第3期 黄重国等：TA1/Q235钢累积叠压变形特性及界面组织 ·345。 过程中形成的.当复合温度较高时，由于钛是强碳 化物形成元素，在压制的保温及冷却过程，钛的化学 35 活性高，从钢中夺取碳：因此，通常C大多扩散到界 面处，形成1C碳化物.在界面附近Q235钢的一 25 侧，由于C原子向TA1基体扩散，Q235钢界面附近 C含量降低，使得该处晶粒容易长大.同时，由于钛 的导热性能差，在钛/钢界面形成了热流的累积，散 热困难，给铁素体的长大创造了有利条件，因此在 Q235钢侧形成了明显的铁素体柱状晶组织.随着 700 750 800850900950 温度/℃ 复合温度的升高，Ti的扩散距离增大，铁素体柱状 晶变长，即晶粒带逐渐加宽；并且由于再结晶过程， 图9不同变形温度下铁素体柱状品厚度 铁素体柱状晶变粗.图9为铁素体柱状晶沿垂直界 Fig.9 Thickness of colum mar grains at different deformation temper 面方向厚度的平均值随温度的变化.从图9中可以 atures 看出，在800℃以下时，铁素体柱状晶厚度非常薄， 合物的厚度变化不明显，约07~1m:当变形量增 从800℃到850℃，铁素体柱状晶厚度急剧增加. 加至20时，厚度约1.7m.表明虽然较大的塑性变 24.2单向累积叠压时界面化合物分析 形量会破碎脆性的金属间化合物，但是也会使结合 图10为累积变形量相同，不同变形温度下结合 界面金属间化合物的厚度增加，影响界面结合强度 界面的SEM照片.从照片中可以看出，TA1/Q235 (如图13所示.在累积变形量保持1.0不变的情 钢结合界面上存在着一条金属间化合物白亮带. 况下，在700~850Q时压制的试样界面化合物层厚 图11和图12为结合界面金属间化合物的厚度与累 度变化不大，平均值约08~1m,900℃时其厚度 积变形量和变形温度的关系.从图11和图12中可 增加了1倍多，9500时达到约23m. 以看出：累积变形量为0.7、10和15时金属间化 图10不同变形温度下的TA/Q235钢结合界面SEM照片（累积变形量：10）.(a)750℃，(b)850℃：(g900℃ Fg.10 SEM images of TAVQ235 interfaces at diffeent deformation temperatures:(750℃，(b)850℃，(g900℃ 2.0 3.0 变形温度850℃ 2.5 累积变形量1.0 1.5 2.0 且 1.0 1.5 1.0 0.5 0.5 1.0 1.5 2.0 2.5 0 700 750800850900950 累积变形量 温度/℃ 图11结合界面金属间化合物的厚度与累积变形量的关系 图12结合界面金属间化合物的厚度与变形温度的关系 Fig.11 Relationship betw een the thickness of intermetallic com Fig.12 Relationship between the thickness of intemetalic com- pounds and cumulat ive deformation pounds and deformation temperature过程中形成的.当复合温度较高时, 由于钛是强碳 化物形成元素, 在压制的保温及冷却过程, 钛的化学 活性高, 从钢中夺取碳;因此, 通常 C 大多扩散到界 面处, 形成Ti-C 碳化物.在界面附近 Q235 钢的一 侧, 由于 C 原子向 TA1 基体扩散, Q235 钢界面附近 C 含量降低, 使得该处晶粒容易长大.同时, 由于钛 的导热性能差, 在钛/钢界面形成了热流的累积, 散 热困难, 给铁素体的长大创造了有利条件, 因此在 Q235 钢侧形成了明显的铁素体柱状晶组织.随着 复合温度的升高, Ti 的扩散距离增大, 铁素体柱状 晶变长, 即晶粒带逐渐加宽 ;并且由于再结晶过程, 铁素体柱状晶变粗.图 9 为铁素体柱状晶沿垂直界 面方向厚度的平均值随温度的变化.从图 9 中可以 看出, 在 800 ℃以下时, 铁素体柱状晶厚度非常薄, 从 800 ℃到 850 ℃, 铁素体柱状晶厚度急剧增加 . 2.4.2 单向累积叠压时界面化合物分析 图 10 为累积变形量相同, 不同变形温度下结合 界面的SEM 照片.从照片中可以看出, TA1/Q235 钢结合界面上存在着一条金属间化合物白亮带 . 图 11 和图 12 为结合界面金属间化合物的厚度与累 积变形量和变形温度的关系.从图 11 和图 12 中可 以看出 :累积变形量为0.7 、1.0和1.5时金属间化 图 9 不同变形温度下铁素体柱状晶厚度 Fig.9 Thickness of colum nar grains at different deformation t emper￾atures 合物的厚度变化不明显, 约 0.7 ～ 1 μm ;当变形量增 加至 2.0 时, 厚度约1.7 μm .表明虽然较大的塑性变 形量会破碎脆性的金属间化合物, 但是也会使结合 界面金属间化合物的厚度增加, 影响界面结合强度 ( 如图 13 所示) .在累积变形量保持 1.0 不变的情 况下, 在 700 ～ 850 ℃时压制的试样界面化合物层厚 度变化不大, 平均值约 0.8 ～ 1 μm, 900 ℃时其厚度 增加了 1 倍多, 950 ℃时达到约 2.3 μm . 图 10 不同变形温度下的 TA1/ Q235 钢结合界面 SEM 照片( 累积变形量:1.0) .( a) 750 ℃;( b) 850 ℃;( c) 900 ℃ Fig.10 SEM images of TAl/ Q235 int erfaces at different def ormation t emperatures:( a) 750 ℃;( b) 850 ℃;( c) 900 ℃ 图 11 结合界面金属间化合物的厚度与累积变形量的关系 Fig.11 Relationship betw een the thickness of int ermet allic com￾pounds and cumulative deformation 图 12 结合界面金属间化合物的厚度与变形温度的关系 Fig.12 Relationship betw een the thi ckness of intermetallic com￾pounds and deformation temperature 第 3 期 黄重国等:TA1/ Q235 钢累积叠压变形特性及界面组织 · 345 ·