拉伸載荷下304L/533B爆炸復(fù)合板界面損傷的原位觀察

劉麗麗 軒福貞

華東理工大學(xué)，上海，200237

?

拉伸載荷下304L/533B爆炸復(fù)合板界面損傷的原位觀察

劉麗麗 軒福貞

華東理工大學(xué)，上海，200237

針對304L/533B爆炸復(fù)合鋼板，進(jìn)行了掃描電鏡下外加載荷的原位實驗，觀察分析了界面及其缺陷的演化規(guī)律。結(jié)果表明：304L/533B爆炸復(fù)合鋼板界面呈周期性循環(huán)波形狀態(tài)，界面處存在孔洞、未融合和夾雜初始缺陷，界面304L側(cè)產(chǎn)生的細(xì)晶區(qū)導(dǎo)致納米硬度升高，533B側(cè)的脫碳區(qū)導(dǎo)致硬度減小。平行和垂直界面加載條件下，界面孔洞和未融合缺陷均發(fā)生沿加載方向的形變和邊緣微裂紋，而夾雜缺陷的變化不明顯。然而界面缺陷均未對試樣的宏觀強(qiáng)度產(chǎn)生影響，垂直界面方向拉伸載荷下試樣的斷裂源于界面533B側(cè)等軸晶區(qū)的塑性形變，而平行于界面方向拉伸載荷下試樣的破壞源于304L側(cè)的微裂紋。剪切載荷下界面孔洞和未融合缺陷形成了沿界面的微裂紋，其與剪切主裂紋的合并導(dǎo)致了試樣在533B側(cè)發(fā)生剪切破壞。

爆炸復(fù)合鋼板；拉伸；原位觀察；界面缺陷

0 引言

復(fù)合鋼板廣泛用于石油、化工、航空航天等領(lǐng)域，其中爆炸復(fù)合成形由于適用的尺寸范圍廣、界面結(jié)合強(qiáng)度高，獲得業(yè)界廣泛的認(rèn)可[1-2]。爆炸成形是一種利用爆炸產(chǎn)生的瞬時高溫高壓導(dǎo)致基板覆板表面熔融，隨后快速冷卻而實現(xiàn)兩種板料的高強(qiáng)度接連的方法。然而，這種局部冶金方法并不能避免界面上存在夾雜、縮孔等缺陷[3-4]，進(jìn)而影響兩材料界面的結(jié)合強(qiáng)度和可靠性。另外，沖擊波使得熔融金屬層表現(xiàn)為周期性波形分布，也會對界面結(jié)合強(qiáng)度產(chǎn)生影響。Embury等[5]、Mendes等[6]和Durgutlu等[7]的研究表明，改進(jìn)加工工藝可以有效避免或減少界面缺陷，使得界面結(jié)合強(qiáng)度改善。Song等[8]研究了界面微觀形貌與界面結(jié)合強(qiáng)度的關(guān)系，指出服役過程的損傷也會導(dǎo)致微觀組織演化[5,9-10]。盡管復(fù)合板力學(xué)性能的研究受到人們的重視，但現(xiàn)有研究較多重視復(fù)合板的整體性能，并未能系統(tǒng)分析界面的變化過程[4,11-12]。近年的研究發(fā)現(xiàn)，復(fù)合界面的強(qiáng)度與界面上脆性化合物的生成關(guān)系密切[5,8]，如Monazzah等[13]研究了界面脆性相與基體比例對界面強(qiáng)度影響的規(guī)律。然而，爆炸沖擊波形成的周期性界面與缺陷演化有何關(guān)系，尤其是對爆炸復(fù)合板的強(qiáng)度有何影響，仍是人們未了解的問題。

本文以用于第三代核電非能動用安注箱的爆炸復(fù)合板304L/533B為對象，觀察掃描電鏡下原位拉伸和剪切載荷下的界面損傷演化過程，系統(tǒng)分析304L/533B周期性界面與微觀缺陷的演化規(guī)律，討論界面缺陷及其與復(fù)合鋼板宏觀強(qiáng)度的關(guān)系。

1 材料與實驗方法

實驗材料為304L/533B爆炸成形復(fù)合鋼板，其中覆板304L厚度為5mm，基板533B厚度為55mm?；迮c覆板成分如表1所示。實際工程中，復(fù)合鋼板覆板304L不銹鋼主要用于腐蝕介質(zhì)接觸和保護(hù)基板的作用，基板533B主要作為承載材料。沿爆炸復(fù)合板橫截面取樣后，分別采用FeCl3+HCl溶液和4%的硝酸酒精溶液對304L和533B進(jìn)行腐蝕，所得兩種材料的界面特征如圖1所示。界面參數(shù)波長和波高如表2所示，

表1 復(fù)合鋼板化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

(a) 界面金相圖

(b) 界面特征圖1 爆炸復(fù)合板界面及界面特征

μm

平均波長為787.3μm，平均波高為145.6μm。

對腐蝕后顯出界面的復(fù)合板采用線切割方法取三種微試樣：試樣1為垂直界面方向的拉伸試樣，試樣2為平行界面方向的拉伸試樣，試樣3為剪切試樣，如圖2所示，圖中尺寸單位為mm。試樣1和試樣2厚度均為1mm，試樣3厚度為2.5mm。試樣表面用400～1200目水砂皮逐級打磨并機(jī)械拋光后腐蝕獲得清晰微觀組織形貌。進(jìn)一步，采用FalonEDS(energydispersivespectrometer)方法測量了界面附近的元素成分分布，采用Agilent納米壓痕(nanoindentationinstrument)方法測量界面附近硬度分布情況。采用JEM-2100投射電子顯微鏡確定近界面304L晶格結(jié)構(gòu)。原位拉伸實驗在掃描電子顯微鏡(SEM)ZeissEvoMA15中進(jìn)行。Deben原位拉伸臺(microtestmodules)置于電鏡腔體內(nèi)部，內(nèi)部壓力為1Pa，加載速率為0.1mm/min。試樣1和2的有效面積為1mm×2mm，有效長度為4mm。剪切試樣的有效剪切面積為1.25mm×2.5mm。拉伸過程中通過SEM實時觀察試樣表面形變以及缺陷變化。

圖2 試樣尺寸示意圖

2 實驗結(jié)果與討論

2.1 304L/533B爆炸焊復(fù)合鋼板界面形貌與成分

304L/533B爆炸焊復(fù)合鋼板界面形貌如圖3、圖4所示。圖3為界面304L顯微組織金相圖，其中圖3a可見清晰的波形界面，界面附近基板與覆板組織形貌差異明顯。圖3a中局部區(qū)域1～4放大組織形貌分別對應(yīng)圖3b～圖3e?？梢娊缑?04L均勻分布顆粒狀碳化物析出相。隨著與界面距離的增加，析出相顆粒密度減小，且多分布于晶界(圖3d)。晶粒尺寸也隨距離增大而逐步增大，300μm后晶粒尺寸穩(wěn)定。圖3e為奧氏體晶粒。近界面304L細(xì)晶區(qū)TEM衍射花樣表明該區(qū)為體心立方結(jié)構(gòu)鐵素體，近界面晶界不可見位置為亞微米鐵素體晶粒。隨著與界面距離的增大，晶粒轉(zhuǎn)變?yōu)槊嫘牧⒎降膴W氏體。圖4為基板533B側(cè)近界面顯微組織形貌。圖4a可見鐵素體等軸晶隨著與界面距離的增大，晶粒尺寸有所增長，晶粒內(nèi)部出現(xiàn)貝氏體組織。距離界面800μm以后，穩(wěn)定為典型的貝氏體組織。圖4a中1～4局部區(qū)域分別對應(yīng)圖4b～圖4e，圖4b～圖4d為晶粒長大過程，圖4e則為533B貝氏體組織。界面附近組織異于原始的奧氏體(304L)與貝氏體(533B)組織表明：在爆炸成形過程中界面受到瞬間的高溫高壓作用，界面出現(xiàn)重結(jié)晶、晶粒長大以及相變等現(xiàn)象[7]。

圖3 爆炸焊復(fù)合鋼板界面304L附近組織形貌

圖4 爆炸焊復(fù)合鋼板界面533B附近組織形貌

基于EDS線掃描方法的304L/533B爆炸焊復(fù)合鋼板界面附近成分分布如圖5所示?？梢钥闯?，界面處存在約15μm的成分過渡區(qū)，F(xiàn)e元素由533B至304L逐漸減少，而Cr和Ni元素逐漸增加，遠(yuǎn)離界面基板覆板成分穩(wěn)定。相對而言，F(xiàn)e元素和Cr元素的變化遠(yuǎn)較Ni元素顯著。其原因是爆炸熔接過程中基板和覆板界面上產(chǎn)生瞬間高溫，使兩種材料在一定范圍內(nèi)熔融并混合。另外，溫度升高使Fe和Cr元素擴(kuò)散更容易，在界面及附近形成一段成分過渡區(qū)域。

圖5 304L/533B爆炸焊復(fù)合鋼板界面附近成分分布

納米壓痕方法獲得的304L/533B爆炸焊復(fù)合鋼板界面附近的硬度與EDS測得C元素含量分布情況如圖6所示?？梢钥闯?，304L覆板一側(cè)自界面起硬度隨著與界面距離的增大逐漸減小直至穩(wěn)定，過渡范圍約為200μm。而533B一側(cè),硬度由低于304L覆板硬度緩慢增至穩(wěn)定，過渡范圍約為800μm。對照組織形貌與硬度分布可見，界面的304L一側(cè)高硬度部位為碳化物密集的細(xì)晶區(qū)，而533B側(cè)低硬度部位為鐵素體等軸晶區(qū)。圖6中界面附近C元素含量分布情況表明：533B側(cè)近界面處C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)低于533B基體C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)，而304L側(cè)近界面處C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)突然增大，隨著與界面距離的增大，C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)先增大后減小，最后趨于穩(wěn)定。Durgutlu等[7]指出材料脫碳是導(dǎo)致材料硬度降低的原因之一?；w533B中C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)高于覆板304L中C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)，熔接過程中C元素從533B向304L一側(cè)擴(kuò)散。另外，由于533B近界面材料從貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體，使材料中C元素飽和含量降低，大量的C原子向304L一側(cè)遷移。由此導(dǎo)致近界面533B脫碳、近界面304L中C元素富集。圖6所示533B側(cè)硬度降低區(qū)域正是C元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低區(qū)域。

圖6 爆炸復(fù)合鋼板界面附近硬度與C元素含量分布

2.2 垂直界面拉伸載荷下304L/533B界面破壞的原位觀察

垂直界面方向拉伸過程中304L/533B界面的破壞過程如圖7所示?？梢钥闯?，形變首先發(fā)生在304L一側(cè)，并逐步向533B一側(cè)過渡。當(dāng)宏觀形變量達(dá)到1.2mm時，在界面533B側(cè)的等軸

晶區(qū)(材料最軟的位置)首先發(fā)生頸縮，隨后應(yīng)變集中在頸縮區(qū)域直至韌性斷裂。

掃描電鏡分析表明，304L/533B爆炸復(fù)合板界面處的缺陷多分布于峰谷之間，表現(xiàn)為孔洞(圖7b～圖7d)、未融合(圖7e～圖7g)和夾雜(圖7h～圖7j)三類。加載方向如圖7a中F所示?？锥慈毕?圖7b，其中左下角的“0mm”表示總體形變量，其他分圖類同)一般位于波后漩渦中心，主要是由冶金過程中形成的氣孔所致,一般孔邊緣光滑，長軸約為20μm。可以看出形變初期橢圓形孔洞的長軸減小，短軸沿拉伸方向增加。當(dāng)總體形變量達(dá)到0.6mm時，孔洞缺陷在與拉伸方向成45°夾角位置出現(xiàn)微裂紋，如圖7c所示。微裂紋方向與界面平行，隨著載荷增加裂紋沿著界面方向擴(kuò)展。界面孔洞并未成為整體破壞的引發(fā)源，表現(xiàn)為孔洞邊緣的微裂紋長度未見明顯增大，形態(tài)如圖7d所示?？锥次挥诰嚯x界面200μm的304L細(xì)晶區(qū)，硬度略高于533B但小于界面硬度。由于材料強(qiáng)度與硬度成正比，因此孔洞周圍材料強(qiáng)度小于界面材料強(qiáng)度，且大于533B等軸晶區(qū)的材料強(qiáng)度。材料形變能力則與硬度規(guī)律相反，孔洞周圍材料形變能強(qiáng)于界面材料。單軸拉伸情況下最大剪應(yīng)力方向與加載方向成45°。加載初期，孔洞周圍材料在剪應(yīng)力作用下生成沿剪應(yīng)力方向微裂紋。隨著形變量增大，微裂紋方向與最大剪應(yīng)力方向夾角增大，垂直微裂紋方向應(yīng)力分量增大，沿著微裂紋方向應(yīng)力分量減小。微裂紋沿著裂紋長度方向的擴(kuò)展減緩，而微裂紋寬度增大明顯。

界面未融合缺陷(圖7e)一般位于波形界面533B材料一側(cè)前漩渦處，方向與界面相平行，初始長度約為5μm。前漩渦形成過程中受到高壓空氣作用，漩渦中心氣孔被壓縮至扁平甚至不可見，從而形成未融合缺陷。由圖7e～圖7g可以看出，隨著拉伸形變量增大，未融合長度與寬度均明顯增大。當(dāng)宏觀形變量達(dá)到0.6mm后，未融合缺陷的長度約為10μm，且邊緣有明顯的滑移帶形成，如圖7f所示。另外，隨著拉伸形變增大，未融合缺陷沿著界面方向迅速擴(kuò)展，達(dá)到極限載荷(形變量1.05mm)后擴(kuò)展速率降低。盡管如此，界面未融合也未成為整體破壞的引發(fā)源，試樣破壞后未融合缺陷的形貌如圖7g所示?？梢钥闯觯g隙缺陷的形變與擴(kuò)展程度均明顯大于孔洞。未融合缺陷距離界面僅20μm的533B細(xì)等軸晶區(qū)。由于脫碳材料硬度降低、形變能力增強(qiáng)，形變量小時缺陷處界面方向與最大剪應(yīng)力方向相平行，隨著形變量增大，缺陷微裂紋方向與加載方向夾角減小，最大剪應(yīng)力方向與缺陷微裂紋方向夾角增大。缺陷微裂紋擴(kuò)展方向剪應(yīng)力分量減小，垂直缺陷方向剪應(yīng)力分量增大，沿著裂紋方向擴(kuò)展減慢、寬度增大。而533B等軸晶區(qū)較軟，形變能力強(qiáng)于孔洞周圍304L的形變能力。在相同的載荷條件下，未融合缺陷形變與擴(kuò)展程度大于孔洞缺陷形變與裂紋擴(kuò)展。

界面夾雜缺陷(圖7h)一般位于304L細(xì)晶區(qū)，尺寸約為10μm。后漩渦是射流金屬與來流金屬相遇產(chǎn)生湍流形成的，覆板表面不清潔可能在來流金屬中存在一定雜質(zhì)，進(jìn)而在后漩渦形成后成為夾雜缺陷。而前漩渦則是射流金屬與基體金屬相遇，沒有雜質(zhì)引入前漩渦。由圖7h～圖7j可以看出，夾雜缺陷在整個拉伸過程中并沒有明顯的形狀和尺寸變化。

實際上，所觀察到的三種界面缺陷均位于周期性波形的中部，與外加載荷方向成45°夾角位置。分析表明，這一部位的界面同時受拉應(yīng)力與剪應(yīng)力作用，實驗觀察到孔洞和未融合缺陷擴(kuò)展均平行于剪應(yīng)力方向。盡管界面原始缺陷影響了界面局部的應(yīng)力分布，其并未成為復(fù)合板失效的誘發(fā)源。

界面周期性波谷位置處的形變過程如圖8所示，圖8b～圖8d所示分別為試樣宏觀形變量為0.75mm、1.05mm和1.20mm時波谷界面的形貌?？梢钥闯觯巫兞枯^小時，界面兩側(cè)304L/533B形變無明顯差異。隨著形變的增大，如形變量達(dá)到0.75mm時界面533B一側(cè)出現(xiàn)平行于界面的滑移線，如圖8b所示。界面上滑移線數(shù)量隨宏觀形變增大而增多，如圖8c所示，局部頸縮出現(xiàn)在533B等軸晶區(qū)。然而直至試樣斷裂，界面并未產(chǎn)生微裂紋等缺陷。

2.3 平行界面方向拉伸載荷下304L/533B界面破壞的原位觀察

與垂直于界面方向加載相比，平行于界面方向的載荷下試樣破壞起始于界面的孔洞和未融合缺陷，局部波谷及界面缺陷的破壞過程如圖9所示，其中F代表加載方向。界面初始孔洞形狀如圖9c和圖9d所示，孔洞的長軸分別為15μm、20μm?？梢钥闯?，隨著載荷增大，界面孔洞沿加載方向的尺寸增大，而垂直加載方向的尺寸減小,如圖9k和圖9l所示。并且，孔洞在垂直于加載方向的邊緣萌生微裂紋，裂紋尺寸隨著形變量的增大而增大。界面未融合缺陷的初始形狀如圖9b和圖9e所示，尺寸分別為20μm和2μm?？梢钥闯?，隨著載荷增大，未融合缺陷的內(nèi)部夾雜發(fā)生了與基體的局部脫離，但內(nèi)部夾雜的形狀并未發(fā)生變化。

比較兩種缺陷的變化過程可以看出，孔洞缺陷的形變量遠(yuǎn)較未融合缺陷顯著。而且，孔洞缺陷邊緣光滑圓弧過渡，在垂直于加載方向的孔洞邊緣處形成微裂紋。未融合缺陷受到內(nèi)部夾雜約束，基體材料的形變受到限制，最終在應(yīng)力作用下與內(nèi)部夾雜分離。另外，孔洞與未融合缺陷的演化過程跟尺寸的大小無關(guān)。

相比于垂直于界面加載條件下波谷界面未見裂紋缺陷萌生的情況，平行于界面方向加載條件下界面波谷處產(chǎn)生了多處微裂紋，其形成與擴(kuò)展過程如圖10所示。可以看出，當(dāng)形變量為1.6mm時，覆板304L一側(cè)萌生了垂直于加載方向的微裂紋，如圖10b所示。隨著形變量增大，裂紋在304L界面冶金區(qū)擴(kuò)展，并且出現(xiàn)多個相互平行的微裂紋，如圖10c所示。相對而言，裂紋的擴(kuò)展限于304L中，在533B側(cè)并未出現(xiàn)裂紋。綜上所述，平行于界面方向加載條件下的復(fù)合板破壞，主要源于界面304L側(cè)萌生的微裂紋與界面初始缺陷相互競爭的結(jié)果。當(dāng)界面初始缺陷尺寸較小時，不會影響復(fù)合板的整體強(qiáng)度，主要是由于界面304L側(cè)萌生的裂紋導(dǎo)致破壞；當(dāng)界面初始缺陷尺寸較大時，則破壞源于界面初始缺陷的擴(kuò)展。

圖10 平行于界面方向拉伸條件下304L/533B波谷界面處典型微裂紋形成過程

2.4 剪切加載形式下304L/533B界面破壞的原位觀察

圖11所示為掃描電鏡下的剪切原位實驗結(jié)果。實驗結(jié)果表明，剪切過程中雖然在304L和533B兩側(cè)均有裂紋萌生，但最終破壞均是源于533B側(cè)的裂紋擴(kuò)展，破壞過程如圖11b～圖11e所示?？梢钥闯?，形變過程中首先在533B側(cè)界面處發(fā)生塑性形變，隨著形變增大，此處產(chǎn)生了局部頸縮(圖11b)，進(jìn)而在波谷處產(chǎn)生材料堆積(圖11c)，最終在533B基板發(fā)生剪切斷裂。

圖11 剪切加載形式下304L/533B界面及初始缺陷演化

界面初始缺陷(未融合見圖11f；初始孔洞見圖11a)在剪切載荷下的演化過程表明：形變初期未融合缺陷擴(kuò)展迅速，如圖11b所示；然而隨著邊緣處533B側(cè)出現(xiàn)應(yīng)變集中和頸縮現(xiàn)象，未融合缺陷擴(kuò)展減緩并停止，如圖11c、圖11d所示。界面孔洞缺陷(圖11g)在邊緣處產(chǎn)生了平行于界面的微裂紋，并隨著形變增大沿著界面擴(kuò)展。然而，兩類缺陷均未導(dǎo)致試樣的斷裂，最后的破壞均發(fā)生于邊緣533B處，可見界面初始缺陷并未對爆炸復(fù)合板的剪切強(qiáng)度產(chǎn)生影響。

3 結(jié)論

(1)爆炸復(fù)合鋼板304L/533B產(chǎn)生了周期型界面(平均波長為787.3μm，平均波高為145.6μm)，界面處存在的孔洞、未融合和夾雜三類初始缺陷，缺陷最大尺寸小于20μm。界面304L側(cè)產(chǎn)生的細(xì)晶區(qū)導(dǎo)致納米硬度增大，533B側(cè)的脫碳區(qū)導(dǎo)致硬度減小。

(2)垂直界面拉伸載荷下304L/533B界面破壞的原位觀察結(jié)果表明，界面孔洞和未融合缺陷均發(fā)生加載方向的形變和邊緣微裂紋，而夾雜缺陷的變化不明顯；三類缺陷均對試樣的宏觀強(qiáng)度影響不明顯，試樣的最終斷裂源于界面533B側(cè)的等軸晶區(qū)。

(3)平行界面方向拉伸載荷下304L/533B界面破壞的原位觀察結(jié)果表明，界面孔洞缺陷在垂直于加載方向的邊緣萌生了微裂紋，未融合缺陷的內(nèi)部夾雜發(fā)生了與基體的局部脫離，但內(nèi)部夾雜的形狀并未發(fā)生變化。平行于界面方向加載條件下，界面波谷處304L側(cè)產(chǎn)生了多處微裂紋，試樣的最終破壞取決于304L側(cè)微裂紋與界面初始缺陷相互競爭的結(jié)果。

(4)剪切加載形式下304L/533B界面破壞的原位觀察結(jié)果表明，垂直界面方向的應(yīng)力分量導(dǎo)致未融合缺陷產(chǎn)生撕裂型擴(kuò)展，孔洞沿界面形成微裂紋并與剪切主裂紋合并導(dǎo)致試樣在533B側(cè)發(fā)生剪切破壞。

[1] 祖國胤.層狀金屬復(fù)合材料制備理論與技術(shù)[M].沈陽：東北大學(xué)出版社，2013.

[2] 王素霞. 爆炸焊在復(fù)合板生產(chǎn)中的應(yīng)用[J]. 首鋼科技, 1995(5): 20-23.WangSuxia.ExplosiveWeldingApplicationinCompositePlateProduction[J].ShougangScienceandTechnology, 1995(5):20-23.

[3] 王爽，劉愛民，鄭燕，等. 304/Q245R爆炸復(fù)合板結(jié)合區(qū)缺陷研究及相分析[J]. 壓力容器，2014，31(4): 20-24.WangShuang,LiuAimin,ZhengYan,etal.AnalysisofDefectsandPhaseabout304/Q235RExplosiveWeldingCompositePlate[J].PressureVesselTechnology, 2014，31(4): 20-24.

[4]BataevIA,BataevAA,MaliVI,etal.StructuralandMechanicalPropertiesofMetallic-intermetallicLaminateCompositesProducedbyExplosiveWeldingandAnnealing[J].Materials&Design, 2012, 35: 225-234.

[5]EmburyD,BouazizO.Steel-basedComposites:DrivingForcesandClassifications[J].AnnualReviewofMaterialsResearch, 2010, 40(1): 213-241.

[6]MendesR,RibeiroJB,LoureiroA.EffectofExplosiveCharacteristicsontheExplosiveWeldingofStainlessSteeltoCarbonSteelinCylindricalConfiguration[J].Materials&Design, 2013, 51: 182-192.

[7]DurgutluA,Gülen?B,FindikF.ExaminationofCopper/StainlessSteelJointsFormedbyExplosiveWelding[J].Materials&Design, 2005, 26: 497-507.

[8]SongJ,KostkaA,VeehmayerM,etal.Hierarch-icalMicrostructureofExplosiveJoints:ExampleofTitaniumtoSteelCladding[J].MaterialsScienceandEngineering:A, 2011, 528(6): 2641-2647.

[9] 駱瑞雪，李爭顯，汪洋，等.AL/316L爆炸復(fù)合雙金屬板界面結(jié)構(gòu)分析[J]. 材料熱處理技術(shù), 2010, 39: 114-116.LuoRuixue,LiZhengxian,WangYang,etal.AnalysisonInterfacialStructureofExplosiveCladdingAl/316LBimetalPlate[J].HotWorkingTechnology, 2010, 39: 114-116.

[10] 胡蘭青，衛(wèi)英慧，許并社，等. 爆炸焊接鋼/鋼復(fù)合板接合界面微觀結(jié)構(gòu)分析[J]. 材料熱處理學(xué)報, 2004, 25: 46-48.HuLanqing,WeiYinghui,XuBingshe,etal.AnalysisonInterfacialMicrostructureofSteel/SteelExplosiveWeldingCompositePlate[J].TransactionsofMaterialsandHeatTreatment, 2004, 25: 46-48.

[11]KahramanN,Gülen?B,FindikF.JoiningofTitanium/StainlessSteelbyExplosiveWeldingandEffectonInterface[J].JournalofMaterialsProcessingTechnology, 2005, 169(2): 127-133.

[12]ZhangLJ,PeiQ,ZhangJX,etal.StudyontheMicrostructureandMechanicalPropertiesofExplosiveWelded2205/X65BimetallicSheet[J].Materials&Design, 2014, 64: 462-476.

[13]MonazzahAH,PouraliakbarH,BagheriR,etal.ToughnessBehaviorinRoll-bondedLaminatesBasedonAA6061/SiCpComposites[J].MaterialsScienceandEngineering:A, 2014, 598: 162-173.

(編輯 王旻玥)

InSituObservationonInterfacialDamagesof304L/533BExplosiveWeldedCompositeSteelSheetunderTensileLoading

LiuLiliXuanFuzhen

EastChinaUniversityofScienceandTechnology,Shanghai，200237

For304L/ 533Bexplosiveweldedcompositesteelsheet,insitutensileexperimentswerecarriedoutinthechamberofscanningelectronmicroscopy(SEM).Damageevolutionoftheinterfacesandoriginaldefectswereanalyzed.Theresultsshowaperiodicallysine-shapedinterfacein304L/ 533Bexplosiveweldedcompositesteelsheet,andthreekindsofdefectsuchasmicro-voids,non-fusionandmicro-inclusionaroundtheinterfaceareobserved.Asharplyincreasednano-hardnessinthe304Lsideofinterfaceisascribedtotherefinedgrain,whilethedecreasedhardnessinthe533Bsideofinterfaceiscausedbydecarburization.Undertheloadingconditionsofparalleltotheinterfaceandperpendiculartotheinterface,bothofinterfacialvoidsandnonfusionisdeformedalongtheloadingdirectionandthecracksareinitiatedattheedgeofmicro-voids.Inaddition,nosignificantchangesofinclusionsaredetected.Butthestrengthofcompositesteelsheetisnotinfluencedbytheinterfacialdefects.Forloaddirectionbeingperpendiculartotheinterface,thespecimenfracturedintheequiaxialgrainszoneof533Bsidecomesfromthesharpedplasticdeformation.Bycontrast,thespecimenfracturedcomesfromthemicrocrackinthefinegrainzoneof304Lsideundertheloaddirectionbeingparalleltotheinterface.Undertheshearloadconditions,microcracksareinitiatedfromtheinterfacialvoidsandnonfusiondefectsalongtheinterface.Thespecimenfailedatthe533Bsidecomesfromthemaincrackmergedwiththemicrocracksinitiatedfromtheinterfacialdefects.

explosiveweldedcompositesteel；tensile；insituobservation；interfacialdefect

2016-01-25

國家自然科學(xué)基金資助項目(51325504)

TG156

10.3969/j.issn.1004-132X.2016.23.018

劉麗麗，女，1985年生。華東理工大學(xué)機(jī)械與動力工程學(xué)院博士研究生。主要研究方向為復(fù)合鋼板界面行為。軒福貞(通信作者)，男，1970年生。華東理工大學(xué)機(jī)械與動力工程學(xué)院教授、博士研究生導(dǎo)師。