2219/5A06异种铝合金焊接裂纹萌生机理

采用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、能谱分析（EDS）（点、线）及显微硬度实验,对不同焊丝获得的2219/5A06异种接头的软化情况与裂纹萌生机理进行了分析。结果表明：2325焊缝的硬度约为100HV,5B06焊缝的硬度约为80HV,5A06侧HAZ晶粒长大不明显未发生软化现象,2219侧HAZ发生较明显的软化;通过EDS线扫描分析可知,2325-5A06、5B06-2219的熔合线附近发生了明显的Mg、Cu扩散行为, 2325-2219、5B06-5A06的熔合线附近元素扩散行为不明显;与5B06焊缝相比,2325焊缝裂纹倾向更大,因为5B06焊缝不存在明显的低熔点共晶相,而2325焊缝存在大量的低熔点共晶Al2CuMg和CuAl2,Al2CuMg共晶的存在是致使其产生裂纹的根本原因。     

2219/5A06异种铝合金焊接接头组织与性能相关性

采用脉冲VP-TIG焊接方法，对5.5 mm厚2219-T87和5A06-H112铝合金进行了异种铝合金对接试验，分析了接头组织及力学性能. 结果表明，焊接接头显微组织存在明显差异，5A06侧热影响区为等轴晶，2219侧热影响区的板条状组织发生粗化，焊缝由等轴晶构成. 2219侧熔合线附近存在细小等轴晶带和气孔缺陷，小角度晶界比5A06侧熔合线附近更少，导致拉伸过程中易沿2219侧熔合线附近发生破坏. 拉伸过程中试样沿2219侧熔合线附近最大应变处断裂.接头抗拉强度分别达到2219、5A06母材的63.6%和75.3%，断后伸长率分别达到2219、5A06母材的30.5%和29.8%.     

Si元素含量对5A06/2219异种铝合金焊接裂纹的影响

采用具有不同Si含量的1070,4043和4047三种焊丝对5A06/2219铝合金进行了焊接,对比了不同焊丝条件下的裂纹倾向性。通过光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)以及能谱分析(EDS)对不同Si含量的异种铝合金焊接接头的显微组织及裂纹断口进行了观察,并对异种铝合金焊接裂纹萌生机理进行了讨论。结果表明,当采用Si含量较高的4047焊丝进行焊接时,5A06/2219异种铝合金焊接接头无明显焊接裂纹;当采用1070进行焊接时,焊接裂纹出现在近2219侧的焊缝;当采用4047进行焊接时,焊接裂纹出现在近焊缝中心位置。通过对裂纹断口进行观察可知,焊接裂纹均属于典型的结晶裂纹,晶界析出的低熔点共晶Al_2Cu是产生结晶裂纹的主要原因。     

718镍基合金激光焊接接头微观组织研究

对718镍基合金的激光焊接接头微观组织进行了研究。结果表明:焊接接头的焊缝组织呈"钉头"状,结晶方向由熔合线指向焊缝中心,焊缝中心组织主要是等轴晶,焊缝熔合区出现了大量黑色沉淀相,是Nb在晶界的析出物和碳化物,热影响区也存在部分黑色沉淀相。在热影响区有大量的不连续裂纹,在钉头中间缩颈部位的裂纹最为明显。裂纹的出现与树枝晶间析出较多的Nb低熔点共晶相有关。焊缝区的显微硬度明显低于母材,在熔合线附近出现了软化区。     

高氮奥氏体焊丝焊接超高强钢接头组织和性能

为解决超高强钢焊接冷裂纹问题,采用强度低于母材的高氮奥氏体丝材进行GMAW工艺试验,研究在不同坡口角度下超高强钢焊接接头组织性能. 结果表明,采用该焊丝获得的接头焊缝成形良好,焊缝截面未见裂纹缺陷. 熔合线附近组织主要为针状和板条状马氏体,焊缝组织主要为奥氏体及被奥氏体基体所包围的铁素体树枝晶. 熔合线附近马氏体区硬度平均值为530 HV;焊缝区硬度平均值为275 HV. 相对于60°坡口接头,90°坡口接头熔合线附近马氏体组织硬度更高. 90°坡口接头的抗拉强度平均达到850 MPa,最高达887 MPa,而60°坡口接头抗拉强度平均仅为690 MPa.     

Q235B/304L复合板焊接接头组织与性能研究

采用SMAW焊接Q235B/304L双金属复合板,利用光学显微镜和EDS分析了焊接接头显微组织及合金元素分布,并且测试了焊接接头力学性能。研究结果表明,焊缝组织主要为奥氏体和少量δ铁素体,熔合线附近生成少量板条马氏体和魏氏体组织;碳钢侧熔合线附近Cr元素未发生明显稀释,Ni元素稀释明显,同时C元素发生了少量扩散;焊接接头抗拉强度为499 MPa,焊缝和热影响区冲击吸收功分别为103 J和59 J,焊接接头各区硬度不高于HV10350,均满足技术指标和使用性能要求。     

高速列车侧墙大型材激光-MIG复合焊接

试验采用激光-MIG复合焊接方法对高速列车6005A铝合金侧墙大型材进行焊接,分析焊接接头的显微组织及力学性能。研究结果表明,焊接接头呈现漏斗状,明显分为两部分,上半部分较宽呈现碗形,下半部分较窄呈现锥形;由焊缝中心至熔合线,Al、Mg元素的含量有所升高;焊缝中心的等轴晶组织均匀细小,熔合线附近的柱状晶组织短小且特征模糊;焊接接头硬度介于54.12~84.02 HV,焊缝和热影响区的软化区是硬度最低的区域,焊接接头热影响区宽约9 mm;焊接接头抗拉强度稳定,平均抗拉强度210 MPa,明显高于常规MIG焊接接头。     

A5083P-O铝合金MIG焊接接头组织及疲劳性能研究

A5083铝合金为Al-Mg系防锈型铝合金,不可热处理强化,塑性较好,但强度较低,其耐蚀性和焊接性良好,退火状态时切削加工性较差。研究4 mm厚度A5083P-O MIG焊接接头的组织、硬度及其疲劳强度,发现接头的焊缝组织主要是以细小的枝晶为主,熔合线靠母材侧为垂直于熔合线的细长柱状晶粒。焊接接头各区域硬度值为70~80 HV,热影响区的软化现象不明显。接头的条件疲劳强度能够达到95 MPa。     

5083铝合金等离子-MIG焊接接头组织和力学性能

采用同轴式等离子-MIG焊工艺对5 mm厚5083铝合金试板进行对接试验,并对接头的组织和力学性能进行研究。结果表明,焊缝均为等轴晶组织,但晶粒大小分布不均匀,在熔合线边缘和焊缝中心出现细晶区,焊缝中心两侧和上下表面附近晶粒尺寸较大,部分熔化区宽度较大;焊缝区和热影响区显微硬度低于母材,焊缝最低硬度值为78 HV,约为母材硬度的85%;接头横向抗拉强度平均值为277 MPa,断后伸长率为7.34%,断裂位置在熔合线附近。     

Zn-Ag-Cu钎料超声钎焊AZ31B镁合金/6063铝合金

以Zn-Ag-Cu合金作为钎料,使用Ar气氛保护高频感应加热,并在钎焊过程中施加超声震动辅助,在不使用钎剂的情况下获得镁合金AZ31B与铝合金6063的钎焊接头。使用SEM、EDS、XRD分析钎焊接头的微观结构,并测试了接头的力学性能以及焊缝内各物相的显微硬度。研究表明焊缝内物相组成为Mg-Zn共晶、Zn-Al共晶、颗粒状Al(Zn)或Zn(Al)固溶体以及脆性化合物Al6CuMg4+Cu5Zn8。搭接接头平均剪切强度在50 MPa以上。接头以脆性沿晶断裂为主穿晶断裂为辅。断裂位置位于靠近镁母材与焊缝界面扩散层附近的脆性金属间化合物处。     

5083铝合金等离子-MIG焊接接头组织和力学性能北大核心

采用同轴式等离子-MIG焊工艺对5 mm厚5083铝合金试板进行对接试验,并对接头的组织和力学性能进行研究。结果表明,焊缝均为等轴晶组织,但晶粒大小分布不均匀,在熔合线边缘和焊缝中心出现细晶区,焊缝中心两侧和上下表面附近晶粒尺寸较大,部分熔化区宽度较大;焊缝区和热影响区显微硬度低于母材,焊缝最低硬度值为78 HV,约为母材硬度的85%;接头横向抗拉强度平均值为277 MPa,断后伸长率为7.34%,断裂位置在熔合线附近。     

Q235B/304复合板焊缝元素扩散分析与性能研究

采用SMAW焊接Q235B/304双金属复合板。利用光学显微镜和EDS分析焊接接头显微组织及合金元素分布,测试焊接接头力学性能。结果表明,焊缝组织主要为奥氏体和少量δ铁素体。碳钢侧熔合线附近C元素发生了少量扩散,Mo元素稀释明显,Cr元素有少量稀释,Ni元素未出现明显稀释。THNi317-THA062焊缝金属扩散层及不锈钢侧焊道未出现明显的C元素扩散和合金元素稀释。焊接接头平均抗拉强度为501 MPa,焊缝和热影响区冲击功分别为129 J和65 J,焊接接头各区硬度均低于350 HV_(10),满足技术指标和使用性能要求。     

A6N01铝合金焊接接头的微观组织与力学性能

对高速列车车体用新型A6N01铝合金进行MIG焊接,使用光学金相(OM)、扫描电镜(SEM)、透射电镜(TEM)、显微硬度计和拉伸试验机对焊接接头的显微组织与力学性能进行观察与分析。结果表明:焊缝金属为等轴晶状的铸态组织,焊缝边缘的熔合区形成柱状晶组织。在热影响区(HAZ),过时效区的晶粒比淬火区的更为粗大,形成HAZ软化区。A6N01铝合金母材析出短棒状β′(Mg2Si)过渡强化相。HAZ析出粗大的短棒状稳定强化相β(Mg2Si)。焊缝显微硬度最低,约为65 HV。焊接接头的抗拉强度为270 MPa,断后伸长率为6.0%。     

浇注温度对固-液轧制A356/2024板材复合界面的影响

采用固-液轧制法制备A356/2024铝合金层状复合材料,使用SEM和EDS对复合层界面组织及元素分布进行检测,并对复合界面处显微硬度进行测试和XRD物相检测,分析其界面结合强度。结果表明,随着浇注温度提高,板材复合界面处裂纹、气孔等缺陷逐渐消失,A356和2024铝合金溶质元素之间发生了互扩散,界面呈冶金结合并出现过渡区。在浇注温度较低时,界面处元素富集形成Al_2CuMg、CuAl_2金属间化合物等硬脆相。A356到2024铝合金界面处硬度(HV)从61.5突变为123.9,从而在界面处引起脆性;在较高浇注温度下,界面处元素均匀向两侧扩散,不易形成元素堆积,从A356到2024铝合金,硬度(HV)从63.3逐渐上升到104.5,界面结合牢固。     

GH3044合金激光焊接接头组织和变形均匀性

对GH3044高温合金进行光纤激光自熔焊对接实验,结合OM、SEM、EDS、XRD和预拉伸变形等分析方法研究焊接接头的焊缝形貌、组织变化特征和力学性能,讨论焊缝金属快速凝固过程中的相变及元素偏析。结果表明:热输入的增加会导致熔化的金属量增加,熔池的Marangoni对流效应更明显;焊缝金属上部和下部区域为粗大的柱状晶,中部区域为尺寸较小的柱状晶,熔合线靠近焊缝附近区域为细小树枝晶,热输入较小时,焊缝中心区域有等轴晶生成;焊缝组织主要为γ相、共晶(γ+M_6C)相,EDS分析表明合金元素的微观偏析较弱;靠近熔合线的热影响区组织变化较小,但焊缝、热影响区的硬度均高于母材的;随着热输入的减小,焊接接头的硬度、抗拉强度逐渐增大,抗拉强度最大为865 MPa,伸长率为43%。     

ZL114A大型铝铸件焊缝的组织与性能

研究了ZL114A合金大型铸件熔化极气体保护焊（MIG）焊补区域的组织和性能。金相观察表明,在靠近熔合线附近的热影响区内存在共晶复熔组织。焊补时,基体中Mg2Si向复熔体扩散;远离熔合线的热影响区内,基体中固溶的Mg2Si发生过时效,从而导致基体软化,显微硬度下降。T1处理时不能消除复熔共晶和基体软化,故热影响区的宏观力学性能降低,但降幅不到10％。     

TC2钛合金Nd:YAG激光焊接工艺及微观组织

为修复飞机TC2钛合金结构裂纹,应用YAG激光器进行了TC2钛合金的焊接实验。利用扫描电镜(SEM)和电子显微硬度仪分析了工艺参数对焊缝形貌和焊缝截面显微硬度的影响。结果表明:随着电流的升高,焊缝的熔宽逐渐增加,焊缝截面形貌由钉型向X型转变;随着焊接速度的增大,焊缝的熔宽呈减小趋势。采用电流150A、脉宽10ms、频率4Hz、焊接速度2.0mm/s的工艺参数可获得宏观质量良好的焊缝。焊缝熔合区可能为针状马氏体α′交织成的网篮组织;热影响区为75μm左右的环形带,其组织可能是由等轴的α相和针状马氏体组成,靠近熔合线部分较之远离熔合线的区域针状马氏体数量更多且更加密集,靠近熔合线区域有逐渐减弱的再结晶,再结晶尺寸明显大于基材;焊缝截面的显微硬度呈明显的阶梯状分布,基材的硬度在310～350HV0.5之间,熔合区的硬度在500～600HV0.5之间,熔合区硬度相对于基材提高了60%左右。     

铝/钢CMT熔-钎焊接头微观组织及力学性能研究

使用CMT熔-钎焊技术以ER4043(A1Si5)焊丝作为填充金属对6061铝合金及表面预涂特种钎剂的304不锈钢异种材料进行了焊接。使用SEM、EDS、XRD及显微硬度试验对焊接接头的显微组织及力学性能进行了研究。结果表明:铝和不锈钢的CMT熔-钎焊缝成形良好,且熔化的焊丝向不锈钢侧铺展比较理想。焊接接头由热影响区、熔合区及钎焊界面层组成。热影响区及熔合区的组织为α-Al固溶体和Al-Si共晶相;在钎焊界面层形成一定厚度的化合物层,主要为FeAl_2相及Al_(0.5)Fe_3Si_(0.5)三元相。拉伸断裂于焊缝/钎焊界面层,断口为脆性断裂,接头强度为84.1MPa。     

高速列车用6A01-T5铝合金MIG焊接接头软化行为研究

利用万能材料拉伸试验机、显微硬度计、金相显微镜、扫描电镜、透射电镜、能谱仪等设备研究了6A01-T5铝合金MIG焊接接头的微观组织与力学性能,重点针对其软化行为进行了分析。结果表明,焊缝心部为等轴晶的典型铸态组织,靠近熔合线附近的焊缝为柱状晶组织。在距离两侧熔合线约6 mm处的热影响区均存在一软化区,为焊接接头的最薄弱区。焊接接头抗拉强度159 MPa,断后伸长率10.2%,断裂位置为硬度最低的软化区。软化区受焊接热影响产生过时效作用,Mg_2Si析出相聚集长大是导致该区域硬度降低的主要因素。     

扩散氢与X100管线钢临界断裂应力的关系

采用扩散氢试验方法、插销试验方法和热影响区最高硬度试验方法研究了扩散氢与X100管线钢临界断裂应力之间的关系。结果表明:X100管线钢在不预热条件下,防止冷裂纹产生的临界扩散氢含量约为3.65 m L/100g,临界应力为573 MPa;焊接HAZ宏观硬度最大317.6 HV10,小于冷裂纹产生临界硬度350 HV10,冷裂纹倾向较小。