表面处理工艺对复合材料与金属连接性能的影响

关键词： 材料

表面处理工艺对复合材料与金属连接性能的影响（通用7篇）

篇1：表面处理工艺对复合材料与金属连接性能的影响

1.生铁：

生铁中除铁外，还含有碳、硅、锰、磷和硫等元素，这些元素对生铁的性能均有一定的影响。

碳(C)：在生铁中以两种形态存在，一种是游离碳(石墨)，主要存在于铸造生铁中，另一种是化合碳(碳化铁)，主要存在于炼钢生铁中，碳化铁硬而脆，塑性低，含量适当可提高生铁的强度和硬度，含量过多，则使生铁难于削切加工，这就是炼钢生铁切削性能差的原因。石墨很软，强度低，它的存在能增加生铁的铸造性能。

硅(Si)：能促使生铁中所含的碳分离为石墨状，能去氧，还能减少铸件的气眼，能提高熔化生铁的流动性，降低铸件的收缩量，但含硅过多，也会使生铁变硬变脆。

锰(Mn)：能溶于铁素体和渗碳体。在高炉炼制生铁时，含锰量适当，可提高生铁的铸造性能和削切性能，在高炉里锰还可以和有害杂质硫形成硫化锰，进入炉渣。

磷(P)：属于有害元素，但磷可使铁水的流动性增加，这是因为硫减低了生铁熔点，所以在有的制品内往往含磷量较高。然而磷的存在又使铁增加硬脆性，优良的生铁含磷量应少，有时为了要增加流动性，含磷量可达1.2%。

硫(S)：在生铁中是有害元素，它促使铁与碳的结合，使铁硬脆，并与铁化合成低熔点的硫化铁，使生铁产生热脆性和减低铁液的流动性，顾含硫高的生铁不适于铸造细件。铸造生铁中硫的含量规定最多不得超过0.06%(车轮生铁除外)。

2.钢：

2.1元素在钢中的作用

2.1.1 常存杂质元素对钢材性能的影响

钢除含碳以外，还含有少量锰(Mn)、硅(Si)、硫(S)、磷(P)、氧(O)、氮(N)和氢(H)等元素。这些元素并非为改善钢材质量有意加入的，而是由矿石及冶炼过程中带入的，故称为杂质元素。这些杂质对钢性能是有一定影响，为了保证钢材的质量，在国家标准中对各类钢的化学成分都作了严格的规定。

1)硫

硫来源于炼钢的矿石与燃料焦炭。它是钢中的一种有害元素。硫以硫化铁(FeS)的形态存在于钢中，FeS和 Fe形成低熔点(985℃)化合物。而钢材的热加工温度一般在1150～1200℃以上，所以当钢材热加工时，由于 FeS化合物的过早熔化而导致工件开裂，这种现象称为“热脆”。含硫量愈高，热脆现象愈严重，故必须对钢中含硫量进行控制。高级优质钢：S<0.02%～0.03%;优质钢：S<0.03%～0.045%;普通钢：S<0.055%～0.7%以下。

2)磷

磷是由矿石带入钢中的，一般说磷也是有害元素。磷虽能使钢材的强度、硬度增高，但引起塑性、冲击韧性显著降低。特别是在低温时，它使钢材显著变脆，这种现象称“冷脆”。 冷脆使钢材的冷加工及焊接性变坏，含磷愈高，冷脆性愈大，故钢中对含磷量控制较严。高级优质钢： P<0.025%;优质钢： P<0.04%;普通钢： P<0.085%。

3)锰

锰是炼钢时作为脱氧剂加入钢中的。由于锰可以与硫形成高熔点(1600℃)的 MnS，一定程度上消除了硫的有害作用。锰具有很好的脱氧能力，能够与钢中的FeO成为MnO进入炉渣，从而改善钢的品质，特别是降低钢的脆性，提高钢的强度和硬度。因此，锰在钢中是一种有益元素。一般认为，钢中含锰量在0.5%～0.8%以下时，把锰看成是常存杂质。技术条件中规定，优质碳素结构钢中，正常含锰量是0.5%～0.8%;而较高含锰量的结构钢中，其量可达0.7%～1.2%。

4)硅

硅也是炼钢时作为脱氧剂而加入钢中的元素。硅与钢水中的FeO能结成密度较小的硅酸盐炉渣而被除去，因此硅是一种有益的元素。硅在钢中溶于铁素体内使钢的强度、硬度增加，塑性、韧性降低。镇静钢中的含硅量通常在0.1%～0.37%，沸腾钢中只含有0.03%～0.07%。由于钢中硅含量一般不超过0.5%，对钢性能影响不大。

5)氧

氧在钢中是有害元素。它是在炼钢过程中自然进入钢中的，尽管在炼钢末期要加入锰、硅、铁和铝进行脱氧，但不可能除尽。氧在钢中以FeO、MnO、SiO2、Al2O3等夹杂形式，使钢的强度、塑性降低。尤其是对疲劳强度、冲击韧性等有严重影响。

6)氮

铁素体溶解氮的能力很低。当钢中溶有过饱和的氮，在放置较长一段时间后或随后在200～300℃加热就会发生氮以氮化物形式的析出，并使钢的硬度、强度提高，塑性下降，发生时效。钢液中加入Al、Ti或V进行固氮处理，使氮固定在AlN、TiN或VN中，可消除时效倾向。

7)氢

钢中溶有氢会引起钢的氢脆、白点等缺陷。白点常在轧制的厚板、大锻件中发现，在纵断面中可看到圆形或椭圆形的白色斑点;在横断面上则是细长的发丝状裂纹。锻件中有了白点，使用时会发生突然断裂，造成不测事故。因此，化工容器用钢，不允许有白点存在。 氢产生白点冷裂的主要原因是因为高温奥氏体冷至较低温时，氢在钢中的溶解度急剧降低。当冷却较快时，氢原子来不及扩散到钢的表面而逸出，就在钢中的一些缺陷处由原子状态的氢变成分子状态的氢。氢分子在不能扩散的

1.生铁：

生铁中除铁外，还含有碳、硅、锰、磷和硫等元素。这些元素对生铁的性能均有一定的影响。

碳(C)：在生铁中以两种形态存在，一种是游离碳(石墨)，主要存在于铸造生铁中，另一种是化合碳(碳化铁)，主要存在于炼钢生铁中，碳化铁硬而脆，塑性低，含量适当可提高生铁的强度和硬度，含量过多，则使生铁难于削切加工，这就是炼钢生铁切削性能差的原因。石墨很软，强度低，它的存在能增加生铁的铸造性能。

硅(Si)：能促使生铁中所含的碳分离为石墨状，能去氧，还能减少铸件的气眼，能提高熔化生铁的流动性，降低铸件的收缩量，但含硅过多，也会使生铁变硬变脆。

锰(Mn)：能溶于铁素体和渗碳体。在高炉炼制生铁时，含锰量适当，可提高生铁的铸造性能和削切性能，在高炉里锰还可以和有害杂质硫形成硫化锰，进入炉渣。

磷(P)：属于有害元素，但磷可使铁水的流动性增加，这是因为硫减低了生铁熔点，所以在有的制品内往往含磷量较高。然而磷的存在又使铁增加硬脆性，优良的生铁含磷量应少，有时为了要增加流动性，含磷量可达1.2%。

硫(S)：在生铁中是有害元素，它促使铁与碳的结合，使铁硬脆，并与铁化合成低熔点的硫化铁，使生铁产生热脆性和减低铁液的流动性，顾含硫高的生铁不适于铸造细件。铸造生铁中硫的含量规定最多不得超过0.06%(车轮生铁除外)。

2.钢：

2.1元素在钢中的作用

2.1.1 常存杂质元素对钢材性能的影响

钢除含碳以外，还含有少量锰(Mn)、硅(Si)、硫(S)、磷(P)、氧(O)、氮(N)和氢(H)等元素。这些元素并非为改善钢材质量有意加入的，而是由矿石及冶炼过程中带入的，故称为杂质元素。这些杂质对钢性能是有一定影响，为了保证钢材的质量，在国家标准中对各类钢的化学成分都作了严格的规定。

1)硫

硫来源于炼钢的矿石与燃料焦炭。它是钢中的一种有害元素。硫以硫化铁(FeS)的形态存在于钢中，FeS和 Fe形成低熔点(985℃)化合物。而钢材的热加工温度一般在1150～1200℃以上，所以当钢材热加工时，由于 FeS化合物的过早熔化而导致工件开裂，这种现象称为“热脆”。含硫量愈高，热脆现象愈严重，故必须对钢中含硫量进行控制。高级优质钢：S<0.02%～0.03%;优质钢：S<0.03%～0.045%;普通钢：S<0.055%～0.7%以下。

2)磷

磷是由矿石带入钢中的，一般说磷也是有害元素。磷虽能使钢材的强度、硬度增高，但引起塑性、冲击韧性显著降低。特别是在低温时，它使钢材显著变脆，这种现象称“冷脆”。 冷脆使钢材的冷加工及焊接性变坏，含磷愈高，冷脆性愈大，故钢中对含磷量控制较严。高级优质钢： P<0.025%;优质钢： P<0.04%;普通钢： P<0.085%。

3)锰

锰是炼钢时作为脱氧剂加入钢中的。由于锰可以与硫形成高熔点(1600℃)的 MnS，一定程度上消除了硫的有害作用。锰具有很好的脱氧能力，能够与钢中的FeO成为MnO进入炉渣，从而改善钢的品质，特别是降低钢的脆性，提高钢的强度和硬度。因此，锰在钢中是一种有益元素。一般认为，钢中含锰量在0.5%～0.8%以下时，把锰看成是常存杂质。技术条件中规定，优质碳素结构钢中，正常含锰量是0.5%～0.8%;而较高含锰量的结构钢中，其量可达0.7%～1.2%。

4)硅

硅也是炼钢时作为脱氧剂而加入钢中的元素。硅与钢水中的FeO能结成密度较小的硅酸盐炉渣而被除去，因此硅是一种有益的元素。硅在钢中溶于铁素体内使钢的强度、硬度增加，塑性、韧性降低。镇静钢中的含硅量通常在0.1%～0.37%，沸腾钢中只含有0.03%～0.07%。由于钢中硅含量一般不超过0.5%，对钢性能影响不大。

5)氧

氧在钢中是有害元素。它是在炼钢过程中自然进入钢中的，尽管在炼钢末期要加入锰、硅、铁和铝进行脱氧，但不可能除尽。氧在钢中以FeO、MnO、SiO2、Al2O3等夹杂形式，使钢的强度、塑性降低。尤其是对疲劳强度、冲击韧性等有严重影响。

6)氮

铁素体溶解氮的能力很低。当钢中溶有过饱和的氮，在放置较长一段时间后或随后在200～300℃加热就会发生氮以氮化物形式的析出，并使钢的硬度、强度提高，塑性下降，发生时效。钢液中加入Al、Ti或V进行固氮处理，使氮固定在AlN、TiN或VN中，可消除时效倾向。

7)氢

钢中溶有氢会引起钢的氢脆、白点等缺陷。白点常在轧制的厚板、大锻件中发现，在纵断面中可看到圆形或椭圆形的白色斑点;在横断面上则是细长的发丝状裂纹。锻件中有了白点，使用时会发生突然断裂，造成不测事故。因此，化工容器用钢，不允许有白点存在。 氢产生白点冷裂的主要原因是因为高温奥氏体冷至较低温时，氢在钢中的溶解度急剧降低。当冷却较快时，氢原子来不及扩散到钢的表面而逸出，就在钢中的一些缺陷处由原子状态的氢变成分子状态的氢。氢分子在不能扩散的

条件下在局部地区产生很大压力，这压力超过了钢的强度极限而在该处形成裂纹，即白点。

2.1.2为了合金化而加入的合金元素，最常用的有硅、锰、铬、镍、钼、钨、钒，钛，铌、硼、铝等，

现分别说明它们在钢中的作用。

1)硅

①提高钢中固溶体的强度和冷加工硬化程度使钢的韧性和塑性降低;

②硅能显著地提高钢的弹性极限、屈服极限和屈强比;

③耐腐蚀性。硅的质量分数为15%一20%的高硅铸铁，是很好的耐酸材料。含有硅的钢在氧化气氛中加热时，表面也将形成一层SiO2薄膜，从而提高钢在高温时的抗氧化性。

缺点：使钢的焊接性能恶化。

2)锰

①锰能提高钢的淬透性。

②锰对提高低碳和中碳珠光体钢的强度有显著的作用。

③锰对钢的高温瞬时强度有所提高。

缺点：

①含锰较高时，有较明显的回火脆性现象;

②锰有促进晶粒长大的作用，因此锰钢对过热较敏感t在热处理工艺上必须注意。这种缺点可用加入细化晶粒元素如钼、钒、钛等来克服：

③当锰的质量分数超过1%时，会使钢的焊接性能变坏，

④锰会使钢的耐锈蚀性能降低。

3)铬在钢中的作用

①铬可提高钢的强度和硬度。

②铬可提高钢的高温机械性能。

③使钢具有良好的抗腐蚀性和抗氧化性

④阻止石墨化

⑤提高淬透性。

缺点：

①铬是显著提高钢的脆性转变温度

②铬能促进钢的回火脆性。

4)镍在钢中的作用

①可提高钢的强度而不显著降低其韧性;

②镍可降低钢的脆性转变温度，即可提高钢的低温韧性;

③改善钢的加工性和可焊性;

④镍可以提高钢的抗腐蚀能力，不仅能耐酸，而且能抗碱和大气的腐蚀。

5)钼在钢中的作用

①钼对铁素体有固溶强化作用。

②提高钢热强性

③抗氢侵蚀的作用。

④提高钢的淬透性。

缺点：

钼的主要不良作用是它能使低合金钼钢发生石墨化的倾向。

6)钨在钢中的作用

①提高强度

②提高钢的高温强度。

③提高钢的抗氢性能。

④是使钢具有热硬性。因此钨是高速工具钢中的主要合金元素。

7)钒在钢中的作用

①热强性。

②钒能显著地改善普通低碳低合金钢的焊接性能。

8)钛在钢中的作用

①钛能改善钢的热强性，提高钢的抗蠕变性能及高温持久强度;

②并能提高钢在高温高压氢气中的稳定性。使钢在高压下对氢的稳定性高达600℃以上，在珠光体低合金钢中，钛可阻止钼钢在高温下的石墨化现象。因此，钛是锅炉高温元件所用的热强钢中的重要合金元素之一。

9)铌在钢中的作用

①铌和碳、氮、氧都有极强的结合力，并与之形成相应的极为稳定的化合物，因而能细化晶粒，降低钢的过热敏感性和回火脆性。

②有极好的抗氢性能。

③铌能提高钢的热强性

10)硼在钢中的作用;

①提高钢的淬透性。

②提高钢的高温强度。强化晶界的作用。

11)铝在钢中的作用

①用作炼钢时的脱氧定氮剂，细化晶粒，抑制低碳钢的时效，改善钢在低温时的韧性，特别是降低了钢的脆性转变温度;

②提高钢的抗氧化性能。曾对铁铝合金的抗氧化性进行了较多的研究;4%AI即可改变氧化皮的结构，加入6%A1可使钢在980C以下具有抗氧化性。当铝和铬配合并用时，其抗氧化性能有更大的提高。例如，含铁50%一55%、铬30%一35%、铝10%一15%的合金，在1 400C高温时，仍具有相当好的抗氧化性。由于铝的这一作用，近年来，常把铝作为合金元素加入耐热钢中。

③此外，铝还能提高对硫化氢和V2O5，的抗腐蚀性。

缺点：

①脱氧时如用铝量过多，将促进钢的石墨化倾向。

②当含铝较高时.其高温强度和韧性较低。

2.2合金元素对钢的主要工艺性能的影响：

钢的主要工艺性能有：

冷态成型性、切削性、焊接性能、热处理工艺性、铸造性能等

2.2.1 合金元素对钢的冷态成型性的影响

冷态成型性：冷态成型包括许多不同的冷成型工艺，如深冲、拉延成型和弯曲等。其冷态成型工艺性能优劣涉及被变形材料的成分、组织和冷变形工艺参量(模具形状、变形量、变形速度、润滑条件等)。

与冷态成型性有关的材料性能参量有：

①低的屈服强度

②高的延伸率

③高的均匀伸长率

④高的加工硬化率(n值)，

⑤高的深冲性参量(r值)

⑥适当而均匀的晶粒度;

⑦控制夹杂物的形状和分布;

⑧游离渗碳体的数量和分布。

1)冷轧薄钢板：

碳：碳含量增加会使拉延能力变坏，因此绝大部分钢板都采用低碳钢。

锰：锰的影响和碳相似，但适当的含量可以减轻硫的不良作用。

磷、硅：磷和硅溶于铁素体引起强化并略影响塑性，降低拉延性能。

2)热轧钢板

选用冲压用热轧钢板时，既要考虑强度要求，也要考虑冲压性能。

碳：碳是对热轧钢板冲压性能影响最大的元素。对于冲压用的热轧钢板，一般不宜以增加碳的办法来提高强度，应采用添加合金元素来提高钢的强度。

硫：硫在钢中形成硫化物夹杂，在轧制中拉长，分割金属基体降低塑性，影响冲压性能。

2.2.2 合金元素对钢的切削加工性的影响

非金属夹杂物是决定钢的切削性的主要因素。非金属夹杂物的类型、大小、形状、分布和体积百分数不同，对切削性的影响也不同。 为了达到改善钢的切削性的目的，这些非金属夹杂物必须满足下列四个条件：

①在切削运动平面上，夹杂物必须作为应力集中源，从而引起裂纹和脆化切屑的作用。

②夹杂物必须具有一定的塑性，而不致切断金属的塑性流变，从而损害刃具的表面。

③夹杂物必须在刃具的前面与切屑之间形成热量传播的障碍。

④夹杂物必须具有光滑的表面，而不能在刃具的侧面作为磨料。

钢的切削性的提高主要还是通过加入易削添加剂，例如S、P、Pb、Bi、Ca、Se(硒)、Te(碲)等。

● 硫是了解最清楚和广泛应用的易削添加剂。

当钢中含足够量的Mn时，S的加入将形成MnS夹杂物。加S的碳钢可以提高切削速度25%或更高，它取决于钢的成分和S的加入量。 约1%体积份额的MnS, 可以使高速钢刃具的磨损速率迅速下降。MnS夹杂物在切削剪切区作为应力集中源，可以起裂纹源的作用，并随后引起切屑断裂。因此，随着MnS体积份额的增加，切屑破断能力得到改善。 MnS夹杂物还可能在切屑刃具表面沉积为MnS薄层，这种薄层可以降低刃具与切屑的摩擦，导致切削温度和切屑力的降低，并减少刃具的磨损或成为热量传播的障碍，从而延长刃具的使用寿命。

● Pb是仅次于S的常用易削添加剂。

Pb对切削加工性的有益效应，不取决于MnS的存在，因而可以加到低S钢和加S钢中。在不添加S的钢中，Pb以分散的质点形式分布于钢中。在加S钢中，Pb首先与MnS结合。与S相似，Pb可以作为内部润滑剂降低摩擦力，并转过来降低剪切抗力，并减小切屑与刃具的接触面积，从而降低刃具的磨损。

●近年来许多注意力已经转到通过Ca脱氧生产易削结构钢上。

通过用Ca-Si和Si-Fe合金控制脱氧，可以形成特定的CaO-MnO-SiO2-Al2O3四元非金属夹杂物，它在机加工时，将在刃具磨损表面沉积为一个薄层(约20μm)。这种薄层是磨损的障碍，因而可延长碳化物刃具的使用寿命。

2.2.3合金元素对钢的焊接性的影响

钢的焊接性是一个很复杂的工艺性能，因为它既与焊接裂纹的敏感性有关，又与服役条件和试验温度下所要求的韧性有密切联系。

● 一般认为，高强度低合金钢的焊接性是良好的，并且随含碳量的降低，焊接性得到改善。

● 为此，国际焊接协会根据统计数据，采用碳当量为比较的基础，由加入的各元素来计算和评定钢材的焊接性能。

其近似公式如下：

碳当量 = C+Mn/6+(Ni+Cu)/15+(Cr+Mo+V)/5

式中：元素符号代表该元素重量百分比。

碳当量越低，焊接性能越好。

碳当量≤0.35%，焊接性能良好;碳当量≥0.4-0.5%，焊接就较困难。

篇2：表面处理工艺对复合材料与金属连接性能的影响

陕西航空职业技术学院

专业：焊接技术及自动化

姓名：周国刚

学号:28 摘要：应用扫描电镜、透射电镜等测试手段和冲击试验、磨损试验，研究了(基金属陶瓷堆焊材料中加入稀土氧化物，对堆焊材料的组织、界面相结构、显微硬度、冲击韧性和磨损性能的影响，初步探讨了稀土氧化物改善界面显微结构、提高胎体金属韧性的作用机制。研究结果表明，稀土氧化物能细化堆焊层胎体金属组织，消除胎体金属的缺陷，细化胎体金属断口韧窝并使撕裂棱数量增加，提高堆焊层冲击韧性性塑性，促使金属基陶瓷与胎体金属界面形成多晶过渡区和局部非晶态物相，提高界面的结合强度。稀土氧化物的加入对胎体金属显微硬度的影响不大，但能显著提高堆焊层干摩擦磨损状态下的耐磨性，具有一定的减摩作用。关键词：稀土氧化物；(基金属陶瓷；组织结构；力学性能；耐磨性金属陶瓷复合耐磨堆焊材料由软的胎体金属和金属陶瓷颗粒组成，具有高的耐磨性和较高抗冲击性能，已经广泛地应用于石油、煤炭、地质和矿山等工业中一些受严重磨损工件工作面的堆焊，尤其作为油田井下作业中的磨鞋、铣鞋、扶正器等工具的强化材料，已取得很大的经济效益。其中耐磨相主要采用1(基金属陶瓷，其耐磨性相对较低。而(2）基金属陶瓷不仅具有密度低，弹性模量、硬度和强度高，高温抗氧化性、耐蚀性和耐磨性好，而且其强韧性是陶瓷的两倍多［3］，因此，如果能利用金属基陶瓷部分或全部代替现有的金属陶瓷，将具有重要的经济意义。但是由于(基金属陶瓷的焊接性较差，与胎体金属的润湿性差，堆焊时熔池的流动性差，导致成形不良。为了改善堆焊层的组织性能，本文尝试在胎体金属中加入少量的稀土元素，研究稀土元素对堆焊材料组织性能的影响。

1.试验材料及方法

试验用金属基陶瓷及胎体金属的主要化学成分及性能见表。将金属陶瓷颗粒、钎料及稀土元素按一定的比例混合，并加入适量的特制熔剂，置于石墨模中，入电阻炉中加热制备成的棒状焊条，采用碳弧堆焊方法堆焊到," 钢表面，并利用线切割方法将堆焊层制备成各种试样。应用光学显微镜、型扫描电镜对堆焊层的组织进行观察与分析，采用型透射电镜观察金属基陶瓷与胎体金属结合界面的组织形貌。采用=(型摆锤式冲击试验机进行无缺口试样的冲击试验，摩擦磨损试验在型磨损试验机上进行，下试样为金属陶瓷环状试样，试验条件为：块5环接触滑动干摩擦方式，法向载荷为2%，滑动速度8.9 %，滑动距离3 9。用工具显微镜和测长仪测定磨痕长度!和宽度计算磨损体积，其中是下试样半径。2.试验结果与分析

显微组织与相结构稀土氧化物对胎体金属显微组织的影响在堆焊过程中由于金属陶瓷颗粒不熔化，其组织、性能变化不大。但胎体金属的组织性能对堆焊层的韧性、成形性能等影响很大。图1 为堆焊层胎体金属的显微组织。当不加入稀土氧化物时，堆焊层的组织主要是粗大的胞状枝晶（图6（3）），具有明显的方向性，同时局部区域产生缺陷（见图6（A））；而添加稀土氧化物后胎体金属的显微组织得到显著细化（图6），堆焊层中的缺陷消除。

上述组织特征形成的主要原因是：在未加入稀土氧化物时，由于焊后胎体金属的冷却速度较快，熔池中胞状枝晶具有定向凝固特征，且由于温度降低金属的粘度增加，液态金属的流动性变差，从而形成缺陷；加入稀土氧化物后，虽然具有较高的稳定性，但仍有一部分稀土氧化物在高温电弧作用下分解形成活性离子，吸附在晶核原子表面阻碍晶核在较大过冷度下的快速长大；还有一部分稀土氧化物作为夹杂物成为非均匀形核的核心，促进胎体金属的形核，从而起到细晶变质作用。其作为夹杂物非均匀形核能力的大小取决于夹杂物作为形核基底与结晶相之间的界面能，而基底与结晶相间的点阵错配度是决定界面能的主要因素。根据定义的二维错配度的定义进行计算.与面心立方结构!相的错配度，结果表明，稀土夹杂物作为胎体金属!相的非均匀形核的核心是相当有效的。稀土对金属陶瓷与胎体金属界面结构的影响堆焊时胎体金属与金属陶瓷结合是通过元素的扩散、反应，形成固溶体或共晶体。在没有加入稀土元素时，界面上的组织基本上是!等物相，往往由于冷却速度较大，界面上产生很大的应力，在组织内形成大量的位错及滑移线。当加入稀土元素后，界面层的物相较复杂，而且在金属基陶瓷周围包覆一层的细晶过渡层（图4（3）、（A）），甚至在局部区域胎体金属形成的非晶玻璃相（见图4，该相的能谱分析见图4（N），其成分，质量分数）等元素在该处聚集。形成非晶态物相的机制目前尚不清楚，可能是由于界面处存在大量的缺陷（位错、晶界），使稀土原子首先在表面缺陷处吸附，同时还将大量的等原子也带到这些缺陷处，大大降低该处基体的图6 堆焊层胎体金属的显微组织特征

（3）不加稀土的胎体金属显微组织；（A）不加稀土的胎体金属局部缺陷；加稀土后胎体金属显微组织特征王新洪等RE对TIC基金属陶瓷耐磨堆焊材料组织性能的影响图2 加入稀土后界面的TEM 形貌界面的细晶过渡区显微组织；（a）中TIC,Cu,Ni 的衍射图；（c）局部非晶态物相显微组织；

（d）（c）中Cu 的非晶衍射图；（e）非晶物相的EDAX 能谱线表面能，从而使成核部位增加。大量的原子被吸附在基体表面上，有效地阻止了晶核的继续长大，这样就促使细晶与非晶结构的形成。形成这些物相后不仅提高界面的抗冲击性能和结合强度，而且也改善了胎体金属对碳化物的润滑性，使胎体金属与金属陶瓷能较好地结合。2.2 力学性能

当在堆焊材料中加入少量的稀土元素后，堆焊层的冲击韧性变化较大，而堆焊层的显微硬度变化不明显。图1 是堆焊层金属基陶瓷与胎体金属界面近显微硬度的分布，从图中可以看出，加入稀土元素后虽然得到细小的胎体金属组织，但对其硬度影响不大，仍保留较好的塑性和韧性。堆焊时金属基陶瓷本身不熔化，硬度变化也不大，堆焊后其扩散烧损较小。堆焊材料的冲击功是金属基体和金属陶瓷两部分共同吸收的冲击能量的度量，其中金属陶瓷的韧性较低。耐磨堆焊材料的冲击功主要是其中金属基体吸收的冲击能量的结果。因此，堆焊层的显微组织形态对其冲击韧性的影响很大。图2 是堆焊层冲击韧性的曲线，表明在加入稀土元素后堆焊层的的韧性增加.图5(a），（b）是堆焊层胎体金属的断口形貌。从图中可以看出，胎体金属的断裂主要是韧性断裂，并具有较大的塑性变形，断口上存在许多韧窝和一定数量的白色撕裂棱。在韧窝断口的底部有 可能存在引发裂纹起源的夹杂物或第二相粒子由于较大尺寸夹杂物更易对位错滑移形成阻碍，产生的应力集中更大，因此，更易引发裂纹源。撕裂棱是塑性变形的特征，它是在各单独裂纹扩展至相互连接，最后撕裂而形成，在撕裂棱处产生较大量的塑性变形。两者不同在于断裂前塑性变形的程度不同，在图5（a）中所示的胎体金属断口韧窝较大，撕裂棱的数量少，而图5（b）中所示的胎体金属的断口上可见较小的韧窝，撕裂棱的数量也较多。因此，表明加入稀土元素能提高胎体金属的韧性和塑性。此外，在没有加稀土元素的堆焊层中，由于焊后冷却速度较快，造成堆焊层局部的胎体金属在凝固过程中局部区域得不到液态金属的补充，产生疏松等缺陷，从断口形貌上看胎体金属中存在自由生成的表面（见图&），因此，在冲击力作用下产生应力集中，使胎体金属的冲击韧性明显降低而当胎体金属中加入少量稀土元素后明显改善胎体金属的韧性，这主要是由于稀土元素可以去除杂质、净化胎体金属，提高液态金属的流动性，消除缺陷，提高金属陶瓷润湿性以及与胎体金属的结合强度，细化胎体金属的组织，从而提高其韧性。磨损性能图是堆焊层抗摩擦磨损的关系曲线。从图中可以看出，加入稀土氧化物后堆焊层的耐磨性提高。产生这种现象的原因可能是加入稀土元素后，基体组织显著细化，塑、韧性改善，使堆焊层具有更好的减摩作用和稳定的摩擦学特性。此外，加入稀土氧化物后，增强了金属基陶瓷与胎体金属的结合强度，使其不易脱落，能更有效阻止堆焊层从轻微磨损状态向严重磨损状态转化，起到均匀载荷和减摩抗磨作用，因此磨损抗力增加。图6 堆焊层胎体金属缺陷处断口形貌 3.结论

篇3：表面处理工艺对复合材料与金属连接性能的影响

关键词：铸造工艺,双金属复合材料,性能,影响

前言

文章中对不同的铸造结构和使用条件进行了分析, 通过采取特殊的铸造工艺方法, 能够使结晶界面和基体的温度、梯度以及厚度都是均等的, 保证结合界面是均匀的, 同时也能制备出无混料的双金属复合材料, 对复合材料进行进一步的研究和分析, 在经济效益和学术价值方面十分有利。

1 对双液双金属复合铸造的概述

双液双金属复合铸造是指在一定的浇注温度下, 将两种液体的金属按照一定的顺序将其浇注到同一个铸型中, 这样形成的复合材料具有很好的耐磨性, 同时, 也能克服两种金属存在的缺点, 将两种金属的优点进行发挥, 新形成的复合材料具有两种金属的特性。新型复合铸造零件能够适应各种恶劣的使用环境, 在使用过程中寿命也将出现延长的情况。双液双金属在实际操作过程中比较难, 在对耐用零件进行批量生产时难度系数更大。在应用过程中, 可靠性条件非常差, 对整个加工过程带来的影响将非常大。在铸造过程中, 对界面的结合质量对复合材料的性能影响原因进行分析, 能够对复合界面的关键因素进行保证。

2 对双金属复合材料的概述

采用复合技术将两种完全不同的金属接触面进行相互之间的固劳, 并且结合在一起, 通常情况下, 两种金属的物理和化学性能都将是不同的, 在这种情况下, 出现的新型材料就是双金属复合材料。双金属复合材料具有非常好的性能, 而且这些技能非常特殊, 在工作环境比较恶劣的情况下, 双金属复合材料的使用寿命也非常好。双金属复合材料成本非常低, 在性能方面非常好, 而且能够合理对资源进行开发利用。在很多的工业领域中, 石油、汽车、航空对这种新型的材料应用比较广泛, 因此, 其市场前景非常好。

3 铸造工艺对双金属复合材料性能影响的实验

文章对铸造工艺对双金属复合材料的材质复合界面的组织以及耐磨性综合力学性能进行了试验和研究, 在以后的经济发展和社会进步将有很大影响。

3.1 实验材料

在试验过程中, 主要的试验材料有碳、硅、朦和铬, 其中, 碳是钢中的主要元素, 是钢的基本组织成分。在试验中, 将少量的碳固体溶合在铁素体中, 这样能形成以渗碳体的形式存在。在实验过程中要对碳含量进行很好的控制, 因为碳含量过高或者是过低都是会导致钢的质量受到很大影响。碳含量出现过低的情况, 会导致钢的淬硬性以及耐磨性出现很差的情况, 在碳含量过高的情况下, 会导致钢的韧性出现降低的情况, 因此, 要对碳的含量进行很好的控制, 能够更好的保证钢的刚度和硬度。硅在钢中的作用就是当贝氏体转变过程中, 抑制碳化合物的析出, 硅在钢中的形态主要是以固体的形式进行溶体, 在铁素体中进行存在, 这样利用硅的性能能够更好的增加钢的强度和硬度, 降低钢的塑性。在铸造钢过程中, 锰的作用是不可替代的, 其主要的功能就是脱氧, 对硫元素进行中和, 避免出现有害作用, 从而能对铸件出现的强烈缺陷进行防止。不仅如此, 锰还能对钢中出现的温度以及分解速度进行降低。在使用过程中将锰和硅进行配合使用, 能够对钢的强度进行提高, 对硬度和韧度也有很好的促进作用。但是, 在钢中, 锰的含量一定要进行必要的控制, 不能出现锰含量过高的情况, 这样会导致钢晶粒出现粗化的情况, 对钢的回火脆性以及敏感性都有很大的影响。

铬是一种活性比较大的耐磨材料元素, 其能够固溶于铁素体中, 同时也能和钢中的碳组合形成很多种碳化物, 它的主要作用就是促使钢的淬透性得到提高, 同时, 对钢的抗氧化能力和抗腐蚀能力进行提高。铬在钢中的含量比较高也不用对其进行担心, 这种元素不会对钢的性能产生很大的影响, 但是, 其会在钢中形成比较复杂的碳化物, 这种物质能够从钢中进行析出, 然后起到沉淀和强化的作用。

3.2 实验方法

3.2.1 具体方法

使用酸性坩埚熔炼实验钢, 并采用65kg和150kg中频感应电炉, 将浇注温度定为1550, 湿砂型浇注后加工成10mm×10mm×55mm冲击韧性试样。主要对钢的材质复合界面组织、耐磨性、综合力学性能三方面进行分析和观察。其中, 采用的器具主要有ZBC-300B全自动金属摆锤冲击实验机, 负责冲击韧性测试;HRC-150A硬度计负责硬度测试;MLD-10动载荷磨料磨损试验机负责磨损试验。最后采用奥林巴斯GX71倒置式金相显微镜进行组织分析, 从而得出结论。

3.2.2 铸造工艺

实验时采用两个浇注系统, 分别浇入低碳钢和高碳钢, 时间上要间隔15-80秒, 而且需要注意的是浇入低碳钢后, 当钢液已经趋近工艺要求的复合界面或已达到时, 根据铸件的大小才可以浇入高碳钢。其中任选一组将激冷材料放置在两种材质的连接部位, 从而保证结晶界面与基体间存在一定的温度梯度以及厚度, 另一组则不需要添加激冷材料。

3.3 实验结果

3.3.1 对复合界面组织的影响

由于采用特殊的双液双金属复合铸造工艺, 当低碳钢结晶后才进行高碳钢的浇筑, 然后经过高温铁水的作用, 致使低碳钢能够保存的很好, 只是表面熔化很薄的一层, 而且结合区复合界面的交界线处相互交错, 产生了熔融和相互渗透的现象, 这是从图片上清晰可见的, 这就说明两种材质的中间结合面实现了有效的冶金结合, 而且复合界面并没有发生冲混现象。

3.3.2 对耐磨性的影响

通过实验, 我们可以总结出:将实验钢材料和高锰钢进行相同时间的磨损, 发现前者的动载磨损失重量要明显小于后者。这是由于实验钢以挤出和浅层剥落为主, 无论是组织上还是综合力学性能均高于高锰钢, 具有较强的抵抗石英砂磨粒的切削的能力, 这就减少了磨损过程中表面金属的剥落, 呈现出较好的耐磨性能。

3.3.3 对力学性能的影响

此图片为等温淬火温度试样高碳钢冲击断口的SEM照片, 从图片上我们可以看出断口的形状是扇形花样, 而且还有大量的撕裂棱以及大大小小的圆形或椭圆形的深韧窝, 这就说明该材质的韧性是十分好的。

4 结束语

铸造工艺对双金属材料的性能有很大影响, 因此, 在进行复合的时候要应用特殊的铸造工艺, 这样不仅能够提高复合材料的组织界面结合状态, 在耐磨性能和力学性能方面影响也非常好, 这样能够提高生产工作的安全性。对双金属铸造的定义进行分析, 增强对其的了解, 应用现代的方法, 通过试验对铸造工艺进行分析, 这样对双金属复合材料以后的发展非常有利。

参考文献

[1]田德旺, 应保胜.双金属复合材料冷轧变形行为及结合强度的研究[D].武汉:武汉科技大学, 2007.3.

[2]向云贵, 廖丕博.双金属符合铸造球磨机衬板工艺研究[J].南方金属, 2007 (2) :28-30.

篇4：表面处理工艺对复合材料与金属连接性能的影响

关键词：材料成分；热处理；钢组织与性能

钢材在工业发展过程中有着非常重要的作用，是最重要的合金结构材料。在实际使用和生产的过程当中，人们对钢材材料提出了不同的性能要求。所以，为了满足这些性能要求，单纯的通过合理选用材料就想达到这些要求是不可能的， 还要进行必要的热处理，才能使钢材发挥出应有的性能。

本文主要选取45钢、T8钢及40CrNi钢作为分析对象。

1.材料成分对钢组织与性能的影响

表一是45钢、T8钢及40CrNi钢的化学成分表：

表1 三种钢的化学成分

C含量Si含量Mn含量Cr含量

45钢0.42～0.50%0.17～0.37%0.50%～0.80%≤0.25%

T80.75～0.84%≤0.35%≤0.40%

40CrNi0.37～0.44%0.17～0.37%0.50～0.80%0.45～0.75%

Ni含量S含量P含量Cu含量

45钢≤0.30% ≤0.25%

T8 ≤0.030%≤0.035%

40CrNi1.00～1.40%

化学成分对组织与性能的一个方面影响使得热处理后的残余奥氏体的含量不同，从而力学性能上也体现出较大的差异。从材料学的角度来看可以通过热处理工艺的调整来达到所要求的机械性能，但是从检验的角度来看，热处理工艺几乎没有调整的空间，所以化学成分的控制十分关键。但由于目前没有条件对残余奥氏体的含量作出定量分析，所以没有得出其与力学性能的准确的对应关系。但是可以知道的是，通过化学成分的精确控制可以减少δ-铁素体的含量和得到适当的残余奥氏体的含量，得到所要求的机械性能。

2.热处理工艺对钢组织与性能的影响

表2是三种钢材的临界点温度，表三是空气炉和盐浴炉内加热系数，表4是加热系数的确定：

表2 三种钢的临界点温度

钢号临界点/℃

45钢72468278075133050

T8730700——230-55

40CrNi731660769702243—

表3 空气炉和盐浴炉内加热系数

炉型钢种 温度/℃不同温度的加热系数（min/mm）

500～600700～900500～600→700～900

空气炉碳结钢1.2510.7～0.8

碳工钢1.81.40.7～0.8

合结钢1.61.41.0～1.2

合工钢21.41.0～1.2

盐浴炉碳结钢 0.350.15

合结钢 0.350.15

表4加热系数的确定

工件形状相对尺寸经验式

圆柱体

空心圆柱体

三菱柱

四棱柱

六棱柱

立方体A=B=C 1.4

表4中H是高度，D和d分别是外径和内径，A，B，C为立方体的边长

是加热时间，min H是有效厚度或直径，mm 是加热系数。

2.1三种钢在退火、正火、淬火和不同温度回火后的力学性能

退火是将金属缓慢加热到一定温度，保持足够时间，然后以适宜速度冷却（通常是缓慢冷却，有时是控制冷却）的一种金属热处理工艺。

正火又称常化，是将工件加热至Ac3或Accm以上30～50℃，保温一段时间后，从炉中取出在空气中或喷水、喷雾或吹风冷却的金属热处理工艺。

回火是工件淬硬后加热到AC1以下的某一温度，保温一定时，然后冷却到室温的热处理工艺。

淬火是将钢加热到临界温度Ac3（亚共析钢）或Ac1（过共析钢）以上某一温度，保温一段时间，使之全部或部分奥氏体化，然后以大于临界冷却速度的冷速快冷到Ms以下（或Ms附近等温），进行马氏体（或贝氏体），转变的热处理工艺。

以45钢在在退火、正火、淬火和不同温度回火后的力学性能为例：

退火：抗拉强度： ≥600 （MPa） 屈服强度： ≥355 （MPa）

延 长 率： ≥16% 断面收缩率： ≥40%

布氏硬度： ≤197

正火：强度较高，塑性和韧性尚好

淬火：水淬时有形成裂纹的倾向，形状复杂的零件应在热水或油中淬火。焊接性差。

表5三种钢不同热处理工艺后的硬度（HRC）

退火淬火

钢号 温度冷却阶段硬度

T8≤187800水—油碱62-64

45钢≤197840水—碱58-59

40CrNi≤840油>53

回火

钢号200℃300℃400℃500℃600℃

T858.856.84536.925.5

45钢53.449.139.631.121.5

40CrNi46.746.340.136.629.4

2.2 T8回火索氏体的热处理工艺

2.2.1 回火索氏体的定义及组织特征

回火索氏体是马氏体于高温回火（500℃—600℃）时形成的，在光学金相显微镜下放大500～600倍以上才能分辨出来，其为铁素体基体内分布着碳化物（包括渗碳体）球粒的复合组织。其特征是已经聚集长大了的渗碳体颗粒均匀分布在铁素体基体上，回火索氏体中的铁素体已不呈针状形态而呈等轴状。它也是马氏体的一种回火组织，是铁素体与粒状碳化物的混合物。此时的铁素体已基本无碳的过饱和度，碳化物也为稳定型碳化物。常温下是一种平衡组织。回火索氏体具有强度、韧性和塑性较好的综合机械性能。

2.2.2 T8回火索氏体的热处理方案

T8回火索氏体：

淬火：加热温度 ：800～820?C

介质：锭子油或变压器油，冷却到20～40?C，硬度60～68HRC；

温度硬度

500℃35HRC

550℃31HRC

回火：

2.2.3 T8回火索氏体的热处理方案的解释

T8是碳素工具钢，碳含量在0.8%左右，其淬火温度一般在800度，盐水冷却；

T8一般的介质为介质 ：锭子油或变压器油；

对于淬火温度，由于T8钢经正常淬火后组织是：马氏体+残余奥氏体+碳化物。

淬火后经200°C温度回火后的组织是：回火马氏体+碳化物，

淬火后经400°C温度回火后的组织是：回火托（屈）氏体+碳化物，

淬火后经500°C温度回火后的组织是：回火索氏体+碳化物，

所以对于T8回火索氏体，其回火温度要500℃以上。

参考文献：

[1] 李洪升.?材料力学实验?，大连理工大学出版社，1997.

[2] 余永宁.《材料科学基础》.北京.高等教育出版社.2006.

篇5：表面处理工艺对复合材料与金属连接性能的影响

通过实验检验了克隆植物结缕草在异质生境条件下的生理整合作用.结缕草被栽植于4种类型的“生境”内(它们的总体土壤氮素资源水平呈现梯度变化),并同时对匍匐茎的节间实施连接与切断2种处理.实验结果表明,呈连接状态的结缕草克隆的平均复合节数量、平均匍匐茎长度和生物量在各个生境类型间并未表现出明显的差异.但主匍匐茎实施切断处理后的结缕草克隆的.上述各项指标均显著减小.生长于贫瘠土壤斑块上的复合节平均根系生物量和根/茎比均高于肥沃土壤斑块.这一特征与其它典型的克隆植物明显不同.结缕草克隆在保持连接的情况下,土壤氮素对节间长度和比节间长度的伸长生长以及分蘖的形成具有促进作用.实验过程中的节间切断处理抑制了节间的进一步伸长但提高了比节间长度.保持结缕草克隆整合并尽量避免严重干扰显得十分重要,特别是在结缕草早期生长阶段.

作 者：李德志 高桥繁男 祝廷成 LI De-zhi TAKAHASHI Shigeo ZHU Ting-cheng 作者单位：李德志,LI De-zhi(华东师范大学环境科学系,上海,200062)

高桥繁男,TAKAHASHI Shigeo(日本国立东北农业研究中心,日本,岩手,020-0198)

祝廷成,ZHU Ting-cheng(东北师范大学草地研究所,吉林,长春,130024)

篇6：表面处理工艺对复合材料与金属连接性能的影响

随着工业上对节能环保重视的与日俱增,铝、镁合金等轻质材料获得了越来越多的关注。铝、镁合金等轻质材料具有密度小、比强度高等特点,成为航空航天、高速列车、汽车等现代交通运输工具轻量化的重要材料之一。随着现代科学技术的发展,异种材料之间的焊接组合不断增多,这使得异种材料的焊接问题越来越突出。铝、镁合金的传统熔化焊接技术获得的焊缝存在诸多问题,高温产生的大量金属间化合物严重影响了接头的性能[1,2,3,4]。

搅拌摩擦焊接(Friction stir welding,FSW)技术由英国焊接研究所(TWI)于1991年发明,这种由传统摩擦焊衍生而来的固相连接技术[5,6]已经成为一种重要且常规的轻质合金连接工艺方法,采用搅拌摩擦焊接技术连接铝、镁等异种金属,受到越来越多的关注,国内外对铝、镁合金的搅拌摩擦连接已开展了一些相关研究。Sato等[7]研究了AZ31镁合金和1050铝合金的异种搅拌摩擦焊接,认为在焊缝中形成的大量金属间化合物Al12Mg17是由于部分金属发生熔化造成的。焊缝中存在的金属间化合物会严重影响接头的力学性能。Venkateswaran等[8]认为随着搅拌头旋转速度的增大,焊核区镁合金和铝合金的晶粒均会线性增大。Somasekharan和Murr[9]研究了AZ31/AZ91镁合金和6061铝合金搅拌摩擦焊接的微观组织以及接头区域复杂的金属流动模式。通过研究接头的微观组织和连接过程中金属的流动形式,可以更好地了解搅拌摩擦连接接头的成形机理。Yan等研究了5052铝合金和AZ31镁合金的异种搅拌摩擦连接,认为搅拌区的硬度分布是不规律的。AZ31镁合金与1050、6061等系列铝合金的异种搅拌摩擦连接已有一些研究,但与2024铝合金的异种连接鲜有报道。

1 实验

采用3mm厚2024铝合金和AZ31镁合金板材,材料尺寸为200mm×100mm,连接方式为对接,材料的化学成分见表1。连接设备采用FSW-3LM-015型搅拌摩擦焊机,连接倾角为3°。2024铝合金和AZ31镁合金板材分别被置于前进侧和后退侧。采用带有锥度螺纹搅拌针的搅拌头,搅拌针根部和顶部直径分别为4mm和3mm,轴肩带有双圆环。为了研究不同轴肩尺寸对接头成形的影响,分别采用轴肩直径为10mm(T1)和15mm(T2)的搅拌头进行实验,搅拌头如图1所示。

实验采用的连接参数见表2。搅拌头转速为500r/min和700r/min,连接速度为300mm/min、500mm/min和600mm/min时,使用T1和T2搅拌头,使用T2搅拌头时增加一组为300r/min、30mm/min的工艺参数。

对接头试样打磨和抛光后,对镁合金一侧和铝合金一侧分别采用95mL H2O+2.5mL HNO3+1.5mL HCl+1mL HF(Keller reagent)和18 mL C2H5OH+1g C6H3N3O7+1mL CH3COOH配比的溶液分别腐蚀。使用光学显微镜和带有EDS的JSM-5600LV型扫描电镜对接头微观组织特征和拉伸试验后断口形貌进行观察。此外,对接头截面上部、中部和下部进行微观硬度测量,具体参数为0.1kg,载荷保持15s。

2 结果与讨论

2.1 FSJ工艺参数和搅拌头尺寸对接头宏观形貌的影响

图2是异种金属FSJ接头的宏观截面图,铝合金位于前进侧,镁合金位于后退侧。从图2(a)中可以看到,接头中两种材料界限明显,并且可见明显的孔洞缺陷,孔洞缺陷如图2(a)圆圈所示,孔洞沿接头方向贯穿始终,形成隧道。这种缺陷会严重降低接头的强度,本实验所有使用T1搅拌头连接的样本中,接头处均存在这种缺陷,并且均位于接头铝/镁合金连接处的镁合金一侧。空洞缺陷的形成与金属流动不充分有关,较小的轴肩和较低的转速与连接速度比使得热输入不充足,导致前进侧铝合金迁移后留下的空腔未能被镁合金及时填充,从而形成接头处较大的空腔。

图2(b)中接头未见孔洞及其他缺陷,铝/镁合金界限明显,部分镁合金流动到了铝合金一侧。从拉伸试验后的接头断口来看,此样本中的铝合金和镁合金形成了机械锁和结构。相比图2(a)中的接头,由于搅拌头轴肩的增大,增大了热输入量,使得图2(b)中镁一侧有范围更大的焊核区(SZ)、热机影响区(TMAZ)和热影响区(HAZ),但铝合金一侧的SZ、TMAZ和HAZ范围没有很大的变化。这说明在连接过程中轴肩产生的热量变化对镁合金影响更加显著。

如图2(c)所示,在接头SZ和TMAZ两种材料混合搅拌在一起,同样在镁合金一侧也出现了孔洞缺陷。接头中明暗带状组织分别为镁T2合金和铝合金,两种材料相互交替,这样的材料混合情况与其他工艺参数下的接头形貌差异较大。在铝一侧,SZ范围更小。这说明对于铝镁异种合金FSJ,转速与连接速度之比对材料的混合程度有很重要的影响。同时,由于转速与连接速度比和轴肩尺寸决定着热输入量,又由于镁合金的热传导性不及铝合金,所以对镁合金相变的范围影响不大。虽然异种金属FSJ中充分的材料流动会形成更好的机械锁和区域,增大接头的强度,但更多的热输入可能导致金属间化合物的生成会使接头脆化,失去延展性,从而降低接头的强度。

2.2 FSJ工艺参数和搅拌头尺寸对接头微观组织的影响

图3是在工艺参数为500r/min/500mm/min、使用T2搅拌头连接的接头微观组织显微图片。图3中8个区域所表示的位置详见图2(b)。在铝合金一侧,铝镁异种金属FSJ与铝合金FSJ的微观组织形貌有所不同,如图3(b)、(e)所示,在连接过程中,TMAZ中的晶粒围绕着SZ在向接头上部流动过程中旋转并被拉长,500r/min/500 mm/min的工艺参数使得材料流动并不充分,表现为在图3(e)左上部有一处瑕疵。图3(d)、(g)的镁合金晶粒大小分布并不均匀,说明TMAZ晶粒的再结晶过程并不充分;同时,可以看到一些被拉长的晶粒,说明材料处于超塑性状态,受搅拌头热机作用,晶粒之间被相互拉长。图3(c)、(f)是异种材料的连接处,分别位于接头的顶部和底部。这两处均在对方材料中有一个突出部分,从断口来看,这也是材料机械锁和的顶部和底部。两种材料界面明显,不存在材料混合现象。镁合金晶粒细化,晶粒比图3(d)、(g)更加均匀,这是由于被破碎、拉长的晶粒发生动态回复与再结晶,从而形成细小、等轴的晶粒,并且没有更多的热量使晶粒回复到与母材一样的组织状态。

图4为接头连接参数为300r/min/30mm/min、使用T2搅拌头的接头焊核区微观组织结构图,微观组织形貌与前者差异较大。这样的转速焊速比使两种材料能够充分混合在一起,形成两种材料交替在一起的厚度不同的层状结构。如图2(c)所示,虚线部位为拉伸断口位置,可以看到断裂部位位于混合区和热机影响区的铝合金一侧,铝合金一侧热机影响区与材料混合区有明显的界线,而镁合金一侧有适当的材料过渡,这可能是断口出现在这个位置的原因。图4(a)、(b)是接头混合区上部的微观组织图,层状结构中发亮、晶粒不明显的是铝合金,颜色较浅、表面光滑的条状组织是镁合金,其中还存在许多黑色的条带状组织,经过EDS成分分析可知,该区域中的条带组织成分组成为71%的Al和28%的Mg。由Al-Mg二元相图可知,该成分状态正处于金属间化合物的形成区间,易形成Al的固溶体组织和金属间化合物Al3Mg2。图4(c)、(d)位于混合区偏镁合金一侧,没有出现明显的带状结构,黑色物质不规则地出现在铝合金与镁合金的交界处。搅拌摩擦连接中,前进侧的焊接温度略高于后退侧,可能是这一侧金属间化合物偏少的原因,表明较低的热输入可以减少搅拌区金属间化合物的形成。同时,工艺参数为300r/min/30mm/min的转速焊速比较图3会产生更多的热输入,有利于晶粒的动态回复与再结晶,但混合区镁合金晶粒较图3却更小,这可能是有物质抑制了晶粒的长大[10]。

图5为接头搅拌区镁元素和铝元素的SEM-EDS图。从图5可以看出,在两种不同工艺参数下,铝和镁的流动及混合模式完全不同,500r/min/500 mm/min参数下材料完全没有混合,而300r/min/30mm/min参数下形成了材料交替的层带状结构,异种材料充分混合在一起,说明工艺参数对铝镁合金FSJ材料的流动模式和接头形态有着至关重要的影响。在500r/min/500mm/min工艺参数下,铝/镁合金整体性迁移,在搅拌头后部堆积形成接头,在较高转速与连接速度比300r/min/30mm/min的工艺参数下,搅拌头的机械搅拌作用更加明显,搅拌头每旋转一周,搅拌工具前端参与流动的金属较少,使得两种材料充分混合。

2.3 接头的拉伸强度和拉伸断口表面

不同工艺参数下接头拉伸强度和缺陷模式如表3所示。2024铝合金和AZ31镁合金母材的极限拉伸强度分别为480MPa和235MPa。从表3中可以看出,两种参数下接头最大拉伸强度分别达到91.9 MPa和101.7 MPa。由于使用T1搅拌头成形的接头均存在大量缺陷,因此使用T2搅拌头成形的接头强度更高。当然,连接工艺参数也是影响接头拉伸强度的一个重要因素,可以获得较高拉伸强度的工艺参数是500r/min/500mm/min和300r/min/30mm/min。图6为在工艺参数500r/min/500 mm/min和300r/min/30 mm/min下接头的拉伸断口形态。在图6(a)中,断口位于接头焊核区中心线附近,而表3中样本9接头失效在铝合金一侧的热机影响区和材料混合区的交界处,如图6(b)所示,属于典型的脆性断裂特征,拉伸下接头几乎没有延展性,说明接头存在大量脆性的金属间化合物。

2.4 显微硬度分析

图7为不同工艺参数下接头的维氏微观硬度分布图,测量点为图中接头所画虚线部位,位于接头上中下3条线上。2024铝合金和AZ31镁合金母材的平均硬度值为HV145和HV60。最大硬度位于工艺参数300r/min/30mm/min接头后退侧的搅拌区域,硬度值为HV264。在此工艺参数下的接头,搅拌区的微观硬度分布非常不均匀,这是由于搅拌区内分布着硬度较高的金属间化合物所致。也有文献报道认为这种不均匀的硬度分布是由于铝镁之间形成的层状结构造成的[9]。参数为500r/min/500mm/min的接头硬度分布没有很大的变化起伏,这是由于两种材料几乎没有混合在一起。尽管搅拌区晶粒再结晶后形成了比母材更细小的晶粒,但除了有金属间化合物存在的位置外,其他区域的显微硬度均要小很多。这是由于连接后搅拌区沉淀硬化铝合金硬度取决于强化析出相,而不是晶粒大小。

3 结论

(1)对于2024铝合金和AZ31镁合金异种材料搅拌摩擦连接,使用10mm直径轴肩的搅拌头会在接头产生隧道或孔洞缺陷,这个缺陷会出现在连接处的镁合金一侧。使用15mm轴肩的搅拌头,在两种完全不同的参数下都能够获得无缺陷、良好的接头。

(2)虽然使接头具有良好力学性能的方法是使接头获得机械锁和结构或者充分的材料混合,但随着金属间化合物的生成,接头会变得很脆,失去延展性,从而降低接头强度。

(3)焊接参数为500r/min/500mm/min时,断裂位置位于两种材料的边界,焊接参数为300r/min/50mm/min时,断裂位置位于材料混合区和热机影响区的铝合金一侧。硬度的最大值及搅拌区不均匀的硬度分布有可能意味着存在金属间化合物,而500r/min/500mm/min参数下有着平滑且均匀的硬度分布。

参考文献

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篇7：表面处理工艺对复合材料与金属连接性能的影响

【摘 要】介绍了金属中气体元素的概念，综述了气体元素对金属材料性能的影响以及金属中气体元素的测量方法。

【关键词】气体元素；金属；性能；检测方法

1.金属中气体元素的概念

金属中气体元素是指氢、氧、氮三种填隙式相元素，它们以溶液和剩余相夹杂物的形式处于固体的和熔融的金属系统中。我国自1953年就已经开展对金属材料中氧、氮、氢三种气体元素的研究[1]。随着检测技术的发展，碳、硫两种元素可以通过化学反应能生成二氧化碳和二氧化硫气体进行测定，所以也纳入气体分析的范围。因此说金属中的气体元素就是指的碳、硫、氧、氮、氢五种元素。在金属冶炼过程中及金属产品制造过程中，气体元素都或多或少的被引入进去，而这五种元素的存在会对金属材料的性能造成重要的影响。近年来，随着工业和科技的发展，一些尖端的产品及技术需要较高质量的金属材料，因此为了提高产品质量，有必要对各种材料中气体元素采取各种方法进行分析，掌握气体在材料中的含量，研究其对材料性能的影响，为有效地进行控制提供依据，生产出满足不同用途需要的产品。

2.气体元素对金属材料性能的影响

碳是金属及其合金材料中的主要构成元素。碳在金属及其合金材料中的含量、存在形态及所形成碳化物的形态、分布等对材料的性能起到极其重要的作用。碳含量在一定范围内对保持金属的化学性能和力学性能非常重要，而随着碳量的增加，金属的硬度和强度会提高，韧性和塑性则会变差。

硫的存在会引起钢的热脆性，降低其力学性能，它对金属的耐磨性、塑性、可焊接性等亦有不利的影响。例如钢和生铁中的含硫量直接影响到其产品的等级和牌号，生产低硫、低磷钢是现代冶炼工艺追求的目标。碳、硫的含量是衡量金属质量优劣的重要指标。

氧含量对金属材料的化学性能和力学性能影响很大，一般在做检测时都要求金属材料中氧的含量尽可能低，防止材料的氧化和锈蚀也是金属的基本要求。如果氧含量增加，金属的抗冲击值大大降低、抗疲劳性能恶化，导致金属材料的使用寿命会大大降低。优质钢在生产中严格控制氧的含量，时速200km/h以上高速铁路用重轨要求氧含量在0.0020%以下，一些高纯金属、高温合金要求氧含量在0.001%以下，0号无氧钢要求氧含量在0.0005%以下。

当金属中氮含量超过一定限度并且在加热升温时会出现“蓝脆”现象，金属的塑性下降，脆性增加。同时含氮量较高时将使金属的宏观组织疏松，甚至产生气泡；在硅钢中含有氮化铝将导致矫顽力增大和导磁率降低；较大尺寸的氮化铝使帘线钢在拉拔过程中增加断丝率。但是，氮作为一种形成和稳定的奥氏体能力很强的元素，其能力约等于镍的20倍，在一定限度内可以代替部分镍。在不降低塑性的条件下，提高钢的硬度、强度和耐腐蚀性；氮与铬、钨、钼、钒、钛等元素形成弥散稳定的氮化物后，能大大提高钢的蠕变和持久强度；对钢件表面渗氮处理得到高弥散的氮化层，可以获得良好的综合力学性能，具有很好的耐磨和抗腐蚀性能。

一般情况下，进入金属中的氢是极为有害的。金属材料经常发生的氢损伤现象，就是与氢有关的断裂现象。主要表现为材料的力学性能发生恶化：氢通过软化或硬化机制改变材料的屈服强度，塑性明显降低，诱发裂纹萌生，最后导致断裂、滞后破坏、塑性-脆性转变和低温脆性断裂等等。另外，氢在高温下渗透性很强，锻件及焊接件在制造过程中很容易产生各种氢致缺陷，焊缝中扩散氢含量是直接影响焊接接头抗冷裂纹性能的主要因素之一。金属中氢的含量很低，钢铁及合金中含氢量一般小于0.0010%，如果超过0.003%，会出现“白点”或“氢脆”，易发生脆性断裂，裂纹在氢化物成核并扩展，严重影响钢材的质量。航空工业所用的铝和铝合金、钛和钛合金、镍合金等材料对氢含量都有严格的要求，核电燃料元件制造过程中，核材料中氢的含量也是重要控制指标之一。

3.金属中气体元素的测量方法

气体分析已成为分析化学的一个重要组成部分。气体分析的方法有很多，早期测定氢、氧、氮、碳、硫主要采用显微镜法、电子光谱法、质谱法、放射化学分析、内耗法、核磁共振法、电导法，试样转变成稳定的化合物的化学法等。不过由于早期技术水平的限制，大部分都是单一测量某一种气体元素。随着计算机技术的发展及其在气体元素测量中的应用，气体元素的分析有传统的化学方法向仪器分析方法发展，由单一的气体元素分析向多元素同时检测的方向发展[2，3]。

目前我国很多企业都已经推出各种品牌的气体分析仪器。如北京纳克、上海德凯、南京麒麟、无锡创想等仪器公司推出碳硫测定仪，北京纳克分析仪器公司和上海宝英光电科技有限公司已经推出氧氮测定仪。氢的分析方法，可分为氢的提取和测定两个部分，国内对氢元素的测量与国外还有一定的差距。美国力可公司已经推出氧氮氢联合测定仪，可实现对金属材料中氧氮氢三元素快速准确的分析。

市场上对气体元素分析的各种设备多达数十种，相应的分析方法也很多。目前功能最强、最方便的仪器就是红外碳硫测定仪和氧氮氢联合测定仪，因此这两种仪器在气体元素分析中的市场是最受欢迎。

红外气体分析技术发展迅速，它具备分析速度快、准确性好、范围广、稳定可靠等优点，特别在超低碳、硫含量的测定，非金属材料碳、硫的测定方面有明显优势，显示出红外气体分析仪的独特优点。自八十年代以来，我国引进了多种型号的红外碳硫分析仪 ，在生产和科研部门满足了对常规碳硫的快速、准确的要求同时，国产的红外碳硫仪不断涌现，目前这种方法更趋完善。

高频炉燃烧红外线吸收法测定碳和硫的应用日趋广泛，方法简便、快速、准确度高。在高频感应炉内试样通氧燃烧，此时样品熔融完全，生成的二氧化碳、二氧化硫和氧气混合气体经除尘、除水干燥，进入二氧化硫和二氧化碳红外检测器（红外吸收池），测定其对特定波长（CO24.26μm，SO27.40μm）的吸收，根据其对红外能吸收大小由朗伯-比耳定律分别计算碳和硫的质量分数。红外吸收法是一个相对测量方法，需用标准物质或基准物质在同条件下操作对分析仪器进行校准。

红外线吸收法测定碳、硫的灵敏度高，测量范围宽，可准确测定钢铁和合金中低至0.0005%的痕量碳和硫。红外线吸收法广泛用于金属及其合金、非金属材料、矿石等原辅材料中碳、硫量的测定。红外线吸收法通常采用高频感应炉加热，其炉温高，在短时间内将试样熔融燃烧，温度达1700～2000℃，有利于难溶试样和低含量碳、硫的测定。

氧氮氢联合测定仪采用惰性气体高温熔融法将金属材料中的氧氮氢三元素分解出，采用五个检测池分别检测氧氮氢三元素的含量。其中有三个独立红外检测池检测氧，同时检测CO和CO2，然后再转化为CO2集中检测，不仅可以保证中间量程的测量精度，在超低含量和高含量的检测范围内同样可以满足精度要求，插拔式集成一体化设计，无移动部件。无需操作人员调整检测器输出电压，软件实时调节检测器输出电压并保持最佳输出值。

热导检测池专门检测氮元素含量，原装的流量补偿控制系统，保证了流量系统的完善，可以精确控制整个气路中的流量，保持流量恒定，改善了材料中高含量氧分析的准确度，特别对高氧低氮的试样，只有配置这样的流量补偿装置才能保证测量精度。

专业的高灵敏度的固态红外吸收检测池或热导检测池用于检测氢元素，保证其检测精度的同时，真正实现了氧氮氢三元素的联测。

4.结语

目前气体元素的检测在金属材料中非常重要，随着科技的发展，非常多的检测方法和检测设备用于检测金属材料中气体元素的含量。我国气体元素检测设备也用长足的发展，尤其是碳硫检测仪已经达到了国际水平，而氧氮氢的联合检测设备与国外先进水平还有一定的差距。另外国外检测设备的价格比较昂贵，如何在保证检测准确度和稳定性的情况下降低设备的成本价格也是国内企业需要考虑的问题。

【参考文献】

[1]李婷，刘颂禹.金属中气体分析进展[J].冶金分析，1999，6：35-39.

[2]朱跃进，李素娟，邓羽.样品制备对金属中微量氧、氮、氢分析结果的影响[J].冶金分析，2008，8：40-43.