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 ·