Interfacial microstructure characteristics and dynamic mechanical properties of TA2/AZ31B/2024Al explosively-welded composite plates
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摘要: 运用平行法爆炸焊接工艺，开展了TA2/AZ31B/2024Al多层轻质金属板材爆炸焊接实验。通过扫描电镜、电子背散射衍射、分离式霍普金森压杆及三维轮廓扫描等测试技术，对多层爆炸焊接复合板界面微观结构特征、材料物相变化规律、复合板材动态力学性能及材料冲击断口特征开展了系统研究。研究结果表明：焊后多层轻质金属复合板的4个焊接界面均呈现出爆炸焊接特有的波形结构特征，结合界面处无明显缺陷，总体焊接质量良好。结合界面处晶粒发生细化并形成细晶区，1060Al过渡层内晶粒组织由于强塑性变形呈现典型的拉长层状晶粒特征，4个结合界面处均出现明显的变形织构与再结晶织构特征。沿X方向的试样最大动态抗压强度达605 MPa，分层断口界面三维形貌呈现近似水面波纹的独特结构特征。沿Z方向的试样最大动态抗压强度达390 MPa，断口界面三维形貌呈现明显的纤维状韧性断裂特征。Abstract: In recent years, with the rapid development of technology and equipment in the fields of aerospace, defense, and military industries, multilayer lightweight metal composite materials have attracted widespread attention to face complex service environments and reduce equipment weight. Titanium, aluminum, magnesium, and other lightweight metals and their alloys have advantages such as high specific strength, high specific elastic modulus, high damping and shock absorption, high electrostatic shielding, and high machinability, making them the most promising lightweight metal materials for application. In this study, the explosive welding experiments of TA2/AZ31B/2024Al multilayer light metal plate were carried out using a parallel explosive-welding process. Using scanning electron microscopy, electron backscatter diffraction, split Hopkinson pressure bar, and three-dimensional contour scanning, the interfacial microstructure characteristics, material phase changes, dynamic mechanical properties, and impact fracture characteristics of multilayer explosive welded composite plates were studied systematically. The results indicate that the four joining interfaces of the multilayer lightweight metal composite plate after welding present unique waveform structure characteristics of explosive welding, and there are no obvious defects at the joining interfaces. The overall welding quality is good. The grain refinement occurs at the joining interfaces and forms the fine grain region. The grain structure in the 1060Al transition layer exhibits typical elongated layered grain characteristics due to strong plastic deformation, and deformation texture and recrystallization texture characteristics appear at all four joining interfaces. The maximum dynamic compressive strength of the sample along the X-direction is 605 MPa, and the three-dimensional morphology of the fracture interface presents unique structural features similar to the water ripples. The maximum dynamic compressive strength of the sample along the Z-direction is 390 MPa, and the three-dimensional morphology of the fracture interface presents fibrous ductile fracture characteristics. Due to the different wave impedance of the metals, the delamination failure occurs in the X-direction sample, which is caused by the shear stress between the Al/Mg joining interfaces. Since the strength of 1060Al is lower than that of other metals, the Z-direction sample is first destroyed from the 1060Al layer, and slip shear fracture occurs along the 45° direction.
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随着现代科学技术及高科技工业生产的迅猛发展，对于材料综合性能的要求也随之不断提升，单一组元的金属材料在许多工业领域及装备制造中已逐渐无法满足需求。《中国制造2025》战略规划中提出：加快新材料、新技术和新工艺的应用，以特种金属功能材料、高性能结构材料、功能性高分子材料、特种无机非金属材料和先进复合材料为发展重点，发展新一代轻量化、模块化及关键核心零部件，突破产业化制备瓶颈。加快轻质高强新型金属复合材料的开发和研究具有十分紧迫的现实意义，已成为近年来的热点研究课题。
轻质金属如钛、铝、镁等及其合金，凭借其轻质高强和矿产资源储量丰富的优势，是目前可应用、轻量化最有发展和应用前景的金属材料，具有不可替代的优异性能，如高比强度、高比弹性模量、高阻尼减震性、高导热性、高静电屏蔽性、高机械加工性和极低的密度以及易回收再利用等一系列优点，被称为21世纪的绿色材料[1]。钛及钛合金材料作为一种轻质、高强、耐磨、耐蚀、耐高温的金属材料，被广泛应用于飞机发动机及火箭、导弹等飞行器结构件和国防武器装备制造领域，被称为太空金属[2-4]。然而，由于钛及钛合金材料在生产过程中所需能耗较大，经济成本较高，且生产过程中伴随着污染物的排放，致使钛及钛合金材料价格昂贵，使得其应用受到了一定程度的限制。铝及铝合金材料因其质轻、比强度高、可塑性强及价格低廉等优点，在航空航天、交通运输、建筑结构等领域有着广泛的应用，特别是经过合金化的高强铝合金，一直是航空航天飞行器的主体结构材料之一[5-7]。镁及镁合金材料具有密度低、强度高、弹性模量高、电磁防护性好、减震及抗冲击性能优异等特点，在航空电磁屏蔽和冲击减震等领域得到广泛的应用[8-10]。近年来，随着航空航天、国防军工等领域技术与装备的快速发展与进步，为了面对复杂的服役环境，同时减轻整体装备质量，多层轻质金属复合材料逐渐引起研究人员的广泛关注。钛/镁/铝多层金属复合材料相较于传统的单一金属材料，具有轻质、高强、耐腐蚀、电磁防护性能优良等独特优势，是航空航天、国防军工等装备领域极具应用前景的金属复合材料之一。金属层状复合材料是通过特殊的工艺方法将两种或两种以上具有不同性能的金属板材进行分层组合而获得的一类新型金属复合材料。它不仅可以选择种类较多的材料组合，传承各自组元的优良性能，而且可以弥补各组元之间的不足，具有组成其单一金属材料所无法比拟的综合性能。由于金属材料间物理化学性质的差异，多层金属的焊接既要保证材料的完美结合而不产生裂纹缺陷，又要避免焊接界面产生过多金属间化合物。若能实现多层轻质金属的有效复合，得到兼具多种优异的力学、物理及化学特性的新型轻质高强金属复合材料，将为装备结构轻量化提供广阔的应用前景。
目前，针对异质金属复合技术的研究有很多，其中爆炸焊接技术作为一种特殊的固态焊接工艺，主要是利用炸药爆轰产生的巨大能量，驱动复层金属与基层金属发生高速斜碰撞，在碰撞区产生金属射流，从而实现待焊材料在界面处的冶金结合[11-15]。相较于其他连接技术，爆炸焊接技术具有结合强度高、热影响区小、异质金属焊接能力强、生产效率高以及可以实现大尺寸双层及多层金属一次复合成型的显著优势[16-18]。钛、铝和镁3种轻质金属及合金材料，在物理、化学及力学性特性等方面相差较大，其中钛导热率是铝镁及其合金的1/15，线膨胀系数是铝的1/4，镁和铝的熔点都为650 ℃左右，但它们与钛的熔点相差1 000 ℃以上，并且相同条件下变形抗力也相差较大，这些材料特性方面的差异给钛、镁、铝多层轻质金属复合材料的制备带来了极大的困难和挑战[19-22]。
爆炸焊接复合板材的优异性能除组元金属本身固有的性能外，还有来自爆炸焊接后组元金属在爆炸冲击荷载下的性能改变。爆炸焊接过程中结合界面处由于强塑性变形的作用会致使金属微观结构发生变化，对于爆炸焊接复合板材整体力学性能有一定程度的影响。目前，针对爆炸焊接复合板材力学特性的研究主要集中在静态力学性能分析，而对于复合板材动态力学特性的研究较少。Fu等[23]采用分离式霍普金森压杆（split Hopkinson pressure bar，SHPB）测试方法研究了具有波阻抗错配特性的Cu/Al爆炸焊接复合板材的动态力学行为，建立了爆炸焊接层合界面剪切应力、冲击加载速度和阻抗适配之间的关系。Zhou等[24]对钛/钢爆炸焊接复合板开展了高应变率的动态拉伸性能测试，研究发现，在高应变率动态拉伸下，钛/钢复合板发生韧性-脆性混合断裂，断裂表面出现撕裂脊线和韧窝特征。Li等[25]利用SHPB测试方法对TC4/TA1/Ti6321爆炸焊接复合板材开展了动态力学性能研究，研究发现，层合复合材料的动态压缩应力-应变曲线呈平衡型，应变强化效果低于均质金属材料。随着爆炸焊接复合板材应用领域的不断拓展，不同的服役环境对于复合材料物理力学性能的要求也随之变化。因此，开展爆炸焊接复合板材动态力学特性方面的相关研究具有十分重要的意义。
本文中，以钛、铝和镁3种轻质金属及合金材料为研究对象，运用平行法爆炸焊接工艺，开展TA2/AZ31B/2024Al多层轻质金属板材爆炸焊接实验研究；通过扫描电镜（scanning electron microscopy，SEM）及电子背散射衍射（electron backscatter diffraction，EBSD）表征技术，对多层轻质金属爆炸焊接复合板结合界面微观结构特征和材料物相变化规律进行系统分析；同时采用SHPB测试方法及三维轮廓扫描技术，开展焊后多层复合板材动态力学性能测试及材料冲击断口特征研究。
1. 实 验
1.1 爆炸焊接实验材料及方法
选用工业纯钛TA2作为飞板、AZ31B镁合金作为中间板、2024Al铝合金作为基板，为了提高材料间的可焊性，选取1060Al作为中间过渡层，各板材的物理尺寸及板间间隙参数如表1所示。实验所用炸药为粉状乳化炸药，炸药密度约为0.87 g/cm3，爆速为2 000～2 100 m/s，炸药高度为35 mm。采用平行布置方式，将雷管置于药盒端部中点处，如图1所示。通过雷管起爆炸药，实现多层轻质金属板材的冶金结合。
表 1 金属板材的物理尺寸及板间间隙Table 1. Physical dimensions of metal plates and gaps between metal plates板材位置 材料 物理尺寸/mm 板间间隙/mm 第1层（飞板） TA2 800×400×4 6
3
3
5第2层（过渡层） 1060Al 800×400×1 第3层（中间板） AZ31B 700×350×3 第4层（过渡层） 1060Al 800×400×1 第5层（基板） 2024Al 800×400×10 1.2 焊后板材测试试样加工
为了消除爆炸焊接后板材内部的残余应力，通过热处理技术对焊后的多层复合板材进行了退火处理，退火温度为300 ℃，保温时间为1 h，炉冷至室温后取出，热处理后的多层复合板材如图2(a)所示。为了研究焊后多层复合板材爆炸焊接结合界面的微观结构特征，通过线切割技术从复合板中间位置，沿平行于爆轰方向切取10 mm×19 mm×5 mm的小尺寸表征试样，如图2(b)所示。利用500、1200和2000目3种不同规格型号的砂纸对沿平行于爆轰方向的界面进行打磨，抛光后通过扫描电镜及电子背散射衍射等先进表征设备，对结合界面的微观形貌及材料物相的变化特征进行分析。
图 2 热处理后的多层爆炸焊接复合板及小尺寸表征试样Figure 2. A multilayer explosively-welded composite plate after heat treatmentand a representative mall-sized sample cut from the composite plate为了研究焊后多层轻质金属板材的动态力学特性，通过线切割技术，分别沿垂直于YZ平面方向（X方向）和垂直于XY平面方向（Z方向），切取2种不同方向的直径和高度均为10 mm的圆柱形试样，试样如图3所示。采用直径为14.5 mm的SHPB实验测试系统对复合板材进行动态力学性能测试，测试系统装置如图4所示。整体实验系统分为3个部分，分别为发射系统、冲击测试系统及数据采集系统。入射杆、透射杆、吸收杆和子弹的长度分别为1500、1500、1000和400 mm。杆件材料为硅锰弹簧钢，具有高强度、高弹性和高稳定性等特点，弹性模量为210 GPa，泊松比为0.29，纵波波速为5188 m/s，密度为7800 kg/m3。动态冲击实验后，通过三维轮廓扫描仪（KEYENCE VR-5000）对破坏试样断口界面进行三维形貌扫描，分析复合板在动态冲击下的破裂模式。
2. 焊接界面的微观结构及材料物相的变化特征
2.1 焊接界面的微观形貌及元素分布
图5为多层复合板最上层TA2/1060Al结合界面的微观形貌图，从图5(a)可以看出，TA2/1060Al界面形貌呈现出小波纹结构特征，波长约为90 μm，振幅约为14 μm。结合界面处无明显的裂纹或孔洞等缺陷，整体结合质量较好。为了分析结合界面处元素的扩散特征，通过元素线扫描技术对TA2/1060Al结合界面进行了分析，从图5(b)可以得出，TA2/1060Al结合界面处元素扩散特征不明显，焊接层厚度约为5 μm。图6为1060Al/2024Al结合界面的微观形貌图，可以看出，结合界面呈现明显的漩涡结构特征，漩涡结构波长约为852 μm，振幅约为280 μm。此外，在前漩涡处有明显的微裂纹产生，这些微裂纹的产生主要是由于爆炸焊接过程中，漩涡区内液态金属的快速冷凝所致。在爆炸焊接过程中，由于界面两侧均为金属，熔池较小，因此，碰撞区的液态金属冷却速度极快，熔池越小，冷却速度越快，其冷却速度通常不低于105 K/s，凝固时间一般为1.5～2.5 μs[22]。
图 5 TA2/1060Al结合界面微观结构特征及元素线扫描分析Figure 5. Microstructure characteristics and elemental line scanning analysis of TA2/1060Al joining interface
图 6 1060Al/2024Al结合界面微观结构特征Figure 6. Microstructure characteristics of 1060Al/2024Al joining interface图7~8为上下过渡层1060Al与中间板AZ31B的2个结合界面的微观形貌图，与图5的钛/铝结合界面相比，图7~8的铝/镁结合界面处均有明显的扩散层生成。如图7(a)所示，1060Al/AZ31B结合界面呈现大波纹结构特征，波长约为453 μm，振幅约为66 μm。同时，在结合界面有断裂的波峰组织，通常造成波形焊接界面波峰断裂的最主要原因是压力过大以及碰撞区液态金属流速过大、变形量大、变形速率高。图7(b)的元素线扫描结果显示，1060Al/AZ31B结合界面有明显的元素互相扩散现象，扩散层厚度约为20 μm。图8(a)显示，AZ31B/1060Al结合界面微观形貌呈现规律的小波纹结构特征，波长约为120 μm，振幅约为29 μm。此外，结合界面处有明显的、规律的波形结构扩散层生成，通过图8(b)的元素线扫描结果可以看出，扩散层的厚度约为20 μm，与图7的1060Al/AZ31B界面扩散层厚度相同。爆炸焊接作为一种特殊的固相连接工艺，其焊接过程具有瞬时、高温、高压、高塑性变形等特点，碰撞区的金属强塑性变形、金属的熔化以及高温高压等极端条件，必然会导致结合界面处扩散现象的产生[26]。
图 7 1060Al/AZ31B结合界面微观结构特征及元素线扫描分析Figure 7. Microstructure characteristics and elemental line scanning analysis of 1060Al/AZ31B joining interface
图 8 AZ31B/1060Al结合界面微观结构特征及元素线扫描分析Figure 8. Microstructure characteristics and elemental line scanning analysis of AZ31B/1060Al joining interface2.2 焊接界面材料物相变化特征
TA2/1060Al结合界面处α-Ti、β-Ti、Al以及Al3Ti等4种物相的反极图如图9(a)所示，飞板TA2侧的晶粒在靠近波形结合界面处晶粒尺寸较小，在远离结合界面处晶粒尺寸逐渐增大。1060Al一侧的晶粒在靠近波形结合界面处表现出细晶结构特征，而在远离结合界面区域，铝晶粒则呈现出拉长的层状晶粒分布特征。在爆炸焊接过程中，通常在靠近结合界面处，晶粒组织由于熔化极冷及再结晶等原因，晶粒组织发生细化并形成细晶区，在紧靠着细晶区的两侧为剧烈的变形组织，其典型组织为拉长的层状晶粒[27]。图9(b)为TA2/1060Al结合界面再结晶组织分析结果，从图中可以看出，TA2侧主要以变形结构和变形亚结构为主，并伴有少量的再结晶结构生成，其中α-Ti中的变形结构占比最多，约81.64%，亚结构和再结晶结构占比分别约为10.06%和8.30%。反观β-Ti中，再结晶结构和变形结构占比较多，分别为52.67%和46.60%。而在1060Al侧，再结晶结构占比达59.60%，变形亚结构和变形结构占比分别为24.15%和16.25%。在中间相Al3Ti中，变形结构和再结晶结构占比分别为57.87%和41.00%，亚结构占比极少。再结晶通常分为两种类型，即静态再结晶和动态再结晶。动态再结晶一般发生在温度超过0.5Tm（Tm为熔化温度）的高速变形（如爆炸焊接过程）或热加工过程中。动态再结晶的组织特征通常包括细小的等轴晶粒、较低的位错密度和完整的晶界。在爆炸焊接过程中，动态再结晶主要是由绝热剪切和高速变形产生的足够热量引起的[28]。因此，动态再结晶通常发生在绝热剪切带中，同时也受到变形温度、变形速率和变形程度的影响。
图 9 TA2/1060Al结合界面反极图及再结晶分布图Figure 9. Inverse pole figure and recrystallization distribution mapping of TA2/1060Al joining interface图10(a)为TA2/1060Al结合界面处的局部取向差图，可以看出，TA2侧的取向差明显高于1060Al侧。局部取向差可以定性反映塑性变形的均匀化程度，数值越高的地方通常塑性变形程度越高，这说明TA2侧的塑性变形较1060Al侧更剧烈。图10(b)为结合界面处的织构分布规律特征图，可以看出，1060Al侧较TA2侧具有更明显的织构特征，在1060Al侧主要存在立方织构和戈斯织构2种再结晶织构以及S型织构、铜型织构和黄铜织构3种变形织构，其中戈斯织构、铜型织构及S型织构占比较多。在TA2侧主要以0001丝织构以及黄铜织构、S型变形织构为主，而再结晶织构较少，这与图9(b)的再结晶分析结果相吻合。
图 10 TA2/1060Al结合界面局部取向差图及织构分布图Figure 10. Local misorientation and texture distribution mappings of TA2/1060Al joining interface图11(a)为1060Al/AZ31B结合界面处FCC-Al和HCP-Mg的反极图，可以看出，在波形结构上部的Al晶粒组织整体呈现出拉长变形的结构特征，在靠近结合界面处晶粒发生细化。1060Al/AZ31B结合界面处的扩散层由于物相原因未能完全识别解析，AZ31B侧的晶粒未出现明显的细化或拉伸变形特征。图11(b)为1060Al/AZ31B结合界面处的再结晶分析结果图，可以发现，在1060Al侧再结晶结构和变形结构占比相当，分别为44.70%和47.50%，变形亚结构占比为7.80%。AZ31B侧主要以再结晶结构和变形结构为主，占比分别为51.71%和35.13%，变形亚结构占比较少。
图 11 1060Al/AZ31B结合界面反极图及再结晶分布图Figure 11. Inverse pole figure and recrystallization distribution mapping of 1060Al/AZ31B joining interface1060Al/AZ31B结合界面处的局部取向差分布如图12(a)所示，反映了1060Al/AZ31B结合界面处的塑性变形程度，从图中可以看出，1060Al侧的塑性变形程度较AZ31B侧略大，波形结构的波峰边缘界面区域的塑性变形程度也明显高于其他区域。图12(b)为1060Al/AZ31B结合界面处的织构分布图，可以发现，1060Al侧的织构特征较AZ31B侧更明显，1060Al侧主要以戈斯再结晶织构以及S型织构、铜型织构和黄铜织构3种变形织构为主。而AZ31B侧的织构主要以少量的S型织构、铜型织构和黄铜织构3种变形织构为主，整体织构分布规律与图11(b)的再结晶结构、变形结构及变形亚结构分布规律相吻合。
图 12 1060Al/AZ31B结合界面局部取向差图及织构分布图Figure 12. Local misorientation and texture distribution mappings of 1060Al/AZ31B joining interfaceAZ31B/1060Al结合界面处HCP-Mg和FCC-Al两种物相的反极图如图13(a)所示，AZ31B侧的晶粒组织呈现出晶粒细化特征。而1060Al侧的晶粒在波形结构内部出现局部细化，而在远离波形结构区域，铝晶粒则呈现出典型的层状拉伸变形分布特征，与TA2/1060Al结合界面的Al晶粒变形特征一致。图13(b)为AZ31B/1060Al结合界面的再结晶分析结果，可以看出，AZ31B侧主要以再结晶结构和变形亚结构为主，并伴有少量的变形结构生成，3种结构占比分别为58.94%、27.47%和13.59%。而在1060Al侧，变形结构和再结晶结构占比相当，分别占比47.01%和35.94%，变形亚结构的占比为16.99%。
图 13 AZ31B/1060Al结合界面反极图及再结晶分布图Figure 13. Inverse pole figure and recrystallization distribution mapping of AZ31B/1060Al joining interface图14(a)为AZ31B/1060Al结合界面处的局部取向差分布图，可以看出，1060Al侧的取向差略高于AZ31B侧，这说明1060Al侧的塑性变形程度相比于AZ31B侧更大。图14(b)为结合界面处的织构分布图，可以发现，1060Al侧较AZ31B侧具有更明显的织构分布特征，在1060Al侧主要以戈斯再结晶织构以及S型织构、铜型织构和黄铜织构等3种变形织构为主。而AZ31B侧的织构主要以少量的3种变形织构为主，整体织构分布规律与图13(b)的再结晶分析结果基本一致。
图 14 AZ31B/1060Al结合界面局部取向差图及织构分布图Figure 14. Local misorientation and texture distribution mappings of AZ31B/1060Al joining interface图15(a)为最下层1060Al/2024Al结合界面的反极图，1060Al侧的晶粒在靠近漩涡结构处发生了明显的细化，在远离漩涡结构处则呈现拉长变形的特征。与1060Al侧相比，2024Al侧的晶粒未发生明显的细化，整体晶粒结构在漩涡结构内发生了一定程度的变形，变形程度较1060Al侧较小。结合界面处的再结晶分析结果如图15(b)所示，在1060Al侧再结晶结构与变形结构占比较多，同时伴有少量的变形亚结构生成。而在2024Al侧主要以变形结构为主，再结晶结构与变形亚结构占比较少，整体结合界面处变形结构占比约65.23%，亚结构约9.57%，再结晶结构约25.20%。
图 15 1060Al/2024Al结合界面反极图及再结晶分析结果Figure 15. Inverse pole figure and recrystallization analysis results of 1060Al/2024Al joining interface1060Al/2024Al结合界面处的局部取向差分布情况如图16(a)所示，2024Al侧的取向差明显高于1060Al侧的，这表明2024Al侧的塑性变形更剧烈。此外，漩涡结构波峰及波脊处的塑性变形程度也略高于漩涡结构内部。图16(b)为结合界面处的织构分布图，结合界面处主要存在立方织构和戈斯织构2种再结晶织构以及S型织构、铜型织构和黄铜织构3种变形织构，其中变形织构的占比较多，这与图15(b)中大量的变形结构与变形亚结构的分布规律相吻合。
图 16 1060Al/2024Al结合界面局部取向差图及织构分布图Figure 16. Local misorientation and texture distribution mappings of 1060Al/2024Al joining interface3. 复合板动态力学性能及断口形貌分析
3.1 动态力学性能分析
通过SHPB实验测试系统对焊后多层轻质金属复合板的动态力学性能开展了2种不同方向试样的研究，其中X方向试样开展了10种不同速度下的动态冲击试验，实验相关参数如表2所示。图17(a)为10种速度冲击后的试样照片图，试样1-9和1-10分别在冲击速度为33.025和36.252 m/s的条件下发生了破坏，破坏后的试样分别如图17(b)～(c)所示。2个发生破坏的试样均在1060Al/AZ31B和AZ31B/1060Al等2个铝/镁结合界面处出现分层，整体试样其他位置未出现明显的破断。10种不同速度下X方向试样的动态应力-应变曲线如图18所示，随着冲击速度的不断升高，试样的压缩变形量不断增大，动态抗压强度也随之不断升高，在冲击速度为30.506 m/s时，动态抗压强度达到最大值为605 MPa，后续随着冲击速度继续升高，试样在铝/镁结合界面处发生分层破坏，动态抗压强度也随之出现小幅降低。
表 2 X方向试样在不同速度冲击后的变形量Table 2. Deformation of the X-direction samples after impact at different velocities试样 冲击速度/(m·s−1) 初始高度/mm 压缩后高度/mm 1-1 10.195 10 9.74 1-2 13.421 10 9.53 1-3 15.767 10 9.33 1-4 18.268 10 8.84 1-5 20.145 10 8.72 1-6 22.045 10 8.49 1-7 27.247 10 7.93 1-8 30.506 10 7.73 1-9 33.025 10 分层断裂 1-10 36.252 10 分层断裂 
图 17 X方向SHPB试样在不同速度冲击后的实物图Figure 17. Physical images of SHPB samples in the X direction after impact at different velocities
图 18 不同冲击速度下X方向试样的应力-应变曲线Figure 18. Stress-strain curves of samples in the X direction under different impact velocitiesZ方向多层复合板试样不同速度下的动态冲击实验相关参数如表3所示，随着冲击速度的不断升高，试样的压缩变形量不断增大，当冲击速度达到21.920 m/s时，试样出现破坏。7种不同冲击速度后的试样如图19(a)所示，其中试样2-6和2-7分别在冲击速度为21.920和26.925 m/s时出现破坏，破坏后的试样分别如图19(b)～(c)所示。2个试样均在1060Al/AZ31B/1060Al/2024Al4层板材处，沿着斜向45º方向出现滑移断裂。7种不同速度下Z方向试样的动态应力-应变曲线如图20所示，随着冲击速度的不断升高，动态抗压强度也不断升高，在冲击速度为26.925 m/s时，动态抗压强度达到最大值390 MPa。
表 3 Z方向试样在不同速度冲击后的变形量分析Table 3. Analysis of the deformation of the Z-direction samples after impact at different velocities试样 冲击速度/(m·s−1) 初始高度/mm 压缩后高度/mm 2-1 10.588 10 9.62 2-2 13.466 10 9.32 2-3 15.807 10 8.98 2-4 18.135 10 8.68 2-5 20.000 10 8.47 2-6 21.920 10 断裂 2-7 26.925 10 断裂 
图 19 Z方向SHPB试样在不同速度冲击后的实物图Figure 19. Physical images of SHPB samples in the Z direction after impact at different velocities
图 20 不同冲击速度下Z方向试样的应力-应变曲线Figure 20. Stress-strain curves of samples in the Z direction under different impact velocities3.2 断口三维形貌分析
图21为试样1-9破坏后断口界面的三维形貌扫描图像。1060Al/AZ31B结合界面分离后的三维形貌如图21(a)所示，1060Al/AZ31B界面三维形貌呈现近似水面波纹的独特结构特征。图21(b)的AZ31B/1060Al结合界面的三维形貌与图21(a)的1060Al/AZ31B结合界面的三维形貌相比，三维波纹的尺寸较小，波纹密度较大，这与扫描电镜观察到的二维结合界面波形尺寸间的差异相吻合。图22为试样1-10破坏后的断口界面的三维扫描图像，其断口三维形貌结构特征与试样1-9的基本相近。爆炸焊接这种独特的三维界面特征是金属材料在外加载荷下发生的一种特殊且不可逆的塑性变形，其形成原因在一定程度上与炸药爆炸引起的周期性脉冲载荷有关[29]。此外，在不同组合金属的爆炸焊接过程中，界面形态表现出不同的特征，这也与工艺参数以及材料的塑性变形能力和性能有关。这些因素也会改变爆炸载荷传播的能量和特性，从而形成不同结构特征的爆炸焊接三维结合界面。
图 21 试样1-9冲击后断口界面的三维形貌Figure 21. Three-dimensional morphologies of fracture interfaces in sample 1-9 after impact
图 22 试样1-10冲击后断口界面三维形貌Figure 22. Three-dimensional morphologies of fracture interfaces in sample 1-10 after impact试样2-7破坏后的断口界面的三维扫描图像如图23所示，该破坏试样同时出现了分层破坏和滑移剪切破坏2种破坏形式。图23(a)为1060Al/AZ31B结合界面分层破坏后1060Al铝侧断口界面的三维形貌，从图中可以发现，在中间区域试样沿结合界面出现分层脱离，而在外侧的环形区域，试样则由于冲击压缩作用，沿1060Al层出现剪切破坏特征。图23(b)为试样剪切破坏断口的三维形貌扫描图像，整体剪切断口呈斜向45º方向，从1060Al/AZ31B/1060Al/2024Al四层板材内部出现破坏。图23(c)为AZ31B断口的局部放大图，AZ31B断口形貌呈现明显的纤维状特征，这表明在断裂前AZ31B发生了明显的塑性变形，随着塑性变形程度的不断提高，材料出现韧性断裂。
图 23 试样2-7冲击后断口界面三维形貌Figure 23. Three-dimensional morphologies of fracture interfaces in sample 2-7 after impact3.3 动态破坏机理分析
对于X方向的并联结构试样，当入射杆中的应力波从入射杆端面（A0）沿平行于爆炸焊接结合界面向试样内部传播时，由于试样材料组合不同，相当于应力波在5种均匀介质中分别传播，如图24所示。其中A1～A5分别为TA2/1060Al/AZ31B/1060Al/2024Al试样的5个界面横截面面积，根据牛顿第三定律可知，入射杆与X方向并联结构试样接触面的初始应力状态为：
σbA0=ρ1c1v1A1+ρ2c2v2A2+ρ3c3v3A3+ρ4c4v4A4+ρ5c5v5A5 (1) σb=Eεi (2) 式中：ρ1c1、ρ2c2、ρ3c3和ρ5c5为TA2、1060Al、AZ31B和2024Al的波阻抗，其中ρ2c2=ρ4c4，ρ和c分别为材料密度和弹性波速，v为物质点速度，σb为入射杆的应力，E为入射杆的弹性模量，εi为入射杆的应变。当爆炸焊接界面不发生破坏时，并联结构各部分的物质点速度与界面上的物质点速度vinter相等，即：
vinter=v1=v2=v3=v4=v5=EεiA0ρ1c1A1+ρ2c2A2+ρ3c3A3+ρ4c4A4+ρ5c5A5 (3) 在弹性变形阶段，X方向并联结构试样5种介质的内部应力分别为：
σ1=ρ1c1A1，σ2=ρ2c2A2，σ3=ρ3c3A3，σ4=ρ4c4A4，σ5=ρ5c5A5 (4) 由于材料的波阻抗不同，所以相邻2种材料的内部应力不相等，即σ1≠σ2，σ2≠σ3，σ3≠σ4，σ4≠σ5。则X方向并联结构试样在弹性变形阶段无法达到应力均匀，爆炸焊接界面存在剪切应力
σes ：σes=σ1−σ2=(ρ1c1−ρ2c2)EεeiA0ρ1c1A1+ρ2c2A2 (5) 对于TA2/1060Al/AZ31B/1060Al/2024Al多层爆炸焊接复合板来说，由于1060Al/AZ31B和AZ31B/1060Al等2个结合界面处存在Al-Mg系金属间化合物扩散层，因此其焊接界面强度较TA2/1060Al和1060Al/2024Al界面较低。AZ31B两侧由于材料波阻抗不同，进而在界面处产生剪切作用，剪切应力大小与材料的波阻抗错配程度和冲击应力波扰动强度相关，当界面剪切应力大于金属间化合物层所处界面的结合强度时，X方向并联结构试样沿着2个Al/Mg焊接界面发生分层破坏。
结合图18的动态应力-应变曲线变化规律，可以发现，对于X方向的并联结构试样，其在动态冲击载荷下的变形过程主要包括4个阶段，分别为弹性变形阶段、均匀塑性变形阶段、不均匀塑性变形阶段和分层破坏阶段。在弹性变形阶段，并联结构试样变形过程中应变均匀，应力不均匀。在弹性阶段之后，并联结构试样进入塑性变形阶段，塑性变形阶段前期主要以均匀塑性变形为主，并联结构试样在冲击载荷下发生均匀变形，试样在变形过程中应变均匀，应力均匀。当应变率逐渐升高后，塑性变形阶段后期进入不均匀塑性变形阶段，由于材料波阻抗的差异，并联结构试样变形过程中应变均匀，应力不均匀，在界面处产生剪切应力。当剪切应力大于结合界面处的结合强度时，并联结构试样发生分层破坏，最后进入分层破坏阶段。
如图25所示，对于Z方向的串联结构试样，当入射杆中的应力波从入射杆端面，沿垂直于爆炸焊接结合界面向试样内部传播时，应力波相当于在层状非均匀介质中传播。应力波在焊接界面处发生透射-反射作用，同时也会产生应力波扰动叠加作用。随着冲击速度的增大，由于1060Al在Z方向串联结构试样中强度低于其他材料，因此，最上端1060Al层内首先有裂纹形成，并发生剪切破坏。随着裂纹向AZ31B/1060Al/2024Al层内不断扩展，串联结构试样沿45º方向在1060Al/AZ31B/1060Al/2024Al层内发生滑移剪切断裂。
结合图20中的动态应力-应变曲线可以发现，对于高应变率下Z方向串联结构试样的动态应力-应变曲线，其变化规律主要分为3个阶段，分别为弹性变形阶段、塑性变形阶段和滑移剪切破坏阶段。变形初期为弹性变形，当应力达到材料屈服强度后，串联结构试样开始屈服，并进入塑性变形阶段。在塑性变形阶段前期，串联结构试样的塑性模量呈现渐减硬化特征，在塑性变形后期呈现线性硬化特征。在不同应变率下，串联结构试样表现出一定的应变率强化效应，随着应变率的增加，流动应力明显提高。当流动应力峰值高于串联结构试样中强度最低金属的动态抗压强度时，试样在最弱层首先发生滑移剪切破坏，并向其他层内不断扩展，最后发生破坏，进入滑移剪切破坏阶段。
在冲击载荷作用下，对于体积占比相同的层状金属复合材料，并联结构试样的动态破坏模式与界面结合强度相关，而串联结构试样的动态破坏模式则与组元金属的材料强度相关。并联结构层状金属复合材料内部应力波的传播特性致使结合界面处产生剪切应力作用，而串联结构内则没有附加力的作用产生。正是由于并联结构界面剪切作用的存在，在受到冲击作用时，材料具有更好的冲击强度和能量耗散能力[23]。
4. 结 论
通过平行法爆炸焊接技术，成功实现了TA2/AZ31B/2024Al多层轻质金属板材的一次成型有效复合。采用SEM及EBSD表征设备，揭示了焊后多层复合板结合界面微观结构特征及材料物相的变化规律。基于直径为14.5 mm的SHPB测试系统及三维轮廓扫描仪，开展了多层复合板动态力学性能测试及断口破裂特性研究，得到的主要结论如下。
(1)焊后多层轻质金属复合板的4个焊接界面均呈现爆炸焊接特有的波形结构特征，结合界面处无明显缺陷，总体焊接质量良好。TA2/1060Al界面呈现小波纹结构特征，波长约为90 μm；1060Al/AZ31B和AZ31B/1060Al界面分别呈现大波纹和规律的小波纹结构特征，波长分别约为453和120 μm，且结合界面处均有厚度约20 μm的扩散层生成；1060Al/2024Al界面呈现明显的漩涡结构特征，漩涡结构波长约为852 μm。
(2)在靠近波形结合界面处，晶粒发生细化并形成细晶区，在远离结合界面处，晶粒尺寸逐渐增大；2个1060Al过渡层内晶粒组织由于强塑性变形作用，均呈现典型的拉长层状晶粒特征；4个结合界面处均出现了一定程度的动态再结晶组织，同时结合界面处存在明显的变形织构与再结晶织构特征。
(3)沿X方向的试样最大动态抗压强度达605 MPa，由于材料波阻抗不同，界面处产生剪切应力作用，X方向并联结构试样在1060Al/AZ31B及AZ31B/1060Al等2个结合界面处发生分层破坏，分层断口界面三维形貌呈现近似水面波纹的独特结构特征；沿Z方向的试样最大动态抗压强度达390 MPa，由于1060Al强度低于其他材料，1060Al层内首先发生剪切破坏。随着裂纹向层内不断扩展，Z方向串联结构试样沿45º方向在1060Al/AZ31B/1060Al/2024Al层内发生滑移剪切断裂，断口界面三维形貌呈现明显的纤维状韧性断裂特征。
(4)在冲击载荷作用下，对于体积占比相同的层状金属复合材料，并联结构试样的破坏模式与界面结合强度相关，而串联结构试样的破坏模式则与组元金属的材料强度相关。并联结构层状金属复合材料内部结合界面处存在剪切应力作用，而串联结构内则没有附加力的作用产生，并联结构材料较串联结构具有更好的冲击强度和能量耗散能力。
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图 2 热处理后的多层爆炸焊接复合板及小尺寸表征试样
Figure 2. A multilayer explosively-welded composite plate after heat treatmentand a representative mall-sized sample cut from the composite plate
图 5 TA2/1060Al结合界面微观结构特征及元素线扫描分析
Figure 5. Microstructure characteristics and elemental line scanning analysis of TA2/1060Al joining interface
图 6 1060Al/2024Al结合界面微观结构特征
Figure 6. Microstructure characteristics of 1060Al/2024Al joining interface
图 7 1060Al/AZ31B结合界面微观结构特征及元素线扫描分析
Figure 7. Microstructure characteristics and elemental line scanning analysis of 1060Al/AZ31B joining interface
图 8 AZ31B/1060Al结合界面微观结构特征及元素线扫描分析
Figure 8. Microstructure characteristics and elemental line scanning analysis of AZ31B/1060Al joining interface
图 9 TA2/1060Al结合界面反极图及再结晶分布图
Figure 9. Inverse pole figure and recrystallization distribution mapping of TA2/1060Al joining interface
图 10 TA2/1060Al结合界面局部取向差图及织构分布图
Figure 10. Local misorientation and texture distribution mappings of TA2/1060Al joining interface
图 11 1060Al/AZ31B结合界面反极图及再结晶分布图
Figure 11. Inverse pole figure and recrystallization distribution mapping of 1060Al/AZ31B joining interface
图 12 1060Al/AZ31B结合界面局部取向差图及织构分布图
Figure 12. Local misorientation and texture distribution mappings of 1060Al/AZ31B joining interface
图 13 AZ31B/1060Al结合界面反极图及再结晶分布图
Figure 13. Inverse pole figure and recrystallization distribution mapping of AZ31B/1060Al joining interface
图 14 AZ31B/1060Al结合界面局部取向差图及织构分布图
Figure 14. Local misorientation and texture distribution mappings of AZ31B/1060Al joining interface
图 15 1060Al/2024Al结合界面反极图及再结晶分析结果
Figure 15. Inverse pole figure and recrystallization analysis results of 1060Al/2024Al joining interface
图 16 1060Al/2024Al结合界面局部取向差图及织构分布图
Figure 16. Local misorientation and texture distribution mappings of 1060Al/2024Al joining interface
图 17 X方向SHPB试样在不同速度冲击后的实物图
Figure 17. Physical images of SHPB samples in the X direction after impact at different velocities
图 18 不同冲击速度下X方向试样的应力-应变曲线
Figure 18. Stress-strain curves of samples in the X direction under different impact velocities
图 19 Z方向SHPB试样在不同速度冲击后的实物图
Figure 19. Physical images of SHPB samples in the Z direction after impact at different velocities
图 20 不同冲击速度下Z方向试样的应力-应变曲线
Figure 20. Stress-strain curves of samples in the Z direction under different impact velocities
图 21 试样1-9冲击后断口界面的三维形貌
Figure 21. Three-dimensional morphologies of fracture interfaces in sample 1-9 after impact
图 22 试样1-10冲击后断口界面三维形貌
Figure 22. Three-dimensional morphologies of fracture interfaces in sample 1-10 after impact
图 23 试样2-7冲击后断口界面三维形貌
Figure 23. Three-dimensional morphologies of fracture interfaces in sample 2-7 after impact
表 1 金属板材的物理尺寸及板间间隙
Table 1. Physical dimensions of metal plates and gaps between metal plates
板材位置 材料 物理尺寸/mm 板间间隙/mm 第1层（飞板） TA2 800×400×4 6
3
3
5第2层（过渡层） 1060Al 800×400×1 第3层（中间板） AZ31B 700×350×3 第4层（过渡层） 1060Al 800×400×1 第5层（基板） 2024Al 800×400×10 
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表 2 X方向试样在不同速度冲击后的变形量
Table 2. Deformation of the X-direction samples after impact at different velocities
试样 冲击速度/(m·s−1) 初始高度/mm 压缩后高度/mm 1-1 10.195 10 9.74 1-2 13.421 10 9.53 1-3 15.767 10 9.33 1-4 18.268 10 8.84 1-5 20.145 10 8.72 1-6 22.045 10 8.49 1-7 27.247 10 7.93 1-8 30.506 10 7.73 1-9 33.025 10 分层断裂 1-10 36.252 10 分层断裂
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表 3 Z方向试样在不同速度冲击后的变形量分析
Table 3. Analysis of the deformation of the Z-direction samples after impact at different velocities
试样 冲击速度/(m·s−1) 初始高度/mm 压缩后高度/mm 2-1 10.588 10 9.62 2-2 13.466 10 9.32 2-3 15.807 10 8.98 2-4 18.135 10 8.68 2-5 20.000 10 8.47 2-6 21.920 10 断裂 2-7 26.925 10 断裂
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