鈦及鈦合金因具有高比強度和耐腐蝕等優異性能使其在海洋工程、石油化工和火電生產等多種嚴苛服役環境呈現明顯優勢；低合金鋼具有良好的強韌性和較低的價格，廣泛應用于各類工業領域[1]。但是，鈦金屬價格昂貴，限制了其廣泛應用；低合金鋼較差的耐蝕性能給結構設備帶來了安全隱患。通過異種金屬的性能“互補效應”[2]，鈦/鋼復合板實現了耐腐蝕、高強度和低成本有效結合，具備更廣泛的應用前景。

隨著鈦/鋼復合板應用領域的不斷拓展，以爆炸復合法和爆炸-軋制復合法等傳統工藝生產的鈦/鋼復合板，越來越難以滿足市場對其性能和尺寸規格等方面提出的更高要求。近年來，國內多家科研院所就鈦/鋼復合板的生產方法開展了相關探索和研究，包括真空軋制復合法[3,4]，冷-熱軋復合法[5]、冷噴涂-軋制復合法[6]和波-平軋制復合法[7,8]等，力求充分發揮軋制過程所具有的高生產效率、環境友好、低能耗等優點，實現更理想的界面結合性能。然而，受目前技術裝備條件的限制，基于真空焊接制坯的軋制復合法更具備實現寬板幅、薄復層和高界面結合性能鈦/鋼復合板的工業化生產。因此，對于國內鋼鐵企業而言，開展真空軋制鈦/鋼復合板工藝及理論研究具有更加迫切的現實意義。

大量文獻認為壓下率是復合板制備工藝中的關鍵參數，軋制壓下率通過影響界面化合物尺寸和分布狀態，從而影響界面結合性能[9,10]。劇烈的塑性變形促使接觸表面產生點缺陷，形成空位，異質原子通過空位實現跨界面擴散，從而使界面形成良好的冶金結合。Li等[11]通過單道次軋制進行了不同壓下率工藝參數的研究發現，壓下率增加促使連續的吸附氧化層破裂和分散。然而，先前的研究表明，鈦/鋼復合板在加熱時，其接觸區和非接觸區之間的元素擴散和產物呈現出不同的狀態，這將導致軋后的界面產物來源于加熱和軋制兩個階段[12]。因此，理解接觸區和非接觸區在不同壓下率界面組織的演變規律對優化復合板表面加工及加熱工藝至關重要。此外，由于鈦與鋼之間的物理和化學性質存在巨大差異，鈦/鋼復合界面通常會產生TiC、FeTi和Fe2Ti等多種脆性金屬間化合物，其中，溫度參數對界面化合物的產生起決定性作用。根據擴散定律，溫度越高，界面的互擴散反應越劇烈，由此生成的新相的厚度越大[13-15]。近年來，熱軋溫度參數在制備鈦/鋼復合板時得到廣泛關注[4,7,16-21]。研究人員在設計實驗溫度參數時主要集中在800~950℃之間，并在850~900℃范圍內，各自實驗條件下的界面剪切強度達到最高值。但是，由于實驗條件、成分體系和軋制壓下率等其它方面的影響，目前的研究中并未就鈦/鋼復合板的最優加熱溫度達成一致。鈦/鋼直接軋制復合板的研究中，界面產生薄且均勻的擴散層有利于獲得較高的界面剪切強度，而較厚的反應擴散層會使界面脆化[21,22]。因此，降低加熱溫度是減緩各元素互擴散和反應程度的最有效方法。同時，考慮到熱軋復合過程中對基材性能調控和降低軋制載荷的現實要求，則需盡量提高加熱溫度。如此矛盾的客觀條件必然導致鈦/鋼復合板的加熱溫度窗口較小。因此，針對加熱溫度參數作進一步研究顯得十分必要。

綜上所述，本文通過設計間隙軋制和接觸軋制的對比實驗，采用不同的軋制壓下率和軋制溫度，深入分析了其對界面產物、元素擴散行為和界面性能的影響規律，以期通過調控加熱工藝及表面接觸狀態提高界面結合性能的目的。

1、實驗材料及方法

實驗原材料為TA1工業純鈦板和14Cr1MoR低合金鋼板，其中，14Cr1MoR低合金鋼板的化學成分(質量分數,%)為：C0.13、Cr1.31、Mo0.57、Mn0.4、Si0.51、Ni0.1、Fe余量。TA1工業純鈦板的尺寸為130mm×90mm×10mm，14Cr1MoR鋼板尺寸為160mm×110mm×35mm(2塊)。

鈦/鋼復合板的真空軋制復合工藝流程圖如圖1所示。首先，在兩鋼板中心加工出尺寸為130mm×90mm×4.8mm的凹槽，鈦板的一側加工掉0.5mm，并在四角預留凸臺。鋼板與鈦板采用精密銑床加工出光滑表面，使用丙酮和酒精去除待復合表面的油污，并組合成如圖1所示一側緊密貼合，一側形成0.5mm間隙的鋼-鈦-鋼組合坯。然后，將組合坯放入THDW-15型真空電子束焊機內，當真空室內達到5×10-3Pa時進行電子束焊接密封。將焊接密封后的組合坯放在加熱爐中以850℃加熱2h，在φ450熱軋機中以軋制速度為1m/s，軋制總壓下率分別為40%、60%和80%軋制成形，軋后復合板均以空冷的方式冷卻至室溫。此外，還進一步對比研究了900℃加熱、壓下率為80%工藝下復合板的組織性能。

為了評估鈦鋼復合板界面的結合性能，根據國家標準GB/T8547-2019(鈦-鋼復合板)所述要求對復合界面進行拉伸剪切試驗，每組工藝下取3個試樣，拉伸速率為1mm/min。對不同工藝下的界面試樣進行研磨并拋光，并使用場發射電子探針(EPMA,JXA-8530F)的背散射電子(BSE)模式觀察界面的微觀結構；利用二次電子(SE)觀察斷口表面的特征；同時，利用EPMA配備的波譜儀(WDS)和能譜儀(EDS)對界面和斷口進行成分分析，其中包括界面元素擴散分析，斷口形貌的元素分布和化合物成分定量分析等。最后，采用X射線衍射儀(XRD,XPertPro)對剪切斷口進行物相成分分析，用于確定界面反應產物的結構類型。

2、結果與分析

2.1不同壓下率界面組織及元素擴散

圖2為在850℃溫度下采用不同軋制壓下率獲得的界面組織形貌。由圖2(a~c)低倍組織形貌圖可知，隨著軋制壓下率的增加，界面由波浪狀逐漸變平直。在軋制力的作用下，鈦和鋼表面逐漸實現緊密接觸，但由于二者變形抗力差異大，在軋制初期出現變形不協調，導致界面呈現波浪狀，隨著軋制過程進行，二者協調變形，將波浪界面延展壓平。與文獻[23,24]中相關研究所述脫碳層和β-Ti層的厚度隨軋制壓下率增大而逐漸減小不同，本研究中采用的坯料尺寸較大，軋制完成后復合板仍保持較高溫度(終軋溫度大于830℃)，在軋制和冷卻過程[25]雙重作用下，導致脫碳層和β-Ti層厚度未呈現明顯差異。

對比接觸組坯(圖2(d-f))和間隙組坯(圖2(g-f))軋制界面的微觀形貌，在相同的壓下率下，接觸組坯軋制的(α+β)-Ti層厚度較大，且接觸組坯軋制中β-Ti的含量明顯高于間隙組坯。這說明采用間隙軋制抑制了Fe元素的擴散，導致形成的β-Ti的含量較少。同時，隨著壓下率增加，兩種軋制方式下的(α+β)-Ti層中β-Ti的含量均逐漸增多，說明隨著軋制過程進行，Fe元素向純鈦中擴散更加充分，發生完全α→β相變并最終保留至室溫。另一方面，無論何種軋制方式，TiC的分布均隨著壓下率增大逐漸均勻，80%壓下率時均無明顯TiC聚集區域(紅色箭頭所示)。然而，相比于間隙軋制相對分散TiC聚集區域(圖2(g,h))，接觸軋制界面TiC聚集區域(圖2(d,e))更加明顯，這是由于接觸區域在加熱時預先產生的TiC與軋制過程中新產生的TiC分布不均引起的。值得注意的是，在850℃加熱溫度下，接觸界面預先產生的TiC較少，當軋制壓下率較高時，預先產生的TiC將逐漸破碎并均勻分布在界面，此時界面將以新產生的TiC為主。

圖3所示為40%、60%和80%三種壓下率的復合界面進行元素線掃分析。結果顯示，接觸軋制方式下Fe元素的擴散距離(5.13~5.89μm)均大于間隙軋制方式(3.23~4.29μm)，進一步表明間隙軋制抑制了Fe元素的擴散；而Ti元素在鋼中的擴散在不同軋制方式下無明顯差異。另外，不同軋制方式下Fe元素的分布狀態也呈現較大差異：采用接觸軋制時，Fe元素形成了均勻的擴散平臺，擴散平臺的寬度與(α+β)-Ti層的寬度相同；而采用間隙軋制時，Fe元素擴散呈現波浪狀，與(α+β)-Ti層中α相和β相分布呈現相同的規律。此外，從圖3中還可以看出間隙軋制下界面C元素的含量高于接觸軋制下界面C元素的含量。由于TiC形成對Fe元素的擴散具有抑制作用[20,26]，因此間隙軋制下Fe元素的擴散距離較小。

2.2不同壓下率界面剪切性能與斷口形貌

根據鈦/鋼復合板力學性能檢測的要求，對3種不同壓下率下的復合板進行剪切強度測試，并計算出平均剪切強度，結果如圖4所示。隨著壓下率增加，接觸和間隙組坯軋制后界面剪切強度均呈增大趨勢，80%壓下率下平均剪切強度分別為207MPa和198MPa。在低軋制壓下率條件下，接觸組坯的界面剪切強度高于間隙軋制的剪切強度，當壓下率逐漸增大時，兩種方式下界面結合強度差異逐漸變小。

圖5為不同工藝條件下的鈦側剪切斷口形貌和對應位置的元素分析。圖5(a)所示為間隙組坯軋制壓下率為40%條件下剪切強度為117MPa時的斷口形貌，斷口表面呈凹凸狀光滑的脆性斷裂特征。

對局部區域進行高倍觀察，發現斷口表面存在細小的二次裂紋和點狀撕裂區。元素分析結果顯示，光滑斷裂表面含有大量的C元素和少量Fe元素，撕裂區僅含有Fe元素。這表明斷裂位置主要發生在界面TiC層，并向鋼基體中擴展，從而產生點狀撕裂區。由于采用間隙組坯軋制，在壓下率較低的情況下，Fe元素和Ti元素未能進行充分擴散，導致界面結合強度較低。隨著壓下率增加，在60%和80%壓下率條件下，間隙組坯和接觸組坯軋制的斷口表面均呈現肉眼可見撕裂狀。如圖5(b)所示為壓下率為60%條件下剪切強度為172MPa時的斷口形貌，斷口表面呈不均勻滑動斷裂狀，仍屬脆性斷裂特征。根據元素分布狀態可知，斷裂發生于TiC、鋼基體和Ti-Fe擴散層。如圖5(c)所示，壓下率達到80%時，斷口出現大面積撕裂區域，且撕裂區含有明顯的剪切韌窩；斷口形貌下方的脆性斷裂區含有較大二次裂紋和點狀撕裂區。EDS檢測發現，撕裂A區域主要含有Ti元素，這表明A區域斷裂在鈦基體，因此呈現較大的結合強度(205MPa)；脆性斷裂B區域主要含有Ti、Fe、C和Cr元素，其元素原子分數分別為53.87%、15.65%、30.27%和0.21%，這表明B區域主要斷裂在界面TiC；撕裂C區域主要含有Fe(93.51at.%)元素及少量的Ti(3.67at.%)、C(1.65at.%)和Cr(1.17at.%)元素，這表明C區域斷裂于Ti在鋼基體中的擴散區域。

如上所述，壓下率增加促進了界面兩側元素擴散及界面化合物的均勻性，降低復合界面在受外力載荷時應力集中而產生裂紋，對提高界面剪切強度具有明顯促進作用。同時，采用較高壓下率時，間隙組坯和接觸組坯軋制后復合板的界面組織和性能差異較小，這進一步表明較大的累積壓下量可克服間隙位置元素擴散的不均勻，降低因接觸表面較大粗糙度導致界面產生不連續反應擴散層的機率，有利于提高界面結合強度[27]。

2.3溫度對界面組織及性能的影響

圖6為不同軋制溫度下鈦/鋼復合板界面的微觀形貌。從圖中可以看出，復合板經850℃和900℃加熱軋制后，界面及其兩側組織呈現出明顯差異。850℃熱軋條件下，鋼側基體組織呈條帶狀分布，而900℃熱軋條件下以均勻分布的鐵素體和貝氏體為主。隨著熱軋溫度的升高，脫碳層和β-Ti層厚度顯著增加。相對于加熱時界面處形貌[12]，經850℃熱軋后復合板界面形成了更明顯的脫碳層和β-Ti層，而經900℃熱軋后脫碳層的鐵素體仍為柱狀晶，鈦側仍為β-Ti+(α+β)-Ti層組織(圖6(e))。值得注意的是，經900℃熱軋后的脫碳層和β-Ti+(α+β)-Ti層的厚度由于較大軋制壓下率的影響，比加熱時的厚度顯著減少。對界面組織進行高倍觀察，如圖6(c,f)所示，紅色箭頭所示顆粒為TiC，黑色箭頭所示灰色反應層與β-Ti層襯度有明顯差異，結合界面反應規律，灰色反應層為FeTi。

圖7為850℃和900℃軋制后復合界面的元素分布情況。從圖中可以看C、Fe和Ti元素仍為參與界面擴散和反應的主要元素，而由于Cr和Mo元素的原子半徑大于Fe原子，且相對含量較少，其向界面和鈦側擴散不明顯。隨著軋制溫度升至900℃，C元素在界面的富集厚度增加，且在鋼側呈現明顯析出，結合Ti元素的分布情況，析出相為TiC；Fe元素在鈦側的分布區域與BSE形貌中β-Ti相一致，表明Fe元素擴散為β-Ti形成的主要原因。與850℃樣品相比，900℃樣品的Fe元素在鈦側顯示出更長的擴散距離，而Ti元素在鋼側的擴散距離較小，這與加熱Ti、Fe元素的擴散規律一致。由此表明，在軋制力作用下，界面Ti、Fe元素的擴散規律主要由其晶體結構控制。需要注意的是，900℃界面出現明顯的C元素分布不均勻現象，其原因有二：一是，加熱及保溫過程中界面優先形成了TiC層，由于其塑性較低，在軋制過程將發生斷裂，斷裂區域形成新的TiC層，因此其厚度較薄，而優先形成的TiC層進一步粗化；二是，純鈦在900℃條件下發生β相變后明顯軟化，促使軋制時界面處鈦與鋼的等效應變力差異增大，從而導致界面加熱形成的TiC層變形不均勻。此外，在C聚集含量較高區域，無明顯的FeTi反應層，而C元素含量較低區域，則出現明顯的FeTi反應層，表明界面大量TiC的形成可抑制FeTi化合物的形成。這在Chai等[26]和Yang等[28]對鈦/鋼復合板界面產物的研究中也發現有相似的現象。

不同溫度下的復合板界面剪切應力-位移曲線和剪切試樣宏觀形貌如圖8所示。從圖8(a)中可以看出，兩種溫度下復合界面呈現不同的斷裂模式，850℃下剪切應力-位移曲線分為彈性階段和塑性變形階段，而900℃下的曲線在彈性階段突然發生斷裂，屬于明顯脆性斷裂特征。圖8(b)所示剪切試樣宏觀形貌也呈現與應力-位移曲線相對應的特征，850℃下剪切試樣的鈦側呈現明顯的塑性變形，與加載方向呈現一定的角度，900℃下試樣界面斷口與加載方向一致。Wu等[21]人在研究加熱溫度對熱軋鈦/不銹鋼復合板性能的影響時發現，斷口與加載方向成一定角度時，將可能與界面結合強度的差異有關。界面斷口與加載方向成一定角度的原因是施加在界面上的應力超過純鈦的屈服強度，導致鈦基體優先發生塑性變形，進而引起剪切界面發生偏轉。這說明界面斷口與加載方向間角度增大伴隨著界面剪切強度增大。

圖9為900℃下復合界面鈦側剪切斷口形貌。與850℃下剪切斷口(圖5(c))具有明顯剪切韌窩的撕裂區域和脆性斷裂區域兩種斷裂模式不同的是，900℃下斷口均呈脆性斷裂形貌，存在少量沿剪切力方向的解理花樣，但無明顯剪切韌窩。對圖9(a)中所示區域進行WDS分析，發現A區域主要含有Fe(42.43at.%)、C(21.35at.%)和Ti(35.12at.%)元素，該區域可能含有TiC和Fe2Ti化合物；B區域主要含有Fe(26.24at.%)、C(16.63at.%)和Ti(56.26at.%)，該區域可能主要含有TiC和FeTi化合物。由此表明，900℃下剪切斷裂主要發在界面擴散反應層。

為進一步分析不同加熱溫度條件下界面剪切斷口的化合物類型，對圖5(c)和圖9(b)所示的鈦側斷口進行XRD物相分析，結果如圖10所示。圖10(a)表明，850℃加熱條件下，鈦側斷口表面主要含有β-Ti、α-Ti、α-Fe和TiC，這與斷口成分分析的結果一致。900℃加熱條件下，如圖10(b)所示，鈦側斷口表面未檢測到α-Fe，而增加了Ti-Fe系金屬間化合物FeTi和Fe2Ti。FeTi和Fe2Ti的出現進一步驗證了900℃下剪切斷裂主要發在界面擴散反應層。值得注意的是，雖然在圖6(f)中并沒有發現明顯的Fe2Ti相，但在斷口XRD中檢測到相應Fe2Ti相的信號，表明界面產生少量的Fe2Ti。即使根據熱力學分析Fe2Ti比FeTi更容易形成，其含量應該更多，但根據擴散動力學分析，Fe和Ti原子會最先達到FeTi生成的化學計量數，因此FeTi的衍射峰高于Fe2Ti[12]。相關研究表明[4,29]，界面同時存在TiC和Ti-Fe金屬間化合物比其單一存在時對界面結合強度的影響更大。因此，900℃加熱條件下表現出更低的剪切強度。

3、結論

(1)鈦/鋼復合板采用接觸和間隙組坯的方式導致界面元素的擴散分布狀態不同，在較低壓下率下，采用間隙組坯的方式界面形成較多TiC，抑制了Fe元素向鈦側擴散，導致形成的β-Ti的數量較少；隨著壓下率增加促使Fe元素向鈦側充分擴散，形成了均勻的β-Ti層。

(2)隨著壓下率增加，界面剪切強度呈明顯增加的趨勢，接觸軋制的界面剪切強度高于間隙軋制的剪切強度；當壓下率逐漸增大時，兩種方式下界面結合強度差異逐漸變小。壓下率增加促進了界面兩側元素擴散及界面化合物的均勻性，減少了應力集中，延緩了裂紋擴展。

(3)隨著軋制溫度升高，鈦/鋼界面剪切強度顯著降低。850℃下界面平均剪切強度達207MPa，較高的界面結合強度，使鈦基體優先發生塑性變形，并引起剪切界面偏轉，導致界面與鈦基體同時斷裂；900℃界面剪切強度最低為160MPa，脆性相多樣化導致界面在剪切力作用下呈脆性斷裂。

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