王 鵬，張 罡，鄒克讓，苑玉玲

(1.沈陽理工大學材料科學與工程學院，遼寧沈陽 110159;2.沈陽理工大學工程實踐中心，遼寧沈陽 110159;3.睿能太宇(沈陽)能源技術有限公司，遼寧沈陽 110027)

0 引言

爆炸焊接能將熔點、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，是生產復合材料的一種重要手段［1－2］。爆炸焊接不銹鋼復合板既能滿足覆層特殊的理化性能要求，又具有基層鋼高強度的優(yōu)點，目前已在石油化工、壓力容器等行業(yè)大量應用，并具有較好的發(fā)展前景［3－4］。

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

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗材料:316L/15CrMoR復合板，厚度:4+20 mm?；?5CrMoR化學成分為: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 試驗方法

基覆板經打磨后進行爆炸焊接，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復合板。復合板校平后，經超聲波探傷復合率99%，符合GB/T 8165—1997要求;630±10℃/1 h消應處理;熱處理工藝為970℃正火+720℃回火，保溫時間均為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金相顯微鏡測量波形參數、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掃描電鏡進行結合區(qū)表面形貌觀察和能譜分析，對結合面主要元素進行線掃描分析。

2 試驗結果及分析

2.1 結合區(qū)的組織形態(tài)

結合區(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 波狀結合

316L/15CrMoR復合材料結合區(qū)波狀界面如圖1所示。

圖1 爆炸焊接結合區(qū)微觀形貌

圖1(a)示出結合區(qū)界面典型的波狀分布。3個波的波長分別為 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，結合強度較高，屬于小波狀結合。

波狀結合形態(tài)與爆炸焊接工藝和基覆板的性能有關。結合面對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稱的波狀連接。波狀結合是在爆炸載荷作用下金屬板材相互傾斜撞擊在結合面上形成波動塑性變形的結果［7－8］。

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

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。“半島”組織凸出基體153 μm，最寬處 87 μm，“全島”組織長約 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側的熔化組織“伸入”或者“漂落”進了不銹鋼組織中，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”的化學成分為:Cr:2.255%，Mn:0.57%，Ni:0.775%，相對15CrMoR基體含量均有升高。

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

2.1.3 結合區(qū)空洞物

圖3示出界面結合區(qū)的空洞物。

圖3 15CrMoR鋼側的“空洞物” 300×

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

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

空洞物是由于殘留于界面內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合板的結合強度、耐腐蝕性下降，可以通過修正爆炸焊接參數加以避免。

2.2 塑性變形

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

圖4 15CrMoR鋼側塑性變形組織 160×

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

細晶區(qū)下側為纖維狀形變區(qū)。晶粒受到強烈塑性變形被拉長呈流線型，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)，受到的剪切應力相對減弱，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。

以上各個區(qū)域的塑性變形主要以滑移機制為主，在波谷連線以下至整個基體金屬范圍內晶體取向不利于滑移，剪切應力不能使金屬發(fā)生纖維狀變形，而以孿晶形式塑變，從而釋放應力，使載荷迅速降低［6］。當滑移和孿晶不能協(xié)調大的剪切應變時，覆層不銹鋼側就會出現絕熱剪切線。多種塑性變形機制共同作用，提高了復合板塑性變形能力。

實測細晶區(qū)實際晶粒度為9.1級，屬超細晶粒，其余3個區(qū)域晶粒度分別為 7.1，6.7 和 5.8級，屬于細晶粒，且相鄰兩區(qū)晶粒度變化不大。細晶區(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力最大，沉積的熱量最多，塑變最為嚴重。

隨著與界面距離的增加，結合區(qū)的塑性變形程度逐漸減弱，其原因是剪切應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］，實測波形內波峰、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半流體被從波谷推向了波前。塑性變形層的寬度對復合板的結合質量有重要影響。

塑性變形造成結合區(qū)內不同區(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)下緊靠界面的結合區(qū)硬度會稍低于母材，這是由于其顯微組織變化引起的，圖5示出結合區(qū)15CrMoR側的金相組織。

圖5 結合區(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)生脫碳現象，P組織中的滲碳體相分解，碳擴散到不銹鋼基體中，造成基層中碳含量減少，顯微硬度相應降低。顯微硬度的分布與組織變化是一致的。

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

2.3 絕熱剪切線

圖6示出結合區(qū)不銹鋼側的絕熱剪切線，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。絕熱剪切線從起點到終點的方向與爆轟波的傳播方向相反，其長度在100～200 μm 范圍之內，最長為 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，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)現絕熱剪切線內出現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處相對波谷2更容易發(fā)生絕熱剪切變形，對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，長約130 μm，最寬處4 μm。該裂紋在熱處理條件下沒有消失，說明了絕熱剪切線是一種裂紋源［12］。材料中產生了絕熱剪切線，一般認為是材料失效的前兆，會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沒有形成裂紋的飛線進行消除。

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

316L不銹鋼抗拉強度515 MPa(退火態(tài))，熱導率16.2 W/(m·K)，強度與熱導率比值(強導比)較高有利于絕熱剪切線的產生，強導比的值越高，敏感性就越高，越容易產生絕熱剪切線［14］。

2.4 結合區(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 結合界面主要元素的線掃描圖

Cr元素譜線在進入不銹鋼界面附近迅速升高，在上升到一半位置時經歷了一個短暫的持平，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是在合金鋼界面處迅速下降，中間也經歷了一個小平臺，之后又繼續(xù)下降，進入不銹鋼基體時又有所升高，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)有元素的相互擴散，但是由于擴散的動力學和熱力學條件的差異使得擴散的程度有所不同。爆炸焊接過程極為短暫，合金元素的擴散層的厚度一般很小，并且擴散層的厚度與熱處理狀態(tài)有很大關系。實際測得在波峰處Cr，Ni和Fe的擴散層厚度分別為36，10和60 μm。擴散有利于結合界面的冶金結合，對提高復合板的結合強度具有很大作用。

15CrMoR側緊靠界面處微區(qū)的Cr和Ni的含量為1.29%和0.2%，均比原始基體含量高，說明不銹鋼側的合金元素已經擴散到合金鋼中。界面處微區(qū) Cr:16.29%，Ni:7.17%，Fe: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，而是有一個過渡階段。

圖8示出在熱處理狀態(tài)下不銹鋼側波峰、波腰和波谷位置滲碳層。

圖8 結合區(qū)不銹鋼側滲碳層

在經過熱處理的復合板材結合區(qū)都會出現如圖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)域是超細晶粒帶，其組織已經完全晶化，是金屬在高溫、高壓、瞬時的條件下在很窄區(qū)域內快速熔化、急劇冷卻來不及長大所形成的結果［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造成碳由合金鋼向不銹鋼中擴散，且擴散程度與熱處理狀態(tài)有關。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，清晰可見兩個內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。完整波形長度1817 μm，熔化層長 510 μm，寬 63 μm，熔化層結合長度占整個波形長度的28%，這種帶有熔化層的結合會大大降低復合板的結合強度，應當盡量避免。

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

3 結語

在本工藝條件下，結合區(qū)的微觀特征具有以下特點:

(1)界面呈小波分布，波長和波高平均值達到1056 和454 μm。

(2)基板側塑性變形區(qū)域的晶粒度分別為9.1，7.1，6.7 和5.8 級。其中細晶區(qū)的塑變較為強烈，晶粒細化嚴重;波形內波峰、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 結合區(qū)界面的熔化

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

［1］Behcet Gulenc.Investigation of Interface Properties and Weldability of Aluminum and Copper Plates by Explosive Welding Method［J］.Materials and Design，2008，29:275－278.

［2］Balasubramanian V，Rathinasabapathi M，Raaghukandan K.Modelling of Process Parameters in Explosive Cladding of Mildsteel and Aluminium［J］.J Mater Process Technol，1997，63(1 －3):83 －88.

［3］張壽祿，王立新，裴海祥，等.不銹鋼－鋼爆炸復合板結合區(qū)組織的分析［J］.特殊鋼，2003，24(3):13－16.

［4］鄭遠謀，張勝軍.不銹鋼－鋼爆炸復合板結合區(qū)的研究［J］.鋼鐵研究，1998，(1):30 －34.

［5］王耀華，洪津，史長根.SA266－304爆炸復合板的三種結合界面［J］.材料科學與工藝，1998，6(4):35－42.

［6］李萌盛，魏純金，李修華.SUS410S爆炸復合鋼界面顯微分析［J］.合肥工業(yè)大學學報，1996，19(2):122－126.

［7］Abe A.Numerical Simulation of the Plastic Flow Field Near the Nonding Surface of Explosive Welding［J］.Journal of Materials Processing Technology，1999，85:162－165.

［8］鄭遠謀，黃榮光，陳世紅.金屬爆炸復合材料中的顯微硬度［J］.理化檢驗 － 物理分冊，1998，34(5):9 －13.

［9］李曉波.不銹鋼復合板的界面組織結構與性能［J］.中北大學學報(自然科學版)，2006，27(4):365－368.

［10］馬康東，周金波.鈦/鋼爆炸焊接界面形變特征研究［J］.稀有金屬材料與工程，1999，28(1):26 －29.

［11］隋國發(fā)，李金山，孫峰，等.爆炸焊接波狀結合區(qū)塑性變形機理的計算分析［J］.塑性工程學報，2010，17(1):134－138.

［12］鄭遠謀.爆炸焊接金屬復合材料中的飛線［J］.上海金屬(有色分冊)，1992，13(3):16 －23.

［13］楊揚，張新明，李正華，等.α－鈦/低碳鋼爆炸復合界面結合層內的絕熱剪切現象［J］.材料工程，1994，8(9):74 －77.

［14］蘇鐵建，王超，李樹奎，等.鋼的導強比與絕熱剪切敏感性關系的研究［J］.兵器材料學與工程，2005，28(2):1－3.

［15］裴海祥，王立新，張壽祿，等.爆炸復合板界面微觀組織分析［J］.壓力容器，2002，19(11):11 －14.

［16］李炎，吳逸貴，張芳松，等.316L/20g爆炸焊接復合界面的研究［J］.洛陽工學院學報，1994，15(1):7－11.

［17］張寶奇，王德和，李曉杰，等.321－15CrMoR爆炸焊接復合板結合界面區(qū)的顯微組織分析［J］.焊接學報，2006，27(2):108－112.