李 巖,陳 闖，李艷彪,劉翠榮,趙 瑞，周印梅，任金鎖

(1.太原科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，太原 030024；2.山西陽煤化工機(jī)械(集團(tuán))有限公司，太原 030032)

0 引言

鈦材作為航空航天構(gòu)件中常用的結(jié)構(gòu)材料，具有比重小、耐腐蝕、耐高溫、耐沖擊等特點(diǎn)，在火箭、大飛機(jī)、北斗衛(wèi)星等高端裝備制造領(lǐng)域廣泛應(yīng)用，但是鈦材的價格高，大范圍使用鈦材必將增加產(chǎn)品的制造成本[1]。鋁合金的比重小、導(dǎo)電導(dǎo)熱性好、價格低廉，但是鋁合金耐高溫性和抗酸堿腐蝕性差、沖擊性不佳等缺點(diǎn)也限制了其在航空航天裝備構(gòu)件制造領(lǐng)域的應(yīng)用[2]。

近年來，鈦/鋁層狀復(fù)合材料備受關(guān)注，通過一定的加工工藝，將鈦材和鋁材制成層狀復(fù)合材料，該復(fù)合材料既具有鈦材耐腐蝕、耐高溫、耐沖擊的特點(diǎn);也兼具鋁材比重低、導(dǎo)熱、導(dǎo)電性能好，成本低等特點(diǎn)[3-8]。

爆炸焊接是制備層狀復(fù)合材料的主要工藝之一，它利用平鋪在上層金屬板材上表面炸藥爆炸所產(chǎn)生的能量轉(zhuǎn)化為上層金屬板運(yùn)動的能量，使上層金屬板在高速運(yùn)動過程中與放置在下層的基板產(chǎn)生劇烈碰撞，使復(fù)板和基板實(shí)現(xiàn)結(jié)合[9]。

鈦/鋁爆炸焊接界面是鈦、鋁異種材料成分、組織、性能的過渡區(qū)，是連接兩種材料的紐帶[10-11]。在爆轟波的作用下，復(fù)板與基板高速傾斜碰撞，界面附近產(chǎn)生瞬間高溫、高壓和大的剪切應(yīng)變，異種材料在這種極端的條件下實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度的結(jié)合，界面微觀組織與結(jié)合機(jī)理有待深入研究。本文借助先進(jìn)的材料分析手段表征鈦/鋁爆炸焊接結(jié)合區(qū)微觀特征，分析鈦/鋁爆炸焊接界面微觀特征形成的原因，揭示爆轟載荷作用下鈦和鋁異種材料的冶金結(jié)合機(jī)理。

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

以尺寸為1 050 mm×650 mm×1 mm的TA1鈦板為復(fù)層，尺寸為1 000 mm×600 mm×3 mm的Al-1060鋁板為基層，用爆炸焊接方法制備鈦/鋁層狀復(fù)合材料。兩種母材化學(xué)成分分別見表1，2。

表1 TA1的化學(xué)成分

表2 Al-1060的化學(xué)成分

1.2 爆炸焊接試驗(yàn)

爆炸焊接采用平行安裝的方式，選用硝銨混合炸藥，密度790 kg/m3，理論爆炸速度2 400 m/s，裝藥比0.83，基復(fù)板間隙4 mm。爆炸焊接工藝示意圖見圖1。

圖1 鈦/鋁爆炸焊接示意

1.3 界面表征試驗(yàn)

采用慢走絲線切割沿爆轟波傳播的方向切取鈦/鋁復(fù)合材料橫截面來制備金相試塊。由于鈦、鋁兩種材料腐蝕性能不同，任何腐蝕劑都不可能將兩種材料晶界同時腐蝕出來，因此，樣品不做腐蝕處理。在基恩士(VHX-2000)超景深顯微鏡下觀察鈦/鋁復(fù)合材料界面結(jié)合形貌。蔡司SIGMA掃描電鏡(SEM)，配牛津能譜儀(EDS)對界面元素進(jìn)行分析。采用電解拋光制取界面EBSD試樣，牛津EBSD表征,channel5軟件進(jìn)行數(shù)據(jù)處理。采用島津X射線衍射儀(XRD-6000)對界面微區(qū)進(jìn)行X射線衍射分析。

2 鈦/鋁爆炸焊接界面特征

2.1 界面結(jié)合形態(tài)分析

圖2示出沿爆轟波傳播的方向，鈦/鋁爆炸焊接復(fù)合板結(jié)合區(qū)的形態(tài)。圖2中a為起爆位置附近，圖2中b為靠近起爆位置附近，c為離起爆位置較遠(yuǎn)位置。在起爆點(diǎn)附近，鈦、鋁兩種材料沒有實(shí)現(xiàn)連接，在圖2中b位置鈦/鋁結(jié)合界面呈平直的結(jié)合形貌，且結(jié)合界面無雜質(zhì)、氣孔等冶金缺陷，沿爆轟方向，鈦/鋁結(jié)合區(qū)由較平直的結(jié)合形態(tài)向連續(xù)的波狀結(jié)合形態(tài)轉(zhuǎn)變。LIU等[12-13]采用光滑粒子流體動力學(xué)方法模擬爆炸焊接結(jié)合界面形貌，也發(fā)現(xiàn)了類似的規(guī)律，即沿著爆轟方向，爆炸焊接界面形貌由平直向波狀轉(zhuǎn)變。一般認(rèn)為，波狀的結(jié)合界面是爆炸焊接最佳的結(jié)合形式，波狀結(jié)合兩種材料可以形成互相咬合，相比平直的界面增加接觸面積，冶金結(jié)合區(qū)域更大，且有機(jī)械的嚙合作用，結(jié)合更加牢固[14-15]。

圖2 沿爆轟方向鈦/鋁復(fù)合板界面形貌

圖3 波前熔化塊金相

如圖3所示，在高倍光學(xué)顯微鏡下可以發(fā)現(xiàn)，在波前有不連續(xù)的金屬熔化塊狀存在，熔化塊主要位于鋁側(cè)，這是由于鋁的熔點(diǎn)較低造成的。材料的熔化必然與熱有關(guān)，爆炸焊接熱源是炸藥的化學(xué)能，起爆后，炸藥的化學(xué)能部分轉(zhuǎn)化為復(fù)板的動能，基、復(fù)板間隙內(nèi)部空氣被壓縮產(chǎn)生熱量，復(fù)板與基板發(fā)生高速撞擊使界面產(chǎn)生塑性變形生熱，幾種因素相互耦合導(dǎo)致碰撞點(diǎn)處的溫度急速升高。在爆轟波的作用下，界面兩側(cè)的金屬受到嚴(yán)重的剪切變形，在塑性變形熱的作用下，界面溫度升高，達(dá)到母材金屬的熔點(diǎn)，使界面產(chǎn)生熔化，同時界面熔體在復(fù)板和基板的渦旋區(qū)被俘獲，金屬熔體沿著復(fù)合方向運(yùn)動，大部分的熔體進(jìn)入旋渦區(qū)冷卻形成波前熔化塊。隨著波形界面周期性的形成，熔化塊也周期性的分布在波前位置，形成波前“象鼻狀”結(jié)構(gòu)。

2.2 界面晶粒細(xì)化分析

傳統(tǒng)的金相觀察依賴于腐試劑對晶界的腐蝕，鈦、鋁異種材料結(jié)合界面晶界無法通過常規(guī)腐蝕方法顯現(xiàn)。EBSD技術(shù)利用入射于樣品上的電子束與樣品作用產(chǎn)生不同的衍射花樣來得到材料晶體學(xué)信息，避免了常規(guī)金相觀察需要腐蝕的問題。

圖4示出鈦/鋁爆炸焊接界面EBSD圖像，可以看出，鈦/鋁界面位置晶粒細(xì)小，深色晶粒尺寸最小，這些細(xì)小的晶粒是爆轟載荷作用下，撞擊面產(chǎn)生強(qiáng)烈的塑性變形，界面處原始晶粒破碎而形成的。在離界面較遠(yuǎn)的區(qū)域，鈦母材晶粒多為等軸狀，但晶粒尺寸并不均勻，并且有異常長大晶粒(圖中標(biāo)示處)存在，在晶界上存在許多小晶粒，這是鈦母材原始組織再結(jié)晶造成的。鈦母材為熱軋退火態(tài)(M態(tài))，熱軋過程可能發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象。

圖4 鈦/鋁界面EBSD圖像

在爆轟波的作用下，復(fù)板加速與基板發(fā)生傾斜撞擊，界面組織經(jīng)受了極高的剪切作用力，根據(jù)文獻(xiàn)[13，16]報(bào)道，爆炸焊接界面在爆炸復(fù)合過程中要承受數(shù)十 GPa的壓力，這個力導(dǎo)致了界面位置晶粒破碎，從而達(dá)到細(xì)化晶粒的效果，其細(xì)化機(jī)理可用圖5表示。隨著距界面位置的增加，母材所受的剪切作用力逐漸減弱，因此，在遠(yuǎn)離界面位置，晶粒未發(fā)生細(xì)化，保留原始的形態(tài)。

圖5 爆炸焊接晶粒細(xì)化示意

圖6示出Channel 5軟件輸出的鈦/鋁爆炸焊接界面應(yīng)變，界面附近產(chǎn)生的應(yīng)變最大，隨著距界面距離的增加，應(yīng)變也逐漸減弱，表明爆炸焊接完成后，基板和復(fù)板在垂直于界面遠(yuǎn)近不同的位置，發(fā)生了不同程度的塑性變形，界面處的塑性變形最大。

圖6 鈦/鋁界面應(yīng)變

從爆炸焊接物理過程看，起爆后，復(fù)板與基板高速傾斜撞擊，結(jié)合面產(chǎn)生劇烈的塑性變形，材料的內(nèi)能增大，基、復(fù)板之間的空氣在高壓下被絕熱壓縮產(chǎn)生熱量，在二者的綜合作用下，導(dǎo)致界面溫度升高，造成界面金屬微區(qū)熔化，然而遠(yuǎn)離界面的鈦側(cè)和鋁側(cè)是無限大的冷卻源，熔化的金屬又被快速冷卻，界面處的升溫和降溫率都很高。

閆鴻浩等[17-18]建立了爆炸復(fù)合界面溫度場模型，給出了復(fù)合界面溫度分布和冷卻速率計(jì)算公式：

(1)

(2)

(3)

式中，Tm為材料的熔點(diǎn);tr為拉伸波返回復(fù)合界面需要的時間;2H為復(fù)合板厚度;C0為材料聲速。

已知本試驗(yàn)中鈦板的物理參數(shù)，H=1 mm，Tm=1 941 K，C0=4 695 m·s-1，代入式(1)求得鈦側(cè)的冷卻速率為：

(4)

采用MATLAB繪制出爆炸焊接界面冷卻速率與時間的關(guān)系，如圖7所示。鈦/鋁爆炸焊接完成時刻，冷卻速率高達(dá)108K/s數(shù)量級，以后逐漸減慢。

圖7 爆炸焊接界面冷卻速率與時間關(guān)系

根據(jù)金屬凝固原理[16]：

(5)

式中,ΔG為吉布斯自由能差；Lm為金屬的熔化能;ΔT為金屬的過冷度;Tm為金屬的熔點(diǎn)。

吉布斯自由能差ΔG是晶粒形核的驅(qū)動力，與過冷度ΔT成正比，在爆炸焊接的過程中，界面溫度急劇升高，然后降低，初始時刻界面冷卻速度達(dá)108K/s，界面過冷度極大，就會促使形核率增加，從而導(dǎo)致晶粒細(xì)化。此外，爆炸焊接界面產(chǎn)生強(qiáng)烈的塑性變形，界面位置凹凸不平，滿足非均勻形核條件，因此在界面處形成許多細(xì)小的晶粒組織。

3 鈦/鋁爆炸焊接界面組成

3.1 界面物相分析

從鈦/鋁爆炸焊接平直結(jié)合界面和波狀結(jié)合界面中，分別取界面的橫截面試樣進(jìn)行微區(qū)X射線衍射分析。鈦/鋁平直界面XRD分析結(jié)果如圖8(a)所示，試驗(yàn)結(jié)果表明，平直界面附近鈦/鋁界面相組成為α-Ti和α-Al，未發(fā)現(xiàn)金屬間化合物存在，這與前面光學(xué)顯微分析結(jié)果相一致。波形界面附近XRD分析結(jié)果如圖8(b)所示，測試結(jié)果表明，波形界面由3種物質(zhì)組成，分別是α-Ti,α-Al和TiAl3，由此可以判斷，在波形界面內(nèi)存在TiAl3金屬間化合物。

(a)平直界面

另外，鈦有兩種晶格結(jié)構(gòu)，可在一定條件下相互轉(zhuǎn)變。在低于882.5 ℃時，鈦為α晶型，呈六方晶格;高于882.5 ℃時，為穩(wěn)定的β型，呈體心立方晶格。由以上XRD譜圖可知，在爆炸焊接條件下，鈦的晶格結(jié)構(gòu)沒有轉(zhuǎn)變，仍為密排六方結(jié)構(gòu)，由此推測爆炸焊接溫度低于882.5 ℃，因此常常將爆炸焊接歸于固相焊[20]。

3.2 界面元素分析

為研究鈦/鋁爆炸焊接界面元素分布，利用EDS對鈦/鋁界面進(jìn)行表征分析。

圖9(a)示出鈦/鋁復(fù)合板界面2 000倍的SEM形貌，根據(jù)兩種材料的襯度差異可以清晰地辨認(rèn)出界面位置，由SEM圖像可以看出，鈦、鋁兩種材料結(jié)合完整，且在界面處存在薄的擴(kuò)散層。在爆炸焊接過程中，復(fù)板和基板碰撞點(diǎn)處的應(yīng)變率高達(dá)106～107s-1，在離界面層稍遠(yuǎn)的地方應(yīng)變速率較低。據(jù)王耀華[21]的論述，射流的厚度為板厚的1%～3%，在離碰撞點(diǎn)3～5個射流層厚度處，材料的應(yīng)變率只有碰撞點(diǎn)位置的10-1～10-2量級。因?yàn)椋ê附咏缑鏌彳浕癄顟B(tài)僅僅存在于碰撞點(diǎn)附近界面層，爆炸焊接的時間又極短，促使原子擴(kuò)散的驅(qū)動力作用時間有限，因此擴(kuò)散層厚度較窄。

(a)2 000×

圖9(b)示出界面附近10 000倍的SEM圖像，可以看出，結(jié)合界面存在空洞物(圖中黑色物質(zhì))，這些空洞物是界面區(qū)域的微觀缺陷，這些微觀缺陷可能成為復(fù)合板在使用工況下的起裂源，可能會削弱界面的結(jié)合強(qiáng)度和抗腐蝕、抗疲勞等性能。爆炸焊接界面熱量沉積過多，就會使界面局部熔化，形成“空洞物”[22]，這些微觀缺陷是爆炸載荷較大、在界面處引發(fā)過熔產(chǎn)生的，另外，鈦、鋁兩種材料熱膨脹系數(shù)等物理性能相差較大，爆炸焊接完成后，在焊接界面處一定會有殘余應(yīng)力存在，殘余應(yīng)力在經(jīng)歷切割、研磨等外部加工條件下會得到釋放，也會使界面產(chǎn)生微小的孔洞。

圖10示出垂直鈦/鋁爆炸焊接界面EDS線掃描圖。鈦/鋁爆炸焊接復(fù)合材料界面處，兩元素?cái)U(kuò)散曲線呈現(xiàn)“X”狀，兩種原子的含量存在連續(xù)、平穩(wěn)的過渡，說明在爆炸焊接過程中Ti元素和Al元素發(fā)生了互擴(kuò)散，兩種金屬達(dá)到了冶金結(jié)合。鈦/鋁爆炸焊接擴(kuò)散層的厚度大約為8 μm，這個擴(kuò)散層的厚度要比鈦/鋁擴(kuò)散焊接的擴(kuò)散層厚度要大很多[23-24]。

圖10 界面附近元素線掃描

在爆炸焊接過程中，復(fù)板和基板高速傾斜碰撞產(chǎn)生大量的熱使界面溫度升高，界面處于高壓(104～105MPa)、高應(yīng)變率態(tài)(106～107s-1)的條件下，多種條件的耦合下促進(jìn)了界面元素的相互擴(kuò)散。另外，由前面EBSD表征可以看出，爆炸焊接界面晶粒細(xì)化，晶界增多，在強(qiáng)烈的外部作用力條件下，爆炸焊接界面位置晶粒易產(chǎn)生大量的位錯等缺陷[11,21]，由于晶體缺陷處點(diǎn)陣畸變較大，原子規(guī)則排列較晶內(nèi)差，原子處于較高的能量狀態(tài)，易于跳躍，而位錯和晶界的擴(kuò)散激活能是晶格擴(kuò)散激活能的1/3～1/2，晶界、位錯等對擴(kuò)散起著快速的通道作用[25]，加快了爆炸焊接界面原子的擴(kuò)散。原子的擴(kuò)散，有利于增強(qiáng)原子間的相互結(jié)合力，從而增加兩種材料的結(jié)合強(qiáng)度。

4 鈦/鋁爆炸焊接界面連接機(jī)制

在爆炸焊接過程中，射流噴射移除待焊接表面的氧化膜等吸附的污垢，瞬間的清洗形成了新鮮的表面，同時基、復(fù)板間隙的氣體也被排出，為原子間的結(jié)合提供了必要的條件。在爆轟載荷下，復(fù)板以高速與基板產(chǎn)生傾斜碰撞，在結(jié)合界面產(chǎn)生了約106～107GPa的壓力，促使待焊接表面原子之間的距離達(dá)到引力范圍之內(nèi)。

鈦/鋁爆炸焊接界面部分區(qū)域存在不連續(xù)的熔化塊，XRD射線衍射分析證實(shí)該熔化塊是TiAl3金屬間化合物，金屬間化合物是爆炸焊接過程界面熔化凝固產(chǎn)生的，因此鈦/鋁爆炸焊接有熔化焊接的特征。由SEM和EDS線掃描分析得知，在鈦/鋁爆炸焊接結(jié)合界面附近，鈦元素和鋁元素發(fā)生相互擴(kuò)散，EBSD分析看出界面發(fā)生了嚴(yán)重的塑性變形，界面處晶粒細(xì)化，晶界增多，這些外界條件為元素的擴(kuò)散創(chuàng)造了有利的條件，擴(kuò)散是鈦/鋁爆炸焊接冶金結(jié)合的又一關(guān)鍵機(jī)制。由以上分析可知，鈦/鋁爆炸焊接界面存在著塑性變形、熔化和元素?cái)U(kuò)散等現(xiàn)象，說明鈦/鋁爆炸焊接具有壓力焊、熔化焊和擴(kuò)散焊的特征。

5 結(jié)論

(1)鈦/鋁爆炸焊接復(fù)合板在起爆點(diǎn)位置由于炸藥稀疏波的作用未實(shí)現(xiàn)復(fù)合，出現(xiàn)邊界效應(yīng)。沿著爆轟方向，界面結(jié)合區(qū)形態(tài)由平直結(jié)合變?yōu)椴ㄐ谓Y(jié)合，同時在波前存在熔化塊，XRD表明熔化塊為TiAl3金屬間化合物。

(2)EBSD分析表明，鈦/鋁界面位置晶粒發(fā)生細(xì)化，這是由于復(fù)板與基板發(fā)生高速撞擊，界面溫度急劇升高，而后降低，冷卻速率可達(dá)108k/s，界面過冷度極大，促使形核率增加，從而導(dǎo)致界面晶粒細(xì)化。EBSD應(yīng)變圖顯示界面附近應(yīng)變最大，隨著與界面距離的增加，應(yīng)變逐漸減弱。

(3)SEM顯示鈦/鋁界面有明顯的擴(kuò)散層，EDS線掃描顯示，鈦、鋁兩種元素在結(jié)合區(qū)發(fā)生了互擴(kuò)散，擴(kuò)散層寬度約為8 μm。

(4)鈦/鋁爆炸焊接界面存在著塑性變形、熔化和元素?cái)U(kuò)散等現(xiàn)象，說明鈦/鋁爆炸焊接具有壓力焊、熔化焊和擴(kuò)散焊的典型特征。