第七章擴(kuò)散連接原理

1、焊接成型原理,長春工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院課件制作：徐世偉指導(dǎo)教師：劉耀東,,,,,概述,固相擴(kuò)散連接,超塑性成型擴(kuò)散連接,瞬間液相擴(kuò)散連接,7.1,7.2,7.3,7.4,第七章 擴(kuò)散連接原理,,擴(kuò)散連接過程的數(shù)值模擬,7.5,§7.1 概述,擴(kuò)散連接(Diffusion Bonding)是一種精密連接方法，特別適合于異種金屬材料、耐熱合金和新材料，如陶瓷、復(fù)合材料、金屬間化合物等材料的連接。隨著新材料的迅速發(fā)展

2、，近年來更加引起了人們的興趣和關(guān)注，并在航空、航天、電子和原子能等高技術(shù)領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用。,7.1.1 擴(kuò)散連接的定義及其特點,擴(kuò)散連接是將兩待連接工件緊壓在一起，置于真空或保護(hù)氣氛中加熱至母材熔點以下溫度，對其施加壓力使兩連接表面微觀凸凹不平處產(chǎn)生微觀塑性變形達(dá)到緊密接觸，再經(jīng)保溫、原子相互擴(kuò)散而形成牢固的冶金結(jié)合的一種連接方法。 可見，擴(kuò)散連接過程是在溫度和壓力的共同作用下完成的，但連接壓力不能引起試件的宏觀塑性

3、變形。 溫度和壓力的作用主要是:使連接表面微觀凸起處產(chǎn)生塑性變形而增大緊密接觸面積，激活原子之間的擴(kuò)散。,擴(kuò)散連接時控制和保證接頭質(zhì)量的主要因素是連接界面區(qū)原子擴(kuò)散的情況。這正是擴(kuò)散連接與其它連接方法的不同之處，并因此而得名。 隨著擴(kuò)散連接的發(fā)展和工藝方法的多樣化，為了加速連接過程和降低對連接表面制備質(zhì)童的要求，常在被連接材料之間插人一層很薄的、容易變形的、促進(jìn)擴(kuò)散的材料，即中間擴(kuò)散層。 有

4、時，中間擴(kuò)散層與母材通過固態(tài)擴(kuò)散會形成少量液相合金或直接通過低熔點中間層的熔化形成液態(tài)合金，填充縫隙而形成接頭，這就是瞬間液相擴(kuò)散連接。,與其它連接方法、特別是熔化焊相比，擴(kuò)散連接具有下列優(yōu)點和特點: l）連接溫度低，一般為母材熔化溫度的0.4～0.8倍左右，因而排除了由于母材熔化、焊縫結(jié)晶可能帶來的種種冶金缺陷(如氣孔、裂紋和脆化等)對接頭性能的影響; 2）由于是在固態(tài)下連接且連接壓力并未引起塑性變形，因而

5、連接構(gòu)件的尺寸精度高; 3）與其它連接方法相比，由熱循環(huán)引起的連接接頭區(qū)域的殘余應(yīng)變和殘余應(yīng)力非常小; 4）擴(kuò)散連接可成功地連接用熔化焊和其它連接方法,難以連接的材料，如彌散強(qiáng)化型合金、活性金屬、高熔點金屬、耐熱合金和復(fù)合材料等;也可實現(xiàn)熔化焊難以焊接的各種不同類型、冶金上互不相容的異種金屬材料以及金屬與陶瓷的連接; 5)擴(kuò)散連接可與母材的熱處理和超塑性成型過程同時進(jìn)行; 6)借助

6、適當(dāng)?shù)姆椒?，可以在低于母材再結(jié)晶溫度下進(jìn)行擴(kuò)散連接，因而經(jīng)過加工的母材的性能連接后也幾乎沒有損失。,7)可連接結(jié)構(gòu)復(fù)雜、厚薄相差懸殊、精度要求高的各種工件，以及有封閉性連接要求的工件，如蜂窩夾芯板等; 但由于擴(kuò)散連接要求被連接材料表面加工精度高、并能均勻加壓，因而，生產(chǎn)率較低，加之所用設(shè)備較貴，使其應(yīng)用范圍受到一定限制。,擴(kuò)散連接發(fā)展至今，已出現(xiàn)了多種擴(kuò)散連接方法，可根據(jù)不同的準(zhǔn)則進(jìn)行分類。從連接的定義來看，一旦待連接材料之

7、間達(dá)到了緊密接觸，對連接起主要作用的就是擴(kuò)散過程。而緊密接觸和擴(kuò)散過程受溫度以及擴(kuò)散連接界面的性質(zhì)(固相界面還是固液界而)的影響最為顯著。因此，以下我們將分別討論固相擴(kuò)散連接和液相擴(kuò)散連接的原理和過程。當(dāng)然，也可按連接時是否使用中間層、連接氣氛來分類，具體的幾種分類方法見圖7一1。,圖7一1 擴(kuò)散焊分類圖,擴(kuò)散連接是一種適合于同種或異種金屬、合金(特別是難熔和可熔焊性差的金屬材料)和無機(jī)非金屬材料連接的技術(shù)。各種材料擴(kuò)散連接接頭組合

8、可分為四種類型，如圖7-2。,圖7一2 擴(kuò)散焊接頭四種組合類型 (a) 同類材料；(b)異類材料；(c)同類材料加中間擴(kuò)散層； (d)異類材料加中間擴(kuò)散層,為了加速連接過程、降低對連接表面加工精度的要求，防止連接異種材料時產(chǎn)主低熔點共晶液相和脆性中間金屬間化合物等不利的冶金反應(yīng)，減少或消除因線膨脹差異引起的殘余應(yīng)力，采取在被連接材料之間加人另一種材料的方法，如

9、圖7一2(c)，(d)所示。這種方法稱為加中間擴(kuò)散夾層的擴(kuò)散連接。,7.1 .3 擴(kuò)散連接的研究與應(yīng)用,由于擴(kuò)散連接所具的上述優(yōu)點，因此，在發(fā)展初期就受到國內(nèi)外科學(xué)家們的高度重視。在20世紀(jì)20一30年代就成為了日臻成熟與完善的連接方法。在發(fā)達(dá)國家，擴(kuò)散連接在尖端科學(xué)技術(shù)部門起著十分重要的作用，且擴(kuò)散連接已發(fā)展為一種高生產(chǎn)率的、在眾多企業(yè)中獲得廣泛應(yīng)用的連接技術(shù)。50年代研究成功的瞬間液相擴(kuò)散連接獲得美國專利70年代又開發(fā)了超塑性成形

10、一擴(kuò)散連接。 這些新方法，不僅大大拓寬了擴(kuò)散連接的適用范國.促進(jìn)了本身的發(fā)展，而且還解決了彌散強(qiáng)化的高溫合金,蝸輪葉片、超音速飛機(jī)中欽合金構(gòu)件的連接問題，使鈦合金在宇航工業(yè)中的應(yīng)用取得了重要突破，獲得了重大的經(jīng)濟(jì)效益。特別是近年來隨著各種新型結(jié)構(gòu)材料(如陶瓷、復(fù)合材料、金屬間化合物等)的迅猛發(fā)展，在國際上又掀 起了擴(kuò)散連接研究與應(yīng)用的又一個高潮。 我國在20世紀(jì)50年代末期才開始對擴(kuò)散連接

11、方法進(jìn)行研究，70年代又開始了專用擴(kuò)散焊機(jī)的開發(fā)。目前，大型超高真空擴(kuò)散焊機(jī)、鈦一陶瓷靜電加速管和鈦合金飛機(jī)構(gòu)件等產(chǎn)品的試制成功，標(biāo)志著我國擴(kuò)散連接己發(fā)展到一個較高的水平。但在研究的深度和應(yīng)用廣度上與發(fā)達(dá)國家相比仍有較大的差距。,,Contents,§7.2 固相擴(kuò)散連接,7.2.1 固相擴(kuò)散連接的基本原理 金屬材料是有著各自特有晶體結(jié)構(gòu)并規(guī)則排列的原子集團(tuán)。擴(kuò)散連接時，首先必須要使待連接母材表面接近到相

12、互原子間的引力作用范圍。圖7-3為原子間作用力和原子間距關(guān)系的示意圖?？梢钥闯?，兩個原子充分遠(yuǎn)離時其相互間的作用引力幾乎為零，隨著原子間距離的不斷靠近，相互引力不斷增大。 當(dāng)原子間距約為金屬晶體原子點陣平均原子間距的1.5倍時，引力達(dá)到最大。如果原子進(jìn)一步靠近，則引力和斥力的大小相等，原子間相互作用力為零，從能量角度,看此狀態(tài)最穩(wěn)定。這時，自由電子成為共有，與晶格點陣的金屬離子相互作用形成金屬健，使兩材料間形成冶金結(jié)合

13、。通過上述過程和機(jī)理來實現(xiàn)連接的方法即為擴(kuò)散連接。 但由于實際的材料表面不可能完全平整和清潔，因而實際的擴(kuò)散連接過程要比上述過程復(fù)雜得多。固體金屬的表面結(jié)構(gòu)如圖7一4所示，除在微觀上表面呈凹凸不平外，最外層表面還有0.2～0.3nm的氣體吸附層，主要是水蒸氣、氧、CO2和H2S。在吸附層之下為3 ～4nm厚的氧化層，是由氧化物的水化物、氫氧化物和碳酸鹽等組成。在氧化層之下是1 ～10μm的變形層。,也就是說，不管進(jìn)行怎

14、樣的精密加工和嚴(yán)格的清洗，實際的待連接表面總是存在微觀凹凸、加工硬化層、氣體吸附層、有機(jī)物和水分吸附層以及氧化物層。再有，兩母材在連接表面的晶體位向不同、不同材料的晶體結(jié)構(gòu)也不相同。這些因素都會影響到連接過程及連接機(jī)理。,圖7一3 原子之間作用力與原子間距離的關(guān)系,圖7一4 固體金屬的表面結(jié)構(gòu),擴(kuò)散連接時，通過對連接界面加壓和加熱，使得表面的氧化膜破碎、表面微觀凸出部發(fā)生塑性變形和高溫蠕變。因此，在若干微小區(qū)域出現(xiàn)金屬之間的結(jié)合。這些

15、區(qū)域進(jìn)一步通過連接表面微小凸出部位的塑性變形、母材之間發(fā)生的原子相互擴(kuò)散得以不斷擴(kuò)大，當(dāng)整個連接界面均形成金屬鍵結(jié)合時，也就最終完成了擴(kuò)散連接過程。,7.2.2 固相擴(kuò)散連接過程,目前，人們認(rèn)為擴(kuò)散連接包括以下三個過程 ：（1）塑性變形使連接表面接觸;（2）晶界遷移和孔洞消失;(3)界面和孔洞消失過程。下面分別敘述各階段的過程和機(jī)理。 (1)塑性變形使連接表面接觸 固相擴(kuò)散連接時，材料表面通常是進(jìn)行機(jī)械加工后再

16、進(jìn)行研磨、拋光(包括化學(xué)拋光)和清洗，加工后材料表面在微觀上仍然是粗糙的、存在許多0.1一5μm的微觀凹凸，且表面還常常有氧化膜覆蓋。將這樣的固體表面相互接觸，在不施加任何壓力的情況下，只會在凸出的頂峰處出現(xiàn)接觸，如圖7-5(a。初始接觸區(qū)面積的大小與材料性質(zhì)、表面加工狀態(tài)以及其它許多因素有關(guān)。,圖7-5 擴(kuò)散焊接過程三階段機(jī)理示意圖(a)室溫裝配狀態(tài);(b)第一階段;(C}第二階段;(d)第三階段,初始接觸區(qū)面積的大小與材料性質(zhì)、

17、表面加工狀態(tài)以及其它許多因素有關(guān)。只有在高溫下通過對連接體施加壓力，才能使表面微觀凸出部位發(fā)生塑性變形，氧化膜破壞，使材料間緊密接觸面積不斷增大，直到接觸面積可以抵抗外載引起的變形，這時局部應(yīng)力低于材料的屈服強(qiáng)度，如圖7一5(b)和圖7一6所示。,圖7一6 擴(kuò)散連接初期表面粗 糙度的下降,圖7-7 鋼擴(kuò)散連接接頭拉伸斷口 的徽觀形貌(T=800℃，t =4min，P=16MPa),圖7一7為Cu短

18、時擴(kuò)散連接接多拉伸斷口形貌，圖中黑色區(qū)域為未實現(xiàn)連接的區(qū)域，白色帶狀區(qū)域為連接好的區(qū)域拉伸時形成的韌窩。材料不同時，上述特征也會發(fā)生變化。圖7-8為鈦、鐵、不銹鋼和鋁短時擴(kuò)散連接后的斷口形貌，可以看出Ti、Fe和不銹鋼與Cu的情況類似，但A1的斷口上未能觀察到連接區(qū)，表明Al較難連接。,,圖7一8 幾種材料擴(kuò)散連接接頭拉伸斷口的微觀形貌,(a)鈦 (T=830℃,t =4min,P=12MPa)；(b}鐵(T=830℃,t =

19、4min,P=14MPa);(c)SUS304不銹鋼鈦 (T=1060℃,t =4min, P=20MPa); (d)鋁鈦 (T=600℃,t =4min,P=20MPa),(2)擴(kuò)散、晶界遷移和孔洞消失 與第一階段的變形機(jī)制相比，該階段中擴(kuò)散的作用就要大得多。連接表面達(dá)到緊密接觸后，由于變形引起的晶格畸變、位錯、空位等各種缺陷大量堆集，界面區(qū)的能量顯著增大，原子處于高度激活狀態(tài)，擴(kuò)散遷移十分迅速，

20、很快就形成以金屬鍵連接為主要形式的接頭。由于擴(kuò)散的作用，可使大部分孔洞消失，也會產(chǎn)生連接界面的移動。關(guān)于孔洞消失的機(jī)制闡述如下。 借助擴(kuò)散和物質(zhì)傳遞使孔洞閉合的模型示于圖7一9。從圖可見，物質(zhì)傳遞有多種途徑，其中機(jī)制(2)為從表面源至頸部的表面擴(kuò)散;(3)為從表面源至頸部的體積擴(kuò)散；,(4)為從表面源蒸發(fā)并在頸部沉積;(5)為從界面至頸部的晶界擴(kuò)散；(6)為從界面至頸部的體積擴(kuò)散。機(jī)制(2)和(4)的驅(qū)動力是表面曲率

21、的差異，物質(zhì)從低曲率點向高曲率區(qū)傳輸，這時，孔洞從橢圓狀變?yōu)閳A形。當(dāng)孔洞的長短軸之比等于1時，這些機(jī)制就不再起作用。(1)和性變形和強(qiáng)化蠕變使孔洞閉合。凸面的微觀蠕變能加速孔洞的(7)分別為塑閉合，這種閉合過程包括:①孔洞高度的變化;②孔洞的閉合，即凸度下降，多余的物質(zhì)移向孔洞，從而增大連接面積。,,圖7—9 擴(kuò)散連接過程中幾種物質(zhì)傳遞機(jī)制的示意圖 (a)表面源；(b)界面源；(c)體變形機(jī)制,該階段通常還會發(fā)生越過連接界面

22、的晶粒生長或再結(jié)晶以及晶界遷移，使第一階段建成的金屬鍵連接變成牢固的冶金連接，這是擴(kuò)散連接過程中的主要階段，如圖7-5(c）。但這時接頭組織和成分與母材差別較大，遠(yuǎn)未達(dá)到均勻化的狀況，接頭強(qiáng)度并不很高。因此必須繼續(xù)保溫擴(kuò)散一定時間，完成第三階段，使擴(kuò)散層達(dá)到一定深度，以獲得高質(zhì)量的接頭。,(3)界面和孔洞消失 通過繼續(xù)擴(kuò)散，進(jìn)一步加強(qiáng)己形成的連接，擴(kuò)大連接面積，特別是要消除界面、晶界和晶粒內(nèi)部的殘留孔洞，使接頭組織與

23、成分均勻化，如圖7一5(d)所示。在這個階段中主要是體積擴(kuò)散，速度比較緩慢，通常需要兒十分鐘到幾十小時，最后才能達(dá)到晶粒穿過界面生長，原始界面完全消失。 由于需要時間很長，第三階段一般難以進(jìn)行徹底。只有當(dāng)要求接頭組織和成分與母材完全相同時，才不惜時間來完成第三階段。如果在連接溫度下保溫擴(kuò)散引起母材晶粒長大，反而會降低接頭強(qiáng)度，這時可以在較低的溫度下進(jìn)行擴(kuò)散，但所需時間更長。,上述三個階段是擴(kuò)散焊接過程的主要特征，但實

24、際上這三個階段并不是截然分開、依次進(jìn)行的。實驗結(jié)果表明:這三個階段彼此是交叉和局部重迭的，很難確定其開始與終止時間，之所以分為三個階段，主要是為了便于分析與研究。,(4)固相擴(kuò)散連接模型 人們?yōu)榱烁_地描述擴(kuò)散連接機(jī)理，提出了各種各樣的擴(kuò)散接合模型。如模型Hamilton ，他僅考慮初始階段的塑性變形，未考慮以后的擴(kuò)散作用。在Allen和White的模型中，他們提出假設(shè):無蠕變發(fā)生;空洞收縮時，形狀不變化;僅沿接合界

25、面發(fā)生晶界擴(kuò)散;在表面無雜質(zhì)污染。然而Hill和Wallah的分析表明:在連接的最后,階段，蠕變是非常重要的。蠕變的程度及晶界擴(kuò)散都與該接合溫度下的晶粒長大行為有關(guān)，并且，接合界面附近的晶粒尺寸影響空洞的收縮。 在上述的模型中，空洞的形狀將影響其結(jié)果的準(zhǔn)確性。在Allen和White的模型中，空洞為圓柱體，而根據(jù)接合中不同階段的SEM照片可知:空洞的縱橫比[h(高)/l長)]很小，并且形狀十分復(fù)雜。對此，Hill和W

26、allah提出橢圓形的孔洞。在此條件下，主要的擴(kuò)散機(jī)理將與空洞的h/l的大小有關(guān)。,根據(jù)Hill和Wa11ah的分析，塑性屈服引起的接合長度為,式中P為施加的壓力，σy為屈服應(yīng)力，r為表面能，b為模型中單元胞的寬度，rc為橢圓主半軸上曲線的半徑，單元胞如圖7-10所示。,圖7—10 單元胞的定義,在第二階段，機(jī)理(2)一(4)對接合長度的貢獻(xiàn)為,式中△L為接合長度變化率，△h為單元胞高度的變化率，與接合溫度有關(guān)，C為橢圓的主半軸，下標(biāo)

27、i為擴(kuò)散接合機(jī)理(2)一(4)。,界面作用引起的接合長度為,式中L為總的接合長度，b為單元胞的寬度，下標(biāo)i為擴(kuò)散接合機(jī)理（5）—（7）。,,,,該模型雖能預(yù)測接合長度與接合時的溫度、壓力、時間的關(guān)系，但很難用實驗進(jìn)行驗證。總之，優(yōu)異接頭的形成主要與空洞的閉合有關(guān)，此外，兩種母材之間的互擴(kuò)散也是重要的。,則所有機(jī)理引起的接合長度相加，就獲得總的接合長度,,從圖7一8所示的四種材料連接接頭的斷口形貌可知，母材為Al時，未能實現(xiàn)金屬之間的真實

28、連接。通過表面分析，已認(rèn)識到鋁材表面氧化膜的存在嚴(yán)重阻礙了擴(kuò)散連接過程的進(jìn)行。圖7-11為用俄息譜儀對幾種金屬機(jī)械加工表面進(jìn)行分析的結(jié)果。從譜峰位置及其高度可看出其表面均存在為數(shù)較多的氧和碳。即使進(jìn)行真空熱處理和表面研磨、也難以改變這種表面組成的特征。這些含氧和碳的表面層的厚度一般在幾個納米到幾十納米。ESCA分析結(jié)果表明該表面層為母材的氧化物和吸附的碳。所以，幾乎所有材料在擴(kuò)散連接初期均為表面氧化物之間的相互接觸。,7.2.3 連接

29、過程中表面氧化膜的行為,圖7一11幾種材料連接表面的 Aguer 分析結(jié)果,氧化膜的行為一直是擴(kuò)散連接研究的重點問題之一，總結(jié)歸納氧化膜的行為特點，可將材料分為以下三種類型，其特征如圖7-15所示： (1)鐵鎳型:這類材料擴(kuò)散連接時，氧化膜可迅速通過分解、向母材溶解機(jī)制而去除，因而在連接初期氧化膜即可消失。如鎳表而的氧化膜為NiO，1427K 時氧在鎳中的固溶度為0.012%，5nm厚的氧化膜在該溫度只要,幾秒即可溶

30、解。鐵也屬此類。這類材料的氧化膜在不太厚的情況下一般對擴(kuò)散連接過程沒有影響; (2)銅、鐵型:由于氧在基體金屬中溶解度較小，所以表面的氧化膜在連接初期不能立即溶解，界面上的氧化物會發(fā)生聚集，在空隙和連接界面上形成夾雜物。隨連接過程進(jìn)行，通過氧向母材的擴(kuò)散，夾雜物數(shù)量逐步減少。銅、鐵和不銹鋼均屬此類。母材為鋼鐵材料時，夾雜物主要是鋼中所含的Al、Si和Mn等元素的氧化物及硫化物; (3)鋁型:這

31、類材料的表面有一層穩(wěn)定而致密的氧化膜，它們在基體金屬中幾乎不溶，因而在擴(kuò)散連接中不能通過溶解、擴(kuò)散機(jī)制消除。但可以通過微區(qū)塑性變形使,氧化膜破碎，露出新鮮金屬表面，但能實現(xiàn)的金屬之間的連接面積仍較小。通過用透射電鏡對鋁合金擴(kuò)散連接進(jìn)行深人系統(tǒng)的研究，發(fā)現(xiàn)6063鋁合金擴(kuò)散連接時氧化膜為粒狀A(yù)l2MgO4，Mg含量達(dá)到1w% - w 2.4%時，就會形成MgO。圖7-16為鋁合金擴(kuò)散連接界面氧化膜的微觀形貌。為了克服氧化膜的影響，可以在真

32、空連接過程中用高活性金屬(如鎂)將鋁表面的氧化膜還原、或采用超聲波振動的方法使氧化膜破碎以實現(xiàn)可靠的連接。 氧化膜的行為近年來主要是采用透射電子顯微鏡進(jìn)行研究。此外，還可根據(jù)電阻變化來研究擴(kuò)散連接時氧化膜行為、連接區(qū)域氧化膜的穩(wěn)定性以及緊密接觸面積的變化。,圖7-15 擴(kuò)散連接區(qū)氧化膜的變化過程,7.2.4 孔洞內(nèi)氣體的行為 擴(kuò)散連接后未能消除的微小界面孔洞中還殘留有氣體，在超高真空容器中將擴(kuò)散連

33、接接頭拉斷，采集孔洞中的氣體并用質(zhì)量分析儀分析其成分。圖7一17為在氫氣氣氛中擴(kuò)散連接的不銹鋼接頭孔洞中所含氣體的分析結(jié)果，可見除氫氣外，還含有水汽。此外，被封閉在孔洞中的氫氣含量隨連接時間增加并未減少，表明氫氣不能擴(kuò)散。進(jìn)行真空連接時，孔洞內(nèi)也含有少量氣體。圖7一18總結(jié)了在不同保護(hù)氣氛中擴(kuò)散連接時孔洞內(nèi)所含的主要氣體，可見材料種類對氣體也有影響。,其中，第一階段是指兩個存在微觀凹凸的表面相互接觸井加熱和加壓時，凸出邵分百先發(fā)生塑性變

34、形，在一些區(qū)域?qū)崿F(xiàn)了連接。連接表面之問顯然充滿了保護(hù)氣氛，這樣，隨普往法付程的拼行，孔洞內(nèi)的殘留氣體就被封閉。 第二階段是指被封閉在孔洞中的氣體將和母材發(fā)生反應(yīng)，使其含量和組成發(fā)生變化。如前所述，氬氣等惰性氣體不與母材反應(yīng)，僅殘留在孔洞中。相反，當(dāng)氣體能與母材發(fā)生反應(yīng)時，如形成氧化物、氮化物或氫化物時，則孔洞內(nèi)不會殘留氧、氮以及氫。當(dāng)氣體與母材反應(yīng)但不形成化合物、而是固溶時，設(shè)氣體為A2，則氣體向金屬M的溶解反應(yīng)為

35、 A2 → 2［A］M,最終溶解反應(yīng)達(dá)到平衡時孔洞內(nèi)氣體分壓PA2可表示為,其中，αA為溶解在金屬中組元的活度，△GΘ為反應(yīng)的標(biāo)準(zhǔn)自由能變化，SA為氣體在金屬中的溶解度。也即實際氣體分壓PA等于平衡氣體分壓。 真空擴(kuò)散連接時，孔洞中也會有氣體殘存。例如，母材為鐵(Fe)時，由于其中有固溶氮存在，盡管是在真空中進(jìn)行擴(kuò)散連接，但固溶在母材中的氮會向孔洞擴(kuò)散，使得孔洞中氮分壓大大增加

36、。與氮類似，因大多數(shù)材料也能固溶氫，所以在孔洞中也發(fā)現(xiàn)少量氫的存在。,,,,圖7-17在氨氣中連接的不銹鋼 接頭斷裂時放出的氣體,圖7一18 各種氣氛中連接時連接 界面空隙中的殘留氣體,異種材料擴(kuò)散連接時，由于母材化學(xué)成分不同，不同元素的原子具有不同的擴(kuò)散速度，擴(kuò)散速度大的原子大量越過界面向另一側(cè)金屬內(nèi)擴(kuò)散，而反方向擴(kuò)散過來的原子數(shù)量較少，這樣就造成了通過界面向其兩側(cè)擴(kuò)散遷移的原子數(shù)量不等，移出量大于移入量的一側(cè)

37、就出現(xiàn)了大量的空穴，集聚起來達(dá)到一定密度后即凝聚為孔洞，這種孔洞稱為擴(kuò)散孔洞。這一現(xiàn)象是1974年Kirkendall等人研究銅和黃銅擴(kuò)散焊的過程中首先發(fā)現(xiàn)的:故稱Kirkendall效應(yīng)。擴(kuò)散孔洞可在連接過程中產(chǎn)生，也會在連接后長期高溫工作時產(chǎn)生。圖7-19 為Ni/Cu/Ni擴(kuò)散連接后接頭的微觀形貌，可見擴(kuò)散孔洞與界面孔洞不同，其特征是集聚在離界面,7.2.5 擴(kuò)散連接時擴(kuò)散孔洞問題,一段距離的區(qū)域。這是因為Cu原子向Ni中擴(kuò)散速

38、度比l原子向Cu中擴(kuò)散大造成的。在無壓力的情況下連接與退火都會產(chǎn)生擴(kuò)散孔洞。擴(kuò)散孔洞的存在嚴(yán)重影響接頭的質(zhì)量，特別是使接頭強(qiáng)度降低。壓力可減少孔洞，提高接頭強(qiáng)度。隨著壓力的增大，擴(kuò)散孔洞減少。對已形成擴(kuò)散孔洞的接頭，加壓退火可有效的減少孔洞。,圖7-19 Ni/Cu/Ni 擴(kuò)散焊接頭擴(kuò)散孔洞金相照片上部；焊后，下部；1000℃ 4h 退火 x270 （a)壓力為0 ( 6}壓力1. 75 MPa （c）壓力8..4 MPa

39、 （d）壓力17.5MPa,7.2.6 影響擴(kuò)散連接質(zhì)量的若干因素 溫度、壓力、時間、焊件表面狀態(tài)、保護(hù)方法、母材及中間層的冶金、理理性能等，是影響擴(kuò)散連接過程及接頭質(zhì)量的一些主要因素，如何選擇連接規(guī)范參數(shù)以及這些參數(shù)對連接過程與接頭質(zhì)量的影響分述如下。 (l)材料表面狀態(tài) 連接表面的清潔度和平整度是影響擴(kuò)散連接接頭質(zhì)量的重要因素。下面首先討論表面清潔可題。為了盡可能使擴(kuò)散連接表面清潔，可在真

40、空或保護(hù)氣氛中對連接表面進(jìn)行離子轟擊、或進(jìn)行輝光放電處理。此外，采用能與母材金屬發(fā)生共晶反應(yīng)的金屬作中間層進(jìn)行擴(kuò)散連接，也有助于氧化膜和污染層的去除。,材料在連接加熱過程中伴隨著一系列物理的、化學(xué)的、力學(xué)的和冶金方面的變化，面這些變化都要直接或間接地影響到擴(kuò)散連接過程及接頭質(zhì)量。連接溫度的變化會對連接初期表面凸出部位的塑性變形、擴(kuò)散系數(shù)、表面氧化物向母材內(nèi)的溶解以及界面孔洞的消失過程等產(chǎn)生顯著影響，因而是擴(kuò)散連接的重要因素之一。此外，有

41、時連接溫度還決定了母材的相變、析出以及再結(jié)晶過程。 從擴(kuò)散規(guī)律可知:擴(kuò)散系數(shù)D與溫度有指數(shù)關(guān)系，即,式中 D0 —擴(kuò)散常數(shù); R—氣體常數(shù); Q—擴(kuò)散激活能; T—溫度。,,,(2)連接溫度,由上式可知:溫度愈高，擴(kuò)散系數(shù)愈大。同時，溫度愈高，金屬的塑性變形能力愈好，連接表面達(dá)到緊密接觸所需的壓力愈小。 從這兩方面考慮，似乎連接溫度愈高愈好。但是，加熱溫度的提高受到被連接材料的冶金物理特性方

42、面的限制，如再結(jié)晶、低熔共晶和中間金屬化合物的生成等。此外，提高加熱溫度還會造成母材軟化，因此要特別注意。 因此，不同材料組合的連接接頭，應(yīng)根據(jù)具體情況，通過實驗來選定連接溫度。,最佳連接溫度與連接的目的以及母材種類有關(guān)，使用中間層時也會發(fā)生變化。一些金屬材料的連接溫度與熔化溫度的關(guān)系見表7.1，不同接頭組合的最佳連接溫度見表7.2。,溫度對接頭強(qiáng)度的影響見圖7-21，連接時間為5min。由圖可見，隨著溫度的提高，接頭

43、強(qiáng)度迅速增加，但隨著壓力的繼續(xù)增大，溫度的影響逐漸減小。如壓力P為5MPa，1273K 時的接頭強(qiáng)度比1073K的大,一倍多，而壓力P為20MPa時，1273K的接頭強(qiáng)度比1073K的只增加了約0.4倍。此外，溫度只能在一定范圍內(nèi)提高接頭的強(qiáng)度，過高反而使接頭強(qiáng)度下降(圖7一21中曲線3、4)，這是由于隨著溫度的增高，,圖7- 21 接頭強(qiáng)度與焊接溫度的關(guān)系 1一P 為5MPa; 2一P為10MPa; 3一P

44、為20MPa; 4一P 為50MPa;,母材晶粒迅速長大及發(fā)生其它變化的結(jié)果。總之，擴(kuò)散連接溫度是一個十分關(guān)鍵的工藝參數(shù)。選擇時可參照已有的試驗結(jié)果，應(yīng)在盡可能短的時間內(nèi)，盡可能小的壓力下達(dá)到良好的冶金連接，而又不損害母材的性能。,擴(kuò)散連接時的加壓必須保證不引起宏觀塑性變形。加 壓的作用在于: (1)連接初期促使連接表而微觀凸起部分產(chǎn)生塑 性變形; (2)使表面氧化膜破

45、碎并使金屬直接接觸實現(xiàn)原子問 的相互擴(kuò)散; (3)使界面區(qū)原子激活，加速擴(kuò)散與界面孔洞的彌合 及消除; (4)防止擴(kuò)散孔洞的產(chǎn)生。 所以,壓力愈大、溫度愈高,緊密接觸的面積也愈多。,(3)連接壓力,(4)連接保溫時間 擴(kuò)散連接所需的保溫時間與溫度、壓力、中間擴(kuò)散層厚度和對接頭成分及組織均勻化要求密切相關(guān)，也受材料表

46、而狀態(tài)和中間層材料的影響。原子擴(kuò)散走過的平均距離(擴(kuò)散層深度)與擴(kuò)散時間的平方根成正比，異種材料連接時常會形成金屬間化合物等反應(yīng)層，反應(yīng)層厚度也與擴(kuò)散時間的平方根成正比，即拋物線定律。,,式中 X — 擴(kuò)散層深度或反應(yīng)層厚度(cm); t — 擴(kuò)散連接時間(s); k — 常數(shù)(cm/s1/2)。,因此，要求接頭成分均勻化的程度越高，保溫時間就將以平方的速度增長。,母材連接表面的微觀塑性變形在擴(kuò)散

47、連接中具有重要的作用。因此，母材的硬度、晶體結(jié)構(gòu)、加工硬化層性質(zhì)、晶粒度、相變和析出等金屬物理性質(zhì)對擴(kuò)散連接十分重要。,圖7-25 幾種金屬可實現(xiàn)固相連接 溫度與壓縮變形量的關(guān)系,圖7一25所示為幾種金屬能實現(xiàn)擴(kuò)散連接的連接溫度與塑性變形量的關(guān)系。當(dāng)連接溫度T≥Tm時,通常立方晶格金屬要比六方晶格金屬易于進(jìn)行擴(kuò)散連接,且認(rèn)為是前者的滑移系較后者多的緣故。,（5）母材金屬物理性質(zhì)的影響,晶粒越細(xì)，擴(kuò)散連接也越容易

48、。對于晶休結(jié)構(gòu)會發(fā)生變化的金屬，以晶型轉(zhuǎn)變溫度為分界線，擴(kuò)散系數(shù)也要變化，因此也影響到連接過程的速度。此外，凡母材能產(chǎn)生超塑性時，擴(kuò)散連接就容易進(jìn)行。 異種材料連接時，有時會形成Kirkendall孔洞，有時還會形成脆性金屬間化合物，使接頭的力學(xué)性能下降。此外，將線膨脹系數(shù)不同的兩種母材在高溫進(jìn)行擴(kuò)散連接，冷卻時由于界面的約束還會產(chǎn)生很大的殘余內(nèi)應(yīng)力。構(gòu)件尺寸越大、形狀越復(fù)雜、連接溫度越高，產(chǎn)生的線膨脹差就越大，殘余內(nèi)

49、應(yīng)力也越大，甚至可使接頭中立即形成,裂紋。因此，在接頭設(shè)計時一定要設(shè)法減少由線膨脹差引起的內(nèi)應(yīng)力，特別要避免硬脆材料承受拉應(yīng)力。為解決此類問題，在工藝上可降低連接溫度，或插人適當(dāng)?shù)闹虚g層，以吸收應(yīng)力、轉(zhuǎn)移應(yīng)力和減小熱膨脹差。 (6)擴(kuò)散連接參數(shù)選擇原則 連接參數(shù)的正確選擇是為了獲得致密的連接界面和優(yōu)良的接頭性能。總結(jié)上述擴(kuò)散連接機(jī)理，可根據(jù)圖7一26所示的路線選擇連接參數(shù)。,圖7-26 連接機(jī)理、連接缺陷和連

50、接參數(shù)選擇,為了有效地消除界面的夾雜物或氧化物及界面孔洞，必須對連接表面進(jìn)行徹底的清潔處理和精細(xì)加工。,7.2.7 異種材料擴(kuò)散連接時的物理與化學(xué)問題 相對面言，異種材料之間的擴(kuò)散連接要比同種材料的連接復(fù)雜。這是因為: (1)兩種材料之間相互擴(kuò)散常會形成脆性金屬間化合物、氧化物以及脫碳層等; (2)材料的熱膨脹系數(shù)不同連接后會產(chǎn)生殘余應(yīng)力。這兩個問題必然會對異種材料連接接頭性能產(chǎn)生影響。,7

51、.2 .8 多相擴(kuò)散與擴(kuò)散路徑 擴(kuò)散連接的兩材料之間為三元相圖關(guān)系時，擴(kuò)散連接后形成的界面微觀結(jié)構(gòu)可以用擴(kuò)散路徑來描述。 首先分析一個最簡單的二元擴(kuò)散連接對的情況。由固態(tài)的純金屬A和B組成的擴(kuò)散連接偶在高溫下經(jīng)一定時間后，沿擴(kuò)散方向其初始界面完全臺階式的濃度分布將轉(zhuǎn)變?yōu)橐粋€更加連續(xù)的濃度分布。二元體擴(kuò)散偶中經(jīng)長時間擴(kuò)散后，A與B之間形成的相順序完全由熱力學(xué)決定，濃度分布與A-B相圖之間具有良好的對應(yīng)關(guān)系(如圖7一

52、29)。形成的中何相層的厚度則取決于原子在各相中的相互擴(kuò)散系數(shù)的大小。,然而，對于幾乎所有的陶瓷/金屬系統(tǒng)，由于參與擴(kuò)散的組元通常多于二個，因而其擴(kuò)散,圖7-29 A/B擴(kuò)散偶中形成的相順和成分分布與A-B 相圖的關(guān)系,過程和形成的相順序就完全不同于上述情況;同時，根據(jù)相律，三元擴(kuò)散偶中還能形成兩相區(qū)。在三元擴(kuò)散偶中，根據(jù)質(zhì)量平衡原理，從理論上講可能會形成多種濃度分布，當(dāng)然，其中只能有一種是真實的。 三元擴(kuò)散偶中的擴(kuò)散過程常常用擴(kuò)散路徑

53、來表述。,7.2.9 中間層材料的作用及其選擇 為能促進(jìn)擴(kuò)散連接過程的進(jìn)行，提高接頭性能，擴(kuò)散連接時常常會在待連接材料之間插人中間層。有關(guān)中間層的研究是擴(kuò)散連接的一個重要方面。使用中間層時，就改變了原來的連接界面性質(zhì)，使連接均成為異種材料之間的連接。 中同層的選擇從以下方面考慮，也就是說，合適的中間層具有如下的效果: (1)促進(jìn)原子擴(kuò)散，降低連接溫度，加速連接過程; (2)異種材料連

54、接時，抑制脆性金屬間化合物的形成; (3)使用比母材軟的金屬作為中間層，借助其塑性變形，促進(jìn)連接界面的緊密接觸；,(4)借助中間層材料與母材的合金化，如固溶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化，提高接頭強(qiáng)度; (5)連接熱膨脹系數(shù)相差大的異種材料時，中間層能緩和接頭冷卻過程中形成的巨大殘余應(yīng)力。,,Contents,在一定溫度下，組織為等軸細(xì)晶粒且晶粒尺寸小于3μm 時，變形速率小于10-3 ～ 10-5 /s時，拉伸變形率可達(dá)到100% ～ 1

55、500%，這種行為稱為材料的超塑性。 超塑性擴(kuò)散連接包括相變超塑性擴(kuò)散連接和等溫超塑性擴(kuò)散連接兩種形式。下面分別介紹：,§7.3 超塑性成型擴(kuò)散連接,7.3.1 相變超塑性擴(kuò)散連接 顧名思義，相變超塑性是由材料相變引起的。一種相變過程是低溫馬氏體切變所導(dǎo)致的“相變誘導(dǎo)塑性” (Transformation Induced Plasticity, TRIP)，但由于TRIP相變沒有

56、擴(kuò)散過程，因面無法用于固相擴(kuò)散連接。因此，相變超塑性擴(kuò)散連接通常是利用熱循環(huán)所產(chǎn)生的擴(kuò)散性相變來進(jìn)行。 熱循環(huán)溫度需經(jīng)過相變溫度，且連接時施加壓力。相變超塑性擴(kuò)散連接曾用于高碳鑄鋼和金屬鈦的連接。連接鑄鋼時，通過在600～900℃熱循環(huán)發(fā)生的相變可得到令人滿意的連接結(jié)果。 這些實驗均表明，利用相變超塑性可大大加速擴(kuò)散連接過程，特別是在連接的開始階段。,7.3.2 等溫超塑性擴(kuò)散連接

57、 由于鈦合金的熔化焊焊接性很差，所以擴(kuò)散連接已大量用于鈦合金的連接。 許多鈦合金是α-β雙相組織，如Ti-6Al-4V體系，它們具有非常細(xì)的晶粒，若在350-950℃的高溫下仍能保持α粒子均勻分布在β基體中，則在高溫下具有良好的超塑性。 超塑性擴(kuò)散連接這類合金時，通常選取具有最佳超塑性的溫度范圍為連接溫度。,7.3.3 超塑性擴(kuò)散連接機(jī)理 從以上擴(kuò)散連接過程的討論可知，擴(kuò)散

58、連接主要依靠變形和擴(kuò)散來實現(xiàn)連接。雖然人們巳經(jīng)發(fā)現(xiàn)利用材料的超塑性可加速擴(kuò)散連接過程，特別是在具有最大超塑性的溫度范圍，擴(kuò)散連接速率最高，表明超塑性變形與擴(kuò)散連接之間有著密切的聯(lián)系。 在連接初期的變形階段，由于超塑性材料具有低流變應(yīng)力的特征,所以塑性變形能迅速在連接界面附近發(fā)生,甚至有助于破壞材料表面的氧化膜，因面大大加速了緊密接觸過程。實際上，真正促進(jìn)連接過程的是界面附近的局部超塑性。,由于超塑性材料所具有的超細(xì)晶粒

59、，大大增加了界面區(qū)的晶界密度和晶界擴(kuò)散的作用，顯著加速了孔洞與界面消失的過程。 進(jìn)行超塑性擴(kuò)散連接時，可以是兩母材均具有超塑性特性，也可以是只有一邊母材具有超塑性，甚至在兩母材均不是超塑性時，只要插人具有超塑性特性的材料作為中間層，也可實現(xiàn)超塑性連接。,,Contents,§7.4 瞬問液相擴(kuò)散連接,7 .4.1 固相擴(kuò)散連接的局限性 與熔化焊相比，固相擴(kuò)散連接雖有許多優(yōu)特點，解決了

60、許多用熔化焊難以連接的材料的可靠連接，但由于其連接過程中材料均處于固相，因而也存在某些不足。首先，固體材料塑性變形較難，為了使連接表面達(dá)到緊密接觸和消除界面孔洞，常常需要較高的連接溫度并施加較大的壓力，這樣仍然會有引起連接件宏觀變形的可能性;其次，固相擴(kuò)散速度慢，因而要完全消除界面孔洞、并使界面區(qū)域的成分和組織與母材相近，通常需要很長的連接時間，生產(chǎn)效率較低;,再有，因為要同時加熱和加壓，固相擴(kuò)散連接設(shè)備也比釬焊設(shè)備復(fù)雜得多，連接接

61、頭的形式也受到限制。 為了克服固相擴(kuò)散連接的上述不足，人們又發(fā)明了瞬間液相擴(kuò)散連接方法，該方法首先在彌散強(qiáng)化Ni基超合金的連接上得到應(yīng)用，并獲得了美國專利。7.4.2 瞬間液相連接的基本特征 瞬間液相連接是在連接過程開始時中間層熔化形成液相，液體金屬浸潤母材表面填充毛細(xì)間隙，形成致密的連接界面。隨后，在保溫過程中，借助固液相之間的相互擴(kuò),散使液相合金的成分向高熔點側(cè)變化，最終發(fā)生等溫凝固和固相成

62、分均勻化，接合區(qū)域組織與母材相近，不會殘留凝固鑄態(tài)組織，這種連接方法稱為瞬問液相連接（TLP連接）。 用于TLP 連接的中間層主要有兩類： 一類是低熔點合金中間層，其成分常常與母材相近，但添加了少量能降低熔點元素,使其熔點低于母材。因此，加熱時中間層直接熔化形成液相; 另一類是與母材能發(fā)生共晶反應(yīng)形成低熔點合金的中間層。,研究表明TLP連接過程可分為四個階段: (l)中間層溶解或熔化

63、;(2)液相區(qū)增寬和成分均勻化; (3)等溫凝固; (4)固相成分均勻化。模型的建立基于以下幾點假設(shè): (1)固液界面呈局部平衡;(2)由于中間層的厚度很薄,忽略液體的對流,從而把TLP連接作為一個純擴(kuò)散問題處理;(3)液相和固相中原子的相互擴(kuò)散系數(shù)DS和DL與成分無關(guān)，并且α，β和液相(L)各個相的偏摩爾體積相等。 圖7一33示意地表示了在TLP連接的不同階段連接區(qū)域中成分的變化。,7.4.3 瞬間液相擴(kuò)散連

64、接過程與模型,圖7-33 A-B二元共晶平衡相 圖的示意圖,7.4.4 陶瓷的部分瞬間液相擴(kuò)散連接,雖然固相擴(kuò)散連接和活性釬焊解決了許多陶瓷連接的實際問題，但在耐高溫連接上仍然有很多困難。因此，人們在瞬間液相連接的基礎(chǔ)上又開發(fā)了“部分,瞬間液相連接”(PTLP連接)方法用于陶瓷的連接。 PTLP連接使用不均勻中間層(如B/A/B形式)，并且中間層在連接過程中并不全部熔化，僅在靠近陶瓷表面處形成局

65、部液相區(qū)。獲得局部液相區(qū)的方法有兩種，,一是把一層薄的低熔點金屬或合金層(B)沉積到高熔點的金屬或合金箔(A)上，連接溫度超過B的熔點時，B熔化形成液相;另一方法是選擇具有共晶相圖關(guān)系的金屬系統(tǒng)，即A與B之間為共晶相圖關(guān)系，且B的厚度比A的厚度小得多，這時可通過在它們共晶點溫度以上的界面共晶反應(yīng)獲得液相。 圖7-34示意地描述了PTLP連接的過程(為簡化起見，僅以第一種方法為例)。,圖7-34 PTLP連接過程

66、示意圖(a)陶瓷/中間層/陶瓷 (b)微觀設(shè)計的中間層 (C}連接后的均勻中間層,陶瓷PTLP連接過程與金屬材料TLP連接基本類似，也包括四個階段。但它們的最大區(qū)別在于前者連接過程中會形成反應(yīng)層。 圖7- 35 示意地表示了PTLP連接的幾個階段，并把反應(yīng)層分為兩部分：一是在液相區(qū)成分均勻化過程中形成的,其厚度用 Z2表示;另一是在等溫凝固過程階段形成的,其厚度用Z3表示。,圖7-35 陶瓷PTLP連接過程的示

67、意圖(a)初始狀態(tài); 中間層已熔解;(G) 液相區(qū)均勻化和形成反應(yīng)層;(d)等溫凝固,,Contents,§7 .5 擴(kuò)散連接過程的數(shù)值模擬,目前主要從以下三個方面對擴(kuò)散連接行為進(jìn)行了模擬 研究: (l)界面孔洞消失過程的機(jī)理模擬，即物理接觸行為的模 擬; (2)接頭元素擴(kuò)散與反應(yīng)層形成的模擬; (3)接頭變形及應(yīng)力行為的模擬。 下面對此一一介紹：,7.

68、5.1 接頭物理接觸行為的模擬,（1）界面孔洞消失過程的機(jī)理 界面孔洞消失過程主要受以塑性流動為主體的“變形機(jī)理”和以原子擴(kuò)散為主體的“擴(kuò)散機(jī)理”的控制。為了模擬界面緊密接觸和孔洞消失過程，人們從以下方面進(jìn)行了研究。 ①界面幾何模型；②塑性變形機(jī)理；③粘塑性變形機(jī)理；④界面擴(kuò)散機(jī)理；⑤體積擴(kuò)散機(jī)理；⑥表面擴(kuò)散機(jī)理。,圖7一37 擴(kuò)散連接過程的二維模型,(2)優(yōu)勢機(jī)理及其變化優(yōu)勢機(jī)理 在