SiC增强铝基复合材料的钎焊技术优化

1.SiC增强铝基复合材料低温加压钎焊

在熔化焊时，由于液态熔池粘度大、流动性差，母材与填充材料不易熔合；在冷却过程中，增强相易被排斥，增强相严重偏析，引起其微观分布不均匀；在焊接高温下，SiC纤维与基体铝会发生有害反应生成脆性的Al₄C₃；焊接过程对于复合材料本身也有不良影响。这些问题，使得熔化焊接头性能较差。固相焊中，摩擦焊需要大量的机械能，变形量大；扩散焊，焊接温度高，压力大，焊前准备要求高；常规钎焊时，增强相难以过渡到钎缝中，接头强度不高。

图1-90为铝基复合材料低温加压钎焊原理图。其工艺流程和焊接条件分别如图1-91和图1-92所示，即用气体火焰将工件加热到400～450℃，以使89.3Zn-4.2Al-3.22Cu-Mg-Si钎料熔化，并铺展后，机械刮擦，冷却。然后将装配好的已经涂上钎料的工件，采用火焰加热工件表面的钎料直至熔化，然后加30MPa的压力，待冷却后，就形成了一个接头。在这种工艺条件下得到的接头抗拉强度可以达到263.3MPa，相当于母材抗拉强度的85%～90%。

图1-90 铝基复合材料低温加压钎焊原理图

图1-91 工艺流程图

图1-93为其接头的显微组织，可以看到，接头致密。这种焊接方法既采用了中间层，又施加了压力，具有类似瞬时液相扩散焊的特征，又兼有钎焊和扩散焊的特征。但是与扩散焊相比，中间层的运动比较自由，易于润湿增强相，和母材表面原子紧密结合；焊接温度低，可以大大提高压力，大大缩短焊接时间。与钎焊相比，使用刮擦工艺有利于钎料和母材的融合，达到成分均匀；焊接过程中加压可以挤出多余的液态金属，降低焊缝厚度，使得接头组织致密。因此焊接接头性能良好，且具有较高强度，最高可达272.2MPa，为母材的85%～90%。图1-94和图1-95分别给出了钎焊温度和钎焊压力对接头抗拉强度的影响。

图1-92 焊接条件

图1-93 接头的显微组织

图1-94 钎焊温度对接头抗拉强度的影响

刮擦可以使SiC晶须过渡到钎料中去，使钎料变成含有SiC晶须的复合钎料，因此，钎缝的性能更加接近母材，其拉伸断口为小韧窝+准解理+SiC晶须，是由Al（Zn）固溶体+SiC晶须构成。

2.在辅佐电磁场作用下SiC增强铝基复合材料钎焊

（1）材料

采用含有体积分数为10%增强相的SiC/A356铝基复合材料，其抗拉强度338～379MPa，钎料采用质量分数Zn80-Al20的箔片，其固-液相线温度为403.7～454.1℃。

（2）试验条件

图1-96为辅佐电磁场作用下SiC增强铝基复合材料钎焊示意图。

图1-95 钎焊压力对接头抗拉强度的影响

图1-96 辅佐电磁场作用下SiC增强铝基复合材料钎焊示意图

在有或没有辅佐电磁场的作用下，SiC增强铝基复合材料钎焊条件都是510℃×2min。辅佐电磁场的参数为：磁场强度0.5T，交流电频率100Hz，电流峰值I_P分别为40A、50A、60A、70A。

（3）组织特征

1）组织的变化。图1-97和图1-98分别为无辅佐电磁场作用和有辅佐电磁场作用下SiC增强铝基复合材料钎焊接头的显微组织。从图1-97可以看出，在无辅佐电磁场时，界面附近SiC增强相（图中深灰色块状相）分布很不均匀，钎缝内基本没有SiC增强相存在，在界面靠近母材的两侧有局部SiC增强相偏聚现象存在。(www.xing528.com)

从图1-98可以看出，在有辅佐电磁场时，增强相分布得到了明显的改善，尤其是在钎缝内也有比较均匀分布的SiC增强相。而且随着峰值电流的提高，钎缝内SiC增强相的分布逐渐均匀，在峰值电流较小（40A和50A的图为1-98a、b）时钎缝内部还存在无增强相分布和增强相集聚地区；而在峰值电流增大后就逐渐均匀了（60A和70A的图为1-98c、d），尤其是峰值电流为70A时增强相分布已经十分均匀，呈现弥散分布。

图1-97 无辅佐电磁场作用下SiC增强铝基复合材料钎焊接头的显微组织

辅佐电磁场对增强相的这种有利作用，在于辅佐电磁场对增强相的作用力作用的结果。

图1-98 有辅佐电磁场作用下SiC增强铝基复合材料钎焊接头的显微组织

2）增强颗粒的受力。在钎焊凝固界面前增强颗粒受三个力的作用：

①重力

F_G=（4/3）πrΔρg （1-18）

式中 r——增强颗粒半径；

Δρ——增强颗粒与金属液体之间的密度差；

g——重力加速度。

②界面推斥力

F₁=2πrΔσ₀[a₀/（a₀+h）]ⁿ （1-19）

式中 Δσ₀——界面能差；

a₀——原子间距；

h——增强颗粒与界面之间界面层厚度。

③粘滞阻力

F_D=6πηv_prξ （1-20）

式中 η——金属液体粘度；

v_p——增强颗粒移动速度；

ξ——修正系数。当增强颗粒处于无约束的液体中，ξ=1；当增强颗粒接近凝固界面时ξ=ln（r/h）。

当

v_p-R≥0时，则增强颗粒被凝固界面推斥

v_p-R＜0时，则增强颗粒被凝固界面吞没，R为凝固界面推进速度

3）钎焊凝固界面前沿颗粒的电磁力控制。有资料显示，增强颗粒平均直径是20μm时，SiC颗粒在铝基体中被凝固界面前沿推斥所获得的速度约为200μm/s；而SiC颗粒在铝基体中被吞没的临界凝固速度约为832μm/s。那么在上述焊接条件下，电磁场的峰值电流为40A时，电流密度是1.27×10⁶A/m²，B=0.5T，铝液的粘度为0.005Pa·s（由于焊接过程中Zn很快被蒸发，因此用铝液的粘度）。根据有关资料，可以求得增强颗粒在电磁力作用下，其移动速度为2120μm/s。这个速度明显大于颗粒吞没的临界凝固速度。可以通过改变峰值电流来改变颗粒的推斥与吞没行为。