楊文月，孫 倩，李 冰,張 罡

(1.沈陽理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110159；2.青島理工大學(xué) 琴島學(xué)院，山東青島 266106；3.營口理工學(xué)院 遼寧營口 115110)

0 引言

爆炸焊接復(fù)合板界面結(jié)合性能的優(yōu)劣是影響復(fù)合板整體性能和服役安全的主要因素，目前國內(nèi)外對于鈦鋼爆炸焊接復(fù)合板的研究主要體現(xiàn)在結(jié)合界面的層次、組織、力學(xué)性能、電化學(xué)性能等方面[1-3]，多種因素造成的界面不均勻性導(dǎo)致爆炸焊接復(fù)合板在拉伸、剪切、沖擊、電化學(xué)[4]、疲勞[5]等性能上與均質(zhì)覆板和基板存在差異。

研究[6]表明，不同的工藝參數(shù)下可獲得平直界面或波狀界面，在合適的焊接窗口內(nèi)焊接異種金屬復(fù)合板得到典型的波狀界面；高的爆炸載荷使結(jié)合界面處的塑性變形更加激烈，晶粒沿爆炸方向被不同程度拉長，且伴隨一些新的脆性金屬間相生成。鈦鋼爆炸焊接復(fù)合板界面處劇烈的金屬流動形成的波浪狀界面改善了界面的結(jié)合情況并且增強了結(jié)合界面沿爆炸焊接方向的剪切性能[7-8]。鈦鋼復(fù)合板鄰近界面處的晶粒非常細小，大小形狀不均一[9]；基材側(cè)界面處至遠離界面處晶粒有明顯的區(qū)域性分布，覆材側(cè)晶粒也發(fā)生變形；顯微硬度值一般在結(jié)合界面處顯示為最高，原因在于顯微硬度值的增加是受晶粒尺寸、塑性變形甚至相變的影響[10]。覆材側(cè)鈦界面存在絕熱剪切線[11]，也稱飛線，這種組織在不同溫度的退火處理下會發(fā)生改變，直至消失[12]。對鈦鋼復(fù)合板進行力學(xué)性能檢驗?zāi)康氖窃u價和滿足鈦鋼爆炸復(fù)合板抗拉強度、屈服強度和剪切強度等指標(biāo)，以滿足標(biāo)準要求[13]。本文以覆板工業(yè)純鈦、基板碳鋼的鈦鋼爆炸復(fù)合板作為研究對象，對鈦鋼復(fù)合板結(jié)合界面的組織、結(jié)構(gòu)、層次、力學(xué)性能進行研究，分析鈦鋼復(fù)合板的結(jié)合界面不均勻性對材料力學(xué)性能的影響，為壓力容器、武器裝備等設(shè)計計算和工程應(yīng)用提供理論依據(jù)。

1 試驗材料及方法

1.1 材料的選取與制備

以牌號ASTM B265Gr.1的鈦作為覆板，厚度5 mm;牌號ASTM A516Gr.70的碳鋼作為基板，厚度為35 mm。依照ASTM B898-11(2016)，采用爆炸焊接法制備鈦鋼復(fù)合板?；搴透舶宓幕瘜W(xué)成分與力學(xué)性能分別如表1～3所示。

表1 覆板B265Gr.1的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of clad plate B265Gr.1 %

表2 基板A516Gr.70的化學(xué)成分Tab.2 Chemical composition of substrate A516Gr.70 %

表3 覆板和基板的力學(xué)性能Tab.3 Mechanical properties of clad plate and substrate

1.2 組織觀察

使用蔡司Axiovert200 MAT金相顯微鏡觀察分析復(fù)合板結(jié)合界面基、覆板兩側(cè)的金相組織，基板和覆板側(cè)分別采用質(zhì)量分數(shù)為4%的HNO3酒精溶液腐蝕和Kroll試劑(質(zhì)量分數(shù)為3%的HF+質(zhì)量分數(shù)為6%的HNO3水溶液)腐蝕；用日立S-3400N掃描電鏡觀察復(fù)合板結(jié)合界面形貌。

1.3 硬度、模量及拉伸力學(xué)性能試驗

試樣經(jīng)打磨拋光后腐蝕，采用安捷倫納米壓痕儀G200對結(jié)合界面試樣進行矩陣打點，間距10 μm，深度600～1 000 nm。測定結(jié)合界面區(qū)域的納米硬度及彈性模量，分析硬度及模量的不均性。

采用線切割機床線制備鈦鋼復(fù)合板基板、覆板及結(jié)合界面拉伸試樣(平行轟爆方向X向與垂直轟爆方向Y向)。根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》進行拉伸試驗，加載速率5 mm/min。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 鈦鋼復(fù)合板結(jié)合界面組織形貌

鈦鋼爆炸復(fù)合板結(jié)合界面的典型形貌如圖1所示，結(jié)合界面為典型波浪狀形態(tài)，波長約1 723.5 μm，波高約300 μm，如圖1(a)所示。沿垂直于界面厚度方向從覆板到基板的顯微組織可細分為覆材側(cè)變形組織+局部熔化區(qū)→基材側(cè)等軸細晶區(qū)(約21 μm)→纖維狀變形組織區(qū)(約200 μm)→彎曲扭轉(zhuǎn)組織(約108 μm)→原始組織區(qū)(鐵素體和珠光體條帶狀)。

圖1 鈦鋼爆炸焊接復(fù)合板結(jié)合界面典型形貌

爆炸焊接時，炸藥爆炸將能量以波的形式沿爆炸方向傳播，金屬表面在沖擊波作用下發(fā)生嚴重塑性變形，接觸面有大量的熱使金屬熔化，金屬流動產(chǎn)生射流，形成漩渦(見圖1(b))，最終結(jié)合界面以波浪狀形態(tài)結(jié)合。漩渦一般由射流裹挾來的金屬碎屑、熔化冷卻物、金屬間化合物、原有位置上的覆材或基材金屬晶粒等多種物質(zhì)共同組成的一種機械混合物。漩渦內(nèi)部有裹挾的氣孔和快速凝固形成的疏松或裂紋等缺陷。圖2示出鈦鋼復(fù)合板結(jié)合界面不同層次區(qū)域的SEM形貌。

圖2 鈦鋼復(fù)合板結(jié)合界面SEM形貌Fig.2 SEM morphology of bonding interface of titanium steel clad plate

基材側(cè)細晶區(qū)由似六邊形的等軸晶粒組成，晶粒尺寸在1～3 μm范圍區(qū)間，與原始組織的晶粒尺寸10 μm相比，晶粒明顯細化為超細晶(見圖2(a))。部分滲碳體破碎隨機分布在等軸晶晶界處呈白色顆粒狀[14](見圖2(b))。纖維區(qū)是基板側(cè)珠光體和鐵素體受到爆炸焊接產(chǎn)生的高壓力擠壓和爆炸轟擊波拉伸變成彎曲的長條狀組織(見圖2(c))。纖維區(qū)晶粒組織發(fā)生較嚴重的塑性變形，導(dǎo)致該區(qū)域珠光體內(nèi)大部分片層狀滲碳體破碎成更小的顆粒并且球化，原來的片層狀珠光體組織消失。破碎后的滲碳體球化時，有部分滲碳體飽和析出，納米級滲碳體彌散分布在鐵素體組織內(nèi)或組織間隙上，彌散強化提高了該區(qū)域強度硬度。同時鐵素體的大變形伴隨著生成新的位錯、層錯，位錯強化也提高纖維區(qū)的強度硬度[15]。扭轉(zhuǎn)區(qū)位于纖維區(qū)和原始晶粒區(qū)之間，扭轉(zhuǎn)區(qū)珠光體保持原始形態(tài)，因位錯增多，滲碳體保留著部分的片層狀形態(tài)，其余碎化分布在鐵素體上(見圖2(d))。原始組織區(qū)由鐵素體和珠光體(鐵素體和片狀滲碳體)構(gòu)成(見圖2(e))。覆材側(cè)界面組織由緊鄰界面的大變形區(qū)和小變形區(qū)構(gòu)成，往往分別存在絕熱剪切線和孿晶[16]，但在本爆炸焊接窗口工藝下難于分辨(見圖2(f))。

2.2 漩渦結(jié)構(gòu)及其納米硬度和彈性模量

圖3示出漩渦結(jié)構(gòu)形貌及微區(qū)和線掃描EDS譜，由圖3(c)可以看出，在結(jié)合界面漩渦處Fe，Ti兩種元素的含量變化交叉起伏，化學(xué)成分介于基板和覆板之間?；?、覆板兩種金屬成分偏差很大，經(jīng)爆炸焊接高溫高壓的共同作用下，界面兩側(cè)元素發(fā)生擴散，擴散層厚度大約在幾個微米范圍內(nèi)[17]，F(xiàn)e，Ti元素在基板和覆板之間相互擴散到另一側(cè)發(fā)生冶金反應(yīng)形成多種TiFe金屬間化合物以及少量裹挾的氣孔和快速凝固形成的疏松或裂紋等缺陷。

漩渦處常伴有局部熔化區(qū)、熔化塊；在該種焊接工藝窗口參數(shù)內(nèi)，沒有絕熱剪切線產(chǎn)生。

表4列出漩渦處微區(qū)EDS元素含量，由點掃描元素含量判斷出，點6,11處均為純覆材物質(zhì)，點8處為金屬間化合物，點9處為漩渦內(nèi)卷入的覆材，點10處黑色熔融物為疏松結(jié)構(gòu)[17]。

表4 結(jié)合界面漩渦處點掃描元素含量Tab.4 Element content at vortex of bonding interface %

結(jié)合界面不同區(qū)域組織的納米硬度及彈性模量如表5所示。

表5 結(jié)合界面不同區(qū)域組織的納米硬度及彈性模量Tab.5 Nano hardness and elastic modulus of structure in different areas of bonding interface

(a)線掃描

(b)點掃描

(c)線掃描圖譜圖3 典型漩渦SEM形貌及EDS線掃描圖譜Fig.3 SEM morphology and EDS spectrum of typical vortex

基材側(cè)的納米硬度和彈性模量因所在區(qū)域變形及組織而不同。細晶區(qū)硬度顯著高于纖維區(qū)和扭轉(zhuǎn)區(qū)，其原因與動態(tài)再結(jié)晶細化晶粒有關(guān)[17-20]。漩渦處局部熔化區(qū)的納米硬度最高，其原因是形成的組織為鈦鐵金屬間化合物，漩渦中其他部位模量增加不大，是由于熔化區(qū)存在疏松、微裂紋等缺陷[21-22]。

2.3 拉伸性能

為了制備在爆炸焊接復(fù)合板的基板層、覆板層、結(jié)合層三個層面的拉伸試樣，采用非比例標(biāo)準尺寸，分別按沿爆轟方向和垂直爆轟方向截取厚度2 mm的拉伸試樣，標(biāo)距長度L0=50 mm，平行長度Lc=75 mm，寬度b=12.5 mm，過渡半徑R=25 mm，夾頭寬B=25 mm、長h=40 mm。其拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線和力學(xué)性能分別見圖4、表6。

(a)沿爆轟方向

(b)垂直爆轟方向圖4 沿爆轟方向和垂直爆轟方向的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.4 Stress-strain curves in the directions along and perpendicular to the detonation direction

表6 不同取向的復(fù)合板拉伸性能Tab.6 Tensile properties of clad plates with different orientations

可見，沿爆炸焊接方向，結(jié)合層試樣的屈服強度低于覆板、高于基板；抗拉強度高于覆板、低于基板；斷面收縮率和斷后伸長率為最低。結(jié)合界面屈服強度降低而覆板偏高說明結(jié)合界面會使材料更容易發(fā)生塑性變形，原因在于界面組織及結(jié)構(gòu)的不均勻性導(dǎo)致的應(yīng)力集中，覆板側(cè)純鈦韌性好，抵抗變形的能力較其他兩者更強；結(jié)合界面的抗拉強度低于基板主要原因在于該種焊接結(jié)合界面為大波狀結(jié)合界面[23]，存在有缺陷物質(zhì)的過渡區(qū)域，該種工藝下產(chǎn)生的缺陷并不單一，由黑色熔融物、金屬間化合物和微小的疏松構(gòu)成，鈦鋼界面的金屬間化合物的脆性導(dǎo)致結(jié)合界面的抗拉強度和伸長率均降低,黑色熔融物黏接相鄰金屬，在一定程上又能促進界面結(jié)合強度提高[24]，所以鈦鋼復(fù)合板的拉伸強度雖介于基、覆板之間，但性能依然良好。

垂直于爆轟方向的拉伸性能變化規(guī)律與爆轟方向的基本一致，數(shù)值上低于爆轟方向。由于基、覆板原始晶粒組織本身具有各向異性，兩者經(jīng)炸藥爆轟結(jié)合，在橫、縱向結(jié)合界面形成的波浪狀紋路疏密程度大有不同，橫向波紋密集度更高，縱向波紋則非常疏散，板材沿爆轟方向的橫向抗拉性能優(yōu)于縱向。

3 結(jié)論

(1)鈦鋼爆炸焊接復(fù)合板結(jié)合界面由覆板過渡到基板的層次分別為：覆板側(cè)組織變形區(qū)、局部熔化區(qū)和基板側(cè)等軸細晶區(qū)、條狀纖維區(qū)及扭轉(zhuǎn)區(qū)。

(2)結(jié)合界面各層次區(qū)域與原始基板相比，基板側(cè)細晶區(qū)(3.60 GPa)和漩渦處局部熔化區(qū)(11.73 GPa)的硬度增加最顯著，而兩處模量并未明顯增加；其他區(qū)域硬度和模量呈明顯不均勻分布，鈦鋼結(jié)合界面各層次組織的不均勻結(jié)構(gòu)導(dǎo)致其硬度和彈性模量不均勻。

(3)受界面波紋影響，沿爆轟方向結(jié)合層的抗拉強度(578 GPa)介于基板和覆板之間，斷面伸長率(31.5%)和斷面收縮率(40%)為最低；垂直于爆轟方向的結(jié)合層抗拉強度(472 GPa)則低于基板和覆板，斷面伸長率(31.12%)為最低、斷后收縮率(58%)介于基板和覆板之間，該種鈦鋼復(fù)合板的拉伸性能具有各向異性。