采用鍍層銅為中間層,在溫度為600,650,700,750和800℃,保溫時(shí)間45 min,焊接壓力15 MPa下對(duì)Cu-0.15Zr/GH3030進(jìn)行真空擴(kuò)散焊,并對(duì)接頭組織性能分析.結(jié)果表明,溫度升高使擴(kuò)散區(qū)變寬,孔隙減少.700℃時(shí),組織以α固溶體、Ni/Al的富鉻碳化物相為主,且分布均勻.750℃時(shí),析出強(qiáng)化相增多,但出現(xiàn)孔洞,Cu-0.15Zr軟化嚴(yán)重,接頭變形量大.溫度過(guò)低或過(guò)高,拉伸試樣均在Cu-0.15Zr側(cè)斷裂.斷口韌窩為非等軸狀,Cu-0.15Zr側(cè)現(xiàn)蛇形滑移線,兩側(cè)韌窩底部均有第二相,斷裂類型為沿晶韌性斷裂.綜合焊合率、變形量、力學(xué)性能得保溫時(shí)間45 min,焊接壓力15 MPa,焊接溫度700℃為最佳參數(shù). 

【文章來(lái)源】：焊接學(xué)報(bào). 2017,38(01)北大核心EICSCD

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【部分圖文】：

擴(kuò)散焊工藝曲線

126焊接學(xué)報(bào)第38卷沿垂直焊縫方向取樣，靠近Cu-0．15Zr一側(cè)用5%的FeCl3鹽酸水溶液腐蝕，靠近GH3030一側(cè)用CuSO4鹽酸水溶液腐蝕．通過(guò)JSM-6480掃描電鏡及附帶的INCA能譜儀觀察擴(kuò)散焊接頭的微觀及斷口形貌，同時(shí)分析界面處各微區(qū)的成分．依照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GBT2651—2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》，室溫下測(cè)試接頭的抗拉強(qiáng)度，拉伸速度為5mm/min．利用X射線衍射儀(XＲD)對(duì)接頭進(jìn)行物相分析．2試驗(yàn)結(jié)果及分析2．1接頭的微觀結(jié)構(gòu)及隨焊接溫度的演變圖2所示為保溫時(shí)間45min，焊接壓力15MPa，不同焊接溫度下的接頭界面組織形貌．從圖2a～圖2e可看出，當(dāng)溫度較低時(shí)，原子擴(kuò)散不充分，界面處未焊合孔隙排列成線，過(guò)渡區(qū)窄，隨著溫度升高，金屬原子間的互擴(kuò)散速度加快，元素的溶解和擴(kuò)散充分，界面處孔隙數(shù)量減少，焊合率增大，在近GH3030側(cè)出現(xiàn)少量不均勻分布的點(diǎn)狀相，過(guò)渡區(qū)變寬．溫度升至700℃時(shí)，由于Cu/Ni原子尺寸相差小，兩組元會(huì)因能量起伏在空位擴(kuò)散機(jī)制下形成α無(wú)限型置換固溶體層，同時(shí)晶格中的空位濃度會(huì)隨著焊接溫度的升高而增大，界面處的原子擴(kuò)散越充分，此外近GH3030側(cè)彌散分布的點(diǎn)狀相數(shù)量增多且分布均勻，如圖2c所示，界面區(qū)現(xiàn)明顯的Ⅰ，Ⅱ兩層組織，反應(yīng)層厚度增大，孔隙消失．當(dāng)溫度升至750℃時(shí)，界面附近組織粗化，同時(shí)因Cu-0．15Zr元素?cái)U(kuò)散不平衡，大量的Cu元素?cái)U(kuò)散到GH3030中，在Cu-0．15Zr側(cè)形成了細(xì)小的柯肯達(dá)爾孔洞［5］．隨著焊接溫度繼續(xù)升高，如圖2e所示，Ⅱ?qū)又悬c(diǎn)狀金屬間化合物長(zhǎng)大明顯，更加分散分布，反應(yīng)層寬度進(jìn)一步增大，過(guò)寬的反應(yīng)層會(huì)形成應(yīng)力集中形成細(xì)小裂紋，這都對(duì)接頭的性能產(chǎn)生不利影響．溫度過(guò)高時(shí)，母材的彈性模量和屈服強(qiáng)度會(huì)顯著降低，Cu-0.15Zr軟化嚴(yán)重，在一定的壓力作用?

第1期徐玉松，等:以鍍層銅為中間層的Cu-0．15Zr/GH3030擴(kuò)散焊接頭組織性能分析127圖3界面區(qū)線掃描Fig.3LinescanningofInterfacearea四面體和八面體間隙，只能置換固溶于銅中，形成α-Cu，Cu9Si等相，體積較大導(dǎo)致其擴(kuò)散速度較慢，故在界面區(qū)主要分布于靠近母材GH3030側(cè)，在擴(kuò)散焊接頭剪切試樣斷面XＲD物相分析結(jié)果(圖4)中也檢測(cè)到了Cu9Si相．關(guān)于Cr原子，Ni原子的擴(kuò)散行為，根據(jù)Cr/Ni合金相圖可知，當(dāng)Ni原子在Cr原子中的溶解濃度超過(guò)某一值時(shí)，體心立方的Ni原子就會(huì)向面心立方轉(zhuǎn)變，發(fā)生αNi→(Cr-Ni)ss+γ'反應(yīng)，界面處Ⅱ?qū)又杏?Cr-Ni)ss生成，在濃度梯度的作用下，GH3030中的原子繼續(xù)向Cu-0．15Zr側(cè)擴(kuò)散，使得界面處Cr，Si，Ti，C等原子濃度增加，當(dāng)增加到一定程度，就會(huì)發(fā)生Ni+(Cr-Ni)ss→(MC-Cr)ss+γ'反應(yīng)，(MC-Cr)ss生成［6］，隨著GH3030中原子向界面處進(jìn)一步的擴(kuò)散，界面處碳化物中就會(huì)富集固溶越來(lái)越多的Cr，Ni，Al，F(xiàn)e等金屬原子，這與表2中區(qū)域B，C的元素分析結(jié)果相吻合．這些碳化物有復(fù)雜的面心立方結(jié)構(gòu)，可以不同形態(tài)析出，在界面處會(huì)產(chǎn)生應(yīng)力，不利于接頭性能．2．3接頭的抗拉強(qiáng)度及斷口分析對(duì)各參數(shù)下所得焊接接頭進(jìn)行室溫拉伸測(cè)試，試驗(yàn)結(jié)果列于表3中．結(jié)果表明，焊接溫度較低或過(guò)高時(shí)，試樣均斷于焊縫，說(shuō)明溫度較低，元素間擴(kuò)表2圖3a中各微區(qū)成分EDS分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)Table2CompositionsofvariousmicrozonesinFig．2(f)analyzedbyEDS區(qū)域NiCuCrAlSiFeC可能相A16．6479．321．93－－1．051．06αB54．2217．257．96－2．491．1516．93Cu9Si，(MC-Cr)ssC37．5510．0321．636．21－2．1922．39Ni3Al，富鉻碳化物相圖4接頭界面過(guò)渡區(qū)XＲD圖Fig.4XＲDresultofdiffusionbonded


本文編號(hào)：3473085