專利名稱：一種金屬基復(fù)合材料的活性過渡液相擴(kuò)散焊工藝的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于焊接領(lǐng)域，具體涉及一種金屬基復(fù)合材料的活性過渡液相擴(kuò) 散焊工藝。
背景技術(shù)：
與單體金屬相比，金屬基復(fù)合材料(Metal Matrix Composite, MMC)的突出優(yōu)點表現(xiàn)在比強(qiáng)度高(輕質(zhì)高強(qiáng))、耐熱性及耐磨性優(yōu)良三個方面。自 1990年代以來，金屬基復(fù)合材料的過渡液相擴(kuò)散焊(TLP: Transient Liquid Phase bonding,以下簡稱"液相擴(kuò)散焊或TLP") —直是研究熱點。這是由 于，與其他各種焊接方法相比，液相擴(kuò)散焊(TLP)具有如下顯著優(yōu)點(1)與熔焊工藝(含電弧焊、激光焊與電子束焊)相比，因加熱溫度低 而可避免高溫下"陶瓷增強(qiáng)相/金屬基體"界面的脆化反應(yīng)，以及凝固時出 現(xiàn)的顆粒偏析與氣孔等缺陷[1]。 (2)與固態(tài)擴(kuò)散焊相比，可在很低的壓力及 變形條件下[2]'利用鋁基體與中間層(典型中間層為純銅箔)的共晶反應(yīng)使 金屬基體表層液化，從而同時實現(xiàn)金屬基體表面氧化膜的破除和待焊界面間 的密合[3，4];而且，由于中間層的出現(xiàn)，使焊接性最差的陶瓷顆粒/陶瓷顆粒 (P/P)界面其轉(zhuǎn)變?yōu)橄鄬雍陷^好的陶瓷顆粒/金屬(P/M)界面，可有效 降低P/P界面在接合線所占的比例。(3)與釬焊相比，不僅無需用釬劑來破 除基體表面氧化膜，而且在經(jīng)等溫凝固及足夠程度的均勻化擴(kuò)散后，可獲得 成分與性能接近基體的金屬/金屬(M/M)界面微區(qū)。但是，MMC的液相擴(kuò)散焊也存在兩項顯著的缺點其一是在焊縫中心 位置出現(xiàn)陶瓷增強(qiáng)相顆粒偏聚(Particulate segregation);其二是在焊接區(qū) "陶瓷增強(qiáng)相/金屬基體"界面的結(jié)合被弱化，出現(xiàn)大量"陶瓷增強(qiáng)相/金屬基體"弱界面。針對上述第一個問題，即顆粒偏聚這一組織缺陷的產(chǎn)生機(jī)理(MMC母材被溶解區(qū)域的范圍過寬導(dǎo)致的)與消除措施，目前的研究已基本成熟。例如，文獻(xiàn)[5]綜述了5種消除顆粒偏聚的方法適當(dāng)減小中間層的厚度；采用 由母材主元素及其共晶反應(yīng)元素組成的合金型中間層；采用擴(kuò)散速度快的共 晶反應(yīng)元素；加覆/鍍保護(hù)層；避免液相金屬過度擠出。其中，最為典型的改進(jìn)措施是嚴(yán)格限制中間層的厚度，使之小于臨界厚度[6?？梢哉f，顆粒偏 聚缺陷的解決思路已基本明了 。針對上述第二個問題，即"陶瓷增強(qiáng)相/金屬"弱界面改進(jìn)的研究報道 極為罕見。必須指出，焊接區(qū)"陶瓷增強(qiáng)相/金屬"界面的弱化具有其必然性，這是由于在經(jīng)歷液相擴(kuò)散焊焊接熱循環(huán)后，"陶瓷增強(qiáng)相/金屬"界面 發(fā)生了一次界面(焊前原始界面)的解體與二次界面(焊后所得界面)的重 建；一次界面作為中間層擴(kuò)散入母材的短路擴(kuò)散通道易于在基體溶解階段被 解體；界面演變結(jié)果是，原致密而結(jié)合較強(qiáng)的一次界面在基體溶解階段被解 體后，因界面潤濕性差而蛻變?yōu)槊芎陷^差的二次弱界面[7]。但是，對于鋁基 復(fù)合材料，幾乎所有的文獻(xiàn)無視陶瓷增強(qiáng)相的存在對中間層成分的特殊要 求，均沿襲采用了傳統(tǒng)金屬材料液相擴(kuò)散焊選用中間層的思路，即采用的是 能與鋁基體發(fā)生共晶反應(yīng)的純金屬中間層，如純Q^61，純Ag^其中采用 純Cu的研究報道最多。此外，也有采用Cu-Al合金(為了減輕顆粒偏聚)[9]， Zn-Al合金(為了降低焊接溫度與時間)[10-12]中間層的報道。上述傳統(tǒng)中間 層均未涉及陶瓷增強(qiáng)相/金屬界面結(jié)合的改善。采用這些己報道的中間層將 導(dǎo)致以下主要問題[7]:(1) 接頭中陶瓷增強(qiáng)相/金屬界面潤濕性差，故界面致密性、接合性也 必然變差。(2) 二次弱界面不但會引起界面脫粘(對性能的直接影響)，而且會喪失界面熱失配對界面附近基體的位錯強(qiáng)化作用(對性能的間接影響)。(3) 即便陶瓷顆粒分布均勻性能夠?qū)崿F(xiàn)，由于陶瓷增強(qiáng)體/金屬界面的 結(jié)合較差，接頭的性能仍將低于復(fù)合材料母材。(4) 陶瓷增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)越大，焊接接頭性能越差。可見，焊接區(qū)陶瓷增強(qiáng)體/金屬二次界面的弱化對接頭性能造成嚴(yán)重危 害，其結(jié)合性能的改善是一急待解決的重要課題。無論在復(fù)合材料的制備還是焊接中，盡可能地實現(xiàn)陶瓷增強(qiáng)體/金屬界 面間的最大面積的密合都是組織控制的第一 目標(biāo)[7]?？紤]到液相擴(kuò)散焊焊接 條件下(與制備條件相比)，依賴提高溫度與壓力這兩個工藝因素來強(qiáng)化接頭區(qū)"陶瓷顆粒/金屬"弱界面的密合與結(jié)合受到很大的限制，其原因在于: 為避免基體溶化，溫度不允許過高(不能超過基體的熔點)；為避免母材出 現(xiàn)嚴(yán)重塑性變形，壓力不允許過大；因此，借助冶金設(shè)計途徑，改善中間層 /陶瓷增強(qiáng)相之間的潤濕性的重要性愈加凸顯，幾乎成為在較低焊接溫度下 (金屬基體熔點以下)獲得兩者間最大面積緊密接觸(致密化)的重要、甚至 唯一的途徑?；谏鲜龇治?，本發(fā)明將依據(jù)新的中間層合金系設(shè)計思路(綜合考慮金 屬基體與陶瓷增強(qiáng)相的要求)，力圖改善"增強(qiáng)相/金屬"弱界面的潤濕性， 從而改善"增強(qiáng)相/金屬"弱界面的致密性與接合性。以下是申請人給出的相關(guān)文獻(xiàn)[1] Ellis M B D. Joining of aluminum based metal matrix composites-International Materials Reviews, 1996, 41(2): 41~58.[2]許志武，呂世雄，閆久春，等.非連續(xù)增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料固相焊接 研究現(xiàn)狀.哈爾濱工業(yè)大學(xué)學(xué)報，2004, 36(5): 593-598.[3]桃野正，田湯善章，片山博.7小S二々厶合金(DTLP接合.軽金 屬溶接，1995， 33(8): 367-372.[4] Shirzadi A A， Wallach E R. New approaches for transient liquid phase bonding of aluminum based metal matrix composites. Materials Science and Technology, 1997， 13(2): 135-142.[5]張貴鋒，張建勛，裴怡，等.金屬基復(fù)合材料過渡液相(TLP)擴(kuò)散 焊中間層設(shè)計的改進(jìn).熱加工工藝(焊接版)，2006， 35(19): 28-31.[6] Li Z, Zhou Y, North T H. Counteraction of particulate segregation during transient liquid phase bonding of aluminum based MMC material. Journal of Materials Science, 1995, 30(12): 1075-1082.[7]張貴鋒，張建勛，裴怡.金屬基復(fù)合材料釬焊與液相擴(kuò)散焊焊接區(qū) 增強(qiáng)體/基體界面演變行為及其對接頭強(qiáng)度的影響.熱加工工藝(焊接版)， 2007, 36(23): 82-85.[8] Suzumura A， Xing Y. Diffusion brazing of short A1203 fiber reinforced aluminum composite. Materials Transaction, JIM， 1996， 37(5): 1109-1115.[9]劉衛(wèi)紅，孫大謙，賈樹盛.鋁基復(fù)合材料的Al-Cu合金中間層液相 擴(kuò)散連.接焊接學(xué)報，2003,24(5):13-16.[10] Xu Z W, Yan J C, Wu G H, Kong X L， Yang S Q. Interface structure and strength of ultrasonic vibration liquid phase bonding of AI2O3/6O6IAI composites. Scripta Materialia， 2005，53(7):835-839.[11] Xu Z W, Yan J C, Wu G H， Kong X L, Yang S Q. Interface structure of ultrasonic vibration aided interaction between Zn-Al alloy and Al2O3/6061Al composite. Composite Science and Technology, 2005，65(13》1959-1963.[12] Xu H B, Yan J C, Xu Z W, Zhang B Y, Yang S Q. Interface structure changes during vibration liquid phase bonding of SiCp/A356 composite. Composite Part A: applied science and manufacturing, 2006, A37(9): 2005,53(7):1458-1463.發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明致力于開發(fā)一種復(fù)合材料的活性過渡液相擴(kuò)散焊工藝，該工藝是 對傳統(tǒng)液相擴(kuò)散焊的改進(jìn)，其目的在于改善在焊接熱循環(huán)中，焊接區(qū)內(nèi)被弱 化的"陶瓷增強(qiáng)相/金屬"二次弱界面間的結(jié)合。為了實現(xiàn)上述任務(wù)，本發(fā)明采取如下的技術(shù)解決方案 一種金屬基復(fù)合材料的活性過渡液相擴(kuò)散焊工藝，其特征在于，按下列 步驟進(jìn)行首先，在待焊接的金屬基復(fù)合材料間預(yù)置具有合金系組成特征的活性中 間層，該活性中間層內(nèi)既含有可與金屬基體作用的降熔元素，又必須含有可 與陶瓷增強(qiáng)相反應(yīng)的活性元素；該活性元素并非指能夠與金屬基體或與金屬 基體表面氧化膜反應(yīng)的元素，而是能夠與復(fù)合材料內(nèi)部的陶瓷增強(qiáng)相反應(yīng)的 元素；然后依次向焊接面加壓；加熱；保溫，保溫溫度低于活性中間層的熔點， 確保利用共晶反應(yīng)獲得液相；即可完成焊接。本發(fā)明的復(fù)合材料的活性過渡液相擴(kuò)散焊工藝的應(yīng)用范圍包括以下場 合其典型應(yīng)用場合是金屬基復(fù)合材料/金屬基復(fù)合材料(MMC/MMC)之 間的連接，其中尤為適于體積分?jǐn)?shù)較大的金屬基復(fù)合材料的焊接。此外，還 可廣泛應(yīng)用于陶瓷/金屬，陶瓷/MMC，金屬/MMC以及金屬陶瓷與硬質(zhì)合金 等多種材料的焊接。


圖1是急冷法制備的二元活性中間層(CU-Ti系)外觀圖； 圖2是中間層對接頭剪切性能的影響直方圖；圖3是采用厚50fim純Cu(a)與厚lOOpm Cu-2.5Ti(b)中間層所得接頭的 組織圖片；圖4是經(jīng)歷600°C X90 min熱循環(huán)的MMC母材的剪切斷口掃描電鏡形貌圖片；圖5是采用50pm厚純Cu所得TLP接頭剪切斷口掃描電鏡形貌圖片; 圖6是采用100 (im厚Cu-2.5Ti所得A-TLP接頭剪切斷口不同區(qū)域的掃 描電鏡形貌圖片；圖7是采用100 pm厚Cu-10Ti所得A-TLP接頭剪切斷口的掃描電鏡 形貌圖片；圖8是低Co硬質(zhì)合金YG6X(含6%Co)的活性液相擴(kuò)散焊(A-TLP) 對接接頭的潤濕外觀；具體實施方式
本發(fā)明的技術(shù)方案的基本思路可概括為首先，針對傳統(tǒng)中間層合金系 設(shè)計指導(dǎo)思想的嚴(yán)重缺陷，創(chuàng)建了如下新的"中間層合金系設(shè)計原則性方 法"要求中間層內(nèi)除降熔元素外，必須同時添加能夠與陶瓷增強(qiáng)相反應(yīng)的 活性元素，以獲得"活性中間層"。然后，在創(chuàng)建了上述"活性中間層合金 系設(shè)計原則性方法"的基礎(chǔ)上，進(jìn)一步通過限制"焊接溫度"與"液相獲得 方式"，完整地建立了面向復(fù)合材料焊接的新工藝——"活性液相擴(kuò)散焊"(Active-Transient Liquid Phase Bonding, A-TLP bonding)工藝。本發(fā)明的具體內(nèi)容介紹如下 (1)本發(fā)明創(chuàng)建的"活性中間層"合金系的設(shè)計原則首先，活性中間層內(nèi)必須含有面向金屬基體的降熔元素(Melting Point Depressant, MPD)，其目的在于保留傳統(tǒng)液相擴(kuò)散焊利用共晶反應(yīng)破除基體 表面氧化膜的優(yōu)點。降熔元素可優(yōu)先選擇不易與基體形成金屬間化合物的共 晶反應(yīng)元素；另一方面，還應(yīng)兼顧中間層的成形性能(如成帶性)。其次，活性中間層內(nèi)必須含有能與陶瓷增強(qiáng)相發(fā)生反應(yīng)的活性元素，其 目的在于借助化學(xué)反應(yīng)實現(xiàn)"陶瓷增強(qiáng)相/金屬"二次界面間的反應(yīng)潤濕， 從而改善焊接區(qū)"陶瓷增強(qiáng)相/金屬"二次界面間的致密性與接合性。這里所說的活性元素特指能與復(fù)合材料母材中陶瓷增強(qiáng)相反應(yīng)的活性元素，并非 能與金屬基體及其表面氧化膜反應(yīng)元素?；钚栽氐倪m量添加兼顧了陶瓷增強(qiáng)相對中間層合金系設(shè)計的特殊要 求，改變了傳統(tǒng)中間層設(shè)計指導(dǎo)思想方面無視陶瓷增強(qiáng)相存在的弊端。本發(fā) 明所強(qiáng)調(diào)指出的中間層內(nèi)要求添加能夠與陶瓷增強(qiáng)相反應(yīng)的活性元素是活性液相擴(kuò)散焊(A-TLP)與傳統(tǒng)液相擴(kuò)散焊(TLP)區(qū)別的關(guān)鍵所在。將合金系是由降熔元素與活性元素組成的中間層簡稱為"二元活性中間層"。在某些情況下，活性元素與共晶反應(yīng)元素也可以是同一種元素。此外，視情況除上述特指的降熔元素、活性元素外，還可添加少量的基體元素以防止顆粒偏聚。由此可構(gòu)成三元或多元活性中間層。 再次，具體含量的設(shè)計。降熔元素含量應(yīng)足夠高，目的在于免用釬劑，確保液相是通過共晶反應(yīng) 獲得的，并非是通過中間層自身的熔化獲得的。這種液相獲得方式不同于傳 統(tǒng)釬焊，其優(yōu)越性在于可通過基體溶解這種物理方式破除基體表面的氧化 膜，從而確保獲得優(yōu)良的金屬/金屬(M/M)界面結(jié)合。活性元素含量應(yīng)綜合考慮，不宜過高?；钚栽睾枯^高時，雖然一方 面有利于改善焊接區(qū)"陶瓷顆粒增強(qiáng)相/金屬基體"界面間的相互作用與結(jié) 合性能，但另一方面會因易形成金屬間化合物而導(dǎo)致金屬基體脆化。 (2)活性中間層的制備與成形首先，對于活性元素的加入方式采用通過熔煉法制備中間層母合金的方 法。其目的在于使活性元素在中間層內(nèi)分布均勻；同時有利于使活性元素隨 降熔元素的液化而一起被液化，提高活性元素在低溫下與陶瓷增強(qiáng)相反應(yīng)的 活度。若直接采用由降熔元素與活性元素組成的混合粉末，存在活性元素分 布不均勻的弊端。這樣，在無活性元素存在的微區(qū)，并不能達(dá)到改善"陶瓷 增強(qiáng)相/金屬"二次弱界面的預(yù)期目的。特別是當(dāng)活性元素與基體元素、降熔元素均不形成共晶反應(yīng)時，活性元素分布的不均勻性使得利用活性元素改 善"陶瓷增強(qiáng)相/金屬"二次弱界面的作用并不能處處得以發(fā)揮。其次，再利用急冷(或軋制)方法制備成較薄的箔帶。其目的有二， 一 是箔帶比粉末的總表面積小，有利于減少釬縫內(nèi)的夾雜物；二是較小的厚度 有利于減輕顆粒偏聚程度；有利于減少需要重建的二次弱界面的數(shù)量；有利 于縮短等溫凝固時間，從而有利于減少金屬間化合物，優(yōu)化焊接區(qū)新形成的 金屬基體的組織。 (3)活性液相擴(kuò)散焊工藝的具體施焊步驟首先，在待焊復(fù)合材料界面處預(yù)置上述"活性中間層"。其次，向焊接面施加一定的壓力。其目的有三， 一是確保固態(tài)母材與固 態(tài)中間層能緊密接觸，為通過兩者間的相互擴(kuò)散及共晶反應(yīng)來獲得液相創(chuàng)造 條件；二是適度擠出多余液相以縮短等溫凝固所需的時間，有利于減少金屬 間化合物，從而優(yōu)化焊接區(qū)新形成的金屬基體的組織；三是有利于減少不良 潤濕性導(dǎo)致的空隙(陶瓷增強(qiáng)相的存在惡化了復(fù)合材料的潤濕性)。再次，加熱保溫。保溫溫度應(yīng)低于活性中間層的熔點，以便確保利用共 晶反應(yīng)獲得液相，從而防止中間層因溫度過高而自行熔化后，液態(tài)金屬因陶 瓷增強(qiáng)相引起的不良潤濕而被過早、過量地擠出而影響金屬基體表面的氧化 膜去除效果。另外，反應(yīng)的促進(jìn)。在焊接過程中，中間層內(nèi)的降熔元素與活性元素均 應(yīng)處于液態(tài)，以利于各自的擴(kuò)散及反應(yīng)。特別是為了促進(jìn)活性元素在如此較 低的焊接溫度下(金屬基體熔點以下)能與陶瓷增強(qiáng)相發(fā)生反應(yīng)，應(yīng)盡量使活 性元素也處于液態(tài)，以便使反應(yīng)生成的界面相的表面積盡可能大，以至于足 以包圍陶瓷增強(qiáng)相的全部表面，使整個陶瓷顆粒表面都能與金屬基體良好潤 濕，從而促進(jìn)對"陶瓷增強(qiáng)相/金屬中間層"界面間的致密性與接合性的改 善。以下以AI203p/Al復(fù)合材料為母材，分別介紹了采用二元活性合金層 (Cu-Ti系)的活性液相擴(kuò)散焊(A-TLP)與采用典型純金屬中間層(Cu) 的傳統(tǒng)液相擴(kuò)散焊接頭的組織、性能及斷口分析結(jié)果；經(jīng)對比(特別是斷口 分析的差異)驗證了 A-TLP工藝在改善"陶瓷顆粒增強(qiáng)相"弱界面接合性 方面的優(yōu)越性。 1試驗材料所用Al203p/Al母材為西安交通大學(xué)金屬材料強(qiáng)度國家重點實驗室采用 粉末冶金法制備，并經(jīng)520。C熱擠壓(擠壓比為9)的O)lOmm棒料。A1203 顆粒平均粒徑為35)Lim，體積分?jǐn)?shù)為20%。為簡化冶金反應(yīng)分析，基體采用 純鋁。2 A-TLP連接所用中間層的設(shè)計與制備考慮到市場供貨情況與經(jīng)濟(jì)性，試驗選用最為典型的能與陶瓷反應(yīng)的 Ti作為活性元素。依據(jù)本發(fā)明提出的復(fù)合材料活性液相擴(kuò)散焊(A-TLP)中間 層設(shè)計新思路，將其添加到傳統(tǒng)鋁基復(fù)合材料液相擴(kuò)散焊中最為常用的Cu 中間層中，設(shè)計并制備了 4種成分不同的Cu-Ti系二元活性中間層。具體確定成分時，主要以Cu-Ti， Al-Ti， Al-Cu三種二元合金相圖為依 據(jù)。考慮到純Ti不能與Al基體發(fā)生共晶反應(yīng)，而且Ti在Al中的固溶度即 便在60(TC高溫下也極低，故選用富Cu低Ti的Cu-Ti合金，而不用純Ti 以及富Ti的Ti-Cu合金。其目的有二，其一是為了確保中間層能與Al基體 順利反應(yīng)生成液相(Ti含量過高將提高液相形成溫度)，確保Cu原子及Ti原 子均處于液態(tài)，以促進(jìn)Cu向Al基體中擴(kuò)散，并促進(jìn)Ti原子的遷移及其與Al203陶瓷顆粒增強(qiáng)相的反應(yīng)，從而改善液態(tài)中間層對Al203陶瓷顆粒增強(qiáng)相的潤濕性；其二是為了避免因Ti含量過高導(dǎo)致出現(xiàn)金屬間化合物，影響 焊接區(qū)金屬相的性能。據(jù)此思路確定的Cu-Ti活性中間層的成分為Cu-1.5Ti, Cu-2.5Ti， Cu-3.5Ti, Cu-10TK質(zhì)量百分?jǐn)?shù))。其中，Cu-1.5Ti, Cu-3.5Ti, Cu-10Ti活性中間層均為采用單輥急冷法制備的厚約50pm寬約2mm的箔帶； Cu-2.5Ti中間層是將電弧爐制備的薄餅狀母合金經(jīng)打磨制成的厚約100, 的薄片。圖1為一例采用單輥急冷法制備的Cu-Ti系活性中間層的形貌。 3焊接條件兩待焊試樣均為柱狀，每一試樣的長度與直徑均為10mm，連接表面先 后用1000#、 1200#砂紙打磨并用丙酮清洗后，在以鉬片為加熱體的輻射式 真空電阻爐內(nèi)，采用垂直對接接頭形式施焊。焊接規(guī)范為 600。Cx90minx0.16MPa，連接時間內(nèi)真空度為9xl(T3Pa。升溫過程設(shè)為3個 階段先以10°C/min由室溫升溫至50(TC后，保溫10min，以在液相即將出 現(xiàn)前均溫；再以5°C/min由50(TC升溫至連接溫度600°C;焊后爐冷。為了 對比，同時進(jìn)行了以市售純Cu箔帶(厚約5(Vm)為中間層的傳統(tǒng)液相擴(kuò)散焊 (TLP)試驗。焊后在完成接頭外觀檢査后，主要從組織，剪切性能及斷口 分析方面研究了 A-TLP連接能夠改善陶瓷顆粒/金屬(P/M)弱界面接合性 的支持依據(jù)。 4主要實驗結(jié)果 4.1接頭剪切性能圖2為同一爐內(nèi)采用不同中間層所得接頭的剪切性能。為便于對比，一 并列出了經(jīng)歷同樣熱循環(huán)的MMC母材的剪切強(qiáng)度。與采用純Cu的TLP擴(kuò) 散焊接頭相比，在采用四種不同成分Oi-Ti中間層所得A-TLP擴(kuò)散焊接頭 中，其中兩個含Ti量低者的強(qiáng)度均高于TLP擴(kuò)散焊接頭，而另外兩個含Ti 量高者的強(qiáng)度均遠(yuǎn)低于TLP擴(kuò)散焊接頭。A-TLP接頭最高剪切強(qiáng)度為 64MPa，為MMC的84。/。。該結(jié)果表明，活性元素Ti含量是一重要參量，原則性思路應(yīng)是宜少不 宜多，過高的Ti含量使接頭強(qiáng)度銳減。這與Ti在Al中的固溶度極低(即便 在60(TC高溫下也接近于零)，因而容易導(dǎo)致接合區(qū)的金屬基體相中Al-Ti金屬間化合物比例過大有關(guān)。4.2接頭組織圖3 a為采用厚50,純Cu的TLP擴(kuò)散焊接頭組織；圖3 b為采用厚 100pm Cu-2.5Ti的A-TLP擴(kuò)散焊接頭組織。兩者的相似之處在于金屬/金數(shù) (M/M)界面結(jié)合理想，表現(xiàn)在MMC母材表面的基體部分順利液化，在圖 示放大倍數(shù)下在界面上未觀察到殘留氧化膜、空洞等組織不連續(xù)的致密性缺 陷，滿足了獲得良好的M/M界面接合所需的必要條件。這種M/M界面經(jīng) 足夠擴(kuò)散可以消除接合區(qū)金屬基體相內(nèi)的金屬間化合物，為獲得良好的 M/M界面接合創(chuàng)造了條件。這表明A-TLP擴(kuò)散焊很好地保留了傳統(tǒng)TLP擴(kuò) 散焊在去除氧化膜、消除界面空洞方面所具有的簡潔性優(yōu)點。兩者的不同之處在于出現(xiàn)了程度不等的顆粒偏聚現(xiàn)象。這只不過是由于 由于純Cu箔(50inm)的厚度遠(yuǎn)小于Cu-2.5Ti中間層的厚度(100^im)，因此， 后者接頭的偏聚程度相對嚴(yán)重。并非由于活性元素的添加造成的組織缺陷。 4.3斷口分析圖4為經(jīng)歷同樣焊接熱循環(huán)的MMC母材的剪切斷口形貌，其特征在 于(1)鋁基體發(fā)生了顯著的塑性流變，無脆斷跡象；(2)斷口上可觀察到 的Al203顆粒很少且已破碎。可見，在經(jīng)歷燒結(jié)與熱擠壓的強(qiáng)烈塑性變形后 MMC母材內(nèi)P/M界面致密，滿足載荷可由基體連續(xù)傳遞至強(qiáng)化相的要求。 但在焊接條件下，不允許出現(xiàn)上述強(qiáng)烈塑性變形，故必須借助反應(yīng)潤濕實現(xiàn) 焊接區(qū)內(nèi)液態(tài)金屬與陶瓷增強(qiáng)相的致密相連。此外，與液相法制備MMC的 條件相比，焊接溫度也不允許超過金屬基體的熔點?？梢姡c制備工況相比， 受低變形與低溫的條件限制，焊接工況下潤濕性的重要性更為凸顯，困難性 也更大，對潤濕性的要求因之更苛刻。因此，在接頭斷口觀察時，陶瓷顆粒 增強(qiáng)相表面上有無反應(yīng)物出現(xiàn)是應(yīng)關(guān)注的焦點。圖5及圖6分別為采用厚50|um純Cu (TLP)，厚100fim Cu-2.5Ti (A-TLP)二種合金系箔帶所得接頭斷口的掃描電鏡(SEM)照片。首先，對比圖4與圖 5可知，相對于MMC母材，TLP連接接頭斷口上出現(xiàn)的Al203增強(qiáng)相顆粒 顯著增多(這一事實與圖2所示的組織照片都說明出現(xiàn)了顆粒偏聚)，而且陶 瓷顆粒增強(qiáng)相仍保持完好形狀，既未破裂，也未在其表面觀察到任何粘附物 生成。上述斷口與組織分析證實了， TLP連接接頭在組織方面具有顆粒偏聚 及P/M界面接合差的缺點；在斷裂位置或路徑方面，TLP連接接頭沿顆粒 偏聚區(qū)斷裂；特別在斷裂方式方面，呈現(xiàn)沿陶瓷增強(qiáng)相顆粒/金屬(P/M)界面 脫粘的特點。顯然，顆粒偏聚主要是由于過厚的純Cu層使MMC母材溶解 過度所致。然而，A-TLP擴(kuò)散焊接頭斷口用肉眼便可觀察到存在兩塊面積大致相 同，但光亮度明顯不同的區(qū)域，其掃描電鏡(SEM)照片分別如圖6(a)，(b)所 示。首先，對比圖5與圖6(a)可知，A-TLP擴(kuò)散焊接頭斷口上的Al2Cb陶瓷 顆粒增強(qiáng)相表面上明顯有凹凸不平的細(xì)微粘附物存在。這一事實表明了 A1203陶瓷顆粒增強(qiáng)相已與焊接區(qū)的金屬基體發(fā)生了某種程度的反應(yīng)，促進(jìn) 了兩者之間的潤濕與結(jié)合。斷口上的陶瓷增強(qiáng)相顆粒表面有細(xì)微并凹凸不平 的粘附物形成這一事實，是反映A-TLP擴(kuò)散焊工藝能夠改善焊接區(qū)陶瓷增 強(qiáng)相顆粉金屬(P/M)界面接合性的重要依據(jù)之一。其次，由圖6(a)與(b)可知，A-TLP連接接頭呈混合斷裂形式，即一部 分沿顆粒偏聚區(qū)斷裂(起裂部分)， 一部分沿緊鄰焊接界面的MMC母材內(nèi)部 斷裂(擴(kuò)展部分)?？梢?，在A-TLP擴(kuò)散焊工藝中，界面反應(yīng)粘附物優(yōu)化了 斷裂路徑，使其可擴(kuò)展入完好MMC母材內(nèi)部，對提高接頭強(qiáng)度做出了貢獻(xiàn)。 而傳統(tǒng)TLP擴(kuò)散焊接頭由于顆粒偏聚的出現(xiàn)，加之在顆粒偏聚區(qū)存在大量 的弱結(jié)合P/M界面(主要原因)，使得斷裂路徑全位于弱結(jié)合界面(P/M)最多 的顆粒偏聚區(qū)之內(nèi)，難以獲得斷裂路徑能進(jìn)入MMC母材的優(yōu)質(zhì)接頭。 A-TLP擴(kuò)散焊接頭斷裂路徑能進(jìn)入完好MMC母材內(nèi)部是反映A-TLP擴(kuò)散焊工藝能夠改善焊接區(qū)陶瓷增強(qiáng)相顆粒/金屬(P/M)界面接合性的重要依據(jù) 之二。此外，如圖7所示，在采用活性元素Ti含量較高的Cu-10Ti的A-TLP連接接頭斷口上，甚至可以觀察到Al203陶瓷顆粒增強(qiáng)相破裂的情況，但斷裂面上金屬基體的塑性變形量很小。可見，高的Ti含量雖然一方面有利于 改善焊接區(qū)陶瓷顆粒增強(qiáng)相/金屬基體界面間的相互作用與結(jié)合性能，但另 一方面會因易形成金屬間化合物而導(dǎo)致金屬基體脆化，故接頭強(qiáng)度并不高。 因此，Ti含量應(yīng)綜合考慮，不宜過高。當(dāng)活性元素含量較高時，焊接區(qū)陶 瓷增強(qiáng)相顆粒/金屬(P/M)界面的結(jié)合強(qiáng)度可達(dá)足夠高的程度，甚至足以使 陶瓷顆粒增強(qiáng)相本身發(fā)生破裂而不會出現(xiàn)界面脫粘現(xiàn)象。這是反映A-TLP 擴(kuò)散焊工藝能夠改善焊接區(qū)陶瓷增強(qiáng)相顆粒/金屬(P/M)界面接合性的重要 依據(jù)之三。 . 5小結(jié)綜上所述，在本發(fā)明所提出的"復(fù)合材料(MMC)活性液相擴(kuò)散焊 (A-TLP)工藝"中，創(chuàng)建了新的中間層合金系設(shè)計方法，彌補(bǔ)了傳統(tǒng)液相 擴(kuò)散焊工藝在中間層成分設(shè)計中無視陶瓷增強(qiáng)相特殊要求的原則性缺陷?；?性液相擴(kuò)散焊(A-TLP)工藝通過添加活性元素制得"活性中間層"，改善 了焊接區(qū)陶瓷增強(qiáng)相顆粒/金屬(P/M)界面的接合性；同時，也很好地保留了 傳統(tǒng)TLP擴(kuò)散焊在去除氧化膜及消除界面空洞方面所具有的簡潔性優(yōu)點。 活性液相擴(kuò)散焊(A-TLP)工藝能改善焊接區(qū)陶瓷增強(qiáng)相顆粒/金屬(P/M)界 面接合性的重要依據(jù)有以下三點(1 )在惰性陶瓷增強(qiáng)相顆粒/金屬(P/M)界面上形成了細(xì)微的界面反應(yīng) 物(界面相)斷口上陶瓷顆粒增強(qiáng)相的表面并非原始光滑狀，而出現(xiàn)了細(xì) 微、凹凸起伏的反應(yīng)物。這些反應(yīng)物充當(dāng)了陶瓷增強(qiáng)相/金屬界面間的粘結(jié) 物，改善了增強(qiáng)相/金屬界面的潤濕與密合；強(qiáng)化了陶瓷增強(qiáng)相/金屬界面結(jié)合，以至于并未出現(xiàn)界面脫粘現(xiàn)象。(2) 接頭斷裂路徑被改善接頭斷裂擴(kuò)展路徑被改善而可擴(kuò)展入完整 無損的母材內(nèi)；斷裂路徑并非完全在原待焊界面；也并非全在顆粒偏聚區(qū)內(nèi)(傳統(tǒng)液相擴(kuò)散焊接頭的斷裂路徑全在顆粒偏聚區(qū)內(nèi))。(3) 陶瓷顆粒增強(qiáng)相本身甚至發(fā)生破裂當(dāng)活性元素含量較高時，足 夠的陶瓷增強(qiáng)相/金屬界面結(jié)合強(qiáng)度甚至足以使陶瓷顆粒增強(qiáng)相本身發(fā)生破 裂而不發(fā)生界面脫粘現(xiàn)象。6活性液相擴(kuò)散焊(A-TLP)工藝的其他應(yīng)用A-TLP擴(kuò)散焊工藝除了可以應(yīng)用于MMC/MMC連接這一典型應(yīng)用場合 之外，還可用于低Co含量的硬質(zhì)合金(內(nèi)含90。/。以上WC陶瓷增強(qiáng)相)之 間的連接，以及金屬/陶瓷，MMC/陶瓷，MMC/金屬等多種場合；特別適合 于體積分?jǐn)?shù)較大的MMC/MMC金屬基復(fù)合材料的焊接。作為其中一例，圖8為低Co硬質(zhì)合金YG6X(含6°/。Co)的活性液相擴(kuò) 散焊(A-TLP)對接接頭的潤濕外觀。 一般傳統(tǒng)釬料對低Co硬質(zhì)合金的潤 濕性很差，但圖8所示的液態(tài)中間層在硬質(zhì)合金母材上鋪展邊緣的厚度很 薄，這說明中間層與硬質(zhì)合金母材的潤濕角很小，從而保證了使液態(tài)中間層 與硬質(zhì)合金母材間能形成良好的界面結(jié)合。
權(quán)利要求
1.一種金屬基復(fù)合材料的活性過渡液相擴(kuò)散焊工藝，其特征在于，按下列步驟進(jìn)行首先，在待焊接的金屬基復(fù)合材料間預(yù)置具有合金系組成特征的活性中間層，該活性中間層內(nèi)既含有可與金屬基體作用的降熔元素，又必須含有可與陶瓷增強(qiáng)相反應(yīng)的活性元素；該活性元素并非指能夠與金屬基體或與金屬基體表面氧化膜反應(yīng)的元素，而是能夠與復(fù)合材料內(nèi)部的陶瓷增強(qiáng)相反應(yīng)的元素；然后依次向焊接面加壓；加熱；保溫，保溫溫度低于活性中間層的熔點，以確保利用共晶反應(yīng)獲得液相；即可完成焊接。
2. 如權(quán)利要求1所述的i屬基復(fù)合材料的活性過渡液相擴(kuò)散焊工藝， 其特征在于，所述的活性中間層或者是由降熔元素、活性元素組成的二元活 性中間層；或者是由降熔元素、活性元素、基體主元素或其他元素構(gòu)成的三 元或多元活性中間層。
3. 如權(quán)利要求1所述的金屬基復(fù)合材料的活性過渡液相擴(kuò)散焊工藝， 其特征在于，所述的活性元素與共晶反應(yīng)元素是同一種元素。
4. 如權(quán)利要求1所述的金屬基復(fù)合材料的活性過渡液相擴(kuò)散焊的方法， 其特征在于，所述的活性中間層是采用單輥急冷法制備的中間層箔帶。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種金屬基復(fù)合材料(MMC)的活性過渡液相擴(kuò)散焊(A-TLP)工藝，首先，在待焊接的金屬基復(fù)合材料間預(yù)置具有如下合金系組成特征的活性中間層，該活性中間層內(nèi)既含有可與金屬基體作用的降熔元素，又必須含有可與陶瓷增強(qiáng)相反應(yīng)的活性元素；該活性元素并非指能夠與金屬基體或金屬基體表面氧化膜反應(yīng)的元素，而是指能夠與復(fù)合材料內(nèi)部的陶瓷增強(qiáng)相反應(yīng)的元素；然后，依次向焊接面加壓；加熱，加熱溫度低于活性中間層的熔點，以確保利用共晶反應(yīng)獲得液相；再經(jīng)適時保溫；即可完成焊接。該工藝可改善復(fù)合材料焊接區(qū)“增強(qiáng)相/金屬”弱界面間的潤濕與結(jié)合。此外，還可廣泛應(yīng)用于陶瓷/金屬、陶瓷/MMC、金屬/MMC、金屬/硬質(zhì)合金等異種材料間的焊接。
文檔編號B23K20/16GK101239419SQ20081001737
公開日2008年8月13日 申請日期2008年1月22日 優(yōu)先權(quán)日2008年1月22日
發(fā)明者張建勛, 張貴鋒, 怡 裴 申請人:西安交通大學(xué)