添加中间层的TC2钛合金/321不锈钢真空扩散焊研究

目的以Cu箔、Ni箔为中间层,使用真空扩散焊工艺实现TC2钛合金与321不锈钢的焊接。方法采用扫描电子显微镜、EDS能谱仪、X射线衍射仪、冲击韧性实验机、显微硬度计等仪器研究了焊接温度、典型中间层材料等工艺参数对TC2钛合金/321不锈钢焊接界面微观结构、界面元素扩散、接头力学性能的影响规律。结果在添加中间层的扩散焊接头中,是否会形成界面区和扩散区以及界面区和扩散区的宽度,受焊接温度的影响,也受中间层和母材成分及性能的影响。在以Ni为中间层的TC2钛合金与321不锈钢真空扩散焊接头中,扩散区会产生AlNi_(3)、NiTi等新物相,当以Cu为中间层时,扩散区中会产生Cu_(0.81)Ni_(0.19)等新物相。在实验条件下,使用铜箔作为中间层的TC2钛合金与321不锈钢真空扩散焊接头的力学性能优于使用镍箔作为中间层的真空扩散焊接头的力学性能。结论在实验条件下,添加中间层的TC2钛合金/321不锈钢真空扩散焊的最佳工艺参数如下:真空度为10^(-4)Pa,焊接温度为820℃,焊接压力为15MPa,焊接时间(即保温时间)为90min,保压时间为240min,以Cu作为中间层。

航空发动机GH3230高温合金层板结构TLP扩散焊接制备及力学性能研究

随着更高推重比需求的不断提高,航空发动机热端部件不仅需要耐高温材料,更需要冷却效率更高的结构形式,本文采用自主研制的KNiCr–5中间层在1200℃保温4 h的工艺条件下TLP扩散焊接制备了GH3230高温合金多孔层板冷却结构,测试了层板结构模拟件的焊接质量和接头力学性能。超声检测结果表明,层板模拟件所有柱形结构(扰流柱)与底板(冲击板)焊接完好,未发现任何缺陷。焊缝形成了均匀的固溶体组织,无任何化合物相、裂纹和孔洞缺陷存在。室温/950℃高温拉伸测试结果表明,层板板柱结构模拟件和GH3230高温合金棒材对接结构全部断裂在GH3230高温合金基体,焊缝强度均明显高于GH3230高温合金。高温拉伸断裂试件的延伸率高达52%,薄板焊缝90°三点弯曲后无开裂,微观观察无裂纹等缺陷,表明了焊缝具有优异塑性。优异的焊接质量和性能保证了焊缝结构承受高温载荷时能达到GH3230高温合金基体的传热和承力性能,避免了焊缝成为整个层板结构薄弱环节。

Fe/W扩散焊界面原子扩散行为分子动力学模拟

为研究扩散焊工艺参数对Fe/W界面原子扩散行为的影响,建立了Fe(100)/W(100)界面结构模型。采用分子动力学(MD)方法模拟了1123~1323 K下Fe/W界面处原子扩散,观察具体扩散情况并计算扩散系数。结果表明:Fe/W界面呈现明显的非对称扩散现象,主要为W原子向Fe原子中扩散,且模拟时间越长该现象越明显。径向分布函数(RDF)说明Fe侧原子整体排列有序度高于W侧。根据原子均方位移(MSD)曲线拟合得出原子扩散系数和扩散激活能,在1123~1323 K温度下,Fe、W原子在Fe/W界面的扩散激活能分别为1.326 eV和0.84156 eV,W原子在Fe晶格中扩散势能低于Fe原子在W晶格中扩散势能,更容易突破能垒发生扩散。扩散温度和压力升高可有效提升界面扩散层厚度。一定程度上提高界面粗糙度有利于界面扩散层厚度增长,但粗糙度过大也会影响界面焊合。扩散系数基础数据可为实际工业生产中低活化钢与面向第一壁材料钨的扩散连接界面组织调控提供理论依据。

MGH956合金发动机层板冷却结构的TLP扩散焊接

文中针对MGH956合金的发动机层板结构开展TLP扩散焊接制备研究,为高可靠航空发动机高温部件的制造提供技术支持。文中采用自研的KNiCr-3中间层在1240℃保温8 h的工艺条件下TLP扩散焊接制备了MGH956层板冷却结构,测试了层板结构焊接质量和接头力学性能。室温和高温拉伸测试结果表明,MGH956合金层板结构TLP扩散焊接头断裂发生在层板方柱(扰流柱)结构上,焊缝未发生断裂,室温和高温抗拉强度达到了基体材料的90%。超声检测结果表明,层板扰流柱与冲击板之间焊缝质量优异,未发现任何缺陷,焊缝形成了均匀的固溶体组织。微观组织与成分分析表明,焊缝附近区域各元素分布比较均匀,未出现成分和组织结构突变的区域,优质焊缝保证了结构能够与MGH956基体相当的热、力学性能。

中间层对GH5188高温合金TLP扩散焊接头的影响

通过自主研发制备了三种不同W含量KCo7、KCo8、KCo9中间层,采用X射线衍射仪(XRD)、差示扫描量热仪(DSC)对中间层进行表征,并在1180℃保温60 min的条件下进行GH5188高温合金真空瞬间液相扩散焊试验验证;分别研究了中间层厚度以及不同中间层接头显微结构及力学性能的影响。结果表明:当KCo7中间层厚度为20μm时,接头存在大量未焊合缺陷,室温抗拉强度仅有568 MPa;当KCo7中间层厚度增加至40μm时,焊缝填充良好,室温抗拉强度达到941.3 MPa。此外,随着中间层中W含量由0增加至8%(质量分数)时,焊缝中心富W的M_6C析出量明显增加,室温抗拉强度先上升后下降。其中,采用厚度为40μm的KCo8中间层获得的接头具有最高的室温抗拉强度1033 MPa,且断裂发生在母材区。

TiVNbTa/Inconel 600扩散焊接头的组织与性能

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_(2)Ti型金属间化合物,富Cr层为具有密排六方晶体结构的Cr2X型Laves金属间化合物。950℃下所得接头具有最高剪切强度,其值为357 MPa,断裂主要发生在接头中具有Ni_(2)Ti型晶体结构的金属间化合物层,裂纹扩展穿过多层界面。接头界面形成机理分析结果表明,扩散焊过程中,Ti,V,Nb,Ta元素由RHEA侧向Inconel 600合金侧扩散,Ni,Fe,Cr元素由Inconel 600合金侧向难熔高熵合金侧扩散。其中,Ti和Ni元素扩散剧烈;Cr和Ni元素在界面化学反应的驱动下发生偏聚;Nb和Ta元素的扩散因Ni_(2)Ti型界面层的形成而受阻,从而出现分层。

Mg1/Al1060真空扩散焊接头微观组织演变及性能分析

利用真空扩散焊接技术,实现了工业纯镁Mg1与工业纯铝Al1060的连接.采用扫描电镜、能谱仪、万能力学试验机、显微硬度测试仪、电化学工作站等对扩散反应层的微观组织、物相成分及其性能进行研究.结果表明,Mg/Al真空扩散焊会在接合处生成由镁铝系金属间化合物组成的扩散反应层,随着保温时间延长,反应层的厚度逐渐增加,微观组织形态发生明显变化.扩散初期反应层呈现为单层结构,Mg_(2)Al_(3)相会在接合界面优先析出.保温时间达到60 min时,界面会生成Mg_(17)Al_(12)新相层.当保温时间延长至90 min时,反应层演变为三层结构,由Mg_(2)Al_(3)层、Mg_(17)Al_(12)层、(Mg_(17)Al_(12)共晶+Mg基固溶体)层组成;随着保温时间延长,接头的剪切强度呈先升高后降低的趋势,在保温60 min时可承受的剪切力达到_(12)45.7 N,断裂发生在靠近铝侧的Mg_(2)Al_(3)反应层处.各焊接层的显微硬度明显高于镁铝母材,Mg_(2)Al_(3)层具有最高的显微硬度,达到了320.6 HV.反应层腐蚀速率由大到小的顺序为Mg1、(Mg_(17)Al_(12)共晶+Mg基固溶体)层、Mg_(2)Al_(3)层、Mg_(17)Al_(12)层、Al1060.

工业气氛下电流场辅助Ni-ZrO_(2)陶瓷扩散焊

目的研究电流驱动下金属Ni向ZrO_(2)陶瓷的定向扩散以及界面化学反应,实现两者在工业气氛下的快速连接。方法在1200℃下采用独特的电流场耦合扩散焊连接系统制备Ni-ZrO_(2)扩散偶样品。利用扫描电子显微镜(SEM)、能谱仪(EDS)对不同直流电参数(电流密度0~5.09 mA/mm^(2))下制备的样品界面焊缝形貌以及原子分布进行观察和解析;测试Ni-ZrO2扩散偶的剪切强度,并结合不同样品的界面微观结构演变初步揭示电流场辅助Ni-ZrO_(2)的连接机制。结果电流场有效地促进了工业气氛下金属-陶瓷界面的交互作用,当电子流由金属Ni指向ZrO_(2)陶瓷时,界面反应层厚度随着电流密度的增大而持续增大;样品接头的连接强度随着电流强度的增大呈先升高后降低的趋势,在1200℃下通电(电流密度为3.82 mA/mm^(2))5 min时得到最佳剪切强度164 MPa。结论施加直流电场引发的金属电迁移效应和固体电解质陶瓷中氧离子的定向运动是促进界面互扩散以及化学反应的重要原因,而局部的过度“失氧”容易导致陶瓷结构和功能特性丧失。与高真空环境相比,在工业气氛下界面附近较高的氧浓度抑制了陶瓷变质,使焊接接头在电流强度较大时仍然保持了较高的剪切强度。

薄壁小直径柱/板扩散焊界面超声信号特征分析与缺陷智能识别

为解决薄壁小直径柱/板扩散焊质量超声检测时波幅信号中缺陷与界面信号混叠,难以判断焊接接头是否存在微小缺陷的问题,采用基于粒子群优化的支持向量机技术(PSO-SVM),以不同界面类型的多特征参量为输入,对扩散焊界面进行缺陷识别。首先,使用水浸超声检测系统采集试样的C扫描数据,以金相试验得到的焊接截面为参照,运用快速傅里叶变换、经验模态分解等方法提取无缺陷、焊瘤、未焊合3种界面类型的时域、频域特征值;然后使用主成分分析法(PCA)对多特征参量进行融合得到融合特征值;最后输入到PSO-SVM模型中进行缺陷智能识别,并且与未经过多特征融合的预测结果进行对比分析。结果表明:经过PCA处理后,测试结果中3种类型界面的识别准确率为100%,比未经过PCA处理的测试结果准确率提高4.5%。

扩散焊后TC4钛合金热变形行为及焊接界面孔洞演变

利用UTM5504X型电子万能试验机对扩散焊后TC4钛合金进行恒应变速率拉伸实验,研究材料在变形温度680~920℃、应变速率0.0001~0.1 s^(-1)条件下的热变形行为。通过光学显微镜分析了扩散焊后TC4钛合金和原始态TC4钛合金金相组织的差异,并研究了不同变形参数对焊接界面孔洞的影响。结果表明:与原始态TC4钛合金相比,扩散焊后TC4钛合金中针状α相发生了明显粗化。随着变形温度的上升和应变速率的下降,峰值应力逐渐减小。在变形温度680~800℃、应变速率0.0001~0.01 s^(-1)范围内,扩散焊后TC4钛合金趋于沿焊接界面断裂;当变形温度为920℃、应变速率为0.0001 s^(-1)时,扩散焊后TC4钛合金沿焊接界面断裂,伸长率为237.1%。当真应变保持恒定时,焊接界面的孔洞占比随着变形温度的上升和应变速率的下降逐渐减小。

多孔钽材料与钽箔无压扩散焊连接的工艺研究

针对多孔钽植入器件的稳固安装问题,提出了采用钽箔制作产品的连接结构,确立了一种多孔钽材料与钽箔无压扩散焊连接的工艺方法,并成功制备出具有钽箔连接结构的颅骨板和颅骨锁多孔钽样品。经CT和SEM检测,该方法制备的多孔钽—钽箔连接件的连接区为冶金结合,无裂缝缺陷。

基于小波变换的扩散焊超声C图像融合算法

为了提高钛合金扩散焊界面微小缺陷的检测能力,提出一种基于小波变换的超声C图像融合算法,综合多幅图像中的缺陷信息,重构出包含微小缺陷在内的超声C图像。利用小波变换将待融合的超声C图像分解为低频和高频部分,并根据高、低频系数的不同特征,对高、低频系数进行差异化融合处理,对融合后的系数使用小波逆变换得到融合图像;为了提高图像对比度、丰富图像细节信息,使用改进的同态滤波器对融合图像进行增强,从而获得结果图像。制备不同类型的人工缺陷试样进行测试,并将所提算法和常规超声C扫描检测的缺陷长度进行定量比较。实验结果表明:对于线形微小缺陷和弱结合缺陷,使用所提算法重构的超声C图像的平均误差分别为2 mm和4.2 mm,常规超声C扫描的平均误差分别为8 mm和9.5 mm。所提算法重构的超声C图像能够更为准确地反映出缺陷信息。

钛合金管件与不锈钢内衬管真空扩散焊工艺研究

采用真空扩散焊工艺实现了TC4钛合金管件与15-5PH不锈钢内衬管的连接,研究了焊接温度、保温时间、中间层等对焊接界面结构、界面扩散及焊合率的影响规律。结果表明,在焊接温度为900℃,保温时间为4 h,Ni中间层厚20~30μm的条件下,可实现TC4管件与15-5PH内衬管的有效连接,焊合率最高。焊接接头界面产物组成,从钛合金侧到不锈钢侧依次为:TC4-(α+β)—NiTi_(2)—Ni_(x)Ti_(y)P_(z)—Ni_(3)Ti—FeNi_(3)—γ-(15-5PH)。焊接温度和中间层是影响连接质量最主要的因素,采用低于880℃的焊接温度或不采用中间层时,无法实现TC4管件与15-5PH内衬管的可靠扩散连接。保温时间为4 h时,焊接温度从890℃升高到910℃,焊合率和扩散层厚度先升高后略降低。焊接温度为900℃时,保温时间从2 h延长到4 h,焊合率和扩散层厚度均升高。

焊接温度对TM52/304瞬间液相扩散焊接头性能的影响

采用BNi2作为中间层,在焊接压力为1 MPa、保温时间15 min的情况下,对钢结硬质合金TM52和304不锈钢进行瞬时液相扩散焊连接(TLP),研究了不同焊接温度下接头的显微组织和不同区域元素扩散迁移及力学性能。结果表明,钢结硬质合金TM52与304不锈钢之间能实现较好地冶金结合;焊接接头界面主要由[Fe,Ni]、Fe_(0.64)Ni_(0.36)、Cr_(0.19)Fe_(0.7)Ni_(0.11)和Ti(O_(0.19)C_(0.53)N_(0.32))组成;当焊接温度为1110℃时,接头剪切强度、抗拉强度最大,拉伸断口呈明显的韧性断裂特征。

316L不锈钢扩散焊接头组织性能分析

印刷电路板式换热器具有多层薄壁、微通道的结构,如何实现其高质量连接的问题亟待解决.316L不锈钢因其优异的力学性能、焊接性能与耐腐蚀性能,常用于印刷电路板式换热器的制造.文中采用真空扩散连接的方法实现了316L奥氏体不锈钢的连接,并探究了最优工艺参数,建立了工艺参数—界面组织—力学性能之间的关系.结果表明,随焊接温度升高和保温时间的延长,接头焊合率、变形率上升,晶粒尺寸增长,硬度下降,抗拉伸剪切强度先升高后降低.1000℃–60 min–10 MPa为最优参数,此时接头抗剪强度最高,为626 MPa.该参数下的断裂方式为塑性断裂,断口呈典型的韧窝花样.创新点:(1)明确了316L不锈钢真空扩散连接的最佳工艺参数.(2)明确了焊接温度和保温时间对316L不锈钢真空扩散连接显微组织、力学性能的影响规律.

FGH98粉末高温合金瞬时液相扩散焊接头组织和性能

采用Ni-Cr-Mo-B中间层对FGH98高温合金进行瞬时液相扩散焊,研究保温时间对接头显微组织、力学性能和断裂行为的影响.结果表明:非等温凝固区中的共晶相为富Ni硼化物γ-Ni固溶体,等温凝固区主要有γ-Ni固溶体,扩散影响区中含有多种形貌的硼化物.随着保温时间的延长,非等温凝固区的共晶相逐渐减少并消失,扩散影响区的宽度增加,接头的剪切强度也逐渐增加.增加保温时间,硼元素扩散距离增加,导致扩散影响区中硼化物析出相密度降低.保温时间为120 min时接头完全等温凝固,剪切强度达到724 MPa,接头断裂出现在扩散影响区中,断裂模式为韧性断裂.

压力对Ti_(2)AlNb合金扩散焊接头组织与性能的影响

针对Ti_(2)AlNb合金进行直接固态扩散焊,研究压力对合金扩散焊接头组织与性能的影响,使用扫描电镜分析焊接接头的显微组织随压力的变化规律,对不同压力下的焊接接头进行室温拉伸实验,分析接头性能随压力的变化趋势以及接头的断裂机制。结果表明:随着压力的增加,试样表面的变形量增大,在高温下变形区域发生动态回复与再结晶,促进了连接面处孔洞的愈合,焊合率因此逐渐升高;Ti_(2)AlNb合金扩散焊接头可以分为再结晶区、变形区以及母材三部分,其中再结晶区主要由等轴的B2相以及α_(2)相组成,随着扩散焊压力的增加,再结晶区的宽度明显变宽;焊接接头的强度随着压力的增加先升高后下降。当焊接工艺参数为960℃-60 MPa-120 min时获得的焊接接头性能最好,其抗拉强度为972 MPa,达到母材强度的98%;过大的压力使得再结晶晶粒粗化,且再结晶区和变形区交界处产生裂纹,导致接头性能反而恶化。

焊接温度对钛/钢复合管瞬时液相扩散焊接头组织与性能的影响

以内衬为TA2工业纯钛、外套为20钢的复合管为研究对象,采用BNi_(2)非晶合金箔为中间层,在氩气保护下,在1130~1200℃焊接温度下对钛/钢复合管进行瞬时液相扩散焊接,研究了焊接温度对钛/钢复合管接头组织和性能的影响。结果表明:不同焊接温度下的接头均成形良好,无孔洞、裂纹等宏观缺陷。随着焊接温度的升高,钛侧焊缝等轴晶组织长大,发生α→α'+β相变,焊缝边界逐渐模糊;钢侧焊缝针状铁素体和珠光体变粗大,黑色脆性相逐渐消失,中间层元素和母材元素的扩散距离增加。不同焊接温度下接头在拉伸时均先在钛侧焊缝处断裂,随着焊接温度的升高,接头抗拉强度先升高后降低,在1180℃时接头抗拉强度最高,为460 MPa,断裂方式为脆韧混合断裂。

焊接温度对铝锂合金瞬间液相扩散焊(TLP)连接接头性能的影响

采用纯Cu箔作中间层,利用瞬间液相扩散焊(TLP)技术对2195铝锂合金进行连接,研究了焊接温度对铝锂合金TLP连接接头的显微组织形貌、元素扩散以及力学性能的影响。结果表明,随焊接温度升高,扩散更均匀,接头结合处组织更均匀,但焊缝区域会出现晶粒越粗大的现象,焊接温度对焊接接头区域的物相种类影响不大;显微硬度随焊接温度增加而下降,剪切强度随焊接温度增加先上升后下降,焊接温度为570℃时,剪切强度最大为108.6 MPa。

陶瓷/金属扩散焊研究现状

陶瓷作为世界上使用最早的材料之一,具有较为优异的综合性能,在航空航天、工业生产等方面得到了广泛的使用。但是由于其加工性能较差、又硬又脆等特点,在实际的生产应用中往往会将其与金属连接起来形成复合结构,选择合适的连接技术就成为了决定陶瓷/金属性能强弱的关键。人类社会的进步也使得焊接陶瓷/金属的方法有了长足的进步,在众多的焊接方法中,扩散焊接被公认为是连接陶瓷与金属最好的方法之一,文中主要对陶瓷/金属扩散焊接的国内外研究现状进行了总结,并提出了陶瓷/金属进行扩散连接存在的问题以及部分改进的方法。