温度和时间对钛-钢复合板TLP扩散连接影响的研究
金属板材轧制_扩散复合机理研究进展
金属板材轧制-扩散复合机理研究进展Progress in Diffusion-rolling Bonding M echanism of M etal Plate李红,韩静涛(北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083)LI H ong,H AN Jing-tao(M aterial Science&Eng ineering Schoo l,U niv ersityof Science&T echnolog y Beijing,Beijing100083,China)摘要:金属板材轧制-扩散复合集合了轧制和扩散连接的特点,对有塑性变形条件下中间层瞬间液相扩散连接过程进行研究,是研究轧制-扩散复合界面结合机理的关键。
本文介绍了国内外对瞬间液相扩散连接机理实验、数学模型和数值模拟研究的进展和现状,讨论了存在的一些问题,并提出了解决方法。
关键词:轧制-扩散复合;塑性变形;瞬间液相扩散连接;机理实验;模型;模拟中图分类号:T G335.8;T G453文献标识码:A文章编号:1001-4381(2006)Supp-l0507-08Abstract:Rolling-diffusion bonding of metal plate process com bines the characteristic of hot ro lling and diffusion bonding.The key of studying ro lling-diffusio n bonding m echanism focuses o n the proce-dur e of transient liquid phase(T LP)diffusion bonding under certain plastic defo rmatio n.A review of dom estic and international r esearch w o rk on T LP diffusion bonding process is presented.Concentrates on the mechanism ex periments,mathematical mo del and numerical sim ulation of T LP diffusion bo nd-ing w er e rev iew ed.Pro blems ex isting in current studies w ere discussed and solutio ns w ere pr opo sed. Key words:rolling-diffusion bonding;plastic deformation;T LP diffusion bonding;mechanism exper-i m ent;model;sim ulation材料的复合化是材料的主要发展趋势。
焊接接头的金属间扩散分析与防护
焊接接头的金属间扩散分析与防护一、引言焊接是一种常见的金属连接工艺，广泛应用于各个行业和领域。
然而，在焊接接头的制备过程中，金属间的扩散现象可能会导致接头强度降低、脆性增加等问题。
为了确保焊接接头的质量和可靠性，本文将对焊接接头的金属间扩散现象进行分析，并提出相应的防护措施。
二、金属间扩散的原因金属在高温下，原子或离子会发生迁移并扩散到邻近的金属晶界或金属间隙中，从而形成金属间扩散现象。
金属间扩散的主要原因包括以下几个方面：1. 温度效应：高温会加速金属中原子的热活动，促进金属间扩散的发生；2. 浓度差效应：当接头中金属元素的浓度差异较大时，金属间的扩散现象会更加明显；3. 结构相似性：如果接头中金属元素的晶格结构相似，扩散现象会更容易发生；4. 时间效应：金属间扩散是一个时间积累效应，在焊接接头的使用过程中，金属间扩散现象会不断积累。
三、金属间扩散的影响金属间扩散对焊接接头的质量和性能有着重要的影响，主要体现在以下几个方面：1. 强度降低：金属间扩散会导致焊接接头中产生弱化区域，使接头的抗拉强度降低；2. 脆性增加：金属间扩散会导致接头中形成新的脆性相或化合物，从而增加接头的脆性，使其更容易发生断裂；3. 导电性降低：金属间扩散会改变接头中金属元素的分布，导致接头的电导率下降。
四、金属间扩散的防护措施为了防止金属间扩散对焊接接头的影响，可以采取以下防护措施：1. 选用合适的焊材：合理选择焊接材料，确保焊接接头中金属元素的浓度差异尽可能小，减少金属间扩散的可能性；2. 控制焊接温度：严格控制焊接过程中的温度，避免温度过高导致金属间扩散的发生；3. 引入屏障材料：在接头界面引入屏障材料，阻止金属元素的扩散，减少扩散现象的发生；4. 加强表面涂层：在焊接接头的表面涂覆一层抗氧化层或其他保护涂层，减缓金属间扩散的速度；5. 加强冷却措施：焊接接头制备完成后，及时进行冷却处理，避免过高的温度对接头产生不利影响。
TiAl合金与置氢TC4钛合金扩散连接工艺研究
硕士学位论文TiAl合金与置氢TC4钛合金扩散连接工艺研究RESEARCH ON TECHNICS IN DIFFUSION BONDING OF HYDROGENATED TC4 TITANIUM ALLOY AND TiAl ALLOY范龙2009年6月国内图书分类号：TG453.9 学校代码：10213 国际图书分类号：621.791 密级：公开工学硕士学位论文TiAl合金与置氢TC4钛合金扩散连接工艺研究硕士研究生：范 龙导 师：何 鹏教授申请学位：工学硕士学科：材料加工工程所在单位：材料科学与工程学院答辩日期：2009年6月授予学位单位：哈尔滨工业大学Classified Index: TG453.9U.D.C: 621.791Dissertation for the Master Degree in EngineeringRESEARCH ON TECHNICS IN DIFFUSION BONDING OF HYDROGENATED TC4 TITANIUMALLOY AND TiAl ALLOYCandidate：Fan LongSupervisor：Prof. He PengAcademic Degree Applied for：Master of EngineeringSpeciality：Materials Processing Engineering Affiliation：School of Materials Science andEngineeringDate of Defence：June, 2009Degree-Conferring-Institution：Harbin Institute of Technology摘要合金置氢加工工艺是将氢作为一种临时合金元素，通过改变钛合金的相组成和微观结构，进而达到改善钛合金加工性能的目的。
自从该技术被提出以来，国内外学者主要对置氢与除氢基础理论，氢改善塑性加工性能及热氢处理细化晶粒等方面进行了大量的研究，然而对氢改善扩散连接性方面的研究较少。
TiVNbTa
第 1 期第 200-210 页材料工程Vol.52Jan. 2024Journal of Materials EngineeringNo.1pp.200-210第 52 卷2024 年 1 月TiVNbTa/Inconel 600扩散焊接头的组织与性能Microstructure and properties of TiVNbTa/Inconel 600 diffusionwelded joint李娟1，沈宽春2，尹蓉1，赵宏龙1，罗少敏1，周念1，秦庆东1*（1 贵州理工学院 贵州省轻金属材料制备技术重点实验室，贵阳550003；2 中航工业贵州永红航空机械有限责任公司，贵阳550009）LI Juan 1，SHEN Kuanchun 2，YIN Rong 1，ZHAO Honglong 1，LUO Shaomin 1，ZHOU Nian 1，QIN Qingdong 1*（1 Key Laboratory of Light Metal Materials Processing Technology of Guizhou Province ，Guizhou Institute of Technology ，Guiyang 550003，China ；2 AVIC Guizhou Yonghong Aviation MachineryCo.，Ltd.， Guiyang 550009，China ）摘要：鉴于TiVNbTa 难熔高熵合金优异的耐蚀性和高温强度，针对其与高温合金复合使用的潜在应用前景，研究TiVNbTa 和Inconel 600的扩散焊接性能。
在850~1150 ℃条件下对二者进行了扩散焊研究，对850~1000 ℃下所得接头的微观组织进行了观察，对所有温度下所得接头的剪切强度进行了检测。
研究结果表明，除850 ℃下所得接头只含一层富Ni 界面层外，其余接头均具有“Inconel 600/镍基扩散层/富Cr 层/富Ti 层/富Ni 层/TiVNbTaNi （Fe ，Cr ）扩散层/TiVNbTa RHEA ”多层界面结构，其中富Ni 层为具有菱方晶体结构的Ni 2Ti 型金属间化合物，富Cr 层为具有密排六方晶体结构的Cr 2X 型Laves 金属间化合物。
第四章扩散焊
4.3扩散焊工艺参数
图９-１５ 压力对接头弯曲强度的影响
4.3扩散焊工艺参数
3、焊接时间
又称保温时间，需要的保温时间与温度、压力、中间扩散层 厚度、接头成分及组织均匀化要求密切相关，也受材料表面 状态和中间层材料的影响。
4.3扩散焊工艺参数
图９-１３ 扩散连接时间对铜／钢 接头性能的影响
4.3扩散焊工艺参数
4.5典型材料的扩散焊及其应用 4.5.4陶瓷扩散焊
陶瓷材料的扩散连接
１.陶瓷扩散连接的主要问题 ２.SiC陶瓷的扩散连接 ３.Al2O3陶瓷与金属的扩散连接
4.5典型材料的扩散焊及其应用
１.陶瓷扩散连接的主要问题
(１)界面存在很大的热应力 陶瓷与陶瓷、陶瓷与金属材料连接 时，由于陶瓷与金属的线膨胀系数差别很大，在扩散连接或使用 过程中，加热和冷却时必然产生热应力，由于热应力的分布极不 均匀，使接合界面产生应力集中，造成接头的承载性能下降。 (２)容易生成脆性化合物 由于陶瓷与金属的物理化学性能差别 很大，连接时除存在着键型转换以外，还容易发生各种化学反应， 在界面生成各种碳化物、氮化物、硅化物、氧化物以及多元化合 物。
图９-９ 典型结构的超塑性扩散连接 a)单层加强构件 b)双层加强结构 c)多层夹层结构(三层) 1—上模密封压板 2—超塑性成形板坯 3—加强板 4—下成形模具 5—超塑性成形件 6—外层超塑性成形板坯 7—不连接涂层区(钇基或氮化硼) 8—内层板坯 9—超塑性成形的两层结构件 10—中间层板坯
11—超塑性成形的三层结构件
4.5典型材料的扩散焊及其应用
陶瓷扩散连接的主要问题
(３)界面化合物很难进行定量分析 在确定界面化合物时，由于 一些轻元素(Ｃ、Ｎ、Ｂ等)的定量分析误差较大，需制备多种标 准试件进行标定。 (４)缺少数值模拟的基本数据 由于陶瓷和金属钎焊及扩散连接 时，界面容易出现多层化合物，这些化合物层很薄，对接头性能 影响很大。
钛及钛合金的连接
《先进难焊材料的连接》期末作业钛及钛合金的连接姓名： __________学号： ______班级： ____钛及钛合金的连接摘要：钛及钛合金由于密度小、强度高、耐热耐腐蚀性能优异而广泛地应用于航空航天、石化工、造船等部门。
目前高性能的飞机、坦克正在采用钛合金部件，而且在石油化工部门中钛合金部件使用的范围也正在逐渐扩大。
而钛合金在飞机及其发动机和石油化工部门上的应用，不可避免需要使用焊接手段进行连接，这对扩大钛合金的应用范围具有重要的意义。
本文主要是对有关钛及钛合金的连接做一定的综合评述。
关键词：钛及钛合金;焊接材料；焊接技术；应用及发展现状一、引言随着产业结构的变化和科学技术的发展，先进的焊接结构是降低材料消耗、减轻结构质量的有效途径, 各种焊接技术将有着广阔的应用前景。
钛及其合金具有优良的耐蚀性、小的密度、高的比强度及较好的韧性和焊接性，在航空、航天、造船、化工等工业部门中得到广泛应用。
钛属于多晶形材料，基本上决定了钛合金焊接时的行为。
适于钛及其合金的焊接方法有很多，但对焊接方法的分类国内外各有差异，潘际銮等人把它分为3 大类：族系法、一元坐标法和二元坐标法。
而最常用的族系法又分为3 种：熔化焊接、固相焊接及钎焊。
钨极氩弧焊、等离子弧焊、电子束焊、激光焊等熔化焊接方式在钛及钛合金的焊接中应用广泛，在钛及钛合金的焊接中，钎焊适于焊接受载不大或在常温下工作的接头，对于精密的、微型复杂的及多钎缝的焊件尤其适用。
其他焊接方法如：高频焊、爆炸焊、摩擦焊、扩散焊等随着焊件的具体焊接情况而采用相应地焊接方法。
二、钛及钛合金的分类及特点钛是一种具有机械和腐蚀性能优异的金属材料且强度大、密度小，仅为钢的57%，具有良好的热稳定性及低韧性。
同时因为钛对卤素化合物、有机酸氧化性酸类具有良好的耐蚀性在氯碱、尿素、硝酸生产中得到广泛的应用。
根据钛合金退火状态的室温组织钛合金可分为三种类型a型钛合金、（a + B）型钛合金及B型钛合金。
热处理对80μm间隙下IC10高温合金TLP扩散焊组织及高温性能的影响
2.1 热处理对 TLP 扩散焊接头显微组织的影响 图 2 为间隙 80 μm 时 1 250 ℃，5 MPa 下保温
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焊接学报
第 42 卷
6 h 接头热处理前后的 SEM 形貌. 从图 2a 中可以 看出，焊缝主要由 γ + γ′网状组织组成，焊缝与母材 的界面清晰，靠近母材处 γ′相粗大，焊缝与母材界 面无针状析出的硼化物. 焊缝中有少量显微孔洞. 从图 2b 中可以看出，经过标准热处理后焊缝与母 材的界面消失，焊缝晶粒依附于母材晶粒生长，这 是液相区增宽所致的，母材靠近焊缝区域发生了局 部熔化，当焊缝液相区的宽度达到最大值时，母材 靠近焊缝区域晶粒并未被完全熔化掉，在随后的等 温凝固过程中，焊缝区域液态金属依附于原来的金 属基体上形核，并向焊缝中心区域生长，最终形成 半熔化状态的晶粒，导致焊缝区域与母材的分界面 消失. 从图 2b 中还可以看出，部分硼化物和碳化物 容易在晶界富集. 晶界处容易产生显微孔洞. 同样 母材与焊缝晶界处的晶界附近溶解量偏多，且焊缝 有硼化物和碳化物以及共晶组织，由于晶界是扩散 的通道，降熔元素易在此处富集，导致母材溶解量 增多. 由于此处 Hf 等元素富集，导致此处形成的 γ + γ′组织与母材不同. 从接头区域的 SEM 形貌可以 看 到 ， 虽 然 预 制 间 隙 为 80 μm， 但 是 在 1 250 ℃ ， 5 MPa 下保温 6 h 后，其接头界面反应等温凝固区 (ISZ) 宽度超过 80 μm，实际宽度约为 0.096 mm.
第 42 卷 第 5 期 2021 年 5 月
焊接学报
TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION
Vol.42(5):36 − 44 May 2021
温度对液态金属Ti-Al合金扩散的影响
温度对液态金属Ti-Al合金扩散的影响摘要：本文通过分子动力学方法对液态Ti-Al合金的扩散进行模拟研究，通过计算体系中原子的MSD曲线得到：随着温度的升高，扩散系数增大，说明温度越高，原子越容易移动扩散，此结论与热力学理论相吻合，即温度越高，体系的能量越大，平均每个原子的能量也就越大，原子就容易移动，即扩散也会增加，体现在扩散系数上的增大。
关键词：分子动力学模拟、液体金属、扩散、MSD引言液态金属的宏观热物理性质一直是凝聚态物理学和材料学研究领域的一个重要研究热点。
扩散系数是液态金属的重要热物理参量[1]，在金属凝固的理论和实验研究中，是不可或缺的物理参量。
Ti-Al合金因其特有的低密度、高温强度高、耐蚀、可焊等优势具有重要的应用前景，可广泛应用于航天发动机、潜艇、机械加工、运动器械等行业；因钛的亲生物性也应用于医用支架及填充物等领域；作为磁控溅射镀膜的原材料在真空镀膜行业也占据重要位置，一直是材料领域研究的热点。
目前，针对高活性高熔点液态金属的热物理性质的研究一直因为实验条件的严苛进展缓慢。
同时高活性高熔点液态Ti-Al合金的热物理性质的研究进展缓慢，限制了Ti-Al合金凝固理论的进一步发展。
本文选择Ti–10at%Al轻质高温合金作为研究对象。
在2100K-2600K的温度范围内，对液态Ti-Al合金系统分别采用EAM模型进行分子动力学模拟，然后通过计算MSD曲线得到扩散系数。
液态金属的宏观热物理性质如扩散从而可以获得人们所需要性能的金属材料，扩展金属在各个领域中的应用市场[2]。
由于大多数金属的熔点很高，要想研究液态金属的扩散很难实现。
随着计算机技术的快速发展，使用计算机模拟方法为研究液态金属热物理性质提供了可能。
近年来，对液态金属的研究得到了许多进展，韩逸等人[3]对液态金属扩散系数的测量方法与理论研究的进展进行研究；孙民华等人[4]研究了Al熔体粘度的突变点及与熔体微观结构的关系。
本文利用分子动力学模拟方法，基于LAMMPS软件进行模拟。
卷取温度对钛微合金化钢组织与性能的影响
卷取温度对钛微合金化钢组织与性能的影响惠亚军;赵征志;赵爱民;黄耀;尹恒祥;郭睿【摘要】Compared with Nb and V microalloyed steel, Ti microalloyed steel has the lowest cost, so a low-carbon Ti microalloyed hot roll strip steel has been designed. The microstructure and mechanical properties of the steels with different coiling temperature were investigated by utilizing SEM and TEM. The results show that the coiling temperature has a considerable influence on both the microstructure and mechanical properties. The microstructure was lath bainite a nd granular bainite when coiled at 300 ℃, and was granular bainite when coiled at 400 and 470 ℃. The yield strength and the tensile strength of the steel decrease first, and then increase with the increasing of coiling temperature, while the elongation appears opposite law. The changes of the mechanical properties were mainly depended on the phase transformation strengthening, precipitation hardening, as well as the size and shape of the M-A island. When the steel was coiled at 470 ℃, the yield strength and tensile strength reached 700 and 865 MPa respectively, and the elongation reached 18.9%.%与铌钒微合金化钢相比，钛微合金化钢有更低的成本，因此设计了一种低碳钛微合金化热轧高强钢，并利用扫描电镜（ SEM）和透射电镜（ TEM）等仪器研究了不同卷取温度对实验钢组织和性能的影响．结果表明：卷取温度对实验钢的组织与力学性能有较大的影响，300℃卷取时得到板条贝氏体和粒状贝氏体的混合组织，400和470℃卷取时得到粒状贝氏体组织；实验钢的屈服强度和抗拉强度均随卷取温度的升高呈现出先下降再上升的规律，延伸率呈现出先升高再下降的规律，分析认为力学性能的变化主要由相变强化、析出强化以及M-A岛的尺寸和形态共同决定；470℃卷取时实验钢有较好的综合力学性能，屈服强度和抗拉强度分别达到了700和865 MPa，延伸率达到了18．9％．【期刊名称】《材料科学与工艺》【年(卷),期】2014(000)002【总页数】5页(P81-85)【关键词】卷取温度;钛微合金化;热轧带钢;贝氏体;力学性能【作者】惠亚军;赵征志;赵爱民;黄耀;尹恒祥;郭睿【作者单位】北京科技大学冶金工程研究院，北京100083;北京科技大学冶金工程研究院，北京100083;北京科技大学冶金工程研究院，北京100083;北京科技大学冶金工程研究院，北京100083;北京科技大学冶金工程研究院，北京100083;北京科技大学冶金工程研究院，北京100083【正文语种】中文【中图分类】TG142.1;TG335.11热轧高强钢是板带产品中用途最广、用量最大的钢铁材料之一［1］.随着经济的发展，国家对安全、环保、节能和降低成本的要求越来越高，对材料构件的强韧性、冷成型性和焊接性的要求也更为突出，从而促进了热轧高强钢的开发和生产［2］.国内外在利用控轧控冷(TMCP)工艺生产700～800 MPa级热轧高强钢时多采用合金化的思想，钢中合金元素的数量较多，并且加入了附加值较高的Mo、Cr、Ni 等合金元素，导致钢材成本的增加［3-5］.钢中最常用的微合金化元素是Nb、V和Ti，其作用是细化晶粒与沉淀强化.与Nb和V微合金化相比，Ti微合金化的应用较少，其主要原因是由于Ti的性质活泼以及析出对温度和冷却速度较敏感.但随着冶金工艺控制水平的提高，Ti微合金化钢存在的问题有望得到解决.比较Nb，V 和Ti这3种微合金元素，目前在市场上铌铁和钒铁的价格比钛铁贵10倍以上，其次我国氧化钛的储量为6.3×108ton，几乎占世界总储量的45.6%，资源非常丰富［6］.Ti除了能形成稳定的氮、碳化物而阻止奥氏体晶粒的长大，从而改善材料的焊接性能外，还能使钢中的硫化物变性，从而改善材料的纵横方向上性能的差异;Ti含量较高(质量分数＞0.04%)时，采用TMCP工艺时能形成细小弥散的TiC 粒子，起到析出强化的作用［7］.考虑到资源、生产成本和企业的经济效益，生产钛微合金化钢有更低的成本，这对于提高我国钢铁行业的竞争力具有十分重要的意义.结合前期的相关研究，设计了一种Ti微合金化高强度热轧带钢，通过改变控轧控冷工艺参数，改变钢的相变产物类型和比例以及控制析出物的量等，从而改善钢的性能［8］.卷取温度是获得贝氏体组织最为关键的工艺参数之一，因此本文主要研究卷取温度对钢组织性能的影响，探讨钛微合金化钢获得高强度的机制，从而确定最佳的生产工艺.1 实验实验用钢是在北京科技大学高效轧制国家工程研究中心50 kg真空感应炉上冶炼的，其主要成分如表1所示.从实验室真空冶炼的钢坯上取样，加工成Φ4mm×10 mm的热模拟试样，在GLEEBLE 3500热模拟试验机上测定实验钢的静态CCT曲线.表1 实验钢的化学成分(质量分数/%)注:Ceq=C+(Mn+Si)/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5.C Si Mn P S Al 0.054 0.28 1.71 0.006 0.004 4 0.03 Ti Nb Mo B Ceq 0.18 0.05 0.16 0.0031 0.42实验方案如下:将试样以10℃/s加热到950 ℃，保温5 min 后分别以0.2、0.5、2、5、10、20、30、50、80 ℃ /s冷却到200 ℃以下，结合试样的金相照片画出CCT曲线，如图1所示.由图1可见，实验钢静态CCT曲线由铁素体转变区和贝氏体转变区组成，整体呈扁平状，在较大冷却速度范围内即可获得贝氏体组织.将尺寸为60 mm×80 mm×100 mm的热轧坯，在北京科技大学Φ350 mm四辊可逆轧机上，经6道次轧成6 mm厚的钢板，轧制道次为60 mm→41 mm→27 mm→17 mm→11 mm→8 mm→6 mm.根据实验钢的化学成分，确定加热温度为1 250℃，保温时间1.5 h，分两阶段控制轧制，参考实验钢的 CCT曲线，确定粗轧开轧温度为1 120℃.为了通过轧制道次之间的反复再结晶充分细化奥氏体晶粒，将再结晶区轧制温度定为1 000℃以上.精轧阶段的开轧温度设定为950℃以下，精轧压下率大于60%，终轧温度为800℃左右.随后，以15～20℃/s的冷速直接水冷到300、400和470℃，放入电阻炉中保温1 h后随炉冷至室温模拟卷取过程.图1 实验钢静态CCT曲线从轧后的钢板上切取金相样，沿着轧向研磨和抛光后，用体积分数4%的无水乙醇硝酸溶液侵蚀后，用扫描电镜对组织进行观察.按照GB/T 228—2002的要求，切取标距为50 mm的拉伸试样，用万能拉伸实验机以2 mm/min的拉伸速度在室温下拉伸.冲击为沿横向的尺寸为5 mm×10 mm×55 mm的夏比非标准试样，试验温度为-20℃.在实验室制备碳萃取复型试样，观察实验钢中第二相粒子的析出情况，制备双喷减薄试样观察钢的微观精细结构.碳萃取复型试样制备过程为:在经过研磨抛光及用体积分数为4%的硝酸酒精溶液侵蚀后的试样表面沉积一层碳膜，然后将碳膜划分成3 mm×3 mm的网格后放入体积分数为10%的硝酸酒精中侵蚀，最后待碳膜鼓起脱落后，用铜网捞取，放入去离子水中清洗后用铜网捞取沥干即可.双喷减薄试样的制备过程为:将试样机械减薄至60 μm的薄片，将其放在直径3 mm的打孔机上冲下圆片，最后电解双喷至穿孔即可.2 结果与讨论2.1 实验钢的力学性能实验钢在不同卷取温度下的力学性能如表2所示，其中:Rp0.2为屈服强度;Rm为抗拉强度;A为延伸率;Akv为冲击功.卷取温度对实验钢力学性能的影响如图2所示.在实验钢所研究的卷取温度范围内，实验钢的抗拉强度和屈服强度随着卷取温度的升高呈先下降再上升的趋势，延伸率呈先上升再下降的趋势，如表2及图2所示.由此可见，卷取温度对实验钢的力学性能具有很大的影响.表2 实验钢的力学性能卷取温度/℃Rp0.2/MPa Rm/MPa A/% Rp0.2/Rm Akv(-20℃)/(J·cm-2)300 735 840 14.7 0.88 120 400 675 790 19.6 0.85 134 470 700 865 18.9 0.81 102图2 卷取温度对实验钢力学性能的影响从表2可以看出:实验钢在300℃卷取时，屈服强度最高，达735 MPa，抗拉强度为840 MPa，延伸率只有14.7%;当卷取温度升高到400℃时，实验钢的屈服强度和抗拉强度下降明显，分别降到675和790 MPa，屈服强度和抗拉强度分别下降了60和50 MPa，但延伸率有明显的升高，达到了19.6%;与400℃卷取相比，当卷取温度升高到470℃时，实验钢的屈服强度达到700 MPa，升高了25 MPa，抗拉强度达到了865 MPa，提高了75 MPa，且其抗拉强度最高，比300℃卷取时升高了25 MPa，延伸率为18.9%.由表2还可见:实验钢的屈强比都被控制在了0.9以下，这保证了材料在使用过程中更为安全;实验钢在(-20℃)条件下的冲击功都大于100 J/cm2，表现出了优良的低温韧性，如表2所示.2.2 实验钢的微观组织图3给出了不同卷取温度下实验钢在扫描电镜下的显微组织照片.如图3(a)所示，在300℃卷取时，实验钢主要由板条贝氏体和粒状贝氏体组成的混合组织，其中板条贝氏体的板条间有残余奥氏体薄膜存在，有的薄膜呈块状，有的薄膜呈长条状;马氏体-奥氏体(M-A岛)的形成是因为在贝氏体转变过程中，碳原子不断地从贝氏体基体向奥氏体中扩散，使得剩余奥氏体内逐渐富碳，但岛内的碳含量富集程度尚达不到能析出碳化物的水平，故成为富碳奥氏体岛，在冷却过程中一部分将转变成马氏体，即M-A岛状组织［9］;图3中箭头所指的组织为M-A岛状组织，在400℃与470℃卷取时，实验钢的组织主要为粒状贝氏体，卷取温度为470℃时M-A岛的数量比400℃卷取时多，大小参差不一，分布不均匀，形态主要是粒状、块状和长条状，而卷取温度为400℃时M-A岛的分布更加弥散，尺寸更加细小，如图3(b)和(c)所示.图3 实验钢在不同卷取温度时的显微组织为了说明实验钢力学性能变化的原因，利用透射电镜(TEM)观察了300和470℃卷取时实验钢的精细组织结构，如图4所示.300℃卷取时实验钢主要为板条贝氏体和粒状贝氏体组成的混合组织，板条贝氏体转变发生在贝氏体转变区的较低温度区，是切变和扩散混合型转变，铁素体呈板条状平行排列，形成板条束，板条间为小角度晶界，板条束间为大角度晶界［9］.300℃卷取时实验钢组织的精细结构为板条状，板条界清晰可见，板条间分布着薄膜状或针状的M-A组元，板条宽度为0.2～0.5 μm，铁素体板条内存在很高的位错密度，如图4(a)所示.470℃卷取时实验钢的组织主要为粒状贝氏体，粒状贝氏体转变区比上贝氏体转变温度稍高，也是切边和扩散型的转变.由图4(b)所示，470℃形成的粒状贝氏体有两种形态，第1种是在板条铁素体内存在M-A组织，由于同一板条束中的板条间为小角度晶界，对侵蚀不敏感，板条界不清晰，因而在光学显微镜下粒状贝氏体铁素体为块状，需借助投射电镜分辨;第2种为在铁素体基体内或边界存在M-A岛状组织，在光学显微镜下，M-A物质为粒状，在SEM或TEM下，M-A呈块状或条状.与300℃卷取时形成的板条相比，470℃卷取时的板条大小不一，板条边界不平直，板条最大宽度达到了0.7 μm左右，板条内也分布着大量位错，如图4(b)所示.图4 实验钢在不同卷取温度时的TEM形貌2.3 实验钢中析出物分析卷取温度是热轧带钢获得贝氏体组织最为关键的工艺参数之一，不同温度卷取时，试验钢的力学性能不同.同400和470℃卷取相比，由于在较低的300℃卷取时将更多的位错缺陷保留在基体中，同时低温减慢了碳及合金元素的扩散速度，易于形成长宽比较大的板条贝氏体，这将大幅度地提高强度.由于板条内位错密度大，不利于变形中的运动，导致了钢塑性降低，因此实验钢在300℃卷取时的强度比在400和470℃卷取时高，延伸率低，这与图2中的数据规律是一致的.实验钢在400和470℃卷取时所形成的都是粒状贝氏体组织，当加速冷却终止温度较高时，由于碳的扩散速度较快，形成的M-A组织数量较多、尺寸较大，当加速冷却的终止温度较低时，所形成的M-A岛尺寸更加细小、分布更加弥散，如图3(b)和(c)所示.有研究表明［9］，当 M-A 组织数量少、尺寸小以及分布均匀、形态趋于球状时对力学性能有利，而长条状的或带有尖角的M-A组织对性能不利，本实验中400℃卷取时M-A岛比470℃时的更加细小，然而其强度却比470℃卷取时低，这主要是和微合金元素Nb与Ti的析出有关.利用碳膜萃取法对实验钢在400和470℃卷取时试样中析出物的结构作了分析，如图5所示.400℃卷取时析出物尺寸分布在80～150 nm，形状主要是方形的，如图5(a)所示.图5 实验钢在不同卷取温度时的析出物形貌和能谱对图5(a)中箭头所指的粒子进行能谱分析，结果表明该析出粒子主要是Nb和Ti 复合碳氮化物粒子，并且以Ti的析出为主，如图5(b)所示.因Nb(C，N)和Ti(C，N)在室温下的晶格常数比较接近，在整个固态范围内均可完全互溶，故图5(a)中箭头所指粒子可认为是复合析出的(Nb，Ti)(N，C)粒子.470℃卷取后的析出粒子形貌如图5(c)所示，析出粒子的数量更多，除了尺寸较大的 (Nb，Ti)(N，C)析出物外，还出现了球状或近似球状析出物，其尺寸在几十个纳米.对图5(c)中箭头所指的近似球形析出物进行能谱分析如图5(d)所示，结果表明这些析出物主要也是(Nb，Ti)(N，C)粒子，其中 Nb的比重有所增加.由于470℃卷取时析出的(Nb，Ti)(N，C)粒子比400℃时的数量更多，因此其析出强化作用更大，所以实验钢在470℃卷取时所获得的强度比400℃时的大.有研究表明，M/A岛的形态和数量对冲击韧性有较大的影响［10］.当M/A岛较粗大时，相界面可因塑变诱发出断裂的核心，在外力的作用下裂纹得以迅速扩展，导致韧性恶化［11］，因此470℃卷取时的冲击功的值比400℃卷取时降低了32 J/cm2.3 结论1)实验钢在终轧后以15～20℃/s的冷速冷却到不同温度卷取将得到不同的组织:卷取温度为300℃时得到板条贝氏体和粒状贝氏体的混合组织，卷取温度为400和470℃时得到粒状贝氏体组织.2)实验钢在470℃卷取时屈服强度和抗拉强度分别为700 MPa和865 MPa，延伸率达到了18.9%，具有最好的综合力学性能，满足了国标对Q690的性能要求.3)随着卷取温度的升高，实验钢的强度呈现出先下降再升高的趋势，延伸率呈现出先升高再下降的趋势，力学性能变化的原因主要和贝氏体组织的类型、M-A岛的尺寸和形态以及微合金元素Nb与Ti的析出强化作用有关.参考文献:［1］张开华，叶晓瑜，刘勇，等.终轧温度对高强度工程机械用钢组织性能的影响［J］.钢铁钒钛，2010，31(3):63-67.ZHANG Kaihua，YE Xiaoyu，LIU Yong，et al.Effect of finishing rolling temperature on microstructures and mechanical properties of steel strip for engineering mechanism［J］.IronSteel Vanadium Titanium，2010，31(3):63-67.［2］王国花，邓东生.舞钢工程机械用高强钢的试验研究［J］. 宽厚板，2009，15(5):27-29.WANG Guohua，DENG Dongsheng.Experimental study onhigh strength steel for construction machinery in Wugang iron and steel Co.Ltd ［J］.Wide and Heavy Plate，2009，15(5):27-29.［3］NAKATA 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瞬时液相扩散焊TLP资料.
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a）
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a)形成液相 b)低熔点元素向母材扩散 c)等温凝固 d)等温凝固结束 e)成分均匀化
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固态扩散连接与瞬时液相扩散对比
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扩散连接参数选择
扩散连接参数主要有温度、压力、时间、气氛环境和 试件的表面状态，这些因素之间相互影响、相互制约， 在选择焊接参数时应统筹考虑。此外，扩散连接时还
用液态钎料润湿母材，填充接头间隙并与母材相互扩
散实现连接焊件的方法。
1 焊接
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1 焊接 2 瞬时液相扩散焊（TLP） 3 TLP焊接新型耐热钢实例
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2 瞬时液相扩散焊（TLP）
扩散焊
定义：在一定的温度和压力下，被连接表面相互接 触，通过使局部发生微观塑性变形，或通过被连接 表面产生的微观液相而扩大被连接表面的物理接触， 然后结合层原子间经过一定时间的相互扩散，形成 整体可靠连接的过程。
2 瞬时液相扩散焊（TLP）
原理：在金属不熔化的情况下，要形成焊接接头就必须使两待
焊表面紧密接触，使之距离达到(1~5)×10−6mm以内，在这种 条件下，金属原子间的引力才开始起作用，才可能形成金属键， 获得有一定强度的接头。实际上，金属表面无论经什么样的精 密加工，在微观上总还是起伏不平的。
2 瞬时液相扩散焊（TLP）
1 焊接
熔化焊：将两个工件连接处加热至熔化状态，连接处的
金属经历一个熔合—冷却—结晶的过程，形成焊缝，成
为一体。
焊
接
压力焊：利用焊接时施加一定压力而完成焊接的方法，