王 鵬，張 罡，鄒克讓，苑玉玲

(1.沈陽(yáng)理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，遼寧沈陽(yáng) 110159;2.沈陽(yáng)理工大學(xué)工程實(shí)踐中心，遼寧沈陽(yáng) 110159;3.睿能太宇(沈陽(yáng))能源技術(shù)有限公司，遼寧沈陽(yáng) 110027)

0 引言

爆炸焊接能將熔點(diǎn)、密度、性能差異較大、常規(guī)方法難以焊接的異種金屬材料焊接在一起，在大面積雙金屬材料的焊接方面具有不可比擬的優(yōu)勢(shì)，是生產(chǎn)復(fù)合材料的一種重要手段［1－2］。爆炸焊接不銹鋼復(fù)合板既能滿足覆層特殊的理化性能要求，又具有基層鋼高強(qiáng)度的優(yōu)點(diǎn)，目前已在石油化工、壓力容器等行業(yè)大量應(yīng)用，并具有較好的發(fā)展前景［3－4］。

文中以某公司生產(chǎn)的大型汽提塔的主體材料316L/15CrMoR復(fù)合板為研究對(duì)象，通過對(duì)復(fù)合板結(jié)合區(qū)顯微組織的檢測(cè)和研究，為制定合理工藝，保證復(fù)合板使用的可靠性提供技術(shù)參考。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料:316L/15CrMoR復(fù)合板，厚度:4+20 mm?；?5CrMoR化學(xué)成分為:C:0.14%，Si:0.21%，Mn:0.47%，Cr:1.1%，Ni:0.16%，Mo:0.53%。覆板316L不銹鋼的化學(xué)成分為:C:0.021%，Si:0.69%，Mn:1.05%，Cr:17.61%，Ni:10.1%，Mo:2.29%。

1.2 試驗(yàn)方法

基覆板經(jīng)打磨后進(jìn)行爆炸焊接，平行法安裝，采用2#巖石硝銨炸藥，間隙10 mm，采用黃油作為緩沖層，短邊中間起爆，一次性制備 316L/15CrMoR復(fù)合板。復(fù)合板校平后，經(jīng)超聲波探傷復(fù)合率99%，符合GB/T 8165—1997要求;630±10℃/1 h消應(yīng)處理;熱處理工藝為970℃正火+720℃回火，保溫時(shí)間均為1.5 h。

沿爆轟方向截取20 mm×20 mm×10 mm試樣磨制金相，對(duì)基覆層分別浸蝕，基層15CrMoR采用4%硝酸酒精溶液浸蝕，覆層316L不銹鋼采用王水浸蝕。測(cè)量滲碳層的寬度采用電解浸蝕，電解液為草酸溶液(草酸10 g，蒸餾水100 ml)。

用Axiovert 200 MAT金相顯微鏡測(cè)量波形參數(shù)、塑性變形區(qū)域晶粒度變化以及變形層、滲碳層的厚度;用S－3400N掃描電鏡進(jìn)行結(jié)合區(qū)表面形貌觀察和能譜分析，對(duì)結(jié)合面主要元素進(jìn)行線掃描分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 結(jié)合區(qū)的組織形態(tài)

結(jié)合區(qū)界面符合典型的爆炸焊接界面特征:界面呈波狀，具有“半島”和“全島”以及空洞物等微觀組織形貌。

2.1.1 波狀結(jié)合

316L/15CrMoR復(fù)合材料結(jié)合區(qū)波狀界面如圖1所示。

圖1 爆炸焊接結(jié)合區(qū)微觀形貌

圖1(a)示出結(jié)合區(qū)界面典型的波狀分布。3個(gè)波的波長(zhǎng)分別為 1077，1048，1043 μm，平均值1056 μm;波高分別為 489，529，344 μm，平均值454 μm。其過渡區(qū)域較窄，結(jié)合強(qiáng)度較高，屬于小波狀結(jié)合。

波狀結(jié)合形態(tài)與爆炸焊接工藝和基覆板的性能有關(guān)。結(jié)合面對(duì)稱的波狀連接說明炸藥的爆速與被焊材料固有的聲速相接近［5－6］;如果炸藥量過大，爆轟能量大，波形將變得粗大，而本工藝獲得均勻小波分布，說明藥量合理;另外，基板與覆板密度相差不大也有利于形成對(duì)稱的波狀連接。波狀結(jié)合是在爆炸載荷作用下金屬板材相互傾斜撞擊在結(jié)合面上形成波動(dòng)塑性變形的結(jié)果［7－8］。

圖1(b)示出界面典型的兩種結(jié)合方式，一種是直接結(jié)合，如A區(qū)域所示，這種方式的結(jié)合沒有新相的形成;另一種是互熔結(jié)合，如B區(qū)域所示，這種方式通常表現(xiàn)為熔化層和熔化塊，這種結(jié)合方式常引起缺陷聚集，影響界面結(jié)合強(qiáng)度，甚至引起結(jié)合失效。

2.1.2 “半島”和“全島"組織

圖2示出基板局部被熔入覆板的特殊形貌。

圖2 結(jié)合區(qū)的“半島”和“全島”組織

圖2(a)和(b)分別示出“半島”和“全島”組織，即某些“多余”的基體組織部分或全部地被卷入不銹鋼側(cè)?！鞍雿u”組織凸出基體153 μm，最寬處 87 μm，“全島”組織長(zhǎng)約 164 μm，寬58 μm。

這種組織形成原因是在爆炸焊接過程中，高溫熔化的流體和靠近界面的嚴(yán)重塑性變形金屬(半流體)一起隨著爆轟波傳遞，在爆轟力與漩渦區(qū)相互作用下，15CrMoR側(cè)的熔化組織“伸入”或者“漂落”進(jìn)了不銹鋼組織中，就形成了“半島”組織或“全島”組織［9］。

該組織為富母材成分，“半島”的化學(xué)成分為:Cr:2.255%，Mn:0.57%，Ni:0.775%，相對(duì)15CrMoR基體含量均有升高。

“半島”組織的存在增大了界面的結(jié)合面積，有利于結(jié)合強(qiáng)度的提高，但同時(shí)也會(huì)使夾雜物聚集，增加界面的缺陷;“全島”組織會(huì)造成另一種基體的化學(xué)成分不均勻性，影響結(jié)合性能的穩(wěn)定性。

2.1.3 結(jié)合區(qū)空洞物

圖3示出界面結(jié)合區(qū)的空洞物。

圖3 15CrMoR鋼側(cè)的“空洞物” 300×

在15CrMoR鋼側(cè)有一定數(shù)量的“空洞物”，而不銹鋼一側(cè)幾乎沒有?？斩次锸且环N疏松狀組織，是結(jié)合界面上的一種缺陷。

空洞物的元素含量為:Cr:1.30%，Mn:0.86%，F(xiàn)e:96.91%，Ni:0.58%;周圍基體元素含量為:Cr:1.38%，Mn:0.88%，F(xiàn)e:96.62%，Ni:0.67%。可見空洞物里面主要是Fe元素，其他元素相對(duì)基體略有降低。

空洞物是由于殘留于界面內(nèi)的絕熱壓縮空氣引起小面積的界面過熔而引起的。這種缺陷過多將使復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度、耐腐蝕性下降，可以通過修正爆炸焊接參數(shù)加以避免。

2.2 塑性變形

15CrMoR側(cè)金屬的塑性變形組織分為細(xì)晶區(qū)、纖維狀塑變區(qū)、扭曲區(qū)和原始晶粒區(qū)4個(gè)區(qū)域，如圖4中 A，B，C，D 區(qū)域所示。

圖4 15CrMoR鋼側(cè)塑性變形組織 160×

緊靠界面的是薄層細(xì)晶區(qū)，厚度大約為10～30 μm。該區(qū)塑性變形最為強(qiáng)烈，晶粒在極短的時(shí)間、較窄的區(qū)域、近似絕熱環(huán)境下，來不及長(zhǎng)大，致使晶粒極為細(xì)小。

細(xì)晶區(qū)下側(cè)為纖維狀形變區(qū)。晶粒受到強(qiáng)烈塑性變形被拉長(zhǎng)呈流線型，并隨著波形而起伏，該區(qū)的寬度大約為150～300 μm。

再往下深入基體，晶粒呈扭曲形態(tài)，受到的剪切應(yīng)力相對(duì)減弱，寬度大約為50～200 μm。在兩波谷連線以下是原始晶粒區(qū)，組織為基體原始P+F組織。

以上各個(gè)區(qū)域的塑性變形主要以滑移機(jī)制為主，在波谷連線以下至整個(gè)基體金屬范圍內(nèi)晶體取向不利于滑移，剪切應(yīng)力不能使金屬發(fā)生纖維狀變形，而以孿晶形式塑變，從而釋放應(yīng)力，使載荷迅速降低［6］。當(dāng)滑移和孿晶不能協(xié)調(diào)大的剪切應(yīng)變時(shí)，覆層不銹鋼側(cè)就會(huì)出現(xiàn)絕熱剪切線。多種塑性變形機(jī)制共同作用，提高了復(fù)合板塑性變形能力。

實(shí)測(cè)細(xì)晶區(qū)實(shí)際晶粒度為9.1級(jí)，屬超細(xì)晶粒，其余3個(gè)區(qū)域晶粒度分別為 7.1，6.7 和 5.8級(jí)，屬于細(xì)晶粒，且相鄰兩區(qū)晶粒度變化不大。細(xì)晶區(qū)晶粒度較其余各區(qū)變化較大，說明緊靠界面處的剪切應(yīng)力最大，沉積的熱量最多，塑變最為嚴(yán)重。

隨著與界面距離的增加，結(jié)合區(qū)的塑性變形程度逐漸減弱，其原因是剪切應(yīng)力隨著與界面距離的增加而變小。

將緊靠界面的流線型塑性變形層和晶粒扭曲區(qū)看做是塑性變形層［10］，實(shí)測(cè)波形內(nèi)波峰、波腰和波谷處平均塑性形變層厚度分別為423，360和256 μm，變形層厚度由波谷向波峰遞增。波峰位置變形程度最大，波谷處最小，波腰位置處于中間值。其原因是在爆轟波的作用下，塑性變形的金屬這個(gè)半流體被從波谷推向了波前。塑性變形層的寬度對(duì)復(fù)合板的結(jié)合質(zhì)量有重要影響。

塑性變形造成結(jié)合區(qū)內(nèi)不同區(qū)域組織硬化程度不同，顯微硬度的分布間接地反映了塑性變形的程度。界面處塑變最為嚴(yán)重，顯微硬度高于其他區(qū)域。但在熱處理狀態(tài)下緊靠界面的結(jié)合區(qū)硬度會(huì)稍低于母材，這是由于其顯微組織變化引起的，圖5示出結(jié)合區(qū)15CrMoR側(cè)的金相組織。

圖5 結(jié)合區(qū)金相組織 200×

15CrMoR鋼基體組織為P+F，靠近界面P組織逐漸減少，最后在界面附近消失，只剩下F組織。這是由于熱處理后基層發(fā)生脫碳現(xiàn)象，P組織中的滲碳體相分解，碳擴(kuò)散到不銹鋼基體中，造成基層中碳含量減少，顯微硬度相應(yīng)降低。顯微硬度的分布與組織變化是一致的。

塑性變形對(duì)結(jié)合區(qū)的冶金結(jié)合也有一定的促進(jìn)作用，塑性變形所產(chǎn)生的大變形為原子擴(kuò)散提供了間隙和能量，有利于冶金結(jié)合的形成［11］。

2.3 絕熱剪切線

圖6示出結(jié)合區(qū)不銹鋼側(cè)的絕熱剪切線，又稱為飛線。

圖6(a)示出與界面平行和與界面大約呈45°夾角的兩種形態(tài)的絕熱剪切線。波谷1處分布著約10條絕熱剪切線，從界面出發(fā)，向基體中延伸并消失在基體之中。絕熱剪切線從起點(diǎn)到終點(diǎn)的方向與爆轟波的傳播方向相反，其長(zhǎng)度在100～200 μm 范圍之內(nèi)，最長(zhǎng)為 230 μm，寬約 0.3 μm;每條絕熱剪切帶之間的距離20～50μm，絕熱剪切線越長(zhǎng)，帶間距越大。絕熱剪切線在浸蝕后光鏡下不呈白亮色，未發(fā)現(xiàn)絕熱剪切線內(nèi)出現(xiàn)空洞和由飛線引起的裂紋。圖6(b)的波谷2處絕熱剪切線形貌與波谷1處相似，但密度明顯降低。

圖6 絕熱剪切線

波谷1比波谷2處的絕熱剪切線密集，說明波谷1處相對(duì)波谷2更容易發(fā)生絕熱剪切變形，對(duì)絕熱剪切的敏感性更高。絕熱剪切帶的敏感性一般用密度來表征，一般密度越大，敏感性越高。

圖6(c)示出絕熱剪切線引起的裂紋，長(zhǎng)約130 μm，最寬處4 μm。該裂紋在熱處理?xiàng)l件下沒有消失，說明了絕熱剪切線是一種裂紋源［12］。材料中產(chǎn)生了絕熱剪切線，一般認(rèn)為是材料失效的前兆，會(huì)引起材料的性能不穩(wěn)定。工程上通常采用退火等工藝手段對(duì)沒有形成裂紋的飛線進(jìn)行消除。

絕熱剪切線一般在沖擊韌性值較小的金屬中容易出現(xiàn)，如鈦－鋼復(fù)合板，而試驗(yàn)材料15CrMoR和316L不銹鋼的韌性值都不是很低，爆炸復(fù)合過程中出現(xiàn)了絕熱剪切線，這與本工藝較強(qiáng)的爆炸載荷有密切關(guān)系。絕熱剪切線的產(chǎn)生與材料本身的物理性能、力學(xué)性能和熱性能有關(guān)［13］，此外，應(yīng)變及應(yīng)變率、溫度等都對(duì)絕熱剪切線的形成有重要影響。

316L不銹鋼抗拉強(qiáng)度515 MPa(退火態(tài))，熱導(dǎo)率16.2 W/(m·K)，強(qiáng)度與熱導(dǎo)率比值(強(qiáng)導(dǎo)比)較高有利于絕熱剪切線的產(chǎn)生，強(qiáng)導(dǎo)比的值越高，敏感性就越高，越容易產(chǎn)生絕熱剪切線［14］。

2.4 結(jié)合區(qū)的成分變化

圖7示出Cr，Ni在合金鋼波峰處和Fe元素在合金鋼波谷處的線掃描圖。

圖7 結(jié)合界面主要元素的線掃描圖

Cr元素譜線在進(jìn)入不銹鋼界面附近迅速升高，在上升到一半位置時(shí)經(jīng)歷了一個(gè)短暫的持平，然后繼續(xù)升高，如圖7(a)所示。Ni元素譜線與Cr的變化趨勢(shì)大致相同，并且譜線變化更加突然，如圖7(b)所示。Fe元素譜線的變化趨勢(shì)是在合金鋼界面處迅速下降，中間也經(jīng)歷了一個(gè)小平臺(tái)，之后又繼續(xù)下降，進(jìn)入不銹鋼基體時(shí)又有所升高，如圖7(c)所示。

在界面區(qū)元素譜線的變化是有一定斜率的，說明界面區(qū)有元素的相互擴(kuò)散，但是由于擴(kuò)散的動(dòng)力學(xué)和熱力學(xué)條件的差異使得擴(kuò)散的程度有所不同。爆炸焊接過程極為短暫，合金元素的擴(kuò)散層的厚度一般很小，并且擴(kuò)散層的厚度與熱處理狀態(tài)有很大關(guān)系。實(shí)際測(cè)得在波峰處Cr，Ni和Fe的擴(kuò)散層厚度分別為36，10和60 μm。擴(kuò)散有利于結(jié)合界面的冶金結(jié)合，對(duì)提高復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度具有很大作用。

15CrMoR側(cè)緊靠界面處微區(qū)的Cr和Ni的含量為1.29%和0.2%，均比原始基體含量高，說明不銹鋼側(cè)的合金元素已經(jīng)擴(kuò)散到合金鋼中。界面處微區(qū) Cr:16.29%，Ni:7.17%，F(xiàn)e:75.7%，含量介于兩基體之間，說明在界面處元素含量并不是突變，而是有一個(gè)過渡階段。

圖8示出在熱處理狀態(tài)下不銹鋼側(cè)波峰、波腰和波谷位置滲碳層。

圖8 結(jié)合區(qū)不銹鋼側(cè)滲碳層

在經(jīng)過熱處理的復(fù)合板材結(jié)合區(qū)都會(huì)出現(xiàn)如圖8所示的全黑區(qū)域。全黑區(qū)域在波峰、波腰和波谷處平均寬度分別為26，21，24 μm，并沿著波狀界面分布。這些區(qū)域是超細(xì)晶粒帶，其組織已經(jīng)完全晶化，是金屬在高溫、高壓、瞬時(shí)的條件下在很窄區(qū)域內(nèi)快速熔化、急劇冷卻來不及長(zhǎng)大所形成的結(jié)果［15］。

全黑的區(qū)域是滲碳層的一部分。在較高溫度下兩基體間的碳濃度差必然會(huì)造成碳由合金鋼向不銹鋼中擴(kuò)散，且擴(kuò)散程度與熱處理狀態(tài)有關(guān)。波峰、波腰、波谷處滲碳層平均寬度為220，145，120 μm。波峰處滲碳層較寬，波谷處較窄，碳化物呈彌散分布。

2.5 界面熔化

圖9示出結(jié)合區(qū)的熔化層和漩渦區(qū)熔化塊。

圖9(a)示出波前的一個(gè)漩渦區(qū)。漩渦區(qū)是由瞬間射流向外噴射受阻，與基板來流相互作用形成的［16］，聚集了大部分的熔化金屬，其內(nèi)常分布著氣孔、夾雜等鑄態(tài)缺陷。

圖9(b)是圖9(a)中漩渦區(qū)的放大圖，清晰可見兩個(gè)內(nèi)壁光滑的橢圓形氣孔，大小分別為76 μm ×49 μm 和 19 μm ×16 μm ，氣孔是由于焊接過程中排氣不暢和安裝工藝等因素造成的［17］。

圖9(c)示出界面熔化層。完整波形長(zhǎng)度1817 μm，熔化層長(zhǎng) 510 μm，寬 63 μm，熔化層結(jié)合長(zhǎng)度占整個(gè)波形長(zhǎng)度的28%，這種帶有熔化層的結(jié)合會(huì)大大降低復(fù)合板的結(jié)合強(qiáng)度，應(yīng)當(dāng)盡量避免。

圖9(d)示出漩渦區(qū)內(nèi)鑄態(tài)組織:外表層為細(xì)晶區(qū)，中間為柱狀晶分布，心部為等軸晶。

3 結(jié)語(yǔ)

在本工藝條件下，結(jié)合區(qū)的微觀特征具有以下特點(diǎn):

(1)界面呈小波分布，波長(zhǎng)和波高平均值達(dá)到1056 和454 μm。

(2)基板側(cè)塑性變形區(qū)域的晶粒度分別為9.1，7.1，6.7 和5.8 級(jí)。其中細(xì)晶區(qū)的塑變較為強(qiáng)烈，晶粒細(xì)化嚴(yán)重;波形內(nèi)波峰、波腰和波谷處平均塑性形變層厚度分別為423，360和256 μm。

圖9 結(jié)合區(qū)界面的熔化

(3)在較強(qiáng)爆炸載荷下不銹鋼復(fù)合板出現(xiàn)了絕熱剪切線，其長(zhǎng)度在100～200 μm范圍內(nèi)，間距20～50 μm，在壓力容器用復(fù)合板允許的缺陷范圍內(nèi)。

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