一、MGH956合金TLP扩散连接接头组织分析（论文文献综述）
张赛赛[1]（2020）在《钴基高温合金DZ40M的TLP扩散焊工艺及机理研究》文中指出钴基高温合金DZ40M较传统的X-40高温合金有更高的初熔温度、更好的高温强度、以及更好的抗氧化腐蚀性能,是一种用于航空发动机涡轮叶片及燃烧室的理想材料。但是由于涡轮叶片在服役时处在复杂的应力条件和高温环境中,时常因氧化、开裂等问题而失效。由于航空发动机制造成本昂贵,工艺复杂,通常对缺陷部位进行修复连接,以延长其服役寿命,可以在很大程度上节约成本。因此本文将利用瞬时液相扩散焊技术实现DZ40M钴基高温合金的修复和连接。所采用的中间层是一种自制的Ni Cr Co WB中间层。通过中间层在焊接温度下的瞬间液化,以及降熔元素和合金元素之间的互扩散,使得中间层完成等温凝固,并在一定的保温时间后实现接头的均匀化,从而获得具有优良高温持久性能的接头。在此基础上,研究了焊接工艺对接头界面组织和力学性能的影响机制,通过数学建模分析接头薄弱位置的层厚变化,预测等温凝固和均匀化的完成时间,并采用适当的焊后热处理对接头进行均匀化处理,实现了接头性能的提升。在不同焊接温度下（1120℃～1200℃）保温30min对DZ40M进行TLP连接。当焊接温度为1120℃时,研究发现界面分为EZ、ISZ、DAZ、BM四个区域。EZ中主要有Ni4B3、Cr5B3、富Ni硼化物以及Ni基固溶体;DAZ中的物相主要有Co B、Co2B、Cr2B、Cr5B3等。接头的典型界面结构为:DZ40M/Co B+Co2B+Cr2B+Cr5B3/（Ni,Co,Cr）s,s/Ni基固溶体+Ni4B3+Cr5B3。随着焊接温度的升高,共晶减少,直到1160℃,共晶相完全消失,接头实现完全等温凝固;在1160℃下分别保温5min、30min、60min、120min,随着保温时间的升高,接头等温凝固程度越高,并在30min时实现完全等温凝固。接头拉伸测试及断口分析表明,1160℃保温30min的接头由于完全消除了共晶相,且DAZ中的针状硼化物数量较少,接头强度达到最高,为487MPa,达到母材强度的88.6%。通过分析TLP扩散焊过程的四个阶段,发现等温凝固阶段对接头界面结构产生较大影响。若保温时间不够长,则接头无法实现等温凝固,接头中心部位生成一层脆性的共晶相。因此需要精确调控等温凝固完成程度,消除脆性共晶相,以提高接头力学性能。利用一维半无限扩散的模型对TLP过程中的B元素扩散进行计算和模拟,研究发现焊接温度越高,接头中心的B元素浓度下降越快。同时,共晶层厚度减小速率随着温度的升高而增大。另外,由于B元素的浓度梯度在一定时间后达到局部平衡,等温凝固速率也下降至一个稳定值。预测不同焊接温度下等温凝固完成时间,与试验结果相比可知计算结果处在合理范围内。对DZ40M的TLP接头进行1120℃保温5h的焊后热处理,发现保温5min的接头DAZ中还存在少量的针状相和颗粒相,保温30min的接头中只剩下颗粒相,而保温120min的接头中硼化物完全被消除,界面实现了结构均匀化。对DAZ中硼化物的相转变进行观察,发现针状相在等温凝固过程中存在一个边溶解边生长的过程,而在PBHT过程中,最外侧的针状相首先开始溶解,直至完全消失。硼化物分解处的B、Co、Cr等元素沿晶界扩散至母材中反应形成黑色M23（C,B）6颗粒相,对近缝区母材起到沉淀强化的作用。对接头成分均匀化的完成时间进行预测,计算结果发现在1120℃下所需的均匀化时间为22～24h。另外,接头DAZ中硼化物完全被消除所需的均匀化时间为3.22～4.15h。
李文超[2]（2020）在《RAFM钢的瞬间液相扩散连接接头组织形成及蠕变性能研究》文中进行了进一步梳理低活化铁素体/马氏体（Reduced Activation Ferritic/Martensitic,简称RAFM）钢因其优异的热物理性能和热机械性能被选为核聚变反应堆包层/第一壁首选的结构材料。为了实现核反应堆安全、高效、稳定的运行,RAFM钢的焊接技术和工艺研究成为包层模块制造以及核反应堆投入商业应用的关键技术。本文以Fe-Si-B非晶箔为中间层对RAFM钢进行瞬间液相扩散连接（Transient Liquid Phase Bonding,简称TLP）,制备了没有缺陷的可靠接头。采用光学显微镜、扫描电子显微镜、电子探针、透射电子显微镜、电子背散射衍射技术等现代分析测试方法对不同保温时间的TLP接头的微观组织进行表征,并对接头进行了剪切试验、显微硬度测试、高温蠕变试验等力学性能测试,进一步探究了接头组织演变和力学性能之间的关系。研究结果表明:TLP接头主要由等温凝固区（Isothermal Solidification Zone,简称ISZ）、扩散影响区（Diffusion Affected Zone,简称DAZ）、母材（Base Material,简称BZ）三个区域组成。块状M23C6碳化物和约500 nm尺寸的椭圆形Fe2B相在等温凝固区析出,约3μm的大尺寸棒状Cr2B相在扩散影响区析出。随着均匀化时间的延长,在扩散影响区中Cr2B相的含量大大降低。完成均匀化阶段所需的时间很大程度上取决于Si原子的扩散。此外,本文通过时域有限差分法（Finite Difference Time Domain,简称FDTD）估算了接头焊缝区域的元素分布,进一步预测完成均匀化阶段所需的时间。剪切试样在扩散影响区断裂,剪切强度随着均匀化时间的增加而增加,并且断裂从脆性断裂转变为韧性断裂。在不同应力水平的高温蠕变试验中,RAFM钢TLP接头均在母材区域发生韧性断裂。影响TLP接头蠕变性能的主要因素是位错引起的亚晶结构的回复以及马氏体板条的粗化和变形。另外,母材区域中的M23C6碳化物发生明显的粗化,减弱了M23C6碳化物对晶界的钉扎作用。大尺寸的M23C6碳化物还会促进微孔的形核,然后微孔不断聚集、合并、扩展,进一步形成微裂纹。值得注意的是,在应力加载的作用下,焊缝组织发生了明显的变化。焊缝等温凝固区的组织为铁素体和马氏体的混合组织,铁素体晶粒尺寸减小,位错密度和大角度晶界比例不断增加,从而能有效地阻碍裂纹扩展,提高焊缝的性能。
刘坤[3]（2020）在《Super-Ni/NiCr叠层材料与钛合金扩散连接界面组织与性能研究》文中研究指明Super-Ni/NiCr叠层材料具有良好的抗氧化、耐腐蚀性、抗高温蠕变性能以及较高的韧性储备,在减轻结构重量和防止突发性断裂方面具有重要意义。TC4钛合金具有较高的比强度和断裂韧性,是航空发动机和飞机构架制造的关键材料,实现Super-Ni/NiCr叠层材料与TC4钛合金的可靠连接,在航空关键部件制造领域具有较大的潜在应用价值。但是Super-Ni/NiCr叠层材料因自身结构的特殊性,复层金属受热易于脱离基层,熔焊接头裂纹孔洞问题突出,严重制约了叠层材料与TC4钛合金异质结构的发展和应用。为充分发挥叠层结构优势,推进叠层材料与TC4连接结构在航空制造领域的应用,针对叠层材料焊接性较差问题,本文采用真空扩散焊工艺,对叠层材料复层Super-Ni及基层Ni80Cr20与TC4钛合金的连接进行了试验研究。基于接头叠层结构成形稳定性,优化了真空扩散焊工艺,建立了扩散焊工艺参数、界面组织特征、元素扩散行为与接头性能之间的内在联系。为避免高温扩散焊钛合金软化问题,对加热温度进行优化,在焊接温度950℃焊接压力5 MPa,保温30-90 min,采用无中间层、单一Cu箔中间层、Cu箔+Ti粉复合中间层实现了叠层材料与TC4钛合金的扩散连接。扩散焊接头的界面孔洞和裂纹是影响界面结合性能的主要因素,较薄的Super-Ni在高温及冷却过程形成较大残余应力导致裂纹萌生并扩展。Ni80Cr20/TC4复合中间层扩散焊界面,保温时间较短易引起界面开裂,界面处横向微裂纹在界面孔洞处起裂,沿着Ti2Cu+TiCu层向TC4侧扩展,Ti2Cu+TiCu共晶组织的取向变化引起裂纹路径偏转,裂纹止裂于Ti2Cu层。针对叠层材料与TC4钛合金不同中间层扩散焊过渡区组织特征,提出特定划分方案,无中间层接头过渡区形成TiNi3、TiNi和Ti2Ni界面反应层;Cu中间层扩散焊接头过渡区划分为富Cu反应层和富Ti反应层;界面原子充分扩散混合的Cu+Ti复合中间层过渡区划分为富Ti层和Ti-Cu-Ni反应层。Ni80Cr20/TC4过渡区形成Ti2Ni层、TiNi层和Ti（Ni,Cr）3+Crss层。过渡区和反应层宽度与保温时间均满足抛物线规律,Super-Ni/TC4界面TiNi层明显宽于TiNi3层和Ti2Ni层。Ni、Ti元素扩散系数的较大差异（DNi inTi>>DTi in Ni）和后期形成的TiNi层对两侧反应层中Ni、Ti的消耗,导致了Ni80Cr20/TC4界面处贫镍富铬区的形成。从高温界面物质形态转变和原子扩散路径的角度分析了 Ni、Ti非对称扩散机理对元素分布的影响。Ti、Cu原子接触促进原始晶界液化形成过渡液相,晶界和过渡液相共同加剧了 Ti元素扩散,形成Ti、Ni元素非对称扩散,Ti元素可扩散至Super-Ni侧形成Ti-Cu-Ni反应层。保温时间 90 min 时,Super-Ni/Cu+Ti/TC4 和 Ni80Cr20/Cu+Ti/TC4 扩散焊接头获得最大剪切强度,分别为85.4 MPa和72.4 MPa。无中间层、Cu箔、Cu箔+Ti粉中间层得到的叠层材料与TC4钛合金扩散焊接头断口形貌分别为规则多面体坑、解离台阶和集中分布的小尺寸多面体坑、块状和细小颗粒状的脆性相。接头剪切断裂机理主要体现在剪切应力作用下,界面附近显微组织内部的晶界发生滑移,形成滑移台阶,产生位错聚集并发展成为裂纹源。Super-Ni与TiNi3反应层之间界面承受剪切应力,Super-Ni具有一定的塑性,沿剪切面可发生小距离的晶粒协调变形但受到变形能力较差的密排六方结构TiNi3限制,当晶体面剪切应力达到界面结合强度时,接头发生剪切断裂。本文从界面微观组织、元素界面扩散及反应、界面结合机理和接头力学性能等方面对叠层材料与TC4钛合金扩散焊接头进行了较为系统的研究。该研究成果为进一步开展新型航空轻质叠层材料的研制及扩散连接提供了重要的试验依据和理论支持,为推动叠层材料在航空制造领域的应用具有重要意义。
廉洁[4]（2019）在《Ni3Al基合金扩散连接工艺及接头性能研究》文中研究表明Ni3Al基合金作为新一代的高温结构材料,具有卓越的高温强度,耐氧化和耐热蚀性。相比于Ni基合金,Ni3Al基合金的服役温度更高,密度更低,这使其在航空发动机的燃烧室,导向叶片和涡轮叶片中有潜在的应用价值。实现Ni3Al基合金的自身连接,并探究一种合适的连接工艺对于拓宽Ni3Al基合金的应用具有重要意义。因此,本课题采用扩散焊和瞬时液相（TLP）扩散连接两种工艺对Ni3Al基合金进行连接。在扩散焊体系中采用无中间层和添加Ni中间层对Ni3Al基合金进行连接;瞬时液相扩散连接,分别采用BNi-2中间层和Ni/Ti复合中间层对Ni3Al基合金进行连接。焊后对接头组织与力学性能进行表征,探究工艺参数对接头界面组织和力学性能的影响,在此基础上分析接头的形成机理。直接扩散连接Ni3Al基合金时,在1100℃-60min-20MPa下接头获得最大抗剪强度和界面结合率,分别为689MPa和95%。在该工艺条件下,接头中的γ’沉淀相发生粗化。通过引入Ni中间层来缓解接头中γ’相的粗化。当在1050°C采用厚度约为3μm的Ni镀层进行扩散连接时,此时接头的抗剪强度与在1100°C直接扩散焊条件下接头的抗剪强度基本相同。同时,有效抑制γ’沉淀相的粗化。为完全消除扩散焊条件下γ’沉淀相的粗化问题,采用BNi-2中间层对Ni3Al基合金进行TLP连接。随着工艺参数的增加,扩散影响区的范围增加,等温凝固区B化物沉淀的数量逐渐减少。在1100℃-2h时接头抗剪强度达到最大值为712MPa。通过焊后热处理消除扩散影响区和等温凝固区存在的B化物沉淀,接头的抗剪强度进一步提升达到838MPa,断裂主要发生在Ni3Al基合金基体。为防止在接头中形成含降熔元素的沉淀,采用Ni/Ti复合中间层对Ni3Al基合金进行TLP连接。随工艺参数的增加,等温凝固速率加快,使Ti Ni3相减少而γ′-Ni3（Al,Ti）相增多。接头的抗剪强度随连接参数增加先升高后趋于稳定,在1220℃-60min时获得最大抗剪强度为828MPa,断裂主要发生在Ni3Al基合金基体,同时接头在650℃和800℃高温条件下的抗剪强度分别为625MPa和533MPa。
张红魁[5]（2020）在《镍基单晶合金过渡液相扩散焊及第一性原理研究》文中研究说明第二代镍基单晶合金CMSX-4,具有较高的综合力学性能及组织稳定性是制造航空涡轮发动机叶片的首选材料。过渡液相扩散焊（TLP焊）融合了固态扩散焊和高温钎焊的优点,是实现镍基单晶合金的有效连接技术。本文采用实验及第一性原理技术方法相结合,研究了不同工艺条件下单晶钎焊接头微观组织演变行为,采用理论计算方法探索了中间层硼化物脆性相的形成难易程度,揭示了硼化物机械性能及电子结构关系;另外,探讨了难熔元素（Mo,W,Ta,Re）在单晶结构中γ-Ni及γ′-Ni3Al占位倾向,揭示了难熔元素（Mo,W,Ta,Re）对降熔B元素扩散行为的作用机制。研究结果如下:（1）研究了不同工艺条件对单晶钎焊接头微观组织演变行为的影响,结果表明:在钎焊温度1180℃,钎焊时间从30-120min,单晶钎焊接头的非等温凝固区、等温凝固区和扩散影响区转变为非等温凝固区消失,等温凝固区宽度增加,扩散影响区宽度增加,硼化物形态依次表现为颗粒状、团聚状和针状。（2）采用第一性原理计算了接头中Mn Bm（M=Ni,Cr,Mo,W,n=23,5,3,1,M=6,3,2,1）二元硼化物的结构稳定性、机械性能和电子结构。计算结果表明:二元硼化物的热力学稳定性与硼含量x之间存在线性关系:Nin Bm为ΔHf=-22.21x-19.80,Crn Bm为ΔHf=-151.35x+12.67,Mon Bm为ΔHf=-138.60x+10.34,Wn Bm为ΔHf=-100.02x+6.11。力学性能结果表明:Mn Bm（M=Cr,Mo,W）随B含量的增加由塑性逐渐变为脆性,而Nin Bm始终表现为塑性;M5B3和M3B2结构具有明显的各向异性,M3B和MB结构具有一定的各向异性,M23B6结构表现出较强的各向同性特征;Crn Bm的硬度最大,Mon Bm和Wn Bm的硬度值相近,其次,Nin Bm的硬度值最低。电子结构分析发现,强M-B键和费米能两侧峰间的赝隙对硼化物的硬度和相稳定性有重要影响。（3）采用第一性原理方法研究了难熔元素（Mo,W,Ta,Re）及降熔B元素在γ-Ni固溶体、γ′-Ni3Al强化相中的合金占位,及难熔元素对降熔B元素扩散影响的作用机制。结果表明:降熔B元素倾向于在γ-Ni固溶体及γ′-Ni3Al强化相的八面体间隙位置,在γ′-Ni3Al强化相中,难熔元素M（Mo,Ta,W,Re）倾向占位于以Ni为中心的γ′-Ni3Al超晶胞中。扩散能垒计算表明:在γ-Ni或γ′-Ni3Al占位的难熔元素M（Mo,Ta,W,Re）对降熔B元素的能垒分别为:3.173和3.347,4.007和4.133,3.462和3.701,3.211和2.30641e V,其阻碍顺序为:Ta>W>Mo>Re。电子结构分析表明:难熔元素半径差异,M和B原子2p3d杂化程度是导致降熔B元素扩散能垒差异的主要原因。
刘甲坤[6]（2019）在《DD3镍基高温合金与Ti3AlC2陶瓷扩散连接工艺及机理研究》文中研究指明DD3镍基高温合金兼有低廉的制造成本和优异的高温性能,在航空航天热端部件的制备领域贡献巨大。Ti3AlC2陶瓷作为新型纳米层状陶瓷的典型代表,在物理性能方面也有其独特的优势。为了发挥两类材料性能方面的长处,拓宽其应用领域,将两类材料连接到一起具有重大意义,也是本论文研究的出发点。考虑到DD3合金和Ti3AlC2陶瓷物理性能的巨大差异,本研究中采用扩散连接技术对两者进行连接。添加Ni中间层对两者进行了扩散连接,并分析了接头界面结构及形成机理。采用第一性原理的计算方法研究了DD3合金中的元素扩散行为。计算了Ti3AlC2陶瓷中的空位形成倾向性和Ni取代行为对体系稳定性的影响。结合残余应力的计算解释了中间层设计对接头性能的影响,优选出了适用于DD3合金与Ti3AlC2陶瓷扩散连接的Ni/TiAl/Ti/Ni的复合中间层。首先对DD3合金与Ti3AlC2陶瓷进行了扩散连接的研究,并分析了接头界面形貌及形成机理。DD3合金中的Ni向Ti3AlC2陶瓷中的扩散促进了接头的形成,近DD3侧合金元素大量富集,元素含量在接头界面处台阶式变化,弱化了界面的结合,接头抗剪强度仅为38.6MPa。采用Ni作为中间层对DD3合金与Ti3AlC2陶瓷进行了扩散连接,分析了接头的界面结构及形成机制。DD3合金中γ’相形成元素Al、Ti的扩散行为,促使了近Ni界面处Diffusion Zone I的形成,在扩散连接温度较低时该区域Al、Ti原子主要通过固溶的方式存在且含量梯度变化。Ti3AlC2陶瓷与Ni的相互扩散形成了Diffusion Zone II,其中近界面处Ni中间层侧形成了γ’-Ni3（Al,Ti）相,近界面处Ti3AlC2陶瓷侧发生失稳分解并形成了Al Ni2Ti+Ti C相,且新相满足Al Ni2Ti（111）//Ti C（111）,Al Ni2Ti[110]//Ti C[110] 。计算了Ni在Ti3AlC2陶瓷中的扩散系数。对比分析了扩散连接温度对DD3/Ti3AlC2接头性能的影响,当温度过低和过高时接头中均有缺陷形成。采用ABAQUS有限元方法计算了DD3/Ti3AlC2接头中的残余应力分布,对比分析了未添加中间层与添加Ni中间层的扩散连接接头中残余应力的变化规律。研究了DD3合金中的元素扩散行为,并计算了其中Ni基体和γ’相中的元素扩散系数。DD3合金中Ni基体的自扩散满足替位扩散机制,对应的空位形成能ΔHvacf为1.644e V,空位迁移能ΔHvacm为1.069e V,扩散激活能Q为2.713e V,并计算了其自扩散系数。Ni基体中γ’相形成元素Al、Ti的扩散遵循五重跳跃模型,对应的扩散激活能Q分别为3.003e V和3.035e V。计算了γ’相中空位缺陷和反位置原子缺陷的形成能,证实反位置原子缺陷浓度最高,Al空位缺陷浓度最低。由于反位置Al原子的存在,促进了γ’相中Ni的扩散,计算得到的Al和Ti在γ’相中的扩散系数比率为0.170.26。通过第一性原理计算方法获得了Ti3AlC2陶瓷的晶格参数、体模量、电子结构和晶格振动行为等信息。Ti3AlC2陶瓷的电子结构和晶格振动行为的结果表明Ti3AlC2陶瓷优异的导电性主要由Ti原子贡献,且在c轴方向上具有更好的导热性。计算了Ti3AlC2陶瓷完美晶胞和在不同原子层位置带单空位体系的结合能和形成能,发现Al原子位置空位形成能Ec1VAl为-7.869e V,考虑到Al空位具有最低的空位迁移能,证明Ti3AlC2陶瓷中最容易形成Al空位缺陷。计算了Ti3AlC2陶瓷中不同原子层位置的Ni取代行为,结果表明Al原子层位置的Ni取代形成能ΔEVAl（Ni）最低为1.369e V,并发现Ni的取代弱化了体系的稳定性。选用Ni/TiAl的复合中间层扩散连接DD3合金与Ti3AlC2陶瓷,由于Ti3AlC2陶瓷与TiAl之间残余应力较大,导致了接头的失效。为了优化Ti3AlC2陶瓷侧界面结合,分别对比了添加TiAl/Ni中间层、添加TiAl/Ti/Ni复合中间层和添加TiAl/Zr/Ni复合中间层的影响,对所获得的TiAl/Ti3AlC2界面结构进行分析,并阐述了形成机理。采用TiAl/Ti/Ni复合中间层所获得的TiAl/Ti3AlC2界面具有最优的力学性能。通过设计添加不同中间层所获得的TiAl/Ti3AlC2界面均在近Ti3AlC2陶瓷侧发生断裂,说明该区域应力集中明显,并影响了界面结合的最终性能。比较了采用不同中间层的扩散连接接头中残余应力的变化规律,揭示了中间层优化设计对DD3/Ti3AlC2接头力学性能的影响机制。采用优选的Ni/TiAl/Ti/Ni复合中间层对DD3合金与Ti3AlC2陶瓷进行了扩散连接,获得了界面结合良好的DD3/Ti3AlC2接头。对比了不同中间层设计和DD3合金不同面族作为其余两组外端面的结果。设计采用Ni/TiAl/Ti/Ni复合中间层,选取{110}面族作为与Ti3AlC2陶瓷连接的DD3合金的其余两组外端面,该工艺条件下所获得DD3/Ti3AlC2接头的抗剪强度可达98.2MPa,与添加Ni中间层的扩散接头相比性能提升14%。
杨冠中[7]（2019）在《C/C复合材料与Cf/SiC复合材料扩散连接工艺及机理研究》文中研究说明作为两种常被用于航空航天领域重要的高温结构材料,碳碳（C/C）复合材料和碳纤维增强碳化硅复合材料（Cf/SiC）虽然都具有轻质高强、耐高温、耐烧蚀等优点,但二者也各有所长,再加上这两种材料生产周期长、成本高且成品加工性能差,制造出复杂、大型结构件困难。若能将C/C复合材料和Cf/SiC复合材料连接制造成合适的结构件,这可以充分发挥两种材料各自优点并进一步扩展其应用范围。针对二者难以直接连接的问题,本文选择Ti/Ni/Ti复合箔片作中间层采用瞬时液相（TLP）扩散连接的方法和选择Ti-Si-C混合粉末作中间层采用热压扩散连接技术对这两种材料进行连接。采用扫描电镜（SEM）、能谱仪（EDS）、X射线衍射仪（XRD）、万能试验机等对所制备接头的组织形貌、物相组成以及力学性能进行表征和分析,探究了两种不同连接方法制备接头的连接过程。主要研究内容及结果如下:采用Ti/Ni/Ti复合箔片作中间层通过TLP扩散连接得到的C/C-Cf/SiC复合材料典型接头界面结构为:C/C复合材料/TiC层/残余Ti层/Ti-Ni化合物/TiC层/Cf/SiC复合材料。在所设计实验工艺范围内,随着连接温度升高和保温时间的延长,接头的室温剪切强度值均呈现出先增大后减小的趋势。在连接温度1010℃、保温30min、压力5MPa的工艺参数下获得的接头具有最大室温剪切强度46.5MPa。接头的断裂位置发生在C/C复合材料和中间层连接界面反应形成的TiC区域附近。为提高接头工作温度采用Ti-Si-C混合粉末作中间层通过热压扩散连接技术对这两种材料成功连接。其C/C-Cf/SiC复合材料典型接头界面结构为:C/C复合材料/TiC-SiC-Ti3SiC2混合层/Cf/SiC复合材料。在连接1550℃、保温60min、压力30MPa的工艺参数下获得的C/C-Cf/SiC复合材料接头室温剪切强度最大,为11.1MPa。生成的陶瓷中间层由于自身的特点,易脆、强度低、韧性差是导致粉末中间层接头强度低于金属箔片接头强度的主要原因。当温度达到1600℃时,中间层的Si会迅速熔化流出中间层,导致接头强度下降,脆性增加。接头的断裂位置发生在钛的碳化物或硅的碳化物为主的区域附近。通过对接头区域元素分布和物相组成的分析提出了接头的连接过程。C/C-Cf/SiC复合材料接头TLP扩散连接过程分为四个阶段:表面接触阶段;相互扩散以及与母材开始反应阶段;接头界面形成阶段;接头成分均匀化以及反应相的完全成形阶段。而C/C-Cf/SiC复合材料接头热压扩散连接过程分为三个阶段:物理接触阶段;原子反应和扩散阶段;接头完全成形阶段。
闫瑞峰[8]（2019）在《SP2215耐热钢瞬时液相扩散焊接头组织及性能研究》文中研究表明SP2215奥氏体耐热钢具有耐高温、抗腐蚀及良好的综合力学性能,是目前世界上性能较好的超超临界发电机组用钢,具有良好的发展前景。采用传统熔化焊方法焊接时热输入大,接头产生的残余应力较高,在高温运行过程中易发生蠕变失效。瞬时液相扩散焊具有焊接温度低、焊接时间短、接头变形小、焊接质量高等优点,在SP2215耐热钢的焊接方面有较高的应用价值。在工业氩气保护下,采用Fe基、Ni基、Fe基+Ni基、Fe基+Ni基+Fe基,四种形式的非晶合金箔作为中间层对SP2215耐热钢进行瞬时液相扩散焊连接。利用金相显微镜、扫描电镜、显微硬度计、电子万能力学试验机等设备,对焊接接头元素分布、显微组织、力学性能及微观断口形貌等进行分析。研究表明:采用Fe基、Ni基、Fe基+Ni基三种形式非晶合金箔作为中间层,获得的SP2215耐热钢扩散焊接头室温最大抗拉强度分别为:673 MPa、594 MPa、470 MPa,均远低于母材抗拉强度（780 MPa）。三种接头焊缝中心均存在夹杂物,且焊缝中心夹杂物处易产生微裂纹,使接头发生脆性断裂,导致焊接接头质量较差,不能获得合格的焊接接头;采用Fe基+Ni基+Fe基三层复合非晶合金箔作为中间层,在焊接温度为1245℃,焊接时间为240 s,焊接压力为6 MPa时,获得的接头为无焊缝组织,且中间层元素完全扩散进入母材并在接头上均匀分布。接头抗拉强度超过母材强度达到781 MPa,显微硬度为185 HV与母材相同,接头150°面弯曲及背弯曲试验均合格。因此,最佳工艺参数下获得的接头显微组织及力学性能均能满足焊接质量要求,采用Fe基+Ni基+Fe基三层复合中间层,实现了SP2215耐热钢的瞬时液相扩散连接。影响焊接接头质量的因素分为焊前准备、中间层的选择及焊接工艺参数的确定。中间层不合适时,即使调整工艺参数,焊接接头质量仍然不能满足要求;只有当中间层合适时,通过调整工艺参数,才能获得合格的焊接接头。焊接工艺参数的确定较为复杂,对焊接接头质量的影响显着性依次为:焊接温度、焊接压力、焊接时间。因此,为了获得焊接质量合格的焊接接头,避免焊缝中出现气孔、夹杂、脆性相、错边等缺陷,焊接前后需要严格控制各影响因素。
张邦强[9]（2018）在《Mar-M247镍基高温合金瞬时液相连接研究》文中进行了进一步梳理Mar-M247铸造镍基高温合金因具有良好的高温强度、组织稳定性被广泛应用于制造航空发动机和重型燃气轮机热端部件（喷嘴叶片或动叶片）。热端部件的制造和修复过程中,常常需要实施连接工艺,但由于该合金含有较高Al、Ti含量,焊接裂纹敏感性很强,不宜采用熔焊技术。瞬时液相连接技术（TLP）不仅综合了固相扩散连接接头强度高和钎焊工艺简便易于实施的优点,而且规避了熔焊的热影响区敏感性和组织不均匀性等缺点,被普遍认为是连接沉淀硬化型镍基高温合金的最佳方法。MBF-80是应用范围较广的一种Ni-Cr-B三元成分非晶态箔带中间层合金。本文首先研究了使用MBF-80中间层合金TLP连接Mar-M247时各工艺参数对接头组织和力学性能的影响,采用扫描电镜SEM、透射电镜TEM对接头微观组织进行了表征,研究了接头扩散区（DAZ）沉淀析出相的形态、晶体结构和形成机制;开展了接头的室温、高温瞬时拉伸试验和高温持久试验,通过对接头组织和微区成分的表征分析,得出W、Co等难熔合金元素的扩散行为对接头高温力学性能有着较大影响,从而认为中间层的成分设计及其与基材合金的匹配性对接头的微观组织及力学性能有着关键作用。鉴于中间层合金在TLP连接过程中的重要作用,本文研制了新型多元复杂成分的中间层合金,首先采用Thermo-Calc和DICTRA软件模拟计算的方法,围绕合金非晶化能力、熔点和接头的预期高温力学性能,筛选出了3种中间层合金成分。通过试制、表征和连接试验,结果表明DFB-1（Ni-7W-5Co-5Cr-2Ta-B）和DFB-10（Ni-10W-2Cr-2Ta-B）两种中间层合金能达到预期效果,可以实现高强度连接Mar-M247。通过对两种不同成分的自制中间层箔带TLP连接接头的微观组织和力学性能的试验分析,以及采用电子探针（EMPA）对接头不同区域进行微区合金元素含量的检测,分析研究了各种合金元素在TLP连接过程中的扩散行为以及对接头力学性能的影响。并通过与商业化中间层合金MBF-80的对比分析,得出了中间层合金初始成分中含有较高W、Co元素含量可有效提高连接区高温持久断裂时间。另外,自制复杂合金中间层在连接Mar-M247合金过程中连接区中心线处析出的富W相可通过合理的连接后热处理（PBHT）进行消除,采用1230℃/6H的TLP连接工艺,并进行1230℃/24H-1250℃/4H,AC+1080℃/4H,AC+870℃/20H的PBHT处理后,以DFB-1、DFB-10和MBF-80为中间层的TLP接头高温持久性能均得到较大程度的提升,尤其是含W量高达10wt%的DFB-10中间层接头持久断裂时间与母材Mar-M247相当。TLP连接过程是中间层与基材合金元素交互扩散的过程,连接后热处理也是合金元素继续扩散重新分配的过程。本文采用了按照电子空位数评估合金高温长时组织稳定性的方法,依据EMPA检测获得的接头连接区各位置化学成分实测结果,评估结果表明采用MBF-80、DFB-1和DFB-10三种中间层合金获得的组织均匀的TLP接头在长时间高温使用过程中,析出有害相从而导致性能衰减加快的可能性比较低。本文从接头元素分布、析出相表征、力学性能试验入手,系统分析了商业化的简单三元系Ni-Cr-B中间层合金、自制的多元复杂成分中间层合金成分对铸造镍基高温合金Mar-M247的TLP连接过程和接头组织性能的影响。TLP过程的核心是元素的扩散和均匀化,但前期研究着大多重点关注降熔元素B的扩散规律和等温凝固机制,而对于决定合金高温强度的各种合金元素的扩散行为缺乏系统研究,本文在对比分析三种典型不同初始成分的中间层合金的接头成分均匀性差异的基础上,分析研究了扩散影响区中多类硼化物沉淀相的形貌、晶体结构及其析出行为,揭示了各类硼化物的析出机制,提出了析出相的控制措施,实现了该合金的高强度连接,有效提高了Mar-M247合金的TLP接头高温强度。根据各元素扩散行为特点,成功设计研制了两种含有Co、W元素的非晶箔带中间层合金DFB-1和DFB-10,与国外同类型产品的对比试验结果表明,所研制的中间层合金连接效果更优。另外,本文研究还率先发现了Hf、W元素对等温凝固行为的影响规律,提出了“利用析出相加速等温凝固速率,并在特定均匀化温度下消除析出相实现均匀化”的TLP工艺思想。
张城城[10]（2018）在《GH3128高温合金TLP扩散焊接头组织及性能的研究》文中提出针对GH3128镍基高温合金在航天领域中的应用特点,为获得高质量的优异焊接接头,本文结合瞬时液相（TLP）扩散焊技术的独特优势,以厚度为30μm的BNi-2非晶箔片作为中间层材料进行TLP扩散焊试验,探索了接头的微观组织与力学性能随保温时间增加而发生的演化规律,并基于增压TLP试验成果设计并实施了低温高压均匀化TLP扩散焊工艺,为进一步优化TLP扩散焊工艺,扩展其应用范围提供了坚实的实验依据。深入分析了在1100℃/1MPa条件下,TLP扩散焊接头的ASZ、ISZ、DAZ等区域的微观组织形貌在等温凝固阶段、均匀化阶段随保温时间延长而产生的变化规律,使用扫描电镜（SEM）、能谱仪（EDS）分析接头的元素分布以及析出物的形貌、分布、元素组成,通过对比无析出物区、析出物残留区的尺寸变化,以及显微硬度分布、室温拉伸强度等力学特性,对接头的微观组织形貌-力学性能之间的紧密联系进行了深入分析,研究了接头断口形貌,确定了拉伸断裂位置。证明由于TLP焊接过程中在DAZ中产生的第二相析出物对基体产生割裂作用,使DAZ成为焊接接头的薄弱区域。随着固相均匀化阶段时间的延长,元素扩散越充分,DAZ中棒状析出物含量随之减少,接头的室温力学性能不断提高。当保温时间达到240min时,接头的室温拉伸强度达到最高值。进行了 1100℃/120min/10MPa的较大压力TLP扩散焊实验,证明提高压力能显着改善TLP扩散焊接头的室温力学性能,但是对接头的尺寸精度有一定的不良影响。设计并实施了 950℃、1050℃低温高压均匀化TLP工艺实验,证明在均匀化阶段提高压力的同时降低一定的温度能够在显着提高接头性能的同时,有效降低接头在连接过程中产生的压缩变形量。其中,1050℃低温高压均匀化TLP工艺接头的室温力学性能达到了母材的91.9%。
二、MGH956合金TLP扩散连接接头组织分析（论文开题报告）
（1）论文研究背景及目的
此处内容要求：
首先简单简介论文所研究问题的基本概念和背景，再而简单明了地指出论文所要研究解决的具体问题，并提出你的论文准备的观点或解决方法。
写法范例：
本文主要提出一款精简64位RISC处理器存储管理单元结构并详细分析其设计过程。在该MMU结构中,TLB采用叁个分离的TLB,TLB采用基于内容查找的相联存储器并行查找,支持粗粒度为64KB和细粒度为4KB两种页面大小,采用多级分层页表结构映射地址空间,并详细论述了四级页表转换过程,TLB结构组织等。该MMU结构将作为该处理器存储系统实现的一个重要组成部分。
（2）本文研究方法
调查法：该方法是有目的、有系统的搜集有关研究对象的具体信息。
观察法：用自己的感官和辅助工具直接观察研究对象从而得到有关信息。
实验法：通过主支变革、控制研究对象来发现与确认事物间的因果关系。
文献研究法：通过调查文献来获得资料，从而全面的、正确的了解掌握研究方法。
实证研究法：依据现有的科学理论和实践的需要提出设计。
定性分析法：对研究对象进行“质”的方面的研究，这个方法需要计算的数据较少。
定量分析法：通过具体的数字，使人们对研究对象的认识进一步精确化。
跨学科研究法：运用多学科的理论、方法和成果从整体上对某一课题进行研究。
功能分析法：这是社会科学用来分析社会现象的一种方法，从某一功能出发研究多个方面的影响。
模拟法：通过创设一个与原型相似的模型来间接研究原型某种特性的一种形容方法。
三、MGH956合金TLP扩散连接接头组织分析（论文提纲范文）
（1）钴基高温合金DZ40M的TLP扩散焊工艺及机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 钴基高温合金DZ40M组织性能的研究现状 |
| 1.2.1 DZ40M的合金元素 |
| 1.2.2 DZ40M的显微组织 |
| 1.3 钴基高温合金连接方法的研究现状 |
| 1.3.1 熔化焊连接 |
| 1.3.2 钎焊连接 |
| 1.3.3 固相扩散焊连接 |
| 1.3.4 TLP扩散焊连接 |
| 1.4 本文的研究内容 |
| 第2章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备 |
| 2.3 试验过程 |
| 2.4 界面组织分析及性能测试 |
| 2.4.1 扫描电子显微镜(SEM)及能谱分析 |
| 2.4.2 X射线衍射(XRD)分析 |
| 2.4.3 力学性能测试 |
| 第3章 DZ40M的 TLP扩散焊接头组织及力学性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 铸态与时效态的DZ40M组织形貌 |
| 3.3 DZ40M的 TLP接头典型界面 |
| 3.3.1 未完全等温凝固的接头界面 |
| 3.3.2 完全等温凝固的接头界面 |
| 3.4 工艺参数对接头界面组织的影响 |
| 3.4.1 焊接温度对接头界面组织的影响 |
| 3.4.2 保温时间对接头界面组织的影响 |
| 3.5 工艺参数对接头力学性能的影响 |
| 3.6 断口分析 |
| 3.7 本章小结 |
| 第4章 DZ40M的 TLP接头界面形成过程及数值模拟 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 DZ40M的 TLP扩散焊接头界面形成过程 |
| 4.3 接头的断裂机制与薄弱位置 |
| 4.4 等温凝固阶段的数学建模与解析法 |
| 4.4.1 TLP扩散焊的数学模型及假设 |
| 4.4.2 接头的B元素浓度分布规律 |
| 4.4.3 EZ区的层厚演变分析 |
| 4.4.4 等温凝固完成时间的预测 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 DZ40M的 TLP接头的均匀化与时效强化机制 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 扩散影响区的析出相分析 |
| 5.2.1 DAZ的硼化物相 |
| 5.2.2 次生共晶相 |
| 5.3 时效处理对接头界面组织的影响 |
| 5.4 接头均匀化过程的演变机制 |
| 5.5 固相均匀化阶段的B元素浓度分布规律 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
（2）RAFM钢的瞬间液相扩散连接接头组织形成及蠕变性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究意义 |
| 1.2 聚变能和聚变反应堆结构材料 |
| 1.2.1 聚变能 |
| 1.2.2 聚变反应堆结构材料 |
| 1.3 RAFM钢焊接研究现状 |
| 1.3.1 RAFM钢的熔焊 |
| 1.3.2 RAFM钢的搅拌摩擦焊 |
| 1.3.3 RAFM钢的扩散焊 |
| 1.4 瞬间液相扩散连接 |
| 1.4.1 瞬间液相扩散连接的原理及优点 |
| 1.4.2 瞬间液相扩散连接的模型 |
| 1.4.3 瞬间液相扩散连接接头蠕变性能研究现状 |
| 1.5 研究技术路线及研究内容 |
| 第2章 实验材料与方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.2 Fe-Si-B非晶箔为中间层的DSC实验 |
| 2.3 Fe-Si-B非晶箔为中间层的TLP连接实验 |
| 2.4 时效实验 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.5.1 硬度测试 |
| 2.5.2 拉伸试验 |
| 2.5.3 剪切试验 |
| 2.5.4 蠕变试验 |
| 2.6 显微组织分析 |
| 2.6.1 金相试样的制备及观察分析 |
| 2.6.2 电子探针试样的制备及观察分析 |
| 2.6.3 透射电镜试样的制备及观察分析 |
| 2.6.4 电子背散射衍射试样的制备及观察分析 |
| 第3章 Fe-Si-B非晶箔为中间层的RAFM钢的TLP连接 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 实验结果与分析 |
| 3.2.1 TLP连接接头的显微组织分析 |
| 3.2.2 原子的扩散行为 |
| 3.2.3 TLP连接接头的力学性能 |
| 3.3 本章小结 |
| 第4章 RAFM钢的TLP连接接头的抗蠕变性能研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 实验结果与分析 |
| 4.2.1 高温时效试验结果与分析 |
| 4.2.2 高温蠕变试验结果与分析 |
| 4.3 本章小结 |
| 第5章 全文结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（3）Super-Ni/NiCr叠层材料与钛合金扩散连接界面组织与性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及目的意义 |
| 1.2 叠层材料焊接研究 |
| 1.2.1 叠层材料的结构特征及制备 |
| 1.2.2 叠层材料焊接研究现状 |
| 1.3 叠层材料真空扩散连接研究进展 |
| 1.3.1 工艺参数影响规律 |
| 1.3.2 中间合金层调控界面组织性能 |
| 1.4 目前存在的问题 |
| 1.5 本课题主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及研究方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 母材 |
| 2.1.2 中间层材料 |
| 2.2 连接工艺 |
| 2.2.1 真空扩散焊 |
| 2.2.2 真空钎焊 |
| 2.3 试验设计思路 |
| 2.4 组织成分表征及性能测试方法 |
| 2.4.1 接头试样制备 |
| 2.4.2 界面显微组织分析 |
| 2.4.3 界面物相分析 |
| 2.4.4 接头剪切强度及断裂行为分析 |
| 2.5 本章小结 |
| 第3章 叠层材料/TC4钛合金扩散焊工艺优化及界面成形 |
| 3.1 叠层材料/TC4钛合金扩散焊成形特征 |
| 3.1.1 接头外观成形特征 |
| 3.1.2 接头界面宏观结合特征 |
| 3.2 Super-Ni/TC4界面裂纹行为 |
| 3.2.1 1100 ℃扩散连接Super-Ni/TC4界面裂纹 |
| 3.2.2 950℃扩散连接Super-Ni/TC4界面裂纹 |
| 3.2.3 Super-Ni/TC4钎焊界面裂纹分析 |
| 3.3 Ni80Cr20/TC4界面裂纹行为 |
| 3.3.1 复合中间层Ni80Cr20/TC4界面裂纹分析 |
| 3.3.2 Ni80Cr20/TC4钎焊界面裂纹分析 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 叠层材料/TC4钛合金扩散焊界面过渡区微观组织 |
| 4.1 叠层材料/TC4扩散焊界面物相分析 |
| 4.1.1 叠层材料/TC4界面过渡区划分 |
| 4.1.2 叠层材料/TC4界面物相分析 |
| 4.2 Super-Ni/TC4扩散焊界面显微组织 |
| 4.2.1 无中间层界面组织 |
| 4.2.2 Cu中间层界面组织 |
| 4.2.3 复合中间层界面组织 |
| 4.3 Ni80Cr20/TC4界面显微组织 |
| 4.3.1 无中间层界面组织 |
| 4.3.2 Cu中间层界面组织 |
| 4.3.3 复合中间层界面组织 |
| 4.4 叠层材料/TC4扩散焊接头显微硬度分布 |
| 4.4.1 保温时间对显微硬度分布影响 |
| 4.4.2 中间层对显微硬度分布影响 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 叠层材料/TC4钛合金扩散焊界面元素扩散及结合机理 |
| 5.1 扩散焊过渡区生长规律 |
| 5.1.1 界面过渡区生长动力学规律 |
| 5.1.2 无中间层界面元素分布 |
| 5.1.3 界面贫镍富铬区形成机理 |
| 5.2 Cu中间层扩散焊过渡区元素界面行为 |
| 5.2.1 Super-Ni/Cu/TC4界面元素分布 |
| 5.2.2 Ni80Cr20/Cu/TC4界面元素分布 |
| 5.2.3 叠层材料/Cu/TC4界面扩散反应机理 |
| 5.3 Cu+Ti复合层扩散焊界面结合机理 |
| 5.3.1 Cu、Ti元素界面分布规律 |
| 5.3.2 TLP扩散焊叠层材料/Cu+Ti/TC4过渡区扩散反应机理 |
| 5.4 本章小结 |
| 第6章 叠层材料/TC4钛合金扩散焊接头剪切强度及断裂机制 |
| 6.1 叠层材料/TC4扩散焊接头剪切强度 |
| 6.1.1 Super-Ni/TC4扩散焊接头剪切强度 |
| 6.1.2 Ni80Cr20/TC4扩散焊接头剪切强度 |
| 6.2 工艺参数对接头剪切强度的影响 |
| 6.2.1 保温时间对剪切强度的影响 |
| 6.2.2 中间层对剪切强度的影响 |
| 6.3 叠层材料/TC4界面断口形貌及断裂机制 |
| 6.3.1 Super-Ni/TC4界面断口形貌 |
| 6.3.2 Ni80Cr20/TC4界面断口形貌 |
| 6.3.3 叠层材料/TC4扩散焊界面断裂机制 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论与展望 |
| 7.1 结论 |
| 7.2 展望 |
| 本文的主要创新点 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 攻读博士学位期间发表的学术论文 |
| 获授权国家发明专利 |
| 攻读博士期间获奖情况 |
| 参与课题情况 |
| 附件 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
（4）Ni3Al基合金扩散连接工艺及接头性能研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景及研究意义 |
| 1.2 Ni基高温合金连接研究现状 |
| 1.2.1 Ni基高温合金的熔焊 |
| 1.2.2 Ni基高温合金的钎焊 |
| 1.2.3 Ni基高温合金的固相扩散焊 |
| 1.2.4 Ni基高温合金的瞬时液相扩散连接 |
| 1.3 本课题主要研究内容 |
| 第2章 试验材料及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备及工艺参数 |
| 2.3 界面微观组织分析及力学性能测试 |
| 2.3.1 界面微观组织分析 |
| 2.3.2 接头力学性能分析 |
| 第3章 Ni_3Al基合金固相扩散连接 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 表面形貌表征 |
| 3.3 Ni_3Al基合金直接扩散连接 |
| 3.3.1 Ni_3Al基合金直接扩散连接接头的微观组织 |
| 3.3.2 Ni_3Al基合金直接扩散连接接头的力学性能 |
| 3.4 Ni中间层扩散连接Ni_3Al基合金 |
| 3.4.1 Ni_3Al/Ni箔/Ni_3Al扩散连接 |
| 3.4.2 Ni_3Al/Ni镀层/Ni_3Al扩散连接 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 BNi-2 中间层TLP连接Ni_3Al基合金 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 BNi-2 中间层TLP连接Ni_3Al基合金接头典型界面组织 |
| 4.3 工艺参数对接头界面组织的影响 |
| 4.4 工艺参数对接头性能的影响 |
| 4.5 焊后热处理对接头组织和性能的影响 |
| 4.6 本章小结 |
| 第5章 Ni/Ti复合中间层TLP连接Ni_3Al基合金 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 Ni/Ti复合中间层TLP连接Ni_3Al基合金接头的典型组织 |
| 5.3 工艺参数对TLP连接Ni_3Al基合金接头微观组织的影响 |
| 5.4 工艺参数对TLP连接Ni_3Al基合金接头力学性能的影响 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 结论 |
| 参考文献 |
| 发表论文和参加科研情况说明 |
| 致谢 |
（5）镍基单晶合金过渡液相扩散焊及第一性原理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| abstract |
| 第一章 绪论 |
| 1.1 课题背景及意义 |
| 1.2 镍基单晶合金连接方法 |
| 1.2.1 熔焊 |
| 1.2.2 固相焊 |
| 1.3 过渡液相扩散焊(TLP焊)及研究现状 |
| 1.3.1 TLP焊原理 |
| 1.3.2 TLP焊中间层合金 |
| 1.3.3 TLP焊工艺参数 |
| 1.4 镍基单晶合金理论研究进展 |
| 1.4.1 γ相 |
| 1.4.2 γ′相 |
| 1.4.3 γ/γ′界面 |
| 1.5 本课题主要研究内容及研究思路 |
| 第二章 试验及理论计算方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 母材 |
| 2.1.2 中间层合金 |
| 2.2 TLP焊工艺过程 |
| 2.2.1 TLP焊前准备 |
| 2.2.2 待焊试样装配 |
| 2.2.3 实验设备 |
| 2.2.4 TLP焊工艺 |
| 2.3 接头微观分析 |
| 2.3.1 TLP焊接头试样制备 |
| 2.3.2 TLP焊接头显微织分析 |
| 2.3.3 TLP焊接头硬度测试 |
| 2.4 密度泛函理论 |
| 2.4.1 Hohenberg-Kohn定理 |
| 2.4.2 Kohn-Sham方程 |
| 2.4.3 交换关联近似 |
| 2.5 第一性原理计算模块介绍 |
| 2.5.1 第一性原理平面波赝势方法-CASTEP |
| 2.5.2 第一性原理团簇方法-DMol-3 |
| 第三章 CMSX-4 镍基单晶合金TLP焊 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 CMSX-4 单晶合金TLP焊接头组织 |
| 3.2.1 TLP焊接头形貌 |
| 3.2.2 TLP焊接头组织分析 |
| 3.3 保温时间对TLP焊接头的影响 |
| 3.3.1 保温时间对接头组织的影响 |
| 3.3.2 保温时间对扩散影响区形态的影响 |
| 3.3.3 保温时间对接头合金元素分布的影响 |
| 3.3.4 保温时间对接头显微硬度的影响 |
| 3.4 本章小结 |
| 第四章 单晶钎焊界面生成相第一性原理计算 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 模型和计算方法 |
| 4.2.1 模型建立 |
| 4.2.2 计算方法 |
| 4.3 计算结果与讨论 |
| 4.3.1 结构性质和稳定性 |
| 4.3.2 力学性能 |
| 4.3.3 电子结构 |
| 4.4 本章小结 |
| 第五章 熔难熔元素在γ相中对降熔元素硼扩散的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 模型和计算方法 |
| 5.2.1 模型建立 |
| 5.2.2 计算方法 |
| 5.3 计算结果与讨论 |
| 5.3.1 难熔元素在γ基体中占位倾向 |
| 5.3.2 降熔B元素在γ基体中占位倾向 |
| 5.3.3 过渡态搜索 |
| 5.4 结果分析 |
| 5.4.1 原子半径与扩散能垒之间的关系 |
| 5.4.2 电子结构与扩散能垒之间的关系 |
| 5.5 本章小结 |
| 第六章 熔难熔元素在γ′相中对降熔元素硼扩散的影响 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 模型和计算方法 |
| 6.2.1 模型建立 |
| 6.2.2 计算方法 |
| 6.3 计算结果与讨论 |
| 6.3.1 难熔元素在γ′相中占位倾向 |
| 6.3.2 降熔B元素在γ′相中占位倾向 |
| 6.3.3 过渡态搜索 |
| 6.4 结果分析 |
| 6.4.1 原子半径与扩散能垒之间的关系 |
| 6.4.2 电子结构与扩散能垒之间的关系 |
| 6.5 本章小结 |
| 第七章 总结与展望 |
| 7.1 总结 |
| 7.2 展望 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的学术论文及取得的相关科研成果 |
| 致谢 |
（6）DD3镍基高温合金与Ti3AlC2陶瓷扩散连接工艺及机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题背景及研究的目的和意义 |
| 1.2 单晶高温合金的发展及连接研究现状 |
| 1.2.1 单晶高温合金的发展 |
| 1.2.2 单晶高温合金自身的连接 |
| 1.2.3 单晶高温合金与其他材料的连接 |
| 1.3 三元层状陶瓷的发展及连接研究现状 |
| 1.3.1 三元层状陶瓷的发展 |
| 1.3.2 三元层状陶瓷自身的连接 |
| 1.3.3 三元层状陶瓷与其他材料的连接 |
| 1.4 课题主要研究内容 |
| 第2章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.1.1 镍基高温合金 |
| 2.1.2 三元层状陶瓷 |
| 2.2 扩散连接试验 |
| 2.2.1 扩散连接设备 |
| 2.2.2 试样准备及装配 |
| 2.2.3 扩散连接工艺曲线 |
| 2.3 接头组织及性能表征 |
| 2.3.1 接头微观组织分析 |
| 2.3.2 接头力学性能测试 |
| 2.4 第一性原理计算方法 |
| 第3章 DD3 合金与Ti_3AlC_2 陶瓷扩散连接接头组织与性能 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 DD3 合金与Ti_3AlC_2 陶瓷的直接扩散连接 |
| 3.3 Ni中间层对DD3 合金与Ti_3AlC_2 扩散连接的影响 |
| 3.3.1 DD3合金与Ni中间层的扩散界面结构分析 |
| 3.3.2 Ti_3AlC_2 陶瓷与Ni中间层的扩散界面结构分析 |
| 3.4 工艺参数对DD3/Ni/Ti_3AlC_2 接头扩散过程的影响 |
| 3.5 DD3/Ni/Ti_3AlC_2 扩散连接接头残余应力分析 |
| 3.6 本章小结 |
| 第4章 DD3 合金与Ti_3AlC_2 陶瓷扩散连接接头的形成机理分析 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 DD3合金基体相中的元素扩散行为 |
| 4.2.1 Ni的自扩散系数 |
| 4.2.2 Ni中 Al和 Ti的扩散系数 |
| 4.3 DD3合金强化相中的元素扩散行为 |
| 4.3.1 Ni_3Al相结构分析及元素扩散机制 |
| 4.3.2 Ni_3Al中 Ni和 Al的扩散系数 |
| 4.3.3 Ni_3Al中元素扩散的影响因素 |
| 4.4 Ti_3AlC_2陶瓷的平衡态晶体结构 |
| 4.4.1 基本信息 |
| 4.4.2 电子结构 |
| 4.4.3 振动行为 |
| 4.5 Ti_3AlC_2陶瓷中空位形成倾向性分析 |
| 4.5.1 点缺陷 |
| 4.5.2 单空位 |
| 4.5.3 双空位 |
| 4.5.4 空位失稳机制 |
| 4.6 Ti_3AlC_2 陶瓷中Ni取代及扩散行为 |
| 4.6.1 Ni的取代行为分析 |
| 4.6.2 Ni的扩散系数计算 |
| 4.7 DD3/Ti_3AlC_2 扩散连接接头的形成过程 |
| 4.7.1 DD3/Ni界面的扩散过程 |
| 4.7.2 Ti_3AlC_2/Ni界面的扩散过程 |
| 4.8 本章小结 |
| 第5章 复合中间层对DD3 合金与Ti_3AlC_2 陶瓷扩散连接接头组织与性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 添加Ni/TiAl复合中间层的DD3/Ti_3AlC_2 扩散连接接头组织与性能 |
| 5.3 复合中间层的优化设计与接头组织特征 |
| 5.3.1 添加TiAl/Ni中间层的Ti_3AlC_2 陶瓷侧界面组织 |
| 5.3.2 添加TiAl/Ti/Ni中间层的Ti_3AlC_2 陶瓷侧界面组织 |
| 5.3.3 添加TiAl/Zr/Ni中间层的Ti_3AlC_2 陶瓷侧界面组织 |
| 5.3.4 复合中间层的优选 |
| 5.4 复合中间层对扩散连接接头残余应力分布的影响 |
| 5.5 添加Ni/TiAl/Ti/Ni复合中间层的DD3/Ti_3AlC_2 扩散连接接头组织与性能 |
| 5.6 本章小结 |
| 结论 |
| 参考文献 |
| 攻读博士学位期间发表的论文及其它成果 |
| 致谢 |
| 个人简历 |
（7）C/C复合材料与Cf/SiC复合材料扩散连接工艺及机理研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| Abstract |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 课题研究背景及意义 |
| 1.2 C/C复合材料简介 |
| 1.2.1 C/C复合材料的应用 |
| 1.2.2 C/C复合材料同种材料的连接现状 |
| 1.2.3 C/C与其他异种材料的连接现状 |
| 1.3 C_f/SiC复合材料简介 |
| 1.3.1 C_f/SiC复合材料的发展应用 |
| 1.3.2 C_f/SiC复合材料同种材料的连接 |
| 1.3.3 C_f/SiC复合材料与其他材料的连接 |
| 1.4 C/C复合材料与C_f/SiC陶瓷的连接 |
| 第2章 试验材料、设备及方法 |
| 2.1 试验材料 |
| 2.2 试验设备及工艺方法 |
| 2.2.1 扩散焊接试验设备 |
| 2.2.2 扩散连接过程及工艺参数 |
| 2.3 试样微观结构分析及性能测试 |
| 2.3.1 C/C-C_f/SiC复合材料接头微观结构分析 |
| 2.3.2 C/C-C_f/SiC复合材料接头力学性能分析 |
| 第3章 C/C复合材料与C_f/SiC复合材料瞬时液相(TLP)扩散连接 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 连接温度对接头组织结构的影响 |
| 3.2.1 接头界面组织分析 |
| 3.2.2 连接温度对C/C-C_f/SiC复合材料接头力学性能的影响 |
| 3.3 保温时间对接头组织结构的影响 |
| 3.3.1 接头界面组织分析 |
| 3.3.2 保温时间对C/C-C_f/SiC复合材料接头力学性能的影响 |
| 3.4 C/C-C_f/SiC复合材料接头TLP扩散连接过程及断裂位置研究 |
| 3.5 本章小结 |
| 第4章 Ti-Si-C粉末热压扩散连接C/C复合材料与C_f/SiC复合材料 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 连接温度对接头组织结构的影响 |
| 4.2.1 接头界面组织分析 |
| 4.2.2 连接温度对C/C-C_f/SiC复合材料接头力学性能的影响 |
| 4.3 保温时间对接头组织结构的影响 |
| 4.3.1 接头界面组织分析 |
| 4.3.2 连接温度对C/C-C_f/SiC复合材料接头力学性能的影响 |
| 4.4 C/C-C_f/SiC复合材料接头热压扩散连接过程及断裂位置研究 |
| 4.5 本章小结 |
| 第5章 结论 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 攻读硕士学位期间发表的论文及科研成果 |
（8）SP2215耐热钢瞬时液相扩散焊接头组织及性能研究（论文提纲范文）
| 致谢 |
| 摘要 |
| Abstract |
| 1 绪论 |
| 1.1 研究背景与意义 |
| 1.2 奥氏体耐热钢焊接技术的研究 |
| 1.3 瞬时液相扩散焊理论及应用 |
| 1.3.1 瞬时液相扩散焊原理 |
| 1.3.2 瞬时液相扩散焊工艺参数的选择 |
| 1.3.3 瞬时液相扩散焊研究现状 |
| 1.4 本课题研究内容与目的 |
| 2 试验材料与试验方法 |
| 2.1 试验材料及工艺参数的选择 |
| 2.1.1 新型奥氏体耐热钢 SP2215 |
| 2.1.2 中间层材料 |
| 2.1.3 工艺参数的选择 |
| 2.2 焊接设备 |
| 2.2.1 控制系统 |
| 2.2.2 加热系统 |
| 2.2.3 压力系统 |
| 2.2.4 冷却及保护系统 |
| 2.2.5 测温系统 |
| 2.3 试样制备 |
| 2.4 试验测试仪器 |
| 2.5 力学性能测试 |
| 2.6 本章小结 |
| 3 单层中间层SP2215钢TLP扩散焊接头组织与性能 |
| 3.1 试验方案 |
| 3.2 单层FeNiCrSiB中间层SP2215钢TLP连接接头组织及性能 |
| 3.2.1 接头显微组织 |
| 3.2.2 中间层主要元素分布 |
| 3.2.3 接头抗拉强度 |
| 3.2.4 接头拉伸断口形貌及断裂机制 |
| 3.3 BNi2 中间层SP2215钢TLP连接接头组织及性能 |
| 3.3.1 接头显微组织 |
| 3.3.2 中间层主要元素分布 |
| 3.3.3 接头抗拉强度 |
| 3.3.4 接头拉伸断口形貌及断裂机制 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 复合中间层SP2215钢TLP扩散焊接头组织与性能 |
| 4.1 试验方案 |
| 4.2 Fe基+BNi_2复合中间层SP2215钢TLP接头组织及元素分布 |
| 4.2.1 接头显微组织 |
| 4.2.2 中间层主要元素分布 |
| 4.2.3 接头抗拉强度 |
| 4.3 Fe基+BNi_2+Fe基中间层下SP2215钢TLP连接头组织及性能 |
| 4.3.1 接头显微组织 |
| 4.3.2 中间层主要元素分布 |
| 4.3.3 不同工艺参数接头抗拉强度 |
| 4.3.4 不同工艺参数接头显微硬度 |
| 4.3.5 接头弯曲性能 |
| 4.3.6 接头断口形貌及断裂机制 |
| 4.3.7 接头断口面扫描能谱 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 工艺参数对SP2215钢TLP扩散焊接头性能的影响 |
| 5.1 中间层对接头焊接质量的影响 |
| 5.2 焊接工艺参数对接头焊接质量的影响 |
| 5.3 试验必要条件对接头焊接质量的影响 |
| 5.4 本章小结 |
| 6 结论 |
| 参考文献 |
| 作者简介 |
| 学位论文数据集 |
（9）Mar-M247镍基高温合金瞬时液相连接研究（论文提纲范文）
| 中文摘要 |
| ABSTRACT |
| 1 绪论 |
| 1.1 引言 |
| 1.1.1 重型燃气轮机的发展历程和趋势 |
| 1.1.2 重型燃气轮机透平叶片材料及制造技术 |
| 1.1.3 高温合金的连接技术 |
| 1.2 瞬时液相连接技术 |
| 1.2.1 瞬时液相连接技术的基本原理 |
| 1.2.2 瞬时液相连接技术的发展历程 |
| 1.2.3 瞬时液相连接过程的动力学描述 |
| 1.2.4 瞬时液相连接中间层合金的发展 |
| 1.3 镍基高温合金TLP连接研究现状 |
| 1.3.1 近20年来镍基高温合金TLP连接技术研究工作的统计分析 |
| 1.3.2 镍基高温合金TLP连接技术计算模拟的进展 |
| 1.3.3 当前国内外镍基高温合金TLP连接研究主要问题 |
| 1.4 Mar-M247镍基高温合金 |
| 1.5 本课题研究方案与内容 |
| 2 使用Ni-Cr-B三元中间层合金的TLP连接 |
| 2.1 实验设备和仪器 |
| 2.2 实验材料 |
| 2.3 试验过程 |
| 2.3.1 试样编号规则 |
| 2.3.2 试验方案 |
| 2.3.3 TLP连接试样的准备 |
| 2.3.4 微观组织表征用试样的制备 |
| 2.3.5 力学性能试验 |
| 2.4 试验结果分析 |
| 2.4.1 连接压力的影响 |
| 2.4.2 连接温度的影响 |
| 2.4.3 连接时间的影响 |
| 2.4.4 扩散影响区沉淀析出相 |
| 2.4.5 连接后热处理PBHT |
| 2.5 本本章小结 |
| 3 复杂成分中间层合金的研制 |
| 3.1 引言 |
| 3.2 中间层的成分设计 |
| 3.2.1 中间层合金应含有的合金元素种类 |
| 3.2.2 预设成分的中间层合金熔点计算 |
| 3.2.3 TLP连接区高温蠕变持久强度模拟计算 |
| 3.2.4 过冷液相中晶体相形成驱动力计算 |
| 3.3 中间层合金的制备和表征 |
| 3.3.1 中间层箔带的制备 |
| 3.3.2 中间层合金的表征和试验方法 |
| 3.3.3 中间层合金非晶化能力分析 |
| 3.3.4 复杂成分中间层合金TLP连接区微观组织表征 |
| 3.3.5 复杂成分中间层合金TLP接头力学性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 4 使用复杂成分中间层合金的TLP连接 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 试验 |
| 4.3 试验结果分析 |
| 4.3.1 从接头力学性能角度优化TLP连接和PBHT工艺 |
| 4.3.2 中间层成分对TLP连接过程中组织演变的影响 |
| 4.3.3 TLP连接过程中合金元素的均匀化 |
| 4.3.4 TLP接头组织稳定性评估 |
| 4.4 本章小结 |
| 5 结论 |
| 创新点 |
| 致谢 |
| 参考文献 |
| 附录 |
（10）GH3128高温合金TLP扩散焊接头组织及性能的研究（论文提纲范文）
| 摘要 |
| ABSTRACT |
| 第1章 绪论 |
| 1.1 选题背景与研究意义 |
| 1.2 GH3128高温合金连接工艺研究现状 |
| 1.2.1 激光焊 |
| 1.2.2 电子束焊 |
| 1.2.3 钎焊 |
| 1.2.4 真空固相扩散焊 |
| 1.3 镍基高温合金TLP扩散焊工艺研究现状 |
| 1.3.0 镍基合金TLP扩散焊的原理 |
| 1.3.1 中间层材料的选取原则 |
| 1.3.2 等温凝固速率的主要影响因素 |
| 1.3.3 完成等温凝固所需要的时间的计算模型 |
| 1.3.4 GH3128高温合金TLP扩散焊研究现状 |
| 1.4 本文主要研究内容 |
| 第2章 实验材料及研究方法 |
| 2.1 实验材料 |
| 2.1.1 GH3128母材 |
| 2.1.2 中间层材料 |
| 2.1.3 待连接表面处理及装配 |
| 2.2 TLP扩散焊工艺试验 |
| 2.2.1 TLP扩散焊设备 |
| 2.2.2 TLP扩散焊热循环曲线 |
| 2.3 接头显微组织及成分分析 |
| 2.3.1 金相微观组织测量分析 |
| 2.3.2 SEM、EDS进行微观组织形貌及成分分析 |
| 2.4 接头力学性能分析 |
| 2.4.1 室温拉伸性能测试 |
| 2.4.2 室温拉伸断口分析 |
| 2.4.3 显微硬度分布 |
| 第3章 等温凝固时间对GH3128合金TLP扩散焊接头微观组织的影响 |
| 3.1 GH3128合金完成等温凝固所需要的时间 |
| 3.2 保温时间对接头界面组织及元素分布的影响规律 |
| 3.2.1 保温时间5min接头界面组织特点及元素分布 |
| 3.2.2 保温时间15min接头界面组织特点 |
| 3.2.3 保温时间20min接头界面组织特点 |
| 3.3 GH3128合金TLP已完成等温凝固的接头力学性能分析 |
| 3.3.1 20min保温时间时的GH3128合金TLP扩散焊接头硬度分布 |
| 3.3.2 保温时间20minGH3128合金TLP扩散焊接头室温拉伸性能 |
| 3.4 本章小结 |
| 第4章 GH3128合金TLP扩散焊接头在均匀化阶段组织及性能随时间变化的研究 |
| 4.1 引言 |
| 4.2 TLP固相均匀化阶段接头微观组织演变规律 |
| 4.2.1 GH3128合金TLP扩散焊接头显微组织变化规律 |
| 4.2.2 GH3128合金TLP扩散焊接头元素分布变化规律 |
| 4.3 TLP固相均匀化阶段接头力学性能演变规律 |
| 4.3.1 GH3128合金TLP扩散焊接头硬度分布均匀化阶段的变化规律 |
| 4.3.2 GH3128合金TLP扩散焊接头抗拉强度在均匀化阶段变化规律 |
| 4.3.3 GH3128合金TLP扩散焊接头拉伸断口形貌及断裂位置 |
| 4.4 本章小结 |
| 第5章 连接压力对GH3128合金TLP扩散焊接头组织及性能的影响 |
| 5.1 引言 |
| 5.2 增大连接压力对GH3128合金TLP扩散焊接头微观组织的影响 |
| 5.3 增大连接压力对GH3128合金TLP扩散焊接头力学性能的影响 |
| 5.4 增大连接压力所带来的问题 |
| 5.5 本章小结 |
| 第6章 GH3128合金低温高压均匀化TLP扩散焊工艺的研究 |
| 6.1 引言 |
| 6.2 GH3128合金低温高压均匀化TLP工艺接头微观组织形貌 |
| 6.3 GH3128合金低温高压均匀化TLP工艺接头力学性能特点 |
| 6.4 本章小结 |
| 第7章 结论 |
| 参考文献 |
| 致谢 |
| 学位论文评阅及答辩情况表 |
四、MGH956合金TLP扩散连接接头组织分析（论文参考文献）
- [1]钴基高温合金DZ40M的TLP扩散焊工艺及机理研究[D]. 张赛赛. 哈尔滨工业大学, 2020(02)
- [2]RAFM钢的瞬间液相扩散连接接头组织形成及蠕变性能研究[D]. 李文超. 天津大学, 2020(02)
- [3]Super-Ni/NiCr叠层材料与钛合金扩散连接界面组织与性能研究[D]. 刘坤. 山东大学, 2020
- [4]Ni3Al基合金扩散连接工艺及接头性能研究[D]. 廉洁. 天津大学, 2019(01)
- [5]镍基单晶合金过渡液相扩散焊及第一性原理研究[D]. 张红魁. 上海工程技术大学, 2020(04)
- [6]DD3镍基高温合金与Ti3AlC2陶瓷扩散连接工艺及机理研究[D]. 刘甲坤. 哈尔滨工业大学, 2019(01)
- [7]C/C复合材料与Cf/SiC复合材料扩散连接工艺及机理研究[D]. 杨冠中. 西南石油大学, 2019(06)
- [8]SP2215耐热钢瞬时液相扩散焊接头组织及性能研究[D]. 闫瑞峰. 河南理工大学, 2019(07)
- [9]Mar-M247镍基高温合金瞬时液相连接研究[D]. 张邦强. 重庆大学, 2018(09)
- [10]GH3128高温合金TLP扩散焊接头组织及性能的研究[D]. 张城城. 山东大学, 2018(02)