退火對TA1/5052爆炸復合板界面組織與性能的影響

張 振， 丁 旭， 王小苗， 鄒 杰， 田曉東， 羅海龍

(1. 長安大學 材料科學與工程學院 交通鋪面材料教育部工程研究中心， 陜西 西安 710064；2. 西安航空學院 新材料研究所， 陜西 西安 710077；3. 西安市輕金屬爆炸復合材料工程研究中心， 陜西 西安 710086)

鈦及其合金因具有較高的比強度、良好的耐熱性和耐腐蝕性等優點，被認為是最重要的工程材料之一，在航空航天、軍事裝備和石油化工等領域有著非常廣泛的應用。然而鈦的價格昂貴，且化學性質活潑，加熱時易與氫氣、氧氣和鹵素等非金屬發生反應，因此制造和應用成本較高[1-4]。以鈦為增強體，鋁為基體的鈦/鋁復合板兼有成本低和性能優的雙重優勢，比強度和比模量高、塑韌性和耐腐蝕性好，可用于飛機蒙皮和艙體等的制造，因此在航空航天領域具有廣泛的應用前景[5]。鈦/鋁復合板目前主要通過爆炸焊接、軋制、箔冶金法等工藝來復合[6-8]，本文采用的鈦/鋁復合板通過爆炸焊接的工藝實現復合。

爆炸焊接復合板界面處因高能量沖擊波作用會發生強烈的塑性變形，引起界面加工硬化及產生殘余應力，從而影響爆炸復合板的性能。為此有必要對該復合板進行退火處理消除加工硬化和殘余應力。另外，爆炸焊接過程中，因不同金屬間高濃度梯度，界面上高溫、高壓及熔化等條件的綜合作用，必然導致兩金屬原子間的相互擴散[9-11]，這有利于提高界面結合強度，但同時也可能因產生金屬間化合物降低結合強度，因此有必要對這些問題進行研究。李鐵軍等[12]研究了退火工藝對TA1/LY12爆炸復合板界面剪切強度的影響，結果表明，在400 ℃退火時，保溫時間3～10 h對鈦-鋁復合板界面的剪切強度的影響不大；當退火溫度≥450 ℃時，隨著保溫時間的延長，復合板的剪切強度開始逐漸上升，達到峰值后，隨著保溫時間的繼續延長，界面剪切強度開始下降。閆瑋等[13]研究了退火時間對Ti/Al復合板組織和性能的影響，結果表明，隨著退火時間延長，在復合界面處的擴散層寬度增大；在退火過程中，Ti-Al系金屬間化合物的形成和生長是導致Ti/Al復合界面顯微硬度增加、結合強度下降的主要原因。而退火對TA1/5052爆炸焊接復合板界面組織與性能影響的研究從未有過報道。本文通過對TA1/5052爆炸焊接復合板在350、400及450 ℃下分別保溫1、3、6、9 h進行退火處理，分析和研究退火前后復合板組織和性能的演變規律及機制，為鈦/鋁復合板的生產工藝及其退火制度的確立提供參考。

1 試驗材料與方法

試驗材料基板為5052鋁合金，復板為TA1純鈦，表1為兩種金屬板的化學成分。采用爆炸焊接的方法制備TA1/5052復合板，爆炸焊接法如圖1所示，將復板放于基板上，在復板上鋪一定厚度的炸藥并放置雷管，引爆后炸藥推動復板向基板高速運動并發生碰撞產生復合[14]。表2為爆炸焊接工藝參數。

表1 5052鋁合金及TA1純鈦的化學成分(質量分數, %)

圖1 爆炸焊接裝置示意圖Fig.1 Schematic diagram of explosive welding device

表2 TA1/5052復合板爆炸焊接工藝參數

爆炸焊接后在復合板上沿爆轟方向截取試樣，試樣尺寸為5 mm×10 mm×2 mm。將各組試樣放置于箱式電阻爐內分別加熱至350、400和450 ℃保溫1、3、6、9 h后空冷，之后對試樣退火前后界面區域進行物相分析。經拋光后腐蝕，然后沖洗并吹干。隨后觀察試樣顯微組織，對復合板界面微區及拉伸斷口進行SEM與EDS分析。進一步對復合板進行拉伸、剪切及剝離試驗；測定復合板結合界面附近的硬度分布，在結合界面每隔0.1 mm沿鈦側與鋁側各取4點記錄硬度數據，加載載荷砝碼為100 g，保壓時間為10 s。

2 試驗結果與分析

2.1 TA1/5052復合板顯微組織分析

圖2(a，b)分別為退火前及不同溫度退火3 h后，及在450 ℃下退火不同時間后TA1/5052復合板界面處的XRD圖譜?？梢钥闯?，退火前、經350、400 ℃退火3 h，及450 ℃退火1、3、6、9 h后，TA1/5052復合板界面處的XRD圖譜基本一致，物相組成均為α-Ti基體、α-Al基體及TiAl3。這與Bataev等[15]和Lazurenko等[16]的研究結論一致，鈦/鋁爆炸焊接復合板經630～640 ℃退火1～100 h時，界面層只有TiAl3一種金屬間化合物相。由此可以得出，退火溫度與退火時間對復合板界面處物相組成無影響。根據Ti-Al二元相圖[17]，如圖3所示，可知Ti-Al二元合金之間可能形成的金屬間化合物還有TiAl、TiAl2、Ti3Al及TiAl3。而根據Peng等[18]研究提出在0～1200 ℃范圍內，TiAl3相的生成自由能低于TiAl和Ti3Al，雖然TiAl2和Ti2Al5相的生成自由能更低，但是二者的形成必須以TiAl相為前提。從退火溫度方面考慮，Luo等[19]研究指出900 ℃是促進TiAl相形成的最佳溫度；從退火時間方面考慮，Ti3Al和TiAl相在退火時間低于50 h時，這兩相不易生成或生成速度很慢不易被發現[20]。綜上，在本試驗退火制度下，復合板界面處只有TiAl3一種金屬間化合物相，退火溫度與退火時間對界面處物相組成無影響。這與Peng等[18]和Mirjalili等[21]的研究結論相符，即退火溫度低于鋁的熔點(660 ℃)時，TiAl3是鈦/鋁復合板結合界面最先形成的金屬間化合物。

圖2 退火前后TA1/5052復合板界面處的XRD圖譜Fig.2 XRD patterns of bonding interface of the TA1/5052 composite plates before and after annealing

圖3 Ti-Al二元相圖[17]Fig.3 Ti-Al binary phase diagram[17]

圖4為退火前及不同溫度退火3 h后TA1/5052復合板結合界面SEM圖。圖5為退火前及不同溫度退火后TA1/5052復合板結合界面線掃描圖。由圖4(a～d) 可以看出，退火前及經350、400、450 ℃退火3 h 后，在結合界面靠近5052鋁合金一側出現了明顯的白色亮帶和柯肯達爾孔洞(如圖中箭頭所指)。經能譜線掃描分析，退火前及經350、400、450 ℃退火3 h后白色亮帶厚度依次為0.25、0.38、0.62及1.21 μm。說明隨著退火溫度的升高，結合界面處白色亮帶逐漸變厚。由圖5可知，退火前及經350、400、450 ℃退火3 h后TA1/5052復合板結合界面元素間擴散層厚度依次為5.7、6.52、8.62及11.93 μm，經350、400、450 ℃退火3 h后相比退火前界面元素間擴散層厚度依次提高了12.57%、33.87%、52.22%，從而說明復合板結合界面Ti、Al元素間擴散層厚度隨退火溫度的升高逐漸變大。伍俠[22]通過試驗發現，鈦/鋁復合板界面層的厚度主要由鋁原子的擴散速度和擴散時間決定，受鈦原子的擴散速度影響較??；同時Xu等[23]研究表明，鋁元素在鈦中的擴散程度遠大于鈦元素在鋁中的擴散程度，因此可以判斷界面層主要是由鋁元素向鈦側擴散產生，所以在結合界面靠近5052鋁合金一側出現了明顯的白色亮帶和柯肯達爾孔洞。

圖4 退火前后TA1/5052復合板結合界面的SEM圖像(a)爆炸態；(b)350 ℃×3 h退火態；(c)400 ℃×3 h退火態；(d)450 ℃×3 h退火態Fig.4 SEM images of bonding interface of the TA1/5052 composite plates before and after annealing(a) explosive state； (b) annealed at 350 ℃ for 3 h; (c) annealed at 400 ℃ for 3 h; (d) annealed at 450 ℃ for 3 h

圖5 退火前后TA1/5052復合板結合界面的線掃描圖(a)爆炸態；(b)350 ℃×3 h退火態；(c)400 ℃×3 h退火態；(d)450 ℃×3 h退火態Fig.5 Line scanning diagrams of bonding interface of the TA1/5052 composite plates before and after annealing(a) explosive state； (b) annealed at 350 ℃ for 3 h; (c) annealed at 400 ℃ for 3 h; (d) annealed at 450 ℃ for 3 h

表3為圖4中TA1/5052復合板結合界面SEM圖中所示位置成分分析結果。從圖4(a～d)可以看出，點1～4處于白色亮帶中。由表3可得，點1～4處鈦元素與鋁元素的原子比接近1∶3，結合上文中XRD測試結果，可知點1～4處均為TiAl3金屬間化合物。說明退火前及經不同溫度退火后白色亮帶主要由TiAl3金屬間化合物組成。白色亮帶是由界面鈦、鋁元素互擴散形成，屬于擴散層的一部分。從鈦鋁擴散偶理論上分析，擴散系數D與溫度T的關系可以用阿倫尼烏斯方程[24]表示：

(1)

式中：D0為擴散常數，m2/s；Q為擴散激活能，J/mol；R為氣體常數，8.314 J/(mol·K)；T為開爾文溫度，K。根據Cui等[20]研究結果中TiAl3的擴散激活能Q和擴散常數D0數值，由式(1)計算可得，在退火溫度為350、400及450 ℃時，TiAl3的擴散系數D分別為4.19×10-9、6.65×10-9、9.91×10-9m2/s。由于D與T呈指數增長的關系，因此當溫度升高時，結合界面原子擴散加劇，結合界面形成的金屬間化合物TiAl3逐漸增多，白色亮帶變厚。同時Cui等[20]研究提出TiAl3的生長厚度Δx與退火時間t的關系可表示為：

(2)

結合式(1)和式(2)可計算出在350、400及450 ℃時TiAl3的理論厚度依次為0.44、0.69及1.03 μm，與試驗中EDS能譜分析測出來的結果相近，存在的差異可能是由于試驗材料和工藝不同，Cui等[20]研究中是用Ti和TiB2/Al熱軋制備鈦鋁擴散偶，而本試驗中是用TA1純鈦和5052鋁合金采用爆炸焊接的方法來制備。

表3 圖4中各點的能譜分析(原子分數，%)

2.2 TA1/5052復合板拉伸性能分析

表4為退火前及不同溫度退火3 h后TA1/5052復合板的拉伸性能。圖6為退火前及不同溫度退火后TA1/5052復合板的工程應力-應變曲線。TA1/5052復合板退火前及經350、400和450 ℃退火3 h后界面的抗拉強度分別為367.50、349.18、271.00及215.05 MPa，斷面收縮率分別為12.94%、40.03%、38.97%、42.26%，伸長率分別為7.3%、23.36%、20.28%、22.19%。退火前爆炸態鈦/鋁復合板界面的抗拉強度最高，達到367.5 MPa，相比于母材5052鋁合金抗拉強度(225 MPa)提高了38.77%，相比于TA1純鈦抗拉強度(305 MPa)提高了17.01%。而經不同溫度退火后，復合板界面的斷面收縮率和伸長率明顯高于退火前。當退火溫度從350 ℃提高到450 ℃時，抗拉強度從349.18 MPa逐漸下降到215.05 MPa，斷面收縮率和伸長率呈現先降低后升高的趨勢。分析其原因，是因為在爆炸焊接過程中，復合板界面附近會發生劇烈塑性變形，導致加工硬化，經過不同溫度的退火處理后，界面結合區域發生不同程度的回復與再結晶，導致晶粒內部和晶界處的位錯數量減少，使復合板的加工硬化在一定程度降低，塑性與韌性增強。

表4 退火前后TA1/5052復合板的拉伸性能

圖6 退火前后TA1/5052復合板的工程應力-應變曲線Fig.6 Engineering stress-strain curves of the TA1/5052 composite plates before and after annealing

圖7 退火前后TA1/5052復合板拉伸斷口SEM圖像(a,b)爆炸態；(c,d)350 ℃×3 h退火態；(e,f)400 ℃×3 h退火態；(g,h)450 ℃×3 h退火態；(a,c,e,g)TA1側；(b,d,f,h)5052側Fig.7 SEM images of tensile fracture of the TA1/5052 composite plates before and after annealing(a,b) explosive state; (c,d) annealed at 350 ℃ for 3 h; (e,f) annealed at 400 ℃ for 3 h; (g,h) annealed at 450 ℃ for 3 h; (a,c,e,g) TA1 side; (b,d,f,h) 5052 side

圖7為退火前及不同溫度退火后TA1/5052復合板的拉伸斷口SEM照片。對比爆炸態及不同退火溫度下TA1/5052復合板的TA1側斷口形貌可以發現，爆炸態時存在少量韌窩，但存在大量的撕裂棱及解理花樣；350 ℃×3 h退火時韌窩數量較爆炸態時增加，深度變深，撕裂棱數量降低；400 ℃×3 h退火后，韌窩數量較350 ℃×3 h明顯減少，且深度明顯降低，但撕裂棱數量增加；450 ℃×3 h退火試樣較400 ℃×3 h退火韌窩數量顯著降低，但深度較深，撕裂棱數量明顯增加，且可以觀察到明顯的河流狀解理花樣。觀察5052側斷口形貌可以發現，爆炸態時試樣存在一定數量的韌窩，但韌窩比較淺；在350 ℃×3 h退火試樣韌窩數量及深度與爆炸態差別不大；400 ℃×3 h退火試樣韌窩數量較350 ℃×3 h明顯增加，且深度更深；450 ℃×3 h退火試樣較400 ℃×3 h韌窩數量減少，深度變化不大，但出現了一些大韌窩。由于韌窩的存在是韌性斷裂的主要形貌特征，而撕裂棱、解理花樣是脆性斷裂的主要特征。綜上而言，退火前及不同溫度退火后復合板TA1側的斷裂方式以脆性斷裂為主、韌性斷裂為輔的韌脆混合斷裂；5052側的斷裂方式為具有明顯韌窩特征的韌性斷裂。

2.3 TA1/5052復合板剪切性能分析

圖8為退火前及不同溫度退火后TA1/5052復合板界面剪切強度變化曲線。由圖8可知，隨著退火溫度升高，界面剪切強度先增大后減小。復合板退火前及經350、400和450 ℃退火3 h后，界面剪切強度分別為73.07、79.64、68.56、42.19 MPa，在350 ℃退火時復合板界面剪切強度最大，較爆炸態增加8.24%；而當退火溫度從350 ℃升高到450 ℃時，界面剪切強度從79.64 MPa下降到42.19 MPa。分析其原因主要是由于350 ℃退火削弱了復合板爆炸焊接時產生的加工硬化及內部的殘余應力，并且結合界面處原子適度擴散，使得350 ℃退火后界面剪切強度高于退火前爆炸態剪切強度；而隨著退火溫度的進一步升高，復合板界面處會形成擴散層，界面處的原子會充分擴散生成硬脆性的金屬間化合物。在大多數情況下，異種金屬爆炸復合板經退火后會形成金屬間化合物，從而導致剪切強度降低[25-26]。

圖8 退火前后TA1/5052復合板剪切強度Fig.8 Shear strength of the TA1/5052 composite plates before and after annealing

2.4 TA1/5052復合板剝離性能分析

圖9(a，b)為退火前及不同溫度退火后TA1/5052復合板的剝離曲線及剝離強度變化曲線。由圖9(a)可以看出，剝離力隨位移變化趨于平穩，說明退火前后TA1/5052復合板結合情況良好，各處結合情況均勻一致。由圖9(b)可知，復合板退火前及經350、400和450 ℃退火3 h后的平均剝離強度分別為22.36、41.17、28.01、20.08 N/mm，在350 ℃退火時復合板剝離強度最大，較爆炸態增加45.68%；而當退火溫度從350 ℃升高到450 ℃時，復合板剝離強度從41.17 N/mm下降到20.08 N/mm。分析其原因是由于隨著退火溫度的上升，界面處原子擴散加劇而生成的金屬間化合物越來越多，因此界面剝離強度逐漸降低。綜上，結合本次試驗所測鈦/鋁復合板拉伸、彎曲、剝離性能，認為TA1/5052復合板的退火制度選擇350 ℃×3 h綜合性能比較好，此時抗拉強度達到349.18 MPa，剪切強度達到79.64 MPa，剝離強度達到41.17 N/mm，對應擴散層厚度為6.52 μm，因此建議界面元素擴散層厚度應控制在6.52 μm以內，此時組織、性能最佳。

圖9 退火前后TA1/5052復合板剝離曲線(a)及剝離強度(b)Fig.9 Peel curves(a) and peel strength(b) of the TA1/5052 composite plates before and after annealing

2.5 TA1/5052復合板顯微硬度分析

圖10為退火前及不同溫度退火后TA1/5052復合板界面(0刻度處代表界面)兩側硬度的分布特征?？梢杂^察到退火前及不同溫度退火后界面結合區硬度均高于基復板兩側硬度，這是由于爆炸焊接過程中，界面結合區會產生強烈的塑性變形而導致加工硬化，以及不同溫度退火后復合板界面產生的硬脆性金屬間化合物共同影響的結果。且隨著離界面距離的增加，硬度逐漸降低，直至降至鈦鋁兩側母材的硬度。這是由于爆炸焊接過程中的高速碰撞只會在界面附近很窄的區域產生加工硬化現象，隨著距離界面結合區越遠，加工硬化程度越小，硬度逐漸降低，而在遠離界面處不會發生這種現象，因此硬度不會有明顯變化[27]。由圖10還可以看出，經350、400和450 ℃退火后，界面結合區硬度分別為159.2、152.0及168.0 HV0.1，明顯低于退火前爆炸態硬度188.2 HV0.1。在350～400 ℃時，隨著退火溫度的升高，界面硬度逐漸減小，這是由于退火使結合界面塑性變形區域產生了回復與再結晶，導致加工硬化降低；其次，加熱使晶體內部的位錯纏結分離，位錯密度降低，因此結合界面處的硬度呈降低趨勢[28]；經450 ℃退火3 h后，結合界面硬度有所提高。這是由于隨退火溫度提升，原子擴散加劇且擴散距離變大，金屬間化合物數量增多導致硬度增大。

圖10 退火前后TA1/5052復合板界面兩側硬度分布Fig.10 Hardness distribution of bonding interface both sides of the TA1/5052 composite plates before and after annealing

3 結論

1) TA1/5052復合板退火前界面處物相組成為α-Ti、α-Al和TiAl3，當在350、400 ℃退火3 h及450 ℃下退火1、3、6、9 h時，物相組成不變；隨著退火溫度的升高，原子擴散加劇，界面形成的擴散層逐漸變厚；退火過程中鋁元素易于向鈦側擴散，白色亮帶和柯肯達爾孔洞主要位于靠近界面的5052鋁合金一側。

2) 經不同溫度退火后，復合板界面的抗拉強度低于退火前，而斷面收縮率和伸長率明顯高于退火前；當退火溫度從350 ℃提高到450 ℃時，抗拉強度從349.18 MPa逐漸下降到215.05 MPa，而斷面收縮率和伸長率呈現先降低后升高的趨勢；拉伸斷口分析表明，復合板TA1側為以脆性斷裂為主、韌性斷裂為輔的韌脆混合斷裂，5052側為韌性斷裂。

3) 復合板退火前及經350、400和450 ℃退火3 h后，界面剪切強度分別為73.07(爆炸態)、79.64、68.56和42.19 MPa，剝離強度分別為22.36(爆炸態)、41.17、28.01和20.08 N/mm，在350 ℃退火時復合板界面剪切強度和剝離強度最大，較爆炸態分別增加8.24%和45.68%，而當退火溫度從350 ℃升高到450 ℃時，界面剪切強度從79.64 MPa下降到42.19 MPa，剝離強度從41.17 N/mm下降到20.08 N/mm。退火前后界面結合區硬度均高于基復板兩側硬度，且隨著離界面距離的增加，硬度逐漸降低，直至降至鈦鋁兩側母材的硬度。退火后界面結合區硬度分別為159.2、152.0及168.0 HV0.1，明顯低于爆炸態硬度(188.2 HV0.1)。