钎焊性能论文

钎焊性能论文（精选7篇）

钎焊性能论文 篇1

电弧钎焊是一种利用电弧加热焊件和填充钎料的钎焊方法[1],兼有钎焊和电弧焊的特点[1,2]。与普通电弧熔化焊相比,电弧钎焊具有以下明显的优势:接头的力学强度高,焊接热影响区小,成形美观,对表面光洁度要求不高,焊后不用清洗,节能高效易于实现自动化等。在对薄板、热敏感性高的金属材料、防磁隔磁部件或是存在金属表面涂层材料进行连接时能显示其独特的优点。日本、欧洲的一些厂家在汽车部件及电器制造上,已经大量采用了这种钎焊方法[3,4]。

目前很多相关研究已经发现采用铜基钎料电弧钎焊连接镀锌钢板时,接头的强度高于母材的强度[3,4]。但是这些研究只是针对其电弧钎焊设备及工艺进行研究,很少有研究涉及到电弧钎焊接头得到强化的原因。同时也未见针对脉冲频率变化对镀锌钢板连接时的微观组织和力学性能影响的相关报道。因此本工作采用CuSi3作为填充金属连接镀锌钢板,其中着重研究脉冲频率变化时界面的显微组织以及接头的强化机理。

1 实验材料及方案

实验中母材均为镀锌钢板,尺寸为40mm×40mm×2mm,钎料选用CuSi3(Cu:97,Si:3,质量分数/%),称取200mg,并弯成环状。实验前所有材料用酒精和丙酮清洗干净。

在本研究中,为获得电弧钎焊时CuSi3钎料和母材之间的界面反应情况,采用钨极氩弧(TIG)电弧在镀锌钢板表面加热钎料使之熔化并在母材上润湿铺展和母材进行反应,即TIG钎焊方法。在TIG钎焊工艺中,焊接基值电流I0为20A,峰值电流Ip为80 A,占空比为50%,即t0=tp,燃弧时间t为4s,电压U为11.1～11.2V,脉冲频率f分别为100,500,1000Hz和2000Hz,各参数示意图如图1所示。电弧钎焊实验采用Fronius焊机(FK-2600)完成,电源采用直流正接方式,保护气体为纯氩,其流量为12L/min。

TIG钎焊试样被割断后,打磨抛光,对界面分别进行扫描电镜(JXA840A)和能谱分析(OXFORD-7573)确定界面元素成分和显微组织。并且通过M400-H1显微硬度机(LECO)确定截面显微硬度。显微硬度测试时每个试样测量从钎缝到母材的区域,在每个测量点分别读取5次硬度值,然后取其平均值。实验中载荷皆为10g(0.098N),载荷持续时间为1s。

2 实验结果及分析

2.1 微观组织分析

图2为镀锌钢板/CuSi3钎料脉冲频率不同时的电弧钎焊接头显微组织照片,其中左侧为镀锌钢板,右侧为CuSi3钎料。由图2可以看出在右侧的钎料区内部有呈球状或花状的深灰色颗粒相存在,前期研究已经证明此强化相为Fe5Si3(Cu)相,并且发现由于此强化相的存在接头的强度得到了一定程度的强化[5]。

图2a是脉冲频率为100 Hz时的钎焊接头微观组织。从图2a可以看出,CuSi3钎料与母材镀锌钢板之间有一道界面清晰的区域即为钎缝微观界面,在钎缝界面的右边大约40 μm的范围内,零星的存在着几个球状或花状Fe5Si3(Cu)金属间化合物颗粒,其数量较小,尺寸也不大。

图2b是脉冲频率为500Hz时的钎焊接头微观组织。相对图2a来说,图2b实验中所用频率略有增大,但钎缝微观界面组织中Fe5Si3(Cu)强化相的分布仍然较少,且尺寸不大,呈小球状个别呈花状,同样分布在靠近界面层的地方,主要集中在离界面层约40 μm的范围以内。

图2c是脉冲频率为1000 Hz时的钎焊接头微观组织。从图2c中发现,在CuSi3钎料微观组织中分布着大量Fe5Si3(Cu)强化相,相对图2a,b中的Fe5Si3(Cu)强化相颗粒来说尺寸较大,数量多,呈小球状和星状,并且分布的宽度也有所增加,达到60～80 μm。

图2d是脉冲频率为2000 Hz时的钎缝接头微观组织情况。从图2d中可以明显发现,在右边CuSi3钎料区弥散分布着大量的Fe5Si3(Cu)强化相,分布范围较广,不仅存在于靠近钎缝界面层,在远离界面层处也同样分布着大量Fe5Si3(Cu)强化相,且个别Fe5Si3(Cu)强化相颗粒的尺寸相比图2a,b,c明显的增大,呈花瓣状。

由图2可以看出CuSi3钎缝区内Fe5Si3(Cu)强化相随脉冲频率增加时的分布和生长过程。在频率相对较低时(频率为100,500Hz),钎料区域内部逐渐产生一定的Fe5Si3(Cu)强化相,但Fe5Si3(Cu)强化相的分布较少,且大多靠近界面层;当脉冲频率较大时(频率为1000,2000Hz),Fe5Si3(Cu)强化相大量产生,数量增加很快,由刚开始的球状逐渐长大呈星状和花瓣状,且分布区域更广。

2.2 显微硬度分析

前期铜基钎料电弧钎焊连接镀锌钢板的接头拉伸实验结果已经表明,连接后的拉伸断口一般产生在母材一侧[5]。为表明电弧钎焊频率对接头钎缝区域力学性能的影响,本研究采用了对钎缝区域进行显微硬度测量的方法,结果如图3所示。由图3可知,对于采用4种脉冲电弧频率的电弧钎焊试样,都在界面附近显微硬度值达到最大值,也就是说界面的硬度高于熔化钎料区域和镀锌钢板母材区域。另外由图3也可看出,其他脉冲参数相同的条件下,当脉冲频率增加时其钎缝显微硬度的最大值不断增加,由175MPa增加到204MPa,同时钎缝被增强的区域宽度也不断增加,由宽度为40 μm增加到120 μm,也就是说随脉冲电弧频

率的增加,钎焊接头的强化作用得到增强。这和上述界面微观组织的分析结果也是一致的。

3 讨论

前期研究表明在镀锌钢板进行电弧钎焊连接时,当在接头的内部弥散分布Fe5Si3(Cu)强化相时,镀锌钢板的电弧钎焊接头得到了一定的强化,使得接头的力学性能高于母材的力学性能。并且发现Fe5Si3(Cu)的来源主要分为两个方面,分别为钎料/镀锌钢板界面须状金属间化合物破碎作用,以及钎料内部的Fe原子的溶解-析出作用。本工作认为在高频脉冲的作用下促进了以上两个作用[5,6]。

在焊接高频脉冲电流作用下,由于脉冲电流在峰值电流和基值电流之间形成周期性变化,引起电弧压力也周期性变化,当峰值电流高时,电弧压力大,熔池表面的液体呈凹状;当处于基值电流时,电弧压力小,熔池表面呈凸状,从而导致熔池液体的上、下振动,使熔池液体发生强烈搅拌作用,其作用远远大于未施加脉冲电流时的效果。并且随脉冲频率的增加搅拌作用的效果也不断增加[7,8]。

而在脉冲电流作用下的熔池液体的搅拌作用一方面增强了熔池内原有的对流,增大了液体流动,降低了温度梯度,扩大了固液界面前沿的成分过冷区域,并使得Fe原子和Si原子有机会充分接触,因此增加了钎料区域内部形成Fe5Si3(Cu)的机会,增加了形核核心,使得钎料区域内部的Fe5Si3(Cu)增强相的数量不断增加。

另一方面根据材料力学的基本理论可以看出,在交变应力作用下,材料的疲劳极限与其静强度极限σb之间存在如公式(1)所示的关系[9]:

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由上述关系可以看出,在交变应力作用下,材料抵抗破坏的能力显著下降。因此由脉冲电流产生的强交变对流作用可促进镀锌钢板/钎料界面上生长出的须状Fe5Si3(Cu)金属间化合物发生低应力断裂。并且随着脉冲电流频率的增加也就是加载次数的增加,须状金属间化合物破碎的几率增加。这些破碎的金属间化合物在熔池搅拌的作用下将其带到固液界面前沿的成分过冷区中,促进了Fe5Si3(Cu)相的非均质形核,因此增加了钎料内部Fe5Si3(Cu)金属间化合物的形核核心,使得Fe5Si3(Cu)增强相的数量分布增多。

4 结论

(1) 界面微观组织和显微硬度分析结果表明随脉冲频率的增加,接头的强化作用增强:Fe5Si3(Cu)强化相数量不断增多,弥散宽度变宽,其显微硬度值也相应增加。

(2) 由于脉冲电弧的交变冲击作用下,电弧钎焊熔池的搅拌和冲刷作用效果增强,促进了界面须状金属间化合物的破碎作用和熔池成分过冷区域的增加,从而提高了钎料区域内部Fe5Si3(Cu)强化相的数量和分布宽度。

参考文献

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[2]于治水,钱乙余,王凤江,等.Cu基钎料电弧钎焊接头强度及断口分析[J].机械工程学报,2001,37(10):88-92.

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[9]单辉祖.材料力学(Ⅱ)[M].北京:高等教育出版社,2004.

钎焊性能论文 篇2

但目前有序排布技术仅能实现平面均布的批量化生产,在曲面上实现均布仅停留在实验开发层面; 再加上钻削工具的固有特征,顶部磨料起钻进加工作用,受力状况极其恶劣,侧面磨料仅是减少钻进过程的摩擦,受力状况一般;如果采用有序排布技术,顶部和侧面磨料采用不同的浓度排布,难度成倍提高,即使这样,但由于均布技术的固有缺陷,也实现不了顶部金刚石浓度在50%以上。

根据钻削工具的固有特征,仅将顶部磨料择优取向,取金刚石岀刃点为(111)面与(110)面结合晶棱, 在钻削过程中刃口锋利,排屑顺畅,摩擦生热少,显示出极高的钻进效率和使用寿命。

1钎焊金刚石薄壁钻

金刚石薄壁钻钎焊是一种采用真空钎焊技术进行钎焊的高性能金刚石工具制造技术。国外在20世纪80年代后期开始,研究用钎焊工艺开发新一代单层钎焊金刚石工具。其原理是藉高温钎焊来实现金刚石、结合剂和金属基体界面上的化学冶金结合,采用这种工艺制作的工具具有较高的结合强度,磨粒的裸露高度可达70%~80%,钎焊工具锋利、容屑空间大,不易堵塞,磨料的利用更加充分。与电镀和烧结钻头相比,钎焊薄壁钻头的钻削过程稳定,钻头寿命长,钻削的工件质量明显提高,在高转速、大进给条件下加工优势尤其明显。

钎焊金刚石薄壁钻加工对象广泛,如钢筋混凝土、石材、陶瓷、碳纤维、玻璃纤维、塑料、钢材、木材、 PVC等。作为具有卓越切削性能的新一代金刚石工具,金刚石出露高度可根据被加工材料的硬度、磨蚀性、配套设备参数、要求的加工效率、工作过程受力状况、金刚石的粒度和浓度等一系列静、动态参数和几何参数设计,可以控制出露1/3、1/2、2/3等,能实现更宽泛材料的高效低耗加工。

2选用金刚石原则

人造金刚石是用碳在高温、高压下形成的,是石墨的同素异形体。金刚石的晶形变化很大,常见晶形有八面体、菱形十二面体、立方体、四面体和六八面体等。金刚石晶体属于平面立方晶系,由于每个晶面上的原子排列形式和原子密度的不同以及晶面之间距离的不同,所以形成了天然金刚石晶体的各向异性。

天然金刚石晶体有三个主要晶面(100)、(110)、 (1l1),各晶面各向异性的程度不同,其中(100)晶面各向异性最严重.初始金刚石中,结晶完好的晶体不多,相当一部分金刚石颗粒表面有不同程度的缺陷。 如结晶发育不好、晶面凹陷、晶面上有孔洞,而孔洞有的很深,有的位于浅表面,类似层片状脱落,这样缺陷的晶面为(111)面。通常应根据工具的要求来进行金刚石工具的晶面选择,这些要求都需要借助晶体择优取向技术来实现。

金刚石的晶形与性能之间存在着一定的关系。 不规则形状的和有棱角的晶粒占比例大的则适合于较轻负荷的应用;晶形完整、饱满结实的金刚石晶粒更适用在较重的负荷情况下使用。

根据经验,当晶粒承受重负荷时,最合适的产品是选用非常结实的、完整的立方-八面体晶形的金刚石。 这种晶形的金刚石在工作过程中接触面积最小,而抗破碎能力最强,能降低设备功率消耗,延长工具寿命。

根据经验,金刚石不仅各晶面表现的物理机械性能不同、其制造难易程度和使用寿命也不相同。且同一晶面不同方向的耐磨性也不同。因此,在制造工具时,如果晶向选择不当,即使晶面选择正确,刃磨效率也会大大降低,所以在钻削过程中要选择晶面的耐磨方向,因此,金刚石薄壁钻制造前对金刚石天然晶体的准确定向,是合理选择晶面的基础技术,是制造性能优良工具的必要条件。

3择优取向钻头制备

3.1原材料

(1)金刚石

钎焊金刚石薄壁钻用金刚石粒度一般以35/40、 40/50、50/60为主,要求是晶形完整、饱满结实的立方-八面体晶形的金刚石,静压强度 在274.4N以上。

金刚石浓度根据钻切机理,顶部金刚石浓度采用70%,侧面金刚石浓度采用25%。

(2)固定剂

固定剂分为金刚石固定剂和钎料固定剂,均为不干胶水与丙酮(乙酸乙酯等稀释剂),或者去离子水按照不同的比例配制而成。

(3)钎焊料

目前,钎焊金刚 石的钎料 多使用Ni-Cr、Ag-Cu和Cu-Sn三类合金。其中,Ni-Cr基合金钎料的耐磨削、耐高温性能好,本身强度高,钎焊后可以获得很好的把持力,应用最为广泛。本实验用钎焊料也是Ni-Cr基合金钎料。

3.2钎焊机理

Ni-Cr合金钎焊料,其活性元素在钎焊过程中与金刚石之间形成碳化物是金刚石和钎焊料之间形成高强度结合的根本原因。在一定的温度下,熔融的钎焊料与金刚石表面开始接触,由于金刚石表面存在很多晶体缺陷,如生长台阶、位错露头等,C首先向钎焊料中溶解,并与钎料中的Cr生产碳化物Cr3C2,而后Cr3C2以金刚石为晶界开始生长,液相Cr逐渐增多, Cr3C2继续长大,在原来金刚石与钎焊料的方向形成Cr7C3,最后在金刚石与钎焊料的界面形成了金刚石Cr3C2-Cr7C3-钎焊料的梯度材质,实现了Ni-Cr合金与金刚石的冶金化学结合。

3.3择优取向方案

(1)布料工艺

顶部金刚石择优取向采用超声预磁化干预。具体布料工艺路线图如下。

(2)钎焊工艺

钎焊加热温度选择应高于钎焊合金熔点50℃~ 100℃,使钎焊合金充分浸润焊接金刚石颗粒。本实验使用钎焊料熔点为950℃,钎焊温度为1005℃。

钻头在真空烧结炉中真空钎焊,真空度保持在10-3~10-2MPa;加热分成4段,第1段:真空内加热至650℃,升温时间3小时,保温60分钟;第2段:继续升温至900℃,升温时间1小时,保温50分钟;第3段:继续升温至950℃,升温时间40分钟,保温20分钟;第4段:继续升温至1005℃,升温时间20分钟, 保温15分钟;最后随炉缓慢冷却至室温,出炉即可。

3.4常用钻头钻进(干钻)实验

实验钻头规格选择市场上常用 规格:Φ6mm小钻头和 Φ32mm常规钻头,接头形式为M14。钻进材料为莫氏硬度7~8级硬瓷砖,厚度为10mm;钻切设备为角磨机,功率为1.4kW,转速10000r/min;钻切手段为干钻。

3.4.1Φ6mm小钻头钻进实验

实验钻头规格为 Φ6mm,金刚石粒度选择40/50;

在显微镜下观察发现,择优取向钻头金刚石岀刃点为基本为(111)面与(110)面结合晶棱,见图6;普通钻头金刚石多数为晶面结构出露,见图7。

对钻进孔数和钻进时间的影响如图8所示。从图8可以看出:择优取向钻头可以钻32孔,平均速度3.6s;普通钻头可以钻18孔,平均速度5.9s。择优取向小钻头寿命比普通钻头提高接近1倍,平均钻速提高50%以上,并且钻进非常平稳。

3.4.2Ф32mm常规钻头钻进实验

实验钻头规格为 Ф32mm,金刚石粒度选择30/40;

在显微镜下观察发现,择优取向钻头金刚石岀刃点基本为(111)面与(110)面结合晶棱,见图9;普通钻头金刚石多数为晶面结构出露,见图10。

对钻进孔数和钻进时间的影响如图11所示。从图11可以看出:择优取向钻头可以钻97孔,平均速度6.34s;均布钻头可以钻70孔,平均速度6.12s;普通钻头可以钻41孔,平均速度9.8s。择优取向小钻头寿命比普通钻头寿命提高1倍以上,平均钻速提高50%以上,并且钻进非常平稳;择优取向小钻头寿命比均布钻头提高30%以上,钻进平稳性相当。

4结论

通过实际钻进验证可知:择优取向 Ф6小钻头比普通钻头寿命提高接近1倍,平均钻速提高50%以上,并且钻进非常平稳;择优取向 Ф32mm常规钻头比普通钻头寿命提高1倍以上,平均钻速提高50% 以上,并且钻进非常平稳;择优取向 Ф32mm常规钻头比均布钻头寿命提高30%以上,钻进平稳性相当。

可以预见,随着择优取向技术在钎焊金刚石薄壁钻上不断深化应用,将会很好地解决新材料领域的难加工材料,如:碳纤维材料、玻璃纤维材料、陶瓷纤维材料、稀土磁性材料等的加工问题。在不久的将来, 择优取向技术将是钎焊金刚石薄壁钻产品的主导先进技术,它将带动钎焊单层金刚石工具产业的技术进步,它将突破传统钎焊单层金刚石工具的使用界限, 在新材料领域发挥更大的作用。

摘要：钎焊金刚石薄壁钻是一种采用真空钎焊技术进行的高性能超硬材料钻削工具。根据钻削工具的固有特征,将顶部磨料择优取向,取金刚石岀刃点为(111)面与(110)面结合晶棱,在钻削过程中刃口锋利,排屑顺畅,摩擦生热少,显示出极高的钻进效率和使用寿命。通过实际钻进验证可知:择优取向Φ6小钻头寿命比普通钻头提高接近1倍,平均钻速提高50%以上,并且钻进非常平稳;择优取向Φ32mm常规钻头寿命比普通钻头提高1倍以上,平均钻速提高50%以上,并且钻进非常平稳;择优取向Φ32mm常规钻头寿命比均布钻头提高30%以上,钻进平稳性相当。

钎焊性能论文 篇3

为了减少污染、节约能源,汽车车身结构广泛采用轻量化的铝合金[1]。铝合金和镀锌钢板的热物理性能存在巨大的差异,采用常规的熔化焊焊接时,焊接性较差,易萌生裂纹,焊接接头组织不均匀,存在较大的残余应力,且焊缝中易生成大量硬而脆的Al-Fe金属间化合物[2],严重影响了接头的力学性能和使用性能。

国内外很多学者对铝合金和镀锌钢薄板的连接进行了探索性的研究,其方法主要是熔钎焊连接。焊接过程中,低熔点的铝合金薄板熔化,同时镀锌钢板保持固态,通过熔融状态的铝合金在镀锌钢板表面润湿铺展形成搭接接头,从而实现两者之间的连接。

冷金属过渡(cold metal transfer,CMT)技术作为一种新型的异种金属焊接方法,具有焊接质量好、焊接热输入低、无飞溅起弧、焊接变形小、无焊后清理工作等优点,良好的搭桥能力使得焊接过程操作容易,其特殊的熔滴过渡形式使得其在异种金属焊接中体现出了较大的优势[3]。笔者采用CMT焊接方法对铝合金和镀锌钢板进行焊接试验,研究铝合金和镀锌钢板的熔钎焊工艺、焊接头组织特征、焊接缺陷及力学性能。

1 试验材料、设备及方法

1.1 试验材料

试验所用材料为变形铝合金6061和冷轧热镀锌钢板HDG60,其物理性能如表1所示。焊接试板变形铝合金和镀锌钢板的尺寸均为200mm×100mm×1mm,焊接时选用的焊丝为直径1.2mm的ER4043(Al Si5)。

1.2 试验设备

本试验中对铝合金和镀锌钢板进行搭接焊所采用的试验设备为Fronius公司生产的TPS3200系列数字化CMT焊机。

1.3 试验过程

焊前,先用砂纸和钢丝刷将铝合金试件表面的氧化膜去除,再用丙酮去除铝合金和镀锌钢板上的水渍和油污,最后对清洗后的铝合金进行碱洗和酸洗。将表面处理干净的试板组合成搭接接头(铝合金板在上,镀锌钢板在下)。焊枪施焊方式为“前推”(前进方向与倾角相反)方式,夹角为135°,焊接形式如图1所示。焊接过程中,焊接电流为45A,电弧电压为10V,送丝速度为3.0m/min,焊接速度为5.14mm/min,焊接起始电流为55A,收弧电流为40A,采用氩气保护,氩气流量为20L/min。

焊后切取铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊接头横截面,用不同腐蚀剂分别对镀锌钢的一侧和铝合金焊缝一侧进行腐蚀。采用OLYMPUS GX51金相显微镜、JSF-6700F型扫描电镜(SEM)及能谱分析(EDAX)对铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊接头的显微组织进行观察和分析。

同时为了检测铝合金和镀锌钢板异种金属熔钎焊接头的力学性能,室温(20℃)环境下,在WDW-100D的微机控制电子式万能试验机上进行静态拉伸试验,测量接头的抗拉强度。焊接接头力学性能试验按照GBT2651-2008《焊接接头拉伸试验方法》进行,焊件接头上沿垂直焊缝方向切取拉伸试样,保证焊缝处于试样中部。拉伸速度为1mm/min,拉伸试样尺寸如图2所示。

2 试验结果及分析

2.1 焊缝成形与接头形貌

通过焊接参数的优化,得到了成形美观的焊缝。焊接试样的焊缝表面成形如图3所示,接头的正面成形美观,接头表面形成连续均匀、无飞溅、窄而低的鱼鳞状焊缝,从焊接接头的背面可以看到镀锌钢板颜色略有变化,这表明其镀锌层烧损较少,有利于保持镀锌钢板的抗腐蚀性。

采用金相显微镜和SEM对铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊接头横截面进行观察,如图4所示(由于显微镜镜头所限,图4由3张照片拼接而成)。试验结果表明,接头形貌为典型的搭接接头。据熔钎焊接方法的特点,由于6061铝合金的熔点仅为610℃,而镀锌钢板的熔点为1535℃,所以在电弧的作用下只有上层金属(铝合金)熔化,而下层金属(镀锌钢板)没有熔化或只有微熔。接头由钎焊接头和熔焊接头组成。钎焊接头是实现铝钢钎焊连接的主要部分,主要由中心界面区、过渡界面区、富锌区,以及与焊缝形成钎焊连接的镀锌钢母材组成。熔焊接头由焊缝(熔化区)、焊接热影响区及6061铝合金母材组成。

2.2 界面区显微组织特征

在CMT熔钎焊过程中,由于Al-Si钎料的熔点较低(为577℃),钎料在电弧温度下将迅速达到熔点。当温度高于铝合金的熔点时,固态镀锌钢板和液态铝合金相互作用。铁与铝形成金属间化合物的速度远远大于液体铝合金向镀锌钢板表面扩散的速度及金属间化合物的溶解速度,所以铝铁扩散过程以反应扩散为主[4]。根据FeAl二元合金相图,铁铝相互作用可形成α-Fe、α-Al固溶体及Fe3Al、Fe Al、Fe Al2、Fe2Al5、Fe Al3及Fe Al6等一系列金属间化合物,其中,Fe3Al基合金和Fe Al基合金有着优异的抗氧化、抗硫化性能以及较高的比强度和中温强度[5]。由于铁铝金属间化合物的生长系数的不同,在电弧钎焊的作用下,并不是所有的金属间化合物均能形成和长大。

2.2.1 中心界面区组织

对焊后接头的中心界面区反应层进行组织观察和能谱分析,对结合面不同部位进行线扫描和点分析,如图5所示。试验结果表明,焊后接头界面形成了一种亮灰色的致密新相,其平均厚度为3~5μm,形貌与母材大不相同。新相厚度小于文献所讲的临界厚10μm[6]。且该新相沿着熔化区呈针状生长。靠近反应层的镀锌钢板一侧,晶粒得到了一定的细化,这是由焊接热输入量不是很大造成的。从图5可以观察到Fe、Al元素从镀锌钢板→钎接界面区→熔焊焊缝金属有一个明显的渐变过程,分别呈下降和上升的趋势,而其他元素基本保持不变。这是Fe、Al元素向对方基体母材扩散的结果,其中,Al元素向镀锌钢板一侧扩散更为明显。在根据Fe-Al二元合金相图和表2可知,镀锌钢板母材Mn含量较高;靠近镀锌钢板一侧生成的铝铁金属间化合物为Fe3Al;近熔化区一侧生成的金属间化合物为Fe Al3;中间区的金属间化合物为Fe2Al5;熔化区下部靠近钎焊结合面的亮白色的为固溶体;焊缝熔化区主要为α-Al在熔池金属凝固过程中,达到共晶温度时,熔池金属发生共晶反应并在枝晶边界生成细密的(α-Al+Si)共晶,新生成的(α-Al+Si)共晶体附着在熔化区的铝基体上。另外,通过能谱发现,界面区没有Zn元素,这是由于电弧的温度较高,而Zn的挥发温度仅有906℃,所以在接头形成过程中镀锌钢板上的Zn主要起稳定电弧、润湿铺展、引领焊缝成形的作用,最后大量的锌形成富锌区,使得结合界面区基本上不含Zn元素。整体而言,由图5和表2可知,沿着镀锌钢板→钎焊结合面→焊缝熔化区这条路径上,相分布变化趋势为α-Fe固溶体、Fe3Al、Fe Al3、Fe2Al5金属间化合物、α-Al+Si共晶。

2.2.2 过渡界面区组织

从图6可以观察到,焊接接头过渡界面的反应层为2~3μm的致密生成相,这是因为这一区域电弧的加热温度有所降低,从而使得过渡界面区反应层的平均厚度小于中心界面区的平均厚度。通过能谱发现,如表3所示,靠近钢一侧的亮灰色的化合物层为Fe Al2,中间层灰色的化合物为Fe Al3,靠近熔化区的化合物为富铝的化合物。

2.2.3 富锌区组织

焊接过程中,由于电弧边缘温度较低,焊缝中只发生熔化没有挥发的锌以及镀锌钢板上的锌被保留下来。保留下来的锌引导熔融的焊丝和部分熔化的铝合金母材在镀锌板表面铺展,在熔化的铝合金的推动下,在接头的一侧富集形成富锌区,如图7所示。富锌区是由亮灰色树枝状晶体和枝晶间的黑色物质组成的网状结构,由于锌原子的半径比铝原子的半径小,故在一定程度上阻止了铁铝间相互作用,并且由于电弧边缘温度较低,在富锌区与钢之间几乎没有反应层,如图7所示。铁铝间不能生成致密的化合物层,而是生成了絮状的结构,根据能谱分析结果(表4),该絮状结构为Fe-Al-Zn三元化合物相;由铝锌二元合金相图可知,亮白色的为铝锌α固溶体,图7b中亮白色规则的几何形状相为Al-Si固溶体。

2.3 焊接接头缺陷及形成

铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊焊接接头的缺陷主要为气孔和缩孔,并且这些缺陷主要集中于焊缝熔化区上部,如图8所示。气孔大多数集中在熔化区的上部及其边角区域,气孔的直径一般约为50μm。气孔形成的原因可能有两个:一是,铝合金母材和焊丝表面的氧化膜焊前清理不彻底,导致焊件表面容易吸附水分、油脂等污染物,焊接过程中该污染物受热分解产生气体(氢气、氧气等),焊缝冷却过程中没有及时逸出而形成了气孔;二是,由于锌的熔、沸点较低,高温电弧使得中心部分的锌挥发,而CMT焊接方法焊接过程中热输入量较低,焊缝的形成时间短,不足以使全部的锌蒸汽从焊缝中逸出而形成了气孔。

在焊接过程中,靠近熔化区一侧的近热影响区中的低熔强化相受热熔化,液态的低熔强化相在晶界处聚集,随后冷却析出。而在冷却的过程中,若液态的强化相在晶界处填充不充足,则在焊后热影响区很容易形成“缩孔”。

综上所述,在铝合金和镀锌钢板CMT法的焊接接头中存在气孔、缩孔等焊接缺陷,但由于这些焊接缺陷主要存在于熔化区的上部,所以对焊接接头的性能影响较小。

2.4 焊接接头力学性能试验

由接头力学性能试验可知:焊缝的拉伸试样断在热影响区,断后的试样宏观形貌如图9所示。焊接接头的最大承载力为5.13k N,抗拉强度可达204MPa,其载荷位移曲线如图10所示。

3 结论

(1)焊接接头由钎焊接头和熔焊接头两部分组成。钎焊接头主要由中心界面区、过渡界面区、富锌区以及与焊缝形成钎焊连接的镀锌钢板母材组成;熔焊接头主要由熔焊接头焊缝、焊接热影响区及铝合金母材组成。

(2)CMT熔钎焊接头中心界面区化合物层的宽度大约为3~5μm,反应层为致密的Fe2Al5金属间化合物层;过渡界面区反应层的宽度为2~3μm,在靠近熔化区的一侧有灰色的絮状物,其成分为富铝的固溶体,在靠近钢一侧致密的灰色物质为Fe Al2金属间化合物层;富锌区是由树枝状晶的铝锌α固溶体和枝晶间的残留铝所组成的网状结构。

(3)对铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊焊接接头进行横向拉伸试验。试验结果表明:断裂发生在热影响区,断裂部分有颈缩现象,焊接接头的抗拉剪强度为204MPa。

参考文献

[1]Zhang H T,Feng J C,He P,et al.The Arc Character-istics and Metal Transfer Behavior of Cold Metal Trans-fer and Its Use in Joining Aluminum to Zinc-coatedSteel[J].Materials Science and Engineering A,2009,499(1/2):111-113.

[2]刘中青,刘凯.异种金属焊接技术指南[M].北京:机械工业出版社,1986.

[3]杨修荣.超薄板的MIG/MAG焊——CMT冷金属过渡技术[J].电焊机,2006,36(6):5-7.

[4]石常亮,何鹏,冯吉才,等.铝/镀锌钢板CMT熔钎焊界面区组织与接头性能[J].焊接学报,2006,27(12):61-64.

[5]杨思一,吕广庶,陈惠民,等.Fe3Al金属间化合物性能特点及熔制工艺研究[J].材料导报,2000,8(3):340-343.

钎焊性能论文 篇4

在烧结金属结合剂金刚石工具中, 磨粒主要依靠胎体的机械包镶力把持, 由于机械把持强度低, 实际加工中大量磨料未充分使用即脱落, 造成了磨粒的浪费。当前提高结合剂对磨料把持力的方法主要有两种, 即在胎体中添加或在金刚石表面镀覆Ti、Cr等活性元素。但由于热压烧结工艺条件的限制, 实际活性元素与金刚石之间反应并不充分, 导致磨粒与胎体间结合界面与理想的化学冶金结合效果仍存在较大差距[1]。

借鉴钎焊金刚石工具制造工艺, 宋立明等[2]采用Ni-Cr合金钎料对金刚石预钎焊处理, 在金刚石表面生成了预钎焊金属层。烧结条件下钎焊层Ni元素在胎体中发生扩散迁移, 实现了界面间高强把持效果。但由于镍基钎料钎焊温度在1000℃以上, 对金刚石仍会产生一定的热损伤, 且由于镍基钎料较耐磨, 一定程度上影响了工具的锋利度。

Cu-Sn-Ti合金钎料熔点较低, 且对金刚石磨粒有良好的润湿钎焊效果[3], 钎焊处理时金刚石受热损伤程度小, 同时钎料强度适宜。本文使用Cu-Sn-Ti合金钎料对金刚石预钎焊进行处理, 采用烧结工艺制作预钎焊磨轮, 并与常规磨轮进行加工对比试验, 验证了铜基预钎焊处理的优越性。

1 试验材料及工艺方案

1.1 试验材料及设备

试验材料:选用Cu-Sn-Ti合金 (-80目) 及某些金属粉末, 如表1所示。磨粒选用50/60~70/80目金刚石 (黄河旋风HWD60/HWD40系列) 。

试验设备:氩气保护高频感应设备、真空钎焊炉、热压烧结机、磨耗比测定仪等。

1.2 试验方案

(1) 利用高频感应设备对金刚石磨粒进行预钎焊处理, 根据金刚石磨粒预钎焊效果及力学性能测试选择合适的隔离剂, 并通过真空炉中钎焊验证钎焊形貌效果。

(2) 采用常规、铜基预钎焊和A-镍基预钎焊磨粒[2]制作节块, 并进行磨耗比测定试验。对预钎焊磨粒与结合剂界面理化分析, 分析预钎焊处理对胎体把持能力的影响。

(3) 制作常规及预钎焊金刚石磨轮, 由磨削G635对比试验, 分析预钎焊磨轮性能。

2 试验结果及分析

2.1 铜基合金真空预钎焊金刚石

(1) 隔离剂的选择

陶瓷氧化物熔点高, 性能稳定, 应用在镍基钎料真空预钎焊金刚石时, 可使磨粒间有效地相互隔离, 但应用于铜基钎料预钎焊金刚石时隔离效果很差, 由于铜基钎料在高温下充分铺展润湿, 隔离剂被焊料包裹在金刚石表面, 形成絮状物质, 无法清除。此外, 铜基钎料中活性Ti元素会与氧化物陶瓷发生反应形成钎焊连接[4], 故陶瓷氧化物不适合用作铜基钎料预钎焊金刚石的隔离剂。

在金刚石表面包裹铜基钎料后, 再在外层分别包裹B、C、D等金属粉末, 利用氩气保护高频感应设备进行预钎焊处理, 结果显示磨粒间均不成团, 隔离效果良好。

分别采用上述三种金属粉末做隔离剂, 在加热温度930℃的条件下进行真空炉中预钎焊处理, 制成铜基预钎焊磨粒。其中采用B粉、C粉做隔离剂的磨粒均有一些相互粘连。而采用D粉做隔离剂的磨粒无粘连, 表明D粉应用于铜基钎料预钎焊金刚石时有良好的隔离效果, 如图1所示。

(2) 预钎焊磨粒力学性能分析

对以上铜基预钎焊磨粒力学性能测试如图2所示。相对于原始金刚石, 铜基预钎焊金刚石整体上力学性能损失比较小。这是由于铜基预钎焊金刚石的加热温度降低, 并且选用了合适的隔离剂, 减弱了高温下磨粒的热损伤所致。选用D粉做隔离剂的铜基预钎焊金刚石比原始抗压强度下降仅5.0%, 冲击强度比原始下降7.3%。

该磨粒具有良好的预钎焊表面形貌, 同时保持了较好的综合强度, 不会因力学性能下降对后续磨削加工产生实质影响。综上, 选择D粉做隔离剂的铜基预钎焊磨粒制作节块及预钎焊磨轮, 并进行对比分析。

2.2 节块磨耗比测试分析

为分析预钎焊磨粒与胎体间结合强度, 使用常规及预钎焊磨粒, 采用烧结工艺制成节块 (40.0×8.0×3.2) 。金刚石浓度均为45%, 通过控制包裹胶的黏度分别得到钎焊层较薄、较厚的铜基预钎焊磨粒。磨耗比测试参照JB/T 3235-1999标准, 机器为恒定时间控制方式。比较节块磨耗比随金刚石种类变化, 如图3所示。

相同胎体配方及金刚石浓度下, 预钎焊磨粒节块耐磨性显著高于常规磨粒节块。镍基预钎焊节块比铜基预钎焊节块耐磨, 同时包裹较厚的铜基预钎焊磨粒节块比包裹较薄的节块耐磨。由于常规磨粒与胎体间主要依靠机械包镶结合, 结合强度低。而预钎焊磨粒节块结合强度提高, 推测界面间形成了化学冶金结合, 后续将通过理化分析验证。

2.3 预钎焊磨粒与胎体界面分析

将铜基预钎焊磨粒与胎体粉末均匀混合, 经烧结制成磨轮节块。制作节块断面, 使用S3400型扫描电镜对磨粒与胎体结合界面进行形貌及线扫描分析。

由图4可见, 铜基预钎焊金刚石与胎体界面层存在明显的元素扩散结合层, 碳化物元素钛在界面层出现明显的波峰, 相关研究[5]已表明钛在结合界面处依靠原子扩散发生化学反应, 生成TiC。铁与钛有着相同的变化趋势, 铁元素向界面层偏聚。铜元素与铁元素出现了互补的趋势, 向胎体层中扩散。表明铜基钎料在金刚石表面润湿后, 通过热压烧结实现了胎体成分与钎料间的扩散冶金结合。

2.4 预钎焊处理对磨粒的热损伤影响

由于铜基钎料与磨粒界面生成物TiC能溶于强酸中[6], 使用王水在煮沸的条件下对铜基预钎焊磨粒进行腐蚀, 去除磨粒表面生成物, 去除生成物后的金刚石如图5所示。由图可见, 磨粒晶型完整, 刃口棱角清晰。

从表2所知, 铜基预钎焊磨粒腐蚀后抗压强度比原始金刚石仅下降4.3%。表明铜基预钎焊处理对磨粒所造成的热损伤小, 有利于在保证磨粒磨削性能前提下, 实现胎体金属对磨粒的高强度把持, 具有多层钎焊效果。

3 常规及预钎焊磨轮对比试验

3.1 试验平台

采用常规、A-镍基[2]及铜基预钎焊磨粒制作法国边烧结磨轮, 金刚石浓度为45%, 粒度组成50/60∶60/70∶70/80=40%∶40%∶20%。

加工材料为G635板材 (2300mm×20mm) 。

试验平台为SYM-10I石材磨抛机, 加工时主轴转速为2880r/min, 横向进给速度2m/min。分三次走刀完成一条成型法国边加工, 磨轮纵向进给量依次设定为6mm、4mm、4mm, 采用切入式冷却水湿磨。

3.2 磨削试验结果分析

试验通过加工锋利度及寿命指标考察不同磨轮的加工性能。锋利度对应行走电机电流, 加工寿命定义为磨削一定长度板材后, 磨轮节块大端尺寸损耗量。

三种烧结磨轮加工性能如图6所示, 由图可知预钎焊磨轮加工性能明显优于常规磨轮, 加工效率及加工寿命均比现有常规磨粒磨轮提高。其中镍基预钎焊磨轮磨损率最低, 表明镍基预钎焊磨轮最耐磨, 这是由于镍基钎料耐磨, 且镍基钎料与金刚石间结合强度高, 胎体对磨粒把持强度提高后, 磨粒脱落率降低所致。

铜基预钎焊磨轮加工电流最小, 即锋利度最好。这是由于铜基预钎焊处理对磨粒力学性能损伤小, 同时铜基钎料强度适中。铜基预钎焊对磨粒刃口包埋程度比镍基预钎焊磨粒小, 使磨粒在切削刻划岩石过程中逐步磨损并不断发生微破碎, 磨粒易出刃, 所以锋利度提高。综上分析, 铜基预钎焊处理在有效增强胎体对磨粒把持强度的基础上, 同时提高了磨轮加工效率, 表明铜基预钎焊磨粒相对镍基预钎焊具有更好的应用效果。

4 结论

(1) 选用D粉做隔离剂的铜基预钎焊处理在保证对金刚石磨粒良好钎焊效果的基础上, 对磨粒所造成的热损伤小, 力学性能损失小。

(2) 预钎焊磨粒与胎体之间结合强度高于常规金刚石磨粒。铜基预钎焊金刚石与胎体界面结合致密, 通过钎料及胎体中的元素扩散形成了牢固的化学冶金结合。

(3) 预钎焊磨轮加工效率及加工寿命均明显优于常规磨粒磨轮, 且铜基预钎焊磨轮加工效率更高, 综合加工性能更好。

参考文献

[1]苏宏华, 徐鸿钧, 傅玉灿, 肖冰.多层烧结超硬磨料工具现状综述与未来发展构想[J].机械工程学报, 2005, 41 (3) :12-16.

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钎焊性能论文 篇5

钛合金与硬质合金焊接主要存在两方面的问题:一是钛合金中的Ti元素易与硬质合金及中间层Ni, Cu等形成金属间化合物;二是钛合金的线膨胀系数 (TC4, 9.1×10-6℃-1) 约为硬质合金系膨胀系数 (YG8, 4.5×10-6℃-1) 的两倍, 焊接冷却过程中接头产生较大的残余应力[7]。目前报道的硬质合金与钛合金的连接方法有连续驱动摩擦焊、扩散焊[2,8]。摩擦焊过程中接头易产生较大的残余应力, 不适用于焊接线膨胀系数较小的硬质合金[2]。扩散焊时, 以Cu为中间层能较好地缓释接头的残余应力;然而, 焊缝中形成多层连续金属间化合物层, 在Ti/Cu界面有裂纹产生, 且扩散焊所获接头强度分散性较大, 不适宜TC4与硬质合金的连接[2,8]。真空钎焊是异种材料连接的常用方法之一, 并且已有学者成功实现了硬质合金与钢, 钛合金与钢的钎焊连接[7,9]。采用Ag基钎料钎焊钛合金时可获得强度较高的钎焊接头, 然而Ag基钎料价格相对昂贵, 且由于Ag基钎料熔点较低, 钎焊后接头的使用温度一般不超过500℃, 限制了接头的使用场合[1]。铜基钎料价格较低, 其中B-Cu64MnNi钎料具有高强度、高塑性和相对较高的高温承载能力, 是硬质合金钎焊的理想钎料[10], 但Cu, Mn等元素易与Ti元素反应生成脆性金属间化合物, 所以钎焊时应严格控制反应温度与反应时间。

本工作以B-Cu64MnNi为钎料, 利用高频感应钎焊加热速度快、钎焊时间短的特点, 通过控制钎焊温度, 缩短钎焊时间对TC4钛合金与YG8硬质合金进行钎焊工艺实验。采用SEM观察钎焊温度对接头组织形貌的影响规律;将XRD和EDS相结合, 对界面组织的成分与相结构进行分析, 测试了接头的力学性能, 并对接头及断口的微观组织作了进一步分析。

1 实验材料与方法

实验所用材料TC4钛合金尺寸为10mm×25mm, 化学成分如表1所示。YG8硬质合金尺寸为10mm×20mm, WC与Co所占质量分数分别为92%和8%。钎料为B-Cu64MnNi冷轧箔材, 厚度0.1mm, 其固相线温度和液相线温度分别为860, 910℃;钎料以Cu (Mn, Ni) 固溶组织形式存在, 其质量分数为:Cu64%, Mn 30%, Ni 6%。

钎焊前将硬质合金待焊端面磨平, 然后将硬质合金与钛合金待焊面及钎料表面分别用360, 800, 1500#的砂纸打磨, 利用便携式粗糙度测量仪检测粗糙度并确保Ra≤3.2。将打磨好的试样浸于丙酮中超声波清洗3min除油, 再以无水乙醇清洗干净, 取出后冷风吹干, 装配。钎焊实验时, 用于金相分析的试样以硬质合金-钎料-TC4的顺序装配;为便于拉伸实验夹持, 拉伸试件以TC4-钎料-硬质合金-钎料-TC4的顺序装配。研究表明[11]:当脆性材料的厚度与直径比大于2∶1时金属内部的应力状态不再有较大变化, 因此拉伸实验中的对称结构设计不会对合金内部的应力状态有明显影响。钎焊实验过程中施加0.2MPa的压力, 以保证钎焊试样的稳固。

钎焊实验在GJQ-1型真空高频感应钎焊炉中进行。钎焊炉配备高频电源, 电源振荡频率30~80kHz, 最大振荡功率15kVA。真空室极限真空度3.0×10-4Pa。钎焊温度在钎料的液相线 (910℃) 以上10~60℃之间选取, 分别为920, 930, 940, 955, 970℃, 保温时间20s, 钎焊真空度 (5.5~7.5) ×10-3Pa。钎焊结束后在Instron3382万能电子试验机上进行拉伸强度测试;垂直于焊缝切取金相试样, 经打磨抛光后, 用扫描电镜 (SEM, JSM-6390A) 观察界面和断口形貌并结合扫描电镜自带能谱仪 (EDS) , X射线衍射仪 (XRD, SHIMADZU.XRD-600) 对界面成分与相结构组成进行检测分析。

2 结果与分析

2.1 钎焊温度对钎焊接头显微组织形貌的影响

图1为不同钎焊温度下钎焊接头组织形貌演变。可见钎料对YG8硬质合金和TC4钛合金润湿良好, 界面未发现明显的孔洞或未焊合现象;在TC4侧还形成了一层均匀的反应层。由图1可以看出, 钎焊温度920~940℃时, 钎焊接头硬质合金侧并没有形成明显的反应层, 而钎焊温度升高至955℃时, 硬质合金侧界面出现了连续、细小但厚度不均匀的絮状组织。由图1 (a) 可以看出, 钎焊接头由TC4钛合金与钎料的反应层A、灰色的片状组织B及浅灰色的网状组织C组成。片状组织B被网状组织C包裹, 钎缝组织呈现镶嵌结构。随着钎焊温度的升高, 钎料与硬质合金间的元素扩散速率提高, 致使界面反应层A的厚度由约9.98μm增至约13.97μm, 且不规则片状组织B逐渐增多, 连续的网状组织C不断减少, 当钎焊温度升高至955℃时, 片状组织相互接触连接成连续的整体, 网状结构趋于消失, 镶嵌结构被破坏;同时, 由于钎焊过程中为自由间隙, 随着钎焊温度的升高, 钎料被不断挤出, 钎缝间隙由920℃时的153μm减小至970℃时的85μm。

从钎焊温度940℃开始 (如图1 (c) , (d) 所示) , 钎缝片状组织B内出现了细小的裂纹, 裂纹由片状组织B内产生并扩展, 而网状组织C中并未发现有裂纹产生 (图1 (c) ) ;随着钎焊温度升高到955℃ (图1 (d) ) , 由于钎缝内片状组织B已经连接成连续区域, 在钎焊冷却过程中形成了大量垂直并贯穿钎缝的裂纹, 因此片状组织B的增多将会严重降低钎焊接头的质量。

2.2 钎焊接头显微组织的成分分析

为了进一步揭示钎缝内各微区的相组成, 采用背散射成像研究了钎焊温度930℃时的钎焊接头组织, 对各区域进行了能谱分析 (EDS) 并对钎焊界面进行了X射线衍射分析 (XRD) 。图2是界面组织及成分分析图, 如2.1节中所述, 钎缝由连续的带状组织, 不规则片状组织及连续的网状组织组成。从背散射形貌可以看出网状组织C由白色基底组织 (点6位置) 和浅灰色组织 (点2位置) 组成。

钎焊界面的能谱线扫结果如图2 (b) 所示:钎焊界面内钎料与TC4发生了互扩散, 形成了具有明显浓度梯度的带状区域A, Ti在钎缝中含量较均匀, 这说明在此保温条件下扩散进入钎缝的Ti元素在钎料中能够迅速混合均匀。

表2为与图2 (a) 对应区域各点EDS定量分析结果:均匀扩散层A以Ti为基 (79.51%, 原子分数, 下同) , 且可以看出是以TC4成分为基础, 增加了少量Cu (6.46%) , Mn (3.93%) 等元素, 推测认为是钎料中的Cu, Mn少量扩散进入TC4基体内形成的固溶体。因为Cu, Mn均为β形成元素, 因此, 可进一步推测该固溶体为β相钛基固溶体[12,13];片状组织B主要元素为Ti (45.55%) , Mn (34.74%) 及少量的Cu (12.22%) , 由2.1节分析可知, 片状区域较易产生裂纹, 因此推测此区域主要为Ti-Mn, Ti-Cu组成的金属间化合物;点2, 4, 5所在位置成分相近主要含Ti (36%~40%) , Cu (37%~43%) 及少量的Mn (11%~13%) , 白色区域为钎料的基体组织即含有较多的Cu (70.69%) 及少量Ti (6.20%) , 推测认为是TC4扩散进入钎缝中的Ti元素在Cu基钎料中形成的固溶组织, 且由于片状组织中反应吸收了大量的Mn, 致使Mn的含量有所降低, 且2, 4, 5点所在的浅灰色区域与6点所在的白色区域共同组成了2.1节所述的连续网状组织C。

图3为钎焊界面处X射线衍射物相分析结果, 在界面发现了TiCu, Ti3Cu4, TiMn, WC四种典型的相, 由上述能谱分析可以判定:连续的反应层A为Ti的固溶组织, 不规则片状组织B为TiMn, Ti-Cu脆性相, 浅灰色TiCu, Ti3Cu4相及白色Cu基固溶组织共同组成了韧性较好的网状组织C。因而, YG8硬质合金与TC4钛合金钎焊过程中界面的主要产物为β-Ti, TiCu, Ti3Cu4, TiMn, 钎焊界面结构为TC4/β-Ti/TiCu+Ti3Cu4+TiMn+Cu (Mn+Ni) /YG8, 且随着钎焊温度的升高, 钎缝中的TiMn相增加, Cu (Mn+Ni) 固溶组织减少。

2.3 接头的力学性能及断口形貌分析

对焊后接头进行了抗拉强度测试, 不同工艺参数下钎焊界面的抗拉强度及断裂位置如表3所示:钎焊温度920℃和930℃时接头强度分别为189MPa和206MPa, 断裂发生在靠近YG8侧钎缝处;钎焊温度940℃时接头强度168MPa, 断裂发生在硬质合金靠近界面处;当钎焊温度继续上升, 接头强度急剧下降, 当钎焊温度970℃时, 硬质合金与TC4连接失效, 断裂均发生在钎缝区内。

为进一步研究接头的断裂形式及界面成分, 对界面断裂的接头进行了断口显微特征形貌和特征区域的能谱检测。拉伸断口特征形貌及能谱检测位置如图4所示, 钎焊温度930℃时, 接头沿硬质合金侧界面起裂, 裂纹沿硬质合金侧钎缝扩展, 且在TC4上形成了撕裂的凹坑, 如图4 (a) , (c) 所示。能谱分析判断, 图4 (b) 中断口主要为Cu的固溶组织及Ti, Cu化合物, 局部有WC颗粒的裸露。图4 (c) 中凹坑为β-Ti层, 其上留有一定量的TiCu, 周边主要为TiMn和Cu的固溶组织, 这与2.2节中成分分布的分析是一致的。

图4 (d) 为钎焊温度955℃时, TC4钛合金侧断口的微观形貌, 可见接头为脆性断裂, 有明显的解理特征。脆性的TiMn, TiCu相布满了整个断口, 断口局部粘有少量块状及球状的由W, Co, C元素组成的颗粒, 推测认为这是由于钎料及TC4中的元素向硬质合金扩散, 使合金表层WC颗粒发生溶蚀, 黏结相疏松所致。图4 (e) , (f) 为钎焊温度970℃, 硬质合金侧断口形貌, 能谱分析表明断口灰色区域元素组成及含量与上述2.1节中图1 (d) 所示钎焊温度955℃时YG8侧钎焊界面的絮状相基本相同, 可以推测2.1节中所述絮状相与图4 (e) 中的灰色区域均为TiC, 点状白亮部分为WC颗粒。如图4 (f) 中标注位置所示, TC4中Ti元素与硬质合金中的WC晶粒发生反应, 使局部WC颗粒边缘钝化。断口处并未发现大量与钎料相关的组织, 这说明在此温度下钎料大量流出了钎焊界面, 钎料的流失和大量脆性TiC相的生成导致接头失效。

拉伸实验结果及断裂路径表明, 接头钎焊强度主要受钎缝内TiMn, TiCu等脆性相含量及焊后接头内残余应力的影响。当钎焊温度较低时, 合金元素的扩散速率相对较低且钎料保持液相的总时间较短, 有效抑制了钎料内Ti元素与Cu, Mn等元素的剧烈反应, 形成了由韧性网状组织包裹脆性片状组织的镶嵌结构。研究表明[14,15], 细小的片状镶嵌结构能够减小钎焊界面的残余应力, 从而有利于接头强度的提高。随着钎焊温度升高, 钎料中元素的扩散速率加快, 钎料中的Mn与TC4中的Ti元素发生了剧烈反应并形成了大量脆性TiMn相, 且由于钎料保持液态时间长, 液态钎料被大量挤出使钎缝变窄, 钎缝内脆性相比例明显增多, 镶嵌结构被破坏;同时由于钎缝两侧材料线膨胀系数均小于钎料, 钎缝内两侧界面均承受拉应力, 径向拉应力进一步增加, 增大了钎缝脆性组织开裂的倾向, 导致接头强度急剧下降, 当温度升高到970℃时, 钎料已几乎全部被挤出, TC4中的Ti元素与YG8硬质合金中的C发生反应, 生成TiC导致接头失效。

3 结论

(1) 当钎焊温度为920~940℃且保温时间为20s时, 采用B-Cu64MnNi钎料成功实现了YG8硬质合金与TC4钛合金的高频感应连接, 接头抗拉强度最高达到206MPa。

(2) 当钎焊温度在920~940℃范围时, 钎缝主要由韧性较好的网状组织、脆性片状组织及均匀的反应层三种结构组成。界面的反应产物主要有β-Ti, TiCu, Ti3Cu4, TiMn, 钎焊界面结构为TC4/β-Ti/TiCu+Ti3Cu4+TiMn+Cu (Mn+Ni) /YG8。钎焊温度大于930℃时, 温度升高会导致TiCu, TiMn等脆性相增加, 界面垂直于钎缝的裂纹增多。

(3) 钎焊温度为920~930℃时, 钎缝保持镶嵌结构, 钎焊接头强度较高;钎焊温度继续升高, 钎料开始被大量挤出, 钎缝内TiCu, TiMn等硬脆相增多, 镶嵌结构被破坏, 钎缝间隙减小, 接头性能明显降低, 钎焊强度急剧下降。

摘要：在钎焊温度920970℃和钎焊保温时间20s条件下, 采用B-Cu64MnNi钎料对TC4钛合金与YG8硬质合金进行真空高频感应钎焊实验。利用扫描电镜 (SEM) 、能谱分析 (EDS) 及X射线衍射分析 (XRD) 对钎焊接头的显微组织、成分分布和相结构进行了研究, 测试了接头的抗拉强度并观察分析了断口形貌及其元素分布。结果表明, 钎焊温度为920940℃时TC4与YG8钎焊接头显微结构为:TC4/β-Ti/TiCu+Ti3Cu4+TiMn+Cu (Mn, Ni) /YG8, 钎缝呈镶嵌结构;随钎焊温度升高, 脆性片状组织TiMn增多, 镶嵌结构破坏, 接头性能明显降低;钎焊温度为930℃时, 获得的接头抗拉强度最高, 为206MPa。

钎焊性能论文 篇6

添加元素Ag对Sn-Zn基钎料 (尤其是Ag对Sn-9Zn共晶钎料) 钎焊铜的性能影响已有大量文献报道[1,2,3,4,5], 但是关于在Sn-Zn亚共晶合金中添加元素Ag后对钎料钎焊铝性能影响的研究非常少见。本工作通过在Sn-1.5Zn基合金中添加不同含量的Ag元素, 研究了其对钎料的熔化特性、显微组织、润湿性以及钎焊接头的抗腐蚀性的影响。

1实验材料及方法

1.1 实验材料

本研究设计的无铅钎料标称成分如表1所示。熔炼钎料所用的原料为纯度为99.5% (质量分数, 下同) 的Sn块、99.99%的Ag粒和99.9%Zn粒。熔炼时, 首先将共晶盐 (KCl∶LiCl=1.3∶1) 放在陶瓷坩埚锡炉中加热至熔化, 然后将称量好的Sn, Ag, Zn依次加入熔盐中, 钎料熔炼温度约为400℃±5℃, 保温2h并每隔30min搅拌一次, 最后浇铸成锡条备用。用于对比研究的Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料由深圳亿铖达焊锡工业有限公司提供。

1.2 钎料熔化特性及显微组织

采用差示扫描量热仪 (DSC, STA-409 PC) 测量表1所列钎料的熔化特性。测试前, 用精密天平称量钎料20 mg±0.1mg, 然后用超声波清洗干净样品, 以去除表面上的油脂和污物;测试时采用抽真空并充入氩气保护, 升温范围为30～280℃, 升温速率为5℃/min。

熔化特性测试后, 将试样镶嵌在环氧树脂中制备金相样品;将金相样品打磨、抛光后采用5%盐酸甲醇溶液进行金相腐蚀10s, 然后利用偏光显微镜 (DM2500P) 对钎料组织进行观察。

1.3 润湿性评价

钎料的润湿性能测试参照日本工业标准[6], 研究Ag含量以及温度对钎料润湿性能的影响。实验所用设备为日本Rhesca公司的SAT-5100型可焊性测试仪, 实验中采用规格为30mm×5mm×0.8mm的1060铝片。实验前首先将铝片在5.0%的NaOH溶液中清洗30s, 以去除铝片表面的氧化膜, 用清水冲洗后并置于5.0%的HNO3溶液中清洗30s。最后依次用清水及无水乙醇清洗, 晾干备用。采用的助焊剂为自制铝软钎焊助焊剂, 主要成分为羟乙基乙二胺、三乙醇胺、氟硼酸铵、氟硼酸锌、无水乙醇。

采用润湿时间t0及最大润湿力Fmax 表征钎料的润湿性。实验中重复进行10次测量, 以置信度为95%的平均值作为最终实验结果, 实验参数见表2。

Note:T1=250℃;T2=260℃, T3=270℃

1.4 钎料抗腐蚀性评价

抗腐蚀实验中钎焊试样采用1060铝, 其形状和尺寸如图1所示。抗腐蚀试样焊点设计长、宽、高尺寸为2mm×2mm×0.5mm, 钎焊温度260℃。实验中采用将钎焊接头浸泡3.0%NaCl盐水中, 然后置于30℃±0.10℃恒温箱中, 每24h换一次相同初始浓度的盐水, 以钎焊接头出现裂纹即判定其已失效。

2实验结果及分析

2.1Ag对钎料熔化特性影响

图2为DSC测量出的Sn-1.5Zn-xAg钎料合金的熔化特性曲线;钎料的熔化区间数据见表3。显然, 在Sn-1.5Zn合金系上添加微量Ag元素使钎料的起始熔化温度提高, 当Ag含量大于1.0%时, 起始熔点提高到220℃;同时Ag含量的增加使钎料的熔程缩短。

Sn-Zn系合金具有共晶特征, 如图3所示。值得注意的是, Sn-1.5Zn钎料的DSC曲线在198～204℃区间出现一个明显的Sn-Zn共晶相熔化峰, 当Ag含量为0.5%的钎料DSC曲线在198～201℃区间仍可见一个比较小的Sn-Zn共晶相熔化峰, 而当Ag的含量为1.0%及以上时该峰消失。添加Ag元素后, Zn趋向于与Ag形成AgZn金属间化合物[7,8]而使Sn-Zn共晶相减少, 从而使Sn-Zn共晶相熔化峰逐渐减弱甚至消失。

2.2Ag对钎料显微组织影响

图4为不同Ag含量的Sn-1.5Zn-xAg钎料的微

观组织照片。从图4可以看出, 亚共晶Sn-Zn-xAg钎料组织中并未发现针状的富Zn相, 从Sn-Zn合金二元共晶相图 (见图3) 可以确定, Sn-1.5Zn钎料组织由富Zn相固溶于β-Sn组成的Sn-Zn共晶相以及β-Sn相组成。Ag的含量从0增加到2.0%时, 钎料的显微组织明显细化, 即Ag 对Sn-Zn钎料合金具有细化作用。添加微量合金元素Ag易与Zn形成AgZn金属间化合物[7,8]从而细化钎料组织。

2.3Ag对钎料润湿性影响

图5和图6分别为不同温度下测得的钎料对铝基板的最大润湿力Fmax及润湿时间t0的实验结果。从图5及图6可以看出, 钎料在铝基板上的润湿性能随实验温度提高而改善, 表现为最大润湿力的增加以及润湿时间的缩短。当Ag含量从0.5%提高到2.5%时, 钎料的最大润湿力增加, 即添加Ag能提高钎料的最大润湿力;而Ag对钎料润湿时间t0的影响表现为当Ag含量为0%～1.5%时钎料润湿时间逐渐增加;而当Ag含量为2.0%时钎料润湿时间突然缩短。Sn-1.5Zn-2.0Ag钎料的最大润湿力略小于Sn-1.5Zn-2.5Ag钎料的最大润湿力, 但其润湿时间明显小于Sn-1.5Zn-2.5Ag钎料润湿时间;因此, 可以认为Ag含量为2.0%时钎料的对铝基板的润湿性最好。比较Sn-1.5Zn-xAg系钎料与Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料的润湿性, 发现Sn-1.5Zn-xAg系钎料的对铝基板的润湿性明显好于Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料。

2.4 钎焊接头抗腐蚀性能

图7为不同Ag含量的Sn-1.5Zn基钎料的钎焊接头在3.0%NaCl溶液中腐蚀寿命 (天数) 的比较。从图7可见, 随着Ag含量增加, Sn-1.5Zn-xAg钎料钎焊接头的抗腐蚀性有所改善, 但添加Ag并未能从根本上显著地提高Sn-1.5Zn-xAg钎料钎焊接头的抗腐蚀性。与Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料钎焊的铝接头抗腐蚀性相比, Sn-1.5Zn-xAg钎料钎焊的铝接头的抗腐蚀性明显要差。钱乙余等[10]研究认为含Ag钎料钎焊时与铝基体界面形成Ag-Al化合物是使钎焊接头的抗腐蚀增加的主要原因, 并应用键参数函数理论分析Ag-Al化合物形成机理。键参数函数理论认为, 两金属原子间形成化合物的难易程度可利用键强度f来判断, f值越大, 表明金属间的亲和力越大, 因此越有利于形成化合物。

两金属原子间的键强度函数f可表达如下:

undefined

式中:Z/r为极化参数 (电荷-半径比) ;Δx为键合参数 (两元素的电负性差) 。

键强度f计算表明, Ag-Al之间化学亲和力 (f Ag -Al =7.995) 要明显大于Ag-Zn (fAg-Zn=3.718) 及Ag-Sn (fAg-Sn=2.403) 之间化学亲和力, 因此当Al, Sn, Zn同时存在时, Ag更易于Al形成化合物。钎焊时, Ag向Al表面扩散并发生化学选择吸附作用生成Ag-Al化合物, 但由于钎焊时间短, 致使界面Ag-Al化合物形成量有限从而使钎焊接头抗腐蚀性能提高不明显。

3结论

(1) 添加合金元素Ag能缩小Sn-1.5Zn-xAg系合金钎料的熔程, 同时细化钎料组织。

(2) 随着Ag含量从0.5%增加到2.5%, Sn-1.5Zn-xAg钎料的最大润湿力Fmax不断增加;但添加Ag也导致润湿时间增大;Ag含量为2.0%时钎料的润湿性最好;Sn-1.5Zn-xAg钎料对铝基板的润湿性要明显好于Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料。

(3) 添加Ag元素能提高Sn-1.5Zn-xAg钎料钎焊铝接头的抗腐蚀性, 但并不明显;Sn-1.5Zn-xAg钎料钎焊的铝接头的抗腐蚀性仍明显弱于Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料钎焊的铝接头。

摘要：研究了添加不同含量Ag元素对铝软钎焊用Sn-1.5Zn系钎料合金的熔化特性、显微组织、润湿性及钎焊接头抗腐蚀性能的影响。研究结果表明, Ag元素的添加缩短了Sn-1.5Zn钎料的熔程, 细化了显微组织;采用润湿平衡法测量结果发现, 添加Ag元素提高了钎料对铝基体的最大润湿力Fmax, 但使润湿时间t0增加;采用3% (质量分数) 浓度盐水溶液浸泡焊点实验结果表明, 添加Ag元素提高了钎焊接头的抗腐蚀性。

关键词：Sn-Zn钎料,铝软钎焊,润湿性,抗腐蚀性

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钎焊性能论文 篇7

关键词：真空钎焊,复合钎料,共晶组织,金属间化合物,显微硬度

0 引言

镍基钎料因其具有良好的润湿性能, 能与镍基合金形成良好的焊接接头, 被广泛用于钎焊形状复杂、工作条件恶劣的高温组件中, 如航空器和工业发电机的燃气涡轮发动机[1]。然而镍基钎料中含有较多的B、Si等降熔元素, 易形成脆性共晶组织, 致使焊缝变脆, 也是裂纹产生的源头[2,3]。

BNi-7钎料是Ni-Cr- (P) 系钎料, 为Ni-Cr-P三元共晶组织, 由于P元素的加入, 显著降低了钎料的熔化温度, 钎焊温度也相对较低。由于它是镍基钎料中熔点最低的, 具有极好的流动性, 并且它的组成不含B、Si等元素, 对母材的侵蚀较小, 因此被广泛应用[4]。但由于P不溶于Ni和Cr, 它们之间可以形成一系列的脆性化合物, 具有很高的硬度, 其脆性很大, 是钎焊过程中不可避免的产物[5,6,7]。经敬楠等[8]用BNi-7真空钎焊316不锈钢, 其焊缝中间形成大量脆硬的金属间化合物, 显微硬度值达到1400HV, 造成焊缝硬度分布不均。路文江等[9]在镍镉硼硅系钎料中加入适量的铜, 可以增加接头内的固溶体, 减少钎料中的金属间化合物, 并且提高了焊缝的耐腐蚀性。为了避免BNi-7钎料焊接时产生金属间化合物, 造成焊缝中心形成连接的脆硬组织, 本实验采用BNi-7+9%Cu复合钎料在不同温度下对纯Fe进行真空焊接, 探究焊接接头内部组织的形成、分布及显微硬度。

1 实验

试样的母材为纯铁, 使用钎料为BNi-7+9%Cu复合钎料。BNi-7钎料的化学组成如表1所示, 其熔点为888℃, 适宜钎焊温度在927~1093℃之间。当加入9%Cu时, 经热分仪测出复合钎料的熔点为898℃。

选取试样母材的尺寸为20mm×10mm×3mm, 真空钎焊前, 首先用砂纸打磨, 通过超声波清洗15min。然后将两块母材装配成搭接接头, 如图1所示, 并用中性胶固定钎料。钎焊试验在KJL-1型多功能科教真空钎焊炉中进行, 真空度为5×10-3Pa, 钎焊温度分别为940℃、960℃、980℃, 保温时间为30min, 试验采用随炉冷却方式。通过金相显微镜对钎焊接头组织进行分析, 再通过扫描电镜和能谱对接头的成分分布和可能形成的相进行分析, 最后对接头进行显微硬度测试。

2 结果与讨论

2.1 钎焊接头的微观组织及形成过程

2.1.1 不同温度下的接头微观组织

图2 (a) - (c) 为钎焊温度分别为940℃、960℃、980℃, 钎焊间隙为30μm, 保温时间为30min的接头微观组织图。从图2中可以看出, 焊接接头主要由3部分组成: (1) 位于焊缝的两侧, 与焊缝界面平行的等温凝固区 (Isothermally solidified zone, ISZ) [10], 形成连续的固溶体组织; (2) 焊缝中间非等温凝固区 (Athermally solidified zone, ASZ) , 主要是连续的共晶组织和金属间化合物, 也分散着低硬度的固溶体组织, 随着温度的升高, 固溶体的数量也逐渐增多, 体积变大; (3) 焊缝与母材处扩散影响区 (Diffusion-affected zone, DAZ) 。

当钎焊温度为940℃时, 如图2 (a) 所示, 母材DAZ出现很多大的孔洞, 焊缝两侧ISZ形成大量固溶体, 焊缝中心ASZ为连续的共晶组织;当温度升到960℃时 (图2 (b) ) , 焊缝与母材结合良好, DAZ处没有形成孔洞, ISZ也形成大量的固溶体, ASZ为共晶组织, 但是焊缝中间散布着很多细小的固溶体组织;当温度升到980℃时 (图2 (c) ) , 可以看到在母材的DAZ出现了很多柯肯达尔孔洞, 焊缝内组织与图2 (a) 、 (b) 类似, 只是中心ASZ的细小的固溶体组织长大。

2.1.2 不同温度下接头微观组织形成过程分析

采用经典的瞬时液相连接 (TLP) 理论[11]解释焊缝接头等温凝固的形成过程, 如图3所示。

当温度为940℃时, 熔化的钎料充满焊缝 (Ⅰ阶段) , 熔化钎料中的降熔元素P扩散到DAZ (Ⅱ阶段) , 由于温度相对较低, 降熔元素扩散的量也较少, 不能使DAZ完全熔化, 还存在着固相, 同时ISZ熔点升高, 随着降熔元素继续向母材扩散, 熔点较高的镍基固溶体初相就会借助DAZ未融化的固体表面进行非均匀形核、长大 (Ⅲ阶段) 。而这时DAZ中的液体还没有完全凝固, 处在液相的母材, 由于凝固体积减小, 同时焊缝内部液体又无法填充, 就形成很多大的孔洞 (Ⅳ阶段) , 完成这一过程用时相对较短, 还有很长时间保温, 这给接头的固溶体长大提供了有利条件, 因此图2 (a) 中形成很厚的一层固溶体, 然后由等温凝固转变为非等温凝固, 被排到中间的低熔点共晶物在随后冷却中发生共晶反应, 形成ASZ共晶组织。

当温度升高到960℃时, 温度升高, 降熔元素扩散能力升高, 扩散的量也增加, 很快扩散进DAZ (Ⅱ阶段) , 使DAZ熔点降到加热温度以下, 母材完全熔化, 之后随着降熔元素向母材内部扩散, 融化DAZ的熔点又渐渐回升, 开始凝固结晶 (Ⅲ阶段) , 虽然ISZ因降熔元素的减少, 熔点升高, 但是由于DAZ全部融化, 无法进行非均匀形核, 而均匀形核需要更大的过冷度, 并且此温度相对940℃较高, 因此无法形成初相, 母材能够得到充分凝固, 然后固溶体才会依附母材表面凝固 (Ⅳ阶段) 。由于保温时间一定, Ⅱ到Ⅲ阶段需要时间较长, 固溶体长大时间相对较短, 不能充分长大, 在凝固过程中, ASZ就会出现一些细小的固溶体组织, 这也很好地解释了图2 (b) 中焊缝中心有固溶体, 而图2 (a) 中几乎没有。

当温度升高到980℃时, 它的反应过程前半段同960℃的类似, 只是温度升高, 母材表面降熔元素更多 (Ⅱ阶段) , 母材熔化更多更充分, DAZ凝固后 (Ⅲ阶段) , 由Arrhenius公式可知, 升高温度可显著提高扩散系数, 原子的扩散速度加快。根据经典的扩散理论, 熔点高、原子半径小的原子易向熔点低、原子半径大的原子扩散[12], 铁向固溶体中扩散的速度大于镍、铜向铁中扩散的速度, 因此长时间保温会导致柯肯达尔孔洞的形成, 这也是在温度较高时, 产生柯肯达尔孔洞的原因。由于降熔元素扩散量大, 母材熔化较多, 凝固时间延长, ISZ固溶体长大时间缩短, 因此在ASZ中生成更多更大的固溶体。

2.2 接头的成分分布

图4为不同温度下沿垂直钎缝间隙接头所做的X射线波普线扫描。从图4可以看出, 3条焊缝中Ni的含量都很高, 这是由于钎焊材料是镍基钎料, 由表1可知, BNi-7中Ni含量很高。但当扫描线通过焊缝中间的黑色组织时, Ni的含量突然降低, 同时发现Cr、P的含量突然升高, 并且Cr、P的波峰大体一致, 由于3种元素含量都很高, 而P又能和多种物质形成共晶体及多种金属间化合物, 这说明它们之间可能形成金属间化合物。结合图2, 对黑色组织3、7、10三点处做能谱分析, 结果如表2所示, 发现这3点处的成分极其相似, Ni、Cr和P的含量较高, 且三者的比例接近1∶1∶1, Fe的含量较少, Cu含量几乎为零。根据Cr-P、Fe-P、Ni-P二元相图分析可知, P在Cr、Fe和Ni中的溶解度几乎为零, 说明此处生成的相是Ni-Cr-P金属间化合物。

Fe呈现从母材到焊缝中心减少的态势, 由表1可知, 钎料中Fe含量很少, 不到0.2%, 结合表2可知, 焊缝中铁含量在5%~15%之间, 在边缘的固溶体中含量最高, 这说明Fe是从母材中扩散到焊缝内, 并随着扩散距离的延长, 扩散的量降低。

Cu的波峰主要出现在焊缝两边固溶体处, 中间的含量较少, 特别是在黑色组织中, 其含量几乎为零, 这是由于降熔元素P扩散到母材中, 钎料熔点升高, Cu、Ni为无限固溶体, 且熔点相对较高, 因此等温凝固时优先析出。结合图4对固溶体区进行能谱分析, 结果如表2中1、5、8三点所示, 此3处的主要成分为Ni, 约占60%, Cu、Cr、Fe各占10%~15%, 含有少量的P, 根据Ni-Cu、Ni-Fe、Ni-Cr二元相图分析可知, 此处主要生成的是富Cr、Fe的γ (Ni, Cu) 固溶体相。

在焊缝中间区域, 还有很大一部分镶嵌有白色斑点的灰色组织, 由EDS线扫描分析可知, 该组织含有较多的Ni元素, 并且P元素含量出现在灰色组织中突升、白色组织中突降的趋势, 通过表2中2、6、9区域成分可知, 此处主要以Ni为主, P其次, Cr、Cu、Fe的含量相对较少, 根据它们之间的二元相图分析, 此3处应该是γ (Ni) +Ni-P共晶体化合物组织。这是由于此区域处在冷却的过程中, 熔点高的γ (Ni) 固溶体首先析出, 同时不断溶解周围的Cr、Cu、Fe原子, 形成镍基固溶体, 而剩余大量的液体到达镍与镍磷化合物共晶成分点则形成γ (Ni) +Ni-P共晶体化合物组织。由图2 (a) 还可知, 在扩散区形成的气孔中, 有规则的四方体析出, 通过表2中的4点成分判断, 此处可能是扩散到母材中的P与母材形成的铁磷共晶体。

2.3 接头的硬度分布

图5是钎焊纯铁在940℃、960℃、980℃的显微硬度分布情况。

由图5可以看出, 3个温度下焊缝的硬度都呈现尖塔形, 中心处的硬度很高, 远远高于两侧和母材, 这是因为中间非等温凝固区主要形成的是Ni-Cr-P金属间化合物和γ (Ni) +Ni-P共晶组织, 其强度相对较高, 硬度较大。随着向母材靠近, 硬度迅速降低, 这是由于形成了相对较软的富Cr、Fe的γ (Ni, Cu) 固溶体, 另外可以看到, 扩散影响区的硬度比母材高, 这是因为降熔元素P和钎料中合金元素的进入, 使母材得到合金化。当温度为940℃时, 焊缝的整体硬度比其他两个温度高, 其焊缝中心硬度最高, 达到870 MPa, 其他两个温度下, 可以看到它们的硬度相当。随着温度的升高, 其中心及整个焊缝的硬度都降低, 并且降幅呈现减小的趋势, 这是因为温度升高, 原子的扩散能力变大, P的扩散能力增强, 中间的化合物形成量减少。

3 结论

(1) 用镍基钎料BNi-7+9%Cu钎焊纯铁时, 钎缝组织主要由两边富 (Cr、Fe) 的γ (Ni, Cu) 固溶体、中间的γ (Ni) +NiP共晶组织和Ni-Cr-P黑色金属间化合物组成, 温度较低或较高时, 扩散区都会产生孔洞, 但其形成原因不同。

(2) 随着温度的升高, 等温凝固区的固溶体的厚度减小, 而焊缝非等温凝固区共晶组织中, 固溶体由细小针状逐渐长大成岛状。

(3) 3个温度下钎焊接头的显微硬度最大值分别为870MPa、800MPa、760MPa, 硬度分布都是中间高两边低, 并且随着温度的升高, 其硬度降低。

(4) 当温度为960℃、间隙为30μm、保温30min时, 复合钎料与接头润湿良好, 显微硬度适中, 且不会产生柯肯达尔孔洞, 能得到良好的焊接接头。

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