25Cr5MoA钢/Q235钢固-液复合轴界面Cr元素扩散行为

D01:10.13374.isml00103x.2009.04.0I1 第31卷第4期 北京科技大学学报 Vol.31 No.4 2009年4月 Journal of University of Science and Technology Beijing Apr.2009 25C5MoA钢/Q235钢固液复合轴界面Cr元素扩散 行为 佟建国2高晓丹 曲海涛》邹士文)李殊霞》任学平) )北京科技大学材料科学与工程学院，北京1000832)北京科技大学期刊中心，北京100083 摘要提出了金属梯度结构轴的概念.研究了固-液复合的25C5MA钢/Q235钢复合轴的组织.Cr元素的扩散以及结合 界面附近显微硬度的变化规律.结果表明：经过挤压变形后，25C5M4钢/Q235钢界面形成了良好的治金结合，二者结合紧 密，除了组织结构的差别外，二者的结合界面己经难以区分.结合界面附近C元素在固液复合时得到充分扩散，并呈现出连 续分布的形态.从界面向Q235钢和25C5MoA钢两侧士100m范围内，硬度呈现出均匀、连续分布.经过热处理后，随着加 热温度的升高和加热时间的延长，C元素在结合界面附近的分布更加均匀，分布曲线在界面的斜率进一步降低，使结合界面 附近25C5MoA钢的一侧的显微硬度大幅度降低，这有利于形成化学成分、组织以及性能的梯度变化. 关键词金属复合：梯度结构：界面组织：元素扩散：结合机理 分类号TG335.6+2 Diffusion behavior of Cr element at the bonding interface of a 25Cr5MoA/Q235 solid-liquid cladding shaft TONGJian-guo2.GAO Xiardan.QU Hai-tao.ZOU Shi-wen",LI Shu-xia,REN Xueping 1)School of Materials Science and Engineering.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China 2)Jourmal Publishing Center.University of Science and Technology Beijing.Beijing 100083.China ABSTRACT The concept of metal gradient structure shafts was put forw ard firstly.The microstructure,diffusion behavior of Cr e ement.and variation in interfacial microhardness of a 25Cr5MoA/Q235 clad shaft prepared by solid-liquid cladding were investigated by scanning electron microscope and microhardness tester.The bonding interface of the 25Cr5MoA/Q235 cladding shaft forms dose metallurgical bonding after extrusion deformation.and it is difficult to be identified ex cept the difference of individual stmucture.Crel- ement in a region adjacent to the bonding interface is fully diffusive and appears continuous distribution during solid-liquid bonding. Across a region ranging from the bonding interface to both sides by the distance of 100m respectively.the microhardness distributes continuously and uniformly.Additionally,during heat treatment,increasing the heating temperature and holding time makes Cr dis- tribution in a region adjaoent to the bonding interface more uniform and the slope rate of Cr distribution curves at the bonding interface reduced more which greatly reduce the microhardness at the 25Cr5MoA side adjacent to the bonding interface.It is advantageous to form gradient variations in chemical composition,structue and mechanical pmperties at a region across the bonding interface. KEY WORDS metal dadding gradient structure;interface structure;element diffusion;bonding mechanism 随着先进机械装备的迅速发展，高速船舶、航空 新机械装备的特殊要求，因此，许多先进机械装备 等国防工业对结构材料的要求也越来越高.为了提 为了提高其可靠性和安全性，需要采用优质或贵重 高先进机械装备的可靠性性，要求结构材料具有高 的材料，例如使用高强度钢，不锈钢、钛合金、耐热合 强韧性，高耐腐蚀性、高耐热性及高耐磨性等？， 金以及其他稀有、贵重金属加工成具有各种耐腐蚀、 由传统的钢铁材料所制成的结构及构件难以适应高 耐高温、耐磨等特殊性能的设备或构件).这样 收稿日期：200902-09 基金项目：国家自然科学基金资助项目(N。.50675020) 作者简介：佟建国(1969一），男，编审，博士研究生：任学平(1957一)，男，教授，博士生导师E-maila:xp33@mcr,usth.cdu.cm

25Cr5MoA 钢/Q235 钢固-液复合轴界面 Cr 元素扩散 行为 佟建国 1, 2) 高晓丹 1) 曲海涛 1) 邹士文 1) 李殊霞 1) 任学平 1) 1) 北京科技大学材料科学与工程学院, 北京 100083 2) 北京科技大学期刊中心, 北京 100083 摘 要 提出了金属梯度结构轴的概念.研究了固-液复合的 25Cr5MoA 钢/ Q235 钢复合轴的组织、Cr 元素的扩散以及结合 界面附近显微硬度的变化规律.结果表明:经过挤压变形后, 25Cr5MoA 钢/ Q235 钢界面形成了良好的冶金结合, 二者结合紧 密, 除了组织结构的差别外, 二者的结合界面已经难以区分.结合界面附近 Cr 元素在固-液复合时得到充分扩散, 并呈现出连 续分布的形态.从界面向 Q235 钢和 25Cr5MoA 钢两侧±100μm 范围内, 硬度呈现出均匀、连续分布.经过热处理后, 随着加 热温度的升高和加热时间的延长, Cr 元素在结合界面附近的分布更加均匀, 分布曲线在界面的斜率进一步降低, 使结合界面 附近 25Cr5MoA 钢的一侧的显微硬度大幅度降低, 这有利于形成化学成分、组织以及性能的梯度变化. 关键词 金属复合;梯度结构;界面组织;元素扩散;结合机理 分类号 TG335.6 +2 Diffusion behavior of Cr element at the bonding interface of a 25Cr5MoA/Q235 solid-liquid cladding shaft TONG Jian-guo 1, 2) , GAO Xiao-dan 1) , QU Hai-tao 1) , ZOU Shi-wen 1) , LI S hu-x ia 1) , REN X ue-ping 1) 1) School of Mat erials Science and Engineering, University of S cience and Technology Beijing, Beijing 100083, China 2) Journal Publishing Cent er, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, C hina ABSTRACT The concept of metal gradient structure shafts was put forw ard firstly .The microstructure, diffusio n behavio r of Cr el￾ement, and variation in interfacial microhardness of a 25Cr5MoA/Q235 clad shaft prepared by solid-liquid cladding w ere investig ated by scanning electron microsco pe and microhardness tester.The bonding interface of the 25Cr5MoA/Q235 cladding shaft fo rms close metallurgical bonding after ex trusion deformation, and it is difficult to be identified ex cept the difference of individual structure.Cr el￾ement in a region adjacent to the bonding interface is fully diffusive and appears co ntinuous distribution during solid-liquid bonding. Across a region ranging from the bonding interface to bo th sides by the distance of 100 μm respectively, the microhardness distributes continuously and unifo rmly.Additionally, during heat treatment, increasing the heating tempera ture and holding time makes Cr dis￾tribution in a region adjacent to the bonding interface more unifo rm and the slope rate of Cr distribution curves at the bo nding interface reduced mo re, which greatly reduce the microhardness a t the 25Cr5MoA side adjacent to the bonding interface.It is advantageous to form g radient variations in chemical composition, structure and mechanical pro perties at a reg ion across the bonding interface. KEY WORDS metal cladding;gradient structure;interface structure;element diffusion ;bonding mechanism 收稿日期:2009-02-09 基金项目:国家自然科学基金资助项目( No .50675020) 作者简介:佟建国( 1969—) , 男, 编审, 博士研究生;任学平( 1957—) , 男, 教授, 博士生导师, E-mail:rxp33@mater .ustb.edu.cn 随着先进机械装备的迅速发展, 高速船舶 、航空 等国防工业对结构材料的要求也越来越高.为了提 高先进机械装备的可靠性性, 要求结构材料具有高 强韧性 、高耐腐蚀性 、高耐热性及高耐磨性等 [ 1-2] , 由传统的钢铁材料所制成的结构及构件难以适应高 新机械装备的特殊要求 .因此, 许多先进机械装备 为了提高其可靠性和安全性, 需要采用优质或贵重 的材料, 例如使用高强度钢 、不锈钢、钛合金、耐热合 金以及其他稀有、贵重金属加工成具有各种耐腐蚀、 耐高温 、耐磨等特殊性能的设备或构件[ 3-7] .这样 第 31 卷 第 4 期 2009 年 4 月 北 京 科 技 大 学 学 报 Journal of University of Science and Technology Beijing Vol .31 No.4 Apr.2009 DOI :10.13374/j .issn1001 -053x.2009.04.011

。452 北京科技大学学报 第31卷 不仅成本过高，而且摆脱不了单一材料所共有的通 形成化学成分、强度和韧性等性能沿轴表面到心部 病，即：韧性高，强度低；或强度过高，韧性降低 按一定梯度分布的结构形式，制成强度、韧性及耐磨 等9.为了满足先进机械装备轴材料的需求，通常 性优良的金属梯度结构材料.本文重点研究了 采用具有高强度和高耐磨性的合金钢轴，以达到高 25Cr5MoA钢与碳钢复合制备、挤压成形以及热处 速传递大功率并可以减轻重量的目的9.但是，由 理工艺对界面组织、元素扩散以及界面显微硬度变 于合金钢轴对应力集中比较敏感，在变化无常的气 化的影响. 候条件中，轴在弯曲、扭转等交变载荷作用下，很容 易发生表面磨损、疲劳断裂现象0.虽然通过合适 1实验方法 的热处理，可以使合金钢轴达到表面耐磨性好，心部 实验材料为25Cr5MoA钢和Q235钢，表1和 韧性好的要求1山，但是采用热处理工艺很难保证合 表2给出了实验材料的主要化学成分.采用固一液 金钢轴的强度、韧性沿轴断面均匀变化；并且由于是 复合方法制备25C5MoA/Q235钢复合坯料： 同一种材料，一旦表面出现微裂纹，就可以直接扩展 25Cr5MoA钢熔化后，将Q235钢棒材插入 到心部，造成灾难性的后果 25Cr5MoA钢熔体中，凝固后制成25C5MoA/Q235 本文提出了高强韧金属梯度结构轴的概 钢复合坯料.25C5MoA钢的外径尺寸110mm,内 念11到.其基本思路是：用可以有效传递扭矩、柔 径尺寸30mm,作为芯材的Q235钢棒料的直径为 韧性好的碳钢作为芯材，用高强度、高耐磨性的合金 30mm. 钢作为表面材料，通过复合加工技术进行有效复合， 表125Cr5MA钢的主要化学成分（质量分数） Table 1 Chemical com position of 25Cr5MoA steel % Si P Cr Mo 化 Cu Al Ti 024 033 0.010 463 039 004 0055 0.053 0042 00013 00015 0049 表2Q235钢的主要化学成分（质量分数） Table2 Chemical com position of Q235 steel % C Mn Si s P Cr Ni Cu As 016 061 020 023 0019 030 <030 <0.30 <0.080 由于挤压筒直径为95mm,为了适合现有的挤 由于采用了固一液复合方式.并经过挤压加工， 压筒尺寸，采用机械加工方法，将25Cr5MoA钢/ 界面结合强度基本达到基体Q235钢的水平，经过 Q235钢复合坯料加工成直径为90mm的挤压坯 多次剪切实验对比，均难以在界面发生断裂，平均剪 料.挤压成形时，挤压比入=5.6；坯料加热至 切结合强度为309MPa,因此在对复合轴进行热处 1100℃，保温4h:模具加热至450℃，保温1h;挤压 理时，不检测剪切结合强度 机温度430℃.通过热挤压工艺制备出的固-液结 使用LE01450扫描电镜观察复合轴界面组织 合的25C5MoA钢/Q235钢复合轴如图1所示. 及Cr元素扩散情况；使用HVS一1O00数显显微硬 度仪测定其硬度，载荷0.98N,加载时间15s. 2固-液复合25r5MoA钢/Q235钢挤压轴 的界面特性 2.1界面组织 图2为采用固-液复合方法制成的25Cr5MoA 钢/Q235钢复合坯，经过挤压变形后结合界面的低 倍和高倍组织.从图2中可以看出，采用挤压成形 图1固-液结合25Cr5Ma4钢/0235钢复合轴 方法.使25Cr5MoA钢的铸态组织得到破碎，在界面 Fig.1 25Cr5MoA/Q235 sold-liquid dladding shaft prepared by soh 附近形成了致密的组织，有利于保持25C5MoA钢 id-liquid bonding 的基本性能.25C5MoA钢与Q235钢之间形成了

不仅成本过高, 而且摆脱不了单一材料所共有的通 病, 即:韧性高, 强度低 ;或强度过高, 韧性 降低 等[ 8] .为了满足先进机械装备轴材料的需求, 通常 采用具有高强度和高耐磨性的合金钢轴, 以达到高 速传递大功率并可以减轻重量的目的 [ 9] .但是, 由 于合金钢轴对应力集中比较敏感, 在变化无常的气 候条件中, 轴在弯曲、扭转等交变载荷作用下, 很容 易发生表面磨损 、疲劳断裂现象 [ 10] .虽然通过合适 的热处理, 可以使合金钢轴达到表面耐磨性好, 心部 韧性好的要求[ 11] , 但是采用热处理工艺很难保证合 金钢轴的强度、韧性沿轴断面均匀变化 ;并且由于是 同一种材料, 一旦表面出现微裂纹, 就可以直接扩展 到心部, 造成灾难性的后果. 本文提 出了 高强 韧金 属梯 度结 构轴 的 概 念[ 12-13] .其基本思路是:用可以有效传递扭矩 、柔 韧性好的碳钢作为芯材, 用高强度 、高耐磨性的合金 钢作为表面材料, 通过复合加工技术进行有效复合, 形成化学成分 、强度和韧性等性能沿轴表面到心部 按一定梯度分布的结构形式, 制成强度、韧性及耐磨 性优良的金属梯度结构材料.本文重点研究了 25Cr5M oA 钢与碳钢复合制备 、挤压成形以及热处 理工艺对界面组织、元素扩散以及界面显微硬度变 化的影响. 1 实验方法 实验材料为 25Cr5MoA 钢和 Q235 钢, 表 1 和 表 2 给出了实验材料的主要化学成分 .采用固-液 复合 方 法 制 备 25C r5M oA/Q235 钢 复 合 坯 料: 25Cr5M oA 钢 熔 化 后, 将 Q235 钢 棒 材 插 入 25Cr5M oA 钢熔体中, 凝固后制成 25C r5M oA/Q235 钢复合坯料.25Cr5M oA 钢的外径尺寸 110 mm, 内 径尺寸 30 mm, 作为芯材的 Q235 钢棒料的直径为 30 mm . 表 1 25Cr5M oA 钢的主要化学成分( 质量分数) Tabl e 1 Chemical com position of 25Cr5MoA steel % C Si P Cr Mo V Ni Cu Al B S Ti 0.24 0.33 0.010 4.63 0.39 0.04 0.055 0.053 0.042 0.001 3 0.001 5 0.049 表 2 Q235 钢的主要化学成分( 质量分数) Tabl e 2 Chemical com position of Q235 steel % C Mn Si S P C r Ni Cu As 0.16 0.61 0.20 0.023 0.019 <0.30 <0.30 <0.30 <0.080 图 1 固-液结合 25Cr5MoA 钢/ Q235 钢复合轴 Fig.1 25Cr5MoA/ Q235 solid-liquid cladding shaft prepared by sol￾id-liquid bonding 由于挤压筒直径为 95 mm, 为了适合现有的挤 压筒尺寸, 采用机械加工方法, 将 25Cr5MoA 钢/ Q235 钢复合坯料加工成直径为 90 mm 的挤压坯 料.挤压成形时, 挤压 比 λ=5.6 ;坯料加热 至 1 100 ℃, 保温 4 h ;模具加热至 450 ℃, 保温 1h ;挤压 机温度 430 ℃.通过热挤压工艺制备出的固-液结 合的 25C r5M oA 钢/Q235 钢复合轴如图 1 所示 . 由于采用了固-液复合方式, 并经过挤压加工, 界面结合强度基本达到基体 Q235 钢的水平, 经过 多次剪切实验对比, 均难以在界面发生断裂, 平均剪 切结合强度为 309 MPa, 因此在对复合轴进行热处 理时, 不检测剪切结合强度 . 使用 LE01450 扫描电镜观察复合轴界面组织 及 Cr 元素扩散情况 ;使用 HVS -1000 数显显微硬 度仪测定其硬度, 载荷 0.98 N, 加载时间 15 s . 2 固-液复合 25Cr5MoA 钢/Q235 钢挤压轴 的界面特性 2.1 界面组织 图 2 为采用固-液复合方法制成的 25Cr5MoA 钢/Q235 钢复合坯, 经过挤压变形后结合界面的低 倍和高倍组织 .从图 2 中可以看出, 采用挤压成形 方法, 使 25Cr5MoA 钢的铸态组织得到破碎, 在界面 附近形成了致密的组织, 有利于保持 25Cr5MoA 钢 的基本性能 .25C r5M oA 钢与 Q235 钢之间形成了 · 452 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷

第4期 佟建国等：25C5MoA钢/Q235钢固液复合轴界面C元素扩散行为 453。 良好的治金结合，二者结合紧密.从高倍组织照片 没有形成不良的脆性相，除了组织结构的差别外，二 来看，由于二者均为铁基金属，因此在结合界面基本 者的结合界面己经难以区分 200μm 10jm 图2图液结合25Cr5MaA/Q35钢挤压后的界面组织（界面右侧为25C5MoA).(a)25Cr5MoA钢/Q235钢界面低倍组织：(b)25Cr5MoA 钢/Q235钢界面高倍组织 Fig 2 Interfacial micmstruct ures of a 25Cr5MoQ235 soid-liquid chdding shaft under extrusion defommation (25Cr5MoA at the right ide of the interface):(a)optical microstructure in the 25Cr5MoA/Q235 interface:(b)SEM microstructure in the 25Cr5MoA/Q235 interface 2.2C元素扩散 5s0 图3为固-液结合25C5MoA钢/Q235钢界面 5o0L Cr元素分布情况.从图3中可以看出，对于固-液 450 结合的25C5MoA钢/Q235钢复合轴，结合界面附 400k 近Cr元素在固一液复合时已经得到充分扩散，在挤 350 器 300 压过程以及随后的空冷过程中，由于Cr元素的扩 250 散，使得两种金属在结合界面附近呈现出连续分布 2004 的形态.表明两种铁基金属之间合金元素的扩散， 150 有利于形成化学成分的梯度分布，导致金属梯度结 100L 构轴组织性能的梯度变化. -150-100-50050100150200 界面距离m 图4固一液结合25C5MoA钢/Q235钢界面处显微硬度（界面 右侧为25Cr5Ma4) Fig.4 Micmhaniness at the bonding interface of a 25C 5MoA/ Q235 solid-liquid cldding shaft (25Cr5MoA at the right side of the interface) 量向Q235钢中扩散，使结合界面附近25Cr5MoA 钢一侧的硬度降低.从界面向Q235钢和 25Cr5MoA钢两侧士100m范围内，硬度呈现出均 200m 匀、连续分布，表明固一液复合并经过挤压后空冷 图3固一液结合25C5MoA钢/O235钢界面Cr元素分布（界面 的25Cr5MoA钢/Q235钢复合坯，因元素的充分扩 右侧为25C5MoA) 散，有利于形成化学成分、组织及性能的梯度分布. Fig.3 Distribution of Cr element at the bonding interface of a 与25C5MoA钢基体硬度相比，结合界面的硬度降 25C r5M 0A/Q235 solidliquid cladding shaft 25Cr5MoA at the right 低HV220以上；与Q235钢基体硬度相比，结合界 side of the interface) 面的硬度提高HV50以上.其原因在于，虽然 23结合区显微硬度 25Cr5MoA钢中Cr元素已经大量向Q235钢扩散， 图4为固-液结合25C5MoA钢/Q235钢挤压 但是Q235钢中Cr元素仍然比25Cr5MoA钢少很 态界面附近显微硬度变化，界面右侧为25C5MoA 多.同时，由于Q235钢基本上不含其他合金元素， 钢.从图4中可以看出，由于25Cr5MoA钢中Cr大 没有Cr元素与其他合金元素的交互作用而产生的

良好的冶金结合, 二者结合紧密 .从高倍组织照片 来看, 由于二者均为铁基金属, 因此在结合界面基本 没有形成不良的脆性相, 除了组织结构的差别外, 二 者的结合界面已经难以区分 . 图 2 固-液结合 25Cr5M oA/ Q235 钢挤压后的界面组织( 界面右侧为 25C r5MoA) .( a) 25Cr5MoA 钢/ Q235 钢界面低倍组织;( b) 25Cr5MoA 钢/ Q235 钢界面高倍组织 Fig.2 Interf acial microstructures of a 25Cr5MoA/ Q235 solid-liquid cladding shaft under extrusion def ormation ( 25Cr5MoA at the right side of the interface) :( a) optical mi crostructure in the 25Cr5MoA/ Q235 int erf ace ;( b) SEM microstructure in the 25Cr5MoA/ Q235 int erf ace 2.2 Cr 元素扩散 图3 为固-液结合 25Cr5M oA 钢/Q235 钢界面 Cr 元素分布情况 .从图 3 中可以看出, 对于固-液 结合的 25Cr5M oA 钢/Q235 钢复合轴, 结合界面附 近Cr 元素在固-液复合时已经得到充分扩散, 在挤 压过程以及随后的空冷过程中, 由于 Cr 元素的扩 散, 使得两种金属在结合界面附近呈现出连续分布 的形态 .表明两种铁基金属之间合金元素的扩散, 有利于形成化学成分的梯度分布, 导致金属梯度结 构轴组织性能的梯度变化 . 图3 固-液结合 25C r5MoA 钢/ Q235 钢界面 Cr 元素分布( 界面 右侧为 25C r5MoA) Fig.3 Distribution of Cr element at the bonding interface of a 25C r5M oA/ Q235 solid-liquid cladding shaft ( 25Cr5MoA at the right side of the interf ace) 2.3 结合区显微硬度 图4 为固-液结合 25Cr5M oA 钢/Q235 钢挤压 态界面附近显微硬度变化, 界面右侧为 25Cr5MoA 钢 .从图4中可以看出, 由于25Cr5 MoA 钢中Cr大 图 4 固-液结合 25C r5MoA 钢/ Q235 钢界面处显微硬度( 界面 右侧为 25Cr5MoA) Fig.4 Microhardness at the bonding interface of a 25C r5MoA/ Q235 solid-liquid cladding shaft ( 25Cr5MoA at the right side of the int erface) 量向 Q235 钢中扩散, 使结合界面附近 25Cr5MoA 钢 一 侧 的 硬 度 降 低.从 界 面 向 Q235 钢 和 25Cr5M oA 钢两侧 ±100 μm 范围内, 硬度呈现出均 匀 、连续分布 .表明固 -液复合并经过挤压后空冷 的 25Cr5MoA 钢/Q235 钢复合坯, 因元素的充分扩 散, 有利于形成化学成分、组织及性能的梯度分布. 与 25Cr5M oA 钢基体硬度相比, 结合界面的硬度降 低 HV 220 以上 ;与 Q235 钢基体硬度相比, 结合界 面的硬度提高 HV 50 以上 .其原因在于, 虽然 25Cr5M oA 钢中 Cr 元素已经大量向 Q235 钢扩散, 但是 Q235 钢中 Cr 元素仍然比 25Cr5MoA 钢少很 多 .同时, 由于 Q235 钢基本上不含其他合金元素, 没有 Cr 元素与其他合金元素的交互作用而产生的 第 4 期 佟建国等:25Cr5MoA 钢/ Q235 钢固-液复合轴界面 Cr 元素扩散行为 · 453 ·

。454 北京科技大学学报 第31卷 强化效应，因此由Cr元素扩散引起的强化效应是有 的25Cr5MoA钢/Q235钢复合轴，无论是低倍组织 限的. 还是高倍组织，其过渡区已经难以区分，结合界面两 3 热处理对固-液结合25Cr5 MoA/O235钢 侧金属组织呈现连续分布形态 随着加热温度的升高，界面两侧组织的连续性 界面特性的影响 越显著.即使在较低的热温度下，例如800℃进行 3.1界面组织 热处理时，也可以改善结合界面的组织形态，提高结 图5为不同热处理温度下、保温时间30min时 合性能.表明采用固一液方式进行结合时，通过挤压 固一液结合25Cr5MoA钢/0235钢挤压件的界面组 变形可以有效地破碎25C5MoA钢的铸态组织，在 织.从图5中可以看出，经过热处理后，固一液结合 随后的热处理过程中，可以形成均匀连续的组织 200μm 10m 2004m 10m 200m 10m 图5加热温度对25C5 MoA/Q235钢挤压件界面组织的彩响（界面右侧为25Cr5MoA,保温时间为30mim).(a)800℃，低倍组织(b)800 ℃，高倍组织：(g900℃，低倍组织(d)900℃，高倍组织：(e)1100℃，低倍组织：(01100℃，高倍组织 Fig 5 Effect of heat ing temperature on the interfacial microstructure of 25C r5MoA/Q235 cladding shafts under extrusion deformation (25Cr5MoA at the right side of the interface.holding time 30min):(a)800C.optical microstructu re:(b)800C.SEM microstructu:(c)900 C.optical microstructure (d)900 C.SEM micmostructure (e)1100C.optical microstructure;(f)1100 C.SEM micmostnucture

强化效应, 因此由 Cr 元素扩散引起的强化效应是有 限的 . 3 热处理对固-液结合 25Cr5MoA/Q235 钢 界面特性的影响 3.1 界面组织 图 5 为不同热处理温度下、保温时间 30 min 时 固-液结合 25Cr5MoA 钢/Q235 钢挤压件的界面组 织.从图 5 中可以看出, 经过热处理后, 固 -液结合 的 25Cr5MoA 钢/Q235 钢复合轴, 无论是低倍组织, 还是高倍组织, 其过渡区已经难以区分, 结合界面两 侧金属组织呈现连续分布形态. 随着加热温度的升高, 界面两侧组织的连续性 越显著.即使在较低的热温度下, 例如 800 ℃进行 热处理时, 也可以改善结合界面的组织形态, 提高结 合性能 .表明采用固-液方式进行结合时, 通过挤压 变形可以有效地破碎 25Cr5MoA 钢的铸态组织, 在 随后的热处理过程中, 可以形成均匀连续的组织 图 5 加热温度对25C r5MoA/ Q235 钢挤压件界面组织的影响( 界面右侧为 25Cr5MoA, 保温时间为 30 min) .( a) 800 ℃, 低倍组织;( b) 800 ℃, 高倍组织;( c) 900 ℃, 低倍组织;( d) 900 ℃, 高倍组织;( e) 1 100 ℃, 低倍组织;( f) 1 100 ℃, 高倍组织 Fig.5 Eff ect of heating temperature on the int erf acial microstructure of 25C r5MoA/Q235 cladding shafts under extrusion deformation ( 25Cr5MoA at the right side of the interf ace, holding time 30 min) :( a) 800 ℃, optical microstructu re ;( b) 800℃, SEM microstructure ;( c) 900 ℃, opti cal mi crostructure;( d) 900 ℃, SEM microstructure;( e) 1 100 ℃, opti cal mi crostructu re ;( f) 1 100 ℃, SEM microstructure · 454 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷

第4期 佟建国等：25C5MoA钢/Q235钢固液复合轴界面C元素扩散行为 455。 分布形态，并形成良好的组织梯度变化. 因此过渡区宽度也增厚：表明保温时间的增加有助 图6为在热处理温度为1000℃、不同热处理保 于合金元素的扩散，使得界面结合处25C5MoA钢 温时间下，固-液结合25Cr5MoA钢/Q235钢挤压 与Q235钢结合更加紧密.经过90min保温后，因 件热处理后的界面组织.实验研究时所用试样是从 25Cr5MoA中C,Si,Cr和Mo等元素的大量扩散，界 挤压件的压余部位取样的，由此可以得到含有界面 面产生连续；表明挤压比对复合轴界面结构和特性 的试样.经测算，此试样的挤压比为3.9~42.从 有非常大的影响.同时由于保温90min可以有效消 图6中可以看出：与挤压态相比，25Cr5MoA钢与 除界面，因此通过提高挤压比，并经过合理的热处 Q235钢结合界面结构得到了明显的改善.在 理，可以制造出高质量的金属梯度结构轴. 1000℃下，随保温时间延长，元素的扩散距离增大， 200μm 200um 200Hm 200m 图6保温时间对25Cr5MoA钢/Q235界面组织的影响（界面右侧为25Cr5MoA.加热温度为1000℃.(a)20min.低倍组织：(b)30min,低 倍组织：(g60mim,低倍组织：(d)90mim,低倍组织 Fig 6 Effect of holding time on the interfacial micmst nucture of 25Cr5MoA/Q235 cladding shafts under extrusion deformat ion (25Cr5MoA at the right side of the interface,heating temperature 1000 C):(a)20 min,optical micmostmucture (b)30min,optical microstructure (c)60min,op- tical micmostmucture (d)90min.optical micmstucture 3.2C元素扩散 Cr元素的扩散情况，界面右侧为25C5MoA,加热时 在热处理过程中，随着加热温度和保温时间的 间为30min.从图7中可以看出，在较低的加热温 变化，Cr元素发生了更加强烈的扩散.由于 度条件下，例如800℃，与热处理前的情况相比，Cr 25Cr5MoA钢与碳钢中Cr含量有很大的差异，导致 元素的扩散曲线基本上没有变化.随着加热温度的 其界面两侧合金元素的浓度梯度较大，在界面附近 升高，Cr元素在结合界面附近的分布更加均匀，分 Cr元素的扩散量也较其他元素剧烈. 布曲线在界面的斜率进一步降低.由此可以看出， 图7为不同热处理温度下，固一液结合 热处理有利于两种铁基金属的治金结合. 25Cr5MoA钢/Q235钢挤压轴热处理后，结合界面

分布形态, 并形成良好的组织梯度变化 . 图 6 为在热处理温度为 1000 ℃、不同热处理保 温时间下, 固-液结合 25Cr5MoA 钢/Q235 钢挤压 件热处理后的界面组织.实验研究时所用试样是从 挤压件的压余部位取样的, 由此可以得到含有界面 的试样 .经测算, 此试样的挤压比为 3.9 ～ 4.2 .从 图6 中可以看出 :与挤压态相比, 25Cr5MoA 钢与 Q235 钢结 合界面结构 得到了明 显的改善 .在 1 000 ℃下, 随保温时间延长, 元素的扩散距离增大, 因此过渡区宽度也增厚 ;表明保温时间的增加有助 于合金元素的扩散, 使得界面结合处 25Cr5MoA 钢 与 Q235 钢结合更加紧密 .经过 90 min 保温后, 因 25Cr5M oA 中 C 、Si 、Cr 和M o 等元素的大量扩散, 界 面产生连续;表明挤压比对复合轴界面结构和特性 有非常大的影响.同时由于保温 90min 可以有效消 除界面, 因此通过提高挤压比, 并经过合理的热处 理, 可以制造出高质量的金属梯度结构轴 . 图 6 保温时间对 25Cr5MoA 钢/ Q235 界面组织的影响( 界面右侧为 25Cr5MoA, 加热温度为 1 000 ℃) .( a) 20 min, 低倍组织;( b) 30 min, 低 倍组织;( c) 60 min, 低倍组织;( d) 90 min, 低倍组织 Fig.6 Effect of holding time on the int erfacial microstructure of 25Cr5MoA/ Q235 cladding shafts under extrusion deformation ( 25C r5MoA at the right side of the int erface, heating tem peratu re 1 000 ℃) :( a) 20 min, opti cal microstructure;( b) 30 min, optical microstructure;( c) 60min, op￾tical microstructure;( d) 90 min, optical microstructure 3.2 Cr 元素扩散 在热处理过程中, 随着加热温度和保温时间的 变化, Cr 元 素发 生 了更 加强 烈 的扩 散.由 于 25Cr5MoA 钢与碳钢中 Cr 含量有很大的差异, 导致 其界面两侧合金元素的浓度梯度较大, 在界面附近 Cr 元素的扩散量也较其他元素剧烈. 图 7 为 不 同 热 处 理 温 度 下, 固 -液 结 合 25Cr5MoA 钢/Q235 钢挤压轴热处理后, 结合界面 Cr 元素的扩散情况, 界面右侧为25Cr5M oA, 加热时 间为 30 min .从图 7 中可以看出, 在较低的加热温 度条件下, 例如 800 ℃, 与热处理前的情况相比, Cr 元素的扩散曲线基本上没有变化.随着加热温度的 升高, Cr 元素在结合界面附近的分布更加均匀, 分 布曲线在界面的斜率进一步降低 .由此可以看出, 热处理有利于两种铁基金属的冶金结合. 第 4 期 佟建国等:25Cr5MoA 钢/ Q235 钢固-液复合轴界面 Cr 元素扩散行为 · 455 ·

。456 北京科技大学学报 第31卷 200um 200μm 200m 200m 图7加热温度对25C5MoA钢Q235钢界面Cr元素扩散的影响（界面右侧为25C5MoA钢，加热时间为30mim).（a)800℃，(b)900℃， (g1000℃(d1100℃ Fig 7 Effect of heating temperature on Cr diffusion at the interface of 25Cr5MoA/Q335 dladding shafts (25Cr5MoA at the right side of the inter- face,holding time30mim):(a800℃，(b)900℃，(g1000℃：(d1100℃ 3.3结合区显微硬度 显微硬度的变化情况.界面右侧为25C5MoA钢，加 图8为不同热处理温度下，固一液结合 热时间为30min.从图8中可以看出：当加热温度 25Cr5MoA钢/Q235钢挤压轴热处理后，结合界面 小于1000Q时，25C5MoA钢侧显微硬度大于HV 600 380.而加热温度为1100℃时25Cr5MoA钢一侧显 550 -■-800℃ -·-900℃ 微硬度小于HV380.当加热温度在800~1000℃ 500 -4-1000℃ 范围内，随着加热温度的增加，25Cr5MoA钢与 450 -"-1100℃ 界 400 Q235钢两侧的显微硬度均增大.其原因是：在加热 面 350 温度较高，例如1000℃，冷却速度相对较快 300 25Cr5MoA钢一侧易于形成马氏体，马氏体含量增 250 多，导致材料硬度增大；在Q235钢一侧，冷却速度 200 150 快，易于珠光体、残余奥氏体增多，使硬度增大 100 。一 从结合界面中心附近的显微硬度来看，800℃ -300-200-1000100200300 时为HV180,900℃时为HV260,1000C时为HV 界面距离μm 323,1100℃时为HV215.与1000℃相比，1100℃ 图8加热温度对25C5MoA钢/0235界面显微硬度的影响（界 面右侧为25C5MoA.加热时间为30min) 时的硬度值降低HV108.在HV215~323范围内， Fig.8 Effect of heat ing temperature on the micmhardness at the in 可以预测结合界面的25Cr5MoA钢一侧主要以贝氏 terface of 25Cr5MoA/Q235 cldding shafts (25Cr5MoA at the right 体为主：因此，在高温条件下，合金元素的扩散，调整 side of the interface,holding time 30min) 了25C5MoA钢组织.在结合界面距中心25m附

图 7 加热温度对25C r5MoA 钢/ Q235 钢界面 Cr 元素扩散的影响( 界面右侧为 25C r5MoA 钢, 加热时间为 30 min ) .( a) 800 ℃;( b ) 900 ℃; ( c) 1 000 ℃;( d) 1 100 ℃ Fig.7 Effect of heating t emperature on Cr diffusion at the int erface of 25Cr5MoA/ Q235 cladding shafts ( 25Cr5MoA at the right side of the int er￾face, holding time 30 min) :( a) 800 ℃;( b) 900 ℃;( c) 1 000 ℃;( d) 1 100 ℃ 图8 加热温度对 25Cr5MoA 钢/ Q235 界面显微硬度的影响( 界 面右侧为 25C r5MoA, 加热时间为 30 min) Fig.8 Effect of heating temperature on the microhardness at the in￾terf ace of 25Cr5MoA/ Q235 cladding shafts ( 25Cr5MoA at the right side of the interf ace, holding time 30 min) 3.3 结合区显微硬度 图 8 为 不 同 热 处 理 温 度 下, 固 -液 结 合 25Cr5MoA 钢/Q235 钢挤压轴热处理后, 结合界面 显微硬度的变化情况, 界面右侧为25C r5M oA 钢, 加 热时间为 30 min .从图 8 中可以看出 :当加热温度 小于 1 000 ℃时, 25Cr5MoA 钢侧显微硬度大于 HV 380, 而加热温度为 1 100 ℃时 25Cr5MoA 钢一侧显 微硬度小于 HV 380 .当加热温度在 800 ～ 1 000 ℃ 范围内, 随着加热温度的增加, 25Cr5MoA 钢与 Q235 钢两侧的显微硬度均增大.其原因是 :在加热 温度较高, 例 如 1 000 ℃, 冷却速 度相对 较快, 25Cr5M oA 钢一侧易于形成马氏体, 马氏体含量增 多, 导致材料硬度增大 ;在 Q235 钢一侧, 冷却速度 快, 易于珠光体、残余奥氏体增多, 使硬度增大. 从结合界面中心附近的显微硬度来看, 800 ℃ 时为 HV 180, 900 ℃时为 HV 260, 1 000 ℃时为 HV 323, 1 100 ℃时为 HV 215 .与 1 000 ℃相比, 1 100 ℃ 时的硬度值降低 HV 108 .在 HV 215 ～ 323 范围内, 可以预测结合界面的 25Cr5MoA 钢一侧主要以贝氏 体为主 ;因此, 在高温条件下, 合金元素的扩散, 调整 了 25C r5M oA 钢组织 .在结合界面距中心 25 μm 附 · 456 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷

第4期 佟建国等：25C5MoA钢/Q235钢固液复合轴界面C元素扩散行为 457。 近的25Cr5MoA钢一侧.与1000℃的情况相比， 散，使界面附近的25C5MoA钢一侧的硬度大幅度 1100℃时的硬度降低了HV59:在结合界面距中心 降低，而Q235钢一侧的硬度增加幅度较小，有利于 504m附近的25C5MoA钢一侧，与1000℃的情况 形成化学成分、组织以及性能的梯度变化. 相比，1100℃时的硬度降低了HV197:与热处理前 图9为保温时间对25Cr5MoA钢/Q235钢挤压 的硬度相比，经过热处理后，硬度降低了HV66. 件界面Cr元素扩散的影响，界面右侧为25Cr5MoA 从图8中还可以看出，随着加热温度的升高，结 钢，加热温度为1000℃.从图9中可以看出：Cr元 合界面附近硬度分布的变化幅度减小，有利于梯度 素在结合界面附近的分布更加均匀：随着保温时间 组织的形成.由此可以得出，高温时合金元素的扩 的延长，Cr元素的分布曲线趋于平坦. 2004m 200m 图9保温时间对25Cr5MaA钢/Q235界面Cr元素扩散的影响（界面右侧为25C5MoA,加热温度为1000○.(a20mim(b)60min Fig 9 Effect of holding time on Cr diffusion at the interface of 25C 5MoA/Q235 dladling shafts (25C 5MoA at the right side of the interface. heating temperature1000℃：(a20mis(b)60min 图10为不同热处理时间下，固一液结合 20min增加到90min时，随着保温时间的增加， 25Cr5MoA钢/Q235挤压件热处理后，结合界面显 25Cr5MoA钢一侧显微硬度先增大后减小.保温时 微硬度的变化情况，界面右侧为25C5MoA钢，加热 间确定的原则是有足够的时间使奥氏体成分均匀 温度为1000℃. 化，而又不使奥氏体晶粒过分长大.随着热处理保 600 温时间的延长，奥氏体晶粒发生粗化.当保温时间 550 -●-20min -·-30min 为20min时，由于保温时间太短，奥氏体中溶解的 500 -▲-60min 碳和合金元素含量低，使得25C5MoA钢的硬度略 450 -v-90 min 有降低：并且Cr元素的扩散量较少，使得结合界面 400 350 两侧显微硬度的变化幅度相对大些.随着保温时间 300 继续延长，例如90min,Cr元素的扩散能力增大，使 250 结合界面附近25Cr5MoA钢一侧的显微硬度大幅度 200 降低.25Cr5MoA基体硬度在HV350~550显著变 150 化主要是由元素扩散引起的，工业Q235钢中几乎 100 -200 -100 100 200 300 不添加合金元素，元素扩散主要是由25C5MoA向 界面距离um Q235钢中进行，扩散元素包括C,Si、Cr和Mo等， 图10加热时间对25Cr5MoA钢/0235钢界面显微硬度的影响 由此造成界面附近25Cr5MoA钢基体硬度的显著变 (界面右侧为25C5MoA,加热温度为1000○ 化.元素的扩散过程使25C5MoA钢/Q235钢结合 Fig.10 Effect of holding time on the microhardness at the interface of 25C5MoAQ235 dladding shafts (25Cr5MoA at the right side of 界面显微硬度的变化也更加趋于平坦，有利于结构 interface.heating temperature 1000C) 轴的组织和性能的梯度分布. 在1000℃下，固-液结合25Cr5MoA钢/Q235 4结论 界面显微硬度变化相对要平缓很多，当保温时间从 (1)采用固-液复合方法制成的25C5MoA钢/

近的 25Cr5MoA 钢一侧, 与 1 000 ℃的情况相比, 1 100 ℃时的硬度降低了 HV 59 ;在结合界面距中心 50 μm 附近的 25C r5M oA 钢一侧, 与 1 000 ℃的情况 相比, 1 100 ℃时的硬度降低了HV 197 ;与热处理前 的硬度相比, 经过热处理后, 硬度降低了 HV 66 . 从图 8 中还可以看出, 随着加热温度的升高, 结 合界面附近硬度分布的变化幅度减小, 有利于梯度 组织的形成 .由此可以得出, 高温时合金元素的扩 散, 使界面附近的 25Cr5M oA 钢一侧的硬度大幅度 降低, 而 Q235 钢一侧的硬度增加幅度较小, 有利于 形成化学成分、组织以及性能的梯度变化 . 图 9 为保温时间对 25Cr5MoA 钢/Q235 钢挤压 件界面 Cr 元素扩散的影响, 界面右侧为 25Cr5MoA 钢, 加热温度为 1 000 ℃.从图 9 中可以看出:Cr 元 素在结合界面附近的分布更加均匀;随着保温时间 的延长, Cr 元素的分布曲线趋于平坦. 图9 保温时间对 25Cr5MoA 钢/ Q235 界面 C r 元素扩散的影响( 界面右侧为 25C r5MoA,加热温度为 1 000 ℃) .( a) 20 min;(b) 60 min Fig.9 Effect of holding time on Cr diffusion at the interf ace of 25C r5MoA/ Q235 cladding shafts ( 25C r5MoA at the right side of the int erface, heating temperatu re 1 000 ℃) :( a) 20 min;(b) 60 min 图 10 为不 同热 处理 时间下, 固-液结 合 25Cr5MoA 钢/Q235 挤压件热处理后, 结合界面显 微硬度的变化情况, 界面右侧为25C r5M oA 钢, 加热 温度为 1 000 ℃. 图10 加热时间对 25Cr5MoA 钢/ Q235 钢界面显微硬度的影响 ( 界面右侧为25C r5MoA, 加热温度为 1 000 ℃) Fig.10 Eff ect of holding time on the mi crohardness at the interf ace of 25C r5MoA/ Q235 cladding shafts ( 25Cr5MoA at the right side of interf ace, heating t emperature 1 000 ℃) 在 1 000 ℃下, 固-液结合 25Cr5MoA 钢/Q235 界面显微硬度变化相对要平缓很多, 当保温时间从 20 min 增加到 90 min 时, 随着保温时间的增加, 25Cr5M oA 钢一侧显微硬度先增大后减小.保温时 间确定的原则是有足够的时间使奥氏体成分均匀 化,而又不使奥氏体晶粒过分长大.随着热处理保 温时间的延长, 奥氏体晶粒发生粗化.当保温时间 为 20 min 时, 由于保温时间太短, 奥氏体中溶解的 碳和合金元素含量低, 使得 25Cr5M oA 钢的硬度略 有降低;并且 Cr 元素的扩散量较少, 使得结合界面 两侧显微硬度的变化幅度相对大些 .随着保温时间 继续延长, 例如 90 min, C r 元素的扩散能力增大, 使 结合界面附近25Cr5M oA 钢一侧的显微硬度大幅度 降低.25Cr5MoA 基体硬度在 HV 350 ～ 550 显著变 化主要是由元素扩散引起的, 工业 Q235 钢中几乎 不添加合金元素, 元素扩散主要是由 25Cr5MoA 向 Q235 钢中进行, 扩散元素包括 C 、Si 、Cr 和 M o 等, 由此造成界面附近 25Cr5MoA 钢基体硬度的显著变 化 .元素的扩散过程使 25Cr5MoA 钢/Q235 钢结合 界面显微硬度的变化也更加趋于平坦, 有利于结构 轴的组织和性能的梯度分布 . 4 结论 ( 1) 采用固-液复合方法制成的 25Cr5MoA 钢/ 第 4 期 佟建国等:25Cr5MoA 钢/ Q235 钢固-液复合轴界面 Cr 元素扩散行为 · 457 ·

。458 北京科技大学学报 第31卷 Q235钢复合坯，经过挤压变形后，形成了良好的治 [5 Fridlyander J N.SenatorvaOG.Development and applicat ion of 金结合，二者结合紧密，在结合界面基本没有形成不 highrstrength AHZMg-Cu albys.Mater Sci Forum.1996, 217/222:1813 良的脆性相，除了组织结构的差别外，二者的结合界 [6 Zeng Y,Yin Z M,Zhu Y Z et al.Micostructure investigation 面己经难以区分.结合界面附近C元素在固一液复 of a new type super high strength aluminum alloy at dfferent 合时得到充分扩散，呈现出连续分布的形态 heat-treated conditions.Rore Met,2004,23(4):377 (2)固-液复合的25Cr5MoA钢/Q235钢复合 [7 Zhang FZ.Ye X B.Song J,ct al.Study on crack Gmowth be 坯，经过挤压变形后，从界面向Q235钢和 haviors of three kinds of acromautical materials at 25 C and-40 25Cr5MoA钢两侧士100m范围内.硬度呈现出均 C.Acta Aeronaut Astronaut Sin,2007.28(3):593 (张福泽，叶序彬，宋钧，等.在25℃和一40℃环境下的三种航 匀、连续分布.与25Cr5MoA钢基体硬度相比，结合 空材料的裂纹扩展品质研究.航空学报，2007,28(3)：593) 界面的硬度降低HV220以上：与Q235钢基体硬度 [8 Pan D.Gao K,Yu J.Cold moll bonding of bimetallic sheets and 相比，结合界面的硬度提高HV50以上. strips.Mater Sci Technol.1989.5(9):934 (3)经过热处理后，固-液结合的25C5MoA/ [9 Dou M F,Wang B S.Rotor shaft mecharical design of big length Q235钢复合轴的界面过渡区已经难以区分，结合界 to diameter ratio high pow er density asynchronous motor.Micro- mot,2006,399):19 面两侧金属组织呈现连续分布形态.随着加热温度 (窦满锋，王北社。大长径比高功率密度异步电机转轴机械设 的升高和加热时间的延长，Cr元素在结合界面附近 计.微电机，2006.399)：19) 的分布更加均匀，分布曲线在界面的斜率进一步降 I10 Zhao Z Y,Peng Z J.Fracture analysis for motary shaft of reduc- 低，使结合界面附近25C5MoA钢侧的显微硬度大 er.J Wuhan Univ Tech nol Trang Sci Eng,2002,26(6): 幅度降低，有利于形成化学成分、组织以及性能的梯 774 (赵章焰，彭泽军.减速机转轴断裂事故分析.武汉理工大学 度变化 学报：交通科学与工程版，2002,266)：774) 11]Du S H,Qiu J.Fracture analysis of the revolution axis for the 参考文献 locomotive main generator.Phys Test Chem Anal Part A, [1]Cassada W,Liu J.Staley J.Aluminum alloys for aircraft struc- 2007,43(2):89 tures.Ady Mater Processes,2002,160(12):27 (杜世鸿，邱洁。机车用电机转轴断裂原因分析。理化检验： [2]Imamura T.Current status and trend of applicabe material tech- 物理分册.2007,43(2)：89 nology for aerospace structure.J Jpn Light Met.1999,49(7): [12]Dong C W.Li Y F.Ren X P.Joint interface characteristics of 303 TA 1/Q235 clad plates manufactured by accumulative rol-bond [3]Huang G S.Liu G Z,Duan D X,et al.Effect of SRB on corm- ing,J Univ Sci Technol Beijing,2008,30(3):249 sion of CuNi alloy.Corras Prot.2004.25(6):242 (董成文，李艳芳，任学平.TA1/Q235钢复合板累积叠轧焊 (黄国胜，刘光洲，段东霞，等。硫酸盐还原菌对铜镍合金腐蚀 界面特性.北京科技大学学报.2008.30(3)：249 的影响.腐蚀与防护，2004,25(6：242) 13]Chen J.Tong JG,Ren X P.Bonding behavior of 25Cr5MoA/ [4]Liu Y Q.Meng X J.Feng Y,et al.An investigation on the cor- Q235 hot roled clad plates.J Univ Sci Technol Beijing,2007, rosin behavior of TB 19 alby.Dev App/Maer,2003,18(6):43 29(10):985 (刘茵琪，孟样军，冯岩，等.TB19合金腐蚀性能研究.材料开 (陈靖，佟建国，任学平.25Cr5MaA/Q235钢复合板的结合性 发与应用.2003.18(6：43) 能.北京科技大学学报，2007.29(10)：985)

Q235 钢复合坯, 经过挤压变形后, 形成了良好的冶 金结合, 二者结合紧密, 在结合界面基本没有形成不 良的脆性相, 除了组织结构的差别外, 二者的结合界 面已经难以区分 .结合界面附近 Cr 元素在固-液复 合时得到充分扩散, 呈现出连续分布的形态. ( 2) 固-液复合的 25Cr5MoA 钢/Q235 钢复合 坯, 经 过 挤 压 变 形 后, 从 界 面 向 Q235 钢 和 25Cr5MoA 钢两侧±100 μm 范围内, 硬度呈现出均 匀、连续分布.与 25Cr5MoA 钢基体硬度相比, 结合 界面的硬度降低 HV 220 以上 ;与Q235 钢基体硬度 相比, 结合界面的硬度提高HV 50 以上. ( 3) 经过热处理后, 固-液结合的 25Cr5M oA/ Q235 钢复合轴的界面过渡区已经难以区分, 结合界 面两侧金属组织呈现连续分布形态.随着加热温度 的升高和加热时间的延长, Cr 元素在结合界面附近 的分布更加均匀, 分布曲线在界面的斜率进一步降 低, 使结合界面附近 25Cr5MoA 钢侧的显微硬度大 幅度降低, 有利于形成化学成分、组织以及性能的梯 度变化. 参 考 文 献 [ 1] Cassada W, Liu J, S taley J.Aluminum alloys f or aircraft struc￾tures.Adv Mat er Processes, 2002, 160( 12) :27 [ 2] Imamura T .Current status and trend of applicable material tech￾nology f or aerospace structu re .J Jpn Light Met, 1999, 49 ( 7) : 303 [ 3] Huang G S, Liu G Z, Duan D X, et al.Eff ect of SRB on corro￾sion of Cu-Ni alloy .Corros Prot, 2004, 25( 6) :242 ( 黄国胜, 刘光洲, 段东霞, 等.硫酸盐还原菌对铜镍合金腐蚀 的影响.腐蚀与防护, 2004, 25( 6) :242) [ 4] Liu Y Q, Meng X J, Feng Y, et al.An investigation on the cor￾rosion behavior of TB-19 alloy .Dev App l Mater, 2003, 18(6) :43 ( 刘茵琪, 孟祥军, 冯岩, 等.TB-19 合金腐蚀性能研究.材料开 发与应用, 2003, 18( 6) :43) [ 5] Fridlyander J N, S enat orova O G .Development and application of high-strength Al-Zn-Mg-Cu alloys.Mater S ci Forum , 1996, 217/ 222:1813 [ 6] Zeng Y, Yin Z M , Zhu Y Z, et al.Microstructure investigation of a new t ype super high strength aluminum alloy at different heat-treated conditions.R are Met, 2004, 23( 4) :377 [ 7] Zhang F Z, Ye X B, S ong J, et al.Study on crack Grow th be￾haviors of three kinds of aeronautical materials at 25 ℃and -40 ℃.Acta Aerona ut Astronaut S in, 2007, 28( 3) :593 ( 张福泽, 叶序彬,宋钧, 等.在 25 ℃和-40 ℃环境下的三种航 空材料的裂纹扩展品质研究.航空学报, 2007, 28( 3) :593) [ 8] Pan D, Gao K, Yu J.Cold roll bonding of bimet allic sheets and strips.Mat er S ci Technol, 1989, 5( 9) :934 [ 9] Dou M F, Wang B S.Rotor shaft mechani cal design of big length to diameter ratio high pow er density asynchronous motor .Micro￾motors, 2006, 39( 9) :19 ( 窦满锋, 王北社.大长径比高功率密度异步电机转轴机械设 计.微电机, 2006, 39( 9) :19) [ 10] Zhao Z Y, Peng Z J.Fracture analysis for rotary shaft of reduc￾er .J Wuha n Un iv Tech nol Tra nsp Sci Eng , 2002, 26 ( 6 ) : 774 ( 赵章焰, 彭泽军.减速机转轴断裂事故分析.武汉理工大学 学报:交通科学与工程版, 2002, 26( 6) :774) [ 11] Du S H, Qiu J.Fracture analysis of the revolution axis f or the locomotive main generator .Phys Test Chem Anal Part A , 2007, 43( 2) :89 ( 杜世鸿, 邱洁.机车用电机转轴断裂原因分析.理化检验: 物理分册, 2007, 43( 2) :89) [ 12] Dong C W, Li Y F, Ren X P.Joint int erface charact eristics of TA1/Q235 clad plat es manuf actured by accumulative roll-bond￾ing.J U niv Sci Technol Beijing , 2008, 30( 3) :249 ( 董成文, 李艳芳, 任学平.TA1/ Q235 钢复合板累积叠轧焊 界面特性.北京科技大学学报, 2008, 30( 3) :249) [ 13] Chen J, Tong J G, Ren X P.Bonding behavior of 25C r5MoA/ Q235 hot rolled clad plates.J Uni v Sci Technol Beijing, 2007, 29( 10) :985 ( 陈靖, 佟建国, 任学平.25Cr5MoA/ Q235 钢复合板的结合性 能.北京科技大学学报, 2007, 29( 10) :985) · 458 · 北 京 科 技 大 学 学 报 第 31 卷