第28卷 第1期2007年 2月
一体化机芯材 料 热 处 理 学 报
十二水磷酸氢二钠TRANSACTIONS OF MATERIALS AND HEAT TREATMENT
Vol .28 No .1February 2007
刘德义, 刘世程, 陈汝淑, 王晓峰
(大连交通大学材料科学与工程学院，辽宁大连 116028)
摘 要：用扫描电镜、能谱分析和压剪试验等方法，研究了扩散退火温度与时间对黄铜 钢扩散复合双金属界面附近组织、成分和界面结合强度的影响。结果表明，通过扩散复合可使黄铜 钢界面实现良好的冶金结合；在一定温度和时间范围内，随扩散温度和时间的增加界面结合面积增大，结合强度增加，可达220MPa；界面附近发生了原子的互扩散，界面上无有害相生成。关键词：黄铜 钢; 双金属; 扩散复合; 结合强度 中图分类号:TG146;TG156 2 文献标识码:A 文章编号:1009 6264(2007)01 0110 04
Microstructure and mechanical properties of diffusion
bonding brass steel b imetal
LI U De yi, LIU Shi cheng, CHEN Ru shu, WANG Xiao feng
(College of Materials Science and Engineering,Dalian Jioatong University,Dalian 116028,China)
Abstract :Brass inner clad steel bi metallic bar was prepared by the process of cold drawn and then di ffusion annealing.The effect of di ffusion annealing temperature and time on the micros tructure,component and bonding strength of the brass steel interface were examined by scanning electron microscope (SE M )observation,energy dispersi ve X ray (EDX)analysis,and compression shear strength test.The results show that the metallurgical bond of brass and steel can be achieved by the process of cold drawn and di ffusion annealing;wi thin a certain range of temperature and time,joint area and then bond s trength of the interface increase with increasin g annealing temperature and duration of ti me,and the compression shear strength of the in terface can reach 220MPa.The element interfacial diffusion is observed and no bri ttle phase is detected.Key words :brass s teel;bi metal;diffusion bonding;bond strength
收稿日期: 2006 03 13; 修订日期: 2006 06 08基金项目: 辽宁省教育厅计划资助项目(202033216)
作者简介: 刘德义(1965 )，男，大连交通大学材料科学与工程学院副教授，博士，主要从事金属复合材料研究，发表论文10余篇，电话:0411 ********,E mail:ldy@djtu.edu 。
层状金属复合材料是利用材料复合技术使两种或两种以上物理、化学、力学性能不同的金属在界面实现冶金结合的一种新型复合材料[1]
。以黄铜为覆
层的黄铜 钢双金属复合材料兼有耐腐蚀性良好和力学性能优异的特点，国外广泛应用在石油、化工、能源、电力、环保等诸多领域
[2]
。目前国内外双金属复
合材料的制造方法很多[3,4]
，每种方法都有自身的特点和适用范围。本文采用冷拔-热扩散方法对黄铜 钢双金属复合界面的组织和性能进行研究。
1 试验材料与方法
试验材料为 9 5mm 的H62黄铜棒和 14mm 2mm 的无缝20钢管。
对黄铜棒的外表面和钢管的内表面进行碱洗、酸洗处理后，再进行机械清理。将黄铜棒套装入钢管中
并拉拔至 12mm 制得双层金属棒。截取150mm 左右双层金属棒，两端焊接密封，于大气环境下在箱式电阻炉中加热至600-850!，保温0 25-16h 进行扩散退火，然后空冷，得到双金属棒试样。
用JE OL JSM 6360LV 型扫描电镜(SEM)观察结合界面附近的组织及沿结合面撕裂后剥离面的形貌，并用Oxford 4287型能谱分析仪(EDS)进行微区成分分析；对剥离面用Philip TW1710型X 射线衍射仪(XRD)进行物相分析；试样结合界面附近的硬度分布采用F M 700型显微硬度计测定；界面剪切强度测试
采用压剪试验法[5]
。压剪试验方法如图1所示，试样为从复合棒中间部分截取的厚度为0 6mm 的圆片。
2 试验结果与分析挂裤架
2 1 扩散退火对界面形貌的影响
图2为双层金属棒未退火试样和850!不同时间
扩散退火试样横截面上界面附近的SEM 照片。钢为铁素体+少量珠光体组织，黄铜为 + 双相组织。
图1 压剪强度测试图
Fig 1 Illustration of the compression shear strength test
双层金属棒拉拔的目的是为使两种金属尽量接触，由于变形量小(黄铜和钢的变形量分别为22 8%、25
3%)，虽然宏观上观察截面两种金属已紧密接触，但从微观上看，两种金属只是局部接触，经侵蚀后观察两种金属间仍存在明显的缝隙，宽度为1-3!m，如图2(a)。将具有这样接触特性的双层金属棒，在850!下分别扩散0 5、2、4h 后，界面附近的组织形貌
如图2(b)、(c)、(d)。在扩散退火过程中，由于黄铜和钢的膨胀系数不同[6]
，在接触面间产生压力，表面凸出部位首先产生塑性变形，两表面间的接触面积增大，部分氧化膜破坏，在该部分两种金属直接接触产生结合。随保温时间的延长，接合面之间空隙收缩,
接触面积继续增大，氧化膜进一步破坏、分解，界面处
的缝隙间断形成空洞，并逐渐变小或消失，结合面积逐渐扩大，使两种金属实现牢固的冶金结合，该过程符合固相扩散焊接的一般规律[7,8]
。850! 0 5h 退火后接触面上的缝隙已变小(<1!m)，但还没有完全消失，形成的局部结合区如图2(b)中箭头所示。850! 2h 退火后黄铜与钢的晶粒直接接触，界面结合紧密，界面附近有少量空洞。850! 4h 退火后，观察到界面移动，原始界面(如图2(d)中箭头所示)
处有少量的微空洞。
图2 不同扩散退火条件下界面附近的SE M 照片 (a)未退火;(b)850! 0 5h;(c)850! 2h;(d)850! 4h
Fig 2 SEM micrographs near the interfaces under different annealing condi tions
(a)as drawn;(b)850! 0 5h;(c)850! 2h;(d)850! 4h
从金相上观察不到氧化物和其它析出相。晶粒略有长大，界面处钢侧的珠光体减少。珠光体减少的原因有待进一步研究。
2 2 原子扩散与界面附近硬度分布
在不同条件下扩散退火时，原子越过界面进行不同程度的扩散。图3是850! 2h 退火条件下,Fe 、Cu 、Zn 原子在界面附近分布的EDS 曲线。Fe 原子向黄铜内扩散约10!m,Cu 、Zn 向钢内扩散了2!m 左右。
图4为不同温度和时间扩散退火后界面附近的显微硬度分布。从图中看出，钢侧硬度约
220HV0 01，黄铜侧硬度约为130HV0 01，界面的硬度介于两者之间，无明显的硬化现象，说明界面无有害的脆性相形成，由此也可推断低碳钢与H62黄铜应具有很高的界面剪切强度。随着扩散退火温度的提高或保温时间的增长，显微硬度略有降低，这与晶粒长大有关。
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第1期刘德义等：黄铜 钢扩散复合双金属界面组织与性能
图3 界面附近成分分布850! 2h 扩散退火Fig 3 EDS profile across the interface after diffusion
annealing at 850!for
打印机芯
2h
图4 不同温度和时间扩散退火后界面附近的显微硬度分布
Fi g 4 Microhardness distribution across the interface
diffusion annealed in different conditions
2 3 界面剪切强度
黄铜 钢结合界面的剪切强度如图5所示。扩散退火时间相同时，随着退火温度的升高，界面的剪切强度也随之相应增高。经600-850!、0 5-2h 扩散退火处理后，界面剪切强度大约由100MPa 增高到220MPa(见图5a)。不同退火时间的界面剪切强度随温度变化的规律相似，随着温度的增高而增加，在700-800!之间界面剪切强度的增加最快，而800-850!之间界面剪切强度的增加趋势变得缓慢，升高到850!时界面剪切强度最高。这表明，扩散温度低时，界面原子浓度梯度的差异和界面空位的大量存在，对促进原子扩散起着主要的作用，原子迅速扩散，键合原子增多，结合区扩大，界面强度就迅速增高。随着扩散的进行，原子浓度梯度差减小，空位减少，对原子扩散的促进作用变小，界面强度增加趋势变缓。
在600-850!温度条件下，经0 25-12h 不同时间扩散退火处理的试样界面剪切强度如图5b 所示。开始的
2h 内，剪切强度迅速增加，在4h 达到最大
值。随着扩散时间的继续增加，剪切强度缓慢减小。
图5 界面剪切强度与扩散温度和时间的关系Fi g 5 Relationship of the shear strength of interface
with diffusion temperature and time
扩散刚开始时，界面两侧较大的浓度梯度驱使在界面附近发生了原子互扩散，较高的温度条件下原子扩散过程进行的相应较快，使界面剪切强度迅速增高。相同扩散时间高温时剪切强度较低温要高，即高温时扩散较快。随着扩散过程的继续，界面附近界面剪切强度增加的趋势变缓。850!经过4h 扩散，界面剪切强度可达220MPa 左右。随着时间继续延长剪切强度趋于缓慢减小，因为所有温度均在黄铜的再结晶温度以上，随时间的延长导致晶粒不同程度的粗化，降低黄铜的基体强度，而这时的剪切断裂面实际上是在黄铜侧(见2 4部分)，故使剪切强度有所下降。为使黄铜 钢界面获得优良的结合性能要选择适合的扩散时间，时间过长反而会损坏界面质量。2 4 剥离面断口形貌和相组成
图6为800!、1h 扩散退火试样从结合界面处撕裂后剥离面断口的SE M 形貌和相应的XRD 衍射结果。由图6(a)、6(c)可以看到大片韧窝分布区域，这是黄铜和钢在扩散退火中实现冶金结合的界面因撕裂而造成的。此外剥离面上还有少量平坦，光滑的深区域，这是由尚未结合的表面分离而形成的。在退火过程中随着温度升高和时间延长，结合区域所占比例也不断增大。最终在界面上所形成的结合区面积
的大小，直接影响着界面结合强度的高低[7]
。
112材 料 热 处 理 学 报第28卷
对钢侧剥离面上韧窝区域能谱分析表明，其主要成份为铜、锌。由此得出撕裂主要发生在界面附近的黄铜中，这进一步证明了黄铜管与钢管经扩散退火后实现了良好的冶金结合，界面具有较高的结合强度。由钢侧的XRD 结果(图6b)可知，钢侧由铁和黄铜基
体组成，铜侧为黄铜基体相(图6d)，表明界面上没有发现新的化合物和有害相，同时也表明复合界面结合区开裂主要是在黄铜层内而不是在界面上发生(当然也可从未结合区发生断裂)，可以推断界面结合强度可达到黄铜基体的强度。
图6 剥离面断口形貌及X 射线衍射分析 (a)钢侧形貌;(b)钢侧XRD;(c)黄铜侧形貌;(d)黄铜侧XRD
Fig 6 SEM fractographs of fractured surface and corresponding XRD patterns (a)fractograph and (b)XRD pattern on steel side,and that (c)and (d)on brass side
污水处理流程3 结论
1)采用冷拔热扩散方法可实现黄铜 钢的冶金结合。扩散退火中，黄铜 钢界面处结合，结合面积不断扩大，直至形成比较完整的结合界面;
2)扩散退火过程中，在界面两侧原子发生了互扩
散，未发现有新相生成，界面附近硬度缓慢变化;
3)扩散复合黄铜 钢双金属界面剪切强度随扩散温度升高和时间延长先快速增加而后缓慢降低，最高可达220MPa 。
参
考
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