TA2/AZ31B/2024Al爆炸焊接復合板界面微觀結構特征及其動態(tài)力學性能

關鍵詞： 輕質金屬；多層復合板；爆炸焊接；界面微觀結構；動態(tài)力學性能

中圖分類號： O382; TG456.6 國標學科代碼： 13035 文獻標志碼： A

隨著現(xiàn)代科學技術及高科技工業(yè)生產的迅猛發(fā)展，對于材料綜合性能的要求也隨之不斷提升，單一組元的金屬材料在許多工業(yè)領域及裝備制造中已逐漸無法滿足需求?！吨袊圃?025》戰(zhàn)略規(guī)劃中提出：加快新材料、新技術和新工藝的應用，以特種金屬功能材料、高性能結構材料、功能性高分子材料、特種無機非金屬材料和先進復合材料為發(fā)展重點，發(fā)展新一代輕量化、模塊化及關鍵核心零部件，突破產業(yè)化制備瓶頸。加快輕質高強新型金屬復合材料的開發(fā)和研究具有十分緊迫的現(xiàn)實意義，已成為近年來的熱點研究課題。

輕質金屬如鈦、鋁、鎂等及其合金，憑借其輕質高強和礦產資源儲量豐富的優(yōu)勢，是目前可應用、輕量化最有發(fā)展和應用前景的金屬材料，具有不可替代的優(yōu)異性能，如高比強度、高比彈性模量、高阻尼減震性、高導熱性、高靜電屏蔽性、高機械加工性和極低的密度以及易回收再利用等一系列優(yōu)點，被稱為21 世紀的綠色材料[1]。鈦及鈦合金材料作為一種輕質、高強、耐磨、耐蝕、耐高溫的金屬材料，被廣泛應用于飛機發(fā)動機及火箭、導彈等飛行器結構件和國防武器裝備制造領域，被稱為太空金屬[2-4]。然而，由于鈦及鈦合金材料在生產過程中所需能耗較大，經(jīng)濟成本較高，且生產過程中伴隨著污染物的排放，致使鈦及鈦合金材料價格昂貴，使得其應用受到了一定程度的限制。鋁及鋁合金材料因其質輕、比強度高、可塑性強及價格低廉等優(yōu)點，在航空航天、交通運輸、建筑結構等領域有著廣泛的應用，特別是經(jīng)過合金化的高強鋁合金，一直是航空航天飛行器的主體結構材料之一[5-7]。鎂及鎂合金材料具有密度低、強度高、彈性模量高、電磁防護性好、減震及抗沖擊性能優(yōu)異等特點，在航空電磁屏蔽和沖擊減震等領域得到廣泛的應用[8-10]。近年來，隨著航空航天、國防軍工等領域技術與裝備的快速發(fā)展與進步，為了面對復雜的服役環(huán)境，同時減輕整體裝備質量，多層輕質金屬復合材料逐漸引起研究人員的廣泛關注。鈦/鎂/鋁多層金屬復合材料相較于傳統(tǒng)的單一金屬材料，具有輕質、高強、耐腐蝕、電磁防護性能優(yōu)良等獨特優(yōu)勢，是航空航天、國防軍工等裝備領域極具應用前景的金屬復合材料之一。金屬層狀復合材料是通過特殊的工藝方法將兩種或兩種以上具有不同性能的金屬板材進行分層組合而獲得的一類新型金屬復合材料。它不僅可以選擇種類較多的材料組合，傳承各自組元的優(yōu)良性能，而且可以彌補各組元之間的不足，具有組成其單一金屬材料所無法比擬的綜合性能。由于金屬材料間物理化學性質的差異，多層金屬的焊接既要保證材料的完美結合而不產生裂紋缺陷，又要避免焊接界面產生過多金屬間化合物。若能實現(xiàn)多層輕質金屬的有效復合，得到兼具多種優(yōu)異的力學、物理及化學特性的新型輕質高強金屬復合材料，將為裝備結構輕量化提供廣闊的應用前景。

目前，針對異質金屬復合技術的研究有很多，其中爆炸焊接技術作為一種特殊的固態(tài)焊接工藝，主要是利用炸藥爆轟產生的巨大能量，驅動復層金屬與基層金屬發(fā)生高速斜碰撞，在碰撞區(qū)產生金屬射流，從而實現(xiàn)待焊材料在界面處的冶金結合[11-15]。相較于其他連接技術，爆炸焊接技術具有結合強度高、熱影響區(qū)小、異質金屬焊接能力強、生產效率高以及可以實現(xiàn)大尺寸雙層及多層金屬一次復合成型的顯著優(yōu)勢[16-18]。鈦、鋁和鎂3 種輕質金屬及合金材料，在物理、化學及力學性特性等方面相差較大，其中鈦導熱率是鋁鎂及其合金的1/15，線膨脹系數(shù)是鋁的1/4，鎂和鋁的熔點都為650 ℃ 左右，但它們與鈦的熔點相差1 000 ℃ 以上，并且相同條件下變形抗力也相差較大，這些材料特性方面的差異給鈦、鎂、鋁多層輕質金屬復合材料的制備帶來了極大的困難和挑戰(zhàn)[19-22]。

爆炸焊接復合板材的優(yōu)異性能除組元金屬本身固有的性能外，還有來自爆炸焊接后組元金屬在爆炸沖擊荷載下的性能改變。爆炸焊接過程中結合界面處由于強塑性變形的作用會致使金屬微觀結構發(fā)生變化，對于爆炸焊接復合板材整體力學性能有一定程度的影響。目前，針對爆炸焊接復合板材力學特性的研究主要集中在靜態(tài)力學性能分析，而對于復合板材動態(tài)力學特性的研究較少。Fu 等[23] 采用分離式霍普金森壓桿（split Hopkinson pressure bar，SHPB）測試方法研究了具有波阻抗錯配特性的Cu/Al 爆炸焊接復合板材的動態(tài)力學行為，建立了爆炸焊接層合界面剪切應力、沖擊加載速度和阻抗適配之間的關系。Zhou 等[24] 對鈦/鋼爆炸焊接復合板開展了高應變率的動態(tài)拉伸性能測試，研究發(fā)現(xiàn)，在高應變率動態(tài)拉伸下，鈦/鋼復合板發(fā)生韌性-脆性混合斷裂，斷裂表面出現(xiàn)撕裂脊線和韌窩特征。Li 等[25] 利用SHPB 測試方法對TC4/TA1/Ti6321 爆炸焊接復合板材開展了動態(tài)力學性能研究，研究發(fā)現(xiàn)，層合復合材料的動態(tài)壓縮應力-應變曲線呈平衡型，應變強化效果低于均質金屬材料。隨著爆炸焊接復合板材應用領域的不斷拓展，不同的服役環(huán)境對于復合材料物理力學性能的要求也隨之變化。因此，開展爆炸焊接復合板材動態(tài)力學特性方面的相關研究具有十分重要的意義。

本文中，以鈦、鋁和鎂3種輕質金屬及合金材料為研究對象，運用平行法爆炸焊接工藝，開展TA2/AZ31B/2024Al 多層輕質金屬板材爆炸焊接實驗研究；通過掃描電鏡（scanning electron" microscopy，SEM）及電子背散射衍射（electron backscatter diffraction，EBSD）表征技術，對多層輕質金屬爆炸焊接復合板結合界面微觀結構特征和材料物相變化規(guī)律進行系統(tǒng)分析；同時采用SHPB 測試方法及三維輪廓掃描技術，開展焊后多層復合板材動態(tài)力學性能測試及材料沖擊斷口特征研究。

1 實驗

1.1 爆炸焊接實驗材料及方法

選用工業(yè)純鈦TA2 作為飛板、AZ31B鎂合金作為中間板、2024Al 鋁合金作為基板，為了提高材料間的可焊性，選取1060Al 作為中間過渡層，各板材的物理尺寸及板間間隙參數(shù)如表1 所示。實驗所用炸藥為粉狀乳化炸藥，炸藥密度約為0.87 g/cm³，爆速為2000～2100 m/s，炸藥高度為35 mm。采用平行布置方式，將雷管置于藥盒端部中點處，如圖1 所示。通過雷管起爆炸藥，實現(xiàn)多層輕質金屬板材的冶金結合。

1.2 焊后板材測試試樣加工

為了消除爆炸焊接后板材內部的殘余應力，通過熱處理技術對焊后的多層復合板材進行了退火處理，退火溫度為300 ℃，保溫時間為1 h，爐冷至室溫后取出，熱處理后的多層復合板材如圖2（a） 所示。為了研究焊后多層復合板材爆炸焊接結合界面的微觀結構特征，通過線切割技術從復合板中間位置，沿平行于爆轟方向切取10 mm×19 mm×5 mm 的小尺寸表征試樣，如圖2（b） 所示。利用500、1200 和2000 目3 種不同規(guī)格型號的砂紙對沿平行于爆轟方向的界面進行打磨，拋光后通過掃描電鏡及電子背散射衍射等先進表征設備，對結合界面的微觀形貌及材料物相的變化特征進行分析。

為了研究焊后多層輕質金屬板材的動態(tài)力學特性，通過線切割技術，分別沿垂直于YZ 平面方向（X方向）和垂直于XY 平面方向（Z 方向），切取2 種不同方向的直徑和高度均為10 mm 的圓柱形試樣，試樣如圖3 所示。采用直徑為14.5 mm 的SHPB 實驗測試系統(tǒng)對復合板材進行動態(tài)力學性能測試，測試系統(tǒng)裝置如圖4 所示。整體實驗系統(tǒng)分為3 個部分，分別為發(fā)射系統(tǒng)、沖擊測試系統(tǒng)及數(shù)據(jù)采集系統(tǒng)。入射桿、透射桿、吸收桿和子彈的長度分別為1 500、1 500、1 000 和400 mm。桿件材料為硅錳彈簧鋼，具有高強度、高彈性和高穩(wěn)定性等特點，彈性模量為210 GPa，泊松比為0.29，縱波波速為5 188 m/s，密度為7 800 kg/m3。動態(tài)沖擊實驗后，通過三維輪廓掃描儀（KEYENCE VR-5000）對破壞試樣斷口界面進行三維形貌掃描，分析復合板在動態(tài)沖擊下的破裂模式。

2 焊接界面的微觀結構及材料物相的變化特征

2.1 焊接界面的微觀形貌及元素分布

圖5 為多層復合板最上層TA2/1060Al 結合界面的微觀形貌圖，從圖5（a） 可以看出，TA2/1060Al 界面形貌呈現(xiàn)出小波紋結構特征，波長約為90 μm，振幅約為14 μm。結合界面處無明顯的裂紋或孔洞等缺陷，整體結合質量較好。為了分析結合界面處元素的擴散特征，通過元素線掃描技術對TA2/1060Al 結合界面進行了分析，從圖5（b） 可以得出，TA2/1060Al 結合界面處元素擴散特征不明顯，焊接層厚度約為5 μm。圖6 為1060Al/2024Al 結合界面的微觀形貌圖，可以看出，結合界面呈現(xiàn)明顯的漩渦結構特征，漩渦結構波長約為852 μm，振幅約為280 μm。此外，在前漩渦處有明顯的微裂紋產生，這些微裂紋的產生主要是由于爆炸焊接過程中，漩渦區(qū)內液態(tài)金屬的快速冷凝所致。在爆炸焊接過程中，由于界面兩側均為金屬，熔池較小，因此，碰撞區(qū)的液態(tài)金屬冷卻速度極快，熔池越小，冷卻速度越快，其冷卻速度通常不低于105 K/s，凝固時間一般為1.5～2.5 μs[22]。

圖7～8 為上下過渡層1060Al 與中間板AZ31B 的2 個結合界面的微觀形貌圖，與圖5 的鈦/鋁結合界面相比，圖7～8 的鋁/鎂結合界面處均有明顯的擴散層生成。如圖7 （ a ） 所示，1060Al/AZ31B 結合界面呈現(xiàn)大波紋結構特征，波長約為453 μm，振幅約為66 μm。同時，在結合界面有斷裂的波峰組織，通常造成波形焊接界面波峰斷裂的最主要原因是壓力過大以及碰撞區(qū)液態(tài)金屬流速過大、變形量大、變形速率高。圖7（b） 的元素線掃描結果顯示，1060Al/AZ31B 結合界面有明顯的元素互相擴散現(xiàn)象，擴散層厚度約為20 μm。圖8（a） 顯示，AZ31B/1060Al 結合界面微觀形貌呈現(xiàn)規(guī)律的小波紋結構特征，波長約為120 μm，振幅約為29 μm。此外，結合界面處有明顯的、規(guī)律的波形結構擴散層生成，通過圖8（b） 的元素線掃描結果可以看出，擴散層的厚度約為20 μm，與圖7 的1060Al/AZ31B 界面擴散層厚度相同。爆炸焊接作為一種特殊的固相連接工藝，其焊接過程具有瞬時、高溫、高壓、高塑性變形等特點，碰撞區(qū)的金屬強塑性變形、金屬的熔化以及高溫高壓等極端條件，必然會導致結合界面處擴散現(xiàn)象的產生[26]。

2.2 焊接界面材料物相變化特征

TA2/1060Al 結合界面處α-Ti、β-Ti、Al 以及Al3Ti 等4 種物相的反極圖如圖9（a） 所示，飛板TA2 側的晶粒在靠近波形結合界面處晶粒尺寸較小，在遠離結合界面處晶粒尺寸逐漸增大。1060Al 一側的晶粒在靠近波形結合界面處表現(xiàn)出細晶結構特征，而在遠離結合界面區(qū)域，鋁晶粒則呈現(xiàn)出拉長的層狀晶粒分布特征。在爆炸焊接過程中，通常在靠近結合界面處，晶粒組織由于熔化極冷及再結晶等原因，晶粒組織發(fā)生細化并形成細晶區(qū)，在緊靠著細晶區(qū)的兩側為劇烈的變形組織，其典型組織為拉長的層狀晶粒[27]。圖9（b） 為TA2/1060Al 結合界面再結晶組織分析結果，從圖中可以看出，TA2 側主要以變形結構和變形亞結構為主，并伴有少量的再結晶結構生成，其中α-Ti 中的變形結構占比最多，約81.64%，亞結構和再結晶結構占比分別約為10.06% 和8.30%。反觀β-Ti 中，再結晶結構和變形結構占比較多，分別為52.67% 和46.60%。而在1060Al 側，再結晶結構占比達59.60%，變形亞結構和變形結構占比分別為24.15% 和16.25%。在中間相Al3Ti 中，變形結構和再結晶結構占比分別為57.87% 和41.00%，亞結構占比極少。再結晶通常分為兩種類型，即靜態(tài)再結晶和動態(tài)再結晶。動態(tài)再結晶一般發(fā)生在溫度超過0.5T_m（T_m 為熔化溫度）的高速變形（如爆炸焊接過程）或熱加工過程中。動態(tài)再結晶的組織特征通常包括細小的等軸晶粒、較低的位錯密度和完整的晶界。在爆炸焊接過程中，動態(tài)再結晶主要是由絕熱剪切和高速變形產生的足夠熱量引起的[28]。因此，動態(tài)再結晶通常發(fā)生在絕熱剪切帶中，同時也受到變形溫度、變形速率和變形程度的影響。

圖10（a） 為TA2/1060Al 結合界面處的局部取向差圖，可以看出， TA2 側的取向差明顯高于1060Al 側。局部取向差可以定性反映塑性變形的均勻化程度，數(shù)值越高的地方通常塑性變形程度越高，這說明TA2 側的塑性變形較1060Al 側更劇烈。圖10（b） 為結合界面處的織構分布規(guī)律特征圖，可以看出，1060Al 側較TA2 側具有更明顯的織構特征，在1060Al 側主要存在立方織構和戈斯織構2 種再結晶織構以及S 型織構、銅型織構和黃銅織構3 種變形織構，其中戈斯織構、銅型織構及S 型織構占比較多。在TA2 側主要以0001 絲織構以及黃銅織構、S 型變形織構為主，而再結晶織構較少，這與圖9（b） 的再結晶分析結果相吻合。

圖11（a） 為1060Al/AZ31B 結合界面處FCC-Al 和HCP-Mg 的反極圖，可以看出，在波形結構上部的Al 晶粒組織整體呈現(xiàn)出拉長變形的結構特征，在靠近結合界面處晶粒發(fā)生細化。1060Al/AZ31B 結合界面處的擴散層由于物相原因未能完全識別解析，AZ31B 側的晶粒未出現(xiàn)明顯的細化或拉伸變形特征。

圖11（b） 為1060Al/AZ31B 結合界面處的再結晶分析結果圖，可以發(fā)現(xiàn)，在1060Al 側再結晶結構和變形結構占比相當，分別為44.70% 和47.50%，變形亞結構占比為7.80%。AZ31B 側主要以再結晶結構和變形結構為主，占比分別為51.71% 和35.13%，變形亞結構占比較少。

1060Al/AZ31B 結合界面處的局部取向差分布如圖12（a） 所示，反映了1060Al/AZ31B 結合界面處的塑性變形程度，從圖中可以看出，1060Al 側的塑性變形程度較AZ31B 側略大，波形結構的波峰邊緣界面區(qū)域的塑性變形程度也明顯高于其他區(qū)域。圖12（b） 為1060Al/AZ31B 結合界面處的織構分布圖，可以發(fā)現(xiàn)，1060Al 側的織構特征較AZ31B 側更明顯，1060Al 側主要以戈斯再結晶織構以及S 型織構、銅型織構和黃銅織構3 種變形織構為主。而AZ31B 側的織構主要以少量的S 型織構、銅型織構和黃銅織構3 種變形織構為主，整體織構分布規(guī)律與圖11（b） 的再結晶結構、變形結構及變形亞結構分布規(guī)律相吻合。

AZ31B/1060Al 結合界面處HCP-Mg 和FCC-Al 兩種物相的反極圖如圖13（a） 所示，AZ31B 側的晶粒組織呈現(xiàn)出晶粒細化特征。而1060Al 側的晶粒在波形結構內部出現(xiàn)局部細化，而在遠離波形結構區(qū)域，鋁晶粒則呈現(xiàn)出典型的層狀拉伸變形分布特征，與TA2/1060Al 結合界面的Al 晶粒變形特征一致。圖13（b）為AZ31B/1060Al 結合界面的再結晶分析結果，可以看出，AZ31B 側主要以再結晶結構和變形亞結構為主，并伴有少量的變形結構生成，3 種結構占比分別為58.94%、27.47% 和13.59%。而在1060Al 側，變形結構和再結晶結構占比相當，分別占比47.01% 和35.94%，變形亞結構的占比為16.99%。

圖14（a） 為AZ31B/1060Al 結合界面處的局部取向差分布圖，可以看出，1060Al 側的取向差略高于AZ31B 側，這說明1060Al 側的塑性變形程度相比于AZ31B側更大。圖14（b） 為結合界面處的織構分布圖，可以發(fā)現(xiàn)，1060Al 側較AZ31B 側具有更明顯的織構分布特征，在1060Al 側主要以戈斯再結晶織構以及S 型織構、銅型織構和黃銅織構等3 種變形織構為主。而AZ31B 側的織構主要以少量的3 種變形織構為主，整體織構分布規(guī)律與圖13（b） 的再結晶分析結果基本一致。

圖15（a） 為最下層1060Al/2024Al 結合界面的反極圖，1060Al 側的晶粒在靠近漩渦結構處發(fā)生了明顯的細化，在遠離漩渦結構處則呈現(xiàn)拉長變形的特征。與1060Al 側相比，2024Al 側的晶粒未發(fā)生明顯的細化，整體晶粒結構在漩渦結構內發(fā)生了一定程度的變形，變形程度較1060Al 側較小。結合界面處的再結晶分析結果如圖15（b） 所示，在1060Al 側再結晶結構與變形結構占比較多，同時伴有少量的變形亞結構生成。而在2024Al 側主要以變形結構為主，再結晶結構與變形亞結構占比較少，整體結合界面處變形結構占比約65.23%，亞結構約9.57%，再結晶結構約25.20%。

1060Al/2024Al 結合界面處的局部取向差分布情況如圖16（a） 所示，2024Al 側的取向差明顯高于1060Al 側的，這表明2024Al 側的塑性變形更劇烈。此外，漩渦結構波峰及波脊處的塑性變形程度也略高于漩渦結構內部。圖16（b） 為結合界面處的織構分布圖，結合界面處主要存在立方織構和戈斯織構2 種再結晶織構以及S 型織構、銅型織構和黃銅織構3 種變形織構，其中變形織構的占比較多，這與圖15（b） 中大量的變形結構與變形亞結構的分布規(guī)律相吻合。

3 復合板動態(tài)力學性能及斷口形貌分析

3.1 動態(tài)力學性能分析

通過SHPB實驗測試系統(tǒng)對焊后多層輕質金屬復合板的動態(tài)力學性能開展了2 種不同方向試樣的研究，其中X 方向試樣開展了10 種不同速度下的動態(tài)沖擊試驗，實驗相關參數(shù)如表2 所示。圖17（a） 為10 種速度沖擊后的試樣照片圖，試樣1-9 和1-10 分別在沖擊速度為33.025和36.252 m/s 的條件下發(fā)生了破壞，破壞后的試樣分別如圖17（b）～（c） 所示。2個發(fā)生破壞的試樣均在1060Al/AZ31B 和AZ31B/1060Al 等2 個鋁/鎂結合界面處出現(xiàn)分層，整體試樣其他位置未出現(xiàn)明顯的破斷。10種不同速度下X 方向試樣的動態(tài)應力-應變曲線如圖18 所示，隨著沖擊速度的不斷升高，試樣的壓縮變形量不斷增大，動態(tài)抗壓強度也隨之不斷升高，在沖擊速度為30.506 m/s時， 動態(tài)抗壓強度達到最大值為605 MPa，后續(xù)隨著沖擊速度繼續(xù)升高，試樣在鋁/鎂結合界面處發(fā)生分層破壞，動態(tài)抗壓強度也隨之出現(xiàn)小幅降低。

Z方向多層復合板試樣不同速度下的動態(tài)沖擊實驗相關參數(shù)如表3 所示，隨著沖擊速度的不斷升高，試樣的壓縮變形量不斷增大，當沖擊速度達到21.920 m/s 時，試樣出現(xiàn)破壞。7 種不同沖擊速度后的試樣如圖19（a） 所示，其中試樣2-6 和2-7 分別在沖擊速度為21.920 和26.925 m/s 時出現(xiàn)破壞，破壞后的試樣分別如圖19（b）～（c） 所示。2 個試樣均在1060Al/AZ31B/1060Al/2024Al4 層板材處，沿著斜向45o方向出現(xiàn)滑移斷裂。7 種不同速度下Z 方向試樣的動態(tài)應力-應變曲線如圖20 所示，隨著沖擊速度的不斷升高，動態(tài)抗壓強度也不斷升高，在沖擊速度為26.925 m/s 時，動態(tài)抗壓強度達到最大值390 MPa。

3.2 斷口三維形貌分析

圖21為試樣1-9破壞后斷口界面的三維形貌掃描圖像。1060Al/AZ31B結合界面分離后的三維形貌如圖21（a） 所示， 1060Al/AZ31B 界面三維形貌呈現(xiàn)近似水面波紋的獨特結構特征。圖21（b） 的AZ31B/1060Al 結合界面的三維形貌與圖21（a） 的1060Al/AZ31B 結合界面的三維形貌相比，三維波紋的尺寸較小，波紋密度較大，這與掃描電鏡觀察到的二維結合界面波形尺寸間的差異相吻合。圖22 為試樣1-10 破壞后的斷口界面的三維掃描圖像，其斷口三維形貌結構特征與試樣1-9的基本相近。爆炸焊接這種獨特的三維界面特征是金屬材料在外加載荷下發(fā)生的一種特殊且不可逆的塑性變形，其形成原因在一定程度上與炸藥爆炸引起的周期性脈沖載荷有關[29]。此外，在不同組合金屬的爆炸焊接過程中，界面形態(tài)表現(xiàn)出不同的特征，這也與工藝參數(shù)以及材料的塑性變形能力和性能有關。這些因素也會改變爆炸載荷傳播的能量和特性，從而形成不同結構特征的爆炸焊接三維結合界面。

試樣2-7破壞后的斷口界面的三維掃描圖像如圖23所示，該破壞試樣同時出現(xiàn)了分層破壞和滑移剪切破壞2種破壞形式。圖23（a） 為1060Al/AZ31B結合界面分層破壞后1060Al鋁側斷口界面的三維形貌，從圖中可以發(fā)現(xiàn)，在中間區(qū)域試樣沿結合界面出現(xiàn)分層脫離，而在外側的環(huán)形區(qū)域，試樣則由于沖擊壓縮作用，沿1060Al 層出現(xiàn)剪切破壞特征。圖23（b） 為試樣剪切破壞斷口的三維形貌掃描圖像，整體剪切斷口呈斜向45o方向，從1060Al/AZ31B/1060Al/2024Al 四層板材內部出現(xiàn)破壞。圖23（c） 為AZ31B斷口的局部放大圖，AZ31B 斷口形貌呈現(xiàn)明顯的纖維狀特征，這表明在斷裂前AZ31B 發(fā)生了明顯的塑性變形，隨著塑性變形程度的不斷提高，材料出現(xiàn)韌性斷裂。

3.3 動態(tài)破壞機理分析

對于X 方向的并聯(lián)結構試樣，當入射桿中的應力波從入射桿端面（A0）沿平行于爆炸焊接結合界面向試樣內部傳播時，由于試樣材料組合不同，相當于應力波在5 種均勻介質中分別傳播，如圖24 所示。其中A₁～A₅分別為TA2/1060Al/AZ31B/1060Al/2024Al 試樣的5 個界面橫截面面積，根據(jù)牛頓第三定律可知，入射桿與X 方向并聯(lián)結構試樣接觸面的初始應力狀態(tài)為：

對于TA2/1060Al/AZ31B/1060Al/2024Al 多層爆炸焊接復合板來說，由于1060Al/AZ31B 和AZ31B/1060Al 等2 個結合界面處存在Al-Mg 系金屬間化合物擴散層，因此其焊接界面強度較TA2/1060Al 和1060Al/2024Al 界面較低。AZ31B 兩側由于材料波阻抗不同，進而在界面處產生剪切作用，剪切應力大小與材料的波阻抗錯配程度和沖擊應力波擾動強度相關，當界面剪切應力大于金屬間化合物層所處界面的結合強度時，X 方向并聯(lián)結構試樣沿著2 個Al/Mg 焊接界面發(fā)生分層破壞。

結合圖18 的動態(tài)應力-應變曲線變化規(guī)律，可以發(fā)現(xiàn)，對于X 方向的并聯(lián)結構試樣，其在動態(tài)沖擊載荷下的變形過程主要包括4 個階段，分別為彈性變形階段、均勻塑性變形階段、不均勻塑性變形階段和分層破壞階段。在彈性變形階段，并聯(lián)結構試樣變形過程中應變均勻，應力不均勻。在彈性階段之后，并聯(lián)結構試樣進入塑性變形階段，塑性變形階段前期主要以均勻塑性變形為主，并聯(lián)結構試樣在沖擊載荷下發(fā)生均勻變形，試樣在變形過程中應變均勻，應力均勻。當應變率逐漸升高后，塑性變形階段后期進入不均勻塑性變形階段，由于材料波阻抗的差異，并聯(lián)結構試樣變形過程中應變均勻，應力不均勻，在界面處產生剪切應力。當剪切應力大于結合界面處的結合強度時，并聯(lián)結構試樣發(fā)生分層破壞，最后進入分層破壞階段。

如圖25所示，對于Z 方向的串聯(lián)結構試樣，當入射桿中的應力波從入射桿端面，沿垂直于爆炸焊接結合界面向試樣內部傳播時，應力波相當于在層狀非均勻介質中傳播。應力波在焊接界面處發(fā)生透射-反射作用，同時也會產生應力波擾動疊加作用。隨著沖擊速度的增大，由于1060Al 在Z 方向串聯(lián)結構試樣中強度低于其他材料，因此，最上端1060Al 層內首先有裂紋形成，并發(fā)生剪切破壞。隨著裂紋向AZ31B/1060Al/2024Al 層內不斷擴展，串聯(lián)結構試樣沿45o方向在1060Al/AZ31B/1060Al/2024Al 層內發(fā)生滑移剪切斷裂。

結合圖20中的動態(tài)應力-應變曲線可以發(fā)現(xiàn)，對于高應變率下Z 方向串聯(lián)結構試樣的動態(tài)應力-應變曲線，其變化規(guī)律主要分為3 個階段，分別為彈性變形階段、塑性變形階段和滑移剪切破壞階段。變形初期為彈性變形，當應力達到材料屈服強度后，串聯(lián)結構試樣開始屈服，并進入塑性變形階段。在塑性變形階段前期，串聯(lián)結構試樣的塑性模量呈現(xiàn)漸減硬化特征，在塑性變形后期呈現(xiàn)線性硬化特征。在不同應變率下，串聯(lián)結構試樣表現(xiàn)出一定的應變率強化效應，隨著應變率的增加，流動應力明顯提高。當流動應力峰值高于串聯(lián)結構試樣中強度最低金屬的動態(tài)抗壓強度時，試樣在最弱層首先發(fā)生滑移剪切破壞，并向其他層內不斷擴展，最后發(fā)生破壞，進入滑移剪切破壞階段。

在沖擊載荷作用下，對于體積占比相同的層狀金屬復合材料，并聯(lián)結構試樣的動態(tài)破壞模式與界面結合強度相關，而串聯(lián)結構試樣的動態(tài)破壞模式則與組元金屬的材料強度相關。并聯(lián)結構層狀金屬復合材料內部應力波的傳播特性致使結合界面處產生剪切應力作用，而串聯(lián)結構內則沒有附加力的作用產生。正是由于并聯(lián)結構界面剪切作用的存在，在受到?jīng)_擊作用時，材料具有更好的沖擊強度和能量耗散能力[23]。

4 結論

通過平行法爆炸焊接技術，成功實現(xiàn)了TA2/AZ31B/2024Al多層輕質金屬板材的一次成型有效復合。采用SEM 及EBSD 表征設備，揭示了焊后多層復合板結合界面微觀結構特征及材料物相的變化規(guī)律?；谥睆綖?4.5 mm 的SHPB 測試系統(tǒng)及三維輪廓掃描儀，開展了多層復合板動態(tài)力學性能測試及斷口破裂特性研究，得到的主要結論如下。

（1） 焊后多層輕質金屬復合板的4 個焊接界面均呈現(xiàn)爆炸焊接特有的波形結構特征，結合界面處無明顯缺陷，總體焊接質量良好。TA2/1060Al 界面呈現(xiàn)小波紋結構特征，波長約為90 μm；1060Al/AZ31B和AZ31B/1060Al 界面分別呈現(xiàn)大波紋和規(guī)律的小波紋結構特征，波長分別約為453 和120 μm，且結合界面處均有厚度約20 μm 的擴散層生成；1060Al/2024Al 界面呈現(xiàn)明顯的漩渦結構特征，漩渦結構波長約為852 μm。

（2） 在靠近波形結合界面處，晶粒發(fā)生細化并形成細晶區(qū)，在遠離結合界面處，晶粒尺寸逐漸增大；2 個1060Al 過渡層內晶粒組織由于強塑性變形作用，均呈現(xiàn)典型的拉長層狀晶粒特征；4個結合界面處均出現(xiàn)了一定程度的動態(tài)再結晶組織，同時結合界面處存在明顯的變形織構與再結晶織構特征。

（3） 沿X 方向的試樣最大動態(tài)抗壓強度達605 MPa，由于材料波阻抗不同，界面處產生剪切應力作用，X 方向并聯(lián)結構試樣在1060Al/AZ31B 及AZ31B/1060Al 等2 個結合界面處發(fā)生分層破壞，分層斷口界面三維形貌呈現(xiàn)近似水面波紋的獨特結構特征；沿Z 方向的試樣最大動態(tài)抗壓強度達390 MPa，由于1060Al 強度低于其他材料，1060Al 層內首先發(fā)生剪切破壞。隨著裂紋向層內不斷擴展，Z方向串聯(lián)結構試樣沿45o方向在1060Al/AZ31B/1060Al/2024Al 層內發(fā)生滑移剪切斷裂，斷口界面三維形貌呈現(xiàn)明顯的纖維狀韌性斷裂特征。

（4） 在沖擊載荷作用下，對于體積占比相同的層狀金屬復合材料，并聯(lián)結構試樣的破壞模式與界面結合強度相關，而串聯(lián)結構試樣的破壞模式則與組元金屬的材料強度相關。并聯(lián)結構層狀金屬復合材料內部結合界面處存在剪切應力作用，而串聯(lián)結構內則沒有附加力的作用產生，并聯(lián)結構材料較串聯(lián)結構具有更好的沖擊強度和能量耗散能力。

（責任編輯 張凌云）