陶瓷扩散焊

陶瓷扩散焊（通用6篇）

篇1：陶瓷扩散焊

陶瓷与金属扩散焊研究现状

前言

现代技术的发展要求材料能在各种苛刻的环境下可靠地工作。在工程结构材料中,现有的金属材料虽然在室温强度、延展性、导电性和导热性等方面具有优良的特性,但其耐高温、耐腐蚀,耐磨损等性能已不能满足日趋提高的需求。陶瓷材料,特别是具有熔点高、高温强度高、硬度高、高温蠕变小、抗氧化、耐腐蚀、耐磨损、弹性模量高以及热膨胀系数小等优良性能和特点的先进结构陶瓷材料在工程结构领域具有广阔的应用前景。工程结构陶瓷材料由于其化学键的特点,具有脆性大、强度分散和加工困难三个固有的缺点,这些缺点导致其抗冷热冲击能力差、难以制成尺寸大、形状复杂的构件,从而也限制了其应用范围。由此可见,陶瓷材料和金属材料之间明显有着一种性能互补关系,将陶瓷与金属连接起来制成复合构件,充分发挥两种材料的性能优点,弥补各自的不足,对于改善结构件内部应力分布状态、降低制造成本、拓宽陶瓷材料的应用范围具有特别重要的意义。因此,陶瓷金属的连接问题也一直是研究的热点问题 [1]。扩散焊连接技术适用于各种陶瓷与各种金属的连接。其显著特点是接头质量稳定，连接强度高，接头高温性能和耐蚀性能好。因此，对于高温或耐蚀条件下的应用来讲,扩散连接是陶瓷与金属连接最适宜的方法。由于这种方法能充分发挥陶瓷的优异性能，因而受到世界各国学者和工程界人士的重视，并在界面反应研究、残余应力分析和连接工艺研究等方面开展了大量的工作，取得了显著的成果[2]。扩散焊的原理及影响因素 1.1 基本原理

扩散焊是指在一定的温度和压力下，待焊表面相互靠近、相互接触，通过使局部发生微观塑性变形，或通过被连接表面产生的瞬态液相而扩大被连接表面的物理接触，然后经较长时间的原子间相互扩散、相互渗透，而形成冶金结合的连接过程 [3]。扩散焊过程大致可分三个阶段，第一阶段为物理接触，被连接表面 在压力和温度作用下，粗糙表面的微观凸起首先达到塑性变形，在持续压力的作用下，接触面积逐渐扩大，并紧密接触，最终达到整个面的可靠接触；第二阶段是接触界面原子间的相互扩散和再结晶，形成牢固的结合层；第三阶段是在接触部分形成的结合层中，原子扩散逐渐向纵深发展，形成可靠连接接头。这三个过程并不是截然分开的，而是相互交叉进行，最终在接头连接区域由于扩散、再结晶等过程形成固态冶金结合，它可以生成固溶体及共晶体，有时生成金属间化合物，形成可靠连接[4]。焊接参数的选择就是要控制这些因素，最终得到综合性 能良好的接头。1.2 影响扩散焊的主要因素

（1）温度。

温度影响被焊材料的屈服强度和原子的扩散行为，对消除空隙起着决定性作用，扩散温度的经验公式 [5] 为T=(0.6-0.8)Tm，其中Tm为被焊零件 材料中的最低熔点。温度是促进原子扩散的最重要因素，加热焊件能提高原子、离子、分子的能量，从而加速扩散，但温度过高，对焊缝度强有所降低。因此，如何选定最佳焊接温度，是提高焊缝强度的关键。（2）压力。

压力能使材料连 接面达到完全接触，扩大有效的焊接面积，加快扩散再结晶过程。焊接压力的大小，要视焊接材料的屈服极限和蠕变程度而定，一般以接合面产生蠕变变形为原则。（3）时间。

扩散焊三个阶段的进行都需要较长的时间。一般说来，延长扩散时间，可以提高扩散效果，但对某些材料，保温扩散时间过长，效果反而不好，甚至会产生金属间化合物脆性层。能否正确地选择时间参数，对焊缝强度的影响 很大。（4）工作介质。

为防止扩散过程中焊件氧化，一般采用真空扩散焊，或用特殊气氛作保护介质。真空扩散焊目前应用较多。一般而言，真空度越大，表面净化作用越强，焊接效果越好。选定多大的真空度应以被焊接材料的种类和对焊件的要求而定。气体保护扩散焊多用氩、氦、氢或二氧化碳及各种混合气体作保护气氛。（5）表面状态。

零件的加工精度、表面状态是扩散焊能否成功的关 键。良好的表面状态能使零件在温度、压力的作用下结合得更紧密，扩散更充分，焊接质量更可靠。焊接前要将焊接面清洗干净，不得有任何杂质和氧化层。为扩大连接面，增强焊缝强度，还可以通过设计合理的焊件连接面结构形状来实现。陶瓷与金属扩散焊接技术的研究现状

2.1陶瓷与金属焊接的主要困难

陶瓷与金属连接构成的复合构件作为结构材料可以获得金属、陶瓷的性能互补, 并降低复合材料的成本。但由于两者在物理和化学性质方面存在很大差异, 故焊接上存在以下困难 [2] :（1）它们的结晶结构不同, 导致熔点极不相同；（2）陶瓷晶体的强大键能使元素扩散极困难；（3）它们的热膨胀系数相差悬殊, 导致接头产生很大热应力, 会在陶瓷侧产生裂纹；（4）结合面产生脆性相, 玻璃相会使陶瓷性能减弱。所以难于用常规的熔焊方法实现连接, 目前广泛采用的是扩散焊接和钎焊。钎焊所面临的问题是如何改善钎料对母材的润湿性和提高接头的高温强度和高温稳定性而扩散焊接被认为是陶瓷与金属连接的较佳方法, 其显著特点是接头质量稳定, 连接强度高, 接头高温性能和耐腐蚀性能好。

2.2 陶瓷与金属的扩散焊接现状

扩散焊接适用于各种陶瓷与各种金属的连接。其显著特点是接头质量稳定,连接强度高,接头高温性能和耐腐蚀性能好。因此,对于高温和耐蚀条件下的应用来讲,扩散焊接是陶瓷与金属连接最适宜的方法。

在陶瓷与金属的扩散焊接中,为缓解因陶瓷与金属的热膨胀系数不同而引起的残余应力以及控制界面反应,抑制或改变界面反应产物以提高接头性能,常采用中间层 [2] :(1)为缓解接头的残余应力,中间层可采用单一的软金属,也可采 用多层金属。软金属中间层有Ni ,Cu 及Al 等,它们的塑性好,屈服强度低,能通过塑性变形和蠕变变形来缓解接头的残余应力；(2)从控制界面反应出发,可以选择活性金属中间层,也可以采用粘附性金属中间层。活性金属中间层有V , Ti ,Nb , Zr ,Hf ,CuNi 等,它们与某些陶瓷不起反应,但可与陶瓷组元相互扩散形成扩散层。研究发现,将粘附性金属与活性金属组合运用,所取得的效果更好。刘伟平[6] 等人研究了加Nb 膜中间层对Cu/ Al2O3 界面接合强度的影响,结果表 明:Nb 膜中间层的加入,显著提高了Cu/ Al2O3 扩散焊接头的断裂能量。在此基础上,作者还以单晶α-Al2O3 陶瓷和单晶Cu 为母材,研究了Cu/Al2O3 扩散焊接头以及带Nb 膜中间层的Cu/ Nb/Al2O3 扩散焊接头界面晶体位向关系对接头断裂能量的影响。同样,采用金属Nb(箔片)做中间缓冲层,对SiC 陶瓷和SUS304 不锈钢也进行了扩散焊接,接头强度稳定在100MPa 以上 [7]。杨敏，邹增大 [8] 等 人采用不同的中间层材料进行Si3N4陶瓷/Inconel 600高温合金连接试验，通过剪切试验测定连接接头的抗剪强度，采用扫描电镜、电子探针等分析手段分析由不同材料组成的复合中间层对Si3N4陶瓷/Inconel 600高温合金连接性的影响。研究表明，当中间层材料在连接温度下与紧邻陶瓷连接面的位置能形成含活性元素的局部液相时，可以实现Si3N4陶瓷/Inconel 600高温合金的连接。当中间层含有连接过程不熔化的软金属层时，接头强度明显提高。P.Hussain [9] 等对Si 陶 瓷与铁素体不锈钢进行直接扩散焊。试验表明：由于材料之间的相互反应和扩散

Si与铁素体不锈钢之间形成了韧性很好的界面，缓和了Si与铁素体不锈钢之间的热性能不匹配问题。而Si 陶瓷与奥氏体不锈钢之间没有形成韧性层,因而Si与铁素体不锈钢的连接比奥氏体不锈钢成功得多。

近年来,采用功能梯度材料作中间层焊接陶瓷/ 金属,焊接接头性能得到更大程度的改善。此外,为改进陶瓷的焊接性,预先对陶瓷表面进行金属化,再扩散焊接陶瓷与金属,接头强度也大大提高,如AlN 与Cu 和FeNi42 的连接[10]。

Dr.2Ing.Ulrich Draugelates 等人认为 [11] ,如果陶瓷表面不经任何处理,陶瓷/ 金属焊接接头在冷却过程中,陶瓷周围将产生应力极大值。为了减少残余应力和提高接头强度,可对陶瓷表面预先进行宏观几何学处理,残余应力将位于被金属填充的被连接陶瓷表面的凹槽中,连接区的周围就没有应力集中。有限元方法模拟表明 [12] :陶瓷被连接表面的不同的几何形状对缓解残余应力的贡献并没有明 显不同。陶瓷与金属扩散焊接技术的应用

陶瓷与金属的异种材料焊接构件在航空航天领域具有广泛的应用前景。陶瓷及陶瓷基复合材料是高性能涡轮发动机高温区极好的结构材料, 有可能用于燃烧室、火焰稳定器、机匣、涡轮叶片和尾喷口调节片等, 被认为是未来先进航空发动机的关键材料。有资料报道, 单晶技术的引入仅将材料的工作温度提高。

50℃ ,而陶瓷材料约可提高400℃,到2010年为止，陶瓷材料已占航空发动机总重的20%左右 [13]。但由于影响陶瓷/金属扩散焊接的因素很多,诸如中间层的选 择、中间层厚度、被连接表面形状等,都有可能影响扩散焊接头的质量,这些问题有待进一步研究。

结束语

陶瓷与金属异种材料的扩散焊接是一门综合性技术,涉及范围广,学科交叉性强。尽管人们在这方面进行了大量的工作,也取得了显著的成果,但在界面反应的研究、残余应力分析、接头性能评定及连接工艺等方面还有待深入研究。同时跨入21世纪后对于高性能结构陶瓷与金属的连接工艺不断发展和日趋成熟。为了占领以陶瓷发动机为代表的工程陶瓷市场,日本和美国均花巨资对陶瓷与金属的连接工艺进行了广泛深入的研究。我国应加强对陶瓷-金属连接工艺的研究和开发,尽快完善接头性能评价方法,建立评价标准,积极消化国外的先进技术,为将来占领国际结构陶瓷市场作好准备。

参考文献

[1] 李淑华,王建江,李树堂.陶瓷与金属的连接[J].特种铸造及有色金属, 2000 ,2 :51～53.[2] 刘会杰,冯吉才,李广,等.陶瓷与金属扩散连接的研究现状[J].焊接,2000(9):7～12.[3] 李志远.先进连接方法[M].北京: 机械工业出版社, 2000, 132.[4] 谭天亚,傅正义.扩散焊接异种金属及陶瓷/金属的研究进展[J].硅酸盐通 报,2003(1): 59-63.[5] 林兆荣.金属超塑性成形原理及应用[M].北京: 航空工业出版社, 1990, 1992.[6] 刘伟平,Elssner G.陶瓷/陶瓷界面晶体位向关系对断裂性能的影响.大连 铁道学院学报,1999,20(3):74～78.[7] 冯吉才,刘玉莉,张九海,等.碳化硅陶瓷和金属铌及不锈钢的扩散接合.材 料科学与工艺,1998 ,6(1):5～7.[8] 杨敏，邹增大，王新洪，王育福，周元庆.中间层材料对Si3N4陶瓷/Inconel 600高温合金连接性的影响.焊接技术 ,2004,33(2):11~14.[9] Hussain P1 Isnin A.Joining of austenitic stainless steel and ferritic stainless steel to sialon.Journal of Materials Proces2 sing Technology ,2001 ,113 :222～227.[10] Sheng Zhu ,Wlosinski W.Joining of AlN ceramic to metals using sputtered Al or Ti film.Journal of Materials ProcessingTechnology ,2001 ,109 :277～282.[11] Draugelates U ,Schram A ,Duwel V , et al.Diffusion-welded joints between metal and ceramic with a modified macrogeometry of the ceramic surface to be joined.Welding &Cutting ,1999 ,51(4):E64～E70.[12] 初雅杰, 唐菊.Si3N4陶瓷瞬间液相连接三维有限元应力分析.南通纺织职 业技术学院学报(综合版)2006,12（6）：12~14.[13] 薛松柏,钱乙余.21世纪钎焊、扩散焊及特种连接技术的应用与发展趋 势.2002年黑龙江省机械程学会年会论文集.

篇2：陶瓷扩散焊

液体火箭发动机钎焊、扩散焊质量检测技术研究

现代液体火箭发动机的推力室钎焊身部、发生器钎焊身部及游机推力室钎焊身部均是在高温、高压环境下工作,采用波纹板和铣槽式结构,而这种结构的钎焊和扩散焊的焊接质量直接关系到产品的`承压强度及冷却效果.因此,对钎焊和扩散焊的质量检测尤为重要.着重讨论了对波纹板结构和铣槽结构的钎焊、扩散焊质量采用不同无损检测方法进行检测时,方法的可行性和存在的问题,并给出不同方法对产品的可检测性结论.

作 者：单黎波 金作花 贺云龙 康琳琦 洪岩 秦建刚 Shan Libo Jin Zuohua He Yunlong Kang Linqi Hong Yan Qin Jiangang 作者单位：西安航天发动机厂,陕西,西安710100刊 名：火箭推进英文刊名：JOURNAL OF ROCKET PROPULSION年，卷(期)：35(6)分类号：V463关键词：钎焊 扩散焊 波纹板 铣槽 检测

篇3：扩散焊技术及其应用

现代工程应用中对高性能构件的需求越来越多, 经常需要把性能差异较大的异种材料, 如金属与陶瓷, 金属与玻璃等连接在一起。用传统的熔焊方法难以实现, 扩散焊技术是解决以上熔化焊存在问题的有效方法之一。近年来作为特种焊方法之一的扩散焊技术引起了人们的重视, 成为焊接领域的研究热点, 正在飞速发展。

2 扩散焊的原理及影响因素

2.1 基本原理

扩散焊是指在一定的温度和压力下, 待焊表面相互靠近、相互接触, 通过使局部发生微观塑性变形, 或通过被连接表面产生的瞬态液相而扩大被连接表面的物理接触, 然后经较长时间的原子间相互扩散、相互渗透, 而形成冶金结合的连接过程[1]。

扩散焊过程大致可分三个阶段, 第一阶段为物理接触, 被连接表面在压力和温度作用下, 粗糙表面的微观凸起首先达到塑性变形, 在持续压力的作用下, 接触面积逐渐扩大, 并紧密接触, 最终达到整个面的可靠接触;第二阶段是接触界面原子间的相互扩散和再结晶, 形成牢固的结合层;第三阶段是在接触部分形成的结合层中, 原子扩散逐渐向纵深发展, 形成可靠连接接头。这三个过程并不是截然分开的, 而是相互交叉进行, 最终在接头连接区域由于扩散、再结晶等过程形成固态冶金结合, 它可以生成固溶体及共晶体, 有时生成金属间化合物, 形成可靠连接[2]。焊接参数的选择就是要控制这些因素, 最终得到综合性能良好的接头。

2.2 影响扩散焊的主要因素

2.2.1温度。温度影响被焊材料的屈服强度和原子的扩散行为, 对消除空隙起着决定性作用, 扩散温度的经验公式[3]为T= (0.6-0.8) Tm, 其中Tm为被焊零件材料中的最低熔点。温度是促进原子扩散的最重要因素, 加热焊件能提高原子、离子、分子的能量, 从而加速扩散, 但温度过高, 对焊缝度强有所降低。因此, 如何选定最佳焊接温度, 是提高焊缝强度的关键。2.2.2压力。压力能使材料连接面达到完全接触, 扩大有效的焊接面积, 加快扩散再结晶过程。焊接压力的大小, 要视焊接材料的屈服极限和蠕变程度而定, 一般以接合面产生蠕变变形为原则。2.2.3时间。扩散焊三个阶段的进行都需要较长的时间。一般说来, 延长扩散时间, 可以提高扩散效果, 但对某些材料, 保温扩散时间过长, 效果反而不好, 甚至会产生金属间化合物脆性层。能否正确地选择时间参数, 对焊缝强度的影响很大。2.2.4工作介质。为防止扩散过程中焊件氧化, 一般采用真空扩散焊, 或用特殊气氛作保护介质。真空扩散焊目前应用较多。一般而言, 真空度越大, 表面净化作用越强, 焊接效果越好。选定多大的真空度应以被焊接材料的种类和对焊件的要求而定。气体保护扩散焊多用氩、氦、氢或二氧化碳及各种混合气体作保护气氛。2.2.5表面状态。零件的加工精度、表面状态是扩散焊能否成功的关键。良好的表面状态能使零件在温度、压力的作用下结合得更紧密, 扩散更充分, 焊接质量更可靠。焊接前要将焊接面清洗干净, 不得有任何杂质和氧化层。为扩大连接面, 增强焊缝强度, 还可以通过设计合理的焊件连接面结构形状来实现。

3 扩散焊技术的应用

3.1 异种金属的扩散焊接

扩散焊能够实现同种或异种材料的结合, 特别是对性能差异大的异种材料, 具有更突出的优势。

铝和铜都是常用材料, 铝铜连接结构在航空航天、电子行业中应用也非常广泛。但铜和铝都易被氧化, 并且铝和铜之间易产生脆性金属间化合物Cu Al2, 此外铜与铝的线膨胀系数不同, 易产生很大的热应力。

航空航天仪表中的重要部件铝铜双金属片的制造就采用了扩散焊方法。采用LF2铝合金与纯铜通过真空扩散焊方法加工制造, 铝合金规格为50mm×50mm×lmm, 纯铜规格为50mm×50mm×0.5mm, 材料厚度薄, 且要求一定的强度和良好的导电性能。铝与铜的真空扩散焊工艺为:真空度5-7×10-3Pa, 焊接温度530℃-540℃, 焊接时间10min, 压力10MPa, 结果取得了良好的性能[4,5]。

在异种金属扩散连接的接头中, 当界面上有脆性的金属间化合物产生时, 接头往往表现出较差的力学性能。当前, 从研究现状来看, 主要是采用过渡材料作隔离层[6,7], 但这会给实际生产增加一定的困难。

3.2 陶瓷/金属的扩散焊接

在现代制造业中, 陶瓷/金属连接构成的复合构件可以获得金属、陶瓷性能互补的优势, 满足工程的需要。由于陶瓷与金属存在本质上的不同, 致使两者间的焊接存在困难[8]:a.结晶结构不同, 导致熔点极不相同;b.陶瓷晶体的强大键能使元素扩散困难;c.热膨胀系数相差悬殊, 导致接头产生很大热应力, 会在陶瓷侧产生裂纹;d.结合面产生脆性相、玻璃相会使陶瓷性能减弱。

扩散焊适用于各种陶瓷与各种金属的连接。其特点是接头质量稳定, 连接强度高, 接头高温性能和耐蚀性能好。P.Hussain[9]等对Sialon陶瓷与铁素体不锈钢进行直接扩散焊。试验表明:由于材料之间的相互反应和扩散Sialon与铁素体不锈钢之间形成了韧性很好的界面, 缓和了Sialon与铁素体不锈钢之间的热性能不匹配问题。

在陶瓷与金属的扩散焊中, 为缓减接头的残余应力和控制界面反应产物, 常采用金属中间层[10]:a.为缓解接头的残余应力, 中间层可采用单一的软金属, 也可采用多层金属。软金属中间层有Ni, Cu及Al等, 其塑性好, 屈服强度低, 能通过塑性变形和蠕变变形来缓解接头的残余应力。采用多层金属中间层的效果要好于单一金属中间层, 一般在陶瓷一侧施加低热胀系数、高弹性模量的金属, 如Mo等;在金属一侧施加塑性好的软金属, 如Ni, Cu等。但多层金属的层数不能过多, 否则会因层间的结合性能影响接头的稳定性。b.为控制界面反应, 可选择活性金属中间层, 也可采用粘附性金属中间层。活性金属中间层有V、Ti、Nb、及Ni-Cr等, 它们能与陶瓷相互作用, 形成反应产物, 并通过生成的反应产物使陶瓷与被连接金属牢固地连接。粘附性金属中间层有Fe、Ni等, 它们与某些陶瓷不起反应, 但可与陶瓷组元相互扩散形成扩散层。研究发现, 将粘附性金属与活性金属组合运用, 取得的效果更好。刘伟平等研究了加Nb膜中间层对Cu/Al2O3界面接合强度的影响, 试验表明Nb膜中间层的加入能够提高Cu/Al2O3扩散焊接头的断裂能量[2]。此外, 预先对陶瓷表面进行金属化处理, 改进陶瓷的焊接性, 再扩散焊接陶瓷与金属, 接头强度也大大提高。

4 结论

扩散焊技术是一门综合性技术, 涉及材料、扩散、相变、界面反应、接头应力应变等各种行为。因其技术特点, 扩散焊技术正受到越来越多的关注, 在我国已进入实际应用阶段。随着对技术的不断掌握, 必将会越来越多地应用到各类产品中。

摘要：扩散焊是一种先进的焊接技术, 在异种材料连接领域得到了广泛应用。综述了扩散焊技术的原理及其影响因素, 并介绍了扩散焊技术在异种金属、陶瓷/金属连接中的应用。

关键词：扩散焊,异种金属,陶瓷/金属

参考文献

[1]李志远.先进连接方法[M].北京:机械工业出版社, 2000, 132.[1]李志远.先进连接方法[M].北京:机械工业出版社, 2000, 132.

[2]谭天亚, 傅正义.扩散焊接异种金属及陶瓷/金属的研究进展[J].硅酸盐通报, 2003 (1) :59-63.[2]谭天亚, 傅正义.扩散焊接异种金属及陶瓷/金属的研究进展[J].硅酸盐通报, 2003 (1) :59-63.

[3]林兆荣.金属超塑性成形原理及应用[M].北京:航空工业出版社, 1990, 1992[3]林兆荣.金属超塑性成形原理及应用[M].北京:航空工业出版社, 1990, 1992

[4]孟胶东, 曲文卿.Al-Cu双金属复合结构的扩散连接试验研究[J].材料工程, 2003 (1) :34-37.[4]孟胶东, 曲文卿.Al-Cu双金属复合结构的扩散连接试验研究[J].材料工程, 2003 (1) :34-37.

[5]曲文卿, 董峰.异种材料的连接[J].航天制造技术, 2006 (3) :44-49.[5]曲文卿, 董峰.异种材料的连接[J].航天制造技术, 2006 (3) :44-49.

[6]陈健, 浦娟.铝及铝合金与钢连接技术研究进展[J].江苏科技大学学报 (自然科学版) , 2008, 22 (2) :39-44.[6]陈健, 浦娟.铝及铝合金与钢连接技术研究进展[J].江苏科技大学学报 (自然科学版) , 2008, 22 (2) :39-44.

[7]伍光凤, 盛光敏.钛合金和不锈钢的扩散焊接研究进展[J].热加工工艺, 2007, 36 (3) :86-89[7]伍光凤, 盛光敏.钛合金和不锈钢的扩散焊接研究进展[J].热加工工艺, 2007, 36 (3) :86-89

[8]蔚晓嘉, 马宏伟, 等.陶瓷与金属焊接性的认识论[J].西安矿业学院学报, 1998, 18 (2) :165-169.[8]蔚晓嘉, 马宏伟, 等.陶瓷与金属焊接性的认识论[J].西安矿业学院学报, 1998, 18 (2) :165-169.

[9]Hussain P.Isnin A.Joining of austenitic stainless steel and ferritic stainless steel to sialon.Journal of Materials Processing Technolo-gy, 2001, 113:222-227[9]Hussain P.Isnin A.Joining of austenitic stainless steel and ferritic stainless steel to sialon.Journal of Materials Processing Technolo-gy, 2001, 113:222-227

篇4：瞬时液相扩散焊技术的研究进展

近年来随着高新技术的发展,对新材料的需求越来越高,在现代材料结构中,不仅需要对大量同种材料进行焊接,有时也需要对异种金属材料进行焊接。一些难熔材料以及异种材料在物理性能、化学性能、元素性质等方面有显著差异,采用常规焊接方式( 如焊条电弧焊、埋弧焊、等离子弧焊、气体保护焊、电渣焊等) 相对比较困难。而且采用传统焊接母材局部发生融化,有较大的焊缝和热影响区,容易产生焊接变形和焊接残余应力,影响焊接品质。 为降低传统焊接工艺对焊接性能的影响,瞬时液相扩散焊得到了广泛的应用。

瞬时液相扩散焊TLP( transient iiquid phase diffusion bonding,TLP) 是由英国Davids. Duvall等人首次通过相图解释其金属学原理[1]。特别适用于异种材料、耐热合金和新材料,比如陶瓷复合材料、金属化合物等可焊性极差的材料的焊接。

1TLP焊接原理

瞬时液相扩散焊是在两个待焊工件接触表面之间放入添加降融元素的中间层,将两个工件紧压一起,在气体保护或真空环境下,加热到一定温度并施加一定压力,中间层融化成液相,液体金属填充母材表面的间隙, 固液相之间发生元素扩散,形成致密的中间过度层。在保温阶段,母材与中间层元素互相扩散,最终实现等温凝固和固相均匀化,使中间层区域的组织与母材接近。 焊接过程包括中间层融化、中间层两侧母材溶解、等温凝固、焊接层均匀化。感应加热液相扩散焊焊接原理图,如图1所示。

根据焊接材料的异同,将TLP焊接分为同种材料焊接和异种材料焊接。根据焊材可焊接性的异同,将TLP焊接情况类分为4种,如图2所示。对于采用TLP焊接技术容易焊接的材料采用添加中间层直接焊接,对于母材之间不能直接焊接的材料,采用添加中间过渡母材的方式实现焊接。

2焊接过程模拟

根据TLP的焊接原理模拟出的焊接过程图[2],如图3所示。a) 焊接前期,焊接温度达到中间层熔点,中间层温度升高,中间层溶化; b) 焊接温度继续升高,中间层完全融化,降融元素向两边扩散,部分母材发生液化; c) 加热温度继续升高,达到最大值,中间层两侧母材进一步发生液化,液宽达到最大值。加热方式导致母材表面受热温度先达到最大值,导致先发生融化,以及受挤压作用导致的液体的外溢,湿润的损失,导致过渡层不均匀; d) 等温凝固阶段,中间层向母材扩散的速度介于固态和液态扩散系数之间,母材与中间层元素发生互相扩散,液相宽度变小; e) 均匀化阶段,由于中间层与母材之间的元素扩散,中间过渡层成分稳定,晶粒生长; f) 元素扩散基本完成,晶粒再结晶完成,过渡层与母材成分基本相同,焊接完成。

3瞬时液相扩散焊的优缺点

在瞬时液相扩散焊研究中70% 涉及到异种材料的焊接。由于连接温度远低于母材的熔点,中间层厚度只有10 ~ 100 μm,热影响区小,TLP焊接相对传统焊接有很多优点。焊接变形小,适合用于对要求变形高的管道和零部件; 接头处无余料,过渡平滑,不需要切削加工、打磨处理; 接头处残余应力小,可以提高焊接件的焊接品质,提高焊接件的使用寿命; 生产效率高,不需要开坡口,焊接时间与壁厚无关。焊接速度只取决于降融元素的扩散速度,数十秒就可以完成焊接; 自动化程度高,只需要具备一般的操作技能。

由于中间层的选择决定焊接的可行性,所以对不同材质的母材要求采用不同成分的中间层。找到一种合适的中间层相对比较困难,需要进行大量的实验研究。焊接品质受焊接件接触面的表面粗糙度的影响,对表面品质要求比传统焊接品质高; 焊接前准备时间些长。

4瞬时液相扩散焊的影响因素

瞬时液相扩散焊受中间层材料、焊接温度、焊接时间以及焊接压力影响比较大。焊接温度对焊接起到至关重要的作用,在焊接初期会使表面接触部位的凹凸变形、表面氧化物的破裂、界面空洞消失以及中间层的融化等产生影响。在焊接过程中影响元素的扩散速度、母材的相变以及再结晶,影响焊接的品质。中间层选择对焊接接头元素扩散、接头组织再结晶品质到决定性的作用,决定焊接可行性以及中间层与母材元素扩散的效果。焊接压力会促进表面围观凹凸部分的塑性变形,使表面氧化膜破碎,促使母材与中间层接触,促进元素的互相扩散,也可以消除界面空洞的产生。焊接时间会影响元素扩散以及接头晶粒的再生长程度,与中间层材料、焊接温度、焊接压力以及均匀化程度有着直接的关系。

5TLP焊接技术研究状况

1) 理论与模型研究

经过学者们的不断努力,已经形成了区别于传统焊接方式的模型和理论。恩泽忠男等研究采用薄膜法对等温凝固过程求解的可行性研究,最终指出了其误差很大[3]。 剑桥大学的A. Shirzadi与E. R. Wallach提出一种带有温度梯度的TLP焊接工艺,突破了传统TLP扩散焊惯用的焊接温度均匀化的束缚,提高了焊接品质[4]。剑桥大学的W. D. Mac Donald和T. W. Eagar等人从理论上定性地用液相中溶质原子的质量守恒定律来从理论上计算液相扩散焊的元素扩散以及中间层宽度的数值计算[5]。加拿大的Y. Zhou建立了瞬时液相扩散焊的等温凝固模型,给出了扩散速率的数值计算的单相解和双相解,分析等温凝固对基体金属晶粒边界扩散率的提高、境界运动及境界空穴的影响[6]。Ohsasa等人建立了Ni合金的动力学模型,通过差分法进行扩散的计算,得到焊接温度与焊接时间对元素扩散起到的作用[7]。

2) 焊接参数的研究

河南理工大学的郭世敬对液相扩散焊接压力进行研究,结果表明压力在液相扩散焊中起到重要作用,决定降融元素的扩散,对焊接接头的品质和焊接效率影响很大[8]。王振江研究了焊接温度和时间对#20号钢管TLP焊接组织的影响,结果表明焊接温度过低和过高或焊接时间过短或多长都会降低TLP焊接接头的力学性能,需要选择焊接温度和焊接时间合理组合[9]。四川化工职业学院的文申柳等人通过对9Cr1Mo Nb V钢的瞬时液相扩散焊研究,在氩气氛围内,加热温度1 230 ℃ ~ 1 260 ℃ ,加压3 ~ 5 MPa,采用三种不同元素成分的合金作为中间层,研究对TLP组织和性能的影响。研究表明中间层的选择是TLP焊接的关键,以母材为机体加入合适降融元素的中间层可以获得良好的组织和性能[10]。在焊接气体保护实验中,各位学者多在真空环境和惰性气体保护下进行焊接, WD Mac Donald曾在还原性气体氢气和氮气混合气体氛围中实现TLP焊接,Kuntz ML和Peaslee RL分别在氮气和氢气氛围中也实现了TLP焊接[11]。

山东电力研究院研发的瞬时液相扩散焊铁基中间层合金,厚度30 ~ 60 μm,熔点1 050 ℃ ~ 1 150 ℃ ,可以用于碳钢、不锈钢和Cr - Mo耐热钢的焊接[12]。北京石油天然气集团公司管材研究所的宫少涛研发一种适用于瞬时液相扩散焊的镍基中间层材料,厚度30 μm的Ni B - Si合金箔带,熔点950 ℃ ~ 1 050 ℃ ,适用于低合金钢、不锈钢的瞬时液相扩散焊[13]。Gale WF,Brochu M等人研究了不同加热方式,采用高频、中频、辐射、接触电阻、电子束及辉光放电、激光、红外线等方法可以用于不同材料的TLP焊接[14]。

3) 焊接设备研究

早期,苏联H. Φ. KA3AKOE按照控制方法、加压方法、结构形式、加热方法的不同,将TLP焊接设备分成许多类型,其中有真空高频感应加热扩散焊接和真空辐射加热扩散焊机。试验用焊接采用小型立式真空扩散焊机和杠杆式真空高频感应扩散焊机,最大压力3 000 N, 真空度1 × 10- 3Pa,加热功率20 k W。我国20世纪90年代中期自行设计与研制的大型超高真空扩散焊机,采用液压加压、电阻加热的方式,最高加热温度1 573 K,输出功率30 k W[15]。

随着制造技术以及自动化技术的发展,现在应用的扩散焊机都具有温度、压力、真空度和时间的控制系统,采用热电偶、红外测温。其中美国森托公司生产的HP - 1605型扩散焊机,采用钨加热体进行辐射加热,通过传感器对压力进行测量和控制,焊接压力达到150 k N,焊接温度1 923 K[16]。山东鲁能节能公司研发的管道瞬时液相扩散焊机,可以在开放环境中焊接,采用惰性气体保护,热电偶测温,可以实现管道焊接。

6TLP的应用前景

20世纪80年代,日本住友金属公司的小沟欲等人成功将TLP技术应用于输气输水、民用管道等,也因此在1991年获得了 日本溶解 学会的“田中龟久 人赏 ”[17]。 1998年,三菱重工成功利用TLP技术进行锅炉设备中异种管道的焊接,部分替代了手工填丝焊[18]。2000年以后,随着TLP技术的发展,更多难焊材料的试验成功,使得TLP技术在航空航天、汽车制造、微电子方面有了广阔的应用。比如,日本和德国已经利用TLP技术用于汽车零部件的生产。在美国和俄罗斯将TLP技术应用于航空航天。其中未来空间站或太空实验室的真空环境是发展扩散焊的重要场所。俄国液体火箭发动机上大量零部件之间的连接采用了液相扩散焊技术,并且焊接接头强度能够满足技术指标。随着瞬时液相扩散焊接技术越来越成熟,焊接技术水平的发展以及焊接设备的多功能化,应用范围也越来越宽广,应用价值也越来越高。

7结语

篇5：陶瓷扩散焊

由于高温合金具有较高的高温强度, 这使得高温合金扩散焊接时也应在较高的温度下进行, 一般在1000℃以上, 远高于钛合金的β转变温度, 这在一定程度上限制了扩散焊技术在钛合金与高温合金连接上的推广应用。本课题组前期采用磁控溅射技术在钛合金表面沉积钛薄膜作为中间层, 在较低温度下实现了钛合金的真空扩散连接[9]。由此引出是否可以采用薄膜作为中间层在钛合金可承受的温度范围内实现钛合金与高温合金的低温扩散连接的设想。

采用磁控溅射技术在钛合金表面沉积Ti薄膜, 在镍基高温合金表面沉积Ni薄膜, 使钛合金与镍基高温合金的连接问题转化为Ti/Ni薄膜连接问题。在钛合金与不锈钢扩散连接中经常采用Ni作为中间过渡金属层, 镍与钛形成的金属间化合物无其他金属间化合物的脆性, 而具有一定的塑性[10]。因此, 以Ti/Ni薄膜作为钛合金与镍基高温合金扩散焊的中间层应该可以获得具有一定强度的接头。本研究采用磁控溅射技术制备Ti, Ni薄膜作为中间层进行钛合金与镍基高温合金的低温扩散连接实验, 分析了接头组织及成分的变化情况。

1 实验材料及方法

实验采用TA15钛合金和DD6单晶合金作为基体, 其化学成分分别列于表1和2中[11,12]。TA15钛合金薄板厚约1.5mm, DD6单晶铸板经线切割制成厚1mm的薄片, 两种基片均制成8mm×8mm见方, 在一个8mm×8mm的表面上沉积薄膜。沉积薄膜前, 基片表面经200, 600, 1000, 2000#砂纸磨制, 然后用丙酮、酒精依次进行超声清洗。

采用高纯Ti靶 (99.99%, 质量分数, 下同) 经JCK-500磁控溅射台在TA15钛合金基片表面沉积Ti薄膜, 采用纯Ni靶 (99.98%) 在DD6单晶合金基片表面沉积Ni薄膜, 溅射气体为氩气 (纯度99.99%) , 工作气压为0.8Pa, 溅射功率约为50W。Ti薄膜厚度约为1μm, Ni薄膜厚度在2.5μm左右。

将表面覆有Ti薄膜的TA15钛合金基片与表面覆有Ni薄膜的DD6单晶合金基片以对接形式装配置于L1215Ⅱ-1/ZM型真空扩散焊炉中, 以10℃/min的升温速率进行加热同时调节压力大小。由于TA15板材的退火温度为700～800℃[11], 因此选定温度为800℃、压力为20MPa下恒压保温2h进行TA15/DD6扩散连接。

采用日本理学D/Max2000型X射线衍射仪 (XRD) 对TA15钛合金基片、DD6单晶合金基片分别沉积Ti, Ni薄膜前后进行物相分析, 采用SPA-300HV原子力显微镜 (AFM) 观察分析沉积Ti, Ni薄膜前、后TA15钛合金及DD6单晶合金基片的表面形貌, 采用FEI-QUANTA 600扫描电镜 (SEM) 和INCA能谱仪对扩散焊接头组织成分及元素分布情况进行分析。

2 结果与讨论

2.1 Ti, Ni薄膜物相分析

TA15钛合金为近α型钛合金, 对其基片表面进行X射线衍射分析发现主要为α-Ti相。在TA15钛合金基片表面沉积的Ti薄膜以晶化的α-Ti相为主, 主要以 (110) , (112) 晶向生长[9]。

DD6单晶合金基片的X射线衍射图谱图1 (a) 中只有γ′相 Ni3Al的 (100) , (200) 衍射峰, 并且 (200) 衍射峰极强, 说明DD6单晶基片沿[1]取向生长, 验证了基片的单晶属性。沉积Ni薄膜后, XRD谱图中出现的是面心立方Ni的 (111) , (200) 和 (220) 衍射峰, 原来DD6单晶衍射峰已消失不见, 如图1 (b) 所示, 说明沉积在DD6单晶基片上的Ni薄膜与单晶基片的结构不同, 为多晶态。

2.2 Ti, Ni薄膜表面形貌

通过AFM对未沉积Ni膜的DD6单晶合金基片进行表面形貌分析可见, 基片表面高低起伏, 经2000#砂纸磨制后留下的划痕比较均匀, 表面粗糙度在300nm左右, 如图2 (a) , (c) 所示。在基片磨制表面沉积Ni膜后, 表面状态略有改善, 粗糙度降低至120nm左右, 但磨制痕迹仍然存在, 成膜较为均匀, 如图2 (b) , (d) 所示。

TA15钛合金基片经2000#砂纸磨制后留有比较细小的划痕, 在磨制表面沉积的Ti薄膜原子团聚现象比较明显[9], 与DD6单晶合金基片上沉积Ni膜情况不同。

(a) 沉积前表面形貌; (b) 沉积后表面形貌; (c) 沉积前侧面形貌; (d) 沉积后侧面形貌 (a) surface morphology before deposition; (b) surface morphology after deposition (c) profile before depositon; (d) profile after deposition

2.3 TA15/DD6扩散焊接头

将表面覆有Ti薄膜的TA15钛合金和表面覆有Ni薄膜的DD6单晶高温合金对接进行扩散焊, 规范为800℃/20MPa保温2h, 接头组织如图3 (a) 所示, 接头区域元素线扫描分析结果如图3 (b) 所示。两侧母材及接头组织各层能谱成分分析结果列于表3中。

从图3 (a) 中可见, 采用Ti, Ni薄膜作为中间层, 在800℃下实现了TA15/DD6异种材料的扩散连接, 低于Ti 6242/INCONEL 625扩散焊温度 (900℃) [8]。两基片连接界面处Ni/Ti薄膜结合良好, 整个接头组织呈现分层, 扩散焊中间层薄膜元素Ti, Ni在焊缝中出现明显浓度梯度分布。扩散焊加热过程中, Ti, Ni发生强烈的相互扩散, 完全穿越另一种薄膜扩散至另一母材界面。TA15基片上的Ti扩散至DD6界面, DD6基片表面的Ni扩散至TA15界面, 如图3 (b) 所示。可能由于Ti, Ni两元素的扩散速率不同以及薄膜厚度带来的原子总量的影响, 从表3中可以发现, 在DD6界面处的第“5”层Ti含量只有4.05% (原子分数/%, 下同) , 而在TA15界面附近的第“1”层Ni含量却高达32.5%。Ti, Ni两种元素通过相互扩散, 使得原来不同的两种中间层薄膜界面消失, 形成新的层状组织。如表3所列, 第“1”层Ni含量为32.5, Ti含量为61.34, 原子比接近1∶2, 结合Ti-Ni二元相图[13]推测, TA15/DD6扩散焊缝中的第“1”层可能为Ti2Ni相。第“2, 3”层中Ni, Ti原子比接近1∶1, 可能是TiNi相。

分析表3能谱结果还注意到, TA15钛合金母材中的活性元素Zr扩散距离较长, 在焊缝中靠近DD6的第“3”层中仍保持较高的含量。而DD6母材中只有Co元素扩散距离较长, 达到焊缝中央第“2”层, 其他元素 (如Cr, Mo, Ta, W, Re) 仅仅扩散至焊缝与DD6界面附近。TA15钛合金和DD6单晶母材中都含有Al, 在扩散焊过程中它们从两侧向焊缝中心扩散。

3 结论

(1) 采用磁控溅射技术在TA15钛合金表面沉积的Ti薄膜和在DD6单晶表面沉积的Ni薄膜均为多晶态结构。

(2) 在TA15钛合金和DD6单晶表面沉积薄膜后, 磨制痕迹仍然存在, 表面粗糙度有所降低。Ni薄膜较为均匀, 而Ti薄膜中原子团聚现象较为明显。

(3) 以Ti, Ni薄膜作为中间层在800℃/20MPa/2h规范下实现了TA15钛合金与DD6单晶高温合金的异种材料低温扩散连接, Ti, Ni两元素均扩散至另一母材界面, 整个接头呈现分层组织, 主要为Ti2Ni和TiNi相。

摘要：采用磁控溅射技术在TA15钛合金表面沉积Ti薄膜, 在DD6单晶高温合金表面沉积Ni薄膜, 以Ti, Ni薄膜作为中间层进行低温扩散焊研究。通过X射线衍射分析发现Ti, Ni薄膜均为多晶体结构。采用AFM分析发现, 沉积薄膜后, TA15钛合金和DD6单晶基片的表面粗糙度均有所降低。以Ti, Ni薄膜作为中间层在800℃/20MPa/2h规范下实现了TA15钛合金和DD6单晶高温合金的异种材料低温扩散连接。通过扫描电镜和能谱分析表明, Ti, Ni两元素均扩散至另一母材界面, 整个接头呈现分层组织, 主要为Ti2Ni和TiNi相。

篇6：陶瓷扩散焊

微弧氧化技术特别适合于对耐磨、耐蚀、耐热冲击、高绝缘等性能要求较高部件的表面作强化处理, 现在, 在国内外该技术均未进入大规模工业应用。目前主要研究的是在Al, Mg等金属基体上直接进行微弧氧化, 因而还不能直接用于钢铁材料。钢铁材料热浸镀后能形成Fe - Al合金层, 冶金结合强度高[1]。钢铁先热浸镀铝后微弧氧化在其表面形成陶瓷是一种新技术, 可弥补钢铁材料易锈蚀、不耐磨等缺陷, 具有广阔的应用前景[2]。

目前, 铸铁热浸镀铝的技术尚未成熟, 对表面陶瓷化的研究较少。过去曾对球墨铸铁表面陶瓷化进行了研究[3], 但存在一些缺陷, 如微弧氧化后残留的热浸镀纯铝层较软, 会影响陶瓷层整体性能的发挥。本工作在此基础上对球墨铸铁浸镀微弧氧化陶瓷层进行扩散退火, 分析了其组织的变化以及扩散退火处理的可行性。

1 试 验

基材为ϕ20 mm×6 mm的球墨铸铁。前处理工艺流程:除油→除锈→助镀→烘干→铝液浸镀→冷却。除油溶液选用80%的NaOH水溶液, 温度为80～90 ℃, 时间为15～20 min。除锈溶液选用15% HCl+15%H2SO4的水溶液, 温度为室温, 时间为3～5 min。助镀剂选用6%KF+4%NaCl的水溶液, 温度为90～95 ℃, 时间为4～5 min。用熔剂法进行热浸镀铝, 浸镀温度780 ℃, 保温时间10 min。

微弧氧化工艺采用交流电, 电流密度12 A/dm2, 频率50 Hz, 额定功率2 kW, 氧化时间2 h。其工艺流程为:热浸镀铝试样→除油→酸洗→微弧氧化→自来水清洗→自然干燥。除油溶液选用30%的Na3PO4水溶液, 温度为80～90 ℃, 时间为5 min。酸洗15% HCl的水溶液, 温度为室温, 时间为1～3 min。

扩散退火工艺:退火温度600 ℃, 退火时间分为1, 3, 5 h。

利用MX - 2600FE型扫描电镜及其能谱附件进行组织形貌观察和微区成分鉴定, 利用D/MAX 型X射线衍射仪进行物相鉴定。

2 结果与讨论

2.1 原陶瓷层组织

图1为微弧氧化陶瓷层的XRD谱。由图1可见, 陶瓷层主要由α - Al2O3相和γ - Al2O3相组成。α - Al2O3为稳定相, 熔点为2 050 ℃, γ - Al2O3为亚稳定相, 在高于1 200 ℃时γ - Al2O3相可转变为α - Al2O3相。因陶瓷层中含有Al2O3相, 所以硬度较高。Al的衍射峰强度较高, 说明陶瓷层较薄或膜中存在较多的孔洞。

图2为陶瓷层截面能谱。从图2可见, 在微弧氧化后的热浸镀铝层上, O元素含量在上层较高, 在下层非常少;Al元素含量在上层保持一定峰度, 在上层至下层呈梯度上升, 在下层保持一定峰度。 说明上层为陶瓷层, 下层为纯铝层。由图2还可看出, 陶瓷层分为两层, 上层为疏松层, 下层为致密层, 厚度约10 μm。致密层也称工作层, 陶瓷层的硬度和耐磨性主要由该层提供, 能谱分析表明, 致密层与基体紧密相连, 形成良好的过渡状态, 属于冶金结合。

图3为陶瓷层表面组织形貌。

由图3可见, 陶瓷层在形成过程中, 表面残留了大量放电微小气孔, 可以看出放电通道。这是因为微弧氧化时表面经历了一个熔融、凝固和冷却的过程, 有的放电通道还来不及完全愈合就被冷却凝固下来[4]。图2与图3所示陶瓷层较薄, 存在的孔洞是与图1 XRD图谱显示存在Al相对应的。

2.2 扩散退火后陶瓷层组织

图4为600 ℃扩散退火后微弧氧化陶瓷层的截面组织形貌。由图4a可见:在扩散退火前, 球墨铸铁浸镀后微弧氧化获得的涂层由陶瓷层、纯铝层和扩散层构成, 但纯铝层较厚。这是因为铸铁热浸镀铝与钢热浸镀铝不同, 铸铁中含有较高的C与Si, 这2种元素阻碍着铝的渗入[5]。为了获得合适的扩散层 (即Fe - Al化合物层) 厚度, 需提高热浸镀的温度和保温时间, 以往在提取试样时黏覆大量铝液导致纯铝层较厚;对陶瓷层扩散退火1 h后, 扩散层显著增厚, 陶瓷层厚度无变化, 但在陶瓷层和纯铝层的界面处出现明显的孔洞 (见图4b) ;扩散退火3 h后, 扩散层进一步增厚, 局部已延伸至陶瓷层 (见图4c) ;扩散退火5 h后, 纯铝层消失, 在陶瓷层和扩散层之间出现深灰色带和局部黑色区域 (见图4d) 。在扩散退火过程中陶瓷层厚度无变化, 经XRD图谱显示物相无变化。

扩散退火5 h的陶瓷层和扩散层之间的面元素分布见图5。由图5可见:C在上部黑色区域扫描亮度较高;Cr和O在中部深灰色带扫描亮度较高;Fe和Al在底部扫描亮度较高。由此推断, 黑色区域为石墨团絮, 深灰色带为Cr2O3 , 下部为扩散层。这是因为在扩散退火过程中, O原子可通过微弧氧化陶瓷膜表面残留的大量放电气孔进入纯铝层, 纯铝层中的平行排列结构的FeA13为O原子的传输提供了有利的扩散通道, 促进了O原子向基体的扩散传递, 在内层形成扩散通道, 导致O与从基体扩散来的Cr直接结合形成Cr2O3。随时间延长, Cr2O3在扩散层积累形成了Cr2O3氧化带, 基体向外扩散的石墨因与Al不互溶, 在扩散层积累形成了石墨团絮。另一方面, 在退火过程中, Fe和Al原子的相互扩散, 使扩散层向基体内部和向纯铝层扩散生长, 扩散退火5 h, 完成扩散层长大, 纯铝层消失。

陶瓷层在600 ℃扩散退火时主要组成为α - Al2O3和γ - Al2O3, α - Al2O3和γ - Al2O3相属于稳定结构, 不会发生相变。600 ℃扩散退火时, 陶瓷层与纯铝层的界面处出现的明显孔洞, 主要由陶瓷层与纯铝层之间热膨胀系数不匹配引起的热应力所致。热应力大小与铝的熔点、陶瓷层的致密性及厚度有关[6。由图4可知, 孔洞在陶瓷层与纯铝层之间的界面产生, 说明热应力主要集中在陶瓷层与纯铝层界面结合处。在600 ℃扩散退火时, 已接近纯铝熔点, 纯铝产生的膨胀远大于α - Al2O3和γ - Al2O3, 使陶瓷层和纯铝层之间热膨胀系数很大, 导致孔洞产生, 最终导致陶瓷层从纯铝层上脱落。同时, 陶瓷层厚度较薄、致密性低也是导致陶瓷层脱落的一个重要原因。

综上分析, 球墨铸铁浸镀微弧氧化陶瓷层不适于扩散退火处理。对于微弧氧化后, 热浸镀铝层剩下多少为最佳状态, 应如何处理, 还有待进一步研究。

3 结 论

(1) 球墨铸铁浸镀微弧氧化获得的陶瓷层主要由α - Al2O3相和γ - Al2O3相组成。

(2) 扩散退火后, 陶瓷层与纯铝层之间热膨胀系数不匹配会引起界面处产生热应力, 600 ℃时热应力造成陶瓷层与纯铝层的界面处出现明显孔洞。

(3) 对微弧氧化后, 热浸镀铝层剩下多少为佳及如何处理的问题, 有待进一步研究。

摘要：过去, 对铸铁件热浸镀铝再微弧氧化仅有少量的研究, 且还存在残留铝影响氧化层性能的问题。为此, 对球墨铸铁先热浸镀铝后再微弧氧化形成陶瓷层, 采用扫描电镜、能谱分析和X射线衍射分析了陶瓷层的相组成及形貌, 并探讨了对陶瓷层进行扩散退火处理的可行性。结果表明:球墨铸铁浸镀铝后微弧氧化获得的陶瓷层主要由α-Al2O3相和γ-Al2O3相组成;600℃扩散退火时, 因陶瓷层与纯铝层之间热膨胀系数不匹配会导致界面处产生热应力, 造成陶瓷层与纯铝层的界面处出现明显孔洞;球墨铸件微弧氧化形成的陶瓷层不适合扩散退火处理;对微弧氧化后, 热浸镀铝层剩下多少为佳及处理的问题, 应进一步研究。

关键词：微弧氧化,热浸镀铝,球墨铸铁,扩散退火,组织状态

参考文献

[1]宋世崑, 刘顺华, 李长茂, 等.钢材的连续热浸镀铝[J].金属热处理, 2000, 25 (5) :15～17.

[2]卢立红, 沈德久, 王玉林, 等.Q235钢热镀铝层的微弧氧化[J].腐蚀与防护, 2001, 22 (2) :58～60.

[3]赵霞, 刘兴, 马丽华.球铁浸镀微弧氧化陶瓷层的制备与组织分析[J].表面技术, 2008, 37 (2) :16～17.

[4]辛铁柱, 赵万生, 刘晋春.铝合金表面微弧氧化陶瓷膜的摩擦学性能及微观结构[J].航天制造技术, 2005 (4) :5～8.

[5]林小芹, 贺跃辉, 江垚.铸铁渗铝工艺的研究进展[J].粉末冶金材料科学与工程, 2005, 10 (3) :133～137.