γ-TiAl基合金超塑扩散连接实验与理论的研究

介绍了超塑扩散连接在γ—TiAl合金中的应用，总结并评述了近年来γ—TiAl基合金超塑扩散连接的最新实验与理论研究结果，认为超塑扩散连接对于γ—TiAl基合金是一种极具应用潜力的连接方法。经激光表面处理后，可降低γ-TiAl基合金超塑扩散连接的温度和时间。改进的超塑扩散连接的理论计算，可用于γ-TiM基合金超塑扩散连接工艺参数的优化。     

硬铝LY11的SPF/DB工艺研究和机理探讨

采用浸镀金属锌对预处理后的硬铝ＬＹ１１合金加以表面改性；在大气环境、无中间层合金的条件下进行了超塑成形／扩散连接（ＳＰＦ／ＤＢ）工艺的研究，并对其机理进行了初步探讨。结果表明：在４７０℃、３６００ＭＰａ、４ｈ下，进行ＳＰＦ／ＤＢ工艺效果最佳。其扩散连接机理为：通过原子扩散实现连接界面的迁移；回复和再结晶引起原始连接界面的消失。     

压力对铍/HR-1不锈钢扩散焊的影响

采用真空热压方法，分别在20，45，55和65MPa压力下对铍与HR-1不锈钢进行扩散焊。利用光学金相、扫描电镜（SEM）及俄歇电子能谱（AES）分析了接头扩散区的显微组织和微区成分。探讨了扩散区成分、组织与成压力的关系。研究表明，Be与HR-1不锈钢的扩散焊压力选择与原始表面密切相关；随压力的增加，扩散宽度及中间相数量逐渐增加；降低铍/HR-1不锈钢接头质量的主要因素的是铁和不锈钢合金元素在铍晶界和结合界面上的偏聚，降低压力或缩短热压时间可降低元素偏聚，减少脆性中间相的形成，提高连接质量。     

TiAl基合金高温抗氧化研究进展

综述了TiAl基合金高温抗氧化研究进展,包括TiAl基合金氧化热力学/动力学、氧化膜组成和结构及其形成过程,以及提高合金高温抗氧化性的措施。研究结果表明,TiAl基合金高温氧化动力学一般遵循抛物线规律,且受到合金相组成和组织形貌的影响。氧化膜由外向内,主要呈TiO_2/Al_2O_3/Al_2O_3+TiO_2结构,氧化膜与基体界面处易形成降低合金抗氧化性的Z相(Ti_5Al_3O_2)和氮化产物(TiN,Ti_2AlN)。TiAl基合金中添加适量的Nb,Y,Si,Cr,Mo等元素,在改善力学性能的同时,可明显降低合金高温氧化增重。采用表面处理技术,包括表面离子注入、表面渗透扩散处理以及磷化处理等,可在合金表面形成保护层,显著提高TiAl基合金高温抗氧化性能,然而保护层的稳定性尚需提高。采用涂层技术,包括富Al涂层、陶瓷涂层以及新兴的复合涂层等,可有效地阻止氧向内扩散,抑制TiAl基合金在高温下的氧化行为。     

微观组织结构对TiAl合金高温氧化行为的影响

通过分析不同微观组织TiAl合金在850℃下的恒温氧化行为,揭示了不同微观组织TiAl合金的高温氧化机制。研究表明,近γ组织和双态组织TiAl合金表现出优异的高温抗氧化性,850℃恒温氧化100h后,样品表面氧化膜厚度分别为13.78、12.81μm,而全片层组织TiAl合金在同等条件下的氧化膜厚度为19.06μm。经850℃氧化100 h后,不同微观组织TiAl合金表面均形成了不具有保护作用的TiO₂/Al₂O₃混合氧化层。全片层组织TiAl合金高温抗氧化性不足的主要原因是基体中存在过多的原子扩散通道(片层晶界和板条相界),导致大量的氧进入基体发生氧化反应,而近γ组织和双态组织中原子扩散通道明显减少,且存在大量抗氧化性能优异的γ晶粒,显著降低了氧扩散与氧化速率,从而提高了TiAl合金的高温抗氧化性能。     

钛合金超塑成形／扩散连接技术在飞机结构上的应用

70年代初发展起来的钛合金超塑成形／扩散连接技术,即SPF/DB(SuperplasticFormingandDiffusionBonding)技术,利用社合金在特定的显微组织、温度及拉伸量下,其延伸率超过100％,甚至可达1000％的特性,进行超塑成形;在同等条件下,通过原子间相互扩散而起到连接作用。由于超塑成形与扩散连接外部条件一致,SPF与DB组合即SPFQB技术．铁合金起塑成形在超塑温度和专用的SPFpB机床上,用惰性气体,将工件在封闭的模具内吹塑成形．利用SPFDB技术,可以克服钛合金冷加工工艺性差、成形困难的缺点,成形出整体的无连接件形状复杂的…     

Ti-22Al-25Nb合金扩散连接工艺及连接机制研究

针对Ti-22Al-25Nb合金(Ti₂AlNb合金)板材在温度为950～980℃、气压为2.0～3.5 MPa、时间为2～3 h下的真空扩散连接工艺及机制进行了研究。结果表明:影响Ti₂AlNb合金扩散连接焊合率的最主要因素为表面粗糙度(Ra),当Ra小于0.2μm时,焊合率可在950℃,2.0 MPa下达到90%以上。揭示了Ti₂AlNb合金扩散连接机制,通过采用单相区扩散连接对比试验和静态热处理试验,认为固溶温度下的扩散连接主要在压应力作用下,B2相和B2相的扩散连接是通过冷却析出的等轴O相颗粒实现焊缝连接;低于固溶温度扩散连接,O相与O相之间的连接通过大角度晶界转变为小角度晶界和晶界移动实现连接,而B2相与O相则通过应力诱发相变生成的B2相实现连接。     

K497与FGH741合金的热等静压扩散连接

采用热等静压（ＨＩＰ）固－固扩散连接工艺,研究了Ｋ４９７与ＦＧＨ７４１合金ＨＩＰ连接及热处理后的组织变化、结合界面的组织、力学性能及界面区元素的扩散规律。结果表明,在ＨＩＰ和热处理阶段,ＦＧＨ７４１合金未发生再结晶,其晶粒度与母材基本相同,均为ＡＳＴＭ５～６级,Ｋ４９７合金的粗大枝晶组织和共晶相经热处理后基本消除。结合界面冶金结合良好,形成了一个由亚晶和再结晶晶粒组成的界面区且无有害相析出。结合试     

锻造变形对扩散连接TC4钛合金的影响

本文开展了TC4钛合金棒材扩散连接及锻造工艺实验,研究了锻造变形量对扩散连接界面显微组织和力学性能的影响规律。结果表明,采用950℃、140 MPa、4 h的扩散连接工艺,TC4钛合金连接界面实现了冶金结合,合金强度达到母材强度的95%以上,延伸率为7%,合金在扩散区发生脆性断裂。扩散连接的TC4钛合金经过高温锻造后,扩散连接界面完全消失,显微组织由等轴α相、次生α相与少量的β相组成;随着锻造变形量的增加,等轴α相的尺寸逐渐降低、次生α相体积分数增大,合金强度呈现升高趋势;当变形量为40%时,等轴α相和次生α相含量达到较优匹配度,抗拉强度达到950 MPa,延伸率达到17.5%,锻造后合金的断裂方式转变为韧性断裂。     

FGH95-DZ22双合金的热等静压复合工艺

研究了采用热等静压扩散连接工艺实现FGH95高温合金粉末和DZ22定向合金之间可靠连接的可行性.研究内容包括热等静压复合工艺对FGH95-DZ22复合界面的成分扩散、界面组织以及叶片材料本身组织和性能的影响.研究表明,通过合理地选择与改进工艺,可以在保证对偶材料性能满足要求的前提下实现界面的良好扩散与结合.     

FGH91粉末高温合金与K418B铸造叶环热等静压扩散连接研究

采用热等静压工艺进行了FGH91粉末高温合金和K418B铸造叶环扩散连接试验,研究了FGH91-K418B双合金的界面成分扩散和连接接头的组织和力学性能。结果表明,在连接界面足够清洁的条件下,选择1190 ℃+170 MPa的热等静压工艺,可以实现FGH91和K418B两种合金良好的冶金连接。进一步观察和分析发现,扩散连接接头致密完整,无夹杂物和连续的第二相析出物,扩散区宽度80～120 μm。FGH91-K418B双合金的拉伸性能、持久性能和显微组织具有良好的一致性,试样断裂均未发生在界面结合处。     

Ti3Al-Nb合金超塑压缩变形的研究

研究了Ｔｉ－２４Ａｌ－１４Ｎｂ－３Ｖ－０．５Ｍｏ合金压缩时的超塑变形行为和变形过程中的组织变化。结果表明：所研究合金在ｔ＝９８０℃、ε＝７．２×１０－３ｓ－１的条件下ｍ值为０．３４,压缩时的真应变可大于１．６。在合金的超塑变形初期,Ｏ相发生动态再结晶和等轴化过程。随着变形过程的进行,新形成的Ｏ相晶粒在Ｂ２相中滑动和转动,Ｂ２相中的位错运动和界面扩散起调节作用     

氧化时间对 NiCoCrAlYTa 涂层 / 镍基高温合金界面 显微组织影响

采用真空等离子喷涂技术在 DD407 合金和 DD6 合金上制备了 NiCoCrAlYTa 涂层。 通过 SEM、 EDS 等方 法研究了 900 ℃ 不同氧化时间下经热处理后 NiCoCrAlYTa 涂层 /DD407 合金和 NiCoCrAlYTa 涂层 /DD6 合金的 界面组织。 结果表明, 随着氧化时间延长, NiCoCrAlYTa 涂层 /DD407 合金界面扩散层组织析出 σ 相, σ 相形状 发生明显变化, 并且界面扩散层厚度缓慢增加, 扩散系数为 13.32 μm/h; 随着氧化时间延长, NiCoCrAlYTa 涂层 /DD6 合金界面扩散层析出 TCP 相（σ 相和 μ 相） , TCP 相形状未发生明显变化, 并且界面扩散层厚度缓慢增加, 扩散系数为 3.85 μm/h。     

钛合金二层板结构超塑成形/扩散连接试验研究

采用超塑成形/扩散连接(SPF/DB)工艺对TC4钛合金二层板结构进行制备。对TC4钛合金试样进行超塑拉伸试验研究,确定了温度900℃和应变速率9.8×10~(-4)s~(-1)为最佳超塑成形的工艺参数,并计算得出本构方程中的应变速率敏感指数m=0.57,K=998.5。利用MSC.MARC软件对试验件的成形过程进行有限元模拟分析,获得了优化的压力-时间加载曲线。模拟结果显示板料在拐点圆角处最薄,且最大减薄率为42.5%,最大成形气压为2.0 MPa;在T=900℃和6)ε=9.8×10~(-4)s~(-1)下,加载优化的压力-时间曲线,成功进行了TC4二层板结构SPF/DB成形试验。最后对试验件进行了表面质量检查和扩散连接位置显微组织观察分析,结果显示:钛合金二层板的试验件的整体成形效果良好,试验件表面没有出现凹坑缺陷的现象,加强筋超塑成形完全;扩散连接情况良好,界面无明显缺陷,连接处实现了可靠的冶金连接。证明了所述工艺方案成形二层板结构件的可行性。     

FGH96合金固相扩散连接界面组织与失效机制

对原始状态分别为锻态、固溶态和半时效态的FGH96合金固相扩散连接界面显微组织进行表征,并对连接界面的拉伸性能进行测试,对失效行为进行研究。结果表明,锻态、固溶态和半时效态试样经固相扩散连接后界面均实现了良好的冶金结合,连接界面无孔洞和缝隙等缺陷。锻态试样界面扩散更为充分,组织过渡更为平缓;固溶态和半时效态试样界面存在明显的连接影响区。锻态试样经固相扩散连接和标准热处理后,二次γ?相细小、均匀且呈典型椭球状;固溶态和半时效态试样因固相扩散连接热循环的作用导致γ?相发生长大和分化。二次γ?相尺寸及形貌的不同决定了界面区域性能水平的差异。电子背散射衍射测试结果表明,连接界面处大晶粒的择优取向为{100},距离固相扩散连接界面越近,晶粒的择优取向越明显。拉伸试验结果表明,锻态试样经固相扩散连接和标准热处理后,连接界面处的强度达到基体强度的99%以上。拉伸裂纹主要萌生于连接界面大晶粒及γ?相粗化聚集区域,体现为穿晶的韧窝型断裂。     

微波烧结TiC/6061铝基复合材料的界面

通过微波烧结制备TiC/6061铝基复合材料,采用TEM、EDS、XRD分析该复合材料结合界面的结构、元素分布和相组成;从热力学角度研究新相的形成机理。结果表明:结合界面存在厚度约为100 nm的扩散型和反应型2种中间层,其与基体和增强相的邻接整洁、边界连续、结合紧密。扩散型界面,具有(111)Al//(240)TiC,]110[Al//[001]TiC的晶体学位向关系并形成半共格界面;反应型界面,由TiAl和微纳米级的Al4W相组成。界面TiAl相的热力学形成机理为Al和Ti元素通过扩散的方式首先生成TiAl3,之后随Ti元素的进一步扩散占据TiAl3中Al的位置,最终形成TiAl。     

核聚变堆领域钨及其合金与异种材料连接技术

钨及其合金因具有熔点高、沸点高、真空蒸气压低、低的热膨胀系数、无毒、导热性能好以及低溅射率等特性成为未来聚变堆面向等离子体材料第一候选材料。为减少核聚变堆运行过程高能束流及辐射热对钨表面损伤,需要将钨与和热沉材料连接成一体,对钨进行主动冷却。钨及其合金与钢、铜及铜合金之间物理性能差异巨大,实现钨及其合金和异种材料的可靠连接是建造核聚变堆的关键技术。本研究从核聚变堆用钨及其合金与异种材料的特性出发,对钨及其合金与异种材料主要连接技术以及未来可能用到的技术进行了归纳总结,包括钎焊、扩散焊、激光沉积成型等技术,并结合实际工程应用需求,提出了对于钨及其合金与异种材料连接的未来展望,为后续研究提供相关参考。     

β相凝固TiAl合金的制备、加工、组织、性能及工业应用研究进展

β相凝固TiAl合金作为第三代TiAl基金属间化合物,凭借其突出的热变形优势,在航空航天及汽车制造等高端领域具有广阔的应用空间.然而,高温β相的引入在提高合金热变形能力的同时也使得组织演变和性能优化更为复杂.同时,受合金体系及本征脆性的影响,工业化进程相对迟缓.通过综述典型β相凝固TiAl合金的制备及加工工艺、组织与性...     

Ti6Al4V和Al2A12的扩散连接界面组织及力学性能

采用热等静压(HIP)工艺连接Al12A12和Ti6Al4V两种不同的航空航天用材料.利用扫描电镜、能谱仪和X射线衍射仪观察连接过渡区的微观组织和组成的演化,并测试其主要的力学性能.结果表明:采用热等静压制备这两种材料的界面连接好;Ti/Al反应层界面处形成了不同的金属间化合物,例如,Al₃ Ti、TiAl₂和TiAl;连接接头处硬度为163 HV,界面连接处剪切强度达到了23 MPa,比只添加镀层而无中间层的连接强度提高了约17.9%,但低于带有中间层的连接强度.由于过烧和孔隙的形成使得断裂方式是脆性断裂.由此可知,在热等静压成形过程中异种材料的元素发生了相互扩散,在扩散连接处形成了不同的金属间化合物,这些金属间化合物影响连接处的力学性能.      

Ti6Al4V和Al2A12的扩散连接界面组织及力学性能

采用热等静压(HIP)工艺连接Al2A12和Ti6Al4V两种不同的航空航天用材料.利用扫描电镜、能谱仪和X射线衍射仪观察连接过渡区的微观组织和组成的演化,并测试其主要的力学性能.结果表明:采用热等静压制备这两种材料的界面连接好;Ti/Al反应层界面处形成了不同的金属间化合物,例如,Al_3Ti、TiAl_2和TiAl;连接接头处硬度为163 HV,界面连接处剪切强度达到了23 MPa,比只添加镀层而无中间层的连接强度提高了约17.9%,但低于带有中间层的连接强度.由于过烧和孔隙的形成使得断裂方式是脆性断裂.由此可知,在热等静压成形过程中异种材料的元素发生了相互扩散,在扩散连接处形成了不同的金属间化合物,这些金属间化合物影响连接处的力学性能.