Welding processes and microstructures of weld bead of Zr-Sn-Nb-Fe-Cr and Zr-Nb-Fe zirconium alloy
-
摘要: Zr-1.0Sn-0.50Nb-0.50Fe-0.14Cr与Zr-1.30Nb-0.30Fe锆合金是目前正在研制开发核燃料组件用两种新型Zr(-Sn)-Nb-Fe系锆合金. 针对新型燃料组件骨架压力电阻点焊，采用不同的焊接工艺参数对Zr-1.0Sn-0.50Nb-0.50Fe-0.14Cr导向管与Zr-1.30Nb-0.30Fe焊舌片进行研究，并对较优焊接参数下的焊接接头力学性能、显微硬度、金相显微组织及熔核区形貌和析出相进行了分析. 结果表明，增大焊接电流和减小焊接压力，焊点剪切力和熔核尺寸随之增加，断裂方式由界面断裂转变为纽扣断裂；焊接电流对熔核尺寸及剪切力影响最大，焊接压力的增加，焊点剪切力和熔核尺寸均减小，但焊接压力的适当增大提高了形核稳定性. 在电阻点焊不平衡的急速冷却条件与电磁搅拌作用下，熔核区形成非平衡淬火针状板条状组织结构，析出的细小Fe2(Nb0.35, Zr0.65)和Fe2 (Nb0.3, Zr0.7)第二相粒子呈圆形或长条棒状分布于基体α-Zr与β-Zr晶粒内、晶界处及板条组织中，从而提高了熔核区及热影响区的显微硬度，含Nb的细小弥散析出FCC第二相增强了焊缝抗水侧腐蚀性能.Abstract: Zr-1.0Sn-0.50Nb-0.50Fe-0.14Cr and Zr-Nb-Fe alloys were the two new developed zirconium alloys which used in fuel assembly. In this paper, different welding parameters of the Zr-1.0Sn-0.50Nb-0.50Fe-0.14Crguide thimble welded toZr-1.30Nb-0.30Fe tab by using pressure resistance spot welding method were studied. The mechanical properties and microstructures of the optimum welding parameters of the weld bead were studied. The result showed that the shear strength and nugget size increased as the welding current increased and the welding force decreased. The Failure mode of the weld bead changed from junction surface fracture to button fracture as the welding current increased. The welding current was the key factors on the mechanical properties and microstructure. As the increasing of the electrode force, the welding shearing strength and the diameter of the welding core size decreased. Under the imbalance express cooling, the fusion zone consists of a mixture of α-Zr and β-Zr phases among which lamellar structure. The fine Fe2(Nb0.35, Zr0.65) and Fe2(Nb0.3, Zr0.7) second phases particles were precipitated inter and intergranular in the grains, so the mechanical and anti-water corrosion properties were improved.
-
Keywords:
- zirconium alloys /
- resistance welding /
- microstructure
-
0. 序言
随着功率半导体行业的兴起，以碳化硅(SiC)和氮化镓(GaN)为代表的第三代宽禁带半导体材料具有击穿电压高、功率密度大、电子迁移率高、介电常数小等优点，在航空航天、新能源汽车的电源模块中具有广阔的应用前景[1-5]. 航空航天发动机附近的的传感器以及控制单元的工作温度要求在200 ~ 300 ℃[6]；而新能源汽车中的传感器工作温度达到350 ℃以上[7]. 因此，对封装互连材料提出了高温服役、高导电导热和高抗电迁移等要求. 现有的半导体器件封装材料主要为锡基合金钎料，包括锡银共晶合金(Sn-Ag)、锡银铜共晶合金(Sn-Ag-Cu)和金锡共晶合金(Au-Sn)等. Sn-Ag共晶钎料和Sn-Ag-Cu共晶钎料的熔点过低，难以在高温下服役. 而Au-Sn共晶钎料的互连温度往往在320 ℃以上，易形成脆性的金属间化合物如Ag3Sn和AuSn4等，且金的价格非常昂贵，限制了其在第三代半导体中的应用. 纳米金属材料因尺寸效应，其熔点和烧结温度比常规块体低很多，可以在较低温度下实现烧结，理论上烧结之后可以达到对应块体材料的性能. 其中，银和铜凭借优异的电学、热学性能被广泛研究[8-9]. 然后，铜的抗氧化性能差，烧结工艺复杂，且极易在烧结过程中发生氧化，导致烧结接头的导电、导热和机械强度急剧下降，因此目前仍处于研发阶段[10]. 银具有很高的抗氧化性能，且在200 ~ 300 ℃下施加较小的压力甚至无压的工艺下即可获得高导电、高导热和高机械可靠性的焊点. 银属于极容易发生迁移的金属[11]，作为高功率器件的互连材料，在服役过程中存在电迁移可靠性的风险. 因此，研发新型的低温烧结、高温服役和高抗电迁移的互连材料迫在眉睫.
通过液相化学还原法制备Ag-Cu固溶体纳米颗粒，实现Cu原子在银晶格中的过饱和固溶. 采用热压烧结的方法制备“三明治”结构的互连接头，并研究烧结工艺对其烧结组织、抗剪强度和断口形貌的影响，为新一代封装材料及其烧结工艺的开发奠定基础.
1. 试验方法
通过液相化学还原法制备Ag-Cu固溶体纳米颗粒，其中，硝酸银和硝酸铜作为前驱体，硼氢化钠作为还原剂，柠檬酸作为纳米颗粒的表面包覆剂，反应溶剂为去离子水. 首先，将前驱体按照Ag∶Cu原子比为3∶2溶于去离子水中，记为A溶液；包覆剂柠檬酸溶于去离子水中，记为B溶液，还原剂硼氢化钠溶于去离子水中，记为C溶液. 将A溶液和B溶液置于圆底烧瓶中，将C溶液逐滴滴加，反应过程伴随磁力以2 000 r/min的速度搅拌. 待反应结束，离心/清洗3遍，获得沉淀，即Ag-Cu固溶体纳米焊膏.
三明治结构的互连接头选用镀Ni/Ag的Cu基板，下基板的尺寸为5 mm × 5 mm × 1 mm，上基板的尺寸为3 mm × 3 mm × 1 mm. 互连接头烧结工艺流程如图1所示，首先用洗银水将基板进行清洗，以去除表面的氧化物，获得洁净的表面，通过钢网印刷的方法将Ag-Cu固溶体纳米焊膏印刷在下基板上，然后在80 ℃的烘箱中保温15 min，进行排胶，最后将上基板置于烘干的印刷图案上，进行热压烧结. 热压设备为深圳市先进连接科技有限公司生产的XL-TC200型快速热压机. 烧结温度为250 ~ 300 ℃，保温时间为20 min，烧结压力为10 ~ 20 MPa.
2. Ag-Cu固溶体纳米颗粒的表征
图2为通过液相化学还原法制备的Ag-Cu固溶体纳米颗粒的扫描电子显微镜(scanning electron microscopy, SEM)和能谱仪(energy disperse spectroscopy, EDS)图. 从图2a可以看出，所制备的颗粒为纳米尺度的颗粒，形貌较为规则. 采用winner801型纳米粒度仪对其粒径进行测试，结果显示其粒径分布在30 ~ 60 nm，平均粒径为41.06 nm. 从图2b可见，Ag元素的原子分数为62.29%，Cu原子分数为37.71%，说明制备的Ag-Cu固溶体纳米颗粒的成分比例与预先设计的成分比例相符.
![]()
图 2 Ag-Cu固溶体纳米颗粒的表征Figure 2. Characterization of Ag-Cu solid solution nanoparticles. (a) SEM image; (b) EDS result为了进一步说明Ag-Cu纳米颗粒的物相信息，对其进行X射线衍射仪(X-ray diffraction, XRD)表征. 图3为Ag-Cu纳米颗粒的XRD衍射图谱. 在衍射角37.9°，44.4°，64.4°，77.2°和 81.4°处出现 5 个尖锐的衍射峰，分别对应于面心立方银的(1 1 1)，(2 0 0)，(2 2 0)，(3 1 1)和(2 2 2)晶面，与银的标准晶系卡片(PDF#0783)一致. 合成的纳米颗粒样品的 XRD 图谱中只出现了银的衍射特征峰，铜的衍射特征峰“消失”，表明所制备的纳米颗粒为单相结构，呈现银的晶体学特征，Cu元素以固溶的方式存在于银的晶格中，进而形成银基固溶体纳米颗粒. 由于所制备的固溶体颗粒晶粒细化导致银的衍射峰发生宽化.
然而，Ag与Cu原子尺寸的失配度达到 15%，导致铜与银的互溶度极低，即使在共晶温度779 ℃下，铜在银中的最大固溶度也只为 14.1%(原子分数)，银在铜中的最大固溶度只有 4.9%(原子分数)，而在室温下两者几乎不互溶(固溶度<1%)[12]，且二者没有金属化合物的存在. 因此，通过液相化学还原法所制备的Ag-Cu固溶体远超常规块体材料的固溶度，属于高能量的不稳定相，因此对其热稳定性进行了研究.
将所制备的Ag-Cu固溶体纳米颗粒置于Al2O3基板上，分别在220，230，240，250和260 ℃的烘箱中保温30 min，然后对其进行XRD分析. 图4为Ag-Cu固溶体纳米颗粒热处理后的XRD图谱. 当热处理温度分别为220，230，240和250 ℃时，Ag-Cu固溶体纳米颗粒仍为单一Ag相，说明此温度下Cu原子未从银的晶格中析出，表现出较高的稳定性.
![]()
图 4 热处理后Ag-Cu固溶体纳米颗粒XRD图谱Figure 4. XRD pattern of Ag-Cu solid solution nanoparticles after heat treatment如图5所示，当温度升高至260 ℃时，Ag-Cu固溶体纳米颗粒的XRD图谱中出现了对应 Cu2O 的衍射峰. 随着温度的升高，Ag-Cu固溶体纳米颗粒的结构发生变化，原本固溶于银晶格中的 Cu 原子开始析出. 当在空气下发生析出时，铜极易与氧气发生反应，因此，Ag-Cu固溶体纳米颗粒在260 ℃处理后出现了Cu2O的衍射峰. 在形成互连接头时，Ag-Cu固溶体纳米颗粒在烧结的同时伴随Cu的析出，最终形成由富Ag相和富Cu相交替分布[13].
![]()
图 5 260 ℃热处理后Ag-Cu固溶体纳米颗粒XRD图谱Figure 5. XRD pattern of Ag-Cu solid solution nanoparticles after heat treatment at 260 ℃3. 互连接头的力学性能
互连接头优良的力学性能是保证器件服役时可靠性的关键因素. 因此，对不同烧结工艺所获得的互连接头进行剪切测试. 图6为烧结温度250 ℃时不同烧结压力下所获得的互连接头的抗剪强度. 随着烧结压力从10 MPa升高至20 MPa，互连接头的抗剪强度从19 MPa升高至44 MPa. 此温度下获得的互连接头的抗剪强度普遍较低，虽然当烧结压力为20 MPa时，抗剪强度满足了常规电子封装中对互连焊点的强度要求，但是不具有明显优势.
![]()
图 6 250 ℃不同烧结压力互连接头的抗剪强度Figure 6. Shear strength of interconnect joints at different sintering pressures at 250 ℃图7为烧结温度300 ℃时不同烧结压力下所获得的互连接头的抗剪强度. 随着烧结压力的升高，互连接头的抗剪强度有很大程度的提高. 当烧结压力为10 MPa，互连接头的平均抗剪强度为43 MPa. 随着烧结压力提高至15和20 MPa时，互连接头的抗剪强度分别为76 MPa 和105 MPa. 此抗剪强度比传统的软钎焊所获得的互连接头的抗剪强度(30 ~ 50 MPa)高很多.
![]()
图 7 300 ℃不同烧结压力互连接头的抗剪强度Figure 7. Shear strength of interconnect joints at different sintering pressures at 300 ℃鉴于烧结压力为20 MPa、烧结温度为250和300 ℃可以取得满足要求的机械强度. 因此，对该烧结压力下所获得的互连接头进行组织分析，如图8所示. 从图8a和8c可以看出，在不同烧结温度下获得的互连接头的焊缝厚度有明显差异，根据标定，当烧结温度为250 ℃时，烧结后的焊缝厚度约为21.56 µm，而当烧结温度为300 ℃时，烧结后的焊缝厚度约为16.70 µm，比烧结温度250 ℃下获得的焊缝厚度减小约4.86 µm. 另外，在烧结温度250 ℃下获得的焊缝组织中存在的空隙具有细小而弥散的特点，而烧结温度300 ℃下获得的焊缝组织中孔洞变大，且数量有所减少. 从图8c和8d也可以看出，当烧结温度为250 ℃时，Ag-Cu固溶体纳米颗粒之间未发生充分的烧结，颗粒状明显，说明在此温度下颗粒之间难以发生充分的烧结. 而当烧结温度升高至300 ℃时，Ag-Cu固溶体纳米颗粒之间烧结成较完整的脉络状烧结体，几乎不存在颗粒状纳米颗粒. 也就是说，随着烧结温度的升高，Ag-Cu固溶体纳米颗粒发生了更充分的烧结，使得烧结组织更加致密，在烧结温度300 ℃下获得的焊缝厚度比烧结温度250 ℃下获得的焊缝厚度减小约5 µm.
![]()
图 8 不同烧结温度下互连接头微观组织SEM图Figure 8. SEM image of microstructure of interconnect joints at different sintering temperatures. (a) 250 ℃ (cross section); (b) 250 ℃ (surface); (c) 300 ℃ (cross section); (d) 300 ℃ (surface)为了进一步研究互连接头的断裂模式，对互连接头的剪切断口形貌进行分析，如图9所示. 从图9a可知，当烧结温度为250 ℃时，Ag-Cu固溶体纳米颗粒烧结后仍能观察到颗粒状纳米颗粒，且断裂发生在烧结不充分的位置，发生断裂时烧结组织未产生明显的塑性变形. 而当烧结温度为300 ℃时，颗粒状纳米颗粒全部消失，组织致密度明显提高，断口全部为韧窝状组织，表明互连接头的断裂方式为韧性断裂，并且这种断裂模式的互连接头拥有优异的力学性能，如图9b所示．
![]()
图 9 不同烧结温度下互连接头剪切断面SEM图Figure 9. SEM image of shear sections of interconnect joints at different sintering temperatures. (a) 250 ℃; (b) 300 ℃4. 结论
(1)通过液相还原法制备了Cu原子分数约为37.71%的超饱和Ag-Cu固溶体，在烧结温度250 ℃以内保持相对稳定性，在烧结温度260 ℃时发生两相分离.
(2)通过热压烧结的工艺制备互连焊点，当烧结温度为300 ℃、烧结压力为20 MPa时，互连接头的抗剪强度达到105 MPa，具有很高的机械可靠性.
-
![]()
图 3 剪切力和熔核尺寸随焊接电流及压力的变化
Figure 3. The change of the shear tensile stress and fusion size vs. welding current and electrode force. (a) shear tensile stress; (b) fusion size
![]()
图 4 接头失效模式
Figure 4. Failure mode of the weld bead. (a) junction surface fracture; (b) button fracture
![]()
图 7 焊接接头热影响区及熔核区的金相显微组织
Figure 7. Microstructures of the weld bead. (a) FZ, HAZ and BM; (b) HAZ and BM
![]()
图 10 熔核区EDS能谱
Figure 10. EDS pattern of weld joint. (a) schematic diagram of EDS picking points; (b) EDS pattern
![]()
图 11 点焊接头熔核区析出第二相的TEM髙脚环形暗场像及基体衍射斑
Figure 11. High-angle annular dark field HAADF of the weld bead. (a) dark field micrograph; (b) selected electron diffraction pattern
![]()
图 12 析出相TEM明场像、暗场像及[001]和[111]晶轴对应的衍射斑点
Figure 12. TEM micrographs of precipitates in the weld bead. (a) bright field micrograph; (b) dark field micrograph; (c) selected electron diffraction pattern of [001] crystal zone axis; (d) selected electron diffraction pattern of [111] crystal zone axis
![]()
图 13 析出相TEM明场像、暗场像及[011]晶轴衍射斑点
Figure 13. TEM micrographs of precipitates in the weld bead. (a) bright field micrograph; (b) dark field micrograph; (c) selected electron diffraction pattern of [011] crystal axis
表 1 熔核区的EDS成分
Table 1 EDS of weld joint
谱图标签 化学成分(原子分数，%) 位置 Cr Fe Zr Nb Sn 1 0.24 0.76 96.07 2.55 0.38 熔核区 2 0.48 1.46 93.93 3.07 1.05 熔核区 3 0.11 0.22 97.57 1.75 0.36 熔核区 
下载: 导出CSV
-
[1] 邱日盛, 栾佰峰, 柴林江,等. 锆合金第二相研究评述(Ⅱ): Zr-Sn-Nb-Fe系合金[J]. 中国有色金属学报, 2012, 22(6): 1605 − 1615. Qiu Risheng, Luan Baifeng, Chai Linjiang, et al. Review of second phase particles on zirconium alloys (Ⅱ): Zr-Sn-Nb-Fe alloys[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2012, 22(6): 1605 − 1615.
[2] 吴磊, 汪兵, 崔军. 大型锆-钢复合板反应器的焊接技术及质量评价[J]. 压力容器, 2017, 34(4): 62 − 67. Wu Lei, Wang Bing, Cui Jun. Welding techniques and quality evaluation on zirconium-steel clad plates for large-scale reactors[J]. Pressure Vessel Technology, 2017, 34(4): 62 − 67.
[3] 杨锋, 尉北玲, 王旭峰. 核级锆合金研究现状及我国核级锆材发展方向[J]. 金属世界, 2016(3): 24 − 28. Yang Feng, Wei Beiling, Wang Xufeng. Research advance and future direction of nuclear graded zirconium alloy[J]. Metal World, 2016(3): 24 − 28.
[4] 刘鹏, 杜忠泽, 马林生, 等. 核级锆及锆合金腐蚀性能研究现状[J]. 热加工工艺, 2011, 40(22): 22 − 24. Liu Peng, Du Zhongze, Ma Linsheng, et al. Study status of corrosion properties of zirconium and zircaloy in reactor[J]. Hot Working Technology, 2011, 40(22): 22 − 24.
[5] 杨振飞, 史鹏, 敖冰云. 锆合金中的氢化物脱附行为研究进展[J]. 材料导报, 2020(5): 102 − 108. Yang Zhenfei, Shi Peng, Ao Bingyun. Research progress on the desorption behavior of hydrides in zirconium alloys[J]. Materials Review, 2020(5): 102 − 108.
[6] 曹殿鹏, 邹树梁, 肖魏魏,等. 锆合金表面耐事故涂层研究进展[J]. 核科学与工程, 2020, 40(2): 264 − 272. Cao Dianpeng, Zou Shuliang, Xiao Weiwei, et al. Research progress of accident tolerant coatings on zircalloy[J]. Nuclear Science and Engineering, 2020, 40(2): 264 − 272.
[7] 范清松, 王健, 石明华, 等. 新核燃料锆合金包壳管材中缺陷对超声检测的影响[J]. 无损检测, 2020, 42(1): 23 − 26,65. Fan Qingsong, Wang Jian, Shi Minghua, et al. Effects of the defect in new nuclear zirconium alloy cladding tube on its ultrasonic testing[J]. Nondestructive Testing, 2020, 42(1): 23 − 26,65.
[8] Atabakii M M, Hanzaei A T. Partial transient liquid phase diffusion bonding of Zircaloy-4 to stabilized austenitic stainless steel 321[J]. Mater Charact, 2010, 61: 982 − 991. doi: 10.1016/j.matchar.2010.06.010
[9] Kiran Kumar Nap, Szpunar J A, Zhang H. Microstructural studied and crystallographic orientation of different zones and δ-hydrides in resistance welded Zircaloy-4 sheets[J]. Journal of Nuclear Materials, 2011, 414: 341 − 351. doi: 10.1016/j.jnucmat.2011.03.027
[10] Shankar A R, Raju V R, Rao M N, et al. Corrosion of Zircaloy-4 and its welds in nitric acid medium[J]. Corrosion Science, 2007, 49: 3527 − 3538. doi: 10.1016/j.corsci.2007.03.029
[11] Ahmad M, Akhter J I, Iqbal M, et al. Microstructure and non-equilibrium phases in electron beam-welded joints of Al-Fe-Ce and Zircaloy-4[J]. Journal of Nuclear Materials, 2005, 341: 164 − 168. doi: 10.1016/j.jnucmat.2005.01.020
[12] Song K N, Kim S S. Determination of the optimum welding parameters for a laser welded spacer grid assembly for PWRs[J]. Journal of Laser Micro Nanoengineering, 2007, 2(1): 95 − 99. doi: 10.2961/jlmn.2007.01.0017
[13] Han Q, Kim D C, Lee H. Laser pulsed welding in thin sheets of ziracaloy-4[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2012, 212: 1116 − 1122. doi: 10.1016/j.jmatprotec.2011.12.022
[14] Santisteban J R, Vicente-alvarez M A, Vizcaino P, et al. TREMSIN AS. texture imaging of zirconium based components by total neutron cross-section experiments[J]. Journal of Nuclear Materials, 2012, 425: 218 − 227. doi: 10.1016/j.jnucmat.2011.06.043
[15] Ahmad M, Akhter J I, Akhtar M, et al. Microstructure and characterization of phases in TIG welded joints of zircaloy-4 and stainless steel 304L[J]. Journal of Materials Science, 2007, 42: 328 − 331. doi: 10.1007/s10853-006-1028-1
[16] Kruger R M, Adamson R B, Brenner S S. Effects of microchemistry and precipitate size of nodular corrosion resistance of zircaloy-2[J]. Journal of Nuclear Materials, 1992, 189: 193 − 200. doi: 10.1016/0022-3115(92)90532-P
[17] 朱梅生, 刘建章, 李中奎, 等. 8#新锆合金的组织与耐蚀性能的研究[J]. 稀有金属材料与工程, 1996, 25(4): 36 − 40. Zu Meisheng, Liu Jianzhang, Li Zhongkui, et al. Study on structure and corrosion resistance of 8~#new zirconium alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 1996, 25(4): 36 − 40.
[18] Shishov V N, Peregud M M, Nikulina A V, et al. Structure-phase state, corrosion and irradiation properties of Zr-Nb-Fe-Sn systems alloys[C]//Zirconium in the Nuclear Industry, Fifteenth Symposium, ASTM STP 1505. West Conshohocken: ASTM International, 2009: 724−743.
[19] 徐启迪, 黄娇, 姚美意, 等. 添加S对Zr-Sn-Nb-Fe锆合金中第二相的影响[J]. 稀有金属材料与工程, 2015, 44(1): 122 − 125. Xu Qidi, Huang Jiao, Yao Meiyi, et al. Effect of S addition on the Second Phase Particles of Zr-Sn-Nb-Fe Zirconium Alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2015, 44(1): 122 − 125.
[20] Kim H G, Park J Y, Ong Y H. Ex-reactor corrosion and oxide characteristics of Zr-Nb-Fe alloys with the Nb/Fe ratio[J]. Journal of Nuclear Materials, 2005, 345: 1 − 10. doi: 10.1016/j.jnucmat.2005.04.061
[21] 刘文庆, 钟柳明, 彭剑超, 等. 锆合金中第二相的研究[J]. 稀有金属材料与工程, 2011, 40(7): 1216 − 1219. Liu Wenqing, Zhong Liuming, Peng Jianchao, et al. Study of second phase particles in zirconium alloys[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2011, 40(7): 1216 − 1219.
[22] 陈乐, 杨忠波, 邱军, 等. 热处理工艺与合金成分对国产新型锆合金拉伸性能及显微组织的影响[J]. 核动力工程, 2017, 38(6): 129 − 133. Chen Le, Yang Zhongbo, Qiu Jun, et al. Effect of heat treatment on tensile properties and microstructure of new domestic zirconium alloys[J]. Nuclear Power Engineering, 2017, 38(6): 129 − 133.
[23] Wang Tao, Chuang Cai, Liqun Li, et al. Pulsed laser spot welding of intersection points for zircaloy-4 spacer grid assembly[J]. Materials and Desigh, 2013, 52: 487 − 494. doi: 10.1016/j.matdes.2013.05.037
[24] 刘波, 童慎修, 吴平. AFA3G燃料组件骨架导向管与格架的压力电阻焊工艺研究[J]. 核动力工程, 2002, 23(5): 70 − 74. doi: 10.3969/j.issn.0258-0926.2002.05.018 Liu Bo, Tong Shenxiu, Wu Ping. Study on Pressure Resistance Spot Welding Process of Guide Thimble and Grid of AFA 3G Advanced Fuel Assembly Skeleton[J]. Nuclear Power Engineering, 2002, 23(5): 70 − 74. doi: 10.3969/j.issn.0258-0926.2002.05.018
[25] 王刚. 影响格架与厚壁导向管(壁厚1.18mm)电阻点焊的因素及熔核形核原理的初步分析[C]//中国核学会核材料分会2007年度学术交流会, 2007. Wang Gang. Analysis on factors affecting spot welding of grid to thick guide thimble and principles of nugget formation [C]//Atomic Energy Science and Technology, 2007.
[26] 贺地求, 刘杭琪, 赖瑞林. MS1400/DP980钢的电阻点焊的工艺性能分析[J]. 焊接学报, 2018, 39(4): 104 − 108. doi: 10.12073/j.hjxb.2018390105 He Diqiu, Liu Hangqi, Lai Ruilin. Analysis on resistance spot welding process performance of MS1400 and DP980[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2018, 39(4): 104 − 108. doi: 10.12073/j.hjxb.2018390105
[27] Kim H G, Park S Y, Lee M H, et al. Corrosion and microstructural characteristics of Zr-Nb alloys with different Nb contents[J]. Journal of Nuclear Materials, 2008, 373: 429 − 432. doi: 10.1016/j.jnucmat.2007.05.035
[28] Jeong Y H, Kim H G, Kim D J, et al. Influence of Nb concentration in the alpha-matrix on the corrosion behavior of Zr-xNb binary alloys[J]. Journal of Nuclear Materials, 2003, 323: 72 − 80. doi: 10.1016/j.jnucmat.2003.08.031
[29] Jeong Y H, Kim H G, Kim T H. Effect of beta phase, precipitate and Nb-concentraion in matrix on corrosion and oxide characteristics of Zr-xNb alloys[J]. Journal of Nuclear Materials, 2003, 317: 1 − 12. doi: 10.1016/S0022-3115(02)01676-8
-
期刊类型引用(8)
1. 畅海丞，张贵锋，王鑫炜，赵启宏，王书杰. 搅拌摩擦增材制造方法研究进展. 焊管. 2024(02): 17-23+56 . 
百度学术
2. 邹阳，魏巍，范悦，王泽震，王强，赵亮. 铝合金搅拌摩擦焊工艺研究进展. 热加工工艺. 2024(03): 7-13 . 百度学术
3. 苗高扬. 焊缝形状和焊趾工艺处理对T形接头不同裂纹扩展疲劳性能的影响. 焊接技术. 2024(07): 61-65 . 百度学术
4. 曹高威，王进，孙守義. 转速对6061铝合金搅拌摩擦搭接焊接头组织和力学性能的影响. 精密成形工程. 2023(09): 28-36 . 百度学术
5. 刘刚，王礼凡，朱磊，张玺，解芳，彭银利. 6061铝合金搅拌摩擦焊接头组织及性能. 焊接. 2022(01): 21-25 . 百度学术
6. 秦丰，张春波，周军，乌彦全，梁武，巫瑞智. 5A06铝合金静止轴肩搅拌摩擦焊T形接头组织与性能. 焊接学报. 2022(06): 56-60+95+116 . 本站查看
7. 刘刚，王礼凡，朱磊，张玺，解芳，彭银利. 6061铝合金搅拌摩擦焊接头组织及性能. 机械制造文摘(焊接分册). 2022(04): 36-40 . 百度学术
8. 方远方，张丽娜，米彦龙，张鑫，李跃. 焊接位置对5083铝合金搅拌摩擦焊T形接头性能的影响. 焊接. 2021(11): 52-56+64 . 百度学术
其他类型引用(2)
计量
- 文章访问数: 351
- HTML全文浏览量: 29
- PDF下载量: 28
- 被引次数: 10
