白銅銅鎳合金擴(kuò)散連接技術(shù)的研究進(jìn)展

白銅銅鎳合金擴(kuò)散連接技術(shù)的研究進(jìn)展

0雙金屬間復(fù)合法白銅（銅銀銅）具有優(yōu)異的耐水性和抗海生物附著性，廣泛應(yīng)用于海上項目。但銅、鎳資源缺乏,價格昂貴。白銅/鋼雙金屬復(fù)合材料,可代替貴重白銅,節(jié)約資源,降低成本。中國在阿聯(lián)酋烏阿拉海水淡化廠就使用了白銅/鋼復(fù)合管。雙金屬材料的復(fù)合方法有軋制、爆炸、擴(kuò)散等固—固相復(fù)合法及離心鑄造、鑄軋等液—固相復(fù)合法。最近國內(nèi)外研究開發(fā)了瞬間液相(TLP)擴(kuò)散連接技術(shù):在待焊金屬間預(yù)置低熔點合金中間層,通過中間層的溶解、等溫凝固、成分與組織的均勻化來實現(xiàn)連接。目前,TLP擴(kuò)散連接的應(yīng)用已從鎳基超耐熱合金擴(kuò)大到陶瓷等先進(jìn)材料及碳鋼等傳統(tǒng)結(jié)構(gòu)材料,從同種材料擴(kuò)大到異種材料。最近,還出現(xiàn)了利用液相中間層來促進(jìn)不銹鋼/鋼軋制復(fù)合的研究動向。但是,一般中間層都是價格很高的特殊材料,如含Si,B的鎳基非晶合金,甚至銀基合金,用于雙金屬間大面積復(fù)合受到限制。經(jīng)濟(jì)、適用的中間層合金對TLP擴(kuò)散連接十分重要。黃銅是價格便宜、應(yīng)用廣泛的銅合金,也是常用的釬焊材料。作者對預(yù)置黃銅中間層的白銅/碳鋼雙金屬管的TLP擴(kuò)散連接進(jìn)行了試驗研究。1復(fù)合復(fù)合質(zhì)材料的微觀分析試驗所用材料為Φ20×0.8mm的BFe10-1-1(以下簡稱B10)白銅管、Φ25×2.5mm的20鋼管和厚度為0.1mm的H62黃銅箔,其主要化學(xué)成分見表1。對三種材料的表面進(jìn)行清理:將鋼管用10%NaOH水溶液浸泡后用10%HCl水溶液酸洗,最后用鋼絲刷清理表面氧化膜;對白銅管和黃銅箔用10%NaOH水溶液浸泡后用鋼絲刷去除表面氧化膜。將白銅管插入鋼管中并在二者間預(yù)置黃銅中間層。在萬能試驗機(jī)上進(jìn)行拉拔變形(變形量約10%),使待復(fù)合表面緊密接觸,形成雙金屬管坯。在箱式電阻爐中對雙金屬管坯進(jìn)行擴(kuò)散連接,溫度為950～1080℃,時間為0.5～1h。擴(kuò)散連接后截取復(fù)合管試樣,對其橫截面進(jìn)行磨制、拋光,用4%HNO3酒精溶液浸蝕鋼的組織,用6%H2O2與飽和氨水(體積比為1∶1)的混合溶液浸蝕黃銅的組織,用王水浸蝕白銅的組織。用JSM-630LV型掃描電鏡(SEM)和光學(xué)金相顯微鏡(OM)對結(jié)合區(qū)進(jìn)行組織觀察,用掃描電鏡能譜(EDX)進(jìn)行微區(qū)成分分析。用FM—700型顯微硬度儀測定結(jié)合區(qū)的顯微硬度,所加載荷為0.49N或0.98N。用線切割方法沿復(fù)合管縱向切取圖1所示的剪切試樣,在LDS—500型拉力試驗機(jī)上進(jìn)行拉剪試驗(P為拉力)以測定抗剪強(qiáng)度。切取圓環(huán)試樣,將其拉直后得到板狀試樣,對板狀試樣沿半徑15mm的圓柱面進(jìn)行反復(fù)彎曲180°試驗,至試樣沿結(jié)合區(qū)開裂或斷裂為止,記錄彎曲次數(shù)N。2試驗結(jié)果與分析2.1反復(fù)彎曲次數(shù)試驗測定了復(fù)合管試樣經(jīng)950～1000℃,0.5～2h擴(kuò)散連接處理后結(jié)合區(qū)的抗剪強(qiáng)度,結(jié)果均達(dá)到了330MPa以上(圖2)。在950℃擴(kuò)散連接0.5h,抗剪強(qiáng)度已達(dá)350MPa;延長退火時間至1h,抗剪強(qiáng)度有一定提高,但幅度不大;繼續(xù)延長時間,抗剪強(qiáng)度有小幅度下降。在975℃和1000℃擴(kuò)散連接時,抗剪強(qiáng)度隨退火時間的變化規(guī)律與950℃的相似,但時間相同時,擴(kuò)散連接溫度高的抗剪強(qiáng)度略高。擴(kuò)散連接溫度和時間對反復(fù)彎曲次數(shù)的影響如圖3所示。在同一溫度下,退火時間為0.5～2h時,彎曲次數(shù)較大,可達(dá)到7～11次;退火時間超過4h后,彎曲次數(shù)減小。同時可以看到,在950～1000℃之間,溫度高時,彎曲次數(shù)較小。2.2復(fù)合管試樣配合區(qū)組織拉拔后擴(kuò)散連接前相鄰金屬層間宏觀上緊密接觸,但微觀上僅部分接觸,其余部位仍有窄的縫隙。擴(kuò)散連接后,黃銅熔化填充界面縫隙,并使白銅與鋼結(jié)合在一起,形成由20鋼母材、20鋼/H62黃銅界面、H62黃銅/B10白銅界面及B10白銅母材組成的結(jié)合區(qū)。在所用擴(kuò)散連接條件下,黃銅/白銅界面均已無法區(qū)分,形成了跨越界面的共同晶粒,從B10到H62連續(xù)過渡。溫度升高,晶粒尺寸變大,但未發(fā)現(xiàn)明顯的化合物相(圖4,各照片中左側(cè)均為鋼)。20鋼與H62黃銅之間,經(jīng)950℃×0.5h擴(kuò)散連接已基本形成連續(xù)結(jié)合界面(圖4a),但存在少量未結(jié)合的縫隙。黃銅液相已沿鋼中奧氏體晶界擴(kuò)散,即所謂“短路擴(kuò)散”,但擴(kuò)散不充分,此時抗剪強(qiáng)度尚未達(dá)到最大值。進(jìn)一步延長時間或升高溫度,界面縫隙進(jìn)一步減少甚至消失,形成完整的結(jié)合界面(圖4b,4c)。這是抗剪強(qiáng)度隨擴(kuò)散連接時間延長或溫度提高而不斷提高的原因。此時黃銅液相沿奧氏體晶界向鋼中擴(kuò)散,深入到晶粒內(nèi)部,結(jié)合強(qiáng)度提高。但由于下述擴(kuò)散引起的組織變化,又將使結(jié)合區(qū)的強(qiáng)度、塑性下降。因此,長時間擴(kuò)散后,不但彎曲次數(shù)減小,且抗剪強(qiáng)度也有一定下降。仔細(xì)觀察發(fā)現(xiàn),在950～1000℃擴(kuò)散連接試樣中,鋼/黃銅界面附近的鋼中形成珠光體富集帶,寬度約30～50μm,帶中鐵素體較少,而緊挨珠光體富集帶則形成無珠光體的鐵素體帶,寬度約50～80μm(圖4a,b,c)。另外發(fā)現(xiàn),在高溫、長時間擴(kuò)散連接的試樣中,黃銅沿晶界擴(kuò)散嚴(yán)重,出現(xiàn)富Fe“孤島”組織(圖4d)。用EDX對復(fù)合管試樣結(jié)合區(qū)元素分布進(jìn)行了定性線掃描分析,圖5所示為1000℃×0.5h擴(kuò)散連接試樣的結(jié)果。白銅/黃銅界面的Cu,Ni,Zn元素濃度連續(xù)變化,這與組織的連續(xù)性是一致的。在鋼/黃銅界面,Fe,Cu,Zn濃度均出現(xiàn)劇烈變化,Fe在黃銅中的濃度很低,Cu,Zn在鋼中的濃度也很低,但可以看到均有一定擴(kuò)散。溫度升高、時間延長,黃銅與白銅間擴(kuò)散更明顯。測定了結(jié)合區(qū)的顯微硬度,結(jié)果見圖6。圖中0點為鋼與黃銅的界面。在各溫度下,白銅基體與黃銅中間層的硬度基本相同,約為100HV,且界面處沒有明顯變化。鋼母材硬度約為180HV。擴(kuò)散溫度較低、時間較短時,黃銅/鋼界面處硬度沒有異常變化。但較高溫度或較長時間擴(kuò)散后,鋼與黃銅界面處硬度明顯升高。2.3材料的組織及硬度與同種材料的TLP擴(kuò)散結(jié)合不同,異種材料的TLP擴(kuò)散過程存在非對稱性。銅合金與低碳鋼兩種不同材料的TLP擴(kuò)散連接,溶質(zhì)原子在兩側(cè)母材中擴(kuò)散系數(shù)不同,不但存在非對稱性,而且鋼/黃銅界面與黃銅/白銅界面的成分、組織、性能均不同。由于黃銅與白銅性能相近,TLP擴(kuò)散連接后界面處成分、組織、性能連續(xù),因此,以下僅對鋼/黃銅間原子擴(kuò)散行為及組織、性能變化進(jìn)行分析。擴(kuò)散連接時,白銅中的Ni向液相黃銅中擴(kuò)散,并與Cu,Zn一起向鋼中擴(kuò)散。在950℃以上,鋼為奧氏體狀態(tài),但擴(kuò)散造成Cu,Ni的濃度由界面向鋼基體中逐漸降低。由于Cu,Ni均是A3溫度降低元素,因此離界面近,A3溫度低。冷卻時,鐵素體首先在A3溫度較高的部位形成,該處碳則被推向界面附近。隨溫度降低,鐵素體不斷增多,碳不斷向界面附近富集,直至A1溫度,界面附近的高碳奧氏體形成珠光體富集帶,與先形成的鐵素體帶形成鮮明對照。這種組織將對界面性能有一定影響。高溫、長時間擴(kuò)散后,鋼/黃銅界面出現(xiàn)了圖4d中A,B,C三點所示的三種組織。對A,B,C三點的成分進(jìn)行EDX點分析,結(jié)果見表2。表2同時給出了用0.49N的較小載荷測定的A,B,C所示三種組織的顯微硬度值。可以看出,A點為鋼中的鐵素體,硬度不高。C點為黃銅,已有Fe,Ni原子擴(kuò)散至該處,但硬度也不很高(壓痕處包括部分鐵素體)。B點組織中Fe,Cu含量很高,可以認(rèn)為是Cu,Zn,Ni向鋼中擴(kuò)散的結(jié)果,此處硬度明顯升高,這種高硬度組織將使結(jié)合區(qū)塑性降低、彎曲次數(shù)減小,對抗剪強(qiáng)度也會有一定影響。4配方中各元素的作用(1