TiB2金属陶瓷与TiAl金属间化合物的扩散连接

对TiB2金属陶瓷与TiAl金属间化合物进行了扩散连接试验，研究了直接扩散连接和采用Ni为中间层进行扩散连接的接头界面结构及工艺参数对界面结构和连接性能的影响。直接扩散连接时，连接界面处生成了Ti(Cu，Al)2金属间化合物，采用Ni为中间层进行扩散连接时，界面处生成了单层TiAlNi2金属间化合物层和两层T1，Al，N2扩散层共三层结构。直接扩散连接时，连接温度T＝1223K，时间t=1．8ks，压力p＝80MPa时接头强度为103MPa；采用Ni为中间层时，连接温度T＝1273K，时间t=1．8ks，压力p=80MPa时接头强度为110MPa。     

温度对纯铁中间层连接低活化钢扩散行为的影响

采用Gleeble-3500热模拟试验机,在950～1 100℃进行了低活化钢加纯铁中间层的扩散连接,通过对连接界面附近显微组织、元素分布和显微硬度的分析和测试,研究了温度对连接界面元素扩散行为的影响。结果表明：经不同温度扩散连接后,接头的显微组织由母材的板条马氏体、连接界面处的Fe-Cr固溶体和中心层未发生扩散的纯铁3部分组成。连接界面处发生互扩散形成扩散层,扩散层的厚度随温度升高而增加;Cr元素在纯铁中间层的扩散符合菲克第二定律,扩散系数与温度的关系为D=1.43×10^-7 exp（-210 900/RT）。     

金刚石与钛的原子热压扩散行为的分子动力学模拟

应用分子动力学方法模拟了金刚石与钛在热压扩散过程中的原子扩散行为,模拟了不同扩散温度下金刚石与钛界面的原子扩散过程,得到了界面的原子浓度分布、扩散速度以及模拟扩散系数值;采用热压扩散法在金刚石表面镀覆钛层并测量界面的扩散带宽度。研究结果表明：在热压扩散过程中C原子的扩散速度大于Ti原子;随着扩散温度的升高,原子存在低速和快速两个扩散阶段。通过热压扩散的分子动力学模拟对模拟的扩散系数进行数据拟合,能够确定C和Ti原子的扩散因子和扩散激活能,从而简单、有效地确定原子的扩散系数计算公式。金刚石与钛扩散带宽度的计算值与实测值相近,应用分子动力学方法获得的原子扩散系数公式是可行的。     

纯锆中间层扩散连接TC4钛合金的接头组织与力学性能

采用纯Zr作中间层实现了TC4钛合金的扩散连接。通过扫描电镜(SEM)、能谱分析(EDS)、X射线衍射(XRD)等方法分析了接头界面的微观组织,研究了扩散连接工艺参数对接头界面组织及力学性能的影响。结果表明,界面处生成了成分均匀、连续的钛锆固溶体扩散层,同时扩散层中含有大量板条状的α′-Ti(钛马氏体)相;随着连接温度的升高和保温时间的延长,扩散层的厚度逐渐增加,接头室温抗剪强度呈现出先升高后降低的趋势;当连接温度为800℃、保温时间为40 min、连接压力为5 MPa时,接头室温抗剪强度最高,达到190 MPa。     

热处理对钛铝复合板共挤压界面结合特性的影响

采用扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)、X射线衍射仪(XRD)和显微硬度计等研究了热处理对钛合金Ti6Al4V/纯铝AA1050复合板界面形貌特征、成分、力学性能以及显微硬度的影响,采用剪切试验对界面扩散层进行了力学性能研究.结果 表明:热处理温度会影响复合板界面扩散层的生成厚度,580℃时扩散层最厚,约为1.95 μm.3种不同热处理温度(540、560和580℃)条件下扩散层均有金属间化合物TiAl3生成,随热处理温度的升高,复合板界面显微硬度增加.当热处理温度为560℃时,复合板界面的最大剪切力和剪切强度达到峰值,分别为3877 N和73.2 MPa,剪切强度超过了纯铝基材(60 MPa).     

Ti/Ni多层复合材料界面扩散行为研究

针对累积叠轧5道次制备的Ti/Ni多层结构复合材料试样进行热处理,采用光学显微镜和扫描电镜分析方法,对复合材料的显微组织、界面结构和扩散反应层厚度等进行观察分析,结合动力学理论研究了Ti/Ni界面的扩散行为。结果表明:试样经过累积叠轧5道次轧制后,Ti/Ni界面未发生扩散;在(550～750℃)/(0.5～8 h)热处理后,Ti/Ni界面发生扩散,扩散层厚度与保温时间呈幂函数关系,与加热温度呈指数关系;随着热处理温度的升高,Ti-Ni扩散层的生长方式由650℃以下的体扩散控制逐渐转变为晶界扩散控制。通过计算和验证得到采用累积叠轧5道次制备的Ti/Ni多层复合材料的Ti/Ni界面固相反应层生长动力学方程为:y=1.7043×10~4 exp(-78202/RT)t~(1.2009-0.0008T)。     

Cu/Ni固相扩散界面的研究

采用彩色金相技术对“嵌入式”Cu/Ni扩散偶真空扩散处理时的界面迁移现象进行了观测,并研究了Cu/Ni界面间的扩散行为。结果表明,扩散偶在退火温度1123~1223K、保温时间25~150h(0·9×105~5·4×105s)的工艺条件下反应,Cu/Ni界面间结构由α/β转变为α/α′/β,其中α′为扩散层,实质是成分不均匀的固溶体,Cu/Ni界面间扩散行为是Kirkendall效应的一种显现,即界面上Cu和Ni元素均发生了扩散,但主要是Cu原子向Ni层的扩散。最后在试验数据基础上发现,扩散层厚度L与退火时间t之间满足抛物线L=K(t/t)n关系。     

Mg/Al异种材料扩散焊界面组织结构及力学性能

Mg/Al扩散焊接头界面区由铝板侧过渡层(Mg2Al3相)、中间扩散层(MgAl相)、镁板侧过渡层(Mg3Al2相)组成.SEM观察分析表明,在界面铝板侧扩散层与中间扩散层之间存在一定的扩散空洞,不利于获得接头性能优良的扩散焊接头.随着加热温度的升高界面抗剪强度呈现先增大再降低的趋势,当加热温度475 ℃,保温时间60 min及压力0.081 MPa时,接头可达到最大抗剪强度18.94 MPa.接头界面扩散区的显微硬度范围为260～350 HM,明显存在三个不同硬度分布区,随着加热温度的提高,扩散区的显微硬度及扩散区宽度也相应增加.     

连接温度对纯铜瞬时液相扩散连接接头组织及力学性能的影响

采用Cu46Zr46Al8非晶薄片作为连接中间层,在温度750～900℃、压力0.5 MPa、保温时间300 s条件下,对纯Cu进行瞬时液相扩散连接,采用扫描电镜(SEM)和能谱仪(EDS)对连接层组织和成分分布进行了分析,并对连接试样的力学性能进行了测试。结果表明,连接界面结合良好,当连接温度较低时(750～800℃),基体与连接界面层发生了扩散反应,形成了3层Cu-Zr金属间化合物反应层;当连接温度在850～900℃时,基体以胞状生长方式长入中间层,而中间层凝固成片层状共晶组织(Cu9Zr2和Cu)。900℃连接试样的抗拉强度为345 MPa,表现出良好的塑性。     

热处理对铝/镁合金复合板连接界面组织和性能的影响

对爆炸焊接方法制备的铝/镁合金复合板进行不同温度的后续退火处理。分别采用扫描电镜(SEM)、能谱仪(EDS)和电子背散射衍射仪(EBSD)对复合板接合界面的扩散层成分、物相以及组织形貌特征进行了分析。结果表明:随着退火温度的升高,复合板接合界面镁铝金属间化合物扩散层的厚度呈增大的趋势;扩散层由两层组成,分别为靠近镁合金一侧的Mg_(17)Al_(12)相金属间化合物层和靠近铝合金一侧的Mg_2Al_3相金属间化合物层;Mg_(17)Al_(12)相扩散层的组织形貌呈现柱状晶形态,而Mg_2Al_3相扩散层呈现细小的等轴晶形态。对复合板进行拉伸试验分析,结果表明:随着退火温度的升高,复合板的抗拉强度呈现下降的趋势,而伸长率呈现逐渐增大的趋势;退火铝/镁合金复合板的失效断裂路径为沿着Mg_(17)Al_(12)相扩散层及Mg_2Al_3相扩散层的接合界面。     

空位对Cu/Sn无铅焊点界面元素扩散的影响

界面柯肯达尔空洞形成的过程伴随着空位的形成与扩散,对空位行为的研究有利于深入理解界面扩散和空洞形成过程. 运用分子动力学方法模拟Cu/Cu₃Sn界面上空位对扩散的影响,计算空位形成能、扩散势垒及空位扩散激活能. 结果表明,相同条件下含空位的模型发生扩散的几率要高于不含空位的模型. 另外,计算表明铜晶体的空位形成能大于Cu₃Sn晶体中铜空位的形成能;Cu₃Sn晶格中不同晶位的Cu空位(Cu1空位和Cu2空位)的形成能比较接近,但均小于锡的空位形成能. 此外,对Cu/Cu₃Sn界面的空位扩散势垒及空位扩散激活能的计算结果表明,Sn原子的空位扩散激活能高于Cu原子.     

Mg/Cu/Al接触反应钎焊工艺及元素扩散行为分析

采用铜中间层对镁合金与铝合金进行了接触反应钎焊,利用SEM,EDS研究了接头的微观形貌及组织结构,并对界面Cu元素的扩散行为进行了分析. 结果表明,铜中间层可有效阻隔镁与铝的接触反应,界面无Mg-Al系金属间化合物生成;相同温度下,Cu原子在Mg元素中的扩散能力远大于在铝中的扩散能力,导致Al/Cu侧在温度低于560 ℃时无法产生有效连接,且温度高于570 ℃时镁合金溶解过多,工艺区间过窄. 在565 ℃保温20 min可实现连接,但抗剪强度仅12.6 MPa. 采用低温长时间保温,随后高温短时加热的工艺可实现Mg/Cu/Al接头有效连接. 在475 ℃保温60 min,560 ℃加热7 min的条件下,接头强度可达31.2 MPa.     

爆炸焊接记忆合金Ni50Ti50与Cu界面扩散机理的研究

为了揭示焊接界面细观尺度扩散特征,采用内嵌入势函数（EAM势）通过对形状记忆合金Ni50Ti50和Cu进行爆炸焊接界面分子动力学数值模拟,同时结合SEM、EDX测试方法对爆炸焊接界面微细观形貌及物理特征实验分析,研究结果表明以记忆合金Ni50Ti50与Cu在采用uz= -1500 m/s, ux= 700 m/s冲击碰撞工况下,体系的压强震荡逐渐变小,120ps以后已经趋于平衡,体系的温度稳定在1350K左右,而压强稳定在28GPa左右; 在扩散层两侧Cu的原子浓度一直维持在5%左右,Ni和Ti的原子浓度在47%上下波动,界面扩散层厚度在1.03μm~1.45μm的范围内;实验结果采用SEM、EDS微观分析验证了获得焊接界面扩散层厚度约为1.56μm,基本与计算结果相一致。     

亚共晶Al-5.8%Cu合金的非平衡熔化行为

分析了Al-5.8%Cu亚共晶合金在不同加热条件下的DSC试验结果，研究了具有不同凝固组织的试验合金的非平衡熔化行为。研究表现，其熔化开始温度随加热速度的增大略有升高；共晶熔化激活能与凝固组织相关，慢速凝固组织的熔化激活能大于快速凝固组织。凝固组织中存在的非平衡共晶在熔化前的加热过程中大部分溶解，剩余部分参与共晶熔化，溶解的非平衡共晶的量受溶质扩散面积和加热速度的共同作用，随加热速度的减小和扩散表面积的增大而增大。     

钛/铝爆炸焊接界面扩散行为分子动力学模拟

为揭示钛/铝爆炸焊接界面原子的扩散行为,采用分子动力学模拟从原子尺度分析了钛/铝爆炸焊接界面原子的微观扩散机理。利用Materials Studio建立了钛/铝爆炸焊接焊点处的分子动力学模型,结合爆炸焊接的物理过程,将爆炸焊接过程分为加载和卸载2个阶段,通过LAMMPS程序计算了爆炸焊接钛、铝原子的均方位移、径向分布函数、扩散层厚度等,利用OVITO软件再现了不同阶段界面原子的扩散行为。在爆炸焊接加载阶段,钛、铝原子不发生扩散,只在平衡位置做振动,铝原子振动要比钛原子振动强。爆炸焊接卸载开始时,钛、铝原子发生互扩散。钛/钛原子键能高,不易破坏,铝/铝原子键能低,容易破坏产生空位、间隙等缺陷,有利于钛原子深入扩散到铝晶格内部,但铝原子难以进入钛的晶格内部。采用扫描电镜和EDS能谱表征了钛/铝爆炸焊接复合材料界面元素分布,与模拟结果有很好的一致性。     

热扩散对镀锡银钎料界面组织及熔化特性的影响

对带锡镀覆层的银钎料进行热扩散处理,采用差示扫描量热仪(DSC)、扫描电镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)研究热扩散工艺对其熔化温度和扩散界面组织、物相的影响. 结果表明,在扩散时间一定条件下,随着扩散温度升高,扩散界面层厚度增加;随着扩散温度升高或扩散时间延长,钎料的固、液相线温度均降低,熔化温度区间缩小;扩散界面层物相主要由棒状Ag₃Sn相和块状Cu₃Sn相组成;最佳热扩散工艺为220 ℃,24 h. 经最佳工艺处理后,扩散界面层厚度为9.1 μm,钎料中Sn含量为7.2%,此时钎料熔化温度区间为642.34 ℃~676.37 ℃. 与传统熔炼合金化方法相比,钎料中Sn含量提高近31%.     

Ti(C,N)-Al2O3陶瓷基复合材料与40Cr钢辅助脉冲电流液相扩散连接

采用辅助脉冲电流液相扩散连接方法,对Ti(C,N)-Al₂O₃陶瓷基复合材料与40Cr钢进行了焊接试验,重点研究了在一定加热温度和保温时间条件下脉冲电流对界面元素分布、相结构、反应层厚度以及接头强度的影响规律.结果表明,辅助脉冲电流液相扩散连接可以实现Ti(C,N)-Al₂O₃陶瓷基复合材料的冶金结合,保温时间对焊接接头强度影响不明显,四点弯曲强度数据普遍处于146~180 MPa之间;在脉冲电流作用下,焊缝熔体中原子扩散行为、扩散路径以及扩散速率将发生显著变化,利用该特性,有助于改变界面金属间化合物的生长特性,控制焊缝中低熔点共晶组织含量,进而达到改善和提高焊接接头强度的效果.     

低活化马氏体钢真空扩散焊接工艺

在不同工艺参数下对低活化马氏体钢进行真空扩散焊接试验,通过比较试样显微组织形态、界面结合率及抗拉强度,探究焊接温度、焊接压力对接头组织演化及力学性能的影响. 结果表明,马氏体组织在扩散焊接过程中发生了奥氏体化现象,且焊接温度越高时,奥氏体化程度越高;在一定范围内,提高焊接温度及焊接压力均可增强原子的自扩散效果,从而提升焊缝接头的力学性能,其中焊接温度1 000 ℃,焊接压力20 MPa,保温时间120 min参数下焊接试样的抗拉强度达到1 013 MPa,焊接面结合状况良好.     

Effect of clad ratio on interfacial microstructure and properties of cladding billets via direct-chill casting process

Numerical simulation and experiments were introduced to develop AA4045/AA3003 cladding billets with different clad-ratios. The temperature fields, microstructures and mechanical properties near interface were investigated in detail. The results show that cladding billets with different clad-ratios were fabricated successfully. Si and Mn elements diffused across the bonding interface and formed diffusion layer. With the increase of clad-layer thickness, the interfacial region transforms from semisolid–solid state to liquid–solid state and the diffusion layer increased from 10 to 25 μm. The hardness at interface is higher than that of AA3003 side but lower than that of the other side. The bonding strength increased with the clad-layer thickness, attributing to solution strengthening due to elements diffusion. The cladding billets were extruded into clad pipe by indirect extrusion process after homogenization. The clad pipe remained the interfacial characteristics of as-cast cladding billet and the heredity of clad-ratio during deformation was testified.