鈦/鋁爆炸焊接復合板界面表征及冶金連接機制

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 材料科學與工程學院，太原 030024；2.山西陽煤化工機械(集團)有限公司，太原 030032)

0 引言

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

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

爆炸焊接是制備層狀復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生的能量轉化為上層金屬板運動的能量，使上層金屬板在高速運動過程中與放置在下層的基板產生劇烈碰撞，使復板和基板實現結合[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，復板與基板高速傾斜碰撞，界面附近產生瞬間高溫、高壓和大的剪切應變，異種材料在這種極端的條件下實現高強度的結合，界面微觀組織與結合機理有待深入研究。本文借助先進的材料分析手段表征鈦/鋁爆炸焊接結合區(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合機理。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

以尺寸為1 050 mm×650 mm×1 mm的TA1鈦板為復層，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/鋁層狀復合材料。兩種母材化學成分分別見表1，2。

表1 TA1的化學成分

表2 Al-1060的化學成分

1.2 爆炸焊接試驗

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

采用慢走絲線切割沿爆轟波傳播的方向切取鈦/鋁復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/鋁復合材料界面結合形貌。蔡司SIGMA掃描電鏡(SEM)，配牛津能譜儀(EDS)對界面元素進行分析。采用電解拋光制取界面EBSD試樣，牛津EBSD表征,channel5軟件進行數據處理。采用島津X射線衍射儀(XRD-6000)對界面微區(qū)進行X射線衍射分析。

2 鈦/鋁爆炸焊接界面特征

2.1 界面結合形態(tài)分析

圖2示出沿爆轟波傳播的方向，鈦/鋁爆炸焊接復合板結合區(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為離起爆位置較遠位置。在起爆點附近，鈦、鋁兩種材料沒有實現連接，在圖2中b位置鈦/鋁結合界面呈平直的結合形貌，且結合界面無雜質、氣孔等冶金缺陷，沿爆轟方向，鈦/鋁結合區(qū)由較平直的結合形態(tài)向連續(xù)的波狀結合形態(tài)轉變。LIU等[12-13]采用光滑粒子流體動力學方法模擬爆炸焊接結合界面形貌，也發(fā)現了類似的規(guī)律，即沿著爆轟方向，爆炸焊接界面形貌由平直向波狀轉變。一般認為，波狀的結合界面是爆炸焊接最佳的結合形式，波狀結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，冶金結合區(qū)域更大，且有機械的嚙合作用，結合更加牢固[14-15]。

圖2 沿爆轟方向鈦/鋁復合板界面形貌

圖3 波前熔化塊金相

如圖3所示，在高倍光學顯微鏡下可以發(fā)現，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，這是由于鋁的熔點較低造成的。材料的熔化必然與熱有關，爆炸焊接熱源是炸藥的化學能，起爆后，炸藥的化學能部分轉化為復板的動能，基、復板間隙內部空氣被壓縮產生熱量，復板與基板發(fā)生高速撞擊使界面產生塑性變形生熱，幾種因素相互耦合導致碰撞點處的溫度急速升高。在爆轟波的作用下，界面兩側的金屬受到嚴重的剪切變形，在塑性變形熱的作用下，界面溫度升高，達到母材金屬的熔點，使界面產生熔化，同時界面熔體在復板和基板的渦旋區(qū)被俘獲，金屬熔體沿著復合方向運動，大部分的熔體進入旋渦區(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”結構。

2.2 界面晶粒細化分析

傳統(tǒng)的金相觀察依賴于腐試劑對晶界的腐蝕，鈦、鋁異種材料結合界面晶界無法通過常規(guī)腐蝕方法顯現。EBSD技術利用入射于樣品上的電子束與樣品作用產生不同的衍射花樣來得到材料晶體學信息，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/鋁界面位置晶粒細小，深色晶粒尺寸最小，這些細小的晶粒是爆轟載荷作用下，撞擊面產生強烈的塑性變形，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)生再結晶現象。

圖4 鈦/鋁界面EBSD圖像

在爆轟波的作用下，復板加速與基板發(fā)生傾斜撞擊，界面組織經受了極高的剪切作用力，根據文獻[13，16]報道，爆炸焊接界面在爆炸復合過程中要承受數十 GPa的壓力，這個力導致了界面位置晶粒破碎，從而達到細化晶粒的效果，其細化機理可用圖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，在遠離界面位置，晶粒未發(fā)生細化，保留原始的形態(tài)。

圖5 爆炸焊接晶粒細化示意

圖6示出Channel 5軟件輸出的鈦/鋁爆炸焊接界面應變，界面附近產生的應變最大，隨著距界面距離的增加，應變也逐漸減弱，表明爆炸焊接完成后，基板和復板在垂直于界面遠近不同的位置，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/鋁界面應變

從爆炸焊接物理過程看，起爆后，復板與基板高速傾斜撞擊，結合面產生劇烈的塑性變形，材料的內能增大，基、復板之間的空氣在高壓下被絕熱壓縮產生熱量，在二者的綜合作用下，導致界面溫度升高，造成界面金屬微區(qū)熔化，然而遠離界面的鈦側和鋁側是無限大的冷卻源，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]建立了爆炸復合界面溫度場模型，給出了復合界面溫度分布和冷卻速率計算公式：

(1)

(2)

(3)

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

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

(4)

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

圖7 爆炸焊接界面冷卻速率與時間關系

根據金屬凝固原理[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。

吉布斯自由能差ΔG是晶粒形核的驅動力，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108K/s，界面過冷度極大，就會促使形核率增加，從而導致晶粒細化。此外，爆炸焊接界面產生強烈的塑性變形，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/鋁爆炸焊接平直結合界面和波狀結合界面中，分別取界面的橫截面試樣進行微區(qū)X射線衍射分析。鈦/鋁平直界面XRD分析結果如圖8(a)所示，試驗結果表明，平直界面附近鈦/鋁界面相組成為α-Ti和α-Al，未發(fā)現金屬間化合物存在，這與前面光學顯微分析結果相一致。波形界面附近XRD分析結果如圖8(b)所示，測試結果表明，波形界面由3種物質組成，分別是α-Ti,α-Al和TiAl3，由此可以判斷，在波形界面內存在TiAl3金屬間化合物。

(a)平直界面

另外，鈦有兩種晶格結構，可在一定條件下相互轉變。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，鈦的晶格結構沒有轉變，仍為密排六方結構，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/鋁界面進行表征分析。

圖9(a)示出鈦/鋁復合板界面2 000倍的SEM形貌，根據兩種材料的襯度差異可以清晰地辨認出界面位置，由SEM圖像可以看出，鈦、鋁兩種材料結合完整，且在界面處存在薄的擴散層。在爆炸焊接過程中，復板和基板碰撞點處的應變率高達106～107s-1，在離界面層稍遠的地方應變速率較低。據王耀華[21]的論述，射流的厚度為板厚的1%～3%，在離碰撞點3～5個射流層厚度處，材料的應變率只有碰撞點位置的10-1～10-2量級。因為，爆炸焊接界面熱軟化狀態(tài)僅僅存在于碰撞點附近界面層，爆炸焊接的時間又極短，促使原子擴散的驅動力作用時間有限，因此擴散層厚度較窄。

(a)2 000×

圖9(b)示出界面附近10 000倍的SEM圖像，可以看出，結合界面存在空洞物(圖中黑色物質)，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合板在使用工況下的起裂源，可能會削弱界面的結合強度和抗腐蝕、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)過熔產生的，另外，鈦、鋁兩種材料熱膨脹系數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力存在，殘余應力在經歷切割、研磨等外部加工條件下會得到釋放，也會使界面產生微小的孔洞。

圖10示出垂直鈦/鋁爆炸焊接界面EDS線掃描圖。鈦/鋁爆炸焊接復合材料界面處，兩元素擴散曲線呈現“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)生了互擴散，兩種金屬達到了冶金結合。鈦/鋁爆炸焊接擴散層的厚度大約為8 μm，這個擴散層的厚度要比鈦/鋁擴散焊接的擴散層厚度要大很多[23-24]。

圖10 界面附近元素線掃描

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

4 鈦/鋁爆炸焊接界面連接機制

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、復板間隙的氣體也被排出，為原子間的結合提供了必要的條件。在爆轟載荷下，復板以高速與基板產生傾斜碰撞，在結合界面產生了約106～107GPa的壓力，促使待焊接表面原子之間的距離達到引力范圍之內。

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/鋁爆炸焊接結合界面附近，鈦元素和鋁元素發(fā)生相互擴散，EBSD分析看出界面發(fā)生了嚴重的塑性變形，界面處晶粒細化，晶界增多，這些外界條件為元素的擴散創(chuàng)造了有利的條件，擴散是鈦/鋁爆炸焊接冶金結合的又一關鍵機制。由以上分析可知，鈦/鋁爆炸焊接界面存在著塑性變形、熔化和元素擴散等現象，說明鈦/鋁爆炸焊接具有壓力焊、熔化焊和擴散焊的特征。

5 結論

(1)鈦/鋁爆炸焊接復合板在起爆點位置由于炸藥稀疏波的作用未實現復合，出現邊界效應。沿著爆轟方向，界面結合區(qū)形態(tài)由平直結合變?yōu)椴ㄐ谓Y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)生細化，這是由于復板與基板發(fā)生高速撞擊，界面溫度急劇升高，而后降低，冷卻速率可達108k/s，界面過冷度極大，促使形核率增加，從而導致界面晶粒細化。EBSD應變圖顯示界面附近應變最大，隨著與界面距離的增加，應變逐漸減弱。

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

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