TiNi合金/Q235鋼爆炸復(fù)合界面微觀結(jié)構(gòu)特性及其演化

周 恒，馬宏昊,2，沈兆武，楊 明，徐俊峰

(1.中國科學(xué)技術(shù)大學(xué) 中國科學(xué)院材料力學(xué)行為和設(shè)計重點(diǎn)實驗室，合肥 230026；2.中國科學(xué)技術(shù)大學(xué)火災(zāi)科學(xué)國家重點(diǎn)實驗室，合肥 230026)

TiNi合金由于其獨(dú)特的形狀記憶效應(yīng)、偽彈性效應(yīng)及優(yōu)良的生物相容性等物理特性，在航空航天、海洋開發(fā)、機(jī)械儀器、生物醫(yī)療等多個領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景。由應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變獲得的相變超彈性亦使得TiNi合金表現(xiàn)出優(yōu)異的抗氣蝕特性[1-2]。這一特性使得其在液壓泵、水輪機(jī)等流體處理機(jī)械中獲得良好的應(yīng)用前景。但由于材料價格高昂及裝配需要，完全采用記憶合金制造大型部件是不切實際的。通常采用的做法是將其與基體材料(如Q235鋼)復(fù)合。然而，現(xiàn)有的熔化焊工藝，由于高量的熱輸入，會顯著影響母材的馬氏體相變特征，同時，通過該工藝制備的TiNi合金/Q235鋼復(fù)合材料，會在結(jié)合界面處形成連續(xù)熔化帶，大量脆性相(TiFe2、TiFe等)[3]的出現(xiàn)嚴(yán)重影響了TiNi合金與Q235鋼的界面力學(xué)性能，進(jìn)而阻礙了其應(yīng)用。

爆炸焊接是一種能夠?qū)崿F(xiàn)大面積異種金屬復(fù)合的固相焊接技術(shù)，其利用炸藥爆轟能量加速復(fù)板，通過復(fù)板與基板發(fā)生高速斜碰撞，實現(xiàn)兩者之間的冶金結(jié)合。整個焊接過程持續(xù)時間極短，約為10-6s[4]，結(jié)合界面處來不及發(fā)生熱擴(kuò)散及熱傳導(dǎo)，導(dǎo)致熱影響區(qū)域小，盡可能地保留了母材原有的物化特性。同時，碰撞時界面處發(fā)生的射流作用，使得兩種材料在焊接界面處呈現(xiàn)規(guī)律的波狀結(jié)合，其相較于平直界面，由于機(jī)械咬合作用的存在，呈現(xiàn)出更優(yōu)異的力學(xué)性能。因此，通過爆炸焊接工藝制備TiNi合金復(fù)合材料具有良好的應(yīng)用前景。S Belyaev等[5]采用爆炸焊接實現(xiàn)Ti48.5Ni51.5形狀記憶合金與AISI304不銹鋼復(fù)合，界面形貌顯示焊接質(zhì)量良好。顯微硬度和能譜研究表明，在沖擊載荷作用下產(chǎn)生的波狀變形和塑性變形導(dǎo)致了合金的非均勻硬化和部分馬氏體轉(zhuǎn)變的抑制。因而，對于焊接界面波紋的產(chǎn)生和發(fā)展過程的研究是十分必要的。

為了研究TiNi基復(fù)合材料在爆炸焊接過程中的界面演化機(jī)制，本文以TiNi合金/Q235鋼的爆炸復(fù)合為例，利用光學(xué)顯微鏡(optical microscope，OM)、掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope，SEM)及能譜(energy dispersive spectrometer，EDS)分析了焊接界面處的微觀結(jié)構(gòu)特性及元素分布，并結(jié)合SPH數(shù)值模擬方法，重現(xiàn)了界面波的動態(tài)形成過程。同時，通過開展拉伸、壓剪力學(xué)性能測試，分析了界面的結(jié)合強(qiáng)度。

1 爆炸焊接實驗

爆炸焊接實驗采用平行焊接布置。復(fù)板選用150 mm×100 mm×2 mm Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)50.8%的TiNi合金板，基板為200 mm×150 mm×10 mm的Q235鋼，材料成分如表1所示。炸藥選用爆速約為2 500 m/s的乳化炸藥，密度0.85 g/cm3，裝藥厚度10 mm。炸藥上部覆蓋12 cm厚膠體水層，以削弱空氣稀疏波影響，降低炸藥用量[6-7]。膠體水由1%高吸水性樹脂(SAP)和99%水混合而成，密度為0.97 g/cm3。基復(fù)板間間隙為10 mm。實驗布置如圖1所示。爆炸焊接參數(shù)如表2所示。

表1 材料成分

圖1 TiNi合金/Q235鋼復(fù)合板爆炸焊接實驗布置Fig.1 Parallel arrangement of TiNi alloy/Q235 steel explosive welding

表2 爆炸焊接參數(shù)

焊接結(jié)束后，沿爆轟波傳播方向，在結(jié)合界面處切取金相樣品。打磨拋光后，使用4%硝酸乙醇腐蝕。采用OM觀察結(jié)合界面的波形；利用能譜分析獲取渦旋區(qū)元素分布及組成；準(zhǔn)靜態(tài)拉伸實驗和壓剪實驗表征力學(xué)性能。拉伸試樣尺寸和壓剪夾具分別如圖2和圖3所示。

圖2 拉伸試樣的尺寸Fig.2 Dimensions of the specimens for tensile test

圖3 剪切試驗夾具Fig.3 Shearing test fixture

2 焊接參數(shù)計算及校驗

考慮TiNi合金較低的沖擊韌性，為保障焊接過程中復(fù)板不出現(xiàn)脆斷，合理的焊接參數(shù)設(shè)計是必要的。

對于平行法爆炸焊接，復(fù)板碰撞速度vp、碰撞點(diǎn)移動速度vc和動態(tài)碰撞角β是影響焊接效果的關(guān)鍵參數(shù)。這3個參數(shù)滿足幾何關(guān)系式(1)，因而其中只有2個是獨(dú)立的。任意2個參量之間構(gòu)成的爆炸焊接參數(shù)平面中的可焊接區(qū)稱為爆炸焊接窗口[8-9]。本文選用碰撞點(diǎn)移動速度和復(fù)板碰撞速度來構(gòu)建爆炸焊接窗口，相應(yīng)計算方法參考文獻(xiàn)[10-11]，計算所需材料特性參數(shù)如表3所示。

(1)

由于炸藥上部含有覆蓋層，傳統(tǒng)爆炸焊接碰撞速度預(yù)測公式不再適用，本文采用Fils[12]給出的復(fù)板速度位移關(guān)系(式2)計算碰撞速度。

(2)

式中：x0為炸藥厚度，10 mm；x1為基復(fù)板間間隙，10 mm；vp為碰撞速度；vpg為格尼速度，由式(3)計算[13]。

(3)

式中：E為炸藥格尼能；N為覆蓋層質(zhì)量；C為炸藥質(zhì)量；M為復(fù)板質(zhì)量。A由下式計算：

(4)

(5)

式中：γ為爆炸產(chǎn)物的多方指數(shù)，對于乳化炸藥取2.5；vd為炸藥爆速，2 500 m/s。

依據(jù)式(2)～式(5)，計算碰撞速度vp=580 m/s。平行法爆炸焊接碰撞點(diǎn)移動速度vc等于炸藥爆速vd，2 500 m/s。再由式(1)可計算出碰撞角度β=13.32°。

表3 基板和復(fù)板材料參數(shù)

計算得到TiNi合金/Q235鋼的爆炸焊接窗口和實驗參數(shù)如圖4所示，圖中五星點(diǎn)為實驗參數(shù)在窗口中的位置。五星點(diǎn)靠近碰撞速度下限，預(yù)計能夠獲得良好的焊接效果。

圖4 TiNi合金/Q235鋼爆炸焊接窗口和實驗參數(shù)Fig.4 Welding window of TiNi alloy /Q235 steel for explosive cladding with selected parameters

3 SPH模擬

由于爆炸焊接過程歷時極短，現(xiàn)有實驗技術(shù)難以捕捉實驗細(xì)節(jié)。為了研究焊接過程中界面的演化過程，采用SPH方法對爆炸焊接過程進(jìn)行模擬。為了節(jié)省計算時間，提高計算效率，計算模型的尺寸設(shè)置為20 mm×2 mm(見圖5)。粒子尺寸10 μm，模型總粒子數(shù)為70萬個。

圖5 爆炸焊接數(shù)值模擬SPH模型Fig.5 SPH model setup for an explosive welding simulation

在碰撞過程中，界面材料處于大變形、高應(yīng)變率以及高溫高壓等極端環(huán)境，因此基復(fù)板均采用Johnson-Cook本構(gòu)方程和Mei-Grüneisen shock狀態(tài)方程。

Johnson-Cook本構(gòu)方程適用于高應(yīng)變率模擬，方程表示如下:

(6)

(7)

表4 Johnson-cook本構(gòu)方程的材料參數(shù)

Mei-Gruneisen shock方程同時考慮了應(yīng)變率效應(yīng)和應(yīng)變硬化效應(yīng)：

p=pH+Γ0ρ0(e-eH)

(8)

Γ0ρ0=Γρ=Const

(9)

(10)

(11)

(12)

式中：Γ0為Grüneisen系數(shù)；p為壓力；e為內(nèi)能；c0為體積聲速；s為材料參數(shù)，狀態(tài)方程方程參數(shù)如表5所示。

表5 Mei-Grüneisen shock方程材料參數(shù)

4 結(jié)果與討論

4.1 界面形貌與模擬結(jié)果

由TiNi合金/Q235鋼爆炸復(fù)合板焊接界面形貌和SPH模擬結(jié)果(見圖6)可知，復(fù)合板焊接質(zhì)量良好，界面呈現(xiàn)出規(guī)則的波形結(jié)合。周期性波紋的波長和幅值分別為400 μm和120 μm。數(shù)值模擬結(jié)果界面形貌以及波紋的特征尺寸均與實驗結(jié)果有著顯著的一致性。數(shù)值計算結(jié)果中界面波形的平均波長為380 μm，幅值平均116 μm，與實驗結(jié)果吻合良好。波狀界面是獲得優(yōu)質(zhì)焊接質(zhì)量的重要保證，相較于平直狀結(jié)合界面，波狀界面顯著提高結(jié)合面積，增大力學(xué)咬合作用，從而有效提升界面結(jié)合強(qiáng)度。

圖6 TiNi合金/Q235鋼爆炸復(fù)合板界面形貌與模擬結(jié)果Fig.6 Interface morphologies of TiNi alloy/Q235 steel explosive composite plate and simulation results

從圖6a中可以觀察到，熔化區(qū)分布在波兩側(cè)，內(nèi)部有裂紋，但封閉在熔化區(qū)內(nèi)部。由TiNi合金/Q235鋼界面溫度分布云圖(見圖7a)，可以看到，TiNi合金與Q235鋼界面有一條極窄的高溫帶。圖中紅色粒子溫度超過了TiNi合金和Q235鋼的熔化溫度，最高達(dá)到2 000 K，形成局部熔化區(qū)，熔化區(qū)位置與實驗結(jié)果相一致。焊接過程中，基復(fù)板高速斜碰撞，界面材料相互摩擦、絕熱剪切、動能沉積，導(dǎo)致局部區(qū)域溫度迅速累積，形成熔化區(qū)。隨后，熔化區(qū)域受到105～107K/s數(shù)量級的極高冷卻速率[14-15]，極易形成冷卻孔洞和脆性金屬間化合物[16-19]，這為裂紋的產(chǎn)生提供了條件。裂紋的數(shù)量和大小可以通過降低焊接能量來減小，但由于TiNi合金超彈性，焊接過程中會儲存相當(dāng)?shù)哪芰?，且不易發(fā)生塑性變形，焊接能量過低會導(dǎo)致焊接失效。圖6中觀察到的裂紋均是孤立的，且沒有向基體材料擴(kuò)展的趨勢，這表明焊接質(zhì)量可以接受。

由圖6b可以觀察到，因基復(fù)板高速斜碰撞，而在碰撞點(diǎn)前形成金屬射流。金屬射流由基復(fù)板粒子共同組成，能去除焊接面表面的氧化膜和雜質(zhì)，為焊接提供良好的材料基礎(chǔ)。由TiNi合金/Q235鋼界面溫度場分布云圖(見圖7a)可以看到，射流溫度達(dá)到2 300 k，這表明大量的熱量隨著射流的噴射被帶走，減少了熱影響區(qū)域的寬度和脆性金屬間化合物的形成，射流的存在是形成高質(zhì)量結(jié)合的必要條件。

由于TiNi合金有著優(yōu)異的耐腐蝕性，圖6中腐蝕痕跡僅能在Q235鋼側(cè)觀察到。從基板中心區(qū)域至界面，塑性應(yīng)變顯著增加。在靠近界面處，鐵素體晶粒明顯沿著波的輪廓線被拉長。TiNi合金/Q235鋼界面塑性變形云圖(見圖7b)分布特征與溫度場類似，沿著波狀界面存在一條明顯的塑性應(yīng)變帶，最大塑性應(yīng)變達(dá)到4.5，這與實驗結(jié)果一致。受TiNi合金超彈性和相變塑性的影響，TiNi合金側(cè)塑性應(yīng)變小于Q235鋼一側(cè)。由TiNi合金/Q235鋼界面壓力分布云圖(見圖7c)可知，碰撞點(diǎn)壓力最高達(dá)到8 GPa，遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過了母材的屈服強(qiáng)度。這為界面產(chǎn)生強(qiáng)烈的塑性流動提供了條件。

4.2 波狀界面和渦旋的形成過程

模擬結(jié)果對界面特征的準(zhǔn)確再現(xiàn)表明，模擬中的粒子運(yùn)動較為完整地描述了焊接界面物質(zhì)的真實運(yùn)動。因此，為了理解波狀界面和渦旋的形成過程，有必要對模擬中的粒子運(yùn)動進(jìn)行詳細(xì)觀測，粒子速度矢量及溫度場如圖8所示。

注：紅色粒子代表其溫度超過基復(fù)板材料熔點(diǎn)。圖8 粒子速度矢量及溫度場Fig.8 Particle velocity vector and temperature field

由圖8可知，碰撞點(diǎn)附近的壓力十分高，材料呈現(xiàn)流體性態(tài)。圖8a中，射流向下侵徹基板，使其形成一個凹陷。此時射流被分為主射流和再入射流?；迨艿綇?qiáng)烈的擠壓和剪切作用，靠近表面的薄層材料被剪斷，并沿著剩余部分滑動，補(bǔ)充射流。而剩余部分受擠壓和剪切，在射流之前被推積成駝峰。金屬粒子的噴射受到突起的阻礙，向上卷曲射向復(fù)板，并在卷曲處形成空腔(見圖8b)。隨著射流侵徹復(fù)板，駝峰逐漸增長，卷曲形成的空腔逐漸閉合。射流侵徹復(fù)板后再次被分為主射流和再入射流。當(dāng)碰撞點(diǎn)移動到駝峰頂部，駝峰在高壓和再入射流的沖刷下被壓扁和拉長成為波峰。原駝峰熔化帶內(nèi)熔融物質(zhì)亦被高壓擠壓至波峰兩旁。圖8g中觀察到原本厚度均勻的熔化帶向左側(cè)突出，被向左側(cè)擠壓的熔化物質(zhì)堆積形成較大的熔化區(qū)。可以注意到，此時波峰左側(cè)原有熔化帶內(nèi)部粒子仍留有較高速度(見圖8g)，因而與主射流發(fā)生強(qiáng)烈機(jī)械“攪拌”，進(jìn)而形成渦旋區(qū)。原本較寬的融化帶逐漸收縮，熔融物質(zhì)不斷積聚于渦旋區(qū)。

數(shù)值計算模擬的波狀界面的形成過程與Bahrani 刻入機(jī)理[20]對波狀界面形成的描述是基本吻合的。但由于模型本身的局限性，無法模擬碰撞界面粒子流動狀態(tài)，因而未能精確描述渦旋區(qū)內(nèi)部粒子的強(qiáng)烈攪拌。

4.3 EDS分析

為了揭示界面處化學(xué)元素的分布，對TiNi合金/Q235鋼2處界面(見圖9a)進(jìn)行了EDS分析。根據(jù)EDS面掃描圖譜(見圖9b和圖9c)顯示，熔化區(qū)和母材之間界面清晰，這表明熔化區(qū)和基復(fù)板之間的化學(xué)成分存在較大差異。熔化區(qū)內(nèi)由Ti-Ni-Fe元素共同組成，且元素分布非常均勻。

線掃描(見圖10，掃描位置為圖9c中a-a’處)結(jié)果也證實了這一點(diǎn)，圖10中，Ti、Ni和Fe在熔化區(qū)內(nèi)的分布相當(dāng)恒定，呈現(xiàn)平臺狀。而在熔化區(qū)與母材邊界處，成分發(fā)生跳躍式劇烈變化，這揭示了熱擴(kuò)散并非形成物質(zhì)最終分布的主要原因，熔化區(qū)內(nèi)部發(fā)生過劇烈的機(jī)械攪拌。用點(diǎn)掃描法對熔融區(qū)化學(xué)成分進(jìn)行了定量分析，掃描結(jié)果如表6所示。

圖9 EDS面掃描Fig.9 EDS mapping near the interface

圖10 線掃描結(jié)果Fig.10 Line scan results

表6 熔化區(qū)內(nèi)部及界面附近EDS點(diǎn)掃描結(jié)果

根據(jù)表6的點(diǎn)掃描結(jié)果，熔合區(qū)平均相為Ti0.32Ni0.30Fe0.38，根據(jù)Ti、Ni、Fe三元相圖[21]，確定熔化區(qū)內(nèi)脆性金屬間化合物為主要為Fe2Ti和Ni3Ti。結(jié)果表明:渦流附近的圓周運(yùn)動和強(qiáng)烈的攪拌使金屬粒子強(qiáng)烈混合，最終導(dǎo)致渦流熔化區(qū)Ti、Ni和Fe的分布十分均勻。

4.4 力學(xué)性能分析

實驗用母材Q235鋼和TiNi合金的抗拉強(qiáng)度分別為400 MPa和1 030 MPa。從TiNi合金/Q235鋼復(fù)合板應(yīng)力應(yīng)變(見圖11)可以看出，復(fù)合板抗拉強(qiáng)度約為683 MPa，延伸率達(dá)到15%。復(fù)合板抗拉強(qiáng)度的上升主要原因是爆炸焊接過程中的高速斜碰撞使得界面材料產(chǎn)生強(qiáng)烈的塑性變形，使得材料馬氏體相變受到嚴(yán)重影響。

圖11 TiNi/Q235復(fù)合板應(yīng)力應(yīng)變Fig.11 Stress-strain of TiNi/Q235 composite plate

由壓剪的載荷位移(見圖12)可以看到剪切面的波紋，剪切面積為12 mm×3 mm，由式(13)計算得剪切強(qiáng)度為291 MPa。其中，Q235鋼抗剪強(qiáng)度為180 MPa，TiNi合金屈服強(qiáng)度為255 MPa，界面剪切強(qiáng)度大于母材剪切強(qiáng)度。壓剪實驗夾具有助于忽略母材強(qiáng)度影響。這證實雖然熔化區(qū)內(nèi)部存在少許孤立裂紋，但對界面結(jié)合強(qiáng)度影響較小。

(13)

式中：Fmax為最大載荷；S為剪切面積。

圖12 壓剪實驗載荷位移Fig.12 Load-displacement of shear test

5 結(jié)論

1)利用爆炸焊接技術(shù)獲得的TiNi合金/Q235鋼復(fù)合板，呈現(xiàn)出良好的焊接質(zhì)量，且由于規(guī)則波狀結(jié)合界面的存在，界面的力學(xué)強(qiáng)度可靠，復(fù)合板抗拉強(qiáng)度為683 MPa，界面剪切強(qiáng)度為291 MPa。

2)SPH模擬結(jié)果表明，在射流裹挾及碰撞點(diǎn)高壓的擠壓下，原本相對較寬的熔化層物質(zhì)向波紋兩側(cè)運(yùn)動。侵入界面的熔融物質(zhì)積聚形成熔化區(qū)。

3)對模擬中粒子速度追蹤觀測可發(fā)現(xiàn)，波紋側(cè)面熔融物質(zhì)在碰撞點(diǎn)離開后仍保留較高速度，與主射流裹挾的波峰處熔融物質(zhì)運(yùn)動相向，在熔化區(qū)內(nèi)部產(chǎn)生圓周運(yùn)動和強(qiáng)烈的攪拌作用，使得熔化區(qū)內(nèi)元素分布十分均勻。