现了明显 的形变孪晶组织，三种形变孪晶如{ 11 21} 〈1 100〉拉伸孪晶、{ 11 22} 〈11 23〉压缩孪晶和{ 10 12} 〈10 11〉拉伸孪晶产生的难易 程度不一样，变形机制由常规的“孪生变形为主”转变为“位错滑移与孪生变形共存”的复合变形模式． 在结合界面处，随着应 变速率的提高，需要适应由两侧产生的不同变形抗力，才能够实现连续变形而不致使材料发生破坏，其主要的协调机制依靠 结合界面及附近晶粒的滑移实现变形． 关键词 钛--钢复合板; 高应变速率; 微观组织; 晶体取向; 变形机制 分类号 TG335. 85 Interfacial microstructure and deformation mechanism of Ti--steel clad plate under high strain rate JIANG Hai-tao ，WU Bo，ZHANG Yun，XU Hui-hui，TIAN Shi-wei Institute of Engineering Technology，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China Corresponding author，E-mail: nwpujht@ 163． com ABSTＲACT Under high-strain-rate conditions，Ti and steel in Ti--steel clad plate deformed，with the deformation compatibility mechanism playing a key role at the bonding interface． The interfacial microstructure and deformation mechanism of Ti--steel clad plate under high strain were investigated in this paper． The results show that，for the steel side，with increasing strain rate，the number of small-angle ( 3°--10°) grain boundaries increases and texture component { 1 12} 〈2 41〉gradually evolves into textures { 6 65} 〈38 6〉 and { 111} 〈1 10〉． For the Ti side，with increasing strain rate，deformation twins appear． Different deformation twins such as tensile twin { 11 21} 〈1 100〉，compression twin { 11 22} 〈11 23〉，and tensile twin { 10 12} 〈10 11〉are produced． The deformation mecha￾nism of the Ti side at high strain rate transforms from a conventional“twin deformation”mode to the compound deformation mode“co￾existence of dislocation slip and twin deformation． ”With the increase of strain rate，the bonding interface would coordinate the differ￾ent deformation resistances of both sides，to achieve a continuous deformation without any materials damage． The main coordination mechanism relies on the bonding interface and the slip of adjacent grains． KEY WOＲDS Ti--steel clad; high strain rate; microstructure; crystal orientation; deformation mechanism 收稿日期: 2016--09--12 钛--钢复合板是一种集耐腐蚀、高强度等优点于 一身的理想结构材料，在真空制盐、化工、海水淡化等 领域得到了广泛应用． 该材料是由钛板和钢板用爆炸 或者爆炸--轧制等方法复合在一起的，属于异种金属 的焊接． 由于钛和钢的密度、热膨胀系数、剪切模量、 热导率等物理性能和化学性能的差异，在动态的高应

江海涛等：高应变速率下钛一钢复合板界面组织特征及变形机制 1071· 变速率下，所表现的宏观力学性能与准静态是不同的， 李晶等机制.现有针对高应变速率条件下变形机制的 主要表现在材料变形的不均匀性、不等温性、惯性效 研究，主要侧重于单一材料，对于异种材料连接件特别 应、强烈的冲击波效应等-习 是层状复合材料的协调变形机制还不清楚，因此研究 刘继雄等西研究表明，高应变速率条件下材料的 高应变速率下钛一钢复合板的协调变形机制对钛一钢 应力应变相应特征因材质或显微组织的不同，差异很 复合板乃至其他层状复合板的工程应用具有重要的 大.纯铁是应变率敏感材料，在高应变率条件下具有 意义. 应变率增强、增塑以及应变强化效应，高应变增塑的主 本文采用分离式Hopkinson压杆装置(SHPB)进 要原因是绝热温升和孪生变形机制的发生，使滑移更 行高应变速率冲击压缩试验，来分析在不同应变速率 易于进行.秦洪可研究了纯钛在受到动态载荷时会有 条件下钛一钢复合板的界面组织特征及协调变形 明显的各向异性现象，不同应变速率会导致变形特征 机制. 有很大的差别.高应变速率和低应变情况下可同时观 1 察到高位错密度和高李生密度：而且在高应变速率下 实验材料与方法 纯钛的变形具有明显的绝热剪切现象.Akhtar园从宏/ 实验材料为TA2/0345钛一钢爆炸复合板.其中 微观角度系统研究了应变速率对纯钛变形机制的影 钛层厚度为8mm,钢层厚度为45mm.TA2和Q345的 响，研究表明纯钛在动态塑性变形时主要有滑移、形变 主要化学成分见表1，力学性能见表2. 表1TA2和Q345的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of TA2 and 0345 % 合金 Fe Ti C Mn Si P N H 0 TA2 0.031 余量 0.009 0.012 0.002 0.06 Q345 余量 0.160 0.50 0.15 0.011 0.01 表2TA2和0345板材的力学性能 场发射扫描电子显微镜(ZEISS ULTRA55)上通过电 Table 2 Mechanical properties of TA2 and Q345 plate 子背散射衍射技术(EBSD)分析钛/钢界面附近的组织 抗拉强度， 屈服强度， 断后伸长率， 合金 特征.在钛侧、钢侧及两者之间的结合界面处取0.3 R /MPa Ra2/MPa 61% mm厚的透射样，手工磨至50um时，采用离子减薄机 TA2 390 270 40 (Model69L.CS)穿孔并制作薄区，最后在透射电子显 Q345 540 410 35 微镜(Tecnai G2F30)上进行位错等精细结构的观察 高应变速率冲击压缩实验在分离式Hopkinson压 与分析. 杆上进行.材料尺寸为6mm×6mm,其中钛侧厚度 2结果与分析 为1mm,钢侧厚度为5mm.应变速率分别为500、 1000、2000和3000s,每种应变速率实验三次，最后 2.1钛一钢爆炸复合板原始界面微观组织 取平均值.将压缩后的试样纵切，观察钛和钢之间的 图1为钛钢爆炸复合板原始组织，具有典型的波 结合界面.试样经机械抛光后用体积分数为4%的硝 状界面.图1(a)为钢侧组织，呈纤维状的变形流线， 酸乙醇溶液侵蚀钢侧组织，用体积分数为10%HN0, 离界面近的地方塑性变形大，离界面远的地方塑性变 +5%HF+85%H,0溶液侵蚀钛侧组织.随后使用光 形小.微观组织具有三个典型的特征区域.I区，细 学显微镜(Carl Zeiss AX10)观察显微组织形貌，在热 晶区，可以观察到细小的晶粒：Ⅱ区，塑性变形区，晶粒 a b 34 TA2 爆炸波运动方向 形变带 400m 图1钛-钢复合板原始组织.(a)钢侧：(b)钛侧 Fig.1 Microstructure of the as-received Ti-steel clad plate:(a)steel side;(b)Ti side

江海涛等: 高应变速率下钛--钢复合板界面组织特征及变形机制 变速率下，所表现的宏观力学性能与准静态是不同的， 主要表现在材料变形的不均匀性、不等温性、惯性效 应、强烈的冲击波效应等［1--3］． 刘继雄等［4］研究表明，高应变速率条件下材料的 应力应变相应特征因材质或显微组织的不同，差异很 大． 纯铁是应变率敏感材料，在高应变率条件下具有 应变率增强、增塑以及应变强化效应，高应变增塑的主 要原因是绝热温升和孪生变形机制的发生，使滑移更 易于进行． 秦洪［5］研究了纯钛在受到动态载荷时会有 明显的各向异性现象，不同应变速率会导致变形特征 有很大的差别． 高应变速率和低应变情况下可同时观 察到高位错密度和高孪生密度; 而且在高应变速率下 纯钛的变形具有明显的绝热剪切现象． Akhtar［6］从宏/ 微观角度系统研究了应变速率对纯钛变形机制的影 响，研究表明纯钛在动态塑性变形时主要有滑移、形变 孪晶等机制． 现有针对高应变速率条件下变形机制的 研究，主要侧重于单一材料，对于异种材料连接件特别 是层状复合材料的协调变形机制还不清楚，因此研究 高应变速率下钛--钢复合板的协调变形机制对钛--钢 复合板乃至其他层状复合板的工程应用具有重要的 意义． 本文采用分离式 Hopkinson 压杆装置( SHPB) 进 行高应变速率冲击压缩试验，来分析在不同应变速率 条件下钛--钢 复 合 板 的 界 面 组 织 特 征 及 协 调 变 形 机制． 1 实验材料与方法 实验材料为 TA2 /Q345 钛--钢爆炸复合板． 其中 钛层厚度为 8 mm，钢层厚度为 45 mm． TA2 和 Q345 的 主要化学成分见表 1，力学性能见表 2． 表 1 TA2 和 Q345 的化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of TA2 and Q345 % 合金 Fe Ti C Mn Si P S N H O TA2 0. 031 余量 0. 009 — — — — 0. 012 0. 002 0. 06 Q345 余量 — 0. 160 0. 50 0. 15 0. 011 0. 01 — — — 表 2 TA2 和 Q345 板材的力学性能 Table 2 Mechanical properties of TA2 and Q345 plate 合金 抗拉强度， Ｒm /MPa 屈服强度， Ｒp0. 2 /MPa 断后伸长率， δ /% TA2 390 270 40 Q345 540 410 35 图 1 钛--钢复合板原始组织 . ( a) 钢侧; ( b) 钛侧 Fig． 1 Microstructure of the as-received Ti--steel clad plate: ( a) steel side; ( b) Ti side 高应变速率冲击压缩实验在分离式 Hopkinson 压 杆上进行． 材料尺寸为 6 mm × 6 mm，其中钛侧厚度 为 1 mm，钢 侧 厚 度 为 5 mm． 应 变 速 率 分 别 为 500、 1000、2000 和 3000 s － 1，每种应变速率实验三次，最后 取平均值． 将压缩后的试样纵切，观察钛和钢之间的 结合界面． 试样经机械抛光后用体积分数为 4% 的硝 酸乙醇溶液侵蚀钢侧组织，用体积分数为 10% HNO3 + 5% HF + 85% H2O 溶液侵蚀钛侧组织． 随后使用光 学显微镜( Carl Zeiss AX10) 观察显微组织形貌，在热 场发射扫描电子显微镜( ZEISS ULTＲA 55) 上通过电 子背散射衍射技术( EBSD) 分析钛/钢界面附近的组织 特征． 在钛侧、钢侧及两者之间的结合界面处取 0. 3 mm 厚的透射样，手工磨至 50 μm 时，采用离子减薄机 ( Model 691. CS) 穿孔并制作薄区，最后在透射电子显 微镜( Tecnai G2 F30) 上进行位错等精细结构的观察 与分析． 2 结果与分析 2. 1 钛--钢爆炸复合板原始界面微观组织 图 1 为钛--钢爆炸复合板原始组织，具有典型的波 状界面． 图 1( a) 为钢侧组织，呈纤维状的变形流线， 离界面近的地方塑性变形大，离界面远的地方塑性变 形小． 微观组织具有三个典型的特征区域． Ⅰ区，细 晶区，可以观察到细小的晶粒; Ⅱ区，塑性变形区，晶粒 · 1701 ·

·1072· 工程科学学报，第39卷，第7期 发生刷烈塑性变形后被拉长；Ⅲ区，晶粒未发生塑性变 脱碳组织，这是由于在爆炸复合过程中结合界面在高 形区.图1(b)为钛侧组织，可以观察到明显的变形 速碰撞下发生扩散反应，碳从钢侧向钛侧发生了扩散， 带.钛侧靠近界面组织为细小的α钛，晶粒由于发生 在靠近钛侧结合界面区域为细小的变形铁素体晶粒. 塑性变形而破碎. 从界面到O345钢基体内部，发生明显的塑性变形，变 2.2钢侧组织特征 形带亦非常显著.随着应变速率的提高，晶粒逐渐细 2.2.1组织形貌 化，并沿垂直于复合界面方向拉长.界面附近I区的 图2为钛一钢复合板应变速率500~3000s的钢 晶粒细小(5m),远离界面Ⅱ区的晶粒则较大(15~ 侧显微组织.结合界面钢侧的波头附近有一薄层白色 20μm),成拉长结构. (a) (b 50 um 50 um 50 pm 50 um 图2不同应变速率下钢侧显微组织.(a)500s-1:()1000s1:(c)2000s1:(d)3000sl Fig.2 Microstructure of the steel side under different strain rates:(a)500s-1:(b)1000s-1:(c)2000s-1;(d)3000s- 2.2.2晶界及织构特征 15)的频率有所下降，说明随着应变速率的提高，位错 图3为不同应变速率下钢侧成像取向图.分析发 密度不断增加，亚结构增多.在塑性变形过程中，大角 现，应变速率对钢的流变行为和变形后铁素体组织的 度晶界数量减少，小角度晶界数量持续增高，晶粒取向 亚结构具有重要影响.随着应变速率的增大，晶粒逐 开始接近.小角度晶界含量持续增高，这是因为在高 渐增多，尺寸减小，晶粒细化效果明显.在应变速率从 应变速率条件下，变形储存能的增加导致再结晶形核率 500s1增加到3000s1的时候，小角度晶界(3°~10) 增加，并且抑制晶粒长大，促使晶粒内亚晶界增多，亚晶尺 出现的频率由0.075增加到0.275，而大角度晶界（> 寸减小，从而小角度晶界增多，大角度晶界减少-0 20 um 204n 20m 20m 图3不同应变速率下钢侧成像取向图.(a)500s1:(b)1000s1:(c)2000s1:(d)3000s1 Fig.3 Image orientation of the steel side under different strain rates:(a)500s-1:(b)1000s-1;(c)2000s1:(d)3000s 图4以欧拉角P2=45°的三维取向分布函数 数字表示取向分布密度值.应变速率为500s时，主 (ODF)截面图的形式展示了不同应变速率对钛-钢复 要织构有{112241)和{332(249)，相对比例分别 合板钢侧形变织构的影响情况，其中欧拉角P,、中和 为7.92%和8.52%：应变速率为1000s时，主要织构 P,作为晶粒在空间上的取向参数(0≤p,<2π、0≤中< 有{112(194)和{332〈133)，相对比例分别为 2π0≤P2<2π)，彩色线表示取向分布密度线，对应的 10.6%和10.2%：应变速率为2000s时，主要织构有 (a) 345 p-45 P3-459 P2-45 90 90 000 图4不同应变速率下恒2=45°的三维取向分布函数图.(a)500s1:(b)1000s1:(c)2000s1:(d)3000s1 Fig.4 Constant 2=45 ODF chart under different strain rates:(a)500s-1:(b)1000s-!;(c)2000s-1;(d)3000s-1

工程科学学报，第 39 卷，第 7 期 发生剧烈塑性变形后被拉长; Ⅲ区，晶粒未发生塑性变 形区． 图 1 ( b) 为钛侧组织，可以观察到明显的变形 带． 钛侧靠近界面组织为细小的 α 钛，晶粒由于发生 塑性变形而破碎． 2. 2 钢侧组织特征 2. 2. 1 组织形貌 图 2 为钛--钢复合板应变速率 500 ～ 3000 s － 1的钢 侧显微组织． 结合界面钢侧的波头附近有一薄层白色 脱碳组织，这是由于在爆炸复合过程中结合界面在高 速碰撞下发生扩散反应，碳从钢侧向钛侧发生了扩散， 在靠近钛侧结合界面区域为细小的变形铁素体晶粒． 从界面到 Q345 钢基体内部，发生明显的塑性变形，变 形带亦非常显著． 随着应变速率的提高，晶粒逐渐细 化，并沿垂直于复合界面方向拉长． 界面附近Ⅰ区的 晶粒细小( 5 μm) ，远离界面Ⅱ区的晶粒则较大( 15 ～ 20 μm) ，成拉长结构． 图 2 不同应变速率下钢侧显微组织． ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 Fig． 2 Microstructure of the steel side under different strain rates: ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 2. 2. 2 晶界及织构特征 图 3 为不同应变速率下钢侧成像取向图． 分析发 现，应变速率对钢的流变行为和变形后铁素体组织的 亚结构具有重要影响． 随着应变速率的增大，晶粒逐 渐增多，尺寸减小，晶粒细化效果明显． 在应变速率从 500 s － 1增加到 3000 s － 1的时候，小角度晶界( 3° ～ 10°) 出现的频率由 0. 075 增加到 0. 275，而大角度晶界( ＞ 15°) 的频率有所下降，说明随着应变速率的提高，位错 密度不断增加，亚结构增多． 在塑性变形过程中，大角 度晶界数量减少，小角度晶界数量持续增高，晶粒取向 开始接近． 小角度晶界含量持续增高，这是因为在高 应变速率条件下，变形储存能的增加导致再结晶形核率 增加，并且抑制晶粒长大，促使晶粒内亚晶界增多，亚晶尺 寸减小，从而小角度晶界增多，大角度晶界减少［7--11］． 图 3 不同应变速率下钢侧成像取向图 . ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 Fig． 3 Image orientation of the steel side under different strain rates: ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 图 4 不同应变速率下恒 φ2 = 45°的三维取向分布函数图． ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 Fig． 4 Constant φ2 = 45° ODF chart under different strain rates: ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 图 4 以欧 拉 角 φ2 = 45° 的三维取向分布函数 ( ODF) 截面图的形式展示了不同应变速率对钛--钢复 合板钢侧形变织构的影响情况，其中欧拉角 φ1、Φ 和 φ2作为晶粒在空间上的取向参数( 0≤φ1 ＜ 2π、0≤Φ ＜ 2π、0≤φ2 ＜ 2π) ，彩色线表示取向分布密度线，对应的 数字表示取向分布密度值． 应变速率为 500 s － 1时，主 要织构有{ 1 12} 〈2 41〉和{ 3 32} 〈2 49〉，相对比例分别 为 7. 92% 和 8. 52% ; 应变速率为 1000 s － 1时，主要织构 有{ 1 12} 〈1 94〉和 { 3 32} 〈13 3〉，相 对 比 例 分 别 为 10. 6% 和 10. 2% ; 应变速率为 2000 s － 1时，主要织构有 · 2701 ·

江海涛等：高应变速率下钛一钢复合板界面组织特征及变形机制 1073 {11①134)和{11}(112)，相对比例分别为18.2% 速率的增加，晶粒细化并呈明显变形拉长结构 和12.9%：应变速率为3000s时，主要织构有{665) 2.3.2变形机制 386)和{111}〈110)，相对比例分别为18.6%和 图6为不同应变速率下钛侧的电子背散射衍射技 14.3%:随着应变速率的提高，各个晶粒的取向逐渐集 术的小角度(3°~10)晶界分布图，其中红色表示 中到施力轴上，织构组分{112(241〉逐渐演变为织 3°~10°的小角度晶界，蓝色表示>10°的晶界.可以 构{665386)和{111}110) 看出在高应变速率下，钛侧晶粒逐渐被拉长并且细化 2.3钛侧组织特征 速率为2000s时亚结构明显增多，并出现大量的形 2.3.1组织形貌 变孪晶组织：随着应变速率升高至3000s,孪晶界明 图5为不同应变速率下钛侧的显微组织，可以看 显增多.有关研究表明，纯钛中位错不仅可以在 出高应变速率下钛侧组织变形较大，并且离复合界面 {0002}基面、{1010}柱面和{1011}锥面上沿着 的距离越近，变形程度越大，晶粒越细小：离界面越远， 1120〉滑移，还可以在部分晶体取向适合的孪晶内部 变形程度越小，晶粒明显粗大.在应变速率为500s 进行，亚晶界的形成是由于这些滑移系开动后位错的 和1000s时，可以清晰地看到等轴状α钛，随着应变 交互作用造成的网 100n 100m 100m 图5不同应变速率下的钛侧显微组织.(a)500s1:(b)1000s1:(c)2000s1:(d)3000s Fig.5 Microstructure of the Ti side under different strain rates:(a)500s-1:(b)1000s1:(c)2000s1 (d)3000s (@ 图6不同应变速率下钛侧小角度品界分布图.(a)500s1:()1000s1:(c)2000s1:(d)3000s1 Fig.6 Small-angle grain boundary distribution at the Ti side under different strain rates:(a)500s-1:(b)1000s-1;(c)2000s-1;(d)3000s- 图7为不同应变速率下钛侧的孪晶分布图，在整c轴方向的压力，{1122}压缩李晶更易激活.当应变 个塑性变形过程中共产生了三种类型的形变孪晶.不速率增加至1000s时，越来越多的晶粒发生转动.因 同颜色代表不同的李晶，其中蓝色：{112}1100)：黄 受孪生的影响偏离了初始取向，晶体取向接近垂直于 色：{11221100)：红色：{1012}1120).当应变速 加载方向的晶粒逐渐增多，{1122}压缩孪晶被更多地 率为500s时，大部分初始晶粒受到接近于平行晶胞 激发出来以满足协调更大应变速率的要求.在500~ 0 jm 图7不同应变速率下钛侧的李晶分布图.(a)500s-1:(b)1000s1:(c)2000s1:(d)3000s1 Fig.7 Twin distribution at the Ti side under different strain rates:(a)500s-;(b)1000s-1:(c)2000s-1:(d)3000s-

江海涛等: 高应变速率下钛--钢复合板界面组织特征及变形机制 { 1 11} 〈13 4〉和{ 111} 〈11 2〉，相对比例分别为 18. 2% 和 12. 9% ; 应变速率为 3000 s － 1时，主要织构有{ 6 65} 〈38 6〉和 { 111} 〈1 10〉，相 对 比 例 分 别 为 18. 6% 和 14. 3% ; 随着应变速率的提高，各个晶粒的取向逐渐集 中到施力轴上，织构组分{ 1 12} 〈2 41〉逐渐演变为织 构{ 6 65} 〈38 6〉和{ 111} 〈1 10〉． 2. 3 钛侧组织特征 2. 3. 1 组织形貌 图 5 为不同应变速率下钛侧的显微组织，可以看 出高应变速率下钛侧组织变形较大，并且离复合界面 的距离越近，变形程度越大，晶粒越细小; 离界面越远， 变形程度越小，晶粒明显粗大． 在应变速率为 500 s － 1 和 1000 s － 1时，可以清晰地看到等轴状 α 钛，随着应变 速率的增加，晶粒细化并呈明显变形拉长结构． 2. 3. 2 变形机制 图 6 为不同应变速率下钛侧的电子背散射衍射技 术的小角 度( 3° ～ 10°) 晶 界 分 布 图，其 中 红 色 表 示 3° ～ 10°的小角度晶界，蓝色表示 ＞ 10°的晶界． 可以 看出在高应变速率下，钛侧晶粒逐渐被拉长并且细化． 速率为 2000 s － 1时亚结构明显增多，并出现大量的形 变孪晶组织; 随着应变速率升高至 3000 s － 1，孪晶界明 显增 多． 有 关 研 究 表 明，纯 钛 中 位 错 不 仅 可 以 在 { 0002 } 基 面、{ 10 10 } 柱 面 和 { 10 11 } 锥 面 上 沿 着 〈11 20〉滑移，还可以在部分晶体取向适合的孪晶内部 进行，亚晶界的形成是由于这些滑移系开动后位错的 交互作用造成的［12］． 图 5 不同应变速率下的钛侧显微组织． ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 Fig． 5 Microstructure of the Ti side under different strain rates: ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 图 6 不同应变速率下钛侧小角度晶界分布图． ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 Fig． 6 Small-angle grain boundary distribution at the Ti side under different strain rates: ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 图 7 不同应变速率下钛侧的孪晶分布图． ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 Fig． 7 Twin distribution at the Ti side under different strain rates: ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 图 7 为不同应变速率下钛侧的孪晶分布图，在整 个塑性变形过程中共产生了三种类型的形变孪晶． 不 同颜色代表不同的孪晶，其中蓝色: { 11 21} 〈1 100〉; 黄 色: { 11 22} 〈1 100〉; 红色: { 10 12} 〈11 20〉． 当应变速 率为 500 s － 1时，大部分初始晶粒受到接近于平行晶胞 c 轴方向的压力，{ 11 22} 压缩孪晶更易激活． 当应变 速率增加至 1000 s － 1时，越来越多的晶粒发生转动． 因 受孪生的影响偏离了初始取向，晶体取向接近垂直于 加载方向的晶粒逐渐增多，{ 11 22} 压缩孪晶被更多地 激发出来以满足协调更大应变速率的要求． 在 500 ～ · 3701 ·

·1074· 工程科学学报，第39卷，第7期 3000sˉ的应变速率范围内，孪晶密度与应变速率的对 1011〉拉伸李晶).随着应变速率的增加，取向差角 数呈线性关系田 度为30°和85°附近的峰逐渐降低，而64°附近的峰则 图8为不同应变速率下钛侧相邻晶粒取向差的统 呈现先升高后降低的趋势.三种形变孪晶{1121} 计分析结果，横坐标为取向差角度，纵坐标为取向差角 1100)拉伸孪晶、{1122}1123)压缩李晶和{1012} 度的相对频率.发现在高速应变速率条件下，应力对 1011〉拉伸李晶产生的难易程度不一样，并且在应变 应变速率不敏感，但其显微组织变化对应变速率非 速率增加的过程中相互竞争.此外，伴随应变速率的 常敏感.如图8所示，在钛侧取向差分布图中特殊取 增大，小角晶界的数量增长迅速，百分数从应变速率 向差角度相对应的峰分别代表了三种形变孪晶，30° 500s时的2.5%逐步增加到应变速率3000s时的 1010〉({11211100)}拉伸李晶)，64°(1010〉 11.8%.这主要是由于位错滑移机制被激活，造成小 ({1122〈1123〉压缩李晶)和85°1120〉({1012} 角晶界的总量增长远高于大角晶界 0.12 0.12 0.11a 0.11 b 0.10 0.10 0.09 0.09 0.08 0.08 0.07 0.07 0.06 0.05 0.05 0.04 0.04 0.03 0.03 0.02 0.02 0.01 0.01 abllal 51015202530354045505560657075808590 510152025303540455055606570758085 90 角度) 角度) 0.12 0.12 0.11 (c) 0.11 d 0.10 0.10 0.09 0.09 0.08 0.08 0.07 0.07 0.06 0.06 0.05 0.05 0.04 0.04 0.03 0.03 0.02 0.02 0.01 0.01 0 bllwdwomofnilmotlia000 aaedahhallhililla 51015202530354045505560657075808590 51015202530354045505560657075808590 角度 角度) 图8不同应变速率下钛侧取向差角分布图.(a)500sl:(b)1000s1:(c)2000s1:(d)3000s1 Fig.8 Misorientation angle distribution at the Ti side under different strain rates:(a)500s-!;(b)1000s-!:(c)2000s-!;(d)3000s 2.4复合界面协调变形机制 温使铁素体回复形成胞状结构.图9()为钛侧的透 爆炸焊接而成的钛一钢复合板是利用炸药所产生 射照片，当应变速率达到1000s时，可以发现较多孪 的巨大能量使金属结合界面处发生强烈的塑性变形， 晶以及高密度的位错.当继续增加应变速率时，李晶 并使靠近结合界面的一薄层金属熔化，钛和铁原子发 数量急剧增加，同时位错滑移机制激活，在晶粒内部形 生相互扩散，凝固后紧紧贴合在一起而形成的.由于 成大量亚晶，部分亚晶界转变成大角晶界，但小角晶界 钛和钢的物理性能差别较大，膨胀系数也不同，因此在 的总量增长远高于大角晶界.这说明密集的李晶在晶 界面进行治金结合时变形抗力也相差甚远.在结合过 粒中可以扮演晶界的角色，当材料发生孪晶变形后相 程中，变形抗力小的金属层通过界面的黏滞作用会给 当于减小了晶粒尺寸，晶粒细化后容易发生位错滑移协 变形抗力大的金属层施加牵引力，拖曳后者一起流动， 调变形，使得李生变形向位错滑移转变.因此，高应变 实现同步变形，从而实现治金结合的 速率下钛侧的变形机制已从常规的“李生变形为主”转 图9为应变速率为1000s时各侧的微观组织 变为“位错滑移与孪生变形共存”的复合变形模式a 图9(a)为钢侧的透射照片，钢侧的变形主要由铁素体 图9(c)为结合界面处的透射照片，左侧为钢侧， 提供，随着应变速率的提高，铁素体中的位错密度增 由于发生脱碳晶粒粗大，位错密度很低：右侧为钛侧， 大.变形过程中位错的交互作用及爆炸能量导致的升 隐约可见滑移带.研究表明，层状复合材料在高应变

工程科学学报，第 39 卷，第 7 期 3000 s － 1的应变速率范围内，孪晶密度与应变速率的对 数呈线性关系［13］． 图 8 为不同应变速率下钛侧相邻晶粒取向差的统 计分析结果，横坐标为取向差角度，纵坐标为取向差角 度的相对频率． 发现在高速应变速率条件下，应力对 应变速率不敏感［14］，但其显微组织变化对应变速率非 常敏感． 如图 8 所示，在钛侧取向差分布图中特殊取 向差角度相对应的峰分别代表了三种形变孪晶，30° 〈10 10 〉( { 11 21〈1 100 〉} 拉 伸 孪 晶 ) ，64°〈10 10 〉 ( { 11 22} 〈11 23〉压缩 孪 晶) 和 85°〈11 20〉( { 10 12 } 〈10 11〉拉伸孪晶) ． 随着应变速率的增加，取向差角 度为 30°和 85°附近的峰逐渐降低，而 64°附近的峰则 呈现先升高后降低的趋势． 三 种 形 变 孪 晶 { 11 21 } 〈1 100〉拉伸孪晶、{ 11 22} 〈11 23〉压缩孪晶和{ 10 12} 〈10 11〉拉伸孪晶产生的难易程度不一样，并且在应变 速率增加的过程中相互竞争． 此外，伴随应变速率的 增大，小角晶界的数量增长迅速，百分数从应变速率 500 s － 1时的 2. 5% 逐步增加到应变速率 3000 s － 1 时的 11. 8% ． 这主要是由于位错滑移机制被激活，造成小 角晶界的总量增长远高于大角晶界． 图 8 不同应变速率下钛侧取向差角分布图． ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 Fig． 8 Misorientation angle distribution at the Ti side under different strain rates: ( a) 500 s － 1 ; ( b) 1000 s － 1 ; ( c) 2000 s － 1 ; ( d) 3000 s － 1 2. 4 复合界面协调变形机制 爆炸焊接而成的钛--钢复合板是利用炸药所产生 的巨大能量使金属结合界面处发生强烈的塑性变形， 并使靠近结合界面的一薄层金属熔化，钛和铁原子发 生相互扩散，凝固后紧紧贴合在一起而形成的． 由于 钛和钢的物理性能差别较大，膨胀系数也不同，因此在 界面进行冶金结合时变形抗力也相差甚远． 在结合过 程中，变形抗力小的金属层通过界面的黏滞作用会给 变形抗力大的金属层施加牵引力，拖曳后者一起流动， 实现同步变形，从而实现冶金结合［15］． 图 9 为应变速率为 1000 s － 1 时各侧的微观组织． 图 9( a) 为钢侧的透射照片，钢侧的变形主要由铁素体 提供，随着应变速率的提高，铁素体中的位错密度增 大． 变形过程中位错的交互作用及爆炸能量导致的升 温使铁素体回复形成胞状结构． 图 9( b) 为钛侧的透 射照片，当应变速率达到 1000 s － 1时，可以发现较多孪 晶以及高密度的位错． 当继续增加应变速率时，孪晶 数量急剧增加，同时位错滑移机制激活，在晶粒内部形 成大量亚晶，部分亚晶界转变成大角晶界，但小角晶界 的总量增长远高于大角晶界． 这说明密集的孪晶在晶 粒中可以扮演晶界的角色，当材料发生孪晶变形后相 当于减小了晶粒尺寸，晶粒细化后容易发生位错滑移协 调变形，使得孪生变形向位错滑移转变． 因此，高应变 速率下钛侧的变形机制已从常规的“孪生变形为主”转 变为“位错滑移与孪生变形共存”的复合变形模式［16］． 图 9( c) 为结合界面处的透射照片，左侧为钢侧， 由于发生脱碳晶粒粗大，位错密度很低; 右侧为钛侧， 隐约可见滑移带． 研究表明，层状复合材料在高应变 · 4701 ·

江海涛等：高应变速率下钛一钢复合板界面组织特征及变形机制 ·1075* 速率下的塑性变形主要靠结合界面滑移来实现，由于 此，对于钛一钢复合板而言，在高应变速率下，结合界 接触界面不平，存在较多缺陷或凹凸部位，这些部位会 面需要适应由两种不同金属带来的对外力产生的不同 在塑性变形中因滑移受阻而产生应力集中.而结合界 变形抗力，才能够进行连续变形而不致使材料发生破 面附近区域的变形带，可以松弛应力集中，保持塑性变 坏，其主要的协调变形机制依靠结合界面及附近晶粒 形过程中因各晶粒之间的连续性而产生协调变形.因 的滑移变形实现7-9 b) 0.5m 200nm 图9应变速率为1000s1时各侧的微观组织.(a)钢侧：(b)钛侧：()结合界面处 Fig.9 Microstructure under the same strain rate of 1000s:(a)steel side:(b)Ti side:(c)bonding interface (王耀华，尤峻，史长根.爆炸焊接轧制复合板的结合界面研 3结论 究.解放军理工大学学报（自然科学版），2002,3(6)：43) (1)随着应变速率的提高，钢侧各个晶粒的取向 B] Liu J.Xie GL.Zhang K.Mechanical properties of high boron al- 逐渐集中到施力轴上，织构组分由{112〈241）逐渐 loyed stainless steel composite plate.J Mater Eng,2013(6):25 (刘靖，解国良，张可.高硼不锈钢复合板力学性能研究.材 演变为{665386)和{11}(110)织构.钛侧出现了 料工程，2013(6)：25) 明显的形变李晶组织，分别是30°(1010〉({1121} Liu J X,Zhao A M,Jiang H T,et al.Microstructure features of 1100)拉伸孪晶)、64°1010)({1122}1123)压缩 the steel side in TA2-Q235B explosive clad plates.Univ Sci 李晶)和85°1120)({10121011)拉伸李晶) Technol Beijing,2012,34(6):671 (2)通过对取向差角分布的分析发现，钛侧三种 (刘继雄，赵爱民，江海涛，等.TA2-Q235B爆炸复合板钢侧 形变李晶{1121}(1100》拉伸李晶、{1122》(1123〉压 组织特征.北京科技大学学报，2012,34(6)：671) 缩李晶和{10121011)拉伸孪晶产生的难易程度不 5] Qin H.Research of Twinning Mechanism for Polycrystal Pure Tita- nium Deformed at Room Temperature at Various Strain Rates is- 一样，并且随着应变速率增加的过程中相互竞争.高 sertation].Chongqing:Chongqing University,2014 应变速率下钛侧的变形机制从常规的“孪生变形为 (秦洪.多晶纯钛室温下不同应变速率塑性变形的孪生形变 主”转变为“位错滑移与孪生变形共存”的复合变形模式. 机制研究[学位论文].重庆：重庆大学，2014) (3)对于钛一钢复合板而言，在高应变速率下，结 6]Akhtar A.Basal slip and twinning in a-titanium single crystals 合界面需要适应由两种不同金属带来的对外力产生的 Metall Trans A,1975,6(5):1105 不同变形抗力，才能够进行连续变形而不致使材料发 ] Choi S H,Shin EJ,Seong B S.Simulation of deformation twins and deformation texture in an AZ31 Mg alloy under uniaxial com- 生破坏，其主要的协调变形机制依靠结合界面及附近 pression.Acta Mater,2007,55(12):4181 品粒的滑移变形实现 [8]Li G Q,Chen K.Jiang S C,et al.Research on high temperature Q345 steel material performance test.Build Struct,2001,31 参考文献 (1):53 (李国强，陈凯，蒋首超，等.高温下Q345钢的材料性能试 Yan L Behaviotsard applications of Ti/Steel composite sheets. 验研究.建筑结构，2001,31(1)：53) China Titanium Ind,2003 (3)12 9]Dai Q F,Song R B,Fan W Y,et al.Behaviour and mechanism (闫力.钛钢复合板的特点及应用领域.中国钛业，2003 of strain hardening for dual phase steel DP1180 under high strain (3):12) rate deformation.Acta Metall Sin,2012,48(10):1160 Wang Y H.You J,Shi C C.Study of bonding interface of explo- (代启锋，宋仁伯，范午言，等.DPI180双相钢在高应变速率 sive welding and rolling cladding plate.PLA Uni Sci Technol, 变形条件下应变硬化行为及机制.金属学报，2012,48(10)： 2002,3(6):43 1160)

江海涛等: 高应变速率下钛--钢复合板界面组织特征及变形机制 速率下的塑性变形主要靠结合界面滑移来实现，由于 接触界面不平，存在较多缺陷或凹凸部位，这些部位会 在塑性变形中因滑移受阻而产生应力集中． 而结合界 面附近区域的变形带，可以松弛应力集中，保持塑性变 形过程中因各晶粒之间的连续性而产生协调变形． 因 此，对于钛--钢复合板而言，在高应变速率下，结合界 面需要适应由两种不同金属带来的对外力产生的不同 变形抗力，才能够进行连续变形而不致使材料发生破 坏，其主要的协调变形机制依靠结合界面及附近晶粒 的滑移变形实现［17--19］． 图 9 应变速率为 1000 s － 1时各侧的微观组织． ( a) 钢侧; ( b) 钛侧; ( c) 结合界面处 Fig． 9 Microstructure under the same strain rate of 1000 s － 1 : ( a) steel side; ( b) Ti side; ( c) bonding interface 3 结论 ( 1) 随着应变速率的提高，钢侧各个晶粒的取向 逐渐集中到施力轴上，织构组分由{ 1 12} 〈2 41〉逐渐 演变为{ 6 65} 〈38 6〉和{ 111} 〈1 10〉织构． 钛侧出现了 明显的形 变 孪 晶 组 织，分 别 是 30°〈10 10〉( { 11 21 } 〈1 100〉拉伸孪晶) 、64°〈10 10〉( { 11 22} 〈11 23〉压缩 孪晶) 和 85°〈11 20〉( { 10 12} 〈10 11〉拉伸孪晶) ． ( 2) 通过对取向差角分布的分析发现，钛侧三种 形变孪晶{ 11 21} 〈1 100〉拉伸孪晶、{ 11 22} 〈11 23〉压 缩孪晶和{ 10 12} 〈10 11〉拉伸孪晶产生的难易程度不 一样，并且随着应变速率增加的过程中相互竞争． 高 应变速率下钛侧的变形机制从常规的“孪生变形为 主”转变为“位错滑移与孪生变形共存”的复合变形模式． ( 3) 对于钛--钢复合板而言，在高应变速率下，结 合界面需要适应由两种不同金属带来的对外力产生的 不同变形抗力，才能够进行连续变形而不致使材料发 生破坏，其主要的协调变形机制依靠结合界面及附近 晶粒的滑移变形实现． 参 考 文 献 ［1］ Yan L． Behaviotsard applications of Ti / Steel composite sheets． China Titanium Ind，2003( 3) : 12 ( 闫力． 钛钢复合板的特点及应用领域． 中 国 钛 业，2003 ( 3) : 12) ［2］ Wang Y H，You J，Shi C G． Study of bonding interface of explo￾sive welding and rolling cladding plate． J PLA Univ Sci Technol， 2002，3( 6) : 43 ( 王耀华，尤峻，史长根． 爆炸焊接轧制复合板的结合界面研 究． 解放军理工大学学报( 自然科学版) ，2002，3( 6) : 43) ［3］ Liu J，Xie G L，Zhang K． Mechanical properties of high boron al￾loyed stainless steel composite plate． J Mater Eng，2013( 6) : 25 ( 刘靖，解国良，张可． 高硼不锈钢复合板力学性能研究． 材 料工程，2013( 6) : 25) ［4］ Liu J X，Zhao A M，Jiang H T，et al． Microstructure features of the steel side in TA2--Q235B explosive clad plates． J Univ Sci Technol Beijing，2012，34( 6) : 671 ( 刘继雄，赵爱民，江海涛，等． TA2--Q235B 爆炸复合板钢侧 组织特征． 北京科技大学学报，2012，34( 6) : 671) ［5］ Qin H． Ｒesearch of Twinning Mechanism for Polycrystal Pure Tita￾nium Deformed at Ｒoom Temperature at Various Strain Ｒates［Dis￾sertation］． Chongqing: Chongqing University，2014 ( 秦洪． 多晶纯钛室温下不同应变速率塑性变形的孪生形变 机制研究［学位论文］． 重庆: 重庆大学，2014) ［6］ Akhtar A． Basal slip and twinning in α-titanium single crystals． Metall Trans A，1975，6( 5) : 1105 ［7］ Choi S H，Shin E J，Seong B S． Simulation of deformation twins and deformation texture in an AZ31 Mg alloy under uniaxial com￾pression． Acta Mater，2007，55( 12) : 4181 ［8］ Li G Q，Chen K，Jiang S C，et al． Ｒesearch on high temperature Q345 steel material performance test． Build Struct，2001，31 ( 1) : 53 ( 李国强，陈凯，蒋首超，等． 高温下 Q345 钢的材料性能试 验研究． 建筑结构，2001，31( 1) : 53) ［9］ Dai Q F，Song Ｒ B，Fan W Y，et al． Behaviour and mechanism of strain hardening for dual phase steel DP1180 under high strain rate deformation． Acta Metall Sin，2012，48( 10) : 1160 ( 代启锋，宋仁伯，范午言，等． DP1180 双相钢在高应变速率 变形条件下应变硬化行为及机制． 金属学报，2012，48( 10) : 1160) · 5701 ·

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