钎焊温度对CMSX-4单晶高温合金接头组织与性能的影响
焊接工艺对焊接接头性能的影响
焊接工艺对焊接接头性能的影响焊接工艺在现代制造业中扮演着重要的角色，它对于焊接接头的质量和性能有着直接的影响。
正确选择和控制焊接工艺对于确保焊接接头的稳定性和可靠性至关重要。
本文将探讨焊接工艺对焊接接头性能的影响，旨在帮助读者更好地理解焊接工艺与焊接接头性能之间的关系。
1.影响力和需求1.1 焊接工艺的选择焊接工艺的选择需要考虑焊接接头的要求以及焊接材料的特点。
例如，在高温条件下，TIG焊接工艺可能更适合。
而在焊接薄板时，激光焊接工艺可能是更好的选择。
因此，选择合适的焊接工艺可以确保焊接接头的性能符合需求。
1.2 焊接接头的应力分布焊接工艺对焊接接头的应力分布有直接的影响。
如果焊接工艺不当，可能导致焊接接头的应力集中在某个区域，从而降低焊接接头的强度和耐久性。
因此，正确选择和控制焊接工艺可以帮助分散应力，提高焊接接头的强度和韧性。
2.焊接工艺的参数选择2.1 焊接电流和电压焊接电流和电压是影响焊接接头性能的重要参数。
电流的大小决定焊接接头的强度，而电压的调节则可以影响焊接接头的均匀性。
过小的电流可能导致焊接接头强度不够，过大的电流则会使焊接接头发生烧穿等缺陷。
因此，在具体应用中要根据焊接接头的要求选择合适的电流和电压。
2.2 焊接速度焊接速度是控制焊接接头性能的关键参数之一。
速度过快会导致焊接接头的强度降低，质量下降。
过慢则可能导致过热区域扩大，产生焊接缺陷。
因此，确定合适的焊接速度对于确保焊接接头质量至关重要。
3.3.1 构型和形状焊接工艺直接影响焊接接头的构型和形状。
不同的焊接工艺可能导致不同的接头形状和尺寸，从而进一步影响焊接接头的性能。
例如，激光焊接工艺可以实现深度焊接，适用于有特殊要求的接头。
3.2 组织和晶粒生长焊接工艺会对焊接接头的组织和晶粒生长产生直接影响。
不同的工艺参数可能导致晶粒尺寸和组织的变化，从而影响接头的力学性能和耐腐蚀性能。
因此，合理选择和控制焊接工艺对于控制焊接接头组织和晶粒生长至关重要。
CMSX-4单晶高温合金TLP接头组织与性能
CMSX-4单晶高温合金TLP接头组织与性能王瑶;唐新华;崔海超【摘要】采用含Si的BNi-5非晶箔片作为中间层合金对CMSX-4镍基单晶合金棒在放电等离子体烧结炉中进行TLP连接,采用SEM观测了TLP接头在不组织形貌特征,借助于EDS分析了TLP接头界面处的物相组成及其对接头力学性能的影响.采用常温和高温拉伸试验验证了不同焊接工艺条件对TLP接头性能的影响.结果表明,在1 200℃/5 kN/20 min工艺参数下可得到满意的TLP接头,此时组织分布较为均匀,常温抗拉强度达到了母材的95％,760℃高温抗拉强度达到母材的99％.【期刊名称】《焊接》【年(卷),期】2018(000)003【总页数】6页(P24-29)【关键词】瞬间液相扩散焊;CMSX4;镍基单晶高温合金;接头组织;力学性能【作者】王瑶;唐新华;崔海超【作者单位】上海交通大学材料科学与工程学院上海市激光制造与材料表面改性重点实验室,上海200240;高新船舶与深海开发装备协同创新中心,上海200240;上海交通大学材料科学与工程学院上海市激光制造与材料表面改性重点实验室,上海200240;高新船舶与深海开发装备协同创新中心,上海200240;上海交通大学材料科学与工程学院上海市激光制造与材料表面改性重点实验室,上海200240;高新船舶与深海开发装备协同创新中心,上海200240【正文语种】中文【中图分类】TG4540 前言镍基高温合金具有优良的高温性能，近年来广泛用于商业航空燃气喷气发动机涡轮叶片中[1]。
CMSX-4是第二代镍基单晶高温合金，是在第一代CMSX系列单晶的基础上大幅度添加了难熔元素Re，显微组织主要由γ′相和γ相组成。
由于发动机涡轮叶片具有复杂的型腔结构，单凭铸造技术难以实现整体制造，需采用连接技术。
绝大多数高温合金用熔焊的方法连接极易产生熔焊裂纹[2]。
例如，用钨极氩弧焊连接CMSX-4单晶，焊接接头会出现凝固裂纹[3]。
钎焊质量的影响因素
试论钎焊质量的影响因素崔岩张昕朱晓刚摘要钎剂母材表面状态等因素对钎焊质量的影响钎焊质量钎焊温度钎焊保温时间０ 前言 在钎焊生产中这些缺陷包括夹渣裂缝和溶蚀等产生缺陷的原因很多本文对这些缺陷的影响因素作以讨论研究母材表面氧化膜的存在同样若液态钎料被氧化膜包裹因此母材和钎料表面氧化膜的彻底清除 在钎焊技术中利用钎剂去膜是目前使用最广泛的一种方法它在钎焊过程中起着复杂的物理化学作用减少钎料的表面张力钎剂分解出的酸值较高为液态钎料在母材上铺展填缝创造必要的条件隔绝空气而起保护作用改善液态钎料对母材的润湿从另一方面考虑损害接头组织 ２ 钎缝间隙对钎焊质量的影响 为了获得填缝密实应避免钎料的无益损耗这首先要靠正确的确定间隙的大小要达到这一目的 ３ 工艺参数对钎焊质量的影响 钎焊过程的主要工艺参数是钎焊温度和保温时间因此对接头质量具有决定性的作用钎焊温度应适当高于钎料的熔点改善润湿和填缝有利于提高接头强度它可能引起钎料中低沸点组元的蒸发脆性化合物层使接头强度下降通常将钎焊温度选为高于钎料液相线温度２５一定的保温时间是钎料同母材相互扩散但过长的保温时间同样会导致某些过程的过分发展而走向反面首先要考虑钎料与母材相互作用的特性生成脆性相应尽量缩短保温时间如果通过二者的相互作用能消除钎缝中的脆性相或低熔组织时保温时间也与焊件大小和钎缝间隙值有关为了保证钎料同母材必要的相互作用 为了系统地研究钎焊工艺参数对接头力学性能的影响规律用相同的钎剂NH3Cl 3²â¶¨Æä¼ôÇÐÇ¿¶È220 Òò´ËÑ¡ÔñÇ¥º¸Î¶ÈΪ230范围内在一定的钎焊温度下接头的剪切强度的基本变化趋势是当达到某一最高值后钎焊温度超过310 ½ÓÍ·µÄ¼ôÇÐÇ¿¶È³öÏÖ´ó·ù¶ÈµÄ½µµÍÔÚÇ¥º¸Î¶ÈΪ270 钎焊保温时间为30 ｓ的最佳工艺参数匹配下 ４ 结论 本文论述了钎料工艺参数等因素分别对钎焊质量的影响试验证明参考文献１ 王守业等，第八次全国焊接会议论文集１９９７１３４ ２ 沈宁福等，．凝固理论进展与快速凝固 １９９６６８４ ３ 胡晓萍，银基钎料中杂质元素的影响及机理研究１９９８７崔岩１９７１年生讲师 联系人长春市花园路１号 机械工程系 联系电话４８４７０９７ 。
热暴露下预应变对CMSX-4单晶高温合金的显微组织演变的影响
热暴露下预应变对CMSX-4单晶高温合金的显微组织演变的影响B. G. CHOI;C. Y. JO;H. U. HONG;I. S. KIM;S. M. SEO;H. M. KIM【摘要】在室温下,对经完全热处理的第二代单晶高温合金CMSX-4实施压缩和拉伸预应变.压缩和拉伸预应变在单晶CMSX-4中产生了剪切带.单晶CMSX-4在950℃下热暴露10h,沿剪切带产生了γ'粒子择优粗化.剪切带上的γ'粒子逐渐侵入γ通道.最后,γ通道沿着剪切带消失.TCP状粒子伴随着γ通道的消失而出现.然而,热暴露10 h的普通单晶CMSX-4没有产生TCP沉淀,也没有γ'粒子择优粗化.热暴露100 h的预应变CMSX-4沿剪切带产生了γ'粒子和TCP相粒子择优粗化,基体中也有γ'粒子粗化.【期刊名称】《中国有色金属学报（英文版）》【年(卷),期】2011(000)006【总页数】6页(P1291-1296)【关键词】预应变;显微组织演变;高温合金;CMSX-4【作者】B. G. CHOI;C. Y. JO;H. U. HONG;I. S. KIM;S. M. SEO;H. M. KIM【作者单位】High Temperature Materials Group, Korea Institute of Materials Science, 797 Changwondaero, Changwon 641-010, Korea;High Temperature Materials Group, Korea Institute of Materials Science, 797 Changwondaero, Changwon 641-010, Korea;High Temperature Materials Group, Korea Institute of Materials Science, 797 Changwondaero,Changwon 641-010, Korea;High Temperature Materials Group, Korea Institute of Materials Science, 797 Changwondaero, Changwon 641-010, Korea;High Temperature Materials Group, Korea Institute of Materials Science, 797 Changwondaero, Changwon 641-010, Korea;High Temperature Materials Group, Korea Institute of Materials Science, 797 Changwondaero, Changwon 641-010, Korea【正文语种】中文With the rapid development of automobile industry,advanced manufacturing technologies make automobile production to develop tothe direction of high-quality,high efficiency, low consumption and cleanness.The application of magnesium alloy in automobiles can play an important role in reducing the emission and conserving the energy resources.At present, one of the urgent problems to be resolved in the applications of magnesium alloy is to improve its strength to enable to apply to structural parts with requirement of high strength.However, magnesium alloy products are mainly castings, among which more than 90% are die castings,while magnesium alloy forgings with high-performanceare rarely applied[1-3].The main reason is because magnesium alloy is difficult to be forged due to its low plasticity.The high-cost production limits the application and development of high-performance magnesium alloy forgings to some extent.One of the differences between magnesium alloy and other materials such as aluminum alloy lies in the fact that magnesium cannot be forged toomany times,because the strength will decrease with the time increasing of heating and forging, especially when the heating temperature before forging is high and the time of reserving is long.Therefore, the time of forging for magnesium alloy in the process of forging compression should be controlled as short as possible[4].Extrusion perform closed molding forming process is a new near/net-shape technology developed based on the principles of plastic forming of magnesium alloy.On this basis, this work concerns the evolution of microstructure and texture of magnesium alloy during close net-shape pressing of extruded perform AZ61 magnesium alloy by using the technology of EBSD.The alloy used in the present study was AZ61 Mg alloy with the chemical composition listed in Table1.The alloy was supplied in the form of semi-continuouscast ingot with geometry of d 112 mm×250 mm.The ingot was homogenized at 385 ˚C for 12 h, and then extruded by the XJ-800T horizontal extruder for the profiles, with the parameters of temperature 385 ˚C,holding time 4 h, extrusion ratio 32 and extrusion speed 13-17 mm/s.The samples with a gauge geometry of 99.6 mm×9.0 mm for pressing were sectioned from the profiles by wire electric discharge machine, then were heated to the temperature of 400 ˚C in an electric resistance furnace for 12 min.As the self-made die was preheated to the same temperature, the pressing process can be carried out on 200 t forging machine.The pressing direction is perpendicular to the section at the speed of 5-17 mm/s with deformation rates of 10%, 30%,50%, 60%, respectively.The pressed samples were then air cooled and trimmed.Theschematic diagram of the processes is shown in Fig.1.The metallographic specimens of as-cast and heat treated states were sectioned from the billet at R/2 of its central line.They were firstly ground by abrasive papers,mechanically polished and chemically etched for 5-30 s using the solution of picric acid (3 g)+acetic acid (20 mL)+C2H5OH(50 mL) H2O (20 mL).The microstructure was observed by optical microscopy (OM).The specimens as-extruded and as-die pressed with different rates were sectioned as shown in Fig.2, then ground and electropolished for EBSD test in the material testing centre at Chongqing University.The microstructures of as-cast and solution treated at 400 ˚C AZ61 are represented in Figs.3(a) and (b)respectively.The as-cast AZ61 is character ized by α-Mg and intermetallic network phase β-Mg17Al12 distributed along the grain boundaries, which is produced by divorced eutectic phase.Such microstructure is typical in as-cast Mg-Al series, marked by image analysis as secondary dendrite arm with spacing of 35 µm.In Fig.3(b) uniform single phase is presented due to β-phase remelting into α-Mg after solution treatment at 400 ˚C for 12 h, and its average grain size are 110 µm.The microstructures of as-extruded AZ61 and as-die pressed with different rates are shown in Fig.4.It can be seen from Fig.4(a) that significant dynamic recrystallization(DRX) takes place during extrusion process, and coarse grain is replaced by finer equiaxed grain with average size of 3.5 µm.When the as-extruded sample is pressed in the die at 400 ˚C with deformation rate 10%, the average size of finer equiaxed grain tends to increase to 6µm.DRX is almost completed as the deformation rateincreases, and the recrystallized grains are distributed parallel to the pressing direction and rotated along the boundaries.When the deformation rate is within 30%,the average grain size is 2-3 µm, whereas the rate reaches 50%-60%, the grain size is decreased to 1-2.5µm, and the recrystallized grains of AZ61 magnesium alloy are elongated or crushed and present on “S”streamlines, as shown in Fig.5.At a certain deformation temperature and small deformation degree, distrotional energy of metal material is relatively small even without enough recrystallization energy, so the grain size of alloy does not change obviously, while the deformation rates arrive at a certain value (2%-10%)[5], the grain size tends to increase with small deformation rate (10%) under 400˚C.The average recrystallized grain size can be expressed byd=K(G/N)1/4, where G is the linear velocity of growth, N is the nucleation rate, K is the proportional factor.The recrystallized grain size is determined by the ratio of G/N.The ratio of G/N is relatively small with small deformation rate, so the deformation rate of AZ61 alloy is 10%, which grows up apparently.With increasing deformation rate, distrotional energy of metal material raises too, G and N increase at the same time, but the increment rate of N is greater than the increment rate of G, which resultsin the rate of G/N reduce and grain size is refined, while deformation rate reaches up to 50%-60%, the increment rate of N and increment rate of G are basically analogous and the recrystallized grain size of alloys basically tends to be stable.Texture and grain orientation of AZ61 magnesium alloy during as-extruded and as-die pressing of extruded preformed with different rates are illustrated in Figs.6(a)-(b).Grain boundary sliding has little influence on grain orientation, and texture formation is caused by intracrystalline plastic slip.Generally, the deformation during hot processing is also caused by texture, and various types of texture represent different deformation mechanisms[6].Studies[7-11] have shown that a strong basal texture (0001) is formed as a result of basal slip and pyramidal twinning in magnesium alloys during rolling.Fig.6(a) is characterized by initial texture formed in extruded preforming, and the initial orientation is at basal texture {0001}<100> located in the centre of pole figure (Y0), while the basal texture is symmetrical and parallel to extrusion direction (ED), whereas minute quantity of grains is along prismatic plane (10)parallel to ED, and the maximum texture intensity is 15.37 and the peak value of misorientation of grain is 28˚-38˚.Texture and grain or ientation vary significantly with deformation rate increment, whereas texture intensity decreases.It can be seen from Figs.6(b)-(c) that basal texture {0001}<10> of initial orientation deviates from Y0 with a certain angle, and texture intensity is 5.48, 6.84, 9.62, 9.30 respectively.Themaximum texture intensity can be obtained when deformation rate of pressing reaches up to 50%, and further deformation leads to texture intensity decrease.The deformation texture mechanism of magnesium alloys is caused by grain rotation under external stress,and differs as stress changes.In the extrusion process, the state of plane stress is tensile in extrusiondirection(ED) and compressed in normal direction (ND), and the initial basal texture{0001}<100> is parallel to ED, as shown in Fig.7(a).Initial deformation for specimens in hot pressing process of AZ61 is similar to uniaxial compression, and only transverse deformation takes place, whereas longitudinal size remains the same.Further deformation leads to metallic flow in transverse direction under three-dimensional compressive stress. Because width/height ratio is 4, deformation instability occurred in initial pressing, and the shear stress incurs irregular metallic flow, which is illustrated in Ⅱ and Ⅲ zones in Fig.5.Meanwhile, the shear stress also leads to grain rotation along boundaries with certain angles, and basal texture and grain orientation are easily perceived with increasing deformation.The strong basal fiber texture formed during extrusion gives rise to weak basal texture intensity at the beginning of pressing process, so the basal slip and pyramidal twinning cannot effort under normal compressive stress. Therefore, further deformation can be easily conducted, which, in contrast,leads to fiber texture[12]intensified.Simultaneously, the basal preferential orientation deviates from extrusion direction and aligns with the main pressing and deformation direction under three-dimensional compressive stress, as shown inFig.7(b).1) The average size of as-extruded grain is 3.5 µm,while the grain afterhot-pressing is significantly refined.And the average size of grains is 6 µm which tends to increase with small deformation.As deformation rate is 30%, the average size of grains is 2-3 µm, whereas the def ormation rate reachesup to 50%-60%, the size is decreased to 1-2.5 µm and tends to be stable, but grain refined are not obvious.2) The profiles of extruded preforming is dominantly on basal texture {0001}<10>, and the basal plane is parallel to extrusion direction (ED).As deformation continues, the inner shear stress gives rise to grain rotation along boundaries with certain angles and initial basal texture and grain orientation vary remarkably,though the texture intensity is weaker than that as-extruded.The basal preferential orientation deviates from extrusion direction and aligns with the pressing direction.【相关文献】[1] KANG H T, OSTROM T.Mechanical behavior of cast and forged magnesium alloys and their microstructures [J].Materials Science and Engineering A, 2008, 49(1/2): 52-56.[2] GUAN S K, WU L H, WANG P.Hot forgeability and die-forging forming of semi-continuous casting AZ70 Mg-alloy [J].Materials Science and Engineering A, 2009, 499(1/2): 187-191.[3] WU Li-hong, GUAN Shao-kang, WANG Li-guo, LIU Jun.Wrought magnesium alloys and several key factors affecting the forging forming [J].Forging Technology.2006, 31(4): 7-10.(in Chinese)[4] LONG Si-yuan, CAO Feng-hong, LIAO Hui-min.A compound forming method of magnesium 200810069225.7[P].2008-01-10.[5] CUI Zhong-qi.Metallurgy and heat treatment [M].2006: 1.[6] YANG Ping, REN Xue-ping, ZHAO Zu-de.Microstructures and textures in hot deformed and annealed AZ31 magnesium alloy [J].Transactions of Materials and Heat Treatment, 2003, 12(4): 12-17.(in Chinese)[7] MYAGCHILOV S, DAWSON P R.Evolution of texture in aggregates of crystals exhibiting both slip and twinning [J].Modelling and Simulation in Materials Science and Engineering,1999, 7: 975-1004.[8] WAGNER L, HILPERT M, WENDT J.On methods for improving the fatigue performance of the wrought magnesium alloys AZ31 and AZ80 [J].Materials Science Forum, 2003,419/422: 93-102.[9] KALIDINDI S R.Modeling anisotropic strain hardening and deformation textures in low stacking fault energy materials [J].International Journal of Plasticity, 2001, 17: 837-860. [10] CHRISTIANJ W, MAHAJAN S.Deformation twinning [J].Progress in Materials Science, 1995, 39: 1-157.[11] POSS R.Sheet metal production of magnesium [J].Materials Science Forum, 2003, 419/422: 327-336.[12] VALLE J A, PRADO M T, RUANO O A.Texture evolution during large strain hot rolling of the AZ61 Mg alloy [J].Materials Science and Engineering A, 2003, 355: 68-78.。
焊接过程中的热循环对材料性能的影响
焊接过程中的热循环对材料性能的影响在现代制造业中，焊接是一种广泛应用的连接工艺。
然而，在焊接过程中，材料会经历复杂的热循环，这对材料的性能产生了显著的影响。
了解这些影响对于确保焊接结构的质量和可靠性至关重要。
焊接过程中的热循环是指在焊接时，焊件上某一点的温度随着时间的变化而经历的升温、高温停留和降温的过程。
这种热循环具有快速加热和冷却的特点，与传统的热处理过程有很大的不同。
热循环对材料的微观组织产生了直接的影响。
在加热阶段，材料内部的晶粒会发生长大。
当温度升高到相变温度以上时，还会发生相变，如奥氏体化。
在高温停留阶段，相变过程会进一步发展，并且可能导致合金元素的扩散和重新分布。
而在快速冷却阶段，新的相变产物形成，可能会产生马氏体、贝氏体等硬脆相。
对于金属材料来说，热循环会改变其力学性能。
一般而言，焊接热影响区（HAZ）的硬度会比母材高。
这是因为快速冷却导致了硬脆相的形成，使得材料的脆性增加。
同时，热循环还可能导致材料的强度和韧性发生变化。
在某些情况下，焊接接头的强度可能高于母材，但韧性却下降，这增加了焊接结构在使用过程中发生脆性断裂的风险。
热循环对材料的耐腐蚀性也有影响。
焊接过程中产生的微观组织变化和残余应力可能会破坏材料表面的钝化膜，使得材料更容易受到腐蚀介质的侵蚀。
特别是在一些恶劣的环境中，如海洋环境或化学工业环境，焊接接头的腐蚀问题更为突出。
此外，热循环还会引起焊接残余应力的产生。
残余应力是在焊接过程中由于不均匀的加热和冷却而在焊件内部残留的应力。
这些残余应力可能会导致焊件的变形、开裂，甚至影响其疲劳寿命。
在一些大型焊接结构中，如桥梁、压力容器等，残余应力的控制是至关重要的。
为了减轻焊接热循环对材料性能的不利影响，可以采取一些措施。
例如，选择合适的焊接工艺和参数，如控制焊接电流、电压、焊接速度等，以优化热循环曲线。
此外，焊前预热和焊后热处理也是常用的方法。
预热可以降低焊接时的冷却速度，减少硬脆相的形成；焊后热处理则可以消除残余应力，改善微观组织和性能。
影响焊接接头组织与性能的因素分析
影响焊接接头组织与性能的因素分析1．材料的匹配材料的匹配主要是指焊接材料（包括焊剂）的选用，焊接材料将直接影响接头的组织和性能。
通常情况下，焊缝金属的化学成分及力学性能与母材相近。
但考虑到铸态焊缝的特点和焊接应力的作用，焊缝的晶粒比较粗大并有存在偏析，产生裂纹、气孔和夹渣等焊接缺陷的可能性，因此常通过调整焊缝金属的化学成分以改善焊接接头的性能。
2. 指定母材和焊材时，焊接热输入量，焊接层数，道数，层间温度都有影响。
一般来说，热输入不要太大，焊接层数多一些，焊层偏薄一些，热输入量是指热源功率与焊接速度之比。
热输入量的大小，不仅影响过热区晶粒粗大的程度，而且直接影响到焊接热影响区的宽度。
热输入量越大，则焊接接头高温停留时间越长，过热区越宽，过热现象也越严重，晶粒也越粗大，因而塑性和韧性下降也越严重，甚至会造成冷脆。
因此，应尽量采用较小的热输入量，以减小过热区的宽度，降低晶粒长大的程度。
在低温钢焊接时尤为重要，应严格控制热输入量，防止晶粒粗化而降低低温冲击韧性。
3要控制好焊接的层间温度，层间温度主要影响的是相变区间，也就是说，不同的层间温度会造成不同的相变温度与相转变时间从而得到不同比例的相组织。
一般来说，层间温度过高,会使晶粒长大,强度指标会偏低。
低合金钢焊材的层间温度以控制在150℃±15℃为宜。
4另外每一焊道间一定要清理干净，见金属光泽。
如果是不锈钢，还应注意冷却速率，注意t-800/500区间不能停留太久。
5．熔合比熔合比是指在焊缝金属中局部熔化的母材所占的比例。
熔合比对焊缝性能的影响与焊接材料和母材的化学成分有关。
当焊接材料与母材的化学成分基本相近且熔池保护良好时，熔合比对焊缝的熔合区的性能没有明显的影响。
当焊接材料与母材的化学成分不同时，如碳、合金元素和硫、磷等杂质元素的含量不同，那么，在焊缝中紧邻熔合区的部位化学成分变化比较大，变化的幅度与焊接材料同母材间化学成分的差异及熔合比有关。
cmsx-4单晶高温合金在不同温度下的低周疲劳行为
cmsx-4单晶高温合金在不同温度下的低周疲劳行为CMSX-4是一种单晶高温合金，具有优异的高温力学性能。
在高温下，它具有很高的强度和良好的抗氧化性能，能够承受高温高应力的作用。
然而，在长时间的高温作用下，CMSX-4会出现低周疲劳现象，降低了其使用寿命。
因此，在工程实践中，了解CMSX-4的低周疲劳行为十分重要。
低周疲劳是指在应力循环次数较少的情况下，由于材料内部微观组织的破坏而造成的失效。
通常，低周疲劳的应力循环次数小于10^4次。
这种失效机制通常发生在高温下，包括高温松弛、晶间裂纹扩展、位错滑移、局部塑性变形等。
CMSX-4在高温下的低周疲劳行为主要受以下因素的影响：1.温度：温度是影响低周疲劳行为的重要因素之一。
通常情况下，随着温度的升高，材料的强度和韧性都会降低，低周疲劳寿命也会减少。
当温度接近材料的熔点时，材料的疲劳寿命会急剧降低。
2.应力幅值：应力幅度是另一个影响低周疲劳行为的重要因素。
随着应力幅度的增加，材料的疲劳寿命会急剧下降。
当应力幅度超过临界值时，材料会发生塑性变形和裂纹扩展，导致失效。
3.微观组织：微观组织是影响低周疲劳行为的重要因素之一。
CMSX-4采用高温下的单晶铸造工艺制造，具有优异的晶体结构和均匀的结构性能。
这种组织结构有效地防止了裂纹的形成和扩展。
4.环境：环境条件也会对CMSX-4的低周疲劳行为产生影响。
在氧化性环境下，材料的抗氧化性能会受到影响，导致材料的疲劳寿命减少。
综上所述，了解CMSX-4的低周疲劳行为对于保证材料在高温高应力环境下的长期可靠性具有重要意义。
在实际应用中，可以通过优化温度、应力幅度和微观组织等因素来提高CMSX-4的低周疲劳寿命，保证其可靠性和安全性。
镁钢TIG熔钎焊夹层及焊后热处理对接头组织与性能的影响
镁/钢TIG熔钎焊夹层及焊后热处理对接头组织与性能的影响为发挥镁合金与钢各自的优良性能,扩大镁合金应用范围,将镁合金与钢进行连接具有十分重要的意义。
钨极氩弧焊(TIG焊)方法因其设备简单、操作方便、生产效率高、焊接质量好等优点,广泛应用于有色金属和不锈钢等金属材料的焊接。
针对镁合金/钢TIG熔钎焊接头存在的冶金相容性差、界面润湿铺展性差及接头性能低的突出问题,本文以Zn和H62黄铜合金为夹层,在交流电流70A,施焊速度25～30cm/min,氩气流量12 L/min,焊枪与施焊方向夹角120°～130°条件下,对AZ31B镁合金与Q235钢进行搭接TIG熔钎焊试验。
在对比分析焊接接头焊缝金属铺展性能的基础上,着重研究夹层材料、夹层厚度以及焊后退火温度对焊接接头微观组织及与力学性能的影响规律。
获得主要结论如下:(1)具有Zn和H62黄铜夹层的镁合金/钢TIG熔钎焊接头焊缝成形良好;镁/钢界面处生成了较薄的AlFe化合物层,且界面层组织致密;镁合金/钢界面润湿铺展性随夹层厚度的增加而提高。
与Zn夹层的接头相比,H62夹层接头的界面结合长度略小。
(2)以Zn为夹层的焊缝区主要为(α-Mg+MgZn)共晶和少量Mg17Al12金属间化合物,焊缝区共晶组织含量随Zn夹层厚度增加而增加。
在以H62黄铜为夹层的镁合金/钢接头中,镁合金热影响区内由于Cu元素沿α-Mg基体晶界扩散而形成Mg-Cu化合物区域,即晶界渗透区;界面结合区近钢一侧由于局部溶蚀而形成不规则的嵌入式组织结构,有利于提高界面结合力;焊缝区由α-Mg和放射状共晶体组成。
与Zn夹层的接头相比,H62夹层的接头焊缝区内共晶体的含量较少,热影响区的α-Mg晶粒细小;随H62夹层厚度增加,镁合金母材的晶界渗透区宽度增大。
(3)具有Zn和H62黄铜夹层的镁合金/钢TIG熔钎焊接头焊缝区的显微硬度均高于母材,且随夹层厚度增加,硬度升高愈烈。
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钎焊温度对CMSX-4单晶高温合金接头组织与性能的影响侯星宇;孙元【摘要】采用一种镍基合金钎料钎焊CMSX-4单晶高温合金, 利用扫描电镜、电子探针等分析手段研究接头的微观组织与相组成, 并利用高温持久试验机测试接头的高温持久性能, 讨论不同钎焊工艺条件下, 接头的组织与性能变化规律及接头的断裂机制.研究发现, 随着钎焊温度的提高, 焊缝中低熔点化合物相减少, 小尺寸凝固缺陷消失, 白色硼化物比例先升高后降低, γ'沉淀相增多, 接头的高温组织稳定性增加.当钎焊温度不低于1 290℃时, CMSX-4单晶高温合金接头在980℃/100 Mpa 条件下的持久寿命可达到400 h.观察接头的断口形貌发现, 断裂均发生在焊缝处, 断裂模式为以脆性断裂为主的混合断裂.%The single crystal superalloy CMSX-4 was brazed with a Ni-based filler alloy, the microstructure and the phase composition were studied by scanning electron microscopy ( SEM), electron probe microanalysis ( EPMA) . The stress rupture property of joint was tested by high temperature stress rupture property testing machine. The result shows that the fracture mechanism and stress rupture property at high temperature of joint transformed with the different brazing temperature. With the increase of brazing temperature, the low melting point eutectic phase and the solidification defect with small size disappears, the proportion of white boron compounds increases firstly and then decreases. Besides, the amount of the precipitated phase and the high temperature structure stability of joint increase. When the brazing temperature is not lower than1 290 ℃, the rupture life of CMSX-4 superalloy under the condition of 980 ℃/100 MPa reac hes up to 400 h.The fracture morphology of joints shows that all the fractures occurred at the weld seam. The fracture mode of joint is the mixed fracture characterized by brittle fracture.【期刊名称】《焊接》【年(卷),期】2019(000)001【总页数】6页(P40-44,后插3)【关键词】单晶高温合金;钎焊;持久性能;镍基合金钎料【作者】侯星宇;孙元【作者单位】中国科学院金属研究所,沈阳 110016;沈阳科金新材料有限公司,沈阳110016;中国科学院金属研究所,沈阳 110016【正文语种】中文【中图分类】TG4540 前言CMSX-4单晶高温合金是国外某公司研制的第二代含铼镍基单晶高温合金，其综合性能优异，现已广泛应用于该国的先进航空发动机中，未来在国内的民用航空发动机上具有广阔的应用前景。
通过开展CMSX-4单晶高温合金连接技术研究，不但可以实现复杂零部件的高性能连接，还可对存在铸造缺陷或服役后的叶片进行修复，有效提高航空发动机可靠性和使用寿命，具有重大应用价值。
分析CMSX-4单晶合金的特性发现，由于该合金含有较高的Al，Ti，W，Ta，Re 等沉淀强化及固溶强化元素，其焊接性较差。
常用的氩弧焊、激光焊、电子束焊接、等离子弧焊等熔焊方法对此类合金进行焊接较易产生裂纹，且由于熔焊过程中母材局部熔化，因而对零件的装配和母材的组织性能均会产生较大影响[1-6]。
真空钎焊技术形状适应性和工艺稳定性较好，钎焊过程中母材不熔化，其焊接热过程对母材组织影响小，工件受热均匀，变形量小，是单晶高温合金最常用的连接方法[7-11]。
目前，国内对于承受应力较大的区域通常采用(Transient Liquid Phase，TLP)连接方法 [12-16]。
但TLP连接的保温时间较长、成本较高，且焊接热过程对母材组织影响较大，并需要严格控制焊缝间隙，对零件的配合精度和母材晶体取向均提出较高要求，工艺适用性不佳[17-18]。
因此有必要探寻一种钎焊时间较短、接头性能优良的钎焊连接方法，文中即对此开展研究。
该研究针对CMSX-4合金的成分特点，研制了一种镍基钎料，用于钎焊CMSX-4单晶高温合金，通过对比不同钎焊温度下接头的显微组织，研究钎焊温度对接头高温持久性能的影响，分析接头的断裂机制，优化钎焊工艺，从而获得具有优异高温力学性能的接头。
1 试验材料及工艺研究中使用的母材为CMSX-4单晶高温合金试棒，试棒的取向为(001)方向，试棒的尺寸为φ13 mm×210 mm，其主要成分见表1。
利用线切割机沿垂直于母材CMSX-4单晶棒(001)方向切割成待焊样品，样品尺寸为φ13 mm×35 mm。
文中所用钎料为中国科学院金属研究所自主研制的镍基钎料JSSNi60，粉末的粒径不大于74 μm，其化学成分见表1。
将准备好的钎料与粘结剂混合、调匀，然后放置于母材样品的待焊表面，再利用储能点焊机将CMSX-4母材之间的焊缝间隙控制为200 μm，并将适量钎料置于焊接面周围。
将装配好的样品放入真空钎焊炉中，以10 ℃/min的速率将待焊试样加热至500 ℃，保温20 min，使粘结剂充分挥发，再以10 ℃/min的速率加热至1 070 ℃，保温20 min，使母材与钎料各区域温度均匀一致，随后以20 ℃/min的速率升温至钎焊温度1 230～1 310 ℃，并保温30 min，焊后快速冷却至200 ℃以下。
在钎焊过程中，炉内真空度不低于5.0×10-2 Pa。
利用扫描电子显微镜(Scanning Electron Microscope, SEM)观察接头的显微组织，并采用电子探针(Electron Probe Microanalysis, EPMA)对接头的元素分布和各相成分进行分析，推测焊缝的相组成。
持久性能测试在悬臂式持久试验机上进行，测试CMSX-4单晶高温合金钎焊接头在980 ℃/100 MPa条件下的持久寿命。
表1 CMSX-4单晶高温合金与JSSNi60镍基钎料的成分(质量分数，%)2 试验结果2.1 钎焊温度对接头显微组织的影响图1为采用JSSNi60镍基钎料分别在1 230 ℃，1 250 ℃，1 270 ℃，1 290 ℃和1 310 ℃保温30 min条件下钎焊CMSX-4单晶高温合金的显微组织。
结合前期研究结果分析[10,18-19]，接头内主要相组成为高熔点的白色硼化物相(图1中位置2)、保温阶段形成的初生γ-Ni固溶体(图1中位置5)、弥散分布于γ-Ni中的γ′增强相(图1中位置4)以及钎料凝固阶段依次形成的灰色块状低熔点化合物相(图1中位置6)和深色块状低熔点化合物相(图1中位置1)。
分析对比各钎焊温度的接头组织发现，该钎料能在1 230～1 310 ℃的温度范围内对CMSX-4母材进行有效地钎焊连接，并且随着钎焊温度的增加，焊缝中低熔点化合物相含量减少，白色硼化物比例先升高后降低，小尺寸凝固缺陷消失(图1中位置3)，γ′相含量增加。
如图1a所示，在1 230 ℃/30 min条件下焊接时，接头中出现大量不规则形状的灰色块状相、白色骨架状和块状相、γ′增强相以及少量深色块状相和小尺寸凝固缺陷。
利用EPMA对接头进行成分分析可知，其中界面区域成分(原子分数)为2.37%Si，1.23%Ti，66.89%Ni,11.59%Cr,11.23%Co,6.69%Al，应为钎焊保温阶段形成的初生γ-Ni相及弥散分布其中的γ′相[10]。
保温时，钎料中的B，Si元素向界面处的母材扩散，界面区成分发生变化，使液相钎料以母材为形核基底进行等温凝固，形成连续镍基固溶体，并在降温时从中析出γ′相[11]。
焊缝中的白色相为高钨的M3B2型硼化物，其成分(原子分数)为35.4%B，5.2%Si，17.1%Ni，18.1%W，5.3%Cr，6.3%Nb，7.5%Co，5.1%Mo。
借助Thermo-calc软件计算及作者前期研究结果[10]可知，在钎焊保温时，液相钎料中存在未熔化的M3B2型硼化物相，它们在降温过程中继续从液相中析出，并随着液相钎料中W，Mo等元素含量的降低，后析出的化合物成分也随之发生变化，成为了灰色的富Co，Ni，Nb，Si元素的硼化物[20-22]，其成分(原子分数)为12.4%B，9.8%Si，32.6%Ni，5.9%W，8.2%Cr，9.3%Nb，14.5%Co，5.2%Mo，2.1%Re。
随着炉温继续下降以及接头成分的改变，钎料中的Si元素在焊缝中溶解度下降，形成了少量深色(Ni, Nb, Co)3Si型块状硅化物相[11,21-23]，其成分(原子分数)为1.4%B，22.8%Si，54.8%Ni，0.7%Ti，12.3%Nb，6.5%Co，1.5%Cr。
由于钎焊温度较低，在焊缝中形成的低熔点化合物相将对接头力学性能产生不利影响。
图1 不同钎焊温度下的CMSX-4单晶高温合金接头微观组织当钎焊温度升高到1 250 ℃后，接头组织如图1b所示。
由于钎焊温度的升高，保温时处于熔融状态的钎料中所含固相硼化物的比例减少，使液相中W，Mo等难熔元素含量相对提高，且较高的温度使接头中的B元素更快地扩散至母材中，以至于在保温结束后的降温过程中，富W，Mo元素的液态钎料开始非平衡凝固，白色硼化物相增多，灰色硼化物相明显减少，γ′相尺寸减小，深色硅化物相和小尺寸缺陷消失。