Fe3Al/Q235异种材料扩散焊界面相结构分析

采用X射线衍射、透射电镜和电子衍射技术对Fe3Al/Q235真空扩散焊界面附近的微观相结构进行了试验研究。试验结果表明，当加热温度1050～1080℃，保温时间60min，压力9.8MPa时，Fe3Al金属间化合物与Q235钢扩散焊界面附近形成了明显的扩散过滤区，该过渡区由Fe3Al相和a-Fe(Al）固深体构成，显微硬度约为480～540HM，不存在含铝校较高的高硬度脆性相。有利于提高Fe3Al/Q235扩散过滤区的韧性，提高扩散焊接头的抗裂纹能力。扩散过滤区中的Fe3Al相与a-Fe(Al）固溶体之间存在着（110）a-Fe(Al)//(011)Fe3Al和[001]a-Fe(Al)//[100]Fe3Al的晶体学取向关系。     

Fe3Al/18-8扩散焊接头的组织特征分析

采用扫描电镜，X射线衍射仪和透射电镜分析了Fe3Al／18-8扩散焊接头的显微组织特征。结果表明，加热温度1040℃、保温时间60min、焊接压力15MPa时获得的Fe3Al／18-8扩散焊接头抗剪强度达226MPa。接头处形成具有三个扩散反应层的过渡区，其相结构依次由(FeAl Fe3Al)、Ni3Al相和α-Fe(Al)固溶体组成。显微硬度峰值为610HM，不存在FeAl2(820HM)、Fe2Al5(990HM)和FeAl3(1030HM)等脆性相，有利于保证Fe3Al／18-8扩散焊接头的组织性能。     

Fe3Al合金与Q235钢扩散焊界面元素的扩散

对Fe3Al／Q235扩散焊界面附近元素的分布进行计算并通过电子探针进行测定。结果表明，界面附近Al、Fe元素分布计算值和实测值的扩散趋势一致。随着加热温度和保温时间的增加，Fe3Al／Q235扩散焊界面附近元素的扩散距离增大。Fe3Al／Q235扩散焊界面过渡区宽度与保温时间的关系符合抛物线生长规律，保温时间超过60min后界面过渡区宽度不再明显增加。     

Fe3Al/Q235异种材料扩散焊工艺

探讨了Fe3Al／Q235异种材料扩散焊合适的焊接工艺，利用扫描电镜(SEM)和显微硬度计观察测量了Fe3Al／Q235真空扩散焊接头形态及显微硬度分布，分析了工艺参数对接头性能的影响。结果表明，真空扩散焊加热温度1080℃，加压9．8MPa，保温60min得到的Fe3Al／Q235接头界面结合良好，在扩散界面无明显脆硬相出现，有利于避免接头处出现裂纹，改善Fe3Al／Q235焊接接头的性能。     

Al2O3-TiC/Q235真空扩散钎焊界面组织及抗剪强度

为了获得Al2O3-TiC陶瓷基复合材料与Q235钢的接头,采用Ti/Cu/Ti复合中间层对Al2O3-TiC复合材料与Q235低碳钢进行了真空扩散钎焊。通过扫描电镜、能谱分析和电子探针、抗剪试验等测试方法对Al2O3-TiC/Q235扩散钎焊界面的组织、成分及结合强度进行分析。结果表明,控制加热温度为1110℃,可获得界面抗剪强度122MPa的Al2O3-TiC/Q235扩散钎焊接头,Ti/Cu/Ti复合中间层与Al2O3-TiC和Q235润湿性较好,并发生一定程度的扩散反应,在Al2O3-TiC与Q235之间形成厚度约80μm的界面过渡区,过渡区内形成的组织结构主要是Ti3AlC2,Fe2Ti,Cu和TiC。     

Fe3Al合金与Q235钢扩散焊界面的析出相

采用扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)、X射线衍射(XRD)和电子探针(EPMA)对Fe3Al/Q235扩散焊界面的析出相形貌进行观察和成分测定,研究微观析出相的形成以及工艺参数(T,t,p)的影响.结果表明,Fe3Al/Q235扩散焊界面靠近Fe3Al一侧形成FeAl(Cr)析出相,是引起扩散焊接头脆性断裂的关键.扩散焊温度T、保温时间t与析出相区宽度y符合抛物线规律y2=3.5(t-t0)exp[-5.6×104/(RT)].在降低加热温度和保温时间的条件下,增加焊接压力可促进Fe3Al/Q235界面原子的扩散,避免脆性析出相的形成,保证Fe3Al/Q235扩散焊接头的性能.     

Fe3Al/18-8扩散焊接头热处理后组织性能的变化

采用不同的热处理工艺对FeAl／18—8扩散焊接头进行热处理,利用金相显微镜、扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)等测试手段对热处理后的组织性能进行了分析。试验结果表明：经过焊后热处理的FeAl／18—8扩散焊接头组织更加均匀,扩散过渡区中弥散分布有第二相析出物,合理的焊后热处理工艺为：加热温度800℃、保温时间30min、炉冷至700℃再空冷。热处理后FeAl／18—8扩散焊接头的显微硬度降低．没有出现高硬度脆性相。     

以Ti-Zr-Cu-Ni-Fe合金为中间层的Ti3Al/TiAl瞬间液相扩散连接

采用瞬间液相扩散焊方法,以自主设计的Ti-Zr-Cu-Ni-Fe系新型合金作为中间层,实现了Ti₃Al基合金与TiAl异种材料之间的连接.利用扫描电镜、电子探针以及X射线衍射分析等方法对接头界面微观组织和物相进行了分析.结果表明,Ti₃Al/TiAl接头主要由富Ti相、Ti₂Al反应层、α₂-Ti₃Al相以及溶入了Al元素的残余中间层组成;随着焊接温度的升高,中间层与母材的溶解与扩散变得更加强烈,使得Ti₂Al反应层厚度增加,残余中间层的数量减少.抗剪测试结果显示,焊接接温度在880~1010℃范围内时,提高焊接温度有利于接头强度的提高;接头在室温下的最大抗剪强度达到502 MPa,在500℃下为196 MPa.     

Fe3Al基合金焊接技术的研究进展

针对Fe3Al基合金工程化应用亟待解决的焊接问题,从熔焊、固相焊及钎焊3个方面综述了目前国内外Fe3Al基合金焊接技术的研究现状和最新进展。对不同焊接工艺下焊接接头的显微组织与力学性能做了详细介绍。并探讨了目前焊接技术中存在的问题及解决措施。最后展望了Fe3Al基合金焊接技术的发展趋势。     

工艺参数对Fe3Al/Q235扩散焊接头应力分布的影响

采用热弹塑性有限元方法,计算了Fe3Al/Q235异种材料扩散焊界面附近的应力分布.计算结果表明,在靠近结合界面的Q235钢-侧的工件棱边处产生最大轴向应力,这是导致接头开裂的重要因素.随加热温度升高,Fe3Al/Q235扩散焊接头处的应力增大,加热温度为1 100℃时接头处的应力最大值达到950 MPa,比1 000 ℃时接头处应力的最大值(859 MPa)增加了9.6%.Fe3Al/Q235扩散焊接头的应力产生在降温过程开始后很短的时间内,应力达到一定值后不再随时间的变化而变化.     

Al2O3-TiC复合陶瓷与Q235钢扩散连接界面组织结构

采用Ti/Cu/Ti复合中间层通过液相扩散连接技术实现了Al2O3-TiC复合陶瓷与Q235低碳钢的扩散连接.采用扫描电镜、电子探针及X射线衍射等测试手段对Al2O3-TiC/Q235扩散连接接头的显微组织、断口形貌及相组成进行了分析.结果表明,Al2O3-TiC/Q235界面结合紧密,没有显微孔洞、裂纹及未连接区域;Al2O3-TiC/Q235界面附近有各种各样的新相生成,如TiO,Ti3Al,Cu2Ti4O及Cu3Ti3O,所生成的TiO相及复杂结构氧化物Cu3Ti3O和Cu2Ti4O都具有金属特性,对于促进Al2O3-TiC/Q235的可靠连接起到重要作用;接头抗剪强度达143MPa,断口表现为脆性断裂特征,Al2O3-TiC/Q235接头断在界面附近的Al2O3-TiC内.     

TiAl/Ti/Nb/GH99扩散连接接头的界面组织结构及接头强度

采用Ti/Nb复合中间层对TiAl与镍基高温合金(GH99)进行扩散连接.采用扫描电镜、电子探针和X射线衍射等手段对连接接头的生成相及界面组织结构进行分析,采用抗剪强度测试对接头的连接强度进行评价.结果表明,GH99/Nb/Ti/TiAl的典型界面结构为GH99/(Ni,Cr)ss/Ni3Nb/Ni6Nb7/Nb/(Ti,Nb)ss/α-Ti+(Ti,Nb)ss/Ti3Al/TiAl.当连接温度为900℃,连接时间为30 min,连接压力为20 MPa时,所得接头抗剪强度最高为273.8 MPa.随着连接温度的升高,界面组织结构及反应层厚度发生变化.当连接温度T>900℃时,界面处生成对接头强度有不利影响的Ni6Nb7反应层;根据试验结果,进一步分析了各反应层的形成过程,揭示了GH99/Nb和Nb/Ti/TiAl的界面扩散反应机制.     

Numerical simulation of stress distribution in Al_2O_3-TiC/Q235 diffusion bonded joints

The distributions of the axial stress and shear stress in Al2O3-TiC/Q235 diffusion bonded joints were studied using finite element method （FEM）. The effect of interlayer thickness on the axial stress and shear stress was also investigated. The results indicate that the gradients of the axial stress and shear stress are great near the joint edge. The maximal shear stress produces at the interface of the Al2O3-TIC and Ti interlayer. With the increase of Cu interlayer thickness, the magnitudes of the axial stress and shear stress first decrease and then increase. The distribution of the axial stress changes greatly with a little change in the shear stress. The shear fracture initiates at the interface of the Al2O3-TiC/ Ti interlayer with high shear stress and then propagates to the Al2O3-TIC side, which is consistent with the stress FEM calculating results.     

Influence of holding time on microstructure and shear strength of Mg alloy/steel joint diffusion bonded with Zn－5Al interlayer

The diffusion bonding of AZ31B Mg alloy and Q235 steel was investigated with a Zn-5Al alloy as interlayer and under different holding time ranging from 3 to 1 200 s.The microstructure and phase compositions of bonded joints were characterized by scanning electron microscopy (SEM), energy dispersive spectrometer (EDS) and X-ray diffraction (XRD) methods.The shear strength of Mg alloy/steel joints was measured by tensile tester.It was found that the microstructure of bonded joints evolved dramatically along with the prolongation of holding time.Under the holding time of 3 s, the main part of joint was composed of MgZn2 phase and dispersed Al-rich solid solution particles.When increased the holding time more than 60 s, the excessive solution of AZ31B into the interfacial reaction area led to the formation of coarse phase and eutectic microstructure, and also the complex Fe-Al and Mg-Al-Zn IMCs at transition layer closed to Q235 steel side.According to the tensile testing characterizations, the joints obtained under holding time of 3 s exhibited the best shear strength of 84 MPa, and the fracture occurred at the intermediary part of joint where the flexible Al-rich solid solution particles could help to impede the microcrack propagations.With prolonging the holding time to 600 s, the shear strength of joints was deteriorated enormously and the fracture position was shifted to the transition layer part closed to Q235 steel.