張樂1,2,王威,1,3,M. Babar Shahzad1,單以銀1,3,楊柯1

自然界中某些生物因獨(dú)特的結(jié)構(gòu)特征而表現(xiàn)出優(yōu)異力學(xué)性能，引起許多材料學(xué)者的關(guān)注[1,2]。珍珠母貝就是一個(gè)典型的例子：超硬的碳酸鈣層片與較軟的有機(jī)質(zhì)按照一定的結(jié)構(gòu)排布，形成了強(qiáng)韌性匹配極佳的結(jié)構(gòu)，既能克服有機(jī)質(zhì)軟相承載能力的不足，也能避免超硬碳酸鈣脆性大的缺點(diǎn)[3,4,5]。珍珠母貝這種利用力學(xué)性能差異極大的“軟相-硬相”結(jié)構(gòu)的梯度設(shè)計(jì)使材料學(xué)家獲得了突破傳統(tǒng)結(jié)構(gòu)材料的新思路[6,7,8,9]。Chen等[6]按照珍珠母貝的結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)合成了氧化石墨烯-聚多巴胺(GO-PDA)納米復(fù)合材料，不僅實(shí)現(xiàn)了力學(xué)強(qiáng)度的提升，而且額外增加了功能性。Bouaziz等[8]利用孿生誘發(fā)塑性鋼(TWIP鋼)的高塑韌性和馬氏體鋼的高強(qiáng)度，通過熱軋的方法制備出TWIP鋼/馬氏體鋼雙層復(fù)合材料，該雙層金屬復(fù)合材料同時(shí)擁有高的強(qiáng)度和塑性。

目前，為了實(shí)現(xiàn)金屬復(fù)合材料的梯度結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)，人們主要采用熱壓[10]、熱軋[8]、冷軋[11]、爆炸焊接[12]、累積軋制[9]等制備方法。而在金屬復(fù)合材料制備過程中，如何實(shí)現(xiàn)材料界面間的高結(jié)合強(qiáng)度是影響復(fù)合材料綜合力學(xué)性能的關(guān)鍵。比如，通過冷軋制備多層金屬復(fù)合材料時(shí)，只有當(dāng)冷軋變形量達(dá)到一定的臨界變形量時(shí)，才能獲得良好的界面結(jié)合[13]，而當(dāng)變形量遠(yuǎn)超過臨界值時(shí)，界面會發(fā)生彎曲，甚至紊亂，嚴(yán)重惡化復(fù)合材料的力學(xué)性能[11]。也就是說，界面形態(tài)與界面結(jié)合強(qiáng)度是決定復(fù)合材料綜合性能的關(guān)鍵因素之一。其次，影響金屬復(fù)合材料綜合性能的重要因素也來自于使用的材料，如何充分發(fā)揮不同組分材料的優(yōu)勢，最大程度規(guī)避各自缺點(diǎn)，同時(shí)又展現(xiàn)出全新的物理或力學(xué)性能，成為影響金屬復(fù)合材料發(fā)展與應(yīng)用的重要因素之一。

為此，本工作從改善復(fù)合材料界面特征以及優(yōu)化復(fù)合材料綜合性能為出發(fā)點(diǎn)，選擇力學(xué)性能、物理性能、微觀結(jié)構(gòu)等完全不同的馬氏體時(shí)效鋼(maraging steel，MAS)和316L奧氏體不銹鋼為組分材料，分別利用了馬氏體時(shí)效鋼時(shí)效后的高強(qiáng)度和軟磁特性以及奧氏體不銹鋼的高塑韌性和弱磁特征，研究熱壓過程中變形量對MAS/316L不銹鋼界面結(jié)合強(qiáng)度和界面特征的影響，探索異質(zhì)多層金屬復(fù)合材料制備的可行性。

1實(shí)驗(yàn)方法

選取自行制備的MAS與商用316L奧氏體不銹鋼作為多層復(fù)合材料的組元，2種材料的化學(xué)成分如表1所示。為了研究2種材料組元的界面結(jié)合特征，首先將固溶態(tài)的MAS和316L奧氏體不銹鋼加工成直徑15 mm、長度60 mm的圓柱，并對圓柱端部進(jìn)行打磨、拋光；然后將2種組元的端部對接，在Gleeble3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行真空熱壓，熱壓過程中溫度恒定為1200 ℃，真空度保持在0.133 Pa，如圖1a所示。

表1馬氏體時(shí)效鋼(MAS)和316L奧氏體不銹鋼的化學(xué)成分 (mass fraction / %)

Table 1Chemical compositions of maraging steel (MAS) and 316L austenitic stainless steel (mass fraction / %)

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圖1

圖1異質(zhì)母材界面結(jié)合、拉伸取樣及塊體多層復(fù)合材料示意圖

Fig.1Schematic of interface bonding (a), sampling method for tensile tests of heterogeneous initial material (b) and bulk multilayered composite (c)

在熱壓過程中，通過控制變形量(10%、20%、40%、60%和80%)，研究熱壓過程中變形量對材料界面綜合性能的影響(界面附近的加熱區(qū)域約為20 mm)。為了揭示變形量對復(fù)合材料界面結(jié)合強(qiáng)度的影響規(guī)律，對熱壓后的復(fù)合材料進(jìn)行了拉伸性能測試，界面結(jié)合強(qiáng)度拉伸試樣的取樣方法如圖1b所示。利用Axio Imager 2光學(xué)顯微鏡(OM)和TESCAN MAIA3掃描電子顯微鏡(SEM)觀察不同變形量下的界面組織特征與拉伸后的斷口特征。通過Oxford NordlysMax3電子背散射衍射(EBSD)觀察界面兩側(cè)材料的顯微組織特征。

選擇固溶態(tài)的MAS和退火態(tài)的316L奧氏體不銹鋼作為多層金屬復(fù)合材料的母材，其尺寸為120 mm×40 mm×2 mm。首先，對母材進(jìn)行清洗打磨，并按照外硬內(nèi)軟的順序(MAS/316L/$\text{?}$/316L/MAS)將母材依次排列。其次，將該多層復(fù)合材料放入真空熱壓爐進(jìn)行真空熱壓，真空度為0.133 Pa，壓力為30 MPa，溫度為1200 ℃，保溫時(shí)間為30 min，并隨爐冷卻。最后，將熱壓后的多層復(fù)合材料進(jìn)行多道次熱軋(軋輥直徑為130 mm，轉(zhuǎn)速為10 r/min)和冷軋(轉(zhuǎn)速為20 r/min)，熱軋最終厚度為5 mm，冷軋最終厚度為2 mm，制備工藝流程如圖1c所示。利用OM觀察了界面特征，并通過Nano Indenter G200納米壓痕儀對塊體多層MAS/316L不銹鋼復(fù)合材料界面附近的硬度進(jìn)行測試。在AG-100KN電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行三點(diǎn)彎曲實(shí)驗(yàn)，并記錄載荷-位移曲線，直至樣品出現(xiàn)斷裂停止加載，壓頭半徑為2.5 mm，加載速率8 mm/min，跨距為40 mm，樣品尺寸為厚度2 mm (h)×寬度4 mm (b)×總長度80 mm (L)。測試過程及抗彎強(qiáng)度的計(jì)算參考GB/T 232-2010和GB/T 14452-93。

2實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1界面特征與強(qiáng)度

圖2為不同變形量時(shí)復(fù)合材料的界面特征。從圖中可以看出，隨著變形量的增加，MAS和316L 奧氏體不銹鋼的界面始終呈現(xiàn)平直、清晰的特征。在不同變形量條件下，界面處沒有出現(xiàn)明顯的雜質(zhì)、氧化、孔洞、裂紋等缺陷。

圖2

圖2不同變形量時(shí)金屬復(fù)合材料的界面特征

Fig.2Interface characteristics of metal composites under different deformation reductions

(a) 10% (b) 20% (c) 40% (d) 60% (e) 80% (f) enlarged view of square area in Fig.2b

圖3a為不同變形量下的MAS/316L不銹鋼復(fù)合材料的界面結(jié)合測試樣品。從圖中可知，隨著變形量的增加，界面附近“鼓肚”現(xiàn)象越來越嚴(yán)重。圖3b為不同變形量樣品拉伸后的宏觀形貌。可見，變形量為10%、20%、60%和80%的拉伸樣品均發(fā)生了明顯的頸縮現(xiàn)象，且都斷裂于316L奧氏體不銹鋼一側(cè)。只有變形量為40%的樣品斷裂于界面處，但是在該變形量下，316L奧氏體不銹鋼一側(cè)也發(fā)生了局部的頸縮現(xiàn)象。以上現(xiàn)象說明，2種異質(zhì)材料經(jīng)過熱壓后，界面強(qiáng)度高于316L奧氏體不銹鋼的抗拉強(qiáng)度或與其相當(dāng)。圖3c為不同變形量下金屬復(fù)合材料的單軸拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。經(jīng)高真空熱壓后，不同變形量的樣品(40%變形量除外)均表現(xiàn)出與316L奧氏體不銹鋼相當(dāng)?shù)膹?qiáng)度與塑性，這主要是由于在高真空度下2種異質(zhì)材料的界面處未形成硬脆的氧化層，兩相間的過渡界面形成了穩(wěn)定的冶金結(jié)合。同時(shí)從圖3c也可以看出，較少的變形量(如10%和20%)就可以實(shí)現(xiàn)界面良好的結(jié)合。圖3d~f為拉伸后斷口形貌的SEM像。變形量為20%和60%時(shí)，斷口均出現(xiàn)了塑性材料典型的頸縮現(xiàn)象，如圖3d和f所示，斷口以典型的韌窩特征為主。而變形量為40%的樣品(圖3e)則表現(xiàn)出脆性斷裂的特征，且在斷口上出現(xiàn)了明顯的暗灰色氧化特征。這可能是由于圓柱形樣品的端部在局部上沒有清理干凈，在高溫變形過程中發(fā)生氧化，形成硬脆的氧化層，不利于界面的有效結(jié)合。

圖3

圖3不同變形量下金屬復(fù)合材料的拉伸性能及斷口特征

Fig.3Tensile performances and fractographs of metal composites under different deformation reductions

(a) photo of interface bonding specimens (b) photo of specimens after tensile tests

(c) tensile stress-strain curves (d~f) SEM fractographs of 20%, 40% and 60% reductions, respectively

在熱壓過程中，由于力與溫度的耦合作用，一方面會促進(jìn)界面附近異質(zhì)材料間原子的相互擴(kuò)散，另一方面會導(dǎo)致動態(tài)回復(fù)與再結(jié)晶的發(fā)生。圖4為變形量20%時(shí)金屬復(fù)合材料界面附近的元素分布圖。由于初始材料在化學(xué)成分上的差異，界面十分清晰和平直。MAS中的Co元素與316L奧氏體不銹鋼中的Cr元素均在界面附近發(fā)生輕微的擴(kuò)散。各個(gè)元素在各自的層中均勻分布，并未出現(xiàn)明顯的偏聚現(xiàn)象。圖5為變形量為20%時(shí)金屬復(fù)合材料界面附近微觀組織的EBSD像，圖6為圖5中界面兩側(cè)不同母材顯微組織的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。從圖中可以看出，在高真空高溫加載后，MAS層因其較高的Mo含量，導(dǎo)致其不容易發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶[14]，因此經(jīng)真空熱壓后的顯微組織以變形態(tài)組織為主，而316L奧氏體不銹鋼層則發(fā)生了明顯的動態(tài)再結(jié)晶，以動態(tài)再結(jié)晶和動態(tài)回復(fù)的組織為主[15]。同時(shí)在距離界面較近的位置，奧氏體晶粒尺寸或者馬氏體板條尺寸相對細(xì)小。

圖4

圖4變形量為20%時(shí)金屬復(fù)合材料界面附近的元素分布圖

Fig.4Elements distributions near the interface of the metal composites with 20% deformation reduction

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(a) Fe (b) Ni (c) Cr (d) Co (e) Mo (f) Ti

圖5

圖5變形量為20%時(shí)金屬復(fù)合材料界面附近微觀組織的EBSD像

Fig.5EBSD image near the interface of the metal composites with 20% deformation reduction

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圖6

圖6圖5中界面附近顯微組織統(tǒng)計(jì)

Fig.6Statistics of microstructure near interface in Fig.5

目前，關(guān)于多層金屬復(fù)合材料的界面結(jié)合機(jī)制研究較多，主要的結(jié)合理論有：機(jī)械嚙合理論、金屬鍵理論、能量理論、薄膜理論、位錯(cuò)理論、擴(kuò)散理論、再結(jié)晶理論、三階段理論、Bay N理論等[16]。一般來說，界面結(jié)合是上述結(jié)合理論中的一種或者多種共同作用的結(jié)果。由于本工作采用真空熱壓工藝制備復(fù)合材料，高真空度能夠最大限度地減少制備過程中氧化物及氧化薄膜的形成，故薄膜理論與Bay N理論中氧化薄膜破裂，新鮮基體在裂縫中相互接觸并結(jié)合的理論不適用于本工作中的界面結(jié)合。在真空熱壓過程中，存在著溫度和載荷共同的作用，一方面會發(fā)生異質(zhì)材料之間的相互擴(kuò)散，另一方面會發(fā)生動態(tài)回復(fù)與再結(jié)晶，故擴(kuò)散理論與再結(jié)晶理論適用于本工作中的界面結(jié)合機(jī)制。另外，在整個(gè)界面結(jié)合的過程中，界面經(jīng)歷了物理接觸、物理化學(xué)作用及“體”作用3個(gè)階段[17]。第1階段和第2階段是共同進(jìn)行的，很難嚴(yán)格區(qū)分。這是由于異種金屬的表面在相互接觸過程中，當(dāng)產(chǎn)生協(xié)調(diào)一致的塑性變形而使個(gè)別凸出點(diǎn)被壓平時(shí)，其激活過程就已經(jīng)開始。第3階段相對明顯，當(dāng)物理接觸點(diǎn)產(chǎn)生回復(fù)與再結(jié)晶，并形成異質(zhì)金屬冶金結(jié)合后，該階段完成，此時(shí)整個(gè)界面實(shí)現(xiàn)了有效的復(fù)合。

2.2塊體多層MAS/316L不銹鋼復(fù)合材料

MAS與316L奧氏體不銹鋼在真空熱壓后的界面結(jié)合特征說明，在高真空下的適量變形就能獲得異質(zhì)材質(zhì)間優(yōu)異的結(jié)合界面。在此基礎(chǔ)上，利用真空熱壓技術(shù)結(jié)合軋制工藝，制備了9層和11層的塊體MAS/316L不銹鋼復(fù)合材料，制備工藝如圖1c所示。這些多層復(fù)合材料的結(jié)構(gòu)均采取“外硬內(nèi)軟”的排布方式，即MAS/316L/$\text{?}$/316L/MAS。圖7為真空熱壓后，9層和11層的塊體MAS/316L不銹鋼多層復(fù)合材料照片。可以看出，熱壓后的復(fù)合材料界面清晰、平直。圖8為冷軋后多層MAS/316L不銹鋼復(fù)合材料界面特征的SEM像。從圖中可以看出，界面處沒有明顯的孔洞、裂紋、氧化物、雜質(zhì)等缺陷，且MAS層厚度與316L奧氏體不銹鋼層厚度相近，層厚比接近1∶1。這說明在冷軋變形過程中，由于316L奧氏體不銹鋼本身較高的加工硬化能力和強(qiáng)界面的協(xié)調(diào)作用使得2種材料沿軋制方向的變形趨于一致。圖9為冷軋態(tài)和熱處理后多層MAS/316L不銹鋼界面附近的硬度分布。從圖中可以看出，經(jīng)冷軋后，由于316L奧氏體不銹鋼較高的加工硬化能力，316L奧氏體不銹鋼層的硬度與MAS層的硬度相差不大。而經(jīng)過峰時(shí)效熱處理后，由于MAS層中納米析出相強(qiáng)烈的強(qiáng)化效果和經(jīng)高溫固溶后316L奧氏體不銹鋼層的回復(fù)與再結(jié)晶強(qiáng)烈的弱化效應(yīng)，導(dǎo)致MAS層的硬度比316L奧氏體不銹鋼層的硬度高出近一倍。

圖7

圖7真空熱壓后不同層數(shù)的塊體MAS/316L不銹鋼多層復(fù)合材料照片

Fig.7Photos of bulk multi-layered MAS/316L stainless steel composites with different layers after hot pressing in vacuum

(a) 9 layers (b) 11 layers

圖8

圖8冷軋后多層MAS/316L不銹鋼復(fù)合材料界面特征的SEM像

Fig.8SEM images of interface characteristics of MAS/316L stainless steel multi-layered composites after cold rolling

(a) 9 layers (b) 11 layers

圖9

圖9不同狀態(tài)下多層MAS/316L不銹鋼復(fù)合材料界面附近的硬度分布

Fig.9Hardness distributions near the interface of multi-layered MAS/316L stainless steel composites at different states

(a) cold rolling state (b) peak-aged state

2.3塊體多層MAS/316L不銹鋼復(fù)合材料的彎曲性能

為進(jìn)一步研究多層復(fù)合材料的界面結(jié)合強(qiáng)度及其抵抗彎曲載荷的能力，對不同層數(shù)、不同熱處理狀態(tài)的復(fù)合材料進(jìn)行了三點(diǎn)彎曲實(shí)驗(yàn)，其載荷-位移曲線如圖10所示。從圖中可知，經(jīng)固溶處理后，因材料的回復(fù)與再結(jié)晶，使得多層復(fù)合材料的承載能力急劇降低，但展現(xiàn)出優(yōu)異的彎曲變形能力。而經(jīng)過固溶和時(shí)效處理后，由于MAS層中的金屬間化合物析出強(qiáng)化作用遠(yuǎn)高于固溶產(chǎn)生的軟化作用，故其承載能力有了極大的提高。同時(shí)可以明顯地看出，在彎曲斷裂過程中，多層金屬復(fù)合材料載荷-位移曲線出現(xiàn)了明顯的多層次的臺階形狀，這與多層復(fù)合材料獨(dú)特的結(jié)構(gòu)密切相關(guān)。圖11為彎曲強(qiáng)度的統(tǒng)計(jì)結(jié)果。從圖中可知，冷軋態(tài)的彎曲強(qiáng)度約為1639 MPa，而經(jīng)過固溶和時(shí)效處理后的彎曲強(qiáng)度可以達(dá)到2325 MPa，提高了將近42%，這一結(jié)果與載荷-位移曲線相一致。

圖10

圖10不同層數(shù)、不同熱處理狀態(tài)金屬復(fù)合材料的三點(diǎn)彎曲載荷-位移曲線

Fig.10Three-point bending load-displacement curves of metal composites with different layers under different heat treatments

(a) 9 layers (b) 11 layers

圖11

圖11不同層數(shù)、不同熱處理狀態(tài)金屬復(fù)合材料的彎曲強(qiáng)度

Fig.11Bending strengths of metal composites with different layers under different heat treatments

圖12為9層和11層復(fù)合材料的三點(diǎn)彎曲側(cè)面斷口形貌的SEM像。從圖中可知，冷軋態(tài)和固溶態(tài)的多層復(fù)合材料具有較好的彎曲變形能力，如圖12a、b和d、e所示。在承受壓應(yīng)力的最內(nèi)側(cè)，MAS層的厚度明顯增加，而在承受拉應(yīng)力的最外側(cè)，MAS層的厚度顯著減小，這是由于最外側(cè)的MAS層屬于自由層，沒有外界變形的約束。在彎曲的過程中，受壓一側(cè)增厚，受拉一側(cè)減薄。而經(jīng)時(shí)效處理后的多層復(fù)合材料，由于MAS中強(qiáng)烈的析出強(qiáng)化作用，在彎曲過程中表現(xiàn)出了完全不同的特征，如圖12c和f所示。在彎曲過程中，裂紋最先在受拉應(yīng)力的最外側(cè)萌生，之后到達(dá)馬氏體層與奧氏體層的界面處。由于裂紋尖端應(yīng)力場的作用，一方面裂紋沿著界面兩側(cè)擴(kuò)展，另一方面裂紋要在較軟的奧氏體層重新形核，同時(shí)相鄰的馬氏體層也由于裂紋尖端應(yīng)力場的作用，產(chǎn)生微裂紋。由于相鄰馬氏體層裂紋的橋接，主裂紋沿著與界面成45°方向穿過較軟的奧氏體層。最后，裂紋逐漸向前擴(kuò)展，直至斷裂。在裂紋萌生與擴(kuò)展的過程中，由于軟相與界面的作用，裂紋在擴(kuò)展過程受到阻礙，發(fā)生偏折、橋接，甚至分層，極大地消耗了裂紋擴(kuò)展的能量，延遲了裂紋的擴(kuò)展。

圖12

圖129層和11層金屬復(fù)合材料在不同狀態(tài)下的三點(diǎn)彎曲側(cè)面斷口形貌的SEM像

Fig.12Side fracture SEM images of three-point bending of 9 layered (a~c) and 11 layered (d~f) composites

(a, d) CR (b, e) CR+S (c, f) CR+S+A

圖13為三點(diǎn)彎曲特征示意圖。在三點(diǎn)彎曲的過程中，彎矩的大小與中心承載位置對稱，并且距離支撐輥越遠(yuǎn)，其彎矩越大。另外，樣品在中性面以上承受壓應(yīng)力，中性面以下承受拉應(yīng)力，并且在最外側(cè)均達(dá)到最大值。由于壓應(yīng)力有利于裂紋的閉合，而拉應(yīng)力能夠促進(jìn)裂紋的萌生，故在承受拉應(yīng)力一側(cè)最先發(fā)生失效的可能性最大。由于三點(diǎn)彎曲獨(dú)特的應(yīng)力分布特征，再結(jié)合多層復(fù)合材料本身的異質(zhì)多界面的特征，多層金屬復(fù)合材料在彎曲過程中必定會展現(xiàn)出新的變形及失效特征。

圖13

圖13三點(diǎn)彎曲特征示意圖

Fig.13Schematic of three-point bending characteristics

(a) loading (b) bending moment (M) (c) stress distribution

圖14為多層金屬復(fù)合材料在三點(diǎn)彎曲過程中的裂紋萌生和擴(kuò)展以及材料失效模型的示意圖。在彎曲的初始階段，由于MAS層具有超高的強(qiáng)度、極差的變形能力，且最外側(cè)的MAS層的一端是自由端，無法約束拉應(yīng)力下的變形，故在承受最大拉應(yīng)力時(shí)最先產(chǎn)生裂紋，并快速擴(kuò)展穿過MAS層。當(dāng)裂紋擴(kuò)展到MAS層與316L奧氏體不銹鋼層的界面時(shí)，一方面受到軟相316L奧氏體不銹鋼的阻礙，鈍化了裂紋尖端，并形成極大的阻力，另一方面，裂紋沿界面方向擴(kuò)展，產(chǎn)生分層現(xiàn)象，增加了裂紋擴(kuò)展路徑，消耗了更多的能量。同時(shí)，由于裂紋尖端應(yīng)力場的影響，在相鄰的MAS層誘導(dǎo)出現(xiàn)垂直于界面方向的裂紋，并向界面快速擴(kuò)展。隨著彎曲的進(jìn)一步進(jìn)行，相鄰MAS層內(nèi)的裂紋經(jīng)過較長的擴(kuò)展路徑斜穿過軟相316L奧氏體不銹鋼層發(fā)生橋接，實(shí)現(xiàn)主裂紋的跨層擴(kuò)展。隨著彎曲變形不斷進(jìn)行，裂紋不斷地在界面處發(fā)生鈍化、分層、橋接等現(xiàn)象，直至最終失穩(wěn)斷裂。在整個(gè)裂紋的萌生與擴(kuò)展過程中，裂紋總是間斷地向前擴(kuò)展，故在彎曲受載情況下，多層復(fù)合材料的載荷-位移曲線也應(yīng)該是間斷性的，其完整的載荷-位移曲線預(yù)測如圖15所示，其中橫坐標(biāo)為彎曲撓度，縱坐標(biāo)為彎曲過程中承受的載荷。在彎曲的初始階段，載荷與位移呈彈性階段的直線特征，之后隨著變形的增加，發(fā)生屈服，直至彎曲承載的最大能力。之后發(fā)生裂紋的萌生與擴(kuò)展，承載能力逐漸下降。但由于異質(zhì)界面的鈍化、分層、橋接等阻礙作用，使得承載能力的下降呈現(xiàn)出多階段特征。在整個(gè)裂紋的萌生、擴(kuò)展直至失效過程中，消耗了更多的能量，展現(xiàn)出了極佳的裂紋擴(kuò)展阻力。這與許多多層復(fù)合材料的研究結(jié)果[18,19,20]類似。Kümmel等[18]報(bào)道了由于疲勞裂紋在AA1050A/AA5005多層復(fù)合材料界面處的分叉與擴(kuò)展，顯著延長了該多層復(fù)合材料的疲勞壽命。Kum等[19]制備的多層UHCS/Mid steel多層復(fù)合材料展現(xiàn)了極高的沖擊韌性，其Charpy V沖擊功的最高值可達(dá)325 J，而母材Mild steel和UHCS最高的沖擊功分別為190和75 J；并認(rèn)為多層復(fù)合材料優(yōu)異的沖擊性能是多層復(fù)合材料中界面對缺口鈍化的結(jié)果。

圖14

圖14多層金屬復(fù)合材料在彎曲過程中裂紋萌生與擴(kuò)展模型示意圖

Fig.14Schematic of crack generation and propagation model for multi-layered metal composites

圖15

圖15多層金屬復(fù)合材料的完整彎曲曲線特征與預(yù)測

Fig.15Features and predictions of complete bending cures of multi-layered metal composites treated by CRA+S+A

目前，針對多層金屬復(fù)合材料的研究多集中于低熔點(diǎn)、低強(qiáng)度、變形匹配性好、延展性好、強(qiáng)度差異不大的2種或多種純金屬及其合金的復(fù)合，它們?nèi)菀走M(jìn)行變形和相互協(xié)調(diào)變形，能夠形成界面連續(xù)的多層復(fù)合材料。例如，Al-Al[21]、Al-Cu[11]、Al-Ni[17]、Al-Ti[22]、Cu-Nb[23]、Al-Mg[24]、Al-鋼[12]等。如果多層復(fù)合材料組分的性能差異過大，勢必會影響復(fù)合材料整體的協(xié)調(diào)變形，對界面的結(jié)合質(zhì)量也提出了更高的要求。也就是說，研究和制備力學(xué)性能差異較大的多層金屬復(fù)合材料一直是重大的挑戰(zhàn)。本工作研究的超高強(qiáng)度馬氏體時(shí)效鋼與316L奧氏體不銹鋼復(fù)合的多層金屬復(fù)合材料可以通過真空熱壓、軋制變形和后續(xù)熱處理進(jìn)行制備，避免了直接成型過程中因變形差異造成的不利影響。除了強(qiáng)度、韌性等力學(xué)性能一直是研究人員關(guān)注的熱點(diǎn)外，多層金屬復(fù)合材料的功能性也越來越受到重視。由于馬氏體時(shí)效鋼中具有含量較高的Fe、Co、Ni等鐵磁性元素，因此會具有特殊的磁學(xué)性能[25]。另外，奧氏體不銹鋼在變形過程中由于形變馬氏體的出現(xiàn)會由退火態(tài)的非磁性或弱磁性轉(zhuǎn)變成一定程度的鐵磁性[26]。因此，本工作研究的多層金屬復(fù)合材料不僅表現(xiàn)出優(yōu)異的力學(xué)性能，而且可能會具有十分重要的磁學(xué)應(yīng)用價(jià)值，這一部分工作將后續(xù)研究。

3結(jié)論

(1) 在真空熱壓過程中，不同變形條件下MAS/316L奧氏體不銹鋼的界面均十分清晰并保持平直，且發(fā)生了輕微的互擴(kuò)散現(xiàn)象。由于高溫下各材料組元的流變性能存在差異，316L奧氏體不銹鋼層發(fā)生明顯的動態(tài)回復(fù)與動態(tài)再結(jié)晶，而MAS層以變形態(tài)組織為主。

(2) 在高真空下，一定程度的變形能夠加速界面結(jié)合，并且其界面結(jié)合強(qiáng)度超過了316L奧氏體不銹鋼的強(qiáng)度。

(3) 通過軋制工藝與后續(xù)熱處理組合，制備出力學(xué)性能差異極大的9層和11層MAS/316L不銹鋼復(fù)合材料。在彎曲過程中，由于復(fù)合材料中異質(zhì)界面的鈍化、分層、橋接等阻礙作用，在裂紋的萌生、擴(kuò)展直至材料失效過程中，消耗了更多的能量，展現(xiàn)出了極佳的抗裂紋擴(kuò)展阻力。

來源--金屬學(xué)報(bào)