Ti-Cu-Mo層狀復合材料的軋制行為與力學性能

崔玉豪，曹遠奎，李娜，李謀，劉詠

Ti-Cu-Mo層狀復合材料的軋制行為與力學性能

崔玉豪，曹遠奎，李娜，李謀，劉詠

(中南大學 粉末冶金國家重點室，長沙 410083)

以Ti箔、Cu箔和Mo箔為原料，采用熱壓法制備Ti-Cu-Mo層狀復合材料，隨后進行熱軋加工，研究材料的軋制行為以及軋制量對復合材料各層組織演化規律的影響，并進一步揭示組元層及界面結構對復合材料整體強塑性的影響機理。結果表明，軋制主要引起Ti-Cu-Mo層狀復合材料中Cu層組織細化與持續硬化，而對Ti層和Mo層影響較小。復合材料的屈服強度總體符合混合法則，受組元層硬化與頸縮的影響。采用80%的軋制量時，Cu層充分硬化而Mo層不發生頸縮斷裂，可獲得具有較高屈服強度(561 MPa)與良好塑性(伸長率7%)的Ti-Cu-Mo復合材料。

Ti-Cu-Mo層狀復合材料；熱軋；顯微組織；界面結構；力學性能

隨著現代工業復雜程度的提高，對材料多元化性能的要求越來越高，傳統的金屬材料已難以滿足需求，從而促進金屬基復合材料的發展[1?2]。層狀金屬復合材料(laminated metal composites, LMCs)是一類重要的金屬基復合材料，是由2種或2種以上物理/化學性質不同的金屬層片通過機械嚙合或冶金結合而形成的一種平面復合材料。由于層片組元搭配的靈活性，LMCs兼具各組元的優勢性能[3?5]，可滿足各種復雜工況及功能需求。宏觀上，層狀界面對應變的協調作用以及對裂紋的偏轉作用使得LMCs的塑性及斷裂韌性提高。例如，HUANG等[6]采用累積疊軋法制備不同界面間距的銅/青銅層狀結構材料，發現在軋制過程中，靠近界面的納米結構層通過幾何必須位錯積累而產生額外的硬化，導致納米銅層的硬度高于青銅層。LI等[7]研究發現Al/Cu層狀結構復合材料的界面層起到釋放應力和傳遞載荷的作用，從而避免應力在基體層集中，提高層狀結構復合材料的塑性。WU等[8]通過反應退火制備綜合性能優異的Ti3Al/Ti層狀復合材料，具有良好塑性(伸長率為10.5%)和較高的抗拉強度(718 MPa)。LMCs的制備方法主要有熱擴散連接法[9]、軋制法[10]、氣相沉積法[11]和爆炸焊接法[12]等。其中，軋制法由于工藝簡單且可制備大尺寸板材而被廣泛采用[13?14]。然而，LMCs的軋制變形行為與常規的合金不同，在軋制過程中存在應變分區、延遲縮頸、界面約束等特定的變形行為，因此LMCs的變形行為與組元性質、界面結構及軋制量等存在密切聯系[15?17]。

Cu-Mo層狀復合材料是一種導熱性能良好且熱膨脹系數可控的平面基板材料，在熱沉積電子封裝領域得到廣泛應用[18?19]。由于Cu與Mo既不固溶也不發生化學反應，Cu層與Mo層的結合形式主要為機械嚙合，因而界面強度低。通過引入Ti層與Cu、Mo層發生固溶或擴散連接，形成Ti-Cu-Mo層狀復合材料，有望提高界面強度而避免界面開裂問題，并提高復合材料的整體強度。同時，引入的Ti層可進一步增加復合材料的可調節性，使材料具備更優異的綜合性能。然而，由于三相層狀復合材料各組元的彈塑性差異，采用軋制法制備與加工存在一定困難，層間界面的結合方式、加工過程中的組織演化以及微結構對力學性能的影響機制均有待研究。本文作者通過熱壓及熱軋加工制備Ti-Cu-Mo層狀復合材料，研究軋制過程中各層組織的演化過程，分析變形組織對復合材料強塑性的作用機制，從而獲得Ti-Cu-Mo層狀復合材料的力學性能與材料的軋制特性及微觀結構之間的關聯性，為層狀復合材料的設計制備及性能優化奠定理論基礎。

1 實驗

1.1 Ti-Cu-Mo層狀復合材料的制備

原材料為Ti箔、Cu箔和Mo箔，冠泰金屬材料有限公司生產，純度均為99.9%，厚度均為0.2 mm。用砂紙將Ti箔、Cu箔和Mo箔表面進行打磨，形成一定的粗糙度，便于后續加壓變形過程中增加層間的機械結合力。然后在酒精中超聲清洗、干燥，去除表面污漬及氧化物。

圖1所示為Ti-Cu-Mo層狀復合材料的制備過程。為了避免Cu與Mo接觸形成弱界面，將預處理后的Ti箔、Cu箔和Mo箔按照Ti、Cu、Ti、Mo的順序疊放(總厚度約10 mm)。然后在真空熱壓爐(FVPHP- R-10 FRET-40)中進行熱壓，得到直徑40 mm的圓柱形Ti-Cu-Mo層狀復合材料。熱壓時施加壓力為20 MPa，真空度為5×10?2Pa，溫度為850 ℃，保溫時間為2 h。隨后對Ti-Cu-Mo層狀復合材料進行熱軋加工。熱軋溫度為700 ℃，首道次軋制量為50%，之后每道次軋制量為10%，制得總軋制量分別為70%、80%和90%的3種樣品，分別標記為TCM70、TCM80和TCM90。

1.2 組織與性能表征

采用電火花線切割設備在Ti-Cu-Mo層狀復合材料上取分析試樣，用金相砂紙研磨拋光，再依次用20%HF+40%HNO3+40%H2O、10%H2SO4+90%H2O2、50%HNO3+30%H2SO4+20%H2O(體積分數)溶液腐蝕Ti層、Cu層和Mo層，然后用金相顯微鏡(OM, leica DM2500p)觀察復合材料的金相組織，用掃描電鏡(SEM, FEI Quanta 250 FEG)觀察材料的組織形態與界面特征，并用能譜儀(EDS)分析化學成分。用X射線衍射儀(XRD, D/max 2550)分析復合材料的物相組成。沿軋制方向取片狀拉伸試樣，采用Instron 8802型拉伸試驗機，按照GBT/228標準測定材料的抗拉強度與伸長率。試樣標距段長9 mm，拉伸應變速率控制為0.001/s。每組材料取3個試樣進行測試，取平均值。采用顯微硬度儀(BUEHLER5104)測定各層的硬度，每層測3個點。

圖1 Ti-Cu-Mo層狀復合材料制備過程示意圖

2 實驗結果

2.1 熱壓態復合材料的顯微組織

圖2所示為真空熱壓態Ti-Cu-Mo層狀復合材料的SEM顯微組織和XRD譜。從圖2(a)可見，Ti、Cu和Mo層的厚度基本一致，約為200 μm。層與層之間結合良好，界面清晰、平直，無孔隙和裂紋等缺陷。由圖2(b)可知，復合材料仍由α-Ti、Cu和Mo組成，未出現其它金屬間化合物相。

圖3所示為Ti/Mo界面及Ti/Cu界面的SEM形貌和能譜分析。由圖可見Ti/Mo界面厚度約為2 μm，Ti/Cu界面厚度約為10 μm。Ti/Mo及Ti/Cu界面均為互擴散界面。根據Ti-Mo二元相圖可知Ti與Mo可無限互溶，二者的結合界面主要為固溶型界面，而Ti與Cu可形成多種金屬間化合物，因此Ti/Cu界面主 要為反應型界面[20]。能譜分析結果表明，Ti/Cu界面上存在兩層反應層，靠近Ti箔的反應層中(Ti):(Cu)約為1:1，推斷該反應層為金屬間化合物TiCu；靠近Cu箔的反應層中(Ti):(Cu)約為1:4，推斷為金屬間化合物TiCu4。

圖2 熱壓態Ti-Cu-Mo層狀復合材料的SEM組織和XRD譜

圖3 熱壓態Ti-Cu-Mo層狀復合材料的界面特征

(a), (b) SEM morphologies of Ti-Mo interface and Ti-Cu interface, respectively;(c), (d) Elements distribution of Ti-Mo interface and Ti-Cu interface, respectively

圖4所示為熱壓態Ti-Cu-Mo層狀復合材料的金相組織，由圖可見3個組元層的晶粒形態差別較大。其中，Cu層為完全再結晶組織，晶粒長大明顯，平均晶粒尺寸約為100 μm。Ti層也為再結晶組織，但晶粒長大不明顯，平均晶粒尺寸約為50 μm。Mo層未發生再結晶，保持箔片的熱壓變形組織，晶粒尺寸約為 2 μm。

2.2 軋制后的顯微組織

圖5所示為不同熱軋量的Ti-Cu-Mo層狀復合材料SEM組織。由圖可見，隨軋制量增加，各層的厚度逐漸減小。統計Ti層、Cu層和Mo層厚度的平均值、最大值和最小值，結果列于表1?？梢娫谲堉谱冃芜^程中應變并非均勻分布。不同軋制量的3種材料中，Cu層的平均厚度均最小，即應變最高，Mo層平均厚度最大，應變最小。TCM70復合材料的層間界面較平直，各層厚度較均勻；TCM80材料的界面發生彎曲并呈波浪狀，Mo層出現不均勻塑性變形：一部分Mo層變形嚴重，厚度下降至10 μm左右，另一部分Mo層變形較小，厚度高達80 μm；軋制量增加至90%時，界面彎曲程度加劇，Ti層和Cu層仍保持連續，而Mo層發生局部頸縮與斷裂，并形成不連續的短層片Mo相，如圖5(c)所示。

圖4 熱壓復合態Ti-Cu-Mo層狀復合材料的金相組織

(a) Overall structure; (b) Ti layer; (c) Cu layer; (d) Mo layer

圖5 不同熱軋量的軋制態Ti-Cu-Mo層狀復合材料的SEM組織

(a) 70%; (b) 80%; (c) 90%

表1 Ti-Cu-Mo層狀復合材料軋制后各層的厚度

圖6所示為軋制態Ti-Cu-Mo層狀復合材料的金相組織。由圖可見，經過軋制后，Mo層基本保持箔片的變形狀態。經過90%軋制量的熱軋后，Ti晶粒尺寸從熱壓復合態的50 μm逐漸細化至40 μm左右，而Cu晶粒尺寸從100 μm大幅減小至10 μm左右。這表明熱軋變形對Ti-Cu-Mo層狀復合材料中Cu層的微觀組織影響最顯著。

2.3 力學性能

圖7所示為Ti-Cu-Mo層狀復合材料中Ti、Cu、Mo層的硬度隨軋制量變化。由圖可見，經過熱軋加工后各層的硬度均有所提高，但Ti層與Mo層硬度提升不明顯(約10%～15%)，且隨軋制量增加，沒有進一步硬化，而Cu層的硬度大幅提升，且隨軋制量增加，硬度顯著提高，這進一步說明熱軋變形對Ti- Cu-Mo層狀復合材料中Cu層的性能影響最大。圖8所示為軋制態Ti-Cu-Mo層狀復合材料的室溫拉伸性能。從圖8(a)和(c)可見，隨軋制量增加，材料塑性逐漸降低，伸長率減小，屈服強度先升高后降低。TCM70、TCM80和TCM90的屈服強度分別為496、561和491 MPa，伸長率分別為10%、7%和3%。TCM 80材料具有最高屈服強度和較好的塑性。從圖8(b)可見，軋制量為70%和80%的材料，拉伸過程中發生持續加工硬化，從而獲得較好的均勻伸長率。而軋制量為90%的材料在拉伸過程中難以進一步產生加工硬化，從而發生快速頸縮斷裂。

圖9所示為TCM70的拉伸斷口形貌。從圖9(a)可見，Ti層斷面存在大量韌窩，說明主要發生韌性斷裂；Cu層斷面呈撕裂狀，為剪切斷裂；而Mo層斷面觀察到大量層狀裂紋，為脆性斷裂。從圖9(b)可見Ti-Cu界面結合較好，而Ti-Mo界面基本開裂分層。因此，在Ti-Cu-Mo層狀復合材料中，Ti/Cu反應型界面的結合強度高于Ti/Mo擴散型界面。

圖6 軋制態Ti-Cu-Mo層狀復合材料的金相組織

(a) 70%; (b) 80%; (c) 90%

圖7 Ti-Cu-Mo層狀復合材料中各層的硬度隨軋制量變化

3 分析與討論

3.1 軋制變形行為

層狀金屬復合材料在軋制量較小或軋制溫度較高時，各層可均勻變形，層間界面保持平直。但在軋制量較大或軋制溫度較低時，由于各層的塑性變形能力存在差異，造成軋制量分配不均，層間界面易演化為波浪狀，導致塑性變形失穩[21]。金屬層的彈塑性性質對應變分配具有顯著影響，硬度較低的金屬層產生較大應變，且均勻變形能力較好，而硬度較高的金屬層產生較小的應變，容易發生局部頸縮及斷裂[22]。從圖7可知熱壓復合Ti-Cu-Mo層狀復合材料的各層厚度均為200 μm時，Cu、Ti和Mo層的硬度(HV)分別為60、152和273。在軋制變形過程中，軋輥力通過界面進行載荷傳遞，較軟的Cu層產生較大應變，而較硬的Mo層應變較小。在軋制量為70%時，各層變形較均勻，界面相對平直，如圖5(a)所示。隨軋制量增加到90%，界面上的應力集中及局部剪切力使復合材料出現塑性分叉，導致較硬的Mo層產生局部頸縮并斷裂，如圖5(c)所示。為了直觀分析軋制量對各層變形程度的影響，利用變形后材料的SEM組織照片，對Cu、Ti和Mo層的平均層厚度進行統計，結果如圖10所示。由圖可見，TCM70材料中的Cu層變形最明顯，厚度顯著減小，Ti層其次，Mo層最厚，即厚度變化最小。由于Cu層變形劇烈，在變形過程中發生動態再結晶，形成細晶組織，所以Cu層硬度較軋制前明顯提升(見圖7)。而Mo層與Ti層晶粒尺寸變化不大，且熱軋過程中位錯可發生動態回復，因此硬度變化不明顯。隨軋制量增大，Cu層晶粒細化，其硬度逐漸接近甚至超過Ti層，因此Cu、Ti和Mo層的變形量逐漸接近，厚度差別很小。在軋制量為90%時，Cu層與Ti層、Mo層的平均厚度基本相當。綜合以上分析可知，Ti-Cu-Mo層狀復合材料經過熱軋變形后，Cu層的組織與性能變化最顯著，Cu層性質的改變對復合材料整體力學性能具有顯著影響。此外值得注意的是，在TCM90復合材料中，大量Mo層發生局部頸縮與斷裂，形成非連續Mo層片。這與JIANG等[16]在Ti/Cu復合材料累積疊軋過程中觀察到較硬的Ti層發生頸縮及斷裂現象類似，其主要原因是硬相層與相鄰軟相層的變形不一致。TCM70和TCM80的界面連續且無明顯缺陷，可協調各層間的變形，在拉伸過程中持續加工硬化。TCM90中的Mo層局部頸縮斷裂，界面協調變形能力降低，在拉伸過程中難以進一步加工硬化，而是發生快速頸縮斷裂。

圖8 軋制態Ti-Cu-Mo層狀復合材料的室溫拉伸性能

(a) The stress-strain curves; (b) Work hardening rate curves;(c) Yield strength and elongation variation with rolling deformation

圖9 軋制態Ti-Cu-Mo層狀復合材料的拉伸斷口SEM照片

(a) Fracture characteristics of each layer; (b) Fracture characteristics of interlayer interface

圖10 軋制態Ti-Cu-Mo層狀復合材料各層厚度隨軋制量的變化

3.2 力學性能

層狀金屬復合材料的力學性能受各組元層力學特性影響，與各層的強度、塑性、層厚、界面形態特征以及復合材料的加工狀態有關[23?24]。通常，在微米級或亞微米級層厚下，層狀金屬復合材料的屈服強度與各層的強度符合混合法則[25]，但同時也受組元層性質及界面特征的影響。當各組元層的屈服強度相近時，復合材料的屈服強度與混合法則預測值基本相符[26]。而當各組元層彈塑性差別較大時，在變形過程中出現非均勻彈塑性變形階段，產生額外的強化效果[27]。具體來說，當硬相層處于彈性變形階段時，軟相層由于屈服強度較低已經開始發生塑性變形，為了協調硬相層與軟相層的變形，界面處將增殖大量幾何必要位錯，產生背應力強化效果，從而提高材料整體的屈服強度。本研究中，采用混合法則計算Ti-Cu-Mo層狀復合材料的屈服強度為450 MPa，與實驗結果(495～560 MPa)較接近，但總體低于實驗結果。主要原因有兩方面：一方面是因為Ti、Cu、Mo三者的彈塑性差異較大，存在背應力強化效果。在拉伸變形過程中，Cu層率先進入塑性變形階段，而Ti層和Mo層尚處于彈性階段，因此在Ti-Cu界面上產生應變梯度，進而產生背應力強化。隨著變形載荷增加，Ti層也進入塑性變形階段，而Mo層仍處于彈性變形階段，因此在Ti-Mo界面上進一步產生背應力強化，導致復合材料整體屈服強度繼續提高。另一方面是因為采用混合法則計算屈服強度時，各層的屈服強度為變形前的強度，而軋制過程給復合材料帶來加工硬化及細晶強化作用，導致材料強度提高。本研究中，Ti-Cu-Mo層狀復合材料經過軋制后，Cu層發生加工硬化及細晶強化，Cu層的硬度較變形前提高3倍多，晶粒尺寸從100 μm大幅細化至10 μm左右，因此復合材料的屈服強度提高。然而，隨軋制量增加，Ti-Cu-Mo層狀復合材料的屈服強度并非持續增大，而是先增大后減小，在軋制量為80%時達到最高值。這是由于當軋制量為90%時，Mo層發生頸縮與斷裂，使Ti/Mo界面不連續，背應力強化效果大大降低，導致材料強度下降。Ti-Cu-Mo層狀復合材料的伸長率隨軋制量增加而持續降低，主要是由于軋制后各層的硬度提高，塑性變形能力隨之降低，同時各層頸縮程度逐漸增加，導致局部剪切變形程度增大，因此材料的整體塑性不斷降低。綜上所述，Ti- Cu-Mo層狀復合材料在軋制過程中需采用合適的軋制量，使Cu層充分硬化而Mo層不發生頸縮斷裂，從而獲得較高的強度與良好的塑性。

4 結論

1) 采用熱壓法制備的Ti-Cu-Mo層狀復合材料，Ti/Mo結合方式以固溶型界面為主，Ti/Cu結合方式以反應型界面為主，界面無孔隙或裂紋等缺陷。

2) 軋制變形對Ti-Cu-Mo層狀復合材料中Cu層的影響最大，隨軋制量增加，Cu層組織明顯細化，硬化程度高。而Mo層發生局部頸縮與斷裂，是軋制變形過程塑性失穩的主要原因。

3) Ti-Cu-Mo層狀復合材料的強度可用混合法則解釋，同時隨Cu層的硬化程度增加而提高，隨Mo層的頸縮程度增加而降低。復合材料的塑性隨組元層硬化程度及頸縮程度增加而降低。軋制量為80%時，材料具有最高屈服強度(561 MPa)和良好的塑性(伸長率為7%)。

[1] CLYNE B, WZTHERS P J. An introduction to metal matrix composites[J]. Materials Research Bulletin, 1995, 30(12): 1585?1587.

[2] LI D Y, FAN G H, HUANG X H, et al. Enhanced strength in pure Ti via design of alternating coarse fine-grain layers[J]. Acta Materialia, 2021, 206: 116627.

[3] MOZAFFARI A, MANESH H D, JANGHORBAN K. Evaluation of mechanical properties and structure of multilayered Al/Ni composites produced by accumulative roll bonding (ARB) process[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2010, 489(1): 103?109.

[4] HOSSEINI M, DANESH MANESH H, EIZADJOU M. Development of high-strength, good-conductivity Cu/Ti bulk nano-layered composites by a combined roll-bonding process[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 701(Complete): 127? 130.

[5] WEN S P, ZONG R L, ZENG F, et al. Evaluating modulus and hardness enhancement in evaporated Cu/W multilayers[J]. Acta Materialia, 2007, 55(1): 345?351.

[6] MA X L, HUANG C X, MOERING J, et al. Mechanical properties of copper/bronze laminates: Role of interfaces[J]. Acta Materialia, 2016, 116: 43?52.

[7] LI X B, ZU G Y, WANG P Z. High strain rate tensile performance and microstructural evolution of Al/Cu laminated composite under dynamic loading[J]. Materials Science and Engineering A, 2014, 612: 89?95.

[8] WU H, FAN G H, HUANG M, et al. Deformation behavior of brittle/ductile multilayered composites under interface constraint effect[J]. International Journal of Plasticity, 2017, 89: 96?109.

[9] WU C, LI Y K, WANG Z. Evolution and mechanism of crack propagation method of interface in laminated Ti/Al2O3composite[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2016, 665: 37?41.

[10] GHALANDARI L, MOSHKSAR M M. High-strength and high-conductive Cu/Ag multilayer produced by ARB[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2010, 506(1): 172?178.

[11] MCKEOWN J, MISRA A, KUNG H, et al. Microstructures and strength of nanoscale Cu-Ag multilayers[J]. Scripta Materialia, 2002, 46(8): 593?598.

[12] QIN L, WANG J, WU Q, et al. In-situ observation of crack initiation and propagation in Ti/Al composite laminates during tensile test[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 712: 69?75.

[13] 胡杰, 謝榮, 杜訓柏.鈦鋼復合板加工技術及其在船海工程中的應用[J]. 江蘇船舶, 2016, 33(6): 6?8, 12.

HU Jie, XIE Rong, DU Xunbai. Processing technology of titanium steel clad plate and its application in marine engineering[J]. Jiangsu Shipping, 2016, 33(6): 6?8, 12.

[14] LHUISSIER P, INOUE J, KOSEKI T. Strain field in a brittle/ductile multilayered steel composite[J]. Scripta Materialia, 2011, 64(10): 970?973.

[15] MAHDAVIAN M M, KHATAMI-HAMEDANI H, ABEDI H R. Macrostructure evolution and mechanical properties of accumulative roll bonded Al/Cu/Sn multilayer composite[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2017, 703: 605?613.

[16] JIANG S, PENG R L, JIA N, et al. Microstructural and textural evolutions in multilayered Ti/Cu composites processed by accumulative roll bonding[J]. Journal of Materials Science and Technology, 2019, 35(6): 1165?1174.

[17] PANG J H, FAN G H, CUI X P, et al. Mechanical properties of Ti-(SiCp/Al) laminated composite with nano-sized TiAl3interfacial layer synthesized by roll bonding[J]. Materials Science and Engineering A, 2013, 582: 294?298.

[18] 雷虎, 崔舜, 周增林, 等. Cu/Mo/Cu平面層狀復合材料的研究進展[J]. 粉末冶金技術, 2011, 29(3): 218?223.

LEI Hu, CUI Shun, ZHOU Zenglin, et al. Research progress of Cu/Mo/Cu planar laminated composites[J]. Powder Metallurgy Technology, 2011, 29(3): 218?223.

[19] 程挺宇, 熊寧, 吳誠, 等. 銅/鉬/銅電子封裝材料的軋制復合工藝[J]. 機械工程材料, 2010, 34(3): 38?40.

CHENG Tingyu, XIONG Ning, WU Cheng, et al. The rolling composite process of Cu/Mo/Cu electronic packaging material [J]. Material of Mechanical Engineering, 2010, 34(3): 38?40.

[20] KONIECZNY M. Processing and microstructural characterisation of laminated Ti-intermetallic composites synthesised using Ti and Cu foils[J]. Materials Letters, 2008, 62(17/18): 2600?2602.

[21] YE N, REN X P, LIANG J H. Microstructure and mechanical properties of Ni/Ti/Al/Cu composite produced by accumulative roll bonding (ARB) at room temperature[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2020, 9(3): 5524?5532.

[22] QU P, ZHOU L M, ACOFF V L. Deformation textures of aluminum in a multilayered Ti/Al/Nb composite severely deformed by accumulative roll bonding[J]. Materials Characterization, 2015, 107: 367?375.

[23] HWU K L, DERBY B. Fracture of metal/ceramic laminates—I. transition from single to multiple cracking[J]. Acta Materialia, 1999, 47(2): 529?543.

[24] HAN Q H, KANG Y L, HODGSON P D, et al. Quantitative measurement of strain partitioning and slip systems in a dual-phase steel[J]. Scripta Materialia, 2013, 69(1): 13?16.

[25] LESUER D, SYN C K, SHERBY O D, et al. Mechanical behaviour of laminated metal composites[J]. International Materials Reviews, 1996, 41(5): 169?197.

[26] LEE S, WADSWORTH J, SHERBY O D. Tensile properties of laminated composites based on ultrahigh carbon steel[J]. Journal of Composite Materials, 1991, 25(7): 842?853.

[27] DU Y, FAN G H, YU T B, et al. Laminated Ti-Al composites: Processing, structure and strength[J]. Materials Science and Engineering A, 2016, 673: 572?580.

Rolling behavior and mechanical properties of Ti-Cu-Mo laminated composites

CUI Yuhao, CAO Yuankui, LI Na, LI Mou, LIU Yong

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

Ti-Cu-Mo laminated composites were fabricated through hot pressing and subsequent hot rolling by using Ti, Cu and Mo foils as raw materials. The effect of rolling behavior of Ti-Cu-Mo laminated composites and the rolling amount on the microstructure evolution of each layer were studied, and the influence mechanism of component layer and interface structure on the overall strength and plasticity of the composites was further revealed. The results show that hot rolling mainly results in refining and continuous hardening of Cu layers, but has limited influence on Ti and Mo layers in Ti-Cu-Mo laminated composites. The yield strength of the composites conforms to the rule of mixing, but it is also affected by the hardening and necking of the layer components. The Ti-Cu-Mo laminated composite achieves satisfied combination of yield strength (561 MPa) and plasticity (elongation is 7%) at a rolling deformation of 80%, mainly due to the sufficient hardening of Cu layers and the continuity maintaining of Mo layers.

Ti-Cu-Mo laminated composite; hot rolling; microstructure; interface structure; mechanical properties

TG146

A

1673-0224(2021)04-346-09

湖南省科技創新計劃資助項目(2020RC2007)

2021?01?22；

2021?05?20

劉詠，教授，博士。電話：0731-88836939；E-mail: yonliu@csu.edu.cn

(編輯 湯金芝)