秦 亮,余 秀,金一鳴,金躍鯉,張 超,李 坤

(1.江蘇科技大學(xué) 冶金與材料工程學(xué)院,張家港215600)(2.江蘇科技大學(xué) 蘇州理工學(xué)院 冶金與材料工程學(xué)院,張家港215600)

目前,材料輕量化技術(shù)已經(jīng)成為汽車、航空航天、武器裝備等領(lǐng)域研究的熱點(diǎn),復(fù)合材料尤其是層狀復(fù)合材料目前已成為材料輕量化技術(shù)的一種趨勢[1-5]．鈦合金具有高比強(qiáng)度、良好的耐腐蝕性及穩(wěn)定的中溫性能,而鋁合金具有低密度、良好導(dǎo)熱性等優(yōu)點(diǎn),將兩者進(jìn)行復(fù)合形成新型的Ti/Al層狀復(fù)合材料現(xiàn)已成為人們進(jìn)行輕量化設(shè)計(jì)所關(guān)注的焦點(diǎn)．

國內(nèi)外關(guān)于Ti/Al層狀復(fù)合材料的制備方法主要有:軋制法、物理氣相沉積法、爆炸復(fù)合法、釬焊法、熱壓復(fù)合法等．① 軋制法:熱軋復(fù)合是常用的制備Ti/Al層狀復(fù)合材料的方法[6-8],但是熱軋工藝參數(shù)控制要求嚴(yán)格,軋制溫度,每道次應(yīng)變量以及應(yīng)變率等都是影響層板性能的重要因素;② 物理氣相沉積法:此方法多用于制備一些超微薄的層狀復(fù)合材料[9-10],制備工藝重復(fù)性好,工序也較簡單,但是得到的復(fù)合層板性能較差,不能滿足實(shí)際應(yīng)用;③ 爆炸復(fù)合法:爆炸復(fù)合法是較高效的制備方法,而且界面結(jié)合強(qiáng)度較高,但是往往會由于爆炸瞬間能量過高形成波狀界面,以及形成脆性相影響層板性能[11-12];④ 釬焊法:激光熔釬焊是近年來用于連接異種金屬較新穎的方法,方法靈活,但對于層數(shù)較多的異種材料進(jìn)行連接制備較為不便[13];⑤ 熱壓復(fù)合法：熱壓復(fù)合法是制備Ti/Al層狀復(fù)合材料的方法中可重復(fù)性高并且較穩(wěn)定的方法,而且制備的層狀金屬板材力學(xué)性能良好[14]．目前研究大都集中在材料的制備、界面的反應(yīng)以及力學(xué)性能等方面,文獻(xiàn)[15]通過熱壓法控制不同反應(yīng)溫度制備了具有金屬間化合物Al3Ti的Ti/Al層狀復(fù)合材料;文獻(xiàn)[16]研究了Ti-(TiB2Al)層狀復(fù)合材料界面處Al3Ti在熱壓過程中的動力學(xué);文獻(xiàn)[17]也對Ti/Al層狀復(fù)合材料制備過程溫度對金屬間化合物的影響進(jìn)行了研究,尤其是反應(yīng)過程中是否有鋁剩余對生成金屬間化合物種類的影響;文獻(xiàn)[18]研究了TA1/Al層狀復(fù)合管的塑性變形能力,發(fā)現(xiàn)Ti/Al復(fù)合管具有很好的塑性,可承受較大的塑性變形;文獻(xiàn)[14]對不同金屬間化合物Al3Ti含量的Ti/Al層狀復(fù)合材料力學(xué)性能;文獻(xiàn)[19]對Ti/Al層狀復(fù)合材料的成形能力進(jìn)行了初步探討，但對變形過程中的界面應(yīng)力以及界面對整體變形的影響機(jī)制都鮮有研究,而層狀復(fù)合材料的多層界面結(jié)構(gòu)是影響整體變形的關(guān)鍵因素,因此有必要對界面變形機(jī)制及其對整體變形的影響進(jìn)行系統(tǒng)研究．

本研究采用熱壓復(fù)合法制備了具有9層結(jié)構(gòu)厚度僅為1.15 mm的Ti/Al薄板,并對Ti/Al層狀復(fù)合材料進(jìn)行拉伸以及彎曲變形,對塑性變形過程中界面的協(xié)調(diào)變形機(jī)制進(jìn)行詳細(xì)地研究．為具有層狀結(jié)構(gòu)的Ti/Al薄板進(jìn)行塑性變形提供一定的成形工藝參數(shù)和理論支撐．

1 試驗(yàn)

本試驗(yàn)所用的Ti箔牌號為TA1,厚度為0.15 mm,Al箔牌號為1060,厚度為0.1 mm．首先采用剪板機(jī)將Ti箔和Al箔切割成100 mm×100 mm的正方形．對Ti箔和Al箔進(jìn)行表面的去油清洗,然后分別對Ti箔進(jìn)行酸洗,對Al箔進(jìn)行先堿洗再酸洗,清水洗凈后吹干．把5層Ti箔和4層Al箔交替疊放,且Ti箔在最外層．待最外層材料表面涂好阻焊劑后放入真空熱壓爐中,按照圖1的工藝曲線進(jìn)行熱壓制備．真空熱壓設(shè)備為上海晨華科技股份公司生產(chǎn)的ZT-40-21Y型真空熱壓燒結(jié)爐,試驗(yàn)真空度保持不低于10-3Pa,本試驗(yàn)所采用的熱壓工藝方案主要建立在前期研究的基礎(chǔ)上,升溫速率約8 ℃/min,升壓速率約0.3 t/min,其他參數(shù)本試驗(yàn)不做討論．

圖1 真空熱壓制備工藝曲線Fig.1 Experimental procedure curve of fabricating theTi/Al laminated composites

將制備得到的Ti/Al層狀復(fù)合材料用線切割機(jī)進(jìn)行切割,機(jī)械拋光后采用JSM-6510LA型掃描電鏡進(jìn)行微觀形貌分析以及能譜分析．并在SANS UTM5205萬能拉伸機(jī)上(圖2)分別進(jìn)行不同變形量的拉伸試驗(yàn)和彎曲試驗(yàn),對變形后的復(fù)合材料進(jìn)行機(jī)械拋光,并在掃描電鏡下觀察界面形貌．由于本試驗(yàn)并不具體研究拉伸和彎曲性能,重點(diǎn)關(guān)注拉伸和彎曲變形的過程,因此拉伸和彎曲試樣采用非標(biāo)尺寸,如圖3．

圖2 SANS UTM5205萬能拉伸機(jī)Fig.2 SANS Universal testing machine 5205

圖3 拉伸及彎曲試樣圖(單位:毫米)Fig.3 Figures of tension and bending specimen(unit: mm)

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 Ti/Al層狀復(fù)合材料界面形貌

經(jīng)過550 ℃,5 MPa真空熱壓3 h后,得到的Ti/Al層狀復(fù)合材料界面微觀形貌如圖4(a),界面平直且均勻，沒有任何夾雜及裂紋等缺陷．通過掃描電鏡線掃描得到界面處的元素分布如圖4(b),從Al基體一側(cè)到Ti基體一側(cè),界面處Al元素含量驟減到0;從Ti基體到Al側(cè),界面處Ti元素含量驟減到0．相交處無任何平臺,說明沒有一定元素分配比例的化合物產(chǎn)生．但元素變化的相交處仍有約3 μm的寬度,擴(kuò)散層非常薄,說明Ti元素和Al元素發(fā)生了互擴(kuò)散,在界面處形成了一定的冶金結(jié)合．

圖4 550℃下的Ti/Al復(fù)合層板界面Fig.4 Cross-section of the composites hotpressed at 550 ℃

2.2 Ti/Al層狀復(fù)合材料拉伸變形過程研究

將Ti/Al層狀復(fù)合材料進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),得到如圖5的應(yīng)力-應(yīng)變曲線．Ti/Al層狀復(fù)合材料的延伸率可以達(dá)到29.8%．隨后對Ti/Al層狀復(fù)合材料拉伸過程的進(jìn)行不同拉伸量的變形(4%、8%、16%、20%、24%、26%)．通過對不同拉伸變形量的Ti/Al層狀復(fù)合材料界面進(jìn)行掃描電鏡觀察,對比拉伸過程中界面的不同變化,從而得到Ti/Al層狀復(fù)合材料拉伸過程的界面協(xié)同變形規(guī)律．

圖5 Ti/Al層狀復(fù)合材料應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.5 Stress-strain curves of the Ti/Allaminated composites

拉伸變形量為0時(shí)的Ti/Al層狀復(fù)合材料界面如圖6(a),界面平直且無任何裂紋和分層,是本試驗(yàn)參數(shù)下得到的完好初始界面形貌．拉伸變形量為4%時(shí)的Ti/Al層狀復(fù)合材料界面仍然保持完好,無任何裂紋和分層的出現(xiàn),如圖7(b)．說明Ti/Al層狀復(fù)合材料界面處Ti層和Al層之間達(dá)到了較好的冶金結(jié)合．

圖6 無拉伸變形量的Ti/Al層狀復(fù)合材料界面Fig.6 Morphology of the Ti-Al layers attensile elongation of 0

圖7 4%拉伸變形量的Ti/Al層狀復(fù)合材料界面Fig.7 Morphology of the Ti-Al layers attensile elongation of 4%

隨著拉伸變形量的進(jìn)一步增大,發(fā)現(xiàn)當(dāng)變形量達(dá)到8%時(shí),Ti層和Al層界面處出現(xiàn)了微小的分層裂紋,并且只有局部萌生這樣的微觀裂紋,大部分界面還仍然保持著較好的結(jié)合．說明,Ti層和Al層的變形開始出現(xiàn)不協(xié)調(diào)．當(dāng)變形量達(dá)到16%時(shí),不僅分層開裂變大了,而且出現(xiàn)了多處開裂位置．當(dāng)拉伸變形量達(dá)到20%時(shí)此現(xiàn)象更加明顯,并且局部開裂會橫向擴(kuò)展相接,連成較長的裂紋．而當(dāng)拉伸變形量達(dá)到24%時(shí),如圖8(d),出現(xiàn)了多處連接在一起的分層裂紋．對局部進(jìn)行放大發(fā)現(xiàn),Ti層和Al層界面出現(xiàn)開口較大的裂紋其實(shí)質(zhì)是Ti層發(fā)生了較大的塑性變形,甚至有向頸縮發(fā)展的趨勢,因此此處應(yīng)該是容易出現(xiàn)斷裂的位置．這主要是因?yàn)門i的塑性較Al的塑性稍差,因此塑性變形比Al更大,也說明此時(shí)Ti層和Al層的變形出現(xiàn)了極度的不協(xié)調(diào),是斷裂的前兆．

Ti/Al層狀復(fù)合材料在拉伸過程中,隨著拉伸變形量的增大,在界面處首先出現(xiàn)局部微觀裂紋萌生,然后裂紋逐漸擴(kuò)展并相互連接,最終形成界面的整體分層．由于Ti/Al層狀復(fù)合材料是Ti層和Al層兩種塑性差異較大的材料組成,因此在拉伸變形過程中兩者的變形出現(xiàn)不協(xié)調(diào)的現(xiàn)象．這種不協(xié)調(diào)主要體現(xiàn)在界面處,因?yàn)榻缑媸莾煞N材料不協(xié)調(diào)變形的主要受力處,界面處承受切向和法向兩個(gè)方向的力,一旦無法協(xié)調(diào)兩種材料的變形,界面就會萌生裂紋．同時(shí)由上述的拉伸過程研究發(fā)現(xiàn),當(dāng)變形無法協(xié)調(diào)時(shí),裂紋只在界面處萌生和橫向擴(kuò)展,并沒有向Ti層或Al層萌生,說明Ti層和Al層具有良好的塑韌性,可以阻止裂紋的萌生．

圖8 8%～24%拉伸變形量的Ti/Al層狀復(fù)合材料Fig.8 Morphology of the Ti-Al layers attensile elongation of 8%～24%

圖9 拉伸斷口形貌Fig.9 Fracture morphology of the Ti/Allaminated composite

如圖9，對拉伸之后的斷口進(jìn)行掃描電鏡觀察發(fā)現(xiàn),Ti層和Al層中間已經(jīng)有縫隙,即從界面處看到的分層現(xiàn)象．而Ti和Al由于都有一定的塑韌性,因此斷口仍然呈現(xiàn)的是韌性斷裂,有大量韌窩存在．只是Ti和Al的韌性不同,韌窩的大小和分布也有所區(qū)別．Al的塑韌性較Ti的更好,因此韌窩也較大,較深,而Ti的韌窩較小,較淺．

2.3 Ti/Al層狀復(fù)合材料彎曲變形過程研究

本試驗(yàn)還對Ti/Al層狀復(fù)合材料彎曲變形過程進(jìn)行了研究,選取了若干不同彎曲角度進(jìn)行變形,并對彎曲部位截取進(jìn)行金相處理再用掃描電鏡進(jìn)行觀察．彎曲過程采用如圖10的三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)裝置，根據(jù)GBT 232-2010進(jìn)行彎曲試驗(yàn)過程,彎曲模頭部彎曲半徑為3 mm,彎曲試樣尺寸為60 mm×30 mm,跨距為7.65 mm．將Ti/Al層狀復(fù)合材料試樣分別彎曲至30°、60°、90°、100°、120°、140°、160°、180°8個(gè)角度(圖11)．彎曲角度較大時(shí),采用對兩平行壓板兩端連續(xù)施加壓力使材料彎曲變形到指定角度的方法,Ti/Al層狀復(fù)合材料則置于兩平行板之間．

圖10 Ti/Al復(fù)合層板材料三點(diǎn)彎曲試驗(yàn)裝置Fig.10 Apparatus for the three-point bending test

圖11 不同彎曲角度試樣宏觀形貌Fig.11 Macro morphology of the Ti/Al laminatedcomposite after bending to different angles

當(dāng)彎曲角度在30°～90°時(shí),從宏觀以及Ti/Al層狀復(fù)合材料界面(圖12)都沒有看到微觀裂紋的產(chǎn)生,說明在這個(gè)彎曲角度范圍沒有微觀裂紋的萌生．可以在較小的角度范圍內(nèi)對Ti/Al層狀復(fù)合材料界面進(jìn)行彎曲塑性變形．

圖12 彎曲角度30°～90°的Ti/Al層狀復(fù)合材料界面Fig.12 Morphology of the Ti-Al layers atbending angles of 30°～90°

進(jìn)一步增加彎曲角度,當(dāng)達(dá)到100°～140°時(shí)(圖13),宏觀上無明顯開裂現(xiàn)象,微觀Ti/Al層狀復(fù)合材料界面整體基本還保持良好的結(jié)合,只有局部有凸起現(xiàn)象,這些可能會成為裂紋萌生的位置,還需進(jìn)一步增加變形角度進(jìn)行研究．說明Ti/Al層狀復(fù)合材料界面可能承受較大程度的彎曲變形,適合進(jìn)行大彎曲變形量的塑性加工,為其加工復(fù)雜構(gòu)件提供了可能．這應(yīng)該和Al本身較好的塑韌性有關(guān),在彎曲變形中減少了應(yīng)力集中,不易形成微觀裂紋萌生的核心．

圖13 彎曲角度100°～140°的Ti/Al層狀復(fù)合材料界面Fig.13 Morphology of the Ti-Al layers atbending angles of 100°～140°

如圖14,當(dāng)彎曲角度達(dá)到160°時(shí),從Ti/Al層狀復(fù)合材料的微觀界面可以看出,雖然沒有明顯的分層現(xiàn)象,但是已經(jīng)局部出現(xiàn)微小的裂紋,這是因?yàn)殡S著彎曲角度的增大,Ti層和Al層的變形逐漸無法達(dá)到一致,界面的結(jié)合力無法承受彎曲變形給界面帶來的法向和切向力．

圖14 彎曲角度160°的Ti/Al層狀復(fù)合材料界面Fig.14 Morphology of the Ti-Al layers atbending angles of 160°

當(dāng)彎曲角度再進(jìn)一步加大達(dá)到180°時(shí),此時(shí)已經(jīng)是所能達(dá)到的最大彎曲變形量了．從Ti/Al層狀復(fù)合材料的界面來看(圖15),局部裂紋已經(jīng)擴(kuò)展連成較大的分層,但整體界面來看并沒有形成大的開裂．在Ti/Al層狀復(fù)合材料彎曲的最內(nèi)側(cè),Ti層受到了擠壓出現(xiàn)褶皺,但Ti和Al界面結(jié)合處并沒有出現(xiàn)裂紋或者分層,說明Ti/Al層狀復(fù)合材料整體的塑性變形能力很強(qiáng),能承受很大的彎曲塑性變形．即使彎曲達(dá)到最大變形量,也不會導(dǎo)致材料的斷裂失效．

圖15 彎曲角度180°的Ti/Al層狀復(fù)合材料界面Fig.15 Morphology of the Ti-Al layers atbending angles of 180°

從彎曲變形的過程可以看出,隨著彎曲變形量的增加,主要是在界面萌生微觀裂紋,而后裂紋沿界面擴(kuò)展相連．直到最大的彎曲變形,復(fù)合材料也不會發(fā)生斷裂,只有材料的褶皺和界面的分層出現(xiàn)．如果從塑性加工成形的角度來看,Ti/Al層狀復(fù)合材料可以承受大角度的彎曲變形．

3 結(jié)論

(1) 通過550℃,5 MPa熱壓3 h成功制備了9層結(jié)構(gòu)的Ti/Al層狀復(fù)合材料,且界面均勻平直．

(2) 熱壓制備的Ti/Al層狀復(fù)合材料拉伸延伸率可以達(dá)到29.8%,拉伸變形過程中裂紋首先萌生在Ti層和Al層的界面處,隨著拉伸變形量的增加擴(kuò)展延伸相連,最終界面處形成分層導(dǎo)致整體斷裂．

(3) Ti/Al層狀復(fù)合材料彎曲變形過程中裂紋首先萌生在界面處,但是直到彎曲變形達(dá)到140°時(shí)才開始有裂紋出現(xiàn),達(dá)到最大彎曲角度180°時(shí),也只有較少的界面分層,材料整體不會斷裂．