Influence of welding process parameters on the microstructure and shear strength of TA15/304SS vacuum diffusion welded joints
-
摘要:
针对TA15钛合金与304不锈钢的异种金属连接及其接头进行了研究. 结果表明，在850 ~ 950 ℃的焊接温度下，接头扩散区(β-Ti区)和(α + β)-Ti双相区的宽度随温度的升高而增加，元素扩散更充分，接头孔洞逐渐减少，观察到逐渐增加的分层产物. 分层产物主要为金属间化合物组成的界面层，即σ-Fe(第1层)，FeTi + Fe2Ti(第2层)，FeTi + β-Ti(第3层)和β-Ti(第4层). 当焊接温度为900 ℃时，焊接接头达到最大抗剪强度为108 MPa，随着焊接时间的提升，焊接接头的微观形貌，元素成分和物相组织与焊接温度参数接头类似，但焊接时间对接头的抗剪强度影响较小，当焊接时间为80 min时，抗剪强度达到最大，断口出现以韧性为主的脆-韧性混合断裂特征.
Abstract:A study was conducted on the dissimilar metal connection and joint between TA15 titanium alloy and 304 stainless steel. The experimental results show that at welding temperatures of 850-950 ℃, the diffusion zone of the joint (β-Ti) District and (α + β) Ti biphasic region increases with the increase of temperature, element diffusion is more complete, joint pores gradually decrease, and an increasing number of layered products are observed. The layered products are mainly interface layers composed of intermetallic compounds, namely σ-Fe (1st layer), FeTi + Fe2Ti (2nd layer), FeTi + β-Ti (3rd layer) and β-Ti (4th layer). When the welding temperature is 900 ℃, the welded joint reaches its maximum shear strength of 108MPa. As the welding time increases, the microstructure and composition of the welded joint are similar to those of the welding temperature parameter joint, but the influence of welding time on the shear strength of the joint is relatively small. When the welding time is 80 minutes, the shear strength reaches its maximum value, and the fracture surface exhibits a brittle ductile mixed fracture feature dominated by toughness.
-
0. 序言
在熔焊中，焊缝微观组织受温度场和热影响区晶粒结构的影响. 在焊接热源高温作用下形成的焊缝与热影响区中的微观组织形貌将影响焊接结构的性能和质量[1]. 因此，微观组织的控制是保证焊接接头力学性能的重要因素. 由于焊接是一个高温、瞬时、动态的复杂过程，采用试验法研究焊接接头组织的演变过程具有一定的限制. 随着计算机技术和材料科学的发展，通过数值模拟技术已经能够再现焊接熔池枝晶演变和热影响区晶粒长大的动态过程[2-7].
Pavlyk等人[3]首次利用有限差分-元胞自动机(FD-CA)模型对惰性气体钨极氩弧焊定向凝固过程中具有相同取向的枝晶生长进行了预测. Zhan等人[4]建立FD-CA模型对焊接熔池中的柱状树枝晶和等轴树枝晶进行了模拟，并提出了“对角线模拟角度”方法实现了具有不同结晶学主轴的柱状树枝晶间的竞争生长. Han等人[5]模拟了焊接熔池内不同区域的枝晶竞争生长过程，并研究了基体晶粒尺寸对柱状晶形貌的影响. 张敏等人[6-7]采用熔池凝固模型实现了焊缝横截面上的枝晶生长模拟. 宋奎晶[8]基于CA模型，并提出粗网格划分方法和相似原理实现了钛合金焊接热影响区晶粒长大的多尺度模拟.
目前的焊接接头微观组织模拟主要集中在焊接熔池枝晶生长或者热影响区晶粒长大，将二者同时考虑的模拟较少. 鉴于此，针对镍基合金TIG焊接过程，建立了枝晶生长模型与晶粒长大模型来模拟焊接温度场作用下的焊接接头微观组织演变过程.
1. 模型建立
1.1 凝固模型
焊接熔池凝固过程主要包括枝晶形核和枝晶生长. 熔池内的晶核数量采用Rappaz等人[9]提出的连续形核模型确定，单位时间步长内，形核密度n(ΔT)可表示为
$$ \begin{split} & n(\Delta T) = \frac{{{n_{\max }}}}{{\sqrt {2{\text π} } \Delta {T_{\text{σ}} }}}\\ & \int_{\Delta T}^{\Delta T + \delta (\Delta T')} {\exp \left[ { - \frac{1}{2}{{(\frac{{\Delta T' - \Delta {T_{\rm{N}}}}}{{\Delta {T_{\text{σ}} }}})}^2}} \right]} {\rm{d}}(\Delta {{T}}') \end{split} $$ (1) 式中：nmax为最大异质形核衬底密度；ΔTσ为标准曲率过冷度；ΔT ′为平均形核过冷度；ΔTN为最大形核过冷度；δ(ΔT ′)为单位时间步长过冷度的变化量. 式(1)可用于描述熔池边缘与中心的非均匀形核.
晶核形成后，开始进入生长阶段. 考虑成分过冷和曲率过冷，固/液界面处液相的溶质浓度可表示为
$$ C_{\rm{L}}^* = {C_0} - \frac{1}{{{m_{\rm{L}}}}}({T_{\rm{L}}} - T - \Gamma \kappa f(\varphi ,\theta )) $$ (2) 式中：mL，TL，Γ为常数；T为局部温度；κ为界面曲率；f(φ,θ)为各项异性函数[10].
模型中假设固/液界面存在局部平衡，通过式(3)进行溶质分配.
$$ C_{\rm{S}}^* = kC_{\rm{L}}^* $$ (3) 式中：k为溶质分配系数；
$C_{\rm{S}}^*$ 和$C_{\rm{L}}^*$ 分别是固/液界面两侧固相和液相中的溶质浓度.固/液界面生长态元胞中的液相溶质浓度为
$$ {C_{\rm{L}}} = C_{\rm{L}}^* - \frac{1}{2}(1 - {f_{\rm{S}}})\Delta x{G_{\rm{L}}} $$ (4) 式中：fS为固相分数[10]；Δx为元胞尺寸；GL为液相溶质浓度梯度.
浓度梯度的存在使溶质发生扩散，液相和固相中溶质扩散控制方程为
$$ \frac{{\partial {C_{\rm{L}}}}}{{\partial {\rm{t}}}} = \frac{\partial }{{\partial x}}\left[{D_{\rm{L}}}\frac{{\partial {C_{\rm{L}}}}}{{\partial x}}\right] + \frac{\partial }{{\partial y}}\left[{D_{\rm{L}}}\frac{{\partial {C_{\rm{L}}}}}{{\partial y}}\right] $$ (5) $$ \frac{{\partial {C_{\rm{D}}}}}{{\partial {\rm{t}}}} = \frac{\partial }{{\partial x}}\left[ {{D_{\rm{D}}}\frac{{\partial {C_{\rm{D}}}}}{{\partial x}}} \right] + \frac{\partial }{{\partial y}}\left[ {{D_{\rm{D}}}\frac{{\partial {C_{\rm{D}}}}}{{\partial y}}} \right] $$ (6) 式中：CS为固相中的溶质浓度；CL为液相中的溶质浓度；DS为固相中的溶质扩散系数；DL为液相中的溶质扩散系数.
1.2 热影响区晶粒长大模型
热影响区晶粒长大是通过晶界迁移实现的，通常晶界迁移速度可通过晶界迁移率M和晶界迁移驱动力F [11]计算.
$$ v = MF $$ (7) 考虑到相邻晶粒的位向差，晶界迁移率M可表示为
$$ M = \left\{ {\begin{aligned} & {{M_0}{{\left(\frac{\theta }{{{\theta _{\rm{m}}}}}\right)}^5}},\quad{\theta < {\theta _{\rm{m}}}}\\ & {{M_0} = \frac{{{A_2}{n_1}{v_1}V_{\rm{m}}^2}}{{{N_{\rm{a}}}RT}}\exp \left( { - \frac{{\Delta {G_{\rm{A}}}}}{{RT}}} \right)},\quad{\theta > {\theta _{\rm{m}}}} \end{aligned}} \right. $$ (8) 式中：A2为晶粒接纳原子的概率；n1为单位面积上处于有利跳跃位置的原子数；v1为原子跳跃频率；Vm为原子摩尔体积；Na为阿伏伽德罗常数；R为气体常量；ΔGA为激活能；θ为晶粒的取向差，θm取15°.
晶界迁移驱动力可通过晶界曲率表示为
$$ F = \gamma \cdot \kappa $$ (9) 式中：γ为单位面积的晶界能；κ为晶界曲率. 其中γ服从Read-Shockley公式，κ可通过等效模型法计算得到[12].
中心元胞状态转变为邻居元胞状态的概率P为
$$ P = \left\{ {\begin{split} & 0,\quad{{G_{\rm{T,i}}} < \Delta {G_{\rm{A}}} - \sum {\Delta {G_{\rm{i}}}} }\\ & {\frac{{{M_{\rm{i}}}{{F_{\rm{i}}}}}}{{{M_{\max }}{F_{\max }}}}},\;\;{{G_{\rm{T,i}}} > \Delta {G_{\rm{A}}} - \sum {\Delta {G_{\rm{i}}}} } \end{split}} \right. $$ (10) 式中：GT,i为元胞内能；
$\sum {\Delta {G_{\rm{i}}}}$ 为元胞转变前后的自由能差. 给元胞赋予随机数r (0 ≤ r ≤ 1)，若P > r，则元胞状态发生转变.1.3 初始条件
温度场模型中采用的构件尺寸为100 mm × 50 mm × 2 mm，材料为镍基合金GH3039，计算所用的热物性参数详见文献[13]. 焊接方式为TIG焊，焊接电流为75 A，电弧电压为10 V，焊接速度为2 mm/s. 针对薄板TIG焊，选用高斯热源模型，通过商业有限元软件计算获得焊接温度场，并将节点热循环曲线通过双线性插值计算得到元胞自动机模型中温度条件.
CA模型中选择焊缝横截面上的微观组织演变过程作为研究对象，选取的计算域尺寸为1 mm × 2 mm. 母材晶粒结构通过等轴晶形核和生长获得，其中母材晶粒尺寸设为32 μm(该值由试验测量得到). 晶粒取向总数设为48，其值在1 ~ 48之间随机给出，晶粒的择优生长取向随机赋予−45° ~ 45°之间的角度. 热影响区晶粒长大模型中的元胞尺寸设为4 μm，凝固模型中的元胞尺寸设为2 μm，时间步长设为0.000 1 s. 凝固枝晶生长模型中的初始参数如表1所示[14].
表 1 微观组织模拟参数Table 1. Parameters used in the Microscopic Simulation液相线温度TL/K 液相线斜率mL 溶质分配系数k 液相扩散系数DL/(m2·s−1) 固相扩散系数DS/(m2·s−1) Gibbs Thomson系数Γ/(K·m) 初始溶质浓度C0(%) 1 640 −2.1 0.714 2.0 × 10−9 3.7 × 10−12 2.0 × 10−7 20 2. 结果与讨论
2.1 温度场模拟结果
图1为宏观有限元模型计算得到的焊接过程某一时刻构件上表面、焊缝横截面及微观组织计算区域内插值后的温度场分布情况. 为了将熔池部分区分出来，将高于熔池边界温度的区域用灰色表示，熔池边界温度为1 367 ℃. 由构件上表面温度场云图可以看出熔池呈现椭圆形，熔池前方的等温线较为密集，温度梯度大，熔池后端的等温线稀疏，温度梯度较小. 由图1b中的温度分布可以看出不同区域的温度分布和最大温度梯度方向是不一致的. 选取图中黑色线框中的区域作为微观组织的计算范围，将该区域中节点的热循环曲线进行双线性插值可以得到任意时刻任一元胞的温度值，某一时间步微观尺度上的温度场分布如图1c所示.
![]()
图 1 焊接过程温度场云图Figure 1. Temperature field during the welding process. (a) temperature field on the upper surface of the workpiece; (b) temperature field of the weld cross-section; (c) temperature field in the calculation domain obtained by interpolation2.2 焊接接头微观组织模拟结果
焊接接头微观组织模拟结果如图2所示. 图2a表示焊接构件横截面上的母材晶粒分布情况. 随着热源的靠近，母材熔化形成熔池，如图2b中深色区域所示. 熔池附近的晶粒在热作用下开始长大，距离熔合线越近，晶粒生长越明显. 当晶粒长大到一定程度后将基本不再变化，如图2c所示.晶粒生长过程主要是通过大晶粒吞噬小晶粒完成的. 随着热源的离开，构件的整体温度逐渐下降，熔池开始凝固. 由于熔池边缘散热较快且易于形核，在此处率先形成的晶核开始以柱状树枝晶的形式向熔池中心生长. 图中用不同灰度表示具有不同择优生长取向的晶粒，这些具有不同取向的枝晶在生长过程中逐渐靠近并发生竞争生长，择优取向与最大温度梯度方向相近的枝晶更易于生长，竞争优势较弱的枝晶在生长过程逐渐被挤压，直至停止生长，如图2d所示.由同一母材晶粒联生结晶形成的枝晶簇具有相同的择优生长方向，其凝固后在焊缝中表现为完整的柱状晶粒. 当熔池中的最大过冷度增大到足以形成新的晶核时，大量具有随机取向的晶核在柱状晶前沿形成并阻碍柱状晶的生长，因此在凝固后焊缝中心形成了连续的等轴晶区，如图2e所示.图2f为联生结晶与柱状晶向等轴晶转变过程. 熔池内的柱状晶结构和宽度主要与热影响区中的晶粒取向和尺寸有关，热影响区的晶粒粗化现象越明显，熔合线附近的母材晶粒数量越少，由同一晶粒联生结晶形成的柱状树枝晶数量增多，使得焊缝中的柱状晶变得粗大.
![]()
图 2 不同时刻焊接接头微观组织形貌Figure 2. Microstructure of welded joint at different times. (a) predicted grain distribution of the base metal; (b) 5 000 CAs; (c) 11 000 CAs; (d) 21 000 CAs; (e) 32 000 CAs; (f) epitaxial solidification and the columnar to equiaxed transition为了验证模拟结果的可靠性，选取2 mm厚的GH3039镍基合金进行TIG焊接试验，选用的焊丝牌号为HGH3039. 通过金相试验获得的焊接接头微观组织如图3所示.由图3a可以看出，熔池内部主要的枝晶形态为柱状树枝晶和等轴树枝晶.柱状树枝晶前沿为大量的等轴晶组织. 由图3b可以看到热影响区的晶粒与母材相比发生了明显的粗化，通过截线法测量得到该区域的晶粒平均尺寸约为132 μm. 同理可得模拟的热影响区晶粒平均尺寸约为129 μm，模拟结果与试验结果吻合较好，说明了该模型可用于焊接熔池及热影响区的微观组织演变过程模拟.
![]()
图 3 焊接接头微观组织分布Figure 3. Micrographs of welded joint. (a) dendrite morphology of the molten pool; (b) grain distribution of the heat-affected zone3. 结论
(1)所建立的热影响区晶粒长大模型能够较好的模拟热作用下的晶粒粗化过程.
(2)所建立的枝晶生长模型能够对焊接熔池凝固过程中半熔化母材边缘的联生结晶，不同枝晶间的竞争生长和熔池中心的等轴晶生长过程进行模拟，可以完整的再现焊接接头微观组织的动态演变过程.
(3)模拟结果能够较好的体现焊接热影响区晶粒尺寸与焊缝柱状晶宽度之间的关系.
(4)模拟得到熔池微观组织和热影响区晶粒分布与试验结果吻合较好，由此验证了模型的可靠性.
-
![]()
图 1 TA15/304SS真空扩散焊接装配示意图
Figure 1. Schematic diagram of TA15/304SS vacuum diffusion welding assembly
![]()
图 2 TA15/304SS真空扩散焊接试样压缩剪切示意图(mm)
Figure 2. Schematic diagram of compression and shear of TA15/304SS vacuum diffusion welding specimens
![]()
图 3 80 min和10 MPa在不同焊接温度的接头金相形貌
Figure 3. Metallographic of joints with different welding temperature at 80 min and 10 MPa. (a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃
![]()
图 4 900 ℃和10 MPa在不同焊接时间的接头金相形貌
Figure 4. Metallographic of joints with different welding times at 900 ℃ and 10 MPa. (a) 50 min; (b) 80 min; (c) 110 min
![]()
图 5 80 min和10 MPa在不同焊接温度的接头SEM形貌
Figure 5. SEM of joints with different welding temperatures at 80 min and 10 MPa treatment. (a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃
![]()
图 6 900 ℃和10 MPa在不同焊接时间的接头SEM形貌
Figure 6. SEM of joints with different welding times at 900 ℃ and 10 MPa. (a) 50 min; (b) 80 min; (c) 110 min
![]()
图 7 80 min和10 MPa在不同焊接温度下处理下的接头元素线扫描
Figure 7. Line scan of joint elements at different welding temperatures of 80 min and 10 MPa. (a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃
![]()
图 8 900 ℃，10 MPa和110 min接头焊缝区元素线扫描
Figure 8. Scanning of elemental lines in the weld seam area at 900 ℃, 10 MPa, and 110 min
![]()
图 9 不同焊接参数接头抗剪强度
Figure 9. Joint shear strength under different welding parameters. (a) welding temperature; (b) welding time
![]()
图 10 80 min,10 MPa在不同焊接温度的接头断裂位置
Figure 10. Fracture location of joints at different welding temperatures of 80 min and 10 MPa. (a) 850 ℃; (b) 900 ℃; (c) 950 ℃
![]()
图 11 80 min和10 MPa在不同焊接温度的接头断口形貌
Figure 11. Fracture morphology of joints at different welding temperatures of 80 min and 10 MPa. (a) 850 ℃ TA15; (b) 900 ℃ TA15; (c) 950 ℃ TA15; (d) 850 ℃ 304SS; (e) 900 ℃ 304SS; (f) 950 ℃ 304SS
![]()
图 12 不同焊接参数下的接头TA15侧断口面XRD衍射图
Figure 12. XRD diffraction diagram of the fracture surface of the TA15 side of the joint under different welding parameters. (a) welding temperature; (b) welding time
![]()
图 13 900 ℃和10 MPa不同焊接时间接头断口形貌
Figure 13. Fracture morphology of joints with different welding times at 900 ℃ and 10 MPa. (a) 50 min TA15; (b) 80 min TA15; (c) 110 min TA15; (d) 50 min 304SS; (e) 80 min 304SS; (f) 110 min 304SS
表 1 TA15化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical compositions of TA15
Al V Zr Mo Si 杂质 Ti 7.06 1.40 2.06 1.36 0.026 ≤0.3 余量 
下载: 导出CSV
表 2 304SS化学成分(质量分数，%)
Table 2 Chemical compositions of 304SS
C Mn P S Cr Si Ni Fe ≤0.08 ≤2.0 ≤0.045 ≤0.03 18.0 ~ 20 ≤0.8 8.0 ~ 11.0 余量
下载: 导出CSV
表 3 图5(c)接头焊缝区元素含量(质量分数，％)
Table 3 Joint weld area element content in Fig 5(c)
层数 Fe Ti Ni Cr Al V 1 69.17 1.32 9.85 19.48 0.11 0.07 2 40.61 42.22 13.39 2.63 0.55 0.60 3 13.72 73.32 3.53 2.39 4.96 2.08 4 10.86 75.71 4.58 1.57 5.35 1.93
下载: 导出CSV
表 4 图6(c)接头焊缝区元素含量(质量分数，％)
Table 4 Joint weld area element content in Fig 6(c)
层数 Fe Ti Ni Cr Al V 1 67.10 1.95 0.79 28.73 0.76 0.67 2 63.47 10.28 0.10 25.13 0.82 0.20 3 39.35 49.25 6.41 2.71 2.04 0.24 4 4.69 69.80 9.88 2.58 7.32 5.73
下载: 导出CSV
表 5 80 min和10 MPa在不同焊接温度的接头断口面EDS(质量分数，%)
Table 5 EDS of joint fracture surface under 80 min and 10 MPa treatment at different welding temperatures
温度
T/℃元素 Fe Ti Ni Cr 850 45.53 ~ 48.95 27.50 ~ 30.19 3.37 ~ 4.72 9.05 ~ 14.14 900 50.20 ~ 54.17 22.33 ~ 33.20 4.58 ~ 5.12 8.13 ~ 15.45 950 55.20 ~ 59.05 14.20 ~ 20.93 1.56 ~ 2.33 16.45 ~ 22.90
下载: 导出CSV
表 6 不同焊接时间在900 ℃和10 MPa断口面EDS(质量分数，%)
Table 6 EDS of joint fracture surface under 900 ℃ 10 MPa treatment at different holding times
时间
t/min元素 Fe Ti Ni Cr 50 3.48 ~ 20.24 62.57 ~ 79.09 1.93 ~ 11.86 1.19 ~ 1.67 80 50.20 ~ 54.17 22.33 ~ 33.20 4.58 ~ 5.12 8.13 ~ 15.45 110 47.60 ~ 61.06 9.34 ~ 38.43 0 ~ 3.59 9.46 ~ 31.84
下载: 导出CSV
-
[1] 李兴无, 沙爱学, 张旺峰, 等. TA15合金及其在飞机结构中的应用前景[J]. 钛工业进展, 2003(Z1): 90 − 94. Li Xingwu, Sha Aixue, Zhang Wangfeng, et al. TA15 alloy and its application prospect in aircraft structure[J]. Progress in Titanium Industry, 2003(Z1): 90 − 94.
[2] El-Egamy S S, Badaway W A. Passivity and passivity breakdown of 304 stainless steel in alkaline sodium sulphate solutions[J]. Journal of Applied Electrochemistry, 2004, 34: 1153 − 1158.
[3] 李宁, 王刚, 王廷, 等. Inconel 718镍基合金与304不锈钢电子束焊接[J]. 焊接学报, 2019, 40(2): 82 − 85. Li Ning, Wang Gang, Wang Ting, et al. Weldability of Inconel 718 and 304 stainless steel by electron beam welding[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2019, 40(2): 82 − 85.
[4] Naveen Kumar N, Janaki Ram G D, Bhattacharya S S, et al. Spark plasma welding of austenitic stainless steel AISI 304L to commercially pure titanium[J]. Transactions of the Indian Institute of Metals, 2015, 68: 289 − 297. doi: 10.1007/s12666-015-0589-6
[5] Hao X, Dong H, Li S, et al. Lap joining of TC4 titanium alloy to 304 stainless steel with fillet weld by GTAW using copper-based filler wire[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2018, 257: 88 − 100. doi: 10.1016/j.jmatprotec.2018.02.020
[6] 牛小男, 崔丽, 王鹏, 等. 镍铝青铜过渡层对钛合金/不锈钢异种材料激光焊接头组织与力学性能的影响[J]. 焊接学报, 2022, 43(1): 42 − 47. Niu Xiaonan, Cui Li, Wang Peng, et al. Effect of nickel aluminum bronze transition layer on microstructure and mechanical properties of laser welded titanium alloy/stainless steel joint[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2022, 43(1): 42 − 47.
[7] Zhao Yongtao, Hu Yuqing, Dong Junhui, et al. The effect of welding materials on 1Cr18Ni9Ti and 2Cr13 steel welded joints electrochemical properties[J]. China Welding, 2022, 31(3): 42 − 47.
[8] 苗玉刚, 林志成, 邹俊攀, 等. 旁路分流电弧钎焊钛/钢异种金属接头特性分析[J]. 焊接学报, 2019, 40(9): 99 − 103. Miao Yugang, Lin Zhicheng, Zou Junpan,et al. Characteristic of titanium/steel dissimilar metals joint brazed by bypass-current arc welding[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2019, 40(9): 99 − 103.
[9] Ghosh M, Chatterjee S. Characterization of transition joints of commercially pure titanium to 304 stainless steel[J]. Materials Characterization, 2002, 48(5): 393 − 399. doi: 10.1016/S1044-5803(02)00306-6
[10] Velmurugan C, Senthilkumar V, Sarala S, et al. Low temperature diffusion bonding of Ti-6Al-4V and duplex stainless steel[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2016, 234: 272 − 279. doi: 10.1016/j.jmatprotec.2016.03.013
[11] 周荣林, 何鹏, 李小强, 等. 钛合金/不锈钢网的扩散连接[J]. 宇航材料工艺, 1999(1): 46 − 50. doi: 10.3969/j.issn.1007-2330.1999.01.010 Zhou Ronglin, He Peng, Li Xiaoqiang, et al. Diffusion bonding of titanium alloy/stainless steel mesh[J]. Aerospace Materials Technology, 1999(1): 46 − 50. doi: 10.3969/j.issn.1007-2330.1999.01.010
[12] He P, Zhang J H., Li X Q. Diffusion bonding of titanium alloy to stainless steel wire mesh[J]. Materials Science and Technology, 2001, 17(9): 1158 − 1162. doi: 10.1179/026708301101511112
[13] Vigraman T, Ravindran D, Narayanasamy R. Effect of phase transformation and intermetallic compounds on the microstructure and tensile strength properties of diffusion-bonded joints between Ti–6Al–4V and AISI 304L[J]. Materials & Design, 2012, 36(4): 714 − 727.
[14] 高旺旺. TA2/S316扩散焊接头组织与性能研究[D]. 济南: 山东大学, 2020. Gao Wangwang. Study on the structure and properties of TA2/S316 diffusion welded joint [D]. Jinan: Shandong University, 2020.
[15] 李明兵, 王新南, 商国强, 等. 近α型、(α + β)型和近β型钛合金的高温力学性能[J]. 金属热处理, 2022, 47(11): 199 − 205. Li Mingbing, Wang Xinnan, Shang Guoqiang, et al. High temperature mechanical properties of near-α type, (α + β) type and near-β type titanium alloy[J]. Heat Treatment of Metals, 2022, 47(11): 199 − 205.
[16] Nakajima H, Koiwa M. Diffusion in titanium[J]. ISIJ International, 1991, 31(8): 757 − 766. doi: 10.2355/isijinternational.31.757
[17] Mukherjee A B, Laik A, Kain V, et al. Shrinkage-stress assisted diffusion bonds between titanium and stainless steel: a novel technique[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2016, 25: 4425 − 4436. doi: 10.1007/s11665-016-2284-0
[18] Kumar R R, Gupta R K, Sarkar A, et al. Vacuum diffusion bonding of α-titanium alloy to stainless steel for aerospace applications: Interfacial microstructure and mechanical characteristics[J]. Materials Characterization, 2022, 183: 111607. doi: 10.1016/j.matchar.2021.111607
[19] Zhong Z, Hinoki T, Nozawa T, et al. Microstructure and mechanical properties of diffusion bonded joints between tungsten and F82H steel using a titanium interlayer[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2010, 489(2): 545 − 551. doi: 10.1016/j.jallcom.2009.09.105
[20] 姚尚君, 苗鑫, 陈思杰, 等. 焊接温度对钛/钢复合管瞬时液相扩散焊接头组织与性能的影响[J]. 机械工程材料, 2023, 47(2): 33 − 38. doi: 10.11973/jxgccl202302006 Yao Shangjun, Miao Xin, Chen Sijie, et al. Effect of welding temperature on microstructure and properties of instantaneous liquid diffusion welding head of titanium/steel composite pipe[J]. Materials for Mechanical Engineering, 2023, 47(2): 33 − 38. doi: 10.11973/jxgccl202302006
[21] Kundu S, Sam S, Chatterjee S. Evaluation of interface microstructure and mechanical properties of the diffusion bonded joints of Ti–6Al–4V alloy to micro-duplex stainless steel[J]. Materials Science and Engineering:A, 2011, 528(15): 4910 − 4916. doi: 10.1016/j.msea.2011.02.050
[22] 杜正勇, 李宇轩, 刘煜纯, 等. 铜/钢异种金属焊接技术研究现状[J]. 焊接, 2023(9): 1 − 23. Du Zhengyong, Li Yuxuan, Liu Yuchun, et al. Research status of copper/steel dissimilar metal welding[J]. Welding & Joining, 2023(9): 1 − 23.
[23] 钟群鹏, 赵子华. 断口学[M]. 北京: 高等教育出版社, 2006. Zhong Qunpeng, Zhao Zihua. Fracture Science[M]. Beijing: Higher Education Press, 2006.
[24] 郭峰, 李志. 断裂韧度与钢组织性能的关系[J]. 失效分析与预防, 2007, 2(4): 59 − 64. Guo Feng, Li Zhi. Relationship between fracture toughness and steel microstructure[J]. Failure Analysis and Prevention, 2007, 2(4): 59 − 64.
-
期刊类型引用(11)
1. 肖扬，高炜欣，邓国浩. 小径管X射线焊缝图像缺陷识别算法. 焊接学报. 2024(02): 82-88+133-134 . 
本站查看
2. 张婷，王登武. 基于空洞分层注意力胶囊网络的X射线焊缝缺陷识别方法. 宇航计测技术. 2024(02): 45-51 . 百度学术
3. 邓克剑，王艺澔，李璐，武志华. 核电站密集型穿孔塞焊自动焊技术研究. 建筑机械. 2024(07): 154-157 . 百度学术
4. 贾瑞燕，李海超，魏方锴，徐勇，周宇飞. 基于三维点云的磁极焊缝识别及机器人轨迹生成技术. 焊接学报. 2024(11): 50-54 . 本站查看
5. 梁小虎. 基于傅里叶变换的焊缝表面裂纹图像识别技术研究. 中国特种设备安全. 2024(12): 49-54+60 . 百度学术
6. 张晓冬，张国范，刘金平，李竹渊，潘国伟，王毅. 钢筋预埋件焊接技术综述. 金属加工(热加工). 2023(01): 26-31 . 百度学术
7. 罗辉，崔亚飞. 改进粒子群的机器人焊缝轨迹高效识别及精确路径规划算法研究. 自动化与仪器仪表. 2023(10): 191-195 . 百度学术
8. 王睿，胡云雷，刘卫朋，李海涛. 基于边缘AI的焊缝X射线图像缺陷检测. 焊接学报. 2022(01): 79-84+118 . 本站查看
9. 董亚男. 基于机器视觉的光电传感器焊缝自动识别方法. 制造业自动化. 2022(03): 180-184 . 百度学术
10. 张帆，泮佳俊，刘腾，张浩，李佩齐. 基于机器视觉的焊缝识别研究现状与发展趋势. 电焊机. 2022(07): 24-33+61 . 百度学术
11. 夏攀，马飞，王中任. 基于改进U-Net模型的焊缝特征提取. 激光与红外. 2022(08): 1259-1264 . 百度学术
其他类型引用(10)
计量
- 文章访问数: 174
- HTML全文浏览量: 34
- PDF下载量: 51
- 被引次数: 21
