以镀层铜为中间层的Cu-0.15Zr/GH3030扩散焊接头组织性能分析
发布时间：2021-11-03 04:53
采用镀层铜为中间层,在温度为600,650,700,750和800℃,保温时间45 min,焊接压力15 MPa下对Cu-0.15Zr/GH3030进行真空扩散焊,并对接头组织性能分析.结果表明,温度升高使扩散区变宽,孔隙减少.700℃时,组织以α固溶体、Ni/Al的富铬碳化物相为主,且分布均匀.750℃时,析出强化相增多,但出现孔洞,Cu-0.15Zr软化严重,接头变形量大.温度过低或过高,拉伸试样均在Cu-0.15Zr侧断裂.断口韧窝为非等轴状,Cu-0.15Zr侧现蛇形滑移线,两侧韧窝底部均有第二相,断裂类型为沿晶韧性断裂.综合焊合率、变形量、力学性能得保温时间45 min,焊接压力15 MPa,焊接温度700℃为最佳参数.
【文章来源】：焊接学报. 2017,38(01)北大核心EICSCD
【文章页数】：5 页
【部分图文】：
扩散焊工艺曲线
126焊接学报第38卷沿垂直焊缝方向取样，靠近Cu-0．15Zr一侧用5%的FeCl3盐酸水溶液腐蚀，靠近GH3030一侧用CuSO4盐酸水溶液腐蚀．通过JSM-6480扫描电镜及附带的INCA能谱仪观察扩散焊接头的微观及断口形貌，同时分析界面处各微区的成分．依照国家标准GBT2651—2008《焊接接头拉伸试验方法》，室温下测试接头的抗拉强度，拉伸速度为5mm/min．利用X射线衍射仪(XＲD)对接头进行物相分析．2试验结果及分析2．1接头的微观结构及随焊接温度的演变图2所示为保温时间45min，焊接压力15MPa，不同焊接温度下的接头界面组织形貌．从图2a～图2e可看出，当温度较低时，原子扩散不充分，界面处未焊合孔隙排列成线，过渡区窄，随着温度升高，金属原子间的互扩散速度加快，元素的溶解和扩散充分，界面处孔隙数量减少，焊合率增大，在近GH3030侧出现少量不均匀分布的点状相，过渡区变宽．温度升至700℃时，由于Cu/Ni原子尺寸相差小，两组元会因能量起伏在空位扩散机制下形成α无限型置换固溶体层，同时晶格中的空位浓度会随着焊接温度的升高而增大，界面处的原子扩散越充分，此外近GH3030侧弥散分布的点状相数量增多且分布均匀，如图2c所示，界面区现明显的Ⅰ，Ⅱ两层组织，反应层厚度增大，孔隙消失．当温度升至750℃时，界面附近组织粗化，同时因Cu-0．15Zr元素扩散不平衡，大量的Cu元素扩散到GH3030中，在Cu-0．15Zr侧形成了细小的柯肯达尔孔洞［5］．随着焊接温度继续升高，如图2e所示，Ⅱ层中点状金属间化合物长大明显，更加分散分布，反应层宽度进一步增大，过宽的反应层会形成应力集中形成细小裂纹，这都对接头的性能产生不利影响．温度过高时，母材的弹性模量和屈服强度会显著降低，Cu-0.15Zr软化严重，在一定的压力作用?
第1期徐玉松，等:以镀层铜为中间层的Cu-0．15Zr/GH3030扩散焊接头组织性能分析127图3界面区线扫描Fig.3LinescanningofInterfacearea四面体和八面体间隙，只能置换固溶于铜中，形成α-Cu，Cu9Si等相，体积较大导致其扩散速度较慢，故在界面区主要分布于靠近母材GH3030侧，在扩散焊接头剪切试样断面XＲD物相分析结果(图4)中也检测到了Cu9Si相．关于Cr原子，Ni原子的扩散行为，根据Cr/Ni合金相图可知，当Ni原子在Cr原子中的溶解浓度超过某一值时，体心立方的Ni原子就会向面心立方转变，发生αNi→(Cr-Ni)ss+γ'反应，界面处Ⅱ层中有(Cr-Ni)ss生成，在浓度梯度的作用下，GH3030中的原子继续向Cu-0．15Zr侧扩散，使得界面处Cr，Si，Ti，C等原子浓度增加，当增加到一定程度，就会发生Ni+(Cr-Ni)ss→(MC-Cr)ss+γ'反应，(MC-Cr)ss生成［6］，随着GH3030中原子向界面处进一步的扩散，界面处碳化物中就会富集固溶越来越多的Cr，Ni，Al，Fe等金属原子，这与表2中区域B，C的元素分析结果相吻合．这些碳化物有复杂的面心立方结构，可以不同形态析出，在界面处会产生应力，不利于接头性能．2．3接头的抗拉强度及断口分析对各参数下所得焊接接头进行室温拉伸测试，试验结果列于表3中．结果表明，焊接温度较低或过高时，试样均断于焊缝，说明温度较低，元素间扩表2图3a中各微区成分EDS分析结果(原子分数，%)Table2CompositionsofvariousmicrozonesinFig．2(f)analyzedbyEDS区域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，富铬碳化物相图4接头界面过渡区XＲD图Fig.4XＲDresultofdiffusionbonded
本文编号：3473085
【文章来源】：焊接学报. 2017,38(01)北大核心EICSCD
【文章页数】：5 页
【部分图文】：
扩散焊工艺曲线
126焊接学报第38卷沿垂直焊缝方向取样，靠近Cu-0．15Zr一侧用5%的FeCl3盐酸水溶液腐蚀，靠近GH3030一侧用CuSO4盐酸水溶液腐蚀．通过JSM-6480扫描电镜及附带的INCA能谱仪观察扩散焊接头的微观及断口形貌，同时分析界面处各微区的成分．依照国家标准GBT2651—2008《焊接接头拉伸试验方法》，室温下测试接头的抗拉强度，拉伸速度为5mm/min．利用X射线衍射仪(XＲD)对接头进行物相分析．2试验结果及分析2．1接头的微观结构及随焊接温度的演变图2所示为保温时间45min，焊接压力15MPa，不同焊接温度下的接头界面组织形貌．从图2a～图2e可看出，当温度较低时，原子扩散不充分，界面处未焊合孔隙排列成线，过渡区窄，随着温度升高，金属原子间的互扩散速度加快，元素的溶解和扩散充分，界面处孔隙数量减少，焊合率增大，在近GH3030侧出现少量不均匀分布的点状相，过渡区变宽．温度升至700℃时，由于Cu/Ni原子尺寸相差小，两组元会因能量起伏在空位扩散机制下形成α无限型置换固溶体层，同时晶格中的空位浓度会随着焊接温度的升高而增大，界面处的原子扩散越充分，此外近GH3030侧弥散分布的点状相数量增多且分布均匀，如图2c所示，界面区现明显的Ⅰ，Ⅱ两层组织，反应层厚度增大，孔隙消失．当温度升至750℃时，界面附近组织粗化，同时因Cu-0．15Zr元素扩散不平衡，大量的Cu元素扩散到GH3030中，在Cu-0．15Zr侧形成了细小的柯肯达尔孔洞［5］．随着焊接温度继续升高，如图2e所示，Ⅱ层中点状金属间化合物长大明显，更加分散分布，反应层宽度进一步增大，过宽的反应层会形成应力集中形成细小裂纹，这都对接头的性能产生不利影响．温度过高时，母材的弹性模量和屈服强度会显著降低，Cu-0.15Zr软化严重，在一定的压力作用?
第1期徐玉松，等:以镀层铜为中间层的Cu-0．15Zr/GH3030扩散焊接头组织性能分析127图3界面区线扫描Fig.3LinescanningofInterfacearea四面体和八面体间隙，只能置换固溶于铜中，形成α-Cu，Cu9Si等相，体积较大导致其扩散速度较慢，故在界面区主要分布于靠近母材GH3030侧，在扩散焊接头剪切试样断面XＲD物相分析结果(图4)中也检测到了Cu9Si相．关于Cr原子，Ni原子的扩散行为，根据Cr/Ni合金相图可知，当Ni原子在Cr原子中的溶解浓度超过某一值时，体心立方的Ni原子就会向面心立方转变，发生αNi→(Cr-Ni)ss+γ'反应，界面处Ⅱ层中有(Cr-Ni)ss生成，在浓度梯度的作用下，GH3030中的原子继续向Cu-0．15Zr侧扩散，使得界面处Cr，Si，Ti，C等原子浓度增加，当增加到一定程度，就会发生Ni+(Cr-Ni)ss→(MC-Cr)ss+γ'反应，(MC-Cr)ss生成［6］，随着GH3030中原子向界面处进一步的扩散，界面处碳化物中就会富集固溶越来越多的Cr，Ni，Al，Fe等金属原子，这与表2中区域B，C的元素分析结果相吻合．这些碳化物有复杂的面心立方结构，可以不同形态析出，在界面处会产生应力，不利于接头性能．2．3接头的抗拉强度及断口分析对各参数下所得焊接接头进行室温拉伸测试，试验结果列于表3中．结果表明，焊接温度较低或过高时，试样均断于焊缝，说明温度较低，元素间扩表2图3a中各微区成分EDS分析结果(原子分数，%)Table2CompositionsofvariousmicrozonesinFig．2(f)analyzedbyEDS区域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，富铬碳化物相图4接头界面过渡区XＲD图Fig.4XＲDresultofdiffusionbonded
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