摘要
为提高以1060Al为中间层的5083Al/1060Al/SUS316爆炸复合板界面结合强度，本文基于固溶度计算，提出了中间层设计准则，选用1060Al+TA1+N6作为中间层制备了5083Al/1060Al/TA1/N6/SUS316爆炸复合板，采用扫描电镜、X射线衍射、万能材料试验机等设备对复合板界面微观组织和拉脱性能进行测试，研究了不同结合界面金属间化合物对复合板力学性能的影响。结果表明：与1060Al中间层相比，1060Al+TA1+N6中间层阻隔了1060Al和SUS316反应，抑制了脆性Al3Fe相生成；同时，中间层1060Al/TA1界面生成了韧性AlTi和AlTi3相，TA1/N6界面生成了韧性TiNi和TiNi3相；5083Al/1060Al/TA1/N6/SUS316爆炸复合板界面拉脱强度为147 MPa，相比5083Al/1060Al/SUS316爆炸复合板界面拉脱强度提高了40%；中间层1060Al/TA1和TA1/N6界面生成的韧性相有助于相邻层界面应变传递，从而促进了拉伸变形过程中应变的均匀分布，进而改变了断裂界面。
Abstract
In order to improve the interfacial bonding strength of the 5083Al/1060Al/SUS316 explosive composite plate with 1060Al as the intermediate layer, this study proposed a design criterion for the intermediate layer based on solid solubility calculations. The 1060Al+TA1+N6 was selected as the composite intermediate layer to prepare 5083Al/1060Al/TA1/N6/SUS316 explosive composite plate. The interfacial microstructure and pull-through performance of the composite plate were tested by scanning electron microscopy, X-ray diffraction and universal material testing machine. The influence of different intermetallic compounds at the bonding interfaces on the mechanical properties of composite plates was investigated. The results showed that compared with the 1060Al interlayer, the 1060Al+TA1+N6 interlayer blocked the reaction between 1060Al and SUS316, and inhibited the generation of brittle Al3Fe phase. Meanwhile, ductile AlTi and AlTi3 phases were formed at the 1060Al/TA1 interface, and ductile TiNi and TiNi3 phases were generated at the TA1/N6 interface. The interfacial tensile strength of 5083Al/1060Al/TA1/N6/SUS316 explosive composite plate was 147 MPa, marking a 40% increase compared to that of 5083Al/1060Al/SUS316 explosive composite plate. The ductile phases formed at the interface of the intermediate layer 1060Al/TA1 and TA1/N6 contributed to the strain transfer at the interface of the adjacent layer, thereby improving the uniform distribution of strain during tensile deformation, thereby changing the fracture interface.
Keywords
铝合金/不锈钢复合板具有优异的综合力学性能，被广泛应用于贮存液氮、液氦、液氧的低温压力容器。压力容器的筒体一般采用铝合金制造，但是连接筒体的进出管道采用不锈钢制造，因此在工程应用中，铝合金/不锈钢复合板需加工成管材才能作为压力容器中铝合金筒体和不锈钢进出管道的过渡连接件。铝合金/不锈钢过渡连接件在服役过程中受到低温影响，由于两种材料膨胀系数的差异，使得过渡连接件中铝侧和钢侧的体积收缩不均匀，导致铝合金/不锈钢结合界面产生较大法向拉应力，从而降低其服役性能。目前，铝合金/不锈钢复合板主要采用爆炸焊接工艺制备[1]。但由于铝合金和不锈钢的熔点、热导率等物化性能差异大，导致爆炸焊接窗口窄、可焊接性差[2]。纯铝中间层的加入可有效改善铝合金和不锈钢的可焊性。Saravanan等[3]采用纯铝作为中间层制备了5052Al/1100Al/SUS316爆炸复合板，结果表明，纯铝中间层的加入拓宽了5052Al和SUS316的焊接窗口，但其界面生成了大量脆性Al3Fe、Al5Fe2相，导致界面结合强度严重降低[4]。
为改善脆性相对纯铝/不锈钢界面结合强度的不利影响，在纯铝/不锈钢界面添加中间层的方法被提出并开展了研究，研究表明该方法可有效提高复合板界面结合强度。张文鼎等[5]采用纯钛作为中间层制备了1060Al/TA1/Q235B爆炸复合板，结果表明，纯钛中间层的加入使复合板界面拉脱强度由150 MPa提高至178 MPa，且1060Al/TA1和TA1/Q235B界面剪切强度分别为96 和333 MPa，相比1060Al/Q235B界面剪切强度（75 MPa）分别提高了28%和344%。然而，在爆炸焊接过程中，纯钛/不锈钢界面极易生成脆性TiFe2相，使其在拉伸变形过程中产生应力集中，降低其服役性能[6]。因此，有必要寻找一种新中间层阻隔纯钛/不锈钢界面反应。Angshuman等[7]的研究表明，纯镍中间层的加入可抑制纯钛/SUS304界面反应，缓解拉伸变形过程中纯钛/SUS304界面两侧的不均匀应变。基于上述研究，纯铝、纯钛、纯镍中间层的联合使用可有效实现高性能铝合金/不锈钢复合板的制备。然而，到目前为止，有关中间层材料的选材尚未有理论依据，且中间层材料对铝合金/不锈钢界面组织和性能的影响机理尚不明晰。
本文基于固溶度计算，提出了5083Al/SUS316爆炸复合板的中间层设计准则，选用1060Al+TA1+N6作为中间层，制备了5083Al/1060Al/TA1/N6/SUS316爆炸复合板，研究了1060Al+TA1+N6中间层对复合板界面组织和力学性能的影响，阐明了1060Al+TA1+N6中间层提高界面结合强度的机理。
1 实验
1.1 材料及复合板制备
本实验选用5种退火态材料，分别是5083Al、1060Al、TA1、N6和SUS316，对应厚度分别为9、4、2、2和12 mm。待焊接面打磨光滑后，进行爆炸焊接，布药方式如图1（a）所示。5种界面的焊接炸药均选用硝酸铵燃料油（ANFO）混合物，本次爆炸焊接工艺如表1所示。依次通过爆炸复合1060Al/SUS316和5083Al/1060Al界面实现5083Al/1060Al/SUS316复合板的制备。同样的，依次通过爆炸复合N6/SUS316、TA1/N6、1060Al/TA1和5083Al/1060Al界面实现5083Al/1060Al/TA1/ N6/SUS316复合板的制备。为方便后续论述，本研究将5083Al/1060Al/SUS316复合板和5083Al/1060Al/TA1/N6/SUS316复合板分别命名为3层爆炸复合板和5层爆炸复合板。
图1复合板的爆炸焊接过程示意图（a）以及取样位置示意图（b）（WD、TD和ND分别代表炮轰波的传播方向、横向以及法向）
Fig.1Schematic diagram of explosive welding process of composite plate (a) and schematic diagram of sampling positions (b) (WD, TD and ND represent propagation direction, transverse direction and normal direction of shell wave, respectively)
表1爆炸焊接工艺
Table1Parameters of explosive welding
1.2 表征方法
采用X射线衍射（X-Ray Diffraction，XRD）进行物相分析，扫描步长为2（°）/min，工作电压为45 kV，电流为40 mA。通过配备有能量色散光谱仪（EDS）的扫描电子显微镜（Scanning Electronic Microscopy，SEM）分析复合板界面微观组织。由于复合板在低温服役过程中会沿板材法向（Normal Direction，ND）产生较大拉应力，从而使得结合界面成为复合板的性能薄弱区域，因此本文采用界面拉脱强度评估复合板界面结合性能。拉脱试样沿ND方向切取，取样位置如图1（b）所示，试样尺寸如图2所示。采用Instron 8801试验机进行拉伸实验，应变速率为1×10-3 s-1，拉伸加载方向为ND，每组测试3个平行试样。采用数字图像相关法（Digital Image Correlation，DIC）记录拉伸过程中复合板表面应变分布。
图2拉伸试样尺寸图（单位：mm）
Fig.2Dimension of tensile sample
2 结果与讨论
2.1 中间层设计准则
理想中间层材料需抑制异质界面脆性金属间化合物的生成，且有利于在异质界面形成固溶体，进而提高复合板界面结合强度。在中间层材料优化设计中，应重点考虑主元金属原子间的固溶度[4，8]，而固溶度与晶体结构、原子半径、电负性之间的差异有关。依据溶质原子和溶剂原子在高温下发生冶金反应相似相溶的原理，晶体结构相近的金属原子可以实现良好的互溶，易于生成固溶体。当两组元原子半径差小于8%时，二者反应可形成无限固溶体；当两组元原子半径差大于15%时，二者反应易生成金属间化合物[9]。另外，当两组元原子电负性差距小于0.2时，二者反应有利于形成无限固溶体；当两组元原子电负性差大于0.4时，二者反应可形成金属间化合物[10]。基于上述理论，中间层材料设计可依据如下公式[11]：
(1)
(2)
式中：x为Al、Fe原子半径；y为对应x原子的电负性；Rx为合金化原子半径；ey为对应Rx原子的电负性。
图3为不同金属原子与Al、Fe原子固溶度计算结果。Ti、Ni原子均位于Al、Fe原子有限固溶区域，这表明Ti、Ni可与Al、Fe形成有限固溶体。同时，Ti原子也靠近Al原子的无限固溶区域附近，这表明Ti与Al反应易生成固溶体。此外，Ni原子位于Fe原子无限固溶区域，这表明Ni与Fe反应易生成固溶体。简言之，Ti和Al、Ni和Fe反应易生成固溶体，提高界面结合强度，同时Ti和Ni反应生成的Ti-Ni相具有良好的塑性，可以缓解异质界面的不均匀应变[7]。因此，选用1060Al+TA1+N6中间层有望制备高性能铝合金/不锈钢爆炸复合板。
图3常用金属元素的固溶度
Fig.3Solid solubility of commonly used metal elements
2.2 复合板界面微观组织
图4为3层爆炸复合板和5层爆炸复合板界面形貌。
图45083Al/SUS316爆炸复合板界面形貌：（a）3层爆炸复合板；（b）5层爆炸复合板
Fig.4Interfacial morphology of 5083Al/SUS316 explosive composite plates: (a) three-layer explosive composite plate; (b) five-layer explosive composite plate
由图4（a）可以看出，3层爆炸复合板的5083Al/1060Al界面呈波形，而1060Al/SUS316界面呈平坦形。这是因为5083Al和1060Al是同种金属爆炸焊接，材料属性差异小，二者的阻抗失配参数（IMP：评估爆炸焊接界面的波形趋势）趋近于0，有利于波形界面的形成[12]。而1060Al和SUS316的材料密度差异较大，二者的阻抗失配参数较大，界面呈平坦形[13]。与3层爆炸复合板界面不同，5层爆炸复合板中所有界面均呈波形（图4（b））。这是因为TA1+N6中间层的加入阻隔了1060Al和SUS316直接反应，同时缩小了1060Al和SUS316两者阻抗失配参数的差异，改善了界面结合性[14]。综上，5层爆炸复合板中相邻两侧材料界面均可实现良好的机械咬合作用。
图5为3层爆炸复合板界面微观组织，图中红色实线为5083Al和1060Al的分界线（图5（a）），可以看出，5083Al/1060Al界面两侧衬度相同。界面结合良好，无明显元素扩散和金属间化合物产生（图5（b）、（c））。此外，1060Al/SUS316界面衬度不同，黑色一侧为1060Al，深灰色界面为元素扩散层，浅灰色一侧为SUS316（图5（d））。界面扩散层内观察到大量微裂纹，如图5（d）中箭头所示。这是因为不锈钢的线膨胀系数远小于纯铝，二者在焊后冷却过程中收缩程度不一致，导致1060Al/SUS316界面萌生裂纹。同时该界面扩散层厚度约为10.7 μm（图5（e）），对扩散层进行EDS点分析，点扫位置如图P1~P4所示。扩散层中Al、Fe原子比约为3∶1（表2），这表明扩散层主要由脆性的Al3Fe相组成[15]，XRD分析也证实了该结果（图5（f））。
图53层爆炸复合板界面微观组织：5083Al/1060Al界面的SEM图（a），EDS分析（b）和XRD谱图（c）；1060Al/SUS316界面的SEM图（d），EDS分析（e）和XRD谱图（f）
Fig.5Interfacial microstructure of three-layer explosive composite plate: SEM image (a) , EDS analysis (b) and XRD pattern (c) of 5083Al/1060Al interface; SEM image (d) , EDS analysis (e) and XRD pattern (f) of 1060Al/SUS316 interface
表2扩散层EDS点扫结果（原子分数/%）
Table2EDS spot-scan results of diffusion layers (at.%)
图6为5层爆炸复合板界面微观组织。由图6（a）可以看出，1060Al/TA1界面两侧衬度不同，黑色一侧为1060Al，浅灰色一侧为TA1。该界面处形成了大量的碎片，这是因为爆炸焊接过程中产生的大量金属射流使界面附近金属发生破碎。同时1060Al/TA1界面形成了厚度约为0.9 μm的扩散层（图6（b）），对扩散层进行EDS点分析，点扫位置如图6（a）中P1~P4所示。扩散层内Al、Ti原子比约为1∶1和1∶3（如表2所示），这表明Al、Ti反应产物主要由韧性AlTi和AlTi3相组成[16]（图6（c））。
与1060Al/TA1界面相似，TA1/N6界面两侧衬度不同，深灰色一侧为TA1，浅灰色一侧为N6（图6（d））。该界面形成了厚度约为2.6 μm的扩散层（图6（e））。扩散层可分为两层，靠近TA1侧，点扫位置如图6（d）中P1、P2所示，Ti和Ni的原子比约为1∶1，主要为TiNi相。靠近N6侧，点扫位置如图6（d）中P3、P4所示，Ti和Ni的原子比约为1∶3（如表2所示），主要为TiNi3相（图6（f））。这是因为在爆炸焊接过程中Ni原子向Ti基体的扩散速率要大于Ti原子向Ni基体的扩散速率，因此在TA1一侧主要形成韧性TiNi相，N6一侧主要形成韧性TiNi3相[17]。
对于N6/SUS316界面，其界面两侧衬度不同，浅灰色一侧为N6，深灰色一侧为SUS316（图6（g））。二者界面无明显扩散层和金属间化合物产生（图6（h）、（i））。这是因为Ni和γ-Fe均为面心立方结构，其原子半径和电负性相近，二者不易反应生成金属间化合物[18]。
图65层爆炸复合板界面微观组织：1060Al/TA1界面的SEM图（a），EDS分析（b）和XRD谱图（c）；TA1/N6界面的SEM图（d），EDS分析（e）和XRD谱图（f）；N6/SUS316界面的SEM图（g），EDS分析（h）和XRD谱图（i）
Fig.6Interfacial microstructure of five-layer explosive composite plate: SEM image (a) , EDS analysis (b) and XRD pattern (c) of 1060Al/TA1 interface; SEM image (d) , EDS analysis (e) and XRD pattern (f) of TA1/N6 interface; SEM image (g) , EDS analysis (h) and XRD pattern (i) of N6/SUS316 interface
2.3 复合板拉伸变形行为
图7为3层和5层爆炸复合板的工程应力-应变曲线及表面应变分布。3层爆炸复合板界面拉脱强度为105 MPa，5层爆炸复合板界面拉脱强度为147 MPa，相比3层爆炸复合板界面拉脱强度提高了40%。3层爆炸复合板断裂位置为1060Al/SUS316界面，5层爆炸复合板断裂位置为5083Al/1060Al界面。这是因为拉伸过程中3层爆炸复合板1060Al/SUS316界面生成的脆性Al3Fe相导致界面两侧塑性变形不均匀[19-20]，从而使塑性应变从5083Al/1060Al界面向1060Al/SUS316界面转移，最终在1060Al/SUS316界面发生脆性断裂（图7（a）中白色矩形框）。与3层爆炸复合板不同，5层爆炸复合板中1060Al/TA1和TA1/N6界面生成的韧性AlTi和AlTi3、TiNi和TiNi3相有助于相邻层间发生应变传递[21-22]，缓解复合板中相邻层间应力集中。由于5083Al和1060Al硬度较低，导致5083Al/1060Al界面产生应力集中，从而引发其界面发生韧性断裂（图7（b）中白色矩形框）。需要说明的是，拉伸过程中3层爆炸复合板和5层爆炸复合板均出现了明显的屈服平台。5083Al和1060Al的硬度相比其他层材料较低，导致复合板塑性应变集中在5083Al/1060Al界面，在屈服平台开始阶段，5083Al/1060Al界面开始发生屈服现象。由于5083Al/1060Al爆炸焊接界面存在Al、Mg原子[23]，在拉伸过程中，固溶于Al基体的Mg原子与位错发生交互作用后，Mg原子在位错周围偏聚，从而形成柯氏气团[24]。在变形过程中，位错挣脱Mg原子束缚时会导致其应变能升高，这相当于Mg原子对位错有钉扎作用，阻碍了位错的移动。继续变形时，位错需“脱钉”，从而出现明显的屈服平台[25]。
图7复合板工程应力-应变曲线和表面应变分布图
Fig.7Engineering stress-strain curves and surface strain distribution of the plates: (a) three-layer explosive composite plate; (b) five-layer explosive composite plate
3 结论
1）不同元素的固溶度计算结果表明，Ti与Al反应易生成固溶体，Ni与Fe反应易生成固溶体，因此，选用1060Al+TA1+N6作为中间层有望制备高性能的5083Al/1060Al/TA1/N6/SUS316爆炸复合板。
2）5083Al/1060Al/SUS316爆炸复合板中1060Al/SUS316界面生成脆性Al3Fe相。而5083Al/1060Al/TA1/N6/SUS316爆炸复合板中1060Al/TA1界面生成韧性AlTi和AlTi3相，TA1/N6界面生成韧性TiNi和TiNi3相。
3）5083Al/1060Al/TA1/N6/SUS316爆炸复合板界面拉脱强度为147 MPa，相比5083Al/ 1060Al/SUS316爆炸复合板提高了40%，5层爆炸复合板在5083Al/1060Al界面发生韧性断裂，3层爆炸复合板在1060Al/SUS316界面发生脆性断裂。
