浙江至德鋼業(yè)有限公司采用真空擴(kuò)散焊接方法對Q235A低碳鋼與304不銹鋼管進(jìn)行固相擴(kuò)散連接實(shí)驗(yàn)，研究了焊接溫度對接頭界面組織、力學(xué)性能和反應(yīng)產(chǎn)物的影響。結(jié)果表明：Q235A低碳鋼管與304不銹鋼管復(fù)合界面附近形成了合金鐵素體層(II區(qū))和增C層(III區(qū))，界面兩側(cè)異相組織通過擴(kuò)散結(jié)成共用晶界。在焊接溫度850℃，焊接壓力10MPa，焊接時間60分鐘條件下，接頭強(qiáng)度和韌性達(dá)到最大值，高于Q235A低碳鋼母材。焊接溫度過低(≤800℃)，接頭中析出碳化物Cr23C6，焊接溫度過高(≥900℃)，接頭中會產(chǎn)生二次碳化物和金屬間化合物，脆性的化合物偏析相使接頭強(qiáng)韌性顯著下降。嚴(yán)格控制焊接溫度在850℃區(qū)間，并在焊后迅速淬火越過低溫區(qū)，可有效避免脆性化合物偏析，從而保證擴(kuò)散焊接頭的性能。

 奧氏體不銹鋼管具有良好的耐腐蝕性，在石油化工、航空、船舶等行業(yè)應(yīng)用廣泛。因?yàn)椴讳P鋼管的價格比較昂貴，所以在工程中采用不銹鋼管與低碳鋼結(jié)合的焊接結(jié)構(gòu)是比較經(jīng)濟(jì)的。氣保焊、激光焊等熔化焊技術(shù)在碳鋼/不銹鋼管焊接領(lǐng)域的研究已經(jīng)比較成熟。但是，熔化焊通常只適用于薄壁和薄板類工件的焊接，當(dāng)遇到連接面積較大的型材焊接時，例如直徑為200mm的2個圓柱形低碳鋼和不銹鋼異種材料，底面對接焊，要求接觸表面完全焊合時，使用熔化焊方法便難以實(shí)現(xiàn)。這類場合宜采用釬焊或擴(kuò)散焊連接方法。釬焊是用低熔點(diǎn)、低強(qiáng)度的釬料熔化后浸潤待焊基體表面而形成黏合，接頭強(qiáng)度不易保證。而擴(kuò)散焊可以實(shí)現(xiàn)異種材料基體間原子鍵的結(jié)合，具有連接可靠、強(qiáng)度高的優(yōu)點(diǎn)。因此，在連接面積較大的異種材料焊接場合，使用擴(kuò)散焊接方法是比較合適的。近年來，真空擴(kuò)散焊接技術(shù)在異種材料焊接領(lǐng)域受到越來越多的關(guān)注。研究者多采用在異種材料中間夾入過渡層的擴(kuò)散焊接方法。例如，在焊接鈦合金和不銹鋼管時加入Ni中間層或者Cu、Ag等中間層。擴(kuò)散焊通常在高溫下進(jìn)行，中間層金屬熔點(diǎn)較低，焊接時瞬間熔化，浸潤兩側(cè)金屬實(shí)現(xiàn)液-固相連接，這種方法也稱為TLP焊(transientliquid-phase)。雖然采用中間層可以使異種材料的連接更容易實(shí)現(xiàn)，但是中間層金屬的加入使得擴(kuò)散接頭中的化合物成分更加復(fù)雜，而且液態(tài)的中間層金屬對母材的晶界有浸蝕作用，嚴(yán)重時會造成晶粒從母材脫落，使接頭強(qiáng)度降低。

 固相擴(kuò)散焊過程中不出現(xiàn)液相，在適當(dāng)?shù)墓に嚄l件下依靠異種材料基體之間的元素互擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)連接。擴(kuò)散焊工藝參數(shù)直接影響焊接接頭的組織結(jié)構(gòu)，進(jìn)而影響接頭的機(jī)械性能。待焊表面的粗糙度、焊接溫度、焊接時間、壓力等都是影響擴(kuò)散焊接頭組織和性能的重要因素。粗糙度和焊接壓力是為了保證待焊表面充分接觸，保證擴(kuò)散通道順暢。304不銹鋼管為亞穩(wěn)態(tài)奧氏體組織，在發(fā)生劇烈塑性變形時會出現(xiàn)馬氏體相變，并且馬氏體的體積分?jǐn)?shù)會隨著變形速率提高而增加，因此焊接壓力不宜過大，實(shí)驗(yàn)證明10MPa的焊接壓力足以保證連接面的充分接觸。擴(kuò)散焊接過程中，激發(fā)元素?cái)U(kuò)散遷移的能量主要來自焊接溫度提供的熱能，所以焊接溫度是影響擴(kuò)散焊接頭組織結(jié)構(gòu)的主要因素。本工作采用真空擴(kuò)散焊接設(shè)備，在不添加中間層的情況下對Q235低碳鋼管與304不銹鋼管進(jìn)行了擴(kuò)散焊實(shí)驗(yàn)，在固相狀態(tài)下實(shí)現(xiàn)了兩者的良好連接。著重探討了焊接溫度對擴(kuò)散焊接頭界面組織及性能的影響，以期對合理選擇焊接參數(shù)、擴(kuò)大Q235A低碳鋼管和304不銹鋼管擴(kuò)散焊接技術(shù)的應(yīng)用提供理論指導(dǎo)。

一、實(shí)驗(yàn)方法

 實(shí)驗(yàn)選用304不銹鋼管和Q235A低碳鋼管作為基材，實(shí)驗(yàn)材料的化學(xué)成分見表。2種材料試樣規(guī)格均為直徑200mm、長50mm的棒材，2個試樣端面疊合一起焊接。焊前將2個試樣接觸表面采用磨削方式平整、拋光并進(jìn)行清洗和脫脂。Q235A低碳鋼管采用體積分?jǐn)?shù)為5%~10%的H2SO4+2%~10%的HCl水溶液，酸洗溫度20℃，酸洗時間5~10min。304不銹鋼管采用體積分?jǐn)?shù)為15%的HNO3+50g/LNaF的水溶液，室溫下浸蝕5~10秒后用熱水洗滌，在100~120℃溫度下烘干。脫脂采用丙酮超聲波清洗5分鐘。清理后的試樣立即裝入真空擴(kuò)散焊接爐中，避免試樣長時間暴露在空氣中被氧化。

 擴(kuò)散焊接設(shè)備為ZK/LY200型真空擴(kuò)散焊接爐，工作真空度1×10-3Pa，焊接壓力10MPa，焊接時間60min。分別采用800、850和900℃的焊接溫度制備3種擴(kuò)散焊接頭試件。焊后用冷水淬火至450℃，淬火后在空氣中緩慢冷卻。用線切割機(jī)制作金相試樣，采用電解拋光和化學(xué)腐蝕方式處理金相試樣觀察面。電解拋光液為1∶15(體積比)的高氯酸和乙醇混合液，拋光電壓為35V，拋光時間約30秒。將電解拋光后的試樣浸入王水溶液腐蝕。采用GSX500金相顯微鏡(OM)和SIGMA300掃描電鏡(SEM)觀察界面結(jié)合區(qū)域的組織特征。采用EPMA-1720Series電子探針(EPMA)測定界面附近元素?cái)U(kuò)散含量。采用HMV-G型顯微硬度計(jì)對擴(kuò)散焊界面附近各區(qū)域顯微硬度進(jìn)行測定，載荷50g，加載時間15秒。采用XRD-6000X射線衍射儀(XRD)對擴(kuò)散焊界面進(jìn)行物相分析，實(shí)驗(yàn)采用CuKa，工作電壓40kV，工作電流50mA，掃描范圍30°~100°，掃描速度2°/min。按照ASTME8M-09拉伸實(shí)驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)和ASTME23-02a沖擊實(shí)驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行試樣制備和實(shí)驗(yàn)。

二、實(shí)驗(yàn)結(jié)果和分析

 1. 接頭宏觀結(jié)構(gòu)

 圖為Q235A低碳鋼管與304不銹鋼管擴(kuò)散焊界面附近區(qū)域的EBSD像。圖中間白色線條為擴(kuò)散焊界面，界面左側(cè)為bcc結(jié)構(gòu)的Q235A低碳鋼晶粒，界面右側(cè)為fcc結(jié)構(gòu)的AISI304奧氏體不銹鋼晶粒。圖中綠色線條代表晶界角q=2°~15°的小角度晶界，黑色線條代表q＞15°的大角度晶界。從圖可以直觀地看出，界面兩側(cè)相鄰2個不同組織結(jié)構(gòu)晶粒的晶界有相互連結(jié)的現(xiàn)象，即界面兩側(cè)的fcc晶粒和bcc晶粒通過晶界連結(jié)，形成了跨越界面的包含了2種不同組織的同一晶粒。正是這樣的擴(kuò)散特征保障了界面的連接強(qiáng)度。

 2. 接頭微觀結(jié)構(gòu)

  圖為分別采用800、850和900℃擴(kuò)散焊接溫度時，Q235A低碳鋼管與304不銹鋼管擴(kuò)散焊接頭的OM像?？梢姅U(kuò)散焊接頭主要由4個區(qū)域構(gòu)成：I區(qū)為鐵素體+珠光體組織；II區(qū)為單一鐵素體組織；III區(qū)為細(xì)化的奧氏體組織；IV區(qū)為大晶粒奧氏體組織。細(xì)化奧氏體區(qū)是由于接觸面擠壓破碎而形成的。低碳鋼一側(cè)靠近界面可以觀察到60～80mm寬的單一鐵素體層，這與界面附近C和Cr含量的再分配有關(guān)。一方面，Q235A低碳鋼中的C向AISI304不銹鋼管一側(cè)擴(kuò)散，Q235A低碳鋼中的滲碳體由于貧C而轉(zhuǎn)變成鐵素體。另一方面，AISI304不銹鋼管中的Cr向Q235A低碳鋼側(cè)擴(kuò)散，而Cr是穩(wěn)定鐵素體相的元素。上述2種因素均促進(jìn)了低碳鋼一側(cè)鐵素體層的形成。鐵素體的強(qiáng)度較珠光體差，但是Cr對鐵素體層起到了固溶強(qiáng)化作用，提高了鐵素體層的強(qiáng)度。

  由圖還可觀察，當(dāng)焊接溫度較低時不銹鋼管側(cè)有明顯的析出相，304不銹鋼管在高溫環(huán)境下析出相主要為Cr23C6碳化物。隨著焊接溫度的提高，碳化物消失(圖2b)，而當(dāng)焊接溫度繼續(xù)升高時，再次出現(xiàn)碳化物(圖2c)。圖2a中的碳化物主要分布在晶粒內(nèi)部，而圖2c中碳化物主要分布在晶界處，說明二者的碳化物形成機(jī)理有所不同。根據(jù)Darken擴(kuò)散理論，擴(kuò)散的真正驅(qū)動力是化學(xué)勢差異而不是濃度差異。當(dāng)焊接溫度在800℃時，AI-SI304不銹鋼管基體中的C獲得了足夠的遷移能量而變得活躍，C由晶粒內(nèi)部向晶界擴(kuò)散，大多數(shù)C原子在晶粒內(nèi)部即與Cr結(jié)合成碳化物，僅有少量C擴(kuò)散到晶界生成碳化物。碳化物按照由內(nèi)向外的順序析出，表明在此溫度下AISI304不銹鋼管中的C是過飽和的。過飽和固溶體中溶質(zhì)的化學(xué)勢非常高，與純?nèi)苜|(zhì)是相等的，所以界面兩側(cè)基體的C沒有明顯的化學(xué)勢差異，二者之間的C存在動態(tài)的互擴(kuò)散平衡，AISI304不銹鋼管晶粒中析出的碳化物來自其本身過飽和的C，不是從Q235A低碳鋼側(cè)擴(kuò)散來的。當(dāng)焊接溫度達(dá)到850℃時，AISI304不銹鋼管對C的溶解度有所提高，由過飽和→飽和狀態(tài)過渡，此時AISI304不銹鋼管中C的化學(xué)勢仍沒有減低，界面兩側(cè)C的動態(tài)平衡未被打破。同時由于AI-SI304不銹鋼管對C的溶解度提高，碳化物開始分解。當(dāng)焊接溫度達(dá)到900℃時，AISI304不銹鋼管對C的溶解度已達(dá)到不飽和狀態(tài)，C的化學(xué)勢下降，Q235A低碳鋼中的C得以擴(kuò)散到AISI304不銹鋼基體中。因?yàn)榫Ы缣幵优帕形蓙y，點(diǎn)陣缺陷多，所以越過界面的C優(yōu)先擴(kuò)散到晶界處吸附晶粒內(nèi)的Cr生成碳化物并析出。

  圖為焊接溫度900℃時Q235A低碳鋼管與304不銹鋼管擴(kuò)散焊接頭的SEM像和XRD譜。由圖可見，304不銹鋼管側(cè)有顆粒狀的碳化物，在Q235A低碳鋼管側(cè)有塊狀第二相析出物。XRD測試結(jié)果表明，304不銹鋼管側(cè)基體組織為g-Fe,并含有少量的a-Fe和Cr23C6 ，a-Fe可能是增C層焊后淬火形成的低碳馬氏體。Q235A低碳鋼側(cè)的基體組織為a-Fe，含有金屬間化合物FeCr。根據(jù)沉淀強(qiáng)化理論，硬質(zhì)的第二相粒子如果彌散分布在基體中將會起到強(qiáng)化材料的作用，如果以偏析形式出現(xiàn)將會成為缺陷，弱化材料的強(qiáng)度。圖中的化合物FeCr呈塊狀偏析，這對擴(kuò)散焊接頭的強(qiáng)度是不利的。由圖可見，擴(kuò)散界面為一層寬度約1mm的特殊組織區(qū)域。圖3b中特征點(diǎn)A、B和C點(diǎn)元素含量EDS結(jié)果見表 。

 3. 界面元素分布

 為研究擴(kuò)散焊界面附近鉻、鐵和碳的分布情況，采用EPMA對不同焊接溫度的Q235A低碳鋼管與304不銹鋼管擴(kuò)散焊界面進(jìn)行化學(xué)元素線掃描測定。圖分別示出了焊接溫度為850和900℃時Q235A低碳鋼和304不銹鋼管擴(kuò)散焊界面附近區(qū)域鐵、鉻、鎳分布情況。可以看出，鐵和鉻在約20mm寬區(qū)間內(nèi)發(fā)生比較明顯的擴(kuò)散行為，并在此區(qū)間內(nèi)形成各自的濃度梯度。鐵和鉻原子半徑接近，二者以置換方式互相擴(kuò)散。圖中Q235A母材側(cè)出現(xiàn)了多處擴(kuò)散空洞，說明鐵向304不銹鋼管側(cè)的擴(kuò)散速度要比鉻向Q235A低碳鋼側(cè)擴(kuò)散快。因此，焊接時間越長2種元素的互擴(kuò)散數(shù)量越不平衡，Q235A低碳鋼側(cè)就會越容易發(fā)生Kirkendall效應(yīng)，產(chǎn)生更多的空洞，所以控制焊接時間對于減少空洞數(shù)量，提升擴(kuò)散焊接頭質(zhì)量是非常重要的。另外，圖也定性地表明：碳含量在鐵素體層出現(xiàn)明顯低谷區(qū)，鐵素體的溶碳量極低，在珠光體向鐵素體轉(zhuǎn)變過程中多余的C原子穿過界面擴(kuò)散至304不銹鋼基體中，導(dǎo)致304不銹鋼管中碳的濃度升高，而且焊接溫度越高，碳擴(kuò)散數(shù)量越多。比較圖可以發(fā)現(xiàn)，當(dāng)焊接溫度較低時，鉻的擴(kuò)散距離變短，碳擴(kuò)散到304不銹鋼管側(cè)的計(jì)數(shù)強(qiáng)度也相對下降，這有利于減少或避免化合物形成。但是焊接溫度不能過低，當(dāng)焊接溫度低于800℃時304不銹鋼管將進(jìn)入敏化區(qū)，會導(dǎo)致更多的碳化物析出。

 4. 接頭力學(xué)性能

   a. 顯微硬度

   Q235A低碳鋼與304不銹鋼管擴(kuò)散焊界面附近的顯微硬度如圖所示?？梢钥闯?，當(dāng)焊接溫度為800和850℃時，Q235A低碳鋼一側(cè)靠近界面區(qū)域硬度降低，硬度低點(diǎn)約為130HV，對應(yīng)顯微組織中的II區(qū)鐵素體層。一般情況下鐵素體Vickers硬度約80HV，這里由于鉻的固溶強(qiáng)化作用，形成了合金鐵素體層，其硬度高于普通鐵素體。焊接溫度為800℃時304不銹鋼管一側(cè)硬度有明顯升高，是因?yàn)椴讳P鋼中析出了大量碳化物導(dǎo)致的。當(dāng)焊接溫度升至900℃時，界面附近各區(qū)域硬度均有明顯升高，特別是界面兩側(cè)基體發(fā)生硬度突變，這個現(xiàn)象表明：在界面兩側(cè)過渡區(qū)內(nèi)，出現(xiàn)了高硬度的偏析相。這與上述顯微組織分析中發(fā)現(xiàn)界面附近有金屬間化合物及碳化物的結(jié)果相一致。焊接界面附近的硬度突變會導(dǎo)致接頭塑性和韌性下降。

   b. 抗拉強(qiáng)度

  圖為不同溫度焊接時Q235A低碳鋼與304不銹鋼管擴(kuò)散焊接頭的拉伸試樣。1#、2#和3#分別為焊接溫度800、850和900℃的試樣。3種焊接溫度條件下的試樣拉伸斷口均在Q235A低碳鋼一側(cè)，證明界面的抗拉強(qiáng)度高于Q235A低碳鋼母材的強(qiáng)度。3種焊接試樣和母材的室溫力學(xué)性能列于表。從表數(shù)據(jù)可以看出，焊接溫度850℃時接頭的延伸率與Q235A低碳鋼母材相當(dāng)，焊接溫度800℃時接頭的延伸率最低，為Q235A低碳鋼母材延伸率的55.2%。其次是焊接溫度900℃時接頭的延伸率，為Q235A低碳鋼母材延伸率的65.2%。延伸率數(shù)據(jù)表明，當(dāng)焊接溫度處于化合物偏析相較多的溫度區(qū)間時，擴(kuò)散焊接頭的塑性下降。

   c. 沖擊韌性和斷裂特征

  為分析焊接溫度對Q235A低碳鋼與304不銹鋼管擴(kuò)散焊界面韌性的影響，在室溫下分別對焊接溫度為800、850和900℃的試樣進(jìn)行沖擊實(shí)驗(yàn)。將母材和3種試樣的沖擊韌性列于表中?？芍?dāng)焊接溫度為850℃時，擴(kuò)散焊接頭沖擊韌度與Q235A低碳鋼母材相當(dāng)，而焊接溫度為800和900℃時，擴(kuò)散焊接頭沖擊韌度只有Q235A低碳鋼鋼母材沖擊韌性的65%左右。由此可以得出，當(dāng)界面附近有較多的金屬間化合物和碳化物析出時，界面韌性顯著下降。因此，有必要嚴(yán)格控制焊接溫度，以減少金屬間化合物和碳化物對復(fù)合界面韌性的影響。

  圖為3種不同焊接溫度條件下，Q235A低碳鋼和304不銹鋼管擴(kuò)散焊界面處的沖擊斷口形貌。從圖可以看出，沖擊斷口分為凹凸不平的纖維狀的韌性斷裂區(qū)和河流狀解理斷裂的脆性斷裂區(qū)，屬于韌性斷裂加脆性斷裂的混合斷裂形式，脆性斷裂區(qū)呈明顯穿晶斷裂形貌。焊接溫度為850℃時斷口的韌性斷裂區(qū)韌窩較深，表明其斷裂韌性較好。而焊接溫度為800和900℃時韌性斷裂區(qū)面積變小，韌窩較小，塑性變形不充分，且韌性斷裂區(qū)內(nèi)出現(xiàn)了二次裂紋，二次裂紋的出現(xiàn)表明接頭脆硬傾向嚴(yán)重。圖顯示焊接溫度為800℃時沖擊斷口的韌窩底部出現(xiàn)了凹坑，這是較大尺寸的硬質(zhì)顆粒脫落后形成的。圖顯示焊接溫度為900℃時斷口韌窩底部出現(xiàn)裂紋，說明大量的脆性相在此處析出，在應(yīng)力作用下產(chǎn)生了二次裂紋，對焊接接頭的韌性造成較為嚴(yán)重的破壞。

三、結(jié)論

 1. 低碳鋼與奧氏體不銹鋼管擴(kuò)散焊通過跨界面連結(jié)晶界的方式實(shí)現(xiàn)異相組織的共晶?；瑥亩ＷC了異種材料擴(kuò)散連接的界面強(qiáng)度。

 2. 低碳鋼靠近復(fù)合界面區(qū)域的珠光體組織由于脫碳而生成鐵素體層，鉻從不銹鋼管擴(kuò)散到低碳鋼中對鐵素體層起到固溶強(qiáng)化作用，形成合金鐵素體，提高了鐵素體層的強(qiáng)度。

 3. 低碳鋼與奧氏體不銹鋼管擴(kuò)散焊接過程中易形成碳化物Cr23C6和金屬間化合物FeCr，導(dǎo)致接頭韌性下降。Cr23C6的形成有低溫機(jī)制和高溫機(jī)制2種，選擇合適的焊接溫度可有效減少或避免脆性化合物的偏析，獲得強(qiáng)度與韌性俱佳的擴(kuò)散焊接頭。