退火對(duì)TA1/5052爆炸復(fù)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(zhǎng)安大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)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(xué)院 新材料研究所， 陜西 西安 710077；3. 西安市輕金屬爆炸復(fù)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(qiáng)度、良好的耐熱性和耐腐蝕性等優(yōu)點(diǎn)，被認(rèn)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(lǐng)域有著非常廣泛的應(yīng)用。然而鈦的價(jià)格昂貴，且化學(xué)性質(zhì)活潑，加熱時(shí)易與氫氣、氧氣和鹵素等非金屬發(fā)生反應(yīng)，因此制造和應(yīng)用成本較高[1-4]。以鈦為增強(qiáng)體，鋁為基體的鈦/鋁復(fù)合板兼有成本低和性能優(yōu)的雙重優(yōu)勢(shì)，比強(qiáng)度和比模量高、塑韌性和耐腐蝕性好，可用于飛機(jī)蒙皮和艙體等的制造，因此在航空航天領(lǐng)域具有廣泛的應(yīng)用前景[5]。鈦/鋁復(fù)合板目前主要通過爆炸焊接、軋制、箔冶金法等工藝來復(fù)合[6-8]，本文采用的鈦/鋁復(fù)合板通過爆炸焊接的工藝實(shí)現(xiàn)復(fù)合。

爆炸焊接復(fù)合板界面處因高能量沖擊波作用會(huì)發(fā)生強(qiáng)烈的塑性變形，引起界面加工硬化及產(chǎn)生殘余應(yīng)力，從而影響爆炸復(fù)合板的性能。為此有必要對(duì)該復(fù)合板進(jìn)行退火處理消除加工硬化和殘余應(yīng)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(dǎo)致兩金屬原子間的相互擴(kuò)散[9-11]，這有利于提高界面結(jié)合強(qiáng)度，但同時(shí)也可能因產(chǎn)生金屬間化合物降低結(jié)合強(qiáng)度，因此有必要對(duì)這些問題進(jìn)行研究。李鐵軍等[12]研究了退火工藝對(duì)TA1/LY12爆炸復(fù)合板界面剪切強(qiáng)度的影響，結(jié)果表明，在400 ℃退火時(shí)，保溫時(shí)間3～10 h對(duì)鈦-鋁復(fù)合板界面的剪切強(qiáng)度的影響不大；當(dāng)退火溫度≥450 ℃時(shí)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，復(fù)合板的剪切強(qiáng)度開始逐漸上升，達(dá)到峰值后，隨著保溫時(shí)間的繼續(xù)延長(zhǎng)，界面剪切強(qiáng)度開始下降。閆瑋等[13]研究了退火時(shí)間對(duì)Ti/Al復(fù)合板組織和性能的影響，結(jié)果表明，隨著退火時(shí)間延長(zhǎng)，在復(fù)合界面處的擴(kuò)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(zhǎng)是導(dǎo)致Ti/Al復(fù)合界面顯微硬度增加、結(jié)合強(qiáng)度下降的主要原因。而退火對(duì)TA1/5052爆炸焊接復(fù)合板界面組織與性能影響的研究從未有過報(bào)道。本文通過對(duì)TA1/5052爆炸焊接復(fù)合板在350、400及450 ℃下分別保溫1、3、6、9 h進(jìn)行退火處理，分析和研究退火前后復(fù)合板組織和性能的演變規(guī)律及機(jī)制，為鈦/鋁復(fù)合板的生產(chǎn)工藝及其退火制度的確立提供參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料基板為5052鋁合金，復(fù)板為TA1純鈦，表1為兩種金屬板的化學(xué)成分。采用爆炸焊接的方法制備TA1/5052復(fù)合板，爆炸焊接法如圖1所示，將復(fù)板放于基板上，在復(fù)板上鋪一定厚度的炸藥并放置雷管，引爆后炸藥推動(dòng)復(fù)板向基板高速運(yùn)動(dòng)并發(fā)生碰撞產(chǎn)生復(fù)合[14]。表2為爆炸焊接工藝參數(shù)。

表1 5052鋁合金及TA1純鈦的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù), %)

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

表2 TA1/5052復(fù)合板爆炸焊接工藝參數(shù)

爆炸焊接后在復(fù)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(nèi)分別加熱至350、400和450 ℃保溫1、3、6、9 h后空冷，之后對(duì)試樣退火前后界面區(qū)域進(jìn)行物相分析。經(jīng)拋光后腐蝕，然后沖洗并吹干。隨后觀察試樣顯微組織，對(duì)復(fù)合板界面微區(qū)及拉伸斷口進(jìn)行SEM與EDS分析。進(jìn)一步對(duì)復(fù)合板進(jìn)行拉伸、剪切及剝離試驗(yàn)；測(cè)定復(fù)合板結(jié)合界面附近的硬度分布，在結(jié)合界面每隔0.1 mm沿鈦側(cè)與鋁側(cè)各取4點(diǎn)記錄硬度數(shù)據(jù)，加載載荷砝碼為100 g，保壓時(shí)間為10 s。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 TA1/5052復(fù)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(shí)間后TA1/5052復(fù)合板界面處的XRD圖譜?？梢钥闯?，退火前、經(jīng)350、400 ℃退火3 h，及450 ℃退火1、3、6、9 h后，TA1/5052復(fù)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(jié)論一致，鈦/鋁爆炸焊接復(fù)合板經(jīng)630～640 ℃退火1～100 h時(shí)，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(shí)間對(duì)復(fù)合板界面處物相組成無(wú)影響。根據(jù)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(jù)Peng等[18]研究提出在0～1200 ℃范圍內(nèi)，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(jìn)TiAl相形成的最佳溫度；從退火時(shí)間方面考慮，Ti3Al和TiAl相在退火時(shí)間低于50 h時(shí)，這兩相不易生成或生成速度很慢不易被發(fā)現(xiàn)[20]。綜上，在本試驗(yàn)退火制度下，復(fù)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(shí)間對(duì)界面處物相組成無(wú)影響。這與Peng等[18]和Mirjalili等[21]的研究結(jié)論相符，即退火溫度低于鋁的熔點(diǎn)(660 ℃)時(shí)，TiAl3是鈦/鋁復(fù)合板結(jié)合界面最先形成的金屬間化合物。

圖2 退火前后TA1/5052復(fù)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(fù)合板結(jié)合界面SEM圖。圖5為退火前及不同溫度退火后TA1/5052復(fù)合板結(jié)合界面線掃描圖。由圖4(a～d) 可以看出，退火前及經(jīng)350、400、450 ℃退火3 h 后，在結(jié)合界面靠近5052鋁合金一側(cè)出現(xiàn)了明顯的白色亮帶和柯肯達(dá)爾孔洞(如圖中箭頭所指)。經(jīng)能譜線掃描分析，退火前及經(jīng)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(jié)合界面處白色亮帶逐漸變厚。由圖5可知，退火前及經(jīng)350、400、450 ℃退火3 h后TA1/5052復(fù)合板結(jié)合界面元素間擴(kuò)散層厚度依次為5.7、6.52、8.62及11.93 μm，經(jīng)350、400、450 ℃退火3 h后相比退火前界面元素間擴(kuò)散層厚度依次提高了12.57%、33.87%、52.22%，從而說明復(fù)合板結(jié)合界面Ti、Al元素間擴(kuò)散層厚度隨退火溫度的升高逐漸變大。伍俠[22]通過試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)，鈦/鋁復(fù)合板界面層的厚度主要由鋁原子的擴(kuò)散速度和擴(kuò)散時(shí)間決定，受鈦原子的擴(kuò)散速度影響較??；同時(shí)Xu等[23]研究表明，鋁元素在鈦中的擴(kuò)散程度遠(yuǎn)大于鈦元素在鋁中的擴(kuò)散程度，因此可以判斷界面層主要是由鋁元素向鈦側(cè)擴(kuò)散產(chǎn)生，所以在結(jié)合界面靠近5052鋁合金一側(cè)出現(xiàn)了明顯的白色亮帶和柯肯達(dá)爾孔洞。

圖4 退火前后TA1/5052復(fù)合板結(jié)合界面的SEM圖像(a)爆炸態(tài)；(b)350 ℃×3 h退火態(tài)；(c)400 ℃×3 h退火態(tài)；(d)450 ℃×3 h退火態(tài)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(fù)合板結(jié)合界面的線掃描圖(a)爆炸態(tài)；(b)350 ℃×3 h退火態(tài)；(c)400 ℃×3 h退火態(tài)；(d)450 ℃×3 h退火態(tài)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(fù)合板結(jié)合界面SEM圖中所示位置成分分析結(jié)果。從圖4(a～d)可以看出，點(diǎn)1～4處于白色亮帶中。由表3可得，點(diǎn)1～4處鈦元素與鋁元素的原子比接近1∶3，結(jié)合上文中XRD測(cè)試結(jié)果，可知點(diǎn)1～4處均為TiAl3金屬間化合物。說明退火前及經(jīng)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(kuò)散形成，屬于擴(kuò)散層的一部分。從鈦鋁擴(kuò)散偶理論上分析，擴(kuò)散系數(shù)D與溫度T的關(guān)系可以用阿倫尼烏斯方程[24]表示：

(1)

式中：D0為擴(kuò)散常數(shù)，m2/s；Q為擴(kuò)散激活能，J/mol；R為氣體常數(shù)，8.314 J/(mol·K)；T為開爾文溫度，K。根據(jù)Cui等[20]研究結(jié)果中TiAl3的擴(kuò)散激活能Q和擴(kuò)散常數(shù)D0數(shù)值，由式(1)計(jì)算可得，在退火溫度為350、400及450 ℃時(shí)，TiAl3的擴(kuò)散系數(shù)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(shù)增長(zhǎng)的關(guān)系，因此當(dāng)溫度升高時(shí)，結(jié)合界面原子擴(kuò)散加劇，結(jié)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(shí)Cui等[20]研究提出TiAl3的生長(zhǎng)厚度Δx與退火時(shí)間t的關(guān)系可表示為：

(2)

結(jié)合式(1)和式(2)可計(jì)算出在350、400及450 ℃時(shí)TiAl3的理論厚度依次為0.44、0.69及1.03 μm，與試驗(yàn)中EDS能譜分析測(cè)出來的結(jié)果相近，存在的差異可能是由于試驗(yàn)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(kuò)散偶，而本試驗(yàn)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(diǎn)的能譜分析(原子分?jǐn)?shù)，%)

2.2 TA1/5052復(fù)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(fù)合板的拉伸性能。圖6為退火前及不同溫度退火后TA1/5052復(fù)合板的工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線。TA1/5052復(fù)合板退火前及經(jīng)350、400和450 ℃退火3 h后界面的抗拉強(qiáng)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(zhǎng)率分別為7.3%、23.36%、20.28%、22.19%。退火前爆炸態(tài)鈦/鋁復(fù)合板界面的抗拉強(qiáng)度最高，達(dá)到367.5 MPa，相比于母材5052鋁合金抗拉強(qiáng)度(225 MPa)提高了38.77%，相比于TA1純鈦抗拉強(qiáng)度(305 MPa)提高了17.01%。而經(jīng)不同溫度退火后，復(fù)合板界面的斷面收縮率和伸長(zhǎng)率明顯高于退火前。當(dāng)退火溫度從350 ℃提高到450 ℃時(shí)，抗拉強(qiáng)度從349.18 MPa逐漸下降到215.05 MPa，斷面收縮率和伸長(zhǎng)率呈現(xiàn)先降低后升高的趨勢(shì)。分析其原因，是因?yàn)樵诒ê附舆^程中，復(fù)合板界面附近會(huì)發(fā)生劇烈塑性變形，導(dǎo)致加工硬化，經(jīng)過不同溫度的退火處理后，界面結(jié)合區(qū)域發(fā)生不同程度的回復(fù)與再結(jié)晶，導(dǎo)致晶粒內(nèi)部和晶界處的位錯(cuò)數(shù)量減少，使復(fù)合板的加工硬化在一定程度降低，塑性與韌性增強(qiáng)。

表4 退火前后TA1/5052復(fù)合板的拉伸性能

圖6 退火前后TA1/5052復(fù)合板的工程應(yīng)力-應(yīng)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(fù)合板拉伸斷口SEM圖像(a,b)爆炸態(tài)；(c,d)350 ℃×3 h退火態(tài)；(e,f)400 ℃×3 h退火態(tài)；(g,h)450 ℃×3 h退火態(tài)；(a,c,e,g)TA1側(cè)；(b,d,f,h)5052側(cè)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(fù)合板的拉伸斷口SEM照片。對(duì)比爆炸態(tài)及不同退火溫度下TA1/5052復(fù)合板的TA1側(cè)斷口形貌可以發(fā)現(xiàn)，爆炸態(tài)時(shí)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(shí)韌窩數(shù)量較爆炸態(tài)時(shí)增加，深度變深，撕裂棱數(shù)量降低；400 ℃×3 h退火后，韌窩數(shù)量較350 ℃×3 h明顯減少，且深度明顯降低，但撕裂棱數(shù)量增加；450 ℃×3 h退火試樣較400 ℃×3 h退火韌窩數(shù)量顯著降低，但深度較深，撕裂棱數(shù)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(cè)斷口形貌可以發(fā)現(xiàn)，爆炸態(tài)時(shí)試樣存在一定數(shù)量的韌窩，但韌窩比較淺；在350 ℃×3 h退火試樣韌窩數(shù)量及深度與爆炸態(tài)差別不大；400 ℃×3 h退火試樣韌窩數(shù)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(shù)量減少，深度變化不大，但出現(xiàn)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(fù)合板TA1側(cè)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(cè)的斷裂方式為具有明顯韌窩特征的韌性斷裂。

2.3 TA1/5052復(fù)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(fù)合板界面剪切強(qiáng)度變化曲線。由圖8可知，隨著退火溫度升高，界面剪切強(qiáng)度先增大后減小。復(fù)合板退火前及經(jīng)350、400和450 ℃退火3 h后，界面剪切強(qiáng)度分別為73.07、79.64、68.56、42.19 MPa，在350 ℃退火時(shí)復(fù)合板界面剪切強(qiáng)度最大，較爆炸態(tài)增加8.24%；而當(dāng)退火溫度從350 ℃升高到450 ℃時(shí)，界面剪切強(qiáng)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(fù)合板爆炸焊接時(shí)產(chǎn)生的加工硬化及內(nèi)部的殘余應(yīng)力，并且結(jié)合界面處原子適度擴(kuò)散，使得350 ℃退火后界面剪切強(qiáng)度高于退火前爆炸態(tài)剪切強(qiáng)度；而隨著退火溫度的進(jìn)一步升高，復(fù)合板界面處會(huì)形成擴(kuò)散層，界面處的原子會(huì)充分?jǐn)U散生成硬脆性的金屬間化合物。在大多數(shù)情況下，異種金屬爆炸復(fù)合板經(jīng)退火后會(huì)形成金屬間化合物，從而導(dǎo)致剪切強(qiáng)度降低[25-26]。

圖8 退火前后TA1/5052復(fù)合板剪切強(qiáng)度Fig.8 Shear strength of the TA1/5052 composite plates before and after annealing

2.4 TA1/5052復(fù)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(fù)合板的剝離曲線及剝離強(qiáng)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(wěn)，說明退火前后TA1/5052復(fù)合板結(jié)合情況良好，各處結(jié)合情況均勻一致。由圖9(b)可知，復(fù)合板退火前及經(jīng)350、400和450 ℃退火3 h后的平均剝離強(qiáng)度分別為22.36、41.17、28.01、20.08 N/mm，在350 ℃退火時(shí)復(fù)合板剝離強(qiáng)度最大，較爆炸態(tài)增加45.68%；而當(dāng)退火溫度從350 ℃升高到450 ℃時(shí)，復(fù)合板剝離強(qiáng)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(kuò)散加劇而生成的金屬間化合物越來越多，因此界面剝離強(qiáng)度逐漸降低。綜上，結(jié)合本次試驗(yàn)所測(cè)鈦/鋁復(fù)合板拉伸、彎曲、剝離性能，認(rèn)為TA1/5052復(fù)合板的退火制度選擇350 ℃×3 h綜合性能比較好，此時(shí)抗拉強(qiáng)度達(dá)到349.18 MPa，剪切強(qiáng)度達(dá)到79.64 MPa，剝離強(qiáng)度達(dá)到41.17 N/mm，對(duì)應(yīng)擴(kuò)散層厚度為6.52 μm，因此建議界面元素?cái)U(kuò)散層厚度應(yīng)控制在6.52 μm以內(nèi)，此時(shí)組織、性能最佳。

圖9 退火前后TA1/5052復(fù)合板剝離曲線(a)及剝離強(qiáng)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(fù)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(fù)合板界面(0刻度處代表界面)兩側(cè)硬度的分布特征。可以觀察到退火前及不同溫度退火后界面結(jié)合區(qū)硬度均高于基復(fù)板兩側(cè)硬度，這是由于爆炸焊接過程中，界面結(jié)合區(qū)會(huì)產(chǎn)生強(qiáng)烈的塑性變形而導(dǎo)致加工硬化，以及不同溫度退火后復(fù)合板界面產(chǎn)生的硬脆性金屬間化合物共同影響的結(jié)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(cè)母材的硬度。這是由于爆炸焊接過程中的高速碰撞只會(huì)在界面附近很窄的區(qū)域產(chǎn)生加工硬化現(xiàn)象，隨著距離界面結(jié)合區(qū)越遠(yuǎn)，加工硬化程度越小，硬度逐漸降低，而在遠(yuǎn)離界面處不會(huì)發(fā)生這種現(xiàn)象，因此硬度不會(huì)有明顯變化[27]。由圖10還可以看出，經(jīng)350、400和450 ℃退火后，界面結(jié)合區(qū)硬度分別為159.2、152.0及168.0 HV0.1，明顯低于退火前爆炸態(tài)硬度188.2 HV0.1。在350～400 ℃時(shí)，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(jié)合界面塑性變形區(qū)域產(chǎn)生了回復(fù)與再結(jié)晶，導(dǎo)致加工硬化降低；其次，加熱使晶體內(nèi)部的位錯(cuò)纏結(jié)分離，位錯(cuò)密度降低，因此結(jié)合界面處的硬度呈降低趨勢(shì)[28]；經(jīng)450 ℃退火3 h后，結(jié)合界面硬度有所提高。這是由于隨退火溫度提升，原子擴(kuò)散加劇且擴(kuò)散距離變大，金屬間化合物數(shù)量增多導(dǎo)致硬度增大。

圖10 退火前后TA1/5052復(fù)合板界面兩側(cè)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(jié)論

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

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

3) 復(fù)合板退火前及經(jīng)350、400和450 ℃退火3 h后，界面剪切強(qiáng)度分別為73.07(爆炸態(tài))、79.64、68.56和42.19 MPa，剝離強(qiáng)度分別為22.36(爆炸態(tài))、41.17、28.01和20.08 N/mm，在350 ℃退火時(shí)復(fù)合板界面剪切強(qiáng)度和剝離強(qiáng)度最大，較爆炸態(tài)分別增加8.24%和45.68%，而當(dāng)退火溫度從350 ℃升高到450 ℃時(shí)，界面剪切強(qiáng)度從79.64 MPa下降到42.19 MPa，剝離強(qiáng)度從41.17 N/mm下降到20.08 N/mm。退火前后界面結(jié)合區(qū)硬度均高于基復(fù)板兩側(cè)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(cè)母材的硬度。退火后界面結(jié)合區(qū)硬度分別為159.2、152.0及168.0 HV0.1，明顯低于爆炸態(tài)硬度(188.2 HV0.1)。