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1、第36卷 第5期2 0 0 4年5月哈 尔 滨 工 业 大 学 学 报JOURNAL OF HARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGYVol136No15May,2004非连续增强铝基复合材料固相焊接研究现状许志武,吕世雄,闫久春,杨士勤(哈尔滨工业大学 现代焊接生产技术国家重点实验室,黑龙江 哈尔滨150001)摘 要:阐述与评价了国内外非连续增强铝基复合材料固相焊接研究现状及发展趋势,分别讨论了摩擦焊、扩散焊、瞬间液相焊在焊接非连续增强铝基复合材料时存在的主要问题、解决措施,特别对瞬间液相焊作了详细的综述.关键词:非连续增强铝基复合材料;固相焊接;增强相中图分类号:TG4
2、06文献标识码:A文章编号:0367-6234(2004)05-0593-06Solid phase bonding of discontinuously reinforced aluminumbased metal matrix compositesXU Zhi2wu,LShi2xiong,Y AN Jiu2chun,Y ANG Shi2qin(State K eyLaboratory of Welding Production T echnology,Harbin Institute of T echnology,Harbin 150001,China)Abstract:Developme
3、nts in solid phase bonding of discontinuously reinforced Al MMCs have been reviewed.Greatattention has been focused on specific materials problems and trends in developments related to friction welding,dif2fusion welding and transient liquid phase(T LP)bonding.Much more attention has been paid to T
4、LP bonding.Key words:discontinuously reinforced Al MMCs;solid phase bonding;reinforcement收稿日期:2003-01-22.基金项目:国家高技术研究发展计划资助项目(863-2002AA413310).作者简介:许志武(1978-),男,博士研究生;杨士勤(1939-),男,教授,博士生导师.非连续增强(颗粒、晶须)铝基复合材料具有优异的综合性能,制备技术也取得突破性的进展.然而,复合材料的增强相与基体物理性能的巨大差异给其焊接带来了很大的困难,成为该种材料走向实用化的严重障碍.熔化焊(TIG焊、激光焊等)、
5、固相焊(扩散焊、瞬间液相焊等)及其他一些方法(钎焊、粘接等)已经被人们用于非连续增强铝基复合材料的焊接研究16.近年来大量研究主要集中在固相焊,如摩擦焊、扩散焊、瞬间液相焊.本文总结了近年来国内外学者对非连续增强铝基复合材料摩擦焊、扩散焊、瞬间液相焊的研究,重点介绍瞬间液相焊的特点、焊接该种材料的优势、存在的问题、相应解决途径及发展趋势,期望对今后的研究工作有所借鉴.1 摩擦焊111 铝基复合材料同种及异种材料之间的连接ZHOU和LIN分别研究了体积分数为10%的Al2O3p/6061Al和5%SiCp/360Al、10%SiCp/360Al颗粒增强铝基复合材料自身及其与基体铝合金之间的摩擦焊
6、.ZHOU发现10%Al2O3p/6061Al-6061Al接头的抗冲击强度比另外两种接头的强度都低,原因在于抗冲击试验插槽尖端的Al2O3颗粒已经发生破碎,不再与基体形成结合,以及在接头界面局部区域产生颗粒偏聚7;LIN也发现同种材料之间的连接随着颗粒含量的增大接头强度减小,异种材料之间的连接出现反常是由于SiC颗粒在5%SiCp/360Al中聚集程度高、分布相对不均匀8.112 接头微观组织及硬度与性能LIN研究发现铝基复合材料摩擦焊接头的热影响区微观组织分为3个区:完全塑性变形区(Zpl区);部分塑性变形区(Zpd区)和无塑性变形区(Zud区).异种材料接头的Zpl区不同于Zpd区,Zp
7、l区中SiC颗粒分布变得均匀,异种材料的Zpl硬度是两种材料Zud硬度的平均值;同种材料的Zpl硬度要比Zpd的要低,接头10%SiCp/350Al10%SiCp/350Al的连接拉伸断在Zpl区,其他的接头均断在Zpl区/Zpd区的界面,这里是SiC颗粒聚集的地方8.LIENERTM观察了11%SiCp/8009Al惯性摩擦焊接头的微观组织发现,焊缝中 无SiC颗 粒 与 基 体 的 反 应,SiC及Al13(FeV)3Si弥散物均匀分布于热变形影响区,稍大的SiC颗粒发生了破碎;热变形区的平均显微硬度与母材的无太大区别,接头拉伸强度都超过了母材的90%,断裂发生在外热变形影响区靠近母材的各
8、向异性区,为韧性断裂9.113 建立摩擦焊工艺模型MIDLING建立了6082-T6铝合金及13%SiCp/A357复合材料连续驱动摩擦焊的工艺模拟模型,基于合理的物理原理全面描述了主要工艺参数(摩擦压力、顶锻压力、旋转速度、翻卷尺寸等)与接头微观组织、性能的数学关系,并用试验数据进行了验证.建立了为各种工艺条件下热影响区的温度分布提供量化信息的热流模型和描述材料在热影响区应变速率分布的材料流动模型.通过模拟表明,假设在一维热流动的情况下,热流模型可足够准确地预报出连续驱动摩擦焊的各种参数条件下峰值温度的分布及温度/时间曲线;材料流动模型计算得出两种材料在临近接合面处的应变速率超过10-3s-
9、1,完全塑性变形区外的材料流动行为取决于轴向的顶锻速率,在这两个区域的交界处应变速率发生突变.金相观察表明:焊接过程中材料的塑性流动并未改变粒子的分布特点,焊缝中粒子的体积分数与母材中粒子的体积分数极为相近,塑性变形区至部分塑性变形区的晶粒尺寸逐渐增大,但仍小于母材,说明这两个区域具有较快的动态恢复速度.建立预报焊后及后续自然时效后热影响区亚晶粒组织的动力学模型和评价热影响区强度的组合方程.结果为:热影响区的微观组织随着完全塑性变形区、部分塑性变形区、无塑性变形区的变化而变化;功率系数越高;热循环时间越短得到的热影响区越窄;经T6处理的SiCp/6061Al,由于焊接过程中Mg2Si粒子的大量
10、溶解,焊缝的强度及硬度明显下降,但焊后经T6热处理,焊缝强度及硬度又恢复到母材的水平10,11.114 搅拌摩擦焊 搅拌摩擦焊的兴起,使对铝基复合材料摩擦焊的兴趣转移到了它的搅拌摩擦焊中,但至今报道不多.张天仓测试了SiCp/2024复合材料的搅拌摩擦焊接头拉伸强度,观察分析了搅拌摩擦焊接头金相组织及断口形貌,发现颗粒增强铝基复合材料的焊接接头组织具有复杂流变特性,形成不同特征区,其拉伸时成混合型断裂;经过搅拌摩擦焊后接头中的增强体发生了重新分布,易出现偏聚12.Murr研究了20%Al2O3p/6061Al、10%SiCp/A339自身及其与基体搅拌摩擦焊和20%Al2O3p/6061Al1
11、0%SiCp/A339的搅拌摩擦焊,主要分析了各种接头的微观组织和硬度分布.研究表明,同种及异种复合材料之间的搅拌摩擦焊接头的焊缝区域由于晶粒回复再结晶变得更细小,而且有弥散的增强相被搅入到其中,维氏硬度有所升高;复合材料与其基体合金之间的搅拌摩擦焊时二者组织发生了交叉,但由于基体合金的静态晶粒长大,焊缝区的维氏硬度下降较大13.2 扩散焊 扩散焊通过大压力保证两焊件紧密结合,在真空或氩气保护下,于一定的温度实现两连接表面原子相互扩散形成结合.此过程中母材不熔化,可以避免熔焊中出现的一系列问题,认为是铝基复合材料一种较有前途的焊接方法1426.铝基复合材料表面有一层致密的氧化膜,它严重阻碍两个
12、连接表面之间的扩散结合.牛济泰指出真空扩散焊时导致该种材料焊接性较差的原因之一是复合材料表面的层状氧化膜严重阻碍基体原 子 的 扩 散14.Urena研 究 了1215%SiCw/2124Al固态扩散连接,发现采用厚度为50150m的超塑性Al-Cu合金箔作为中层时,只有在大变形(40%),依靠塑性流变的机械作用破坏界面上的氧化膜层的连接条件下才可获得优质接头.在中等变形(20%30%)的连接条件下,接头抗剪切强度很低,扩散结合面上还存在孔洞等不良的缺陷.采用厚度为50150m的Al-Li合金箔作为中间层可在小变形(20%)条件下获得结合良好的接头.其主要原因是活泼的Li在连接过程中与Al2O
13、3膜反应生成一些较Al2O3容易破坏和较容易溶解的氧化物(Li2O、LiAlO2、LiAl3O5等).采用纯Ag作为中间层通过形成Al-Ag金属间化合物来溶解铝的氧化膜也可获得结合良好的接头15.作者采用了Al-Li合金和纯Ag中间层进行了体积分数为13%SiCp/2024Al的扩散焊试验.用Al-Li合金箔作为中间层时得到了上述类似的结果,而用较薄的、3m厚的纯Ag箔作为中495哈 尔 滨 工 业 大 学 学 报 第36卷 间层时,Ag扩散至2024Al基体内,避免了连续金属间化合物的产生.以上3种中间层的选择可以看出,用机械机制去除连接表面的氧化膜时,要消耗较大能量,且在连接区引起很大变形
14、,这限制了它在实际中的应用.所以,适合于连接铝基复合材料的中间层必须具有破坏表面氧化膜的化学机制,且不能形成脆性的金属间化合物,特别是呈连续分布的金属间化合物.此外,研究发现焊接工艺参数如焊接时间、温度、压力、连接表面处理方式、粗糙度等,对非连续增强铝基复合材料扩散焊接头的质量有非常重要的影响.T oshio E比较了电解抛光、机械切削以及用钢丝刷刷3种处理方式对扩散焊接头强度的影响,研究了焊接工艺参数对Al2O3/Al接头性能的影响.研究发现,当温度、压力值较小时,接头的拉伸强度随着温度、压力的增加呈线性增加.在一定范围内接头强度达到最佳,温度变化10 K或压力变化1 MPa都会引起接头强度
15、的显著下降,因此扩散焊时必须严格控制焊接温度和压力;利用电解抛光处理时接头强度最高,利用钢丝刷刷时接头强度最低,机械加工易使母材结合面上产生较大的残余应力,该应力使增强纤维容易发生断裂,断裂的纤维碎片聚集在焊缝金属与母材的交界面上,使接头强度大大下降16.文献14,18,2122对亚微米级Al2O3p/6061Al复合材料的扩散焊接头强度随焊接参数的变化规律进行了研究,指出焊接温度是复合材料扩散焊最重要的工艺参数.非连续增强铝基复合材料扩散焊与Al合金的相比有一个不同的问题,就是在不采用中间层时连接表面上存在增强相/增强相直接接触现象,在扩散焊条件下很难实现增强相之间的扩散连接.该部位不仅减少
16、了载荷的传递能力,而且还为裂纹的萌生和扩展提供机遇,成为接头强度不高的主要隐患,这种弱连接越多,接头的剪切强度越低1719,26.因此,如何控制增强相接触状态是非连续增强铝基复合材料扩散焊连接技术的关键.国内外专家和学者主要通过以下几方面途径来解决这些问题.不采用中间层,加大焊接规范,在压力作用下机械破碎氧化膜,并在接合区内产生非夹层液相层浸润增强相,改变其接触状态14,18,2023.刘黎明进行了亚微米级Al2O3p/6061Al非夹层液相扩散焊的研究.发现在铝基复合材料液、固两相温度区间的一个“临界温度下”,在此温度下接合界面出现了一定数量的液相基体金属,通过材料表面微观蠕动,液态基体金属
17、对增强相接触部位进行渗透,导致增强相/增强相接触转化为增强相/基体/增强相结合,并观察到接合面上氧化物由连续膜状Al2O3转化为细小颗粒状铝镁晶尖石,从根本上提高了接头强度.该方法在理论上是可行的,但实际中实现起来比较困难,因为无中间层的情况下,在复合材料固、液相线之间母材有所软化,如何保证液相基体生成的量及具体位置较有难度.采用中间夹层,如Cu、Al-Si-Mg、Ag箔等直接改变增强相/增强相的接触方式,并通过机械机制或化学反应机制去除氧化膜1517,19,2426.文献14、19、2426等研究认为采用中间层减少或消除了增强相/增强相的微连接,是改善接头质量及提高接头性能的主要原因.扩散焊
18、在连接非连续增强铝基复合材料取得了较好的结果,但该方法焊接周期较长,设备昂贵,成本很高,焊件尺寸形状也很受限制等缺点,使其广泛应用受到了限制.Shirzadi认为用固相扩散焊的方法还不可能得到可重复性好、强度高的铝基复合材料接头27.3 瞬间液相焊(T LP)目前,越来越多的学者把更多的精力投入到更具优势的瞬间液相焊中.瞬间液相焊(TransientLiquid Phase Bonding)的主要特点是较低温度下接头可形成共晶液相,液体金属原子运动较为自由,扩散速度快,易于在母材表面形成稳定的原子排列而凝固;压力作用下液相薄膜更易破坏界面连续的氧化膜并能消除接头表面的油污;液相层在压力条件下凝
19、固,最后所得组织致密,易得到与母材组织近似的接头28,29.Klehn细致研究了瞬间液相焊中间层的选择问题.能与Al形成共晶液相的元素有:Li、Ga、Ge、Zn、Mg、Si、Cu、Ag、Ni等,Ga与Al形成液相的温度最低(2616),但其液相原子在400 以下的扩散速度太慢,且在润湿铝合金时晶界产生脆性相,不适于焊接;Li的熔化温度只有180,但易与Al形成稳定的金属间化合物,脆化接头;Zn、Ge、Mg与Al的共晶温度分别为381、420、450,单质Mg较活泼,Zn、Mg的蒸气压较大,惰性气体保护焊接可以,真空加热显然不行,Ge与Al的相图为简单共晶相图,但它和Si一样不能制成箔片,需要喷
20、涂到工件表面;Si与Al的共晶温度为577,接头不需要等温凝固强度也很高,但577 接近或超过了某些铝合金基体的固相线温度,如2024、595第5期许志武,等:非连续增强铝基复合材料固相焊接研究现状6061、7075等,它们的固相线分别为554、582、477;Cu、Ag与Al的共晶温度分别为548、577,Cu由于共晶温度低而更受关注,另外Ag在铝基体中的过溶会生成脆性相30;Ni与Al的共晶温度超过627,但是它在铝基体中的扩散速度较快也受到了部分学者的重视31.除了纯金属外,也可以选择二元共晶元素或多元共晶系统,如Zn-Al、BAlSi-4等30.由以上分析,可与Al产生共晶液相的元素较
21、多,但适合于焊接的较少.目前,学者们较多地采用Ag、Cu、Ni箔及Zn-Al、BAlSi共晶合金等开展了非连续增强铝基复合材料T LP焊接的研究.另外,对于非颗粒增强铝基复合材料,T LP共晶反应过程中连接界面基体金属的液化使一定数量的增强相进入到液相层中,易于得到含增强相的复合接头以满足特殊性能的需要.然而,当液相层凝固时,其中的增强相就会被当作杂质点而推移到固、液界面前沿,聚集在液相层最后凝固的区域,产生偏聚.增强相分布的改变势必改变了原有材料的性能.这种现象在T LP连接非连续增强铝基复合材料中十分普遍,许多研究表明这种偏聚恶化了接头性能3034.因此,增强相的偏聚成为该种材料T LP焊
22、的主要问题.除了研究T LP的新工艺外,探讨增强相偏聚的产生的原因、影响因素及避免偏聚的方法成了该研究领域的热点.用Ag作为中间层时,焊接时间、压力及中间层厚度是影响T LP接头质量的主要因素.Suzumu2ra Akio详细研究了用Ag箔作中间层焊接参数对Al2O3短纤维增强铝基复合材料T LP接头组织、Al2O3纤维分布以及接头抗拉强度和断口特征等的影响,发现随着加热时间的延长,共晶反应区不断扩大,Ag中间层不断减小直至消失,强度也逐渐增加,当时间超过100 s后,强度逐渐下降,此时中间层已消失,在接头中心有少许小尺寸的纤维偏析.焊接时压力过小,连接界面与中间层不能达到紧密接触,接头中产生
23、孔洞,造成不良结合;压力过大,接头中液态金属被过量挤出,增加纤维偏析和引起空洞.Ag箔的厚度由011 mm减小到0101 mm时,试样在拉伸前就断裂了,这是由于在达到共晶温度前的加热过程中部分Ag已扩散到母材,随后产生共晶液相的量不足以去除连接表面的氧化膜35.文献30利用Ag箔作为中间层T LP焊接15%Al2O3p/6061Al复合材料时发现,当复合材料表面的Ag中间层厚度小于715m时,形成的接头几乎没有强度,原因是喷镀Ag中间层之前焊接表面的氧化膜抑制了原子扩散及液相的生成.采用25m厚的Ag箔焊接得到的接头剪切强度可达172 MPa,接头强度系数达到了95%.微观组织观察发现,由于母
24、材的过熔形成的液相层过厚,压力下液相基体被挤出时过多的Al2O3颗粒留在焊缝中造成了偏聚.用Cu箔作为中间层时,其厚度对接头微观组织及性能的影响受到学者们的普遍关注.Klehn用25m厚的Cu箔作中间层T LP焊接15%Al2O3p/6061Al复合材料时,发现Cu箔对焊接温度比Ag箔更敏感,接头强度不稳定,这个厚度下的Cu箔使过多的基体液化,接头结合区域有较多颗粒偏聚和空隙30.用太薄的Cu箔也不行.Shirzadi T LP焊接14%SiCP/8090Al复合材料时发现,同样条件下采用1m的Cu箔所得接头强度要比用3m的低,因为用1m的Cu箔连接界面处根本看不到液相出现27.Li采用不同厚
25、度的Cu箔对20%Al2O3p/6061Al复合材料进行了T LP焊接试验,详细讨论了焊接温度、母材晶粒尺寸、中间层厚度、加热速率与颗粒偏聚之间的关系.试验发现,T LP焊接中固、液界面的平均移动速率极慢,提高焊接温度、细化母材晶粒尺寸都不太可能改变颗粒偏聚的临界半径而避免偏聚.母材中颗粒的平均间距及Cu箔的厚度极大地影响偏聚倾向.采用小于等于某个定值厚度的Cu箔,产生的液膜厚度小于等于母材中颗粒的平均间距时,可避免偏聚.当Cu箔厚度超过这个定值时,产生的液相层厚度大于母材中颗粒的平均间距,包含了足够多的颗粒,就会有颗粒被推挤到移动的固液界面前沿,产生偏聚.焊接过程中产生的液相层厚度随加热速率
26、减小而减小,当液相层厚度低于某个定值时,接头在焊后自动开裂32.作者还详细分析了采用纯铜T LP连接体积分数为20%的Al2O3p/6061Al复合材料时液膜厚度、施加的压力对偏聚及机械性能的影响,试验结果发现,对于15m和25m的Cu箔,施加压力虽然将液相层厚度减小到55m(仍大于母材中颗粒平均间距42m),缩短了等温凝固时间,仍无法避免Al2O3颗粒的偏聚.当采用厚度小于15m的Cu箔时,偏聚没有发生,得到了类似的结果33,34.文献31认为纯Cu在Al中的扩散太慢而往往导致增强相颗粒的偏聚,在655时,Ni在Al中的扩散速率近似为Cu的10倍,Al-Ni中间液相层的等温凝固速度会加快,即
27、固液界面移动速率更快,可避免增强相的偏聚.作者利用13m厚Ni箔T LP焊接了17%SiCP/2124Al复合材料,接头进行固溶及时效处理后,发现结合区没有颗粒偏695哈 尔 滨 工 业 大 学 学 报 第36卷 聚,接头剪切强度为276 MPa,约为母材强度的98%.陈铮采用Cu箔、Cu/Ni/Cu箔的形式T LP焊接了30%SiCp/Al复合材料,结果发现,采用多层箔的中间层T LP焊所得接头剪切强度比单金属中间层所得的要高,达18916 MPa;接头结合界面也无SiC增强相偏聚.作者分析认为SiC小颗粒在液相中聚团减小了引起颗粒偏聚的固-液界面推移临界速率,这有助于减轻颗粒偏聚36,37
28、.用共晶合金作为中间层,焊接过程不再需要通过元素间扩散形成过渡液相,在较低温度下其自身就能形成过渡液相,避免了焊接过程中母材的过熔.文献30用125m厚的BAlSi-4箔T LP焊接15%Al2O3p/6061Al复合材料时,接头剪切强度亦高达172 MPa,而且发现其接头组织结合面上没有类似用Ag和Cu箔作为中间层时所出现的Al2O3颗粒的偏聚.由此可见,在中间层中添加Al可以减少T LP中复合材料基体的熔化,从而形成一个没有增强相偏聚的结合面.研究发现,部分SiCw已经迁移到焊缝中,形成SiC-Al复合接头,在适当压力下,接头组织致密,平均强度达到了26115 Mpa,超过了母材强度的80
29、%33.由以上研究可以看出,根本上解决T LP接头结合区域增强相偏聚的问题,以达到接头可靠连接可以从以下3方面实现:选择较薄的中间层或在压力作用下,使其在焊接过程中产生的液相膜厚度小于母材中颗粒的平均间距,但需足以使连接界面达到可靠的接触并去除氧化膜;选择扩散速率较快的中间层,使固液界面移动加快;在中间层中加入Al以减少T LP中复合材料基体的熔化,减少焊缝中留下的增强相.同时也可以注意到,T LP中比较流行的是采用箔状的中间层(Cu箔或Ni箔)来焊接非连续增强铝基复合材料,焊接温度一般也都超过了550,在这个温度下,母材会有不同程度的软化,这对复合材料基体来说是个挑战.而且这些箔片一般都小于
30、某个厚度(如5m或15m),从研究角度来看确实可行,但从工程意义来看,离实际应用还是有一定的差距.对于非连续增强铝基复合材料,若不突破阻碍其连接实用化的门槛,该种材料广泛的应用前景将变为纸上谈兵.T LP在连接非连续增强铝基复合材料上有潜在优势,发展较低温下的T LP技术(如采用低温共晶的Zn-Al合金,焊接温度可不超过500),并辅助其他工艺,如机械振动、旋转38等,改善或控制接头微观组织状态,实现复合材料接头的可靠连接,成为目前T LP走向实用化的一个主要趋势.另外目前的T LP大多是在真空中环境获得良好接头,开发气体保护、大气环境中的T LP焊接将会使其对于焊接非连续增强铝基复合材料更具
31、潜力39.4 结 语 综上所述,对于非连续增强铝基复合材料的焊接,瞬间液相焊比摩擦焊、钎焊、扩散焊等更具有潜在的优势,成功实现了增强相向接头结合区域的过渡,根本上避免了诸如熔焊中出现的增强相与基体的有害反应,解决了扩散焊中出现的氧化膜难以去除、增强相/增强相直接接触的现象,得到了强度较高的接头.但目前非连续增强铝基复合材料大量的焊接工作还是在实验室中进行,发展低温、气体保护或大气环境中的T LP焊接成为该方法走向实用化的一个趋势.参考文献:1任德亮,齐海波.SiC颗粒增强铝基复合材料的焊接J.焊接技术,1999,3:106-109.2林丽华,唐逸民.金属基复合材料焊接技术及发展动向J.材料科学
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