板式换热器 |
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| 申请号 | CN201380017042.X | 申请日 | 2013-03-27 | 公开(公告)号 | CN104302440B | 公开(公告)日 | 2017-12-15 |
| 申请人 | 阿尔法拉瓦尔股份有限公司; | 发明人 | P.斯杰丁; K.瓦特; | ||||
| 摘要 | 本 发明 涉及制造永久连接的 板式换热器 (1)的方法，所述板式换热器(1)包括具有高于1100℃的固相线 温度 、提供在彼此旁边并与用于第一介质的第一板空隙(4)和用于第二介质的第二板空隙(5)形成板组(3)的多个金属换热器板(2)，其中所述第一板空隙(4)和所述第二板空隙(5)以交替顺序提供在所述板组(3)中，其中各换热器板(2)包括 传热 区域(10)和包括围绕传热区域(10)延伸的弯曲边缘(15)的边缘区域(11)，其中所述板(2)的第一表面(16)形成凸形形状且所述板的第二表面(17)形成凹形形状，其中所述传热区域(10)包括突起(18)和凹陷(19)的波纹，其中所述板的波纹和所述弯曲边缘(15)通过压制所述板提供。本发明还涉及通过所述方法制造的板式换热器(1)。 | ||||||
| 权利要求 | 1.制造永久连接的板式换热器(1)的方法，所述永久连接的板式换热器(1)包括具有高于1100℃的固相线温度、提供在彼此旁边且与用于第一介质的第一板空隙(4)和用于第二介质的第二板空隙(5)形成板组(3)的多个金属换热器板(2)，其中所述第一板空隙(4)和所述第二板空隙(5)以交替顺序提供在所述板组(3)中， |
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| 说明书全文 | 板式换热器技术领域[0001] 本发明涉及制造板式换热器的方法和通过所述方法制造的板式换热器。 背景技术[0002] 可使用不同的方法来连接具有高熔融温度的合金。在本文中，“高熔融温度”为高于900℃的熔融温度。焊接(welding)是常用的方法，其中将母体金属在有或没有其他材料的情况下熔融，即，通过熔融和再凝固产生铸造产物。 [0003] 硬焊(brazing)是通过引入在高于450℃熔融的液态金属连接紧密靠近的固态金属的方法。硬焊接缝通常在选择适当的填料合金时产生，母体金属表面是清洁的并在加热到硬焊合金的流动温度期间保持清洁，且使用合适的接缝设计。在该过程期间，硬焊填料在高于450℃的温度下熔融，即，在低于欲连接的母体金属的液相线温度的温度下形成液体界面。为了实现硬焊，该液体界面应该良好地润湿且流动。 [0004] 软焊(soldering)是其中两种或更多种金属物品通过填料金属即软焊剂熔融并流动到接缝中而连接的方法，该软焊剂具有比工件低的熔点。在硬焊中，填料金属在比软焊剂高的温度下熔融，但工件金属不会熔融。在软焊和硬焊之间的差别是基于填料合金的熔融温度。通常将450℃的温度用作在软焊和硬焊之间的实际界点(delineatingpoint)。 [0005] 通常，硬焊的程序包括施用与在欲连接的母体金属之间的间隙或空隙接触的硬焊填料。在加热过程期间，硬焊填料熔融并填充欲连接的间隙。在硬焊过程中，有三个主要阶段，其中第一阶段被称作物理阶段。物理阶段包括硬焊填料的润湿和流动。第二阶段通常在给定的连接温度下出现。在该阶段期间，存在固-液相互作用，其伴随着实质性的质量传递。在该阶段，马上连接液态填料金属的母体金属体积溶解或与该填料金属反应。同时，来自液相的少量元素渗透到固态母体金属中。组分在连接区域中的该重新分配引起填料金属组成的改变，且有时导致填料金属的凝固的发生。与第二阶段重叠的最后阶段的特征在于形成最终接缝微观结构并在接缝的凝固和冷却期间进展。 [0006] 连接两个金属部件(母体材料)的另一方面为瞬时液相扩散连接(TLP连接)，其中当来自中间层的熔点抑制元素在连接温度下移动到金属部件的晶格和晶界中时发生扩散。固态扩散过程随后导致在连接界面处组成的改变且不同的中间层在比母体材料低的温度下熔融。因此，液体的薄层沿界面铺展以在比任一金属部件的熔点低的温度下形成接缝。连接温度的降低引起熔体凝固，且该相随后可通过保持在连接温度下一段时间而扩散开，进入金属部件中。 [0007] 诸如焊接、硬焊和TLP-连接的连接方法成功地连接金属部件。然而，焊接具有其局限性，因为其可能非常昂贵或者当它们难以接近时，甚至不可能产生许多接缝。硬焊也具有其局限性，例如，其有时难以恰当地施用或甚至难以确定最合适的填料金属。TLP-连接在面临连接不同材料时是有利的，但具有其局限性。例如，常常难以找到合适的中间层且在欲填充大间隙的情况下或当欲形成相对较大的接缝时，该方法并不真的适合产生接缝。 [0008] 因此，在选择某一连接方法时涉及到许多因素。同样关键的因素有成本、生产率、安全性、工艺速度和连接金属部件的接缝的性质以及在连接之后金属部件本身的性质。即使上述方法具有它们的优点，但是仍然需要将作为目前方法的补充使用的连接方法，特别是在考虑像成本、生产率、安全性和工艺速度的因素时。 发明内容[0009] 本发明的目的在于改进上述技术和现有技术。具体地讲，其目的在于提供以简单且可靠的方式、同时仍然在板式换热器的板之间制造坚固的接缝来制造永久连接的板式换热器的方法。 [0010] 为了实现这些目的，提供了制造包括具有高于1100℃的固相线温度的多个金属换热器板的永久连接的板式换热器的方法。所述板提供在彼此旁边且与用于第一介质的第一板空隙和用于第二介质的第二板空隙形成板组(plate package)，其中所述第一板空隙和所述第二板空隙以交替顺序提供在所述板组中。各换热器板包括传热区域和包括围绕所述传热区域延伸的弯曲边缘的边缘区域。所述板的第一表面形成凸形形状，所述板的第二表面形成凹形形状且所述传热区域包括突起和凹陷的波纹。所述板的波纹和所述弯曲边缘通过压制所述板提供。所述方法包括以下步骤： [0011] 将熔融抑制组合物施用在第一板的第一凸形表面的至少一部分上，所述熔融抑制组合物包含： [0015] 将所述第一板和所述第二板加热到高于1100℃的温度，所述第一板的第一凸形表面由此熔融，使得所述第一板的表面层熔融且与所述熔融抑制组分一起，形成在所述第一板和所述第二板之间的接触点处与所述第二板接触的熔融金属层，和 [0016] 让所述熔融金属层凝固，从而在所述板组中的所述板之间的接触点处获得接缝并且所述弯曲边缘形成在所述板组中的所述板的弯曲边缘之间的紧密配合。 [0017] 所述板的金属可具有例如铁-、镍-和钴-基金属合金的形式，因为它们通常具有高于1100℃的固相线温度。所述板不可为不具有高于1100℃的固相线温度的纯铜、铜基合金、纯铝或铝基合金。在所述金属板中的金属或甚至所述金属板本身可称为“母体金属”或“母体材料”。在本文中，“铁-基”合金为其中铁具有在合金的所有元素中的最大重量百分数(重量％)的合金。相应的情形也适用于镍-、钴-、铬-和铝-基合金。 [0018] 如所指出，所述熔融抑制组合物包含至少一种组分，所述组分为熔融抑制组分。任选地，所述熔融抑制组合物包含粘合剂组分。对降低至少所述第一板的熔融温度作出贡献的熔融抑制组合物的所有物质或部分视为所述熔融抑制组分的一部分。将熔融抑制组合物的并不涉及降低至少所述第一板的熔融温度，而是“粘合”熔融抑制组合物的部分视为所述粘合剂组分的一部分，因此其形成例如糊浆、漆料或浆料。当然，所述熔融抑制组分可包含其他组分，诸如少量的填料金属。然而，所述填料金属不可能代表超过75重量％的熔融抑制组分，因为至少25重量％的熔融抑制组分包含硼和硅。如果填料金属包含在所述熔融抑制组合物中，则其始终是所述熔融抑制组分的一部分。 [0019] 在本文中，“硼和硅”是指按重量％计算的在所述熔融抑制组分中硼和硅的和。在此，重量％是指通过将质量分数乘以100确定的重量百分数。如所知，物质在组分中的质量分数为该物质的质量浓度(该物质在组分中的密度)与组分的密度的比率。因此，例如，至少25重量％的硼和硅是指在100g熔融抑制组分样品中硼和硅的总重量为至少25g。显然，如果粘合剂组分包含在所述熔融抑制组合物中，则硼和硅在所述熔融抑制组合物中的重量％可能小于25重量％。然而，在所述熔融抑制组分中始终存在至少25重量％的硼和硅，如上指出，其还包含可包含的任何填料金属，即填料金属始终被视为所述熔融抑制组合物的一部分。 [0020] “硼”包括在所述熔融抑制组分中的所有硼，其包括元素硼以及在硼化合物中的硼。相应地，“硅”包括在所述熔融抑制组分中的所有硅，其包括元素硅以及在硅化合物中的硅。因此，硼和硅在所述熔融抑制组分中可由在各种硼和硅化合物中的硼和硅来表示。 [0021] 显然，所述熔融抑制组合物与常规硬焊物质完全不同，因为相对于熔融抑制物质如硼和硅，常规硬焊物质具有多得多的填充金属。通常，硬焊物质具有小于18重量％的硼和硅。 [0022] 所述方法的优势在于可减少或甚至排除填料金属，和其可适用于用不同材料制成的金属板。当然，所述熔融抑制组合物也可施用在所述第二金属板上。 [0023] 所述硼可来源于元素硼和选自以下化合物中的至少任一种的硼化合物的硼中的任一种：碳化硼、硼化硅、硼化镍和硼化铁。所述硅可来源于元素硅和选自以下化合物中的至少任一种的硅化合物的硅中的任一种：碳化硅、硼化硅和硅铁。 [0024] 所述熔融抑制组分可包含至少40重量％的硼和硅，或甚至可以包含至少85重量％的硼和硅。这意味着，如果存在任何填料金属，则其分别以小于60重量％、小于15重量％的量存在。所述熔融抑制组分甚至可以包含至少95重量％的硼和硅。 [0025] 硼可构成所述熔融抑制化合物的硼和硅含量的至少10重量％。这意味着，当所述熔融抑制组分包含至少25重量％的硼和硅时，则所述熔融抑制组分包含至少至少2.5重量％的硼。硅可构成所述熔融抑制化合物的硼和硅含量的至少55重量％。 [0026] 所述熔融抑制组分可包含小于50重量％的金属元素，或小于10重量％的金属元素。所述金属元素对应于上文论述的“金属填料”。所述少量金属元素或金属填料十分明显地区分开所述熔融抑制组合物与例如已知硬焊组合物，因为已知的硬焊组合物包含至少60重量％的金属元素。在此，“金属元素”例如包括所有过渡金属，其为在周期表的d区的元素，包括在周期表上的3-12族。这意味着，例如铁(Fe)、镍(Ni)、钴(Co)、铬(Cr)和钼(Mo)为“金属元素”。不是“金属元素”的元素有惰性气体、卤素及以下元素：硼(B)、碳(C)、硅(Si)、氮(N)、磷(P)、砷(As)、氧(O)、硫(S)、硒(Se)和碲(Tu)。应该注意到，例如，如果硼来自化合物硼化镍，则该化合物的镍部分为在该金属元素中所包括的金属元素，在一个实施方案中，其应该小于50重量％，且在另一实施方案中，小于10重量％。 [0027] 所述板的厚度可为0.3-0.6mm且所述熔融抑制组合物的施用则可包括在第一金属部件的表面上每平方毫米施用平均0.02-0.12mg硼和硅。在第一板的表面上每平方毫米施用平均0.02-0.12mg硼和硅包括经由例如第二板的任何间接施用，例如，将硼和硅从第二板转移到第一板。因此，本文中提到的硼和硅不必一定直接施用在第一金属部件上，只要其仍然对第一板的表面层的熔融作出贡献即可。 [0028] 第一板的厚度可为0.6-1.0mm且所述熔融抑制组合物的施用则可包括在第一板的表面上每平方毫米施用平均0.02-1.0mg硼和硅。如前所述，该施用还包括经由第二板间接“施用”。 [0029] 第一板的厚度可大于1.0mm且所述熔融抑制组合物的施用则可包括在第一板的表面上每平方毫米施用平均0.02-5.0mg硼和硅。 [0030] 所述熔融抑制组合物的施用可在压制所述板之前进行。所述熔融抑制组合物的施用供选地可在压制所述板之后进行。 [0031] 所述熔融抑制组合物的施用还可在将所述板堆叠成板组之后通过使含有所述熔融抑制组合物的悬浮液涌过所述板组来进行。 [0032] 所述熔融抑制组合物的施用可借助于丝网印刷或借助于溅射到切割成板的螺旋管上来进行。 [0033] 所述第一表面可具有大于由在所述第一表面部分上的接触点限定的面积的面积，从而在形成接缝时在熔融金属层中的金属流到所述接触点。所述流动通常由毛细管作用引起。 [0034] 所述表面的面积可为由所述接触点限定的面积的至少10倍。所述表面的面积可能甚至更大(或所述接触点相对较小)，诸如为由所述接触点限定的面积的至少20或30倍。所述表面的面积是指熔融金属在此流动以形成接缝的表面的面积。 [0035] 所述表面的面积可为所述接缝的横截面积的至少3倍。所述表面的面积可能甚至更大(或所述接缝的横截面积相对较小)，诸如其为由所述接触点限定的面积的至少6或10倍。所述接缝的横截面积可定义为所述接缝横跨与定位所述接触点的表面平行的平面的横截面积，所述接缝在该位置具有最小的伸长(横截面积)。 [0036] 所述接缝可包含至少50重量％或至少85重量％或甚至100重量％的金属(金属元素)，在加热之前，所述金属为第一金属部件或第二金属部件中任一个的一部分。这通过让金属部件的金属流到接触点并形成接缝来实现。以此方式形成的接缝完全不同于通过硬焊形成的接缝，因为通过硬焊形成的接缝通常包含至少90重量％金属，在硬焊之前，所述金属为用于形成接缝的硬焊物质的填料金属的一部分。 [0037] 所述板可包含以下任一种： [0038] i)>50重量％Fe、<13重量％Cr、<1重量％Mo、<1重量％Ni和<3重量％Mn； [0039] ii)>90重量％Fe； [0040] iii)>65重量％Fe和>13重量％Cr； [0041] iv)>50重量％Fe、>15.5重量％Cr和>6重量％Ni； [0042] v)>50重量％Fe、>15.5重量％Cr、1-10重量％Mo和>8重量％Ni； [0043] vi)>97重量％Ni； [0044] vii)>10重量％Cr和>60重量％Ni； [0045] viii)>15重量％Cr、>10重量％Mo和>50重量％Ni； [0046] ix)>70重量％Co；和 [0047] x)>10重量％Fe、0.1-30重量％Mo、0.1-30重量％Ni和>50重量％Co。 [0048] 上述意味着第一板以及第二板可用许多不同的合金制成。显然，上述实例的余量为如在工业内常见的其他金属或元素。 [0049] 根据另一方面，提供包括具有高于1100℃的固相线温度的多个金属换热器板的板式换热器。所述板提供在彼此旁边且与用于第一介质的第一板空隙和用于第二介质的第二板空隙形成板组，其中所述第一板空隙和所述第二板空隙以交替顺序提供在所述板组中。各换热器板包括传热区域和包括围绕所述传热区域延伸的弯曲边缘的边缘区域。所述板的第一表面形成凸形形状，所述板的第二表面形成凹形形状且所述传热区域包括突起和凹陷的波纹。所述板的波纹和所述弯曲边缘通过压制所述板提供。所述板式换热器根据上述方法或其实施方案中的任一个制造。 [0050] 根据本发明的另一方面，所述板式换热器包括通过接缝与第二板连接的第一板，所述板具有高于1100℃的固相线温度，其中所述接缝包含至少50重量％的金属元素，所述金属元素从围绕所述接缝且为第一板和第二板中任一个的一部分的面积(A1)中提取出。 附图说明[0052] 现例如参考随附的示意图描述本发明的实施方案，其中： [0053] 图1为现有技术的板式换热器的侧视图， [0054] 图2为根据图1的板式换热器的平面图， [0055] 图3为根据图1的板式换热器的横截面图， [0056] 图4为根据本发明的方法用于连接在板式换热器中的板的方法的流程图，[0057] 图5显示在描述两个金属部件可如何连接的许多实施例中使用的压板，[0058] 图6为在图5中显示的板和平板之间的接缝的横截面的相片， [0059] 图7显示其中测量的接缝宽度作为熔融抑制组合物的施用量(g/3500mm2)的函数绘制的图形，包括趋势线， [0060] 图8显示其中基于测量宽度计算的接缝的填充面积作为熔融抑制组合物的施用量(g/3500mm2)的函数绘制的另一图形，包括趋势线， [0061] 图9显示其中在其中接缝比板材料坚固或与板材料同样坚固的拉伸试验样品的％作为熔融抑制组合物的施用量(g/3500mm2)的函数绘制的另一图形，包括趋势线，及[0062] 图10显示已经连接的其他试验样品的图片。 具体实施方式[0063] 参考附图，公开了板式换热器，分别参见图1、图2和图3。板式换热器1包括多个换热器板2，多个换热器板2提供在彼此旁边，用于与用于第一介质的第一板空隙4和用于第二介质的第二板空隙5一起形成板组3。第一板空隙4和第二板空隙5以交替顺序提供在板组3中，即每隔一个板空隙为第一板空隙4且每隔一个板空隙为第二板空隙5，参见图3。 [0064] 在图1-3中公开的板式换热器1具有彼此永久连接的换热器板2。两个最外面的换热器板可形成端板或可被端板替代。 [0065] 板式换热器1还包括入口通道和出口通道6-9，它们布置成将第一介质传送到第一板空隙4和将其从第一板空隙4传送出来及将第二介质传送到第二板空隙5和将其从第二板空隙5传送出来。各换热器板2延伸主延伸面p，且包括传热区域10和围绕传热区域10延伸的边缘区域11。各换热器板1还包括两个舷窗区域，它们分别提供在换热器板1的第一末端和换热器板1的第二末端处。舷窗区域位于边缘区域11内，且更具体地在边缘区域11和传热区域10之间。各舷窗区域包括至少两个舷窗14，它们与相应入口通道和出口通道6-9对准。各换热器板1还包括周围外部凸缘或弯曲边缘15。弯曲边缘或凸缘15提供在外部或形成边缘区域11的外部部分。应当注意，换热器板2还可具有沿换热器板1的外周的一部分延伸的外部弯曲边缘15。因此，板2各自具有具有凸形形状的第一表面16和具有凹形形状的第二表面17。 [0066] 传热区域10包括突起18和凹陷19的波纹。所述凹陷和突起例如可形成为隆起和凹槽或凹坑。 [0067] 板2可用例如铁-、镍-和钴-基金属合金制成，因为这些合金通常具有高于1100℃的固相线温度。这些板不可用不具有高于1100℃的固相线温度的纯铜、纯铝或铝-基合金制成。例如，这些板通常可用铁-、镍-和钴-基合金制成。 [0068] 在板2中的金属或甚至板2本身可称为“母体金属”或“母体材料”。在本文中，“铁-基”合金为其中铁具有在该合金中的所有元素的最大重量百分数(重量％)的合金。相应的情形也适用于例如镍-、铜-、钴-、铬-和铝-基合金。 [0069] 参考图4，示出了用于连接板式换热器1的板2的方法的流程图。板2可用如上所述的不同材料制成。 [0070] 在第一步骤201中，将熔融抑制组合物20施用在板的第一凸形表面16的至少一部分上。可将熔融抑制组合物20仅施用在凸形表面16的一部分上或施用在基本上全部凸形表面16上。在一个供选的实施方案中，还可将熔融抑制组合物20施用在板2的第二凹形表面17上，但是施用量小于在第一凸形表面16上施用的熔融抑制组合物的量。 [0072] 熔融抑制组合物20包含至少一种组分，该组分为熔融抑制组分。任选地，该熔融抑制组合物包含粘合剂组分。将熔融抑制组合物的对降低至少第一金属部件的熔融温度作出贡献的所有物质或部分视为该熔融抑制组分的一部分。将熔融抑制组合物的并不涉及降低至少第一金属部件的熔融温度，而是“粘合”熔融抑制组合物的部分视为粘合剂组分的一部分，因此其形成例如糊浆、漆料或浆料。当然，该熔融抑制组分可包含其他组分，诸如少量的填料金属。然而，所述填料金属不可代表大于75重量％的熔融抑制组分，因为至少25重量％的熔融抑制组分包含硼和硅。如果填料金属包含在该熔融抑制组合物中，则其始终是该熔融抑制组分的一部分。 [0073] 在本文中，“硼和硅”是指如以重量％计算的在该熔融抑制组分中硼和硅的和。在此，重量％是指通过将质量分数乘以100确定的重量百分数。如所知，物质在组分中的重量分数为该物质的质量浓度(该物质在组分中的密度)与组分的密度的比率。因此，例如，至少25重量％的硼和硅是指在100g熔融抑制组分样品中硼和硅的总重量为至少25g。显然，如果粘合剂组分包含在该熔融抑制组合物中，则硼和硅在该熔融抑制组合物中的重量％可能小于25重量％。然而，在该熔融抑制组分中始终存在至少25重量％的硼和硅，如上指出，其还包含可包含的任何填料金属，即填料金属始终被视为该熔融抑制组合物的一部分。 [0074] “硼”包括在该熔融抑制组分中的所有硼，其包括元素硼和在硼化合物中的硼。相应地，“硅”包括在该熔融抑制组分中的所有硅，其包括元素硅以及在硅化合物中的硅。因此，硼和硅在该熔融抑制组分中可由在各种硼和硅化合物中的硼和硅来表示。 [0075] 显然，该熔融抑制组合物与常规硬焊物质完全不同，因为相对于熔融抑制物质如硼和硅，常规硬焊物质具有多得多的填充金属。通常，硬焊物质具有小于18重量％的硼和硅。 [0076] 所述方法的优势在于可减少或甚至排除填料金属，和其可适用于用不同材料制成的金属部件。其还可用于各种应用中，例如用于连接传热板或另外通过例如焊接或常规硬焊连接的任何合适金属物体。 [0077] 在本发明的另一实施方案中，将熔融抑制组合物20施用在随后切割成板2的螺旋管上。 [0078] 在以下步骤202中，使第二板22的第二凹形表面17与熔融抑制组合物20在第一板21的第一凸形表面16上的接触点23处接触。通过堆叠第一板和第二板，产生板组3。这可手动地或通过采用常规自动化生产系统自动地进行。当然，也可将熔融抑制组合物20施用在第二板22的第二凹形表面17上。 [0079] 该硼可来源于元素硼和选自以下化合物中的至少任一种的硼化合物的硼中的任一种：碳化硼、硼化硅、硼化镍和硼化铁。该硅可来源于元素硅和选自以下化合物中的至少任一种的硅化合物的硅中的任一种：碳化硅、硼化硅和硅铁。 [0080] 该熔融抑制组分可包含至少40重量％的硼和硅，或甚至可以包含至少85重量％的硼和硅。这意味着，如果存在任何填料金属，则其分别以小于60重量％、小于15重量％的量存在。该熔融抑制组分甚至可以包含至少95重量％的硼和硅。 [0081] 硼可构成该熔融抑制化合物的硼和硅含量的至少10重量％。这意味着，当该熔融抑制组分包含至少25重量％的硼和硅时，则该熔融抑制组分包含至少至少2.5重量％的硼。硅可构成该熔融抑制化合物的硼和硅含量的至少55重量％。 [0082] 该熔融抑制组分可包含小于50重量％的金属元素或小于10重量％的金属元素。所述金属元素对应于如上论述的“金属填料”。所述少量金属元素或金属填料区分开熔融抑制组合物20与例如已知硬焊组合物，因为已知的硬焊组合物包含至少60重量％的金属元素。在此，“金属元素”例如包括所有过渡金属，其为在周期表的d区的元素，包括在周期表上的 3-12族。这意味着，例如铁(Fe)、镍(Ni)、钴(Co)、铬(Cr)和钼(Mo)为“金属元素”。不是“金属元素”的元素有惰性气体、卤素及以下元素：硼(B)、碳(C)、硅(Si)、氮(N)、磷(P)、砷(As)、氧(O)、硫(S)、硒(Se)和碲(Tu)。应该注意到，例如，如果硼来自化合物硼化镍，则该化合物的镍部分为在这些金属元素中所包括的金属元素，在一个实施方案中，其应该小于50重量％，且在另一实施方案中，小于10重量％。 [0083] 板2可具有0.3-0.6mm的厚度且熔融抑制组合物20的施用201则可包括在第一板21的第一凸形表面16上每平方毫米施用平均0.02-0.12mg硼和硅。在第一凸形表面16的表面上每平方毫米施用平均0.02-0.12mg硼和硅包括经由例如第二凹形表面17的任何间接施用，例如，将硼和硅从第二板22转移到第一板21。因此，本文中提到的硼和硅不必一定直接施用在第一板21上，只要其仍然对第一板21的第一凸形表面16的表面层的熔融作出贡献即可。 [0084] 板2可具有0.6-1.0mm的厚度且熔融抑制组合物20的施用则可包括在板2的表面上每平方毫米施用平均0.02-1.0mg硼和硅。 [0085] 板2可具有大于1.0mm的厚度且该熔融抑制组合物的施用则可包括在板2的表面上每平方毫米施用平均0.02-5.0mg硼和硅。 [0086] 该熔融抑制组合物可施用在具有大于由接触点23限定的面积的面积的表面上，从而当形成接缝时在熔融金属层中的金属流动到接触点。所述流动通常由毛细管作用引起。 [0087] 该熔融组分表面的面积可为由接触点23限定的面积的至少10倍。该表面的面积可能甚至更大(或该接触点相对较小)，诸如为由该接触点限定的面积的至少20或30倍。该表面的面积是指熔融金属在此流动以形成接缝的表面的面积。当然，该熔融抑制组合物可施用在第一板21的全部第一凸形表面16上。 [0088] 该表面的面积可为该接缝的横截面积的至少3倍。该表面的面积可能甚至更大(或该接缝的横截面积相对较小)，诸如其为由该接触点限定的面积的至少6或10倍。该接缝的横截面积可定义为该接缝横跨与定位该接触点的表面平行的平面的横截面积，该接缝在该位置具有最小的伸长(横截面积)。 [0089] 所述接缝可包含至少50重量％或至少85重量％或甚至100重量％的金属(金属元素)，在加热之前，所述金属为板2中任一个的一部分。这通过让板的金属流到接触点23并形成接缝来完成。以此方式形成的接缝完全不同于通过硬焊形成的接缝，因为通过硬焊形成的接缝通常包含至少90重量％金属，在硬焊之前，所述金属为用于形成接缝的硬焊物质的填料金属的一部分。 [0090] 第一板2可包含以下任一种： [0091] i)>50重量％Fe、<13重量％Cr、<1重量％Mo、<1重量％Ni和<3重量％Mn； [0092] ii)>90重量％Fe； [0093] iii)>65重量％Fe和>13重量％Cr； [0094] iv)>50重量％Fe、>15.5重量％Cr和>6重量％Ni； [0095] v)>50重量％Fe、>15.5重量％Cr、1-10重量％Mo和>8重量％Ni； [0096] vi)>97重量％Ni； [0097] vii)>10重量％Cr和>60重量％Ni； [0098] viii)>15重量％Cr、>10重量％Mo和>50重量％Ni； [0099] ix)>70重量％Co；和 [0100] x)>10重量％Fe、0.1-30重量％Mo、0.1-30重量％Ni和>50重量％Co。 [0101] 上述意味着板2可用许多不同的合金制成。显然，上述实例的余量为如在工业内常见的其他金属或元素。 [0102] 在下一步骤203中，将板组3加热到高于1100℃的温度。精确温度可在以下实施例中见到。在该加热期间，第一板21的第一凸形表面16熔融并形成表面层且与熔融抑制组分一起形成在第一板21和第二板22之间的接触点23处与第二板22的第二凹形表面17接触的熔融金属层。当这发生时，该熔融金属层的金属流向接触点23。 [0103] 在最终步骤204中，让熔融金属层凝固，从而在板组3的板之间的接触点23处获得接缝且弯曲边缘15在板组3中的板2的弯曲边缘15之间形成紧密配合，即已经流到接触点23的金属凝固。通过将熔融抑制组合物20仅施用201在板2的凸形表面16上，意外地发现发生板2的形状改变，使得板2的凸形形状变得甚至更凸，即弯曲边缘15在板组3中彼此产生非常紧密且适贴的配合，这比在已知硬焊技术的情况下变得更加紧密。实际上，在弯曲边缘15之间也比原始距离更紧密。比较起来，如果熔融抑制组合物20仅施用在凹形表面17上，则间隙在弯曲表面15之间增加。当共混物与该表面合金化时，发生形状改变，这也意味着由于该合金化在该表面中将存在压缩应力。如果熔融抑制组合物施用在凸形表面16和凹形表面17两者上，则在两种表面上都将存在压缩应力，引起板2和板组3的疲劳强度增加。 [0104] 该凝固通常包括将温度降低到常温。然而，凝固还在温度降低之前在接缝区域中重新分配组分(硼和硅)的物理过程期间发生。 [0105] 根据上文描述，虽然已经描述并显示了本发明的各种实施方案，但是本发明不受此约束，而其还可在以下权利要求书中限定的主题的范围内以其他方式体现。各种熔融抑制组合物也可与用于金属部件的各种金属组合。例如，熔融抑制组合物(共混物)A3.3可与用316钢制成的金属部件组合。 [0106] 实施例 [0107] 现在提供许多实验和实施例来描述适合板的材料；熔融抑制组合物23的组成，应该使用的熔融抑制组合物的量；加热的合适温度、应该加热多久等。因此，这些实验和实施例的结果用于先前描述的实体，如第一板、第二板、熔融抑制组合物、接触点、接缝等，即先前描述的实体可合并关于以下实验和实施例描述的相应的有关特点。在下文中，将熔融抑制组合物称为“共混物”。可将金属板称为“母体金属”。 [0108] 图5显示用于举例说明可如何连接两个金属部件的板150。板150为圆形压板，其直径为42mm，具有0.4mm的厚度且用316L(SAE钢号)型不锈钢制成。压板150具有各自约20mm长的两个压梁v和h。梁v代表左梁且梁h代表右梁。“v”和“h”在以下实施例5和9中使用。 [0109] 图6显示在图5中所示类型的板150和平板之间的接缝的横截面。在板150的梁和该平板之间的接触点处产生接缝。为了估计形成该接缝的金属的量，进行以下近似和计算。 [0110] 据估计在该接缝的中心处的体积可以忽略。因此，将接缝在宽度如宽度B(在该实施例中，1.21mm或更小)上产生的金属体积设定为零。在梁v的具有(X-B)/2的距离的外侧，金属已经聚积。当在平板上施用共混物(熔融抑制组合物)时，将板固持在一起且加热板的表面层至熔融且以熔融形式的金属通过毛细管作用从邻近区域传输到接缝的区域，由此形成构成该接缝的金属体积。 [0111] 可以通过估计在接缝的中心的各侧上形成两个三角形来计算面积。在该三角形中的角度α测量为28°。总测量宽度为X且中心宽度为B。这两个三角形的总面积A因此为A＝2·(((X-B)/2)·((X-B)/2)·tan(α))/2。当B测量为1.21mm时，则A＝2·(((X-1.21)/2)·((X-1.21)/2)·tan(28))/2。流到缝隙以形成接缝的硬焊合金的总产生体积将为该面积乘两个梁v、h的长度。一些所形成的硬焊合金并不流到缝隙，而是留在施用共混物的表面上。 [0112] 图7为显示作为共混物的不同实施方案的施用量(g/3500mm2，即克/3500平方毫米)的函数的测量宽度，具有趋势线。试验的结果示于表7和表8(参见以下实施例5)和图7中。图7的趋势线基于函数Y＝K·X+L，其中Y为面积，K为线的斜率，X为共混物的施用量且L为常数。测量宽度和估计面积的结果由图7图示。共混物的施用量(参见表7和表8)为0.06g/3500mm2-0.96g/3500mm2，其对应于约0.017mg/mm2-0.274mg/mm2。 [0113] 测量共混物的趋势线Y＝K·X+L，其中Y为接缝宽度，K为线的斜率，X为共混物的施用量且L为常数，参见图表面153(Fig.surface 153)。因此，硬焊接缝的宽度为： [0114] Y(对于A3.3的宽度)＝1.554+9.922·(共混物A3.3的施用量) [0115] Y(对于B2的宽度)＝0.626+10.807·(共混物B2的施用量) [0116] Y(对于C1的宽度)＝0.537+8.342·(共混物C1的施用量) [0117] Y(对于F0的宽度)＝0.632+7.456·(共混物F0的施用量)。 [0118] 如从图7中观察到，将在共混物A3.3、B2、C1、D0.5、E0.3和F0当中的共混物A3.3给出了作为共混物的施用量的函数的在接缝中的硬焊合金的最高量。样品F0在低于0.20g/3500mm2时未给出任何实质性接缝。 [0119] 图8显示绘制具有趋势线的基于作为共混物施用量(g/3500mm2)的函数的测量宽度的硬焊接缝的计算填充面积的另一图形。测量共混物的趋势线Y＝K·X-L，其中Y为面积，K为线的斜率，X为共混物的施用量且L为常数，参见图8。对于图7，硬焊接缝的面积为： [0120] Y(对于A3.3的面积)＝4.361·(共混物A3.3的施用量)-0.161 [0121] Y(对于B2的面积)＝3.372·(共混物B2的施用量)-0.318 [0122] Y(对于C1的面积)＝2.549·(共混物C1的施用量)-0.321 [0123] Y(对于F0的面积)＝0.569·(共混物F0的施用量)-0.093。 [0124] 基于在图8中的图形对于所产生体积的估计，例如对于0.18g/3500mm2的量，排除样品F0(由于“没有”硬焊接缝)和样品D0.5(由于数据太少)，对于样品给出在板之间的接缝中硬焊合金的产生体积的值，参见下文： [0125] 体积(A3.3)＝0.63·长度40(20·2)＝25.2mm3 [0126] 体积(B2)＝0.30·长度40(20·2)＝12.0mm3 [0127] 体积(C1)＝0.12·长度40(20·2)＝4.8mm3 [0128] 体积(E0.3)＝0.10·长度40(20·2)＝4.0mm3。 [0129] 图9显示另一图形，其中％(百分比)为作为共混物的施用量(即g/3500mm2)的函数的拉伸实验的成功率，其中接缝比板材料坚固或与板材料一样坚固。当板比接缝坚固时，引起接缝破裂，结果设定为零。对于接缝比板材料坚固的样品，结果的差别没有统计显著性。 [0130] 图10显示通过借助于共混物形成接缝来连接的另一样品。该图片显示存在在两个板之间形成的接缝。该样品来自实施例10。 [0131] 在下文中，为了说明本发明，更详细地提供了实施例。 [0132] 进行在这些实施例中的试验以研究当将硅施用在母体金属的试验样品的表面上(即，在金属部件上)时硅Si是否能够产生“硬焊合金”。并且，为了降低硬焊合金的熔点，加入不同量的硼B。硼还用于改变硬焊合金的润湿特性。还研究了所试验共混物的性质。在这些实施例中，重量％为重量百分比且原子％为原子百分比。在此，“硬焊合金”是指在硅和硼引起母体金属(金属部件)的一部分或层熔融时形成的合金。“硬焊合金”因此包含该共混物和来自母体金属的金属元素。 [0133] 如果没有陈述其他情况，则对于所有试验，在将硅和硼的共混物的样品加到试验样品中之前，母体金属的试验样品都通过盘洗且用丙酮来清洁。 [0134] 实施例1 [0135] 实施例1涉及欲试验的硅和硼的共混物的样品的制备。C1号共混物样品通过在来自Busch&Holm的Varimixer BEAR中共混118.0g结晶硅粉(粒径325目，99.5％(基于金属)，7440-21-3，来自Alfa Aesar-Johnsson Matthey Company)与13.06g结晶硼粉(粒径325目， 98％(基于金属)，7440-42-8，来自Alfa Aesar-Johnsson Matthey Company)和77.0g Nicorobraz S-30粘合剂(来自Wall Colmonoy)以生成208g糊浆，参见样品C1。所有试验样品都根据与共混物样品C1相同的程序来制备。样品汇总于表1中。所制备的共混物对应于先前论述的“熔融抑制组合物”。在该共混物中的硼和硅对应于熔融抑制组合物的“熔融抑制组分”且在该共混物中的粘合剂对应于熔融抑制组合物的“粘合剂组分”。 [0136] [0137] 表1 [0138] 样品G15、H100、I66和J以与样品F0、E0.3、D0.5、C1、B2和A3.3相同的方式制备，差别在于使用另一粘合剂。该粘合剂为来自Wall Colmonoy的Nicorobraz S-20粘合剂。这些试验样品汇总于表2中。 [0139] [0140] 表2 [0141] 对于共混物样品，进行计算以显示比率、重量百分比和原子百分比，如在表3中所示。 [0142] [0143] 表3 [0144] 粘合剂 [0145] 测量在S-20粘合剂和S-30粘合剂中的粘合剂(聚合物和溶剂)含量。随后试验在凝胶内“干”材料的含量。将S-20粘合剂和S-30粘合剂的样品称重且此后将其置于处于98℃下的烘箱中18小时。在将样品从烘箱中取出之后，将它们再次称重且将结果提供在表4中。 [0146] [0147] 表4 [0148] 实施例2 [0149] 实施例2涉及硬焊试验，即其中将共混物样品布置在金属部件(试验部件或试验板)上的试验。金属部件具有直径83mm和厚度0.8mm的圆形试片的形式且金属部件用316L型不锈钢制成。使用两种不同量的共混物：0.2g和0.4g。将共混物施用在金属部件上。所有样品都在常规真空炉中在1210℃下硬焊1小时。进行双重试验。意味着，两种量的共混物、双重样品和6种不同的共混物，2·2·6＝24个样品。所试验的共混物有：F0、E0.3、D0.5、C1、B2和A3.3。将共混物施用在具有约10-14mm的直径的金属部件的圆形区域，即78-154mm2的表面上。每平方毫米施用该约1.3-5.1mg共混物。 [0150] 观察到金属部件的金属已经熔融，即，产生熔体。还观察到熔体在一些方面表现为具有流动性的硬焊合金。在没有测量润湿的尺寸的情况下，看起来共混物中增加的硼量引起更好的润湿。然而，还看出，对于多个样品，金属部件的整体厚度已经熔融，从而在金属部件的中间产生孔。对于“0.2g样品”，12个试件中5个试件具有孔，且对于“0.4g试样”，12个试件中10个试件具有孔。进一步的试验显示，为了避免孔，当金属部件具有0.3-0.6mm的厚度时，可合适地施用每平方毫米平均0.02-0.12mg硼和硅。当金属部件具有0.6-1.0mm的厚度时，每平方毫米0.02-1.0mg硼和硅可能合适。可凭经验确定甚至更合适的量。 [0151] 实施例3 [0152] 实施例3涉及将共混物施用在表面上。在该实施例中，准备试板(金属部件)以同时用于角焊缝试验(fillet test)、腐蚀试验和拉伸试验。根据实施例2，结论是将硅和硼的共混物以点或线施用在薄壁板上可能是危险的，因为这可在板中产生孔。因此，使用新试验样品，即试验板来对于角焊缝试验、腐蚀试验和拉伸试验施用不同的Si和B的共混物。 [0153] 这些新试验样品为用316L型不锈钢制成的板。板的尺寸为宽100mm、长180-200mm且厚0.4mm。所有板在施用Si和B的共混物样品之前都通过盘洗并用丙酮来清洁。测量重量。在各板上，测量为距短侧35mm的部分被掩蔽。 [0154] 使用不同的试验共混物A3.3、B2、C1、D0.5、E0.3、F0、G15、H100和I66。将试验板用共混物在板的未掩蔽表面区域上涂漆(通过使用常规刷涂)，该表面区域具有100mm x 35mm的尺寸。粘合剂为S-30。在室温下干燥大于12小时之后，除去掩蔽带并测量各板的板重量。在下表5中提供的重量为在面积100mm x 35mm＝3500mm2＝35cm2上共混物的总量的重量。该实施例显示共混物易于施用在金属表面上。 [0155] [0156] 表5 [0157] 实施例4 [0158] 实施例4涉及腐蚀-弯曲试验。从试验板上切下具有35mm的宽度的切片，意味着具有35mm x 35mm的施用表面积。向该表面区域上放置圆形压板(参见图5)，该压板具有直径42mm和厚度0.4mm的尺寸，其用316L型不锈钢制成。将试验样品在1210℃下加热(“硬焊”)1小时。用于该腐蚀试验的试验板具有施用的共混物样品A3.3、B2、C1、D0.5、E0.3、H100、I66和J，参见表3。 [0159] 样品根据腐蚀试验方法ASTM A262“检测在奥氏体不锈钢中对颗粒间攻击的敏感度的标准操作规程(Standard Practices for Detecting Susceptibility to inter-granular Attack in Austenitic Stainless Steels)”试验。从该试验方法中选择“操作规程E-铜-硫酸铜-硫酸；用于检测对在奥氏体不锈钢中的颗粒间攻击的敏感度的试验(Practice E-Copper-Copper Sulfate-Sulfuric Acid.Test for Detecting Susceptibility to Inter-granular Attack in Austenitic Stainless Steel)”。选择该腐蚀试验的原因在于存在硼可能与在钢铁中的铬反应以主要在晶粒边界处产生硼化铬的危险且随后增加颗粒间腐蚀攻击的危险，这在称作“操作规程”的标准中使用，使16％硫酸与硫酸铜一起在20小时内沸腾且此后根据在该标准中的第30章进行弯曲试验。 [0160] 下文论述来自试验样品的腐蚀-弯曲试验和截取(sectioning)的结果。根据在该标准中的第30.1章中的腐蚀试验方法对试件进行弯曲试验。对弯曲表面进行视觉研究时样品中没有一个给出颗粒间攻击的迹象。在ASTM研究之后，将弯曲的试验样品切割，打磨并抛光且将横截面在光学显微镜下以EDS，即能量散射光谱学研究。结果汇总于表6中。 [0161] [0162] 表6 [0163] 显然，当加入大量的硼时，对于样品H100、J、I66，随着硼量增加，在表面上形成脆弱相，最可能是硼化铬相。在H100样品中没有看到脆弱相，最可能归因于在表面上的腐蚀。硼化物的量也随着硼量而增加，这意味着必须考虑到当加入大量的硼时关于在腐蚀试验中受到攻击的样品H100，腐蚀性质可能减小。硼的该“负面”作用可通过使用较厚的母体金属和/或较久的扩散时间(形成接缝所使用的时间)来减小。这又可能稀释在母体金属中的硼。 同样，对于正常量的硼，对于A3.3和B2，形成较薄的脆弱表面层。可以看到，对于在样品—样品E0.3中少量的硼，形成相当厚的脆弱表面层，其具有通常大于5重量％的硅的高硅含量，该表面层具有与A3.3、B2、H100、I66和J的脆弱表面不同的特性。硅的该“负面”作用可通过使用较厚的母体金属和/或较久的扩散时间来减小。这又可能稀释在母体金属中的硅。 [0164] 实施例5 [0165] 实施例5涉及一些样品的角焊缝试验。从根据实施例3制得的试验样品上切下具有35mm宽度的板的切片，这意味着35mm x 35mm的施用表面。向该表面上放置圆形压板，参见图5，直径42mm且厚度0.4mm，其用316L型不锈钢制成。该压板具有各自约20mm长的两个压梁。将样品在约1200℃下硬焊约1小时。 [0166] 该角焊缝试验的结果显示在平坦表面区域(在其上施用共混物)和在图5中显示的试验样品的压梁之间产生的接缝区域中存在一定量的硬焊合金。通过近似，参见表5，通过经由估计在接缝中心的各侧上形成两个三角形面积来计算硬焊合金的量。在中部，没有或仅有非常少量的另外形成的“硬焊合金”。这两个三角形可通过测量高度(h)和基底(b)来测量，这两个三角形的总面积总计为(h)·(b)，因为存在两个三角形。该计算的问题在于高度难以测量。因此，我们使用以下方程式来计算这两个三角形面积： [0167] A＝((X-B)/2)·((X-B)/2)·tanα [0168] A为这两个三角形的总面积，X为所形成接缝的总宽度，B为所形成接缝的部分，其中在接缝中心所形成硬焊合金的体积可以忽略。因此，各三角形的基底为(X-B)/2。高度通过测量角度α来计算，该角度α为在压梁至基底的切线之间的角度。 [0169] 为了计算已经流到缝隙的所形成硬焊合金的体积，测量与所测量的表面接触的相应两个梁各自的长度为20mm。将梁的总长度乘以该总面积。 [0170] 两个三角形的面积为在硬焊之后在表7和表8中的估计面积。该体积为在一个梁上所形成的硬焊合金的体积。来自角焊缝试验的结果示于表7和表8中及图7中。在表7和表8中，v和h代表v＝左梁且h＝右梁。 [0171] [0172] 表7(角焊缝试验的测量值，样品A3.3-B2/B4) [0173] [0174] 表8(样品C1-F0的角焊缝试验的测量值) [0175] 所测量的宽度和估计面积的结果提供在表7和表8中并图示在图7的图形中。施用量(参见表7和表8)为0.06g/3500mm2-0.96g/3500mm2，其对应于约0.017mg/m2-0.274mg/m2。 [0176] 测量共混物的趋势线Y＝K·X+L，其中Y为接缝宽度，K为线的斜率，X为共混物的施用量且L为常数，参见，图7。因此，硬焊接缝的宽度为： [0177] Y(对于A3.3的宽度)＝1.554+9.922·(共混物A3.3的施用量) [0178] Y(对于B2的宽度)＝0.626+10.807·(共混物B2的施用量) [0179] Y(对于C1的宽度)＝0.537+8.342·(共混物C1的施用量) [0180] Y(对于F0的宽度)＝0.632+7.456·(共混物F0的施用量) [0181] 从该图形中观察到，在共混物A3.3、B2、C1、D0.5、E0.3和F0当中的共混物A3.3给出作为共混物的施用量的函数的在接缝中的硬焊合金的最高量。样品F0在低于0.20g/3500mm2时未给出任何实质性接缝。 [0182] 测量共混物的趋势线Y＝K·X-L，Y为面积，K为线的斜率，X为共混物的施用量且L为常数，参见图8。 [0183] Y(对于A3.3的面积)＝4.361·(共混物A3.3的施用量)-0.161 [0184] Y(对于B2的面积)＝3.372·(共混物B2的施用量)-0.318 [0185] Y(对于C1的面积)＝2.549·(共混物C1的施用量)-0.321 [0186] Y(对于F0的面积)＝0.569·(共混物F0的施用量)-0.093 [0187] 基于在图8中的图形例如对于0.18g/3500mm2的量，排除样品F0(由于“没有”硬焊接缝)和样品D0.5(由于数据太少)，对于所产生体积的估计对于样品给出了在两个梁之间的接缝中硬焊合金的产生体积的值，参见下文。 [0188] 体积(A3.3)＝0.63·长度40(20·2)＝25.2mm3 [0189] 体积(B2)＝0.30·长度40(20·2)＝12.0mm3 [0190] 体积(C1)＝0.12·长度40(20·2)＝4.8mm3 [0191] 体积(E0.3)＝0.10·长度40(20·2)＝4.0mm3。 [0192] 并且，试验具有高比例的硼的共混物，例如样品G15、H100、I66和J。所试验的样品在所产生的硬焊合金体积方面非常类似于共混物A3.3和B2。然而，硬焊样品的冶金横截面显示硼化物的量更大且对于样品H100(即纯硼)在其上较早施用了共混物的表面上还见到脆性高铬相。硬相最可能是硼化铬，其减小在周围材料中的铬含量，减小耐腐蚀性。这在希望良好的耐腐蚀性时可能是一个问题，但对于无腐蚀环境，则不是问题。硼的作用可通过改变热处理和/或通过使用可“吸收”更大量的硼的较厚的母体金属来减小。对于大于等于1mm的较厚材料，在该表面中的该作用也将不那么严重，因为与母体金属体积相比，表面体积的比例比小于1mm或小于0.5mm的薄材料小得多。如果希望更好的耐磨性，则该硼化铬会是一个优点。冶金研究还显示，对于样品F0，即纯硅，发现厚的脆性含硅相，在所研究样品中对于一些区域，其厚度大于板厚度的50％。在接缝中还发现了类似的相。在该相中发现裂缝，长度大于板厚度的30％。所述裂缝将减小连接产物的机械性能且可为腐蚀和/或疲劳裂缝的引发点。该相的平均测量硬度超过400HV(Vickers)。与硼化物相比较，该脆性相可能难以使用较厚的母体金属或热处理的改变而减小。 [0193] 实施例6 [0194] 实施例6涉及接缝的拉伸试验。随后，将对应于在实施例3中使用的那些试验板的试验板切成切片。切片样品的尺寸为约10mm宽、180-200mm长且具有0.4mm的厚度。各切片的施用面积则为10mm×35mm＝350mm2。在该施用面积上，放置316L型不锈钢的较厚部件(4mm)，覆盖总35mm施用表面的30mm。该较厚部件放置在切片的末端，留下5mm的施用表面未被厚板覆盖。通过这样做，在拉伸试验时，如果接缝比板坚固，则将检测到由于施用的共混物引起的板材料强度的减小。较厚的板比10mm切片还宽。所有试验样品都在约1200℃下硬焊(加热)约1小时。 [0195] 在加热之后，将厚部件水平安装在拉伸试验机中。将切片向垂直方向稳固地弯曲到90°。安装样品，使得它们可在水平方向上移动。随后装载样品并使接缝破裂。 [0196] 当板比接缝坚固时，使得接缝破裂，结果设定为零。对于接缝比板材料坚固的样品，结果的差别没有统计显著性。结果显示为作为施用量的函数的所试验样品的百分比(％)，其中接缝比板坚固或与板一样坚固，这意味着当试验时接缝没有破裂。结果汇总于表9中和图9的图形中。 [0197] [0198] 表9 [0199] 实施例7 [0200] 为了确立在共混物的施用量和产生穿过板的孔的危险性之间的关系，进行新试验。对于所有试验，使用共混物B2，参见表5。共混物B2还包含粘合剂S-30。所试验的试件为具有0.8mm的厚度且具有83mm的直径的圆形。在试验板中的母体金属为316型不锈钢。对于所有样品，在试验样品的中心施用共混物。施用面积为28mm2，即具有6mm的直径的圆形斑点。在施用前后称量所有试验样品，且结果汇总于表10中。此后，将试验样品置于处于室温下的炉子中历时12小时。将样品再次称重。 [0201] 将试验样品全部置于炉子中并在1210℃下加热(也称作“硬焊”)约1小时。在硬焊期间，仅使各样品的外缘与夹具材料接触，在硬焊期间保持板中心底部表面不与任何材料接触。保持板中心底部表面不接触的原因在于如果中心材料通过夹具材料从下面支撑，则可防止崩塌或焊穿。 [0202] 0.8mm样品的施用量和焊穿结果汇总于表10中。 [0203] [0204] 表10 [0205] 试验显示对于具有0.8mm的厚度的板在样品10和样品11之间存在焊穿(孔)。样品10具有2.264mg/mm2的共混物施用量且样品11具有2.491mg/mm2。对于具有小于1mm的厚度的连接板，用约2.830mg/mm2-约3.114mg/mm2范围内的量存在焊穿板的危险，在该范围的中间的量为2.972mg/mm2。因此，对于具有小于1mm的厚度的板，为了避免焊穿板，小于2.9mg/mm2的量将是合适的。 [0206] 实施例8 [0207] 在实施例8中，在两个换热器压板之间的硬焊接缝以三种不同的方式制得。换热器板的厚度为0.4mm。 [0208] 在第一和第二试验样品中，使用具有接近于316型不锈钢的组成的铁基硬焊填料。该硬焊填料参见WO 2002/38327。该硬焊填料具有约10重量％的增加量的硅、约0.5重量％的量的硼和约10.5重量％的减小量的铁。在第一试验样品中，将硬焊填料以线施用，且在第二试验样品中，将硬焊填料均匀地施用在表面上。在两种情况下，填料都在压制之后施用。 [0209] 硬焊试验样品1显示以线施用的硬焊填料逼近硬焊接缝。一些硬焊填料不流向硬焊接缝，且因此局部地增加在施用线处的厚度。对于试验样品2，硬焊填料流向硬焊接缝，然而，在硬焊填料上的一些保留在表面上且增加厚度。在试验样品1和2中，硬焊填料的量对应于约15重量％的板材料量。 [0210] 在试验样品3中，使用A3.3共混物，参见表5。在均匀地压制在板上之前施用共混物。该共混物以将产生具有与试验样品1和2类似的尺寸的硬焊接缝的量施用。 [0211] 试验样品3用具有相当于约1.5重量％的板材料的重量的厚度的层施用。通过施用共混物A3.3，硬焊合金由母体金属(金属部件)形成，且所形成的硬焊合金流向硬焊接缝。因此，板的厚度减小，因为与加在表面上的共混物相比，更多的材料拽向硬焊接缝。 [0212] 实施例9 [0213] 实施例9涉及用不同硼和硅源的试验。目的在于研究供选的硼源和硅源。将共混物B2，参见表5，选为参考物用于试验。测试供选的来源产生接缝的能力。对于各实验，测试供选的硼源或供选的硅源。当使用供选的来源时，假设其他元素影响为零，这意味着仅供选组分中的硼或硅的重量“被测量”，参见表11。对于参考共混物B2，在硅和硼之间的重量比为10g:2g，总计为12g。各共混物包含S-30粘合剂且共混物根据实施例1施用在钢板上。所有样品在真空炉中在1210℃下硬焊1小时。 [0214] [0215] 表11 [0216] 测量共混物B2的趋势线Y＝K·X+L，Y为接缝宽度，K为对于B2的线的斜率，X为共混物的施用量且L为在没有共混物B2的施用量的情况下的常数，参见图7。因此，硬焊接缝的宽度Y＝0.626+10.807·(共混物的施用量)。 [0217] 在表12中，如在实施例5中，v和h代表v＝左梁且h＝右梁。 [0218] [0219] 表12 [0220] 在表12中的结果显示可以使用B4C、NiB和FeB作为硼的供选来源。当使用NiB时，所产生的量小于纯硼。然而，如果希望Ni合金化作用，则可使用NiB。 [0221] 实施例10 [0222] 在实施例10中，试验了许多不同的母体金属，即可用于图1的金属部件11和12的金属。除了软钢和Ni-Cu合金外的所有试验都根据“试验Y"试验(参见下文)。 [0223] 对于试验Y，将具有约0.8mm的厚度的两个圆形压制试件放置在彼此上面。各样品具有压制的圆梁。将梁的顶面相对于彼此放置，在试件之间产生圆形缝隙。对于各样品，将在该实施例中包含粘合剂S-20的B2共混物用漆刷施用。因为当用漆刷施用时，施用是不均匀的，所以没有测量共混物加入量的重量。在连接之后样品之一的图片提供在图10中。 [0224] 以同样的方式施用软钢样品和Ni-Cu样品，但对于软钢，根据在实施例5中进行的试验“角焊缝试验”，而对于Ni-Cu试验，用两个平坦的试件。将除Ni-Cu之外的样品在炉子中在约1200℃，即1210℃下在真空气氛炉中“硬焊”1小时。将Ni-Cu样品在约1130℃下在相同的真空炉中硬焊约1小时。在“硬焊”之后，对于所有试验在试件之间形成接缝。对于所有试验样品还观察到所产生的“硬焊合金”(由母体金属制成)向接缝的流动。结果示于表13中。 [0225] [0226] 表13 [0227] 表13中的结果显示对于各个样品1-20，在共混物和母体金属之间形成硬焊合金。结果还显示对于各试验样品产生接缝。 [0228] 实施例显示需要硼来产生实质量的硬焊合金，其可填充接缝以及在接缝中产生强度。实施例还显示对于微观结构需要硼，因为对于没有硼的样品，发现厚的脆弱相。 [0229] 根据上述得出母体金属，即关于例如图1描述的金属部件，可用包含诸如铁(Fe)、铬(Cr)、镍(Ni)、钼(Mo)、锰(Mn)、铜(Cu)等的元素的合金制成。将用于金属部件的合金的一些实例在表14中的列表中见到。 [0230] [0231] 表14 |
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