Fe3Al金属间化合物的扩散焊技术优化

1.Fe₃Al与Q235钢的扩散焊

Fe₃Al金属间化合物具有较强的氢脆敏感性，熔焊过程中在接头处产生很大的热应力，易导致产生焊接裂纹，这是Fe₃Al作为结构材料应用的主要障碍，也是耐磨、耐蚀脆性材料焊接推广应用中需解决的难题。

Fe₃Al金属间化合物与异种材料进行熔焊时，由于热物理性能和化学性能的差异，接头处易形成含铝较高的脆性金属间化合物，使焊接接头的韧性下降。采用扩散焊技术，通过控制焊接参数对Fe₃Al／钢扩散焊界面组织性能的影响，可以实现Fe₃Al／Q235钢以及Fe₃Al／18-8不锈钢的焊接。

（1）焊接工艺及焊接参数将Fe₃Al与Q235钢表面加工平整，用砂纸进行打磨去除焊件表面的油污和铁锈，然后放入丙酮中浸泡30min后，用酒精擦洗、冷水冲洗后吹干。将清洗干净的Fe₃Al金属间化合物与Q235钢焊件装配放入真空炉中进行扩散焊，焊接参数见表13-28。

表13-28Fe₃Al与Q235低碳钢扩散焊的焊接参数

Fe₃Al／Q235钢扩散焊接头的结合强度、断裂位置和断口形态取决于扩散焊过程中的加热温度、保温时间和所施加的压力。其中加热温度决定元素的扩散活性；压力的作用是使Fe₃Al／Q235接触界面发生微观塑性变形、促进材料间的紧密接触，防止界面空洞并控制焊接件的变形；保温时间决定Fe₃Al／Q235钢扩散焊接头处元素扩散的均匀化程度。

（2）扩散焊接头的抗剪强度Fe₃Al与Q235钢扩散焊接头的抗剪强度见表13-29。由表13_-29可见，保温时间60min，压力从17.5MPa降低到12.0MPa（保持焊接接头不发生变形）时，加热温度由1000℃升高到1060℃，Fe₃Al／Q235钢扩散焊接头的抗剪强度从39.9MPa增加到95.8MPa。但当加热温度升高到1080℃时，Fe₃Al／Q235钢扩散焊接头的抗剪强度降低到82.1MPa。因此在保持扩散焊接头不变形的条件下，加热温度不宜过高，因为温度过高时，Fe₃Al／Q235钢扩散焊接头的组织会发生长大，不利于提高接头的抗剪强度。

加热温度为1060℃时，随着保温时间的增加，扩散焊接头附近的原子得到充分的相互扩散，发生界面反应，形成致密的中间扩散反应层，因此Fe₃Al／Q235钢扩散焊接头的抗剪强度明显提高。加热温度为1080℃、压力为12MPa，将保温时间增加到80min时扩散焊接头发生了变形。

表13-29Fe₃Al与Q235钢扩散焊接头的抗剪强度

注：括号中的数值为平均值。

Fe₃Al／Q235钢扩散界面附近的显微硬度测定结果表明（见图13-33），Fe₃Al母材扩散焊后的显微硬度约为490HM，Q235钢显微硬度为340HM，而中间过渡区的显微硬度随焊接参数的变化有所不同。

图13-33 Fe₃Al与Q235钢扩散焊接头的显微硬度

a）显微组织特征 b）显微硬度分布

工艺参数为1020℃×60min时，由Fe₃Al过渡到Q235钢扩散焊接头的显微硬度先降低后升高，在扩散焊界面附近出现峰值（550HM）。这主要是在扩散焊界面近Fe₃Al一侧由于元素的扩散反应使Fe₃Al晶体结构发生无序转变，在近Fe₃Al一侧显微硬度有所降低，而且随着扩散反应的进行，生成新的物相结构。由于加热温度较低，元素来不及充分扩散，Al元素有所聚集，形成的脆性相结构具有较高的显微硬度，在扩散焊界面出现了峰值。

加热温度较高（1060℃）时元素充分扩散，形成的物相结构显微硬度约为520HM。当保温时间较短（30min）时，即使在1060℃下，在界面两侧母材处都出现了显微硬度下降的现象，这也是由于元素的不充分扩散，使柯肯达尔效应（扩散空洞）没有完全消失所致。根据表13-24中Fe-Al金属间化合物的显微硬度值比较，Fe₃Al／Q235钢界面扩散反应层中没有明显的高硬度脆性相（如FeAl₂、Fe₂Al₅、FeAl₃、Fe₂Al₇等）存在。

（3）扩散界面附近的微观组织 扫描电镜（SEM）观察表明，Fe₃Al／Q235钢扩散焊接头包括扩散反应层和界面两侧基体部分，扩散界面呈微观镶嵌状互相交错。在扩散反应层靠Fe₃Al一侧，柱状晶晶粒较粗大，显微组织大多为等轴晶。在Q235钢一侧，由于Al元素的扩散过渡，使扩散层靠Q235钢一侧的铁素体晶粒也较粗大，并且由于Al为铁素体化元素，扩散反应层附近几乎全部为铁素体。

在靠近Fe₃Al一侧的扩散反应层中有第二相析出，析出物的分布形态各异，大多沿晶界呈不连续状分布。经电子探针分析（见表13-30），第二相粒子中C、Cr含量较高，Fe、Al含量低于基体。这主要是因为Fe₃Al金属间化合物在焊接过程中冷却速度快，溶质来不及充分扩散，凝固后在晶体内部使得C、Cr元素发生偏聚所致。

表13-30Fe₃Al与Q235扩散反应层的电子探针成分分析（质量分数，％）

Fe₃Al／Q235钢扩散焊接头主要由Fe₃Al相和α-Fe（Al）固溶体构成，存在少量的FeAl相，但不存在含铝更高的Fe-Al脆性相，有利于提高接头的韧性和抗裂能力，保证焊接接头的质量。Fe₃Al／Q235钢扩散焊界面主要存在着Al、Fe元素的扩散，Fe₃Al／Q235钢扩散焊接头的成分分布如图13-34所示。从Fe₃Al基体经过Fe₃Al／Q235钢扩散反应层然后过渡到Q235钢，Al元素的质量分数从27％连续下降到1％，而Fe元素的质量分数从73％增加到96％。

2.Fe₃Al／18-8不锈钢的扩散焊

Fe₃Al金属间化合物的抗氧化性和耐蚀性优于18-8不锈钢，并且价格便宜，因此Fe₃Al与18-8不锈钢的扩散焊在生产中有应用前景。

（1）扩散焊接头的抗剪强度Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊前必须将整个焊接件表面的油污和锈蚀去除，并将待焊表面用机加工和砂纸打磨至出现金属光泽。然后装配和放入真空炉中，进行扩散焊。扩散焊焊接参数为：加热温度1000～1060℃、保温时间45～60min、焊接压力12～15MPa、真空度＞1.33×10^－4Pa。

图13-34 Fe₃Al／Q235钢扩散焊接头的成分分布

扩散焊界面组织结构及应力对扩散焊接头的强度、断裂位置和断口形态有直接影响。加热温度和保温时间对Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊接头抗剪强度的影响如图13-35所示。

图13-35 加热温度和保温时间对Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊接头抗剪强度的影响

a）加热温度的影响 b）保温时间的影响

在980～1040℃温度范围，随着加热温度的不断升高，Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊接头的抗剪强度从150MPa增加到246MPa。温度低于1000℃时，接头抗剪强度随加热温度的增加升高很快；1000～1040℃范围内，随着加热温度的升高，接头抗剪强度增加较缓慢。当温度超过1040℃并且不断上升时，Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊接头的抗剪强度随之下降，因此加热温度过高，接头处晶粒会出现明显粗大，降低接头的抗剪强度。

Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊接头元素扩散和扩散反应层的形成取决于保温时间。较长的保温时间能使界面附近的原子充分扩散，发生界面反应，形成致密的中间反应层。Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊接头的抗剪强度随保温时间的增加明显提高，保温时间60min时，抗剪强度达236MPa。但当加热温度1040℃、保温时间大于60min时，Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊接头区的组织粗化使整个焊接件变形，导致接头抗剪强度下降。因此应控制保温时间在45～60min。

Fe₃Al／钢异种材料扩散焊界面剪切断口形貌较多为解理断裂和准解理断裂，有少量的韧性断裂特征，如断口上撕裂棱的出现。Fe₃Al／Q235钢扩散焊界面断裂位置在靠近Fe₃Al一侧的界面处，在解理断口上存在许多细小的河流条纹小平面；Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊界面的断裂产生于靠近Fe₃Al一侧的界面处，有时偏向界面过渡区。(www.xing528.com)

Fe₃Al与18-8不锈钢扩散焊接头的显微硬度分布如图13-36所示。

加热温度越低，元素扩散越不充分，使中间扩散反应层内元素聚集，浓度升高，导致形成显微硬度高于Fe₃Al基体硬度的相结构，在Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊接头过渡区中存在显微硬度较高的峰值点。

（2）扩散焊界面附近的元素分布Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊界面附近元素的电子探针实测值如图13-37所示。18-8不锈钢一侧距离界面10～25μm处，Cr元素含量有所波动，这是由于在扩散焊过程中受Al、Ni元素的影响，导致界面附近Cr元素偏析所致。

图13-36 Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊接头的显微硬度分布

图13-37 Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊接头的成分分布

Al、Ni元素在Fe₃Al一侧扩散过渡区距离界面-20μm到-5μm区间范围，分布曲线斜率较小，浓度梯度较缓。实测值中Al、Ni元素浓度在界面靠近18-8不锈钢一侧距离界面5～25μm区间起伏较大；Al元素浓度逐渐降低至0，Ni元素分布逐渐上升至18-8不锈钢Ni浓度的稳定值9％。

在Fe₃Al／18-8不锈钢扩散反应层近Fe₃Al一侧，Al元素含量较高，主要存在Fe₃Al中Al的扩散，并与Fe元素发生反应，能够形成不同类型的Fe-Al金属间化合物。X射线衍射（XRD）分析表明，随着加热温度由1020℃升高到1060℃时，Fe₃Al／18-8不锈钢扩散反应层近Fe₃Al一侧形成的化合物逐渐从（FeAl₂＋Fe₂Al₅）→（Fe₃Al＋FeAl＋Fe₂Al₅）变化到（Fe₃Al＋FeAl）。

加热温度较低时，Al元素获得的能量低，扩散活性差，只是聚集在近Fe₃Al界面的边缘区，还没有来得及向18-8不锈钢中扩散，因此在Fe₃Al一侧Al元素浓度较高，与Fe₃Al基体中的Fe元素化合形成FeAl₂和Fe₂Al₅新相。FeAl₂和Fe₂Al₅中由于Al含量较高，脆性大，显微硬度峰值高达1000HM，并且这两种新相在加热过程中容易引起热空位，导致点缺陷，具有较低的室温塑、韧性，容易发生解理断裂。提高扩散焊温度可促使FeAl₂和Fe₂Al₅中的Al原子扩散，使之形成Fe₃Al＋FeAl混合相。

18-8不锈钢中含有Ni、Cr和Ti等合金元素，在扩散焊过程中获得一定的能量而向Fe₃Al／18-8不锈钢接触界面扩散，与Fe₃Al中的Fe、Al元素形成各种化合物。

加热温度为1020℃时，Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊接头形成的化合物主要有α-Fe（Al）固溶体；而温度升高至1040℃时，不仅包括α-Fe（Al）固溶体，还包括Ni₃Al金属间化合物；当温度达到1060℃时，扩散层中出现少量的Cr₂Al相，影响Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊接头的韧性。

（3）Fe₃Al与钢扩散焊界面过渡区宽度Fe₃Al与钢扩散焊时，元素从一侧越过界面向另一侧扩散，服从一维扩散规律。界面附近元素的浓度随距离、时间的变化服从Fick第二定律一维无限大介质非稳态条件下的扩散方程，扩散焊界面过渡区宽度与保温时间符合抛物线规律：

式中x——界面过渡区宽度（μm）；

K_p——元素的扩散速率（μm²／s）；

t——保温时间（s）；

t₀——潜伏期时间（s）；

K₀——与温度有关的系数；

Q——扩散激活能（J／mol）；

T——加热温度（K）；

R——气体常数。

Fe₃Al与钢扩散焊界面过渡区的宽度与元素在过渡区中的扩散速率相关。计算Fe₃Al／Q235钢及Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊界面过渡区复杂相结构体系中元素的扩散速率时，将扩散焊界面过渡区视为相结构体积含量较多反应层的叠加，过渡区中其他元素的影响很小；并且界面附近的扩散反应达到准平衡状态。不同加热温度时元素在Fe₃Al／钢扩散焊界面的扩散速率见表13-31。

表13-31不同加热温度时元素在Fe₃Al／钢扩散焊界面的扩散速率

随着扩散焊加热温度的升高，由于元素获得的扩散驱动力较大，发生扩散迁移的原子数增多，Fe₃Al界面过渡区中元素的扩散速率快速增大。根据不同温度下元素的扩散速率计算得到Fe₃Al／Q235钢扩散焊界面过渡区宽度的表达式为

Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊界面过渡区宽度的表达式为

Fe₃Al／Q235钢及Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊界面过渡区的宽度主要与加热温度T和保温时间t有关。随着加热温度的增加和保温时间的延长，界面过渡区的宽度x逐渐增大，有利于促进扩散焊界面的结合。Fe₃Al／18-8不锈钢界面过渡区的宽度的计算值与实测值如图13-38所示。可见，在给定的试验条件下，可以根据Fe₃Al／Q235钢及Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊界面过渡区宽度与加热温度和保温时间的关系，确定加热温度和保温时间，获得具有一定宽度的扩散焊界面过渡区，提高Fe₃Al／钢扩散焊界面的结合性能。

图13-38 Fe₃Al／18-8不锈钢界面过渡区宽度的计算值与实测值的比较

Fe₃Al／钢扩散焊界面过渡区中反应层的形成有一定的潜伏时间t₀。界面过渡区宽度一定时，随着加热温度T的升高，潜伏时间t₀缩短。因此，确定Fe₃Al／钢扩散焊焊接参数时，在保证获得具有合适宽度的界面过渡区条件下，提高加热温度T的同时可适当减少保温时间t，以提高焊接效率。