（材料学专业论文）yg20与因瓦合金真空扩散焊接技术的研究.pdf

摘要 摘要 近年来，真空扩散焊接技术发展很快，已经被广泛应用于航空航天、仪器仪表及电 子、军事工业、核工业等部门，并且逐步扩展到机械、化工及汽车制造等领域。y g 2 0 具有高硬度、高耐磨性及良好的红硬性优异的性能，但是其较脆，抗冲击性差，加工困 难，成本高，在实际应用中往往与韧性好、易加工的金属材料连接成为复合部件使用。 因瓦合金以其优良的耐腐蚀性、高韧性及奇特的物理化学性能在宇宙飞船制造及军事武 器制作中有广泛的应用前景，其与y g 2 0 连接的复合构件，可以充分发挥两者的性能优 势，并可以降低成本。 本论文利用真空扩散焊接技术对y g 2 0 与4 2 因瓦合金进行焊接，借助光学显微镜、 扫描电镜( s e m ) 、x 射线衍射仪( x r d ) 、e p m a 和显微硬度仪等手段对接头的结合、 显微组织、物相、元素分布和硬度分布等进行了系统地分析，在保证y g 2 0 因瓦合金连 接接头的机械性能，获得冶金结合良好的条件下，选取最佳焊接工艺参数。 试验结果表明：选用4 2 因瓦合金，利用真空扩散焊接技术与y g 2 0 连接，合金中 的碳含量能够抑制焊接接头界面区大块q 碳化物的形成；保持焊接压力为1 0 m p a 不变 的条件下，随着焊接温度由7 0 0 增加到1 0 0 0 0 c ，焊接时间由1 5 r a i n 增加到3 0 m i n ，焊 接接头界面区冶金结合情况变好，元素之间的互扩散情况较好，界面区组织分布也比较 均匀，没有明显的焊接缺陷，焊接接头界面区硬度值和抗拉强度也随之增加；当焊接温 度高于1 0 0 0 0 c 、焊接时间超过3 0 m i n 时，随着焊接温度和焊接时间的增加，元素之间 的互扩散情况略有下降，接头硬度值相差不大，在焊接接头界面区靠近硬质合金侧出现 了c 0 3 c 碳化物黑色的组织，抗拉强度值有所下降；在焊接时间为3 0 m i n ，焊接温度为 1 0 0 0 0 c 时，焊接接头硬度值最高，焊接接头组织均匀，冶金结合情况最好，n i 、f e 元 素扩散到y g 2 0 硬质合金侧和w 、c o 元素扩散到因瓦合金侧的距离达到最大，抗拉强 度值达到最大为2 9 6 m p a 左右。 关键词：y g 2 0 ；4 2 因瓦合金；真空扩散焊；焊接接头 人连交通人学i ：学硕十学位论文 a b s t r a c t r e c e n t l yt h ev a c u u md i f f u s i o nw e l d i n gt e c h n i q u ew a sw i l d l yu s e di nm a n yi n d u s t r y f i e l d ss u c ha s a e r o s p a c e ，i n s t r u m e n t a t i o n ，n u c l e a ri n d u s t r ya n dg r a d u a l l ye x p a n d e di n t o m e c h a n i s m ，c h e m i c a le n g i n e e r i n ga n da u t o m o b i l ei n d u s t r y t h ey g 2 0w i t hm a n yg o o d p e r f o r m a n c e ss u c ha sh i g hh a r d n e s s ，r e s i s t a n c et oa b r a s i o na n dg o o dr e d h a r d n e s sp r o p e r t y w a su s u a l l yw e l d e dw i t ht h em e t a lm a t e r i a lw i t hg o o dd u c t i l i t ya n dw o r k a b i l i t yi np r a c t i c a l a p p l i c a t i o nb e c a u s eo fi t sb r i t t l e n e s s , b a di m p a c tp r o p e r t i e s ，i n t r a c t a b l ea n dh i g hc o s t t h e i n v a ra l l o yh a sab r i g h tf u t u r ef o ra p p l i c a t i o ni ns p a c e s h i pa n dw e a p o ni n d u s t r ya si t sg o o d r e s i s t a n c et oa b r a s i o n ，h i g hd u c t i l i t ya n dm a r v e l o u sp h y s i c o c h e m i c a lc h a r a c t e r i s t i c sa n dc a n b ew e l d e dw i t hy g 2 0f o r m i n gc o m p l e xs t r u c t u r ei no r d e rt og i v ef u l l s c o p et ot h eg o o d p r o p e r t yo ft h et w od i f f e r e n ta l l o y sa n dr e d u c et h ec o s t t h ey g 2 0a l l o yw a sw e l d e dw i t h4 2 i n v a ra l l o yb yt h ev a c u u md i f f u s i o nw e l d i n g t e c h n i q u ea n dt h eb o n d i n g ，m i c r o s t r u c t u r e ，p h a s e ，e l e m e n t sa n dm i c r o h a r d n e s sd i s t r i b u t i o no f j o i n to fb r a z i n gw a si n v e s t i g a t e db ym e t a l l o g r a p h i ce x a m i n a t i o n ( o p t i c a lm i c r o s c o p e ，s e m ， e d x ，x r d ，e p m a , m i c r o h a r d n e s st e s t e r ) t h eo p t i m u mw e l d i n gp a r a m e t e rw a ss e l e c t e d b a s e do nt h eg o o dm e c h a n i c a lp r o p e r t ya n dm e t a l l u r g i c a lb o n d i n go ft h e j o i n t t h er e s u l t ss h o w e dt h a tt h e4 2 i n v a ra l l o yh a sh i g h e rc a r b o nc o n t e n ta n di tc a nr e s t r a i n t h ef o r m a t i o no ft h em a s s i v et 1c a r b i d ei nt h ei n t e r f a c er e g i o no ft h ew e l d i n gj o i n t ；k e e p i n g t h ew e l d i n gp r e s s u r e1 0 m p a ，a st h ew e l d i n gt e m p e r a t u r ei n c r e a s i n gf r o m7 0 0 ct o1 0 0 0 a n dt h ew e l d i n gt i m ei n c r e a s i n gf r o m1 5 m i nt o3 0m i n ，t h em e t a l l u r g i c a lb o n d i n ga n de l e m e n t d i f f u s i o no ft h ei n t e r f a c er e g i o ni m p r o v e d ，a l s ot h ei n t e r f a c er e g i o nm i c r o s t r u c t u r ew a s d i s t r i b u t e du n i f o r m l ya n dh a sn oc l e a rd e f e c ta n dt h eh a r d n e s sa n dt e n s i l es t r e n g t hi n c r e a s e d a st h ew e l d i n gp r e s s u r ew a so v e r1 0 0 0 ca n dt h ew e l d i n gt i m ew a so v e r3 0 m i n ，t h ed i f f u s i o n a m o n gt h ee l e m e n t sh a sa b a t e da n dt h eh a r d n e s so ft h ew e l d i n gj o i n th a sn od i f f e r e n c e s ， b e s i d e st h eb l a c kc 0 3 cc a r b i d es t r u c t u r ea p p e a r e do nt h ei n t e r f a c er e g i o nn e a rt h eh a r da l l o y a n dt h et e n s i l es t r e n g t hf e l ld o w n w h e nt h ew e l d i n gt i m ei s3 0 m i na n dt h ew e l d i n g t e m p e r a t u r ei s1 0 0 0 ，t h eh a r d n e s so ft h ew e l d i n gj o i n ti sh i g h e s t ，t h ew e l d i n gj o i n ts t r u c t u r e d i f f u s e du n i f o r m l ya n dt h em e t a l l u r g i c a lb o n d i n gi sb e s t i na d d i t i o n ，t h ed i f f u s i o nl e n g t ho f t h ee l e m e n t sn i ，f ef r o mi n v a ra l l o yt oh a r da l l o ya n dt h ee l e m e n t sw ，c of r o mh a r da l l o yt o i n v a ra l l o yi sl o n g e s ta n dt h et e n s i l es t r e n g t hi sh i g h e s ta b o u t2 9 6 m p a k e yw o r d s ：y g 2 0 ：4 2 l n v a ra l l o y ：v a c u u md i f f u s i o nw e l d i n g ：w e l d e dj o i n t h 大连交通大学学位论文独创性声明 本人声明所呈交的学位论文是本人在导师指导下进行的研究工作 及取得的研究成果。尽我所知，除了文中特别加以标注和致谢及参考 文献的地方外，论文中不包含他人或集体已经发表或撰写过的研究成 果，也不包含为获得太蓬銮通太堂或其他教育机构的学位或证书而 使用过的材料。与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均已在 论文中作了明确的说明并表示谢意。 本人完全意识到本声明的法律效力，申请学位论文与资料若有不 实之处，由本人承担一切相关责任。 学位论文作者签名：冬莉橱p 日期： 川年乡月t r 日 大连交通大学学位论文版权使用授权书 本学位论文作者完全了解太蓬銮通太堂有关保护知识产权及保 留、使用学位论文的规定，即：研究生在校攻读学位期间论文工作的 知识产权单位属太整塞通太堂，本人保证毕业离校后，发表或使用 论文工作成果时署名单位仍然为太连銮通太堂。学校有权保留并向 国家有关部门或机构送交论文的复印件及其电子文档，允许论文被查 阅和借阋。 本人授权太整銮通太堂一可以将学位论文的全部或部分内容编入 有关数据库进行检索，可以采用影印、缩印或扫描等复制手段保存、 汇编学位论文。 ( 保密的学位论文在解密后应遵守此规定) 学位论文作者签名：冬苟锏p 魄1 年多月f 歹日 导师张趣舞& 印 日期：2 帅7 年月。日 学位论文作者毕业后去向：坎习包夸 工作单位： 通讯地址： 电子信箱：l i r l ) w ( i 砒m a i ( c o 肌 电话： 邮编： 第一章绪论 第一章绪论 1 1 硬质合金 硬质合金是以在元素周期表第1 v a 、v a 、v i a 族的9 种金属碳化物和铁、钴、镍等 铁族金属，通过粉末冶金方法所得合金的总称1 1 1 。由难熔金属化合物和粘结金属所构成 的组合材料。其中常见的碳化物主要是w c 、t i c 、t a c 、n b c 、v c 、t i c w c 等，这些 碳化物相保证了合金具有高的硬度和耐磨性，而粘结相则使合金具有一定的强度和韧 性。近代粉末冶金技术迅速发展，使它成为介于冶金和机械学科之间的一个新兴边缘学 科，成为一种先进的机械加工新工艺和制造特殊材料的先进方法。由于硬质合金的基本 组元熔点很高，因此采用铸造的方法获得硬质合金制品是相当困难的，而采用粉末冶金 方法就可以比较容易地获得各种各样成分的硬质合金产品1 2 j 。根据硬质合金的成分，可 以将硬质合金分为五大类：碳化钨基硬质合金、碳化钛基硬质合金、涂层硬质合金、钢 结硬质合金、以及其他硬质合金( 包括碳化铬基硬质合金、碳氮化物硬质合金和碳化钛 氧化铝硬质合金) 例。 1 9 2 3 年，德国人施勒特尔首先提出用粉末冶金方法生产硬质合金。他在专利中所提 出的工艺，今天仍在w c c o 硬质合金生产工艺中使用。1 9 2 6 年，w c c o 硬质合金研制成 功，由德国克虏伯首先进行硬质合金的工业生产。1 9 2 9 年出现了t i t a c - n i c o 系，以后 又出现了w c t i c o 系，用t i c 代替w c 、采用复式碳化物，粘结相n i 代替c o 。2 0 世纪6 0 年代，超细晶粒w c c o 硬质合金研制成功。超细硬质合金w c c o 一般是指碳化钨平均晶 粒度小于l u m 的合金，有时又叫做亚微细硬质合金，这是由硬质合金强度理论和断裂机 构与晶粒度关系启发而研制出的一类高性能的合金。它的出现弥补了常规硬质合金的许 多不足，扩大了硬质合金的应用范围，特别是用于加工难加工的材料( 如n i 基、c o 基耐 热合金、不锈钢、钛合金、冷硬铸铁等) ，在低速切削、切断等) 时能代替高速钢刀具， 在制造耐磨耐冲击工具( 拉丝模、各种模具和冲头、矿山工具、顶锤、玻璃刻划刀) 等 方面都取得了良好的应用效果。亚微米级w c 合金的发展以及w c 粉末的纳米化等都使硬 质合金的生产达到了一定的高度。2 0 世纪6 0 年代末期，热等静压克服了热压时粉末受力 不均匀、密度不均匀等缺点，综合了热压和等静压两者的优点使制品的组织、性能达到 了现代粉末冶金工艺的新水平。7 0 年代移植到硬质合金生产领域中的喷雾干燥技术使硬 质合金生产工艺又向前迈进了一大步1 3 1 。粉末冶金方法是用金属粉末( 或金属粉末与非金 属粉末的混合物1 作为原料，经过成形和烧结制造金属材料、复合材料以及各种类型制 品的工艺过程1 3 1 。以后又出现了w c t i c a 系，而采用t i c 代替w c 、应用复式碳化物、粘 人连交通人学i ：学硕十学位论文 结相n i 代替c a 、发展亚微米级w c 合金以及w c 粉末的纳米化等都使硬质合金的生产达 到了一定的高度i 4 。 硬质合金具有很高的硬度和耐磨性，在较高的温度下仍有高的硬度，在6 0 0 c 时硬 度高于高速钢的常温硬度，1 0 0 0 时硬度高于碳钢的常温硬度；化学性能稳定，某些牌 号的硬质合金能耐酸、耐碱甚至在高温下也不发生明显氧化；其导热系数及导电系数与铁 及其合金接近l 。 1 1 1w c c o 硬质合金的特点 w c c o 系硬质合金是目前产量最大，用途最广的一类硬质合金，这主要源于它们 具有十分优异的性能【4 7 l 。例如日本材料牌号g 5 夕多叉w c c o 系硬质合金和s i 3 n 4 陶 瓷材料、d a l 5 0 烧结金刚石、s k h 9 高速钢比较，显示出良好的综合性能。硬质合金的 基本特点是1 8 j ： ( 1 ) 具有很高的硬度和耐磨性，硬度一般在h r a 8 6 - 9 3 之间，并随着硬质合金中含钴量 的增加而降低，尤其可贵的是红硬性比较好，而且在较高的温度下仍具有高的硬度，例 如，在8 0 0 时硬度高于高速钢的常温硬度，1 0 0 0 时硬度高于碳钢的常温硬度。只有 当使用温度高于5 0 0 时，其硬度才开始降低。但是在1 0 0 0 1 1 0 0 的高温下，硬度仍可 高达7 3 7 6 h r a ； ( 2 ) 常温时硬质合金的抗弯强度在9 0 1 5 0 m p a 之间，并且含钴量越高抗弯强度越高； ( 3 ) 具有很高的弹性模量，通常为( 4 礅1 0 5 m p a ，常温下刚性好； ( 4 ) 具有较稳定的化学性能，某些牌号的硬质合金能耐酸、耐碱，甚至在高温下也不 发生明显氧化； ( 5 ) 导热系数及导电系数与铁及其合金接近，钨钴合金的导热率为0 5 8 , - - 0 8 8 j ( c r n s c ) ， 比高速钢约高1 倍，并随着硬质合金中钴量的增加而增加； ( 6 ) 硬质合金的脆性很高，几乎与温度无关。在高温时，钢的冲击韧性比硬质合金大 数百倍。在镶焊硬质合金工具时，不允许对硬质合金刀片做冲击性的压紧。硬质合金的 冲击韧性与合金中钴量有关，含钻量越高，冲击韧性也越高； ( 7 ) 热膨胀系数比较小，并随着硬质合金中钴量的增加而增加。 硬质合金的上述特点，使得它在现代工具材料、耐磨材料、耐高温材料和耐腐蚀材 料等方面占据了重要地位。 1 1 2 硬质合金的发展及其应用 现代硬质合金的发明者是德国人施勒特尔，他于1 9 2 3 年首先提出用粉末冶金方法 生产硬质合金。他在专利中所提出的工艺，今天仍在w c c o 硬质合金生产工艺中使用。 2 第一章绪论 粉末冶金方法是一种制取材料和制品的特殊冶金方法，是用金属粉末( 或金属粉末与非 金属粉末的混合物1 作为原料，经过成形和烧结制造金属材料、复合材料以及各种类型 制品的工艺过程1 9 1 。由于硬质合金基本组分熔点很高，因此用铸造方法生产硬质合金制 品相当困难，而采用粉末冶金方法就可以获得各种各样的硬质合金制品。1 9 2 6 年w c - c o 硬质合金研制成功，由德国克虏伯首先进行硬质合金的工业生产。1 9 2 9 年出现了 t i t a c n i c o 系，以后又出现了w c - t i c a 系，而采用t i c 代替w c 、应用复式碳化物、 粘结相n i 代替c a 。2 0 世纪6 0 年代，超细晶粒w c c o 硬质合金研制成功。超细晶粒 w c c o 硬质合金一般是指碳化钨平均晶粒度小于l u m 的合金，有时又叫做亚微米硬质 合金，这是由硬质合金强度理论和断裂机构与晶粒度关系启发而研制出的一类高性能的 合金。它的出现弥补了常规硬质合金的许多不足，扩大了硬质合金的应用范围，特别是 用于加工难加工的材料( 如n i 基、c o 基耐热合金、不锈钢、钛合金、冷硬铸铁等) ， 在低速切削( 间断切削、铣削、切断等) 时能代替高速钢刀具，在制造耐磨耐冲击工具 ( 拉丝模、各种模具和冲头、矿山工具、项锤、玻璃刻划刀) 等方面都取得了良好的应 用效果。亚微米级w c 合金的发展以及w c 粉末的纳米化等使硬质合金的生产达到了一 定的高度【1 0 1 。2 0 世纪6 0 年代末期，热等静压技术普遍用于硬质合金的生产，热等静压 技术克服了热压时粉末受力不均匀、密度不均匀等缺点，综合了热压和等静压两者的优 点使制品的组织、性能达到了现代粉末冶金工艺的新水平【1 1 j 。7 0 年代移植到硬质合金 生产领域中的喷雾千燥技术使硬质合金生产工艺又向前迈进了一大步。梯度硬质合金材 料是一种由于组织连续变化引起性能缓变的功能复合材料，又称为多结构或多相硬质合 金，是8 0 年代后期利用已取得专利的新工艺开发的一种新型硬质合金材州1 2 l 。这种材 料的开发成功地被认为“自5 0 年代初以来硬质合金发展史上的一次最重要的创新”，这 种创新的工艺特点是可同时提高硬质合金的耐磨性和韧性，从而可为解决硬质合金耐磨 性和韧性之间的矛盾提供条有效的途径。它的实质是在制取缺碳即含有q 相的硬质合 金的基础上通过渗碳处理来改变合金中的粘结相的分布，使其呈梯度，借以赋予不同部 位以不同性能，达到提高其使用性能的目的。 作为工具材料，硬质合金的弯曲强度反映了工具的综合性能，通过b e i 观察w c c o 系硬质合金中w c 和c o 的分布形态及w c 晶粒的形状和粒度，对w c c o 系硬质合金 断裂行为行径进行了分析，结果表明i l 引，w c c o 系硬质合金的断裂主要是沿着w c 颗 粒与c o 粘结相的界面或粘结相延性断裂，断口形貌是典型的韧窝结构组织，很少是 w c 颗粒被辟裂的行为。所以要提高产品的弯曲强度，必须采取强化w c 晶粒与c o 相 之间的界面和强化粘结相的措施。硬质合金制品通过采用适当的强化处理技术可以消除 应力、提高硬质合金制品的弯曲强度等综合性能，般地，整体强化采用热处理技术， 3 人连交通人学i ：学硕十学位论文 局部强化采用金属熔体渗透处理方法，表面强化采用强化介质振动处理技术【1 4 1 。硬质合 金中w c 晶粒内部微孔主要来源于原料w 粉，选用蓝钨为原料可使w c 晶粒内部微孔 明显减少，有利于获得具有较好综合性能的合金【1 5 】。 表1 1 市场上常用的硬质合金 t a b l e1 1t h ec e m e n t e dc a r b i d eu s e dw i d e l yi nt h em a r k e t 硬质合金具有高硬度和耐磨性、耐腐蚀和良好的红硬性等特点使得它在现代工具材 料、耐磨材料、耐高温和耐腐蚀材料等方面占据了重要地位。近年来，甚至已应用至蜘 手表壳、圆珠笔等日常用品之中。并且在金属加工、矿山开采、汽车制造及钢铁工业中 已获得了广泛的应用，是制造切削工具、凿岩工具、复合辊环、指接刀的理想材料，其 中硬质合金车刀、铣刀的应用尤其广泛，其销售金额分别占同类刀具材料的8 1 和 4 0 【1 6 1 。在表1 1 中，列出了市场上用于焊接式刀片、凿岩工具或模具的硬质合金牌号、 性能和应用范围【1 3 j 。硬质合金曾经引起金属切削加工工业的技术革命，从而被看作是工 具材料发展过程中继碳素工具钢和高速钢之后的第三阶段的标志1 3 j 。 硬质合金的应用形式主要集中在三个方面，即整体硬质合金，硬面材料【r q ( 包括铸 造用碳化钨、球粒合金和表面喷涂( 焊) 用硬质合金) 和硬质合金与其他材料的连接件。然 4 第一章绪论 而，尽管w c c o 系硬质合金具有十分优异的性能，但是，由于硬质合金难以加工且价格 高，其用途受到限制。此外，绝大多数w c c o 硬质合金都是粉末冶金生产的，生产工艺 的限制也使得生产较大尺寸的硬质合金产品变得困难。而且，在许多场合，硬质合金在 使用时并不需要零部件整体都是硬质合金【1 睨1 1 。所以，为扩大硬质合金的应用范围，降 低硬质合金产品的成本，将硬质合金与韧性较好、强度较高、加工性能优异的、廉价的 钢连接在一起，是目前最常用的硬质合金产品的制备方法。但是，迄今为止，工业上使 用的各种连接技术都或多或少存在着不足，阻碍了硬质合金高端产品的开发。因此，开 发硬质合金和钢连接的新技术，实现该技术的工业化生产，将是硬质合金制造工业中的 一场深刻变革。 1 1 3 硬质合金焊接的问题与措施 1 、焊接裂纹的主要原因：硬质合金焊接时易产生裂纹，这是由于硬质合金的线膨胀系 数很低，仅为碳钢、工具钢的二分之一三分之一，因此当合金与钢基在焊接时，会在 接头中产生很大的热应力f 捌，若超过硬质合金的抗拉硬强度，便会导致合金开裂。 2 、为了防止产生焊接裂纹，建议可采取如下措施： ( 一) 正确选择钎料及钎剂 选用银基钎料( 如加锌、锰、镍等元素的银铜合金) 。因银基钎料对于防止钎焊裂 纹有利。 银基钎料的钎剂为f b l 0 1 、f b l 0 2 、f b l 0 3 、f b l 0 4 。 ( 二) 控制焊接时之加热速度与冷却速度 以d k 2 0 为例，合金片长度 ，能够抑制焊接过程中 珂碳化物产生。另外，除了焊接温度为7 0 0 c 和8 0 0 c 时，焊接接头界面区结合情况不 是很好，在接头界面区出现了明显的未焊透的焊接缺陷，说明焊接温度较小，元素之间 的互扩散情况不好。比较焊接时间为3 0 m i n ，焊接压力为1 0 m p a ，焊接温度为9 0 0 c 、+ 1 0 0 0 、1 1 0 0 、1 2 0 0 c 三种工艺参数不同状态的试样，可以看出，图( c ) 中的错试 样焊接接头界面比较平直，可能由于选用的焊接温度为9 0 0 c ，元素之间的互扩散情况 不是很好，随着焊接温度的增加，可以看劭，扩散焊接接头界面区结合情况变好，说明 选用的焊接温度较高，元素之间的互扩散情况较好，界面区组织分布也比较均匀，没有 明显的焊接缺陷。焊接温度大小选择恰当与否直接影响到焊接的最终质量，焊接过程中 产生的热量正比于焊接温度，在焊接条件、被焊材料和其他参数不变的情况下，在一定 的温度范围内，理论上焊接温度越高扩散系数越大，扩散过程也越快，所获得的接头结 合强度越高。虽然较高焊接温度，可以提高生产率，但是当焊接温度高于某一定值后， 温度在提高时，扩散焊接接头质量提高并不多，有时反而有所下降。 兰三耋堕兰丝尘：坌堑 i + o 二? j _ l = ：- ：o f + 、- i ，： 摘；l 爱麓：奋高； 罔3 4y g 2 01 j4 2 囡孔台金接头界面r 的显微组织形貌 f i g34 m i c r o s t r a c t u r e m o r p h o l o g yo f y g 2 0 a n d4 2 i n v a ra l l o y j o i n t i n t e r f a c i a lr e g i o n 人连交通人学l ：学硕十学位论文 3 2 5 焊接接头x 射线衍射( x r d ) 分析 为了分析y g 2 0 与4 2 因瓦合金扩散焊后焊接接头界面区是否生成有害的金属问化 合物或者有害相，利用x 射线衍射对y g 2 0 母材、因瓦合金母材以及焊接时间为3 0 r a i n ， 焊接压力为1 0 m p a ，焊接温度为1 0 0 0 、1 1 0 0 、1 2 0 0 c 时的y g 2 0 硬质合金与4 2 因瓦合金焊接接头界面区进行了物相分析，得到了它们的x 射线衍射谱线如图3 5 所示。 图( a ) 是y g 2 0 母材的x 射线衍射谱线，可以看出其物相为w c 和c o 相；图( b ) 是 因瓦合金母材的x 射线衍射谱线，可以看出其物相为y - ( f e ，n i ) 相；图( c ) 显示的是 焊接温度为1 0 0 0 。c 时，焊接接头界面区的x 射线衍射谱线，从图中可以看出焊接接头 界面区的物相组成为w c 、c o 相和丫( f e ，n i l 湘，说明在此温度下元素之间产生了互扩 散：图( d ) 和( e ) 分别是焊接温度为1 1 0 0 、1 2 0 0 时的焊接接头界面区x 射线衍 射谱线，从图中可以看出焊接接头界面区除了w c 、c o 相和y ( f e ，n 渊外，还生成少 量的c 0 3 c 相，并且随着焊接温度由1 1 0 0 增加到1 2 0 q 时，c 0 3 c 碳化物的含量也有 所增加。由此表明：焊接温度为1 1 0 0 c 、1 2 0 0 时，在光学显微镜下观察狲的黑色组织 大部分是c 0 3 c 相，c o 是轻过渡元素，并且原子半径小于1 3 0 p m ，所以和碳形成的碳化 物性质介于离子型碳化物和金属碳化物之间，其能被水和酸分解，生成碳氢化合物和氢 气，碳化物结构是以碳原子链贯穿在变形的金属结构之中，其特点是保留金属晶体结构， 具有金属光泽和导电性，并比原金属具有更高的熔点和硬度，化学性质稳定，耐高温， 抗腐蚀、强度高。并且随着焊接温度的增加c 0 3 c 碳化物的含量也随之增加，但是没有 产生对其焊接接头有害的脆硬的个碳化物的黑色组织。 3 2 h u 。h 们 c o + j c 一 h u h c o u c i - - 4 第一- 三章试验结聚j 分析 20 ( d e g ) a ) y g 2 0 2e ( d e g ) b ) 4 2 n n 合金 、 u 一 c ，) c o _ c i - - 、 u ，r 一 c n ) u c t - - 4 人_ 迕交通人学i ：学硕十j 仿论文 c ) 1 0 0 0 c m 1 1 0 0 第j 章试验结果j 分析 e ) 1 2 0 0 图3 5y g 2 0 与4 2 因瓦合金界面区物相分析 f i g 3 5p h a s ea n a l y s i so fy g 2 0 a n d4 2 i n v a ra l l o yi n t e r f a c i a lr e g i o n 3 2 6 接头界面区的元素分析( e p m a ) 为了研究扩散焊接接头界面区附件各个元素的扩散分布情况，利用扫描电镜波谱对 六种扩散焊接参数不同状态下的焊后试样接头界面区元素的分布情况进行了分析。在扩 散焊接过程中，可以分为以下三个阶段。第一阶段为物理接触阶段，高温下微观不平的 表面，在外加压力的作用下，通过屈服和蠕变机理使一些点首先达到塑性变形，在持续 压力的作用下，接触面积逐渐扩大，最终达到整个面对可靠接触。在这一阶段之末，界 面之间还有空隙，但其接触分部则基本上已是晶粒间的连接。第二阶段是接触界面原子 间的相互扩散，形成牢固的结合层。这一阶段，由于晶界处原子持续扩散而使许多空隙 消失。同时，界面处的晶界迁移离开了接头原始界面，达到了平衡状态，但仍然有许多 小空隙遗留在晶粒内。第三阶段是在接触部分形成的结合层，逐渐向体积方向发展，形 成可靠的连接接头。在此阶段，遗留下的空隙完全消失了。第三阶段是在接触部分形成 的结合层，逐渐向体积方向发展，形成可靠的连接接头。在此阶段，遗留下的空隙完全 消失了。这三个过程是相互交叉进行的。最终在接头连接区域由于扩散，再结晶等过程 而形成固念冶会结合，它可以生成固溶体及共晶体，有时生成金属问化合物，形成可靠 连接。 3 5 人连交通人颂十学何论丈 图3 6 是对l 样、2 舟、3 撑、错、5 带、甜焊念试样的接头界面区域线扫描分析元素分布 曲线，本图以焊接接头界面处为0 点，j 1 = 始，正数方向为y g 2 0 硬质合会侧，负数方向为 因瓦合金母材侧，截取距离为3 0 0 u m 。从图中可以看出，焊接温度从7 0 0 - - - - - 1 2 0 0 ，随 着焊接温度的变化，c 元素的扩散情况几乎没有改变。当焊接温度为7 0 0 时，如图( a ) 所示，w 、c o 、c 元素均匀分布在硬质合金一侧，n i 、f e 元素均匀分布在因瓦合金一 侧，由于y g 2 0 与因瓦合金之间未焊透，所以只有极少量n i 、f e 元素扩散到y g 2 0 硬 质合会侧，扩散距离约为5 , u m ，w 和c o 元素几乎没有发生扩散；当焊接温度增加到8 0 0 时，如图( b ) 所示，发现有少量的n i 和f e 元素扩散到硬质合金中，n i 的扩散距离为 约1 0 , u m ，f e 的扩散距离为约1 5 t m ，并有极少量的c o 元素扩散到因瓦合会侧，c o 元 素的扩散距离约为3 , u m ；当焊接温度达到9 0 0 的时候，如图( c ) 所示，可以看出也有 少量的n i 和f e 元素向硬质合金侧扩散，扩散距离约为2 0 , u m ，并且也有少量的c o 和 w 元素向因瓦合金侧扩散，c o 元素扩散距离约为5 , u m ，w 元素扩散距离约为3 , u m ；当 焊接温度为1 0 0 0 的时候，如图( d ) 所示，明显可以看出f e 和n i 元素都扩散到y g 2 0 硬质合会侧，w 和c o 元素扩散到4 2 因瓦合金侧，而且f e 元素的扩散距离可达8 0 , u m 左右，n i 元素的扩散距离也有5 蛳m 左右，w 元素的扩散距离约为2 5 , u m ，c o 元素的扩 散距离达到5 吮m 左右；当焊接温度增加到1 1 0 0 的时候，如图( e ) 所示，n i 和f e 元素向硬质合金侧的扩散情况略微下降，扩散距离约为3 0 , u m ，w 和c o 元素的扩散情 况也略有下降，扩散距离约为1 5 t m ；当焊接温度达到1 2 0 0 时，如图( f ) 所示，n i 和f e 元素向硬质合金侧和w 和c o 元素向因瓦合金侧的扩散情况与图( e ) 大致相同， 均有所下降，扩散距离约为2 5 u m ，w 和c o 元素的扩散距离约为1 0 , u m ，元素的扩散情 况有所下降的原因可能是随着焊接温度的升高，焊接接头界面处产生的黑色组织的 c 0 3 c 金属间化合物的缘故。 通过以上分析表明：焊接温度为7 0 0 、8 0 0 时，由于y g 2 0 与因瓦合金之问未焊透， 所以只有极少量n i 、f e 元素扩散到y g 2 0 硬质合金侧，w 和c o 元素几乎没有发生扩 散；随着焊接温度的增加，焊接温度为9 0 0 时，n i 、f e 元素向y g 2 0 硬质合金侧扩散 的距离有所增加，并且有少量的c o 元素向因瓦合会侧发生扩散；当焊接温度达到1 0 0 0 时，n i 、f e 元素扩散到y g 2 0 硬质合会侧和w 、c o 元素扩散到因瓦合金侧的距离达到 最大，f e 元素的扩散距离可达8 0左右，n i 元素的扩散距离也有5 吮左右，w元,umm 素的扩散距离约为2 5 , u m ，c o 元素的扩散距离达到5 吮m 左右；当焊接温度继续增加到 1 1 0 0 和1 2 0 0 时，可能是由于随着焊接温度的升高，焊接接头界面处产生的c 0 3 c 金属 问化合物的缘故，n i 和f e 元素向硬质合金侧和w 和c o 元素向因瓦合会侧的扩散情况 略有f 降，随着焊接温度的变化，c 元素的扩散几乎没有发生变化。 第二- i 章试验结果j 分析 8 6 8 6 4 2 距离( mm ) a ) 7 0 0 c 距离( mm ) b ) 8 0 0 c 距离( mm ) c ) 9 0 0 c 3 7 3 3 人近交通人学l 。硕p 传论艾 8 6 8 6 4 距离( mn 1 ) d 、1 0 0 0 。c 8 6 2 距离( i l lm ) e 11 1 0 0 。c 距离( mm ) f ) 1 2 0 0 图3 6 接头界面区的元素分布 f i g 3 6e l e m e n td i s t r i b u t i o no f j o i n ti n t e r f a c i a lr e g i o n 3 8 3 第争试验结粜- ，分析 3 27 界面区显微硬度分布 采用焊接后抛光忐试样作为测定试样，对 种不同扩散焊接t 艺的y g 2 01 ，4 2 因 6 l 合会焊接接头的界面区结合处进于j = 了系统地显微硬度测定，阐述了y g 2 0 与4 2 囡瓦 合会扩散焊接接头的界面区硬度值分巾情况，图3 7 为y g 2 0 与4 2 凼瓦合会各焊接接 三l = 界面区的显微硬度分布曲线。 o 5 趔 蜊 酗 挺 吲 距离( um ) 幽37 接头界面区的显微硬度分布曲线 f i g37 m i c m h a t d n e s sd i s t r i b u t i o n s o f j o i n l i n t e r r a c i a lr e g i o n 从图37l l 町以看my g 2 0 母村侧碗度约为1 0 0 0 h v 左右，4 2 闭f i 合余母材侧硬 度约为1 7 0 h v 左右。“j 焊接时削为3 0 m i n ，焊接压力为i o m p a ，焊接温度分别为7 0 0 、 8 0 0 、9 0 0 、1 0 0 0 、1 1 0 0 、1 2 0 0 时，从图中可以看出焊接接头界面硬度为4 5 0 6 5 0 h v 左右，焊接接土附近硬度过渡、p 缓，随若焊接温度的增加到1 0 0 0 c ，焊接接火艇艘也随 着增j j u ，其中焊接温度为7 0 0 、8 0 0 的焊接接头靠近硬质台盒侧硬度没有甲缓过渡，对 麻组织分析结粜“r 圭，该试扦焊接未焊透，导致元素之问没有瓦扩散，所有硬度 焊接 接头到硬质舟会侧过渡比较急剧，娃叶 试样4 ( 焊接温度为1 0 0 0 ) 焊接接头硬度最岛 上j i t 迪、4 #，础it 似论史 达剑6 5 8 h v ，w 接接头凼乩合奔侧地艘偏r = 】，_ _ t ! 接接头界 i j k 附近馊眨位无沦到碰质台 金侧还是怯l 瓦台余侧没有u ，| ! - a 们急剧变化，过渡较、1 7 缓，可能足兀豢之n i j 的可护敞情况 比较好，返足mf 仡选抖j1 0 0 0 的焊接温度f ，焊接材料的熔透深度较大，从而使碰质 合金和州轧舟金的汗 金结合良好，元素1 l 扩散陆况好，所以硬度值乜较高硬度到达冈 瓦金处过渡r 缓。、。j 焊接温度超过1 0 0 0 时，焊接滥度分别为1 1 0 0 、1 2 0 0 时，试 样焊接楼头硬度h v 分别为5 7 6 h v 、5 8 0 h v ，硬度值较焊接温度为1 0 0 0 时的较低， 足i l ij 舟接头界而区处生成的黑色组织的c o ，c 碱化物，并且焊接温度较高，引起了品 粒k 大，导致接大界丽区硬度的变化，并u 焊接温度越高，晶粒长大速度越快。 综l 所述结粜表明：焊接时问与焊接爪力定下，随着焊接温度的增加到1 0 0 0 时， 焊接接头界面医硬度值也随着增j j i 当焊接温度超过1 0 0 0 时，随着焊接温度的增加， 焊接接头硬度值十h 莘不大。当焊接温度为1 0 0 0 c 时，焊接接头硬度值最南达到6 5 8 h v ， 硬度过渡半缓，i 刊时咀说叫了界面之问“索的扩；技情况好，组织均匀。 328 拉伸试验分析 扩散焊接时，影响焊接接头质量和焊接过程温度性的主要凶素有加热温度、压力和 焊接时川、真空度和焊d u 焊件的表脚状态等。扩散焊接自h 焊件表面必须进行精细加工、 磨甲和清洗之油，使表面尽可能光洁和无任何杂质；受埘村的熔点限制，加热温度不能 太高，否则母材晶粒长大，使接头韧性降低；压力不能太大，能够避免产q 三界i f i i 扩散空 洞的压力即t ，j ：保温时川a 短，各个元素之间柬不及进行充分扩 牧，无法形成牢固结台 的扩散焊接头。焊接接头由焊缝金属和热影响区组成。焊缝会属是指焊接加热时，焊缝 处的温度在液相线以l ，母村与填充金属形成共同熔池，冷凝后成为铸企组织；d 冷却 过程中，液态余属臼熔合区向焊缝的中心力向结品，形成柱状品组织。热影响区指焊接 过程中，焊缝两侧会属斟焊接热作用而广。扛组织和性能变化的区域。这坐的接头强度丰 要是界面连结强度，它是化学连结和机械连结强度之和。 篓：兰堂釜墨：2 竺 b ) 图3 8 断裂试样的宏观照片 f i g 3 暑m a c r o p h o l o g r a p h o f f r a c l u r es a m p l e 图3 8 所示的是断裂后试样的宏观照片。根据拉伸试样拉断后拉伸破坏的部位，可 将断裂部位分为以下两种：图( a ) 所示的是在拉伸试样焊接面发生断裂：图( b ) 所示 的是在拉伸试验过程中沿着焊接接头界面区靠近y g 2 0 硬质合余发生断裂。 青 皇 j o 焊接黼艘( ) 幽3 9 抗拉强度随埠接潞虞变化曲线 f i g3 9 t e n s i l es t r e n g t h w i t h t e m p e r a t u r e w e l d i n g 图3 9 所小的是焊接时问为3 0 r a i n 。不同焊接温度下的抗拉强度值。抗拉强度是3 个试样的平均值。从幽中i r 以看出，焊接时叫为7 0 0 c 、8 0 0 c u 十拉仲强度值较低，主要 人近交通人学i 。j 硕卜学f 节论文 足由于焊接温度较低，焊接接头产生未焊透这一焊接缺陷，冶会结合情况不好，元素之 f h j 的厄扩散情况差，与前面的显微组织分析和界面区的显微硬度以及元素分析结果一 致，当焊接温度为9 0 0 时，拉伸强度值有所增加，但是增加幅度不火，当焊接温度为 1 0 0 0 时，拉伸强度值最大，大约为2 9 6 m p a ，随着焊接温度增加到