C276/304L 爆炸焊接復(fù)合板界面熔化區(qū)微觀組織及形成過程

陳凱，馬勇，何堯，丁琪琪，王國平，陳文琳

（合肥工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，合肥 230009）

隨著工業(yè)生產(chǎn)需求的不斷提高，設(shè)備裝置的升級換代和轉(zhuǎn)型對新材料研發(fā)帶來了前所未有的挑戰(zhàn)，爆炸焊接復(fù)合材料具有極好的可設(shè)計性，能夠有效地將各種傳統(tǒng)工藝無法實現(xiàn)的不同性質(zhì)、大尺度的金屬材料進(jìn)行復(fù)合[1—4]，從而獲得豐富的性能與功能，這是爆炸焊接復(fù)合材料未來的發(fā)展趨勢和機(jī)遇。

鎳基合金具有極其優(yōu)異的耐高溫、耐腐蝕性能，被廣泛用于海洋工程、航空航天、石油化工等領(lǐng)域[5—8]，但是，鎳基合金的高昂價格，在一定程度上限制了其使用。以相對廉價的不銹鋼作為基板研發(fā)的鎳基合金/不銹鋼爆炸焊接復(fù)合板，大大降低了造價，拓寬了鎳基合金的適用范圍。

作為爆炸焊接技術(shù)特征現(xiàn)象之一的界面局部熔化區(qū)，是影響爆炸焊接性能的重要因素，熔融區(qū)的組織及性能成為近年來爆炸焊接技術(shù)的研究熱點。Crossland[9]認(rèn)為覆板的高動能會轉(zhuǎn)化為內(nèi)能，從而形成含有金屬間化合物的熔化區(qū)。Mamails 等[10]研究發(fā)現(xiàn)，在合適的焊接參數(shù)和較高的爆炸載荷下，爆炸焊接界面材料強(qiáng)度甚至優(yōu)于原始板材，射流在高速碰撞形成界面的同時引發(fā)熔化區(qū)的形成。閆鴻浩等[11]通過計算，給出了熔化準(zhǔn)則，并對爆炸焊接界面附近的熔化層厚度進(jìn)行了估算。然而，熔化區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)形成機(jī)理尚不清楚。應(yīng)該注意的是，熔化區(qū)組織的形成，與材料的成分和所經(jīng)歷的溫度歷程有關(guān)。目前，由于爆炸焊接工藝的瞬時性和危險性，無法直接測量復(fù)合過程中界面的溫度分布情況，尚無對界面溫度的可靠實驗測試結(jié)果發(fā)表。隨著有限元技術(shù)的飛速發(fā)展，運(yùn)用數(shù)值模擬方法可有效輔助分析此類問題[12—13]，因此，文中將數(shù)值模擬與理論計算結(jié)果同實驗觀察現(xiàn)象相聯(lián)系，重點關(guān)注界面附近升溫和冷卻速率的估算，同時探究界面附近顯微硬度分布特征。

1 實驗方法

實驗采用304L 不銹鋼作為基板，哈氏合金C-276為復(fù)板，厚度分別為15 mm 和3 mm，通過爆速為2350 m/s 的硝銨/鋁粉（質(zhì)量分?jǐn)?shù)為8%）炸藥驅(qū)動實現(xiàn)復(fù)合。試樣取自焊后復(fù)合板中心區(qū)域以保證完全貼合，尺寸為20 mm×5 mm×18 mm。

為了研究界面材料的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能，對試樣進(jìn)行打磨、拋光和腐蝕。由于基復(fù)板耐蝕性極強(qiáng)，在除王水以外的腐蝕劑的浸泡或擦拭下均無法獲得良好的金相組織，而王水又容易在試樣表面產(chǎn)生黑色腐蝕坑，影響實驗觀測，故本實驗采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的草酸電解腐蝕。采用光學(xué)顯微鏡（OM,Zeiss,Germany）和掃描電子顯微鏡（SEM,JEOL,Japan）對界面進(jìn)行觀察分析。采用顯微硬度計（HV-5/10/30/50,SCTMC,China）測量了波峰和波谷附近材料的顯微硬度。

2 爆炸焊接數(shù)值模擬

利用ANSYS/AUTODYN，建立以Mie-Gruneisen狀態(tài)方程和Johnson-Cook 材料本構(gòu)模型為基礎(chǔ)的爆炸沖擊模型，如圖1。其中復(fù)板尺寸為30 mm×3 mm；基板尺寸為30 mm×6 mm。模擬選擇的碰撞點速度為2350 m/s，初始傾斜角為15°。由于爆炸焊接過程中的結(jié)合界面存在嚴(yán)重塑性變形過程，基于拉格朗日網(wǎng)格的方法在高應(yīng)變水平下會因網(wǎng)格變形過大而存在問題，文中使用了一種無網(wǎng)格方法，即光滑粒子流體動力學(xué)方法（SPH），粒子尺寸選用20 μm。初始溫度設(shè)置為環(huán)境溫度，即20 ℃。相關(guān)材料模型參數(shù)如表1 所示。

圖1 有限元模型Fig.1 Finite element model

表1 材料模型及EOS 狀態(tài)方程的相關(guān)參數(shù)Tab.1 Parameters of material model and EOS equation of state

3 結(jié)果與分析

3.1 爆炸焊接界面微觀形貌

圖2 為界面附近的顯微形貌，淺色部分為熔化區(qū)，其形成與界面結(jié)合區(qū)的超高溫度有關(guān)[14]，由于爆炸復(fù)合的瞬時性，可推測界面必然存在極快的升溫速率。如圖2b，對熔化區(qū)微觀組織進(jìn)行進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)，位于波峰左側(cè)的后漩渦區(qū)存在明顯的鑄態(tài)組織，且可大致分為3 個區(qū)域，依次是位于漩渦邊緣的表層等軸細(xì)晶區(qū)（Ⅰ）、位于中間層的柱狀樹枝晶區(qū)（Ⅱ）以及心部粗大等軸樹枝晶和胞狀晶區(qū)（Ⅲ）。此外，如圖2b 所示，爆炸焊接復(fù)合板熔化區(qū)也存在氣孔和裂紋，這與爆炸焊接界面高冷卻速度有關(guān)[15]?；迮c覆板間隙中的殘余氣體沒有足夠的時間排出，在液態(tài)金屬的強(qiáng)紊流作用下被包裹在致密的漩渦中，形成氣孔。同時，由于冷卻速率過高，產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力，導(dǎo)致孔隙表面形成大小不一的微裂紋。

圖2 界面熔化區(qū)微觀組織形貌Fig.2 Microstructure of melting zone in the interface

3.2 模擬結(jié)果分析

通過爆炸焊接試樣的顯微組織研究結(jié)合數(shù)值模擬計算結(jié)果，對焊接過程中的溫度分布及溫度變化歷程進(jìn)行分析。

3.2.1 升溫速率估算

爆炸焊接過程中界面附近溫度和壓力分布情況如圖3a 和3b 所示，根據(jù)金相實驗分析和模擬結(jié)果簡化得到如圖3c 和3d 所示的復(fù)合界面分區(qū)示意圖，該焊接材料可分為3 個區(qū)域：Ⅰ區(qū)靠近界面的熔融金屬區(qū)，高應(yīng)變率的嚴(yán)重塑性變形使該區(qū)域材料溫度升至熔點；Ⅱ區(qū)距界面一定距離的變形區(qū)，該區(qū)域變形顯著，但未達(dá)到熔融溫度，且溫度沿遠(yuǎn)離界面方向逐漸降低；Ⅲ區(qū)母材區(qū)由于沖擊波的傳播，材料僅發(fā)生了輕微的變形和加熱。謝鴻飛等[16]運(yùn)用嵌邊函數(shù)法也獲得了類似模型。

圖3 爆炸焊接過程中界面附近溫度、壓力分布及簡化模型Fig.3 Distribution of temperature and pressure near the interface and simplified model in explosive welding process

由圖3b 可以看出，界面上的某點進(jìn)入高壓區(qū)時開始被加熱，并作為碰撞點以碰撞速度vc向前移動。由數(shù)值模擬結(jié)果可知，該高壓區(qū)近似長度約為1.35 mm。當(dāng)該點離開高壓區(qū)后停止加熱。在此期間（ΔT）達(dá)到的溫度應(yīng)足夠高，以熔化材料并誘導(dǎo)漩渦的形成，因此，平均升溫速率vh可估算[16]為：

式中：vc為碰撞速度（m/s）；l為高壓區(qū)相對長度（m）；ΔT為覆板熔點與室溫之差（℃）。

本實驗中，碰撞速度vc為2 350 m/s（炸藥爆速），高壓區(qū)相對長度l約為1.35 mm，覆板熔點與室溫之差ΔT為1 350 ℃，根據(jù)理論計算，爆炸焊接過程中，升溫速率約為2.35×109℃/s。數(shù)值模擬結(jié)果為1.37×109℃/s，二者基本吻合。

由上述關(guān)于爆炸焊接過程溫度場的分析，結(jié)合圖2 掃描電鏡觀察結(jié)果表明，爆炸焊接過程中熔化區(qū)漩渦中心材料溫度迅速升高并達(dá)到熔融狀態(tài)，金屬熔化的標(biāo)志是觀察到樹枝晶的存在，但由于材料處于熔融狀態(tài)的時間短，只能在界面附近形成有限厚度的熔化區(qū)。

3.2.2 冷卻速率估算

爆炸焊接復(fù)合界面熔化區(qū)的冷卻是人們最感興趣的問題之一，對冷卻速率和凝固所需時間的估算對于確定焊接窗口的上邊界也是非常重要的。

冷卻階段溫度變化可以由式（2—3）[11]表示：

式中：T,Tm,t分別為溫度、熔點和冷卻時間；tr為拉伸波返回爆炸復(fù)合界面的時間，其計算見式（4）。

式中：H為覆板厚度；c0為體積聲速。代入表1相關(guān)參數(shù)計算可知：tr=1.37 μs。

當(dāng)時間大于1.37 μs 時，變化趨勢如圖4 所示。開始時，凝固速率約為109℃/s，然而，隨著時間的推移，凝固速率迅速下降。經(jīng)過20 μs 后，凝固速率降至107℃/s。爆炸焊接通常在幾微秒內(nèi)完成，因此，高速碰撞過程中熔融金屬在短時間內(nèi)快速凝固，形成了眾多等軸枝晶。當(dāng)然，在如此高的凝固速率和高壓下，非晶和納米顆粒也可能在熔化區(qū)形成[18]。同時導(dǎo)致熔化區(qū)氣孔表面產(chǎn)生內(nèi)應(yīng)力，最終形成大小不一的微裂紋。

3.3 力學(xué)性能

在爆炸焊接過程中，由于高速碰撞導(dǎo)致結(jié)合界面附近材料發(fā)生塑性變形最嚴(yán)重，除了轉(zhuǎn)化為內(nèi)能生成熔化區(qū)，還會導(dǎo)致界面附近應(yīng)變硬化。通過顯微硬度分析，可以確定爆炸焊接工藝對基覆板材料應(yīng)變硬化的影響。為了更加直觀地對比界面附近顯微硬度的變化，本研究以200 μm 為間距在垂直界面±2.5 mm 范圍內(nèi)取點，每個樣品取中心區(qū)域兩個波幅長度，硬度測試示意圖如圖5a 所示。

圖4 冷卻階段界面溫度變化趨勢Fig.4 Variation trend of interface temperature in cooling stage

圖5b 為測試所得硬度分布云圖，可見界面附近2 mm 范圍內(nèi)，顯微硬度隨波形界面法線方向逐漸降低，且哈氏合金側(cè)硬度普遍高于不銹鋼側(cè)，這與覆板爆炸復(fù)合過程中受到更加劇烈的塑性變形以及與哈氏合金更高的加工硬化特性有關(guān)，最高硬度出現(xiàn)在界面上，約為原始板材硬度的2～3 倍，近界面材料硬度隨著與界面距離的增加而降低，由此可見，爆炸焊接過程對界面附近材料力學(xué)性能影響顯著。

圖5 界面附近顯微硬度分布Fig.5 Microhardness distribution near the interface

4 結(jié)論

1）基于ANSYS 有限元軟件對C276/304L 異種金屬爆炸焊溫度場進(jìn)行模擬分析，結(jié)果表明爆炸焊接界面最高升溫速率和冷卻速率均達(dá)到109℃/s，但由于材料處于熔融狀態(tài)的時間短，只能在界面附近一定厚度內(nèi)形成熔融層。

2）爆炸焊接過程中，高速碰撞導(dǎo)致結(jié)合界面附近材料發(fā)生塑性變形最嚴(yán)重，應(yīng)變硬化程度最高，會對界面硬度產(chǎn)生顯著影響，界面處硬度遠(yuǎn)高于其他區(qū)域。