專利名稱：一種鋁基復(fù)合材料用Al-Si-Ti系三元活性釬料及其制備方法
一種鋁基復(fù)合材料用Al-Si-Ti系三元活性釬料及其制備方法技術(shù)領(lǐng)域
本發(fā)明屬于材料制備技術(shù)領(lǐng)域，涉及一種釬料，尤其是一種鋁基復(fù)合材料用 Al-Si-Ti系三元活性釬料及其制備方法。
背景技術(shù)：
與金屬鋁材料相比，鋁基復(fù)合材料(Al MMCs :aluminum metal matrix composites)的陶瓷增強(qiáng)相雖然賦予了鋁基復(fù)合材料許多優(yōu)越的性能(如比強(qiáng)度高，比剛 度高，耐熱性強(qiáng)，耐磨性強(qiáng)，熱膨脹系數(shù)小等)，但是陶瓷增強(qiáng)相的存在嚴(yán)重惡化了鋁基復(fù)合 材料的可焊性，對(duì)常用焊接技術(shù)或焊接材料提出了新的挑戰(zhàn)。
首先，鋁基復(fù)合材料難以采用熔焊(包括電弧焊，激光焊，電子束焊)工藝施焊，其 存在問(wèn)題可歸納如下。
(1)陶瓷增強(qiáng)相與金屬界面間(R/M)的有害界面反應(yīng)這一反應(yīng)的原因在于熔焊 情況下，鋁液嚴(yán)重過(guò)熱，足以與相對(duì)穩(wěn)定的陶瓷增強(qiáng)相發(fā)生界面反應(yīng)。該反應(yīng)導(dǎo)致的不良后 果有反應(yīng)消耗了增強(qiáng)相，使增強(qiáng)相或消失(高溫區(qū))、或減少(中溫區(qū))、或損傷(如增強(qiáng) 相外周出現(xiàn)微裂紋；低溫區(qū))；反應(yīng)產(chǎn)物為有害產(chǎn)物，特別對(duì)于增強(qiáng)相為SiC的鋁基復(fù)合材 料，其反應(yīng)產(chǎn)物為針狀、易潮解、脆性的碳化鋁(Al4C3)，即使對(duì)于相對(duì)穩(wěn)定的Al2O3陶瓷增強(qiáng) 相，也會(huì)在877°C以上反應(yīng)生成氣態(tài)的Al2O低價(jià)化合物。(2)微觀偏聚冷卻結(jié)晶過(guò)程中，陶 瓷增強(qiáng)相并不會(huì)被剛結(jié)晶出的高溫固態(tài)金屬所粘附或捕獲，而是被金屬基體的凝固前沿排 斥于焊縫中心，則在焊縫中心出現(xiàn)增強(qiáng)相偏聚，導(dǎo)致焊縫脆化。高熔點(diǎn)的陶瓷增強(qiáng)體并不會(huì) 作為金屬凝固的形核點(diǎn)。(3)顆粒團(tuán)聚與空洞在陶瓷顆粒的偏聚區(qū)，不良的潤(rùn)濕性會(huì)引發(fā) 陶瓷顆粒會(huì)進(jìn)一步團(tuán)聚；并易于在團(tuán)聚區(qū)的中心因潤(rùn)濕性不良而形成金屬液相難以滲入的 空洞。這也是一種潛在的裂紋源。(4)熔池粘度高導(dǎo)致與填充材料混合困難熔池粘稠，流 動(dòng)性差，這樣，難以發(fā)揮填充材料對(duì)反應(yīng)進(jìn)行方向的合理調(diào)控。( 高粘度易出現(xiàn)氫氣孔缺 陷熔池粘稠，使氣體逸出速度變慢，容易導(dǎo)致氣體來(lái)不及逸出殘留于固相中而形成氣孔。
與熔焊相比，復(fù)合材料母材不熔化，故可避免熔焊過(guò)熱情況下存在的有害界面反 應(yīng)；同時(shí)由于復(fù)合材料母材溶解有限，故可避免重新凝固造成的陶瓷顆粒分布不均勻的弊 端；此外，釬焊工藝中加熱溫度低，不易引起復(fù)合材料母材組織與性能的熱蛻變(如基體晶 粒過(guò)度長(zhǎng)大等)?；谏鲜鰞?yōu)點(diǎn)，釬焊獲得了國(guó)內(nèi)外研究人員的重視，是一種具有適應(yīng)面廣， 組織優(yōu)良的潛在優(yōu)良工藝。
已報(bào)道的釬料合金系有AA4405/AA3003/AA4405組合釬料層(其中AA4405 為厚 ΙΟμπι 的 Al-IOSi 箔，3003 為厚 140 μ m 的 A1-1 tol. 5Mn) ；4N07 (Al_12Si)， 4N04 (Al-11. 6Si-l. 48Mg-0. IlFe) ；Al-10. 36Si-l. 31Mg, Al-11. 93Si-2. 14Mg, Al-10. 77Si-3. 22Mg ；AffS BA14 (Al-12.OSi-O. 3Cu-0. 2Zn-0. IMg) ；Al-12Si ； Al-12. 5Si-l. 5Mg；Al-6Si-28Cu-2Mg ；HL400 (Al-12Si) (HL4XXX K ffl QJ201)； HL401(Al-6Si-28Cu)，HL402(Al_10Si_4Cu)，HL403 (Al-10Si-4Cu_10Zn)等。
然而，令人遺憾的是，傳統(tǒng)鋁材用釬料對(duì)鋁基復(fù)合材料的“潤(rùn)濕性”很差。申請(qǐng)者 將造成鋁基復(fù)合材料潤(rùn)濕性很差的不利影響因素歸納為以下6項(xiàng)
(1)內(nèi)因方面A.鋁基體表面存在致密、穩(wěn)定、強(qiáng)固的氧化膜；B.液態(tài)釬料本身表 面的氧化膜(危害更甚)；C.陶瓷增強(qiáng)相的存在直接減少了可潤(rùn)濕面積；D.陶瓷增強(qiáng)相的 存在使復(fù)合材料母材的熱膨脹系數(shù)(CTE coefficient of thermal expansion)減小，不利 于鋁基體所在區(qū)域氧化膜的脹裂，尤其不利于高體積分?jǐn)?shù)復(fù)合材料母材基體的破膜；另一 方面，事實(shí)上，陶瓷增強(qiáng)相在基體中的分布并非絕對(duì)均勻，這樣，在陶瓷顆粒體積分?jǐn)?shù)(Vf volume fraction)高的局部區(qū)域，其所含基體表面氧化膜的脹裂也因熱膨脹系數(shù)的減小而 受到限制。
(2)外因方面受到如下限制(與制備工藝相比)A.焊接溫度不允許高于基體 熔點(diǎn)，這將影響氧化膜的破裂與移開(kāi)，也不利于增大鋁液的活度及降低鋁液的表面張力； B.壓力不許引起大變形，這不利于改善陶瓷增強(qiáng)相與鋁材間的致密性，易出現(xiàn)結(jié)晶空洞。
目前，已報(bào)道的改善鋁基復(fù)合材料潤(rùn)濕性的方法主要著眼于在破除鋁基體表面的 氧化膜方面采取措施，現(xiàn)歸納如下(1)化學(xué)途徑即使用釬劑；(2)機(jī)械途徑典型方法是 導(dǎo)入超聲波振動(dòng)，采用超聲釬焊(包括超聲硬釬焊與超聲軟釬焊)，即使對(duì)于惰性釬料在較 低溫度及大氣環(huán)境下也能成功地獲得對(duì)鋁金屬基體的良好潤(rùn)濕效果(由YanJC，Zhao WW, Xu HB, Li DC, Xu ZW，Yang SQ, Zhang Y, Ma ZP.于 2009. 12 提出Ultrasonic brazing of aluminum alloy and aluminum matrix composite. US Paten :US 7624906 B2.Dec. 1th, 2009) ； (3)母材呈半固態(tài)的釬焊技術(shù)并輔之以沖擊(由牛濟(jì)泰、劉黎明、郭偉等提出)；(4) 釬料呈半固態(tài)的釬焊技術(shù)(由許惠斌、閆久春等提出)；( 基于共晶反應(yīng)的過(guò)渡液相擴(kuò)散 焊技術(shù)；(6)使用環(huán)形墊圈以增大間隙，并防止液相被擠出(由Suzumura A.提出)；(7)表 面粗化法(由Suzumura Α.提出)；(8)預(yù)置釬料后進(jìn)行周邊密封焊，以防釬料因加壓而流 失；(9)局部針刺誘發(fā)潤(rùn)濕、鋪展與滲透(由Xu Z.W.等提出)；(10)采用刮擦的方法消除 氧化膜的危害從而改善潤(rùn)濕性(由呂世雄等提出)。
必須指出，鋁基復(fù)合材料待焊表面為基體金屬與陶瓷增強(qiáng)相并存的界面，而存在 于MMC母材表面的陶瓷增強(qiáng)相使傳統(tǒng)Al用釬料對(duì)MMC的潤(rùn)濕性惡化，由此造成的釬料流 失、破膜不足。因此，釬料對(duì)鋁基復(fù)合材料的潤(rùn)濕界面實(shí)質(zhì)上可分為兩類不同的界面微區(qū)， 即鋁基體/釬料金屬(Μ/Μ)界面微區(qū)與陶瓷顆粒/釬料金屬(Ρ/Μ)界面微區(qū)。上述改進(jìn)鋁 基復(fù)合材料潤(rùn)濕性方法共同的局限性均在于只關(guān)注到了通過(guò)破除鋁基體表面的氧化膜來(lái) 改善鋁基體與釬料間(即Μ/Μ類界面微區(qū))的潤(rùn)濕性，但并未考慮到陶瓷增強(qiáng)相存在對(duì)潤(rùn) 濕性的特殊要求，因而無(wú)法改善Ρ/Μ類界面間的潤(rùn)濕性。
陶瓷顆粒(或短纖維與晶須)增強(qiáng)相與釬料金屬的界面(下文統(tǒng)稱為R/M界面) 微區(qū)間不良的潤(rùn)濕性將導(dǎo)致以下主要問(wèn)題
(1)焊后接頭中R/M界面(稱為二次R/M界面)潤(rùn)濕性差，故界面致密性差(有 殘留空隙)、接合性也必然變差(呈界面脫粘斷裂方式)。下舉三例予以重點(diǎn)說(shuō)明其一，中 國(guó)臺(tái)灣學(xué)者Weng等觀察到，即便是基體含Mg的活性復(fù)合系(Α1203ρ/6061)采用Al_12Si釬 料釬焊時(shí)，釬縫內(nèi)P/M界面間仍有空隙(注意必須在高倍SEM條件下才可觀察到P/M界面 間約有寬1 μ m的空隙)。其二，申請(qǐng)者在采用常用的純Cu作中間層的Α1203ρ/Α1的液相擴(kuò) 散焊接頭斷口上也觀察到P/M界面呈“界面脫粘”斷裂方式，表現(xiàn)為陶瓷顆粒未破碎；表面仍呈光滑狀，無(wú)粘結(jié)物生成。其三，盡管一些市售Al用釬料中含有經(jīng)典意義上的活性元素 Mg(能促進(jìn)釬料在鋁材上的潤(rùn)濕)，但有日本學(xué)者在試樣斷口上觀察到Al2O3陶瓷增強(qiáng)相表 面仍呈光滑狀，表明R/M界面潤(rùn)濕性很差。
(2) 二次弱界面不但會(huì)引起界面脫粘(對(duì)性能的直接影響)，而且會(huì)喪失界面熱失 配對(duì)界面附近基體的位錯(cuò)強(qiáng)化作用(對(duì)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。
在上述問(wèn)題中，最嚴(yán)重的危害表現(xiàn)在將導(dǎo)致R/M界面殘留有空隙，不利于傳遞載 荷；在接頭性能測(cè)試中，呈現(xiàn)“界面脫粘”斷裂方式；在焊后斷口分析時(shí)可看到陶瓷增強(qiáng)相 無(wú)破損、表面仍呈光滑狀而無(wú)金屬粘附物。
可見(jiàn)，從通過(guò)界面來(lái)連續(xù)傳遞與分配載荷這一要求的角度看，焊接區(qū)R/M 二次界 面的致密性的改善(主要取決于潤(rùn)濕性的改善)是焊接成敗的命脈所在。
盡管在制備領(lǐng)域，已提出了如下改善R/M界面潤(rùn)濕性的主要途徑對(duì)陶瓷顆粒進(jìn) 行涂/鍍層或摻雜預(yù)處理；改進(jìn)金屬基體的成分設(shè)計(jì)；合理控制氣氛條件；加入助劑；優(yōu)選 增強(qiáng)相相別等；但是這些方法多數(shù)很難直接移植到焊接方法中。另一方面，與制備條件相 比，在釬焊與液相擴(kuò)散焊工藝中，試圖借助提高溫度與壓力改善二次P/M界面的潤(rùn)濕性與 密合性也是行不通的，其原因在于為避免基體溶化，溫度不允許過(guò)高(不能超過(guò)基體的熔 點(diǎn))；為避免母材出現(xiàn)嚴(yán)重塑性變形，壓力不允許過(guò)大。
因此，值得強(qiáng)調(diào)指出的是，借助冶金設(shè)計(jì)途徑，即添加能與陶瓷增強(qiáng)相反應(yīng)的活性 元素，從而改善R/M界面之間的潤(rùn)濕性這一技術(shù)方案的重要性愈加凸顯，幾乎成為在較低 焊接溫度下(金屬基體熔點(diǎn)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。
近年來(lái)，申請(qǐng)者從全程關(guān)注R/M界面演變角度出發(fā)，對(duì)R/M界面的現(xiàn)象、分類、演 變、弱化與強(qiáng)化展開(kāi)了研究；解釋了焊后R/M界面蛻化的必然性。與此同時(shí)，申請(qǐng)者基于前 期分析研究，著眼于利用反應(yīng)潤(rùn)濕(Reactive Wetting)促進(jìn)惰性R/M界面間在低溫下(基 體熔點(diǎn)以下)的潤(rùn)濕，提出了新的中間層合金系設(shè)計(jì)原則，基于此思路成功開(kāi)發(fā)了一種鋁 基復(fù)合材料用Al-Si-Ti三元活性釬料。具體介紹如下。發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于克服現(xiàn)有鋁用釬料對(duì)陶瓷增強(qiáng)相潤(rùn)濕性差，并因此而不得不輔 之以其他較為復(fù)雜的輔助技術(shù)(如刮擦、振動(dòng)、墊圈)的缺點(diǎn)，通過(guò)改進(jìn)釬料冶金設(shè)計(jì)途徑， 提供一種鋁基復(fù)合材料用Al-Si-Ti系三元活性釬料及其制備方法，使該釬料能夠改善陶 瓷增強(qiáng)相顆粒(或短纖維)與液態(tài)金屬釬料界面(統(tǒng)稱為R/M界面)間的潤(rùn)濕性。
還必須指明的是，在確定了 Al-Si-Ti系三元活性釬料的合金系及具體成分范圍 后，該系釬料在制備方法方面還存在以下三大問(wèn)題=(I)Ti難以順利加入其原因在于，Ti 為難熔金屬，其熔點(diǎn)為1668°c，比鋁的熔點(diǎn)陽(yáng)60°0高約1000°C，這樣在鋁熔化后，Ti可能 仍呈固態(tài)。與鋁密度不同，會(huì)出現(xiàn)偏析。( 制備所得釬料中的活性元素應(yīng)在焊接溫 度下呈液態(tài)，以利于提高其活度，促使其與基體表面氧化膜、釬料自身表面氧化膜、陶瓷增強(qiáng)相反應(yīng)；同時(shí)改善分布均勻性，使得焊接面上的陶瓷增強(qiáng)相都有機(jī)會(huì)與活性元素反應(yīng)，改 善活性釬料與陶瓷增強(qiáng)相的潤(rùn)濕。
在前期大量預(yù)研工作的基礎(chǔ)上，本發(fā)明的目的是通過(guò)以下技術(shù)方案來(lái)解決的
這種鋁基復(fù)合材料用Al-Si-Ti系三元活性釬料的合金系為Al-Si-Ti系，其中各 合金元素的質(zhì)量含量為7 14%的Si，0. 1 1.2%的Ti，其余為Al。
一種上述釬料的制備方法，包括以下步驟
1)選料
選擇原始材料為純Al，Al-20Si中間合金和Al_5Ti中間合金；
2)配料
將Al_5Ti中間合金，Al_20Si中間合金和純鋁錠混合，使混合物中Si的質(zhì)量百分 比為7 14%，Ti的質(zhì)量百分比為0. 1 1. 2%，余量為Al ；并將混合物放置于坩堝內(nèi)；
3)熔煉
先向坩堝通入高純Ar，排出其內(nèi)空氣；然后，在Ar保護(hù)下，采用高頻感應(yīng)加熱升溫 至熔煉溫度為750 850°C，保溫30min ；然后，繼續(xù)在Ar的保護(hù)下靜置冷卻凝固為冷凝塊；
4)甩帶成形
將冷凝塊重熔后，采用急冷甩帶工藝制成箔帶。
以上在步驟幻熔煉保溫的末期直接甩帶成形。
以上步驟3)中，采用K型熱電偶在石英套管保護(hù)下測(cè)溫。
本發(fā)明具有以下有益效果
(1)首先本發(fā)明能通過(guò)液態(tài)活性元素Ti與陶瓷增強(qiáng)相的反應(yīng)，較好地潤(rùn)濕陶瓷增 強(qiáng)相微區(qū)，從而消除陶瓷增強(qiáng)相與釬料間的殘留空隙。
(2)對(duì)于鋁基體微區(qū)，免用釬劑及焊后清洗本發(fā)明的該釬料通過(guò)冶金反應(yīng)途徑， 即通過(guò)活性元素Ti與鋁基體表面的氧化膜反應(yīng)來(lái)破除氧化膜，提早消除界面空隙，迅速建 立擴(kuò)散通道，進(jìn)而促使?jié)櫇衽cSi的滲透提早進(jìn)行。
(3)本發(fā)明的釬料不僅界面致密，而且實(shí)現(xiàn)之所需焊接時(shí)間較短。
(4)本發(fā)明無(wú)陶瓷顆粒偏聚。
(5)本發(fā)明適應(yīng)面廣，尤為適于以氧化鋁為增強(qiáng)相的鋁基復(fù)合材料，以及高體積分 數(shù)的鋁基復(fù)合材料。


圖1為為Al-12Si_lTi活性釬料甩帶的DSC曲線；
圖2為圖1中的2號(hào)Al-12Si_lTi甩帶DSC曲線與傳統(tǒng)Al_12Si甩帶DSC曲線的 對(duì)比；
圖3為本發(fā)明制備的Al-Si-Ti釬料箔帶與Al_12Si釬料箔帶對(duì)氧化鋁短纖維強(qiáng) 化的純Al基復(fù)合材料母材(A203sf/Al)潤(rùn)濕行為的對(duì)比結(jié)果；
圖4為采用本發(fā)明的釬料與傳統(tǒng)Al-S系釬料所得釬縫界面演變對(duì)比結(jié)果；
圖5為采用本發(fā)明的Al-12Si_lTi釬料與傳統(tǒng)Al_12Si釬料所得釬焊接頭剪切強(qiáng) 隨保溫時(shí)間演變的對(duì)比。
具體實(shí)施方式
下面結(jié)合實(shí)施例對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步詳細(xì)描述
實(shí)施例1
本實(shí)施例中，鋁基復(fù)合材料用Al-Si-Ti系三元活性釬料的制備方法，包括以下步 驟
1)選料
選擇原始材料為純Al，Al-20Si中間合金和Al_5Ti中間合金；
2)配料
將Al_5Ti中間合金，Al_20Si中間合金和純鋁錠混合，使混合物中Si的質(zhì)量百分 比為7%，Ti的質(zhì)量百分比為1.2%，余量為Al ；并將混合物放置于坩堝內(nèi)；
3)熔j東
先向坩堝通入高純Ar，排出其內(nèi)空氣；然后，在Ar保護(hù)下，采用高頻感應(yīng)加熱升溫 至熔煉溫度為850°C，保溫30min ；然后，繼續(xù)在Ar的保護(hù)下靜置冷卻凝固為冷凝塊；
4)甩帶成形
將冷凝塊重熔后，采用急冷甩帶工藝制成箔帶。
實(shí)施例2
本實(shí)施例中，鋁基復(fù)合材料用Al-Si-Ti系三元活性釬料的制備方法，包括以下步 驟
1)選料
選擇原始材料為純Al，Al-20Si中間合金和Al_5Ti中間合金；
2)配料
將Al_5Ti中間合金，Al_20Si中間合金和純鋁錠混合，使混合物中Si的質(zhì)量百分 比為14%，Ti的質(zhì)量百分比為0. 1%，余量為Al ；并將混合物放置于坩堝內(nèi)；
3)熔j東
先向坩堝通入高純Ar，排出其內(nèi)空氣；然后，在Ar保護(hù)下，采用高頻感應(yīng)加熱升溫 至熔煉溫度為850°C，保溫30min ；然后，繼續(xù)在Ar的保護(hù)下靜置冷卻凝固為冷凝塊；
4)甩帶成形
將冷凝塊重熔后，采用急冷甩帶工藝制成箔帶。
實(shí)施例3
本實(shí)施例中，鋁基復(fù)合材料用Al-Si-Ti系三元活性釬料的制備方法，包括以下步 驟
1)選料
選擇原始材料為純Al，Al-20Si中間合金和Al_5Ti中間合金；
2)配料
將Al_5Ti中間合金，Al_20Si中間合金和純鋁錠混合，使混合物中Si的質(zhì)量百分 比為12%，Ti的質(zhì)量百分比為1%，余量為Al ；并將混合物放置于坩堝內(nèi)；
3)熔j東
先向坩堝通入高純Ar，排出其內(nèi)空氣；然后，在Ar保護(hù)下，采用高頻感應(yīng)加熱升溫 至熔煉溫度為750°C，保溫30min ；然后，繼續(xù)在Ar的保護(hù)下靜置冷卻凝固為冷凝塊；
4)甩帶成形
將冷凝塊重熔后，采用急冷甩帶工藝制成箔帶。
實(shí)施例4
本實(shí)施例中，以總量為30g為例，鋁基復(fù)合材料用Al-Si-Ti系三元活性釬料的制 備方法，包括以下步驟
1)選料
選擇原始材料為純Al，Al-20Si中間合金和Al_5Ti中間合金；
2)配料
選取市售Al_5Ti中間合金7g ；市售Al_20Si中間合金18. 5g ；市售純鋁錠4. 5g。 三種原材料一并放置于坩堝內(nèi)，準(zhǔn)備熔煉。
3)熔j東
先向坩堝通入高純Ar約20秒后，排出其內(nèi)空氣；然后，在Ar保護(hù)下，采用高頻感 應(yīng)加熱升溫至熔煉溫度為830°C，保溫30min ；(采用K型熱電偶在石英套管保護(hù)下測(cè)溫)然 后，繼續(xù)在Ar的保護(hù)下靜置冷卻凝固為冷凝塊；
4)甩帶成形
將冷凝塊重熔后，采用急冷甩帶工藝制成箔帶。
實(shí)施例5
本實(shí)施例中，鋁基復(fù)合材料用Al-Si-Ti系三元活性釬料的制備方法，包括以下步 驟
1)選料
選擇原始材料為純Al，Al-20Si中間合金和Al_5Ti中間合金；
2)配料
將Al_5Ti中間合金，Al_20Si中間合金和純鋁錠混合，使混合物中Si的質(zhì)量百分 比為12%，Ti的質(zhì)量百分比為1%，余量為Al ；并將混合物放置于坩堝內(nèi)；
3)熔j東
先向坩堝通入高純Ar，排出其內(nèi)空氣；然后，在Ar保護(hù)下，采用高頻感應(yīng)加熱升溫 至熔煉溫度為750°C，保溫30min ；
4)甩帶成形
在步驟幻熔煉保溫的末期直接甩帶成形。
另有必要指出的是對(duì)于Si的含量，在試驗(yàn)中還發(fā)現(xiàn)當(dāng)Si的含量超過(guò)20%時(shí)(如 30% ；50%)，所得釬料成帶性差；釬料極脆而易折斷。這也從另一個(gè)側(cè)面說(shuō)明本發(fā)明確定 的成分范圍的合理性。對(duì)于Ti的含量，試驗(yàn)中還發(fā)現(xiàn)當(dāng)Ti超過(guò)2%時(shí)，雖然所得釬料的固 相線基本相同，均接近共晶溫度，但液相線隨Ti含量的增加而增加，這是由于Ti繼續(xù)向共 晶液相中溶解所致。這意味著，當(dāng)Ti加入過(guò)量時(shí)，過(guò)量的Ti并不能全被液化，那些在焊接 溫度下呈固態(tài)的Ti所應(yīng)有的改善潤(rùn)濕性的活性作用難以充分發(fā)揮，因此沒(méi)有必要再添加 過(guò)量的Ti。
潤(rùn)濕性評(píng)價(jià)方面選用氧化鋁短纖維強(qiáng)化的純Al基復(fù)合材料(記為A2O3SfVAl)作 為潤(rùn)濕性評(píng)價(jià)用母材。需要指出的是該復(fù)合材料的潤(rùn)濕性最差；其體積分?jǐn)?shù)較高為30%， 更加惡化了該復(fù)合材料的潤(rùn)濕性。短纖維的平均直徑為3. 6 μ m，平均長(zhǎng)度為1406 μ m，采用擠壓鑄造方法制得。潤(rùn)濕性測(cè)試方法座滴法；測(cè)試溫度為610°C;保溫時(shí)間為5，15，30min ； 所用釬料為箔帶狀(非塊狀)。分析方法潤(rùn)濕試樣經(jīng)研磨拋光后，用掃描電鏡放大500倍 后主要觀察釬料/復(fù)合材料母材間間隙的消除情況；其次觀察釬料的殘留情況以及復(fù)合材 料母材表層區(qū)組織變化情況。
實(shí)際施焊方面預(yù)置釬料于A2O3SfAl母材的焊接界面；適當(dāng)加壓(0. IMPa)；通入 Ar保護(hù)氣體；加熱至610°C后短時(shí)保溫(IOmin內(nèi))。
本發(fā)明釬料熔化區(qū)間的實(shí)測(cè)值與潤(rùn)濕性改進(jìn)效果的實(shí)證
采用差示掃描量熱法(DSCdifferential scanning calorimeter)實(shí)測(cè)了所研 發(fā)新釬料的熔化區(qū)間。圖1為Al-12Si-lTi活性釬料甩帶的DSC曲線。由于釬料中含有高 熔點(diǎn)組元Ti，所以測(cè)定DSC曲線終止溫度設(shè)定較高，為1300°C。圖1中的1、2、3三條DSC 曲線分別由三條不同的Al-12Si-lTi活性釬料甩帶測(cè)得。從圖1中可以看到，三條DSC曲 線吻合良好，分散性小起始熔化溫度和峰值溫度都很接近，三條線的起始溫度平均值為 577. 70C (TS)，峰值溫度的平均值為593. 9°C (Tl)，即Al_12Si_lTi活性釬料的熔化區(qū)間為 577. 70C (Ts) 593. 9°C (Tl)。從圖1的DSC曲線還可以看到，在三元共晶時(shí)的大的吸熱峰 之后一直到1300°C都沒(méi)有再出現(xiàn)明顯的吸熱峰，不僅說(shuō)明Al-12Si-lTi三元活性釬料的成 分配比確實(shí)是三元共晶反應(yīng)，而且高熔點(diǎn)組元Ti也在三元共晶反應(yīng)時(shí)完全液化，三元共晶 溫度之后溫度升高時(shí)沒(méi)有固相的高熔點(diǎn)相向液相中溶解。
圖2為圖1中的2號(hào)Al-12Si-lTi甩帶DSC曲線與傳統(tǒng)Al_12Si甩帶DSC曲線的 對(duì)比。從兩條DSC曲線的起始溫度和峰值溫度對(duì)比來(lái)看，對(duì)于所選定成分，Ti的添加并未 導(dǎo)致熔點(diǎn)升高，這也有利于改善潤(rùn)濕性。添加Ti之后由于存在三元共晶反應(yīng)(文獻(xiàn)中認(rèn)為 三元共晶反應(yīng)溫度為573°C )，相對(duì)于Al-12Si共晶反應(yīng)的溫度不但沒(méi)有升高，反而降低，且 無(wú)論是起始溫度還是峰值溫度都有所降低。因此，Al-12Si-lTi活性釬料在應(yīng)用于活性釬 焊時(shí)的焊接溫度可以取600°C 630°C，后面對(duì)甩帶的潤(rùn)濕性測(cè)定以及釬料用于鋁基復(fù)合 材料活性釬焊也是參照這個(gè)區(qū)間，取610°C。
圖3為所開(kāi)發(fā)Al-Si-Ti釬料箔帶與Al_12Si釬料箔帶對(duì)氧化鋁短纖維強(qiáng)化的純 Al基復(fù)合材料母材(A2O3SfAl)潤(rùn)濕行為的對(duì)比結(jié)果。在此，主要從釬料/MMC母材界面間 隙(尤其是陶瓷增強(qiáng)相/釬料間隙，即R/M界面間隙)的殘留以及釬料的殘留兩方面進(jìn)行比 較評(píng)價(jià)。盡管在較短的保溫時(shí)間(5min)內(nèi)，兩者并無(wú)差異，均殘留大量釬料及明顯的界面 間隙，但當(dāng)保溫時(shí)間增至15min時(shí)，其差別已開(kāi)始顯現(xiàn)傳統(tǒng)Al-12Si釬料仍有大量殘留，而 且這些殘留部分呈連續(xù)狀；另一方面，R/M界面空隙仍明顯存在。而新研發(fā)的Al-12Si-lTi 釬料大部分已滲入復(fù)合材料母材內(nèi)，剩余的釬料呈斷續(xù)的塊狀(滲入量較大所致)；更為重 要的是，R/M界面空隙幾近消失，表明其潤(rùn)濕性優(yōu)于傳統(tǒng)Al-Si系釬料。當(dāng)保溫時(shí)間增至 30min，傳統(tǒng)Al-Si系釬料變化不大，即仍呈連續(xù)狀殘留于復(fù)合材料表面，且R/M界面仍殘留 有空隙；而新研發(fā)的Al-Si-Ti系釬料則幾乎完全滲入復(fù)合材料母材；即使是有剩余釬料的 局部區(qū)域，R/M界面也呈致密狀，界面空隙消失。這兩點(diǎn)又再次表明新研發(fā)的Al-Si-Ti系 釬料對(duì)A2O3SfVAl的潤(rùn)潤(rùn)性優(yōu)于傳統(tǒng)Al-Si系釬料。
圖4為采用新Al-Si-Ti系釬料與傳統(tǒng)Al-S系釬料所得釬縫界面演變對(duì)比結(jié)果。 可見(jiàn)，新Al-Si-Ti系釬料可在Imin(甚至數(shù)秒到數(shù)十秒)內(nèi)使界面氧化膜消失；而傳統(tǒng) Al-Si系釬料則需lOmin。這顯然應(yīng)歸功于活性元素Ti的去膜作用。
圖5為采用Al-12Si_lTi釬料與傳統(tǒng)Al_12Si釬料所得釬焊接頭剪切強(qiáng)隨保溫時(shí) 間演變的對(duì)比。該曲線表明，活性釬料可以在短時(shí)間內(nèi)獲得較好的結(jié)合，這一結(jié)果與圖4界 面組織演變情況吻合良好。但應(yīng)注意，Ti的含量不宜過(guò)高，否則將出現(xiàn)較多的含Ti金屬間 化合物，這也正是本發(fā)明將Ti含量限制在約以下的原因。
綜上所述，與傳統(tǒng)Al_12Si系釬料相比，新研發(fā)的Al-Si-Ti系三元活性釬料在成 功解決難熔活性元素的熔化、偏析之后，在去膜、R/M界面潤(rùn)濕性、釬料的快速滲入三方面獲 得明顯的改進(jìn)。由此使其適應(yīng)面變廣，尤為適于以氧化鋁為增強(qiáng)相的鋁基復(fù)合材料，以及高 體積分?jǐn)?shù)的鋁基復(fù)合材料。
綜上所述，與傳統(tǒng)Al_12Si系釬料相比，本發(fā)明的Al-Si-Ti系三元活性釬料在成 功解決難熔活性元素的熔化、偏析之后，在去膜、R/M界面潤(rùn)濕性、釬料的快速滲入三方面獲 得明顯的改進(jìn)。由此使其適應(yīng)面變廣，尤為適于以氧化鋁為增強(qiáng)相的鋁基復(fù)合材料，以及高 體積分?jǐn)?shù)的鋁基復(fù)合材料。
權(quán)利要求
1.一種鋁基復(fù)合材料用Al-Si-Ti系三元活性釬料，其特征在于該釬料的合金系為 Al-Si-Ti系，其中各合金元素的質(zhì)量含量為7 14%的Si，0. 1 1. 2%的Ti，其余為Al。
2.—種權(quán)利要求1所述釬料的制備方法，其特征在于，包括以下步驟1)選料選擇原始材料為純Al，Al-20Si中間合金和Al-5Ti中間合金；2)配料將Al-5Ti中間合金，Al-20Si中間合金和純鋁錠混合，使混合物中Si的質(zhì)量百分比為 7 14%，Ti的質(zhì)量百分比為0. 1 1.2%，余量為Al ；并將混合物放置于坩堝內(nèi)；3)熔煉先向坩堝通入高純Ar，排出其內(nèi)空氣；然后，在Ar保護(hù)下，采用高頻感應(yīng)加熱升溫至熔 煉溫度為750 850°C，保溫30min ；然后，繼續(xù)在Ar的保護(hù)下靜置冷卻凝固為冷凝塊；4)甩帶成形將冷凝塊重熔后，采用急冷甩帶工藝制成箔帶。
3.根據(jù)權(quán)利要求2所述的釬料的制備方法，其特征在于，在步驟幻熔煉保溫的末期直 接甩帶成形。
4.根據(jù)權(quán)利要求2所述的釬料的制備方法，其特征在于，步驟3)中，采用K型熱電偶在 石英套管保護(hù)下測(cè)溫。
全文摘要
本發(fā)明公開(kāi)了一種鋁基復(fù)合材料用Al-Si-Ti系三元活性釬料及其制備方法，該釬料的成分為7～14％Si，0.1～1.2％Ti，余Al；施焊時(shí)，預(yù)置后適當(dāng)加壓，再加熱至約610℃。與傳統(tǒng)Al-Si共晶釬料相比，有如下優(yōu)點(diǎn)①首先能通過(guò)液態(tài)活性元素Ti與陶瓷增強(qiáng)相的反應(yīng)，較好地潤(rùn)濕陶瓷增強(qiáng)相微區(qū)，從而消除陶瓷增強(qiáng)相與釬料間的殘留空隙。②對(duì)于鋁基體微區(qū)，免用釬劑及焊后清洗該釬料通過(guò)冶金反應(yīng)途徑，即通過(guò)活性元素Ti與鋁基體表面的氧化膜反應(yīng)來(lái)破除氧化膜，提早消除界面空隙，迅速建立擴(kuò)散通道，進(jìn)而促使?jié)櫇衽cSi的滲透提早進(jìn)行。③不僅界面致密，而且實(shí)現(xiàn)之所需焊接時(shí)間較短。④無(wú)陶瓷顆粒偏聚。⑤適應(yīng)面廣，尤為適于以氧化鋁為增強(qiáng)相的鋁基復(fù)合材料，以及高體積分?jǐn)?shù)的鋁基復(fù)合材料。
文檔編號(hào)B23K35/28GK102029480SQ20101060969
公開(kāi)日2011年4月27日 申請(qǐng)日期2010年12月28日 優(yōu)先權(quán)日2010年12月28日
發(fā)明者張建勛, 張貴鋒, 蘇偉 申請(qǐng)人:西安交通大學(xué)