摘要:通过一种超声辅助钎焊连接方法，采用Zn基钎料对TC4钛合金和55%SiCp/Al复合材料进行了钎焊连接。通过扫描电镜、能谱议及电子万能试验机对钎焊接头的微观组织、界面成分及接头的剪切强度进行了分析研究。结果表明，超声辅助钎焊连接方法可以有效实现钛合金与55%SiCp/Al复合材料的冶金连接。接头中复合材料侧界面氧化膜完全消失，并且基体中的小尺寸SiC颗粒向钎缝中大量迁移。而在钛合金侧界面处只生成了一种金属间化合物TiAl3，平均厚度为2～4μm。在420℃焊接时接头的最高剪切强度可达到167MPa，其试样接头断裂于金属间化合物TiAl3和55%SiCp/Al复合材料的界面区附近。
关键词:钛合金;复合材料;钎焊;显微组织;力学性能
中图分类号:TB331 文献标志码:A 文章编号:1009-6264(2016)01-0061-05
在航空航天领域中，长期以来机载侦察及导弹导引所必需的光电平台以铝合金、钛合金和钛/铝复合构件作为其主要结构材料，其中铝合金具有较高的热膨胀系数，所以导致光电平台结构抗热载荷作用的能力很差，进而直接影响系统的测量精度、视轴稳定和图像清晰度等关键技术指标，因此降低平台结构材料的热膨胀系数势在必行［1-2］。高体积分数(≥55%)碳化硅颗粒增强铝基复合材料(SiCp/AlMMCs)的热膨胀系数可以比铝合金低60%，其比模量比铝合金高出近2倍，同时还使铝合金构件的平均谐振频率提高约60%～70%［3-5］。如果采用高体分SiCp/Al复合材料代替钛/铝复合构件中铝合金，那么构件的刚度和疲劳强度等将会得到很大的提高，并且复合构件中的焊接应力也将会下降［6-8］。由于高体分SiCp/Al复合材料制备工艺的特点，其内部总存在一定的空隙率，高体分SiCp/Al复合材料中增强相与基体之间的物理、化学性能差异很大。还有高体分SiCp/Al复合材料与钛合金在物理化学性质和力学性能方面存在着巨大差异，这些特殊性给其连接带来很大的困难［9-12］。到目前为止，尚未查到国内外关于高体分SiCp/Al复合材料与钛合金连接的报道。本文使用了一种操作方便的非真空超声辅助钎焊方法，利用Zn-Al钎料钎焊TC4钛合金和高体分SiCp/Al复合材料，解决了钎料同时与金属和复合材料同时润湿结合的问题，并对接头的组织结构和接头的剪切强度进行了分析。
1试验材料及方法
钛合金基体材料为TC4，其成分(质量分数)为:0.3%Fe，0.15%Si，0.1%C，0.05%N，0.015%H，0.2%O，5.5%Al，4.5%V，余量Ti。复合材料是采用无压渗透法制备的碳化硅颗粒增强铝基复合材料，其SiC颗粒的体积分数约为55%，由平均尺寸为～10μm及～50μm的两种颗粒混合而成。复合材料的基体为ZL101铝合金，是Al-Si-Mg系合金，可热处理强化，强度较高，塑性较好，其基体合金的化学成分(质量分数，%)为Al-(6.5～7.5)Si-0.3Mg-(0.08～0.20)Ti。复合材料无压浸渗工艺流程如下:首先，将适宜品质及两种粒径(～10μm和～50μm)的SiC颗粒进行混合，将其装入耐高温模具中并将其堆积密度精确控制在55%～57%内。然后采用氮气保护，加热到800℃保温数小时。即可实现SiC颗粒密堆积体与熔铝之间的高质量的无压浸渗复合，从而获得完整、致密的复合材料坯锭。两种材料都被加工成50mm×10mm×8mm。试验所采用的钎料为Zn-4Al-3Cu-1Si钎料，其熔点为380～399℃，抗拉强度为250～300MPa。试验采用超声辅助钎焊，其工艺是首先在690～900℃范围内，让钛合金浸入液态纯铝5min后取出处理表面至平整。然后将钛合金与复合材料搭接在一起(搭接长度为20mm)装入夹具，放在焊接平台上，钎料放置在两种材料焊接面中间，升高温度达到420℃至钎料熔化后，施加超声振动5s，再保温4min完成焊接。其中超声头产生频率为20kHz，超声波振幅为10μm。采用日本日立公司生产的S-4700线性扫描电子显微镜(SEM)对钎焊接头微观组织观察，用所配置的能谱分析仪(EDS)对接头中各位置的成分进行测定。焊接接头在电子万能试验机(Instronmodel1186)上进行剪切试验，测试速度为0.5mm/min。剪切试样搭接尺寸为10mm×10mm×16mm，为了确保接头的剪切强度的准确性，同一工艺至少选用3个焊接试样进行试验。
2结果与讨论
2.1钎焊接头显微组织
图1所示为钛合金/复合材料钎焊接头的显微照片。通过对接头的显微组织观察可发现，在钎缝中没有观察到夹杂、缩孔、气孔等缺陷。复合材料的表面变得凹凸不平，表明钎料对复合材料基体产生了溶解(见图1a)。另外还观察到钛合金与复合材料母材表面氧化膜去除彻底，钎缝与两种母材结合界面良好，钛合金与复合材料两种母材与钎料之间达到了良好的冶金结合。进一步放大钎缝组织发现，SiC颗粒与钎料合金界面结合紧密，没有因颗粒未润湿而形成的孔洞缺陷(见图1b)。SiC颗粒均保持原始形状与尺寸，没有观察到由于界面反应而导致的颗粒溶解现象。这主要是因为焊接的温度为420℃，SiC颗粒与Zn、Al等金属之间没有发生化学反应，形成界面金属间化合物。同时可以在钎缝中观察到许多尺寸在10μm以内的颗粒，推测应是复合材料中小尺寸的SiC颗粒迁移到钎缝中。说明Zn-Al钎料中的Zn元素向复合材料中进行了扩散，并与复合材料基体中的Al元素形成Zn-Al固溶体。根据Zn-Al二元相图，这种固溶体的熔点低于400℃，在焊接温度时呈液态，可以自由流动。此时钎料中原有的富Al相及SiC颗粒与Zn-Al固溶体共同形成了微小的部分熔化区，SiC颗粒随着熔化区一起进行了流动，导致SiC颗粒脱离了复合材料基体。由于小尺寸的SiC颗粒比大尺寸SiC颗粒更易于运动，所以在钎缝中观察到了大量的小尺寸SiC颗粒。图2所示为钛合金/复合材料钎焊接头的扫描电镜照片。从照片可以观察到整个钎焊接头由3部分构成:复合材料、钎缝和钛合金。其中A区所示组织成分主要由70.65%的Zn和26.65%的Al所构成，B区所示组织呈现细小的条纹组织，包含Zn、Al和Cu3种元素，其中Al元素的质量分数约8%(见表1)。结合Zn-Al合金二元相图可知，可以确定该钎缝中A区应为α-Al(即富Al相)，B区应为典型的共晶相，由Zn-Al二元共晶相及Zn-Al-Cu三元共晶相混和而成。由于在整个钎缝的形成过程中先结晶的α-Al生长的比较充分，尺寸约为30～70μm，其组织都呈大块状，分布于细小而连续的共晶组织中。在钎缝的显微组织中有少量尺寸约10μm的SiC增强相颗粒，这些颗粒以单独的形式分布于大块状α-Al之间。在钎焊接头中的钛合金侧Zn-Al钎料与钛合金直接接触并也完全润湿。由于焊接前钛合金进行了浸铝处理，因此在焊接时钛合金表面应该有浸铝层的存在。但从图2(a)中并未观察到浸铝层的存在，所以可以推测浸铝层与Zn-Al钎料发生了相互溶解。这个溶解过程使浸铝层中的铝进入到钎缝中，并在钎缝中形成灰色的α-Al相。还可以观察到钛合金与钎料的界面有一层非常薄的黑色组织，其厚度在2μm左右，应为浸铝或钎焊时反应生成的金属间化合物(见图2b)。通过对黑色薄层组织EDS分析发现，该组织主要由Ti和Al两种元素所构成，如表1所示。Ti元素与Al元素的比值接近1比3，所以推测该化合物可能为TiAl3相。图3所示为钛合金/钎缝界面区域的线扫描结果。EDS线扫描曲线显示了Ti，Al，Zn和Si在界面层及钛合金、钎缝中的元素含量变化趋势。其中Ti元素曲线在钎缝中下降为最小值，说明Ti元素几乎没有向钎缝中扩散。而Al元素曲线在界面层上出现一个峰值平台，可以确定在此处应为成分稳定的金属间化合物相。Zn元素曲线在界面处变化幅值很大，说明Zn元素扩散很少，没有参与界面反应。Si元素的含量较小，说明Si元素也没有参与界面反应。这从另一个方面也说明了界面层中，Ti元素和Al元素的比例近似保持恒定，为金属间化合物。此外，V元素没有呈现出明显的扩散特征，所以可以确定该化合物一定为TiAl3相。由于钎焊前钛合金进行了浸铝处理，液态铝合金相对钛合金试样，是大量的且充足的。在液态铝合金充足的情况下，固态钛与液态铝之间进行的反应只能生成TiAl3相［8-9］，这与本试验中观察到的现象是一致的。另外TiAl3相的形成和长大分为两种机制:界面反应控制和扩散控制。第一个阶段为界面反应控制，在时间非常短的情况下，TiAl3只在平行于界面的方向上非均匀形核，形成一层金属间化合物，如图3所示;第二个阶段为扩散控制，随着保温时间增长，金属间化合物的厚度增加，TiAl3在垂直于界面的方向上通过扩散开始生长，并且金属间化合物会开始变得松散，与铝形成二相结构。本试验中所观察到的接头中TiAl3相只有一个薄层，可以确定TiAl3相应为钛合金浸铝的界面反应控制阶段所生成。
2.2钎焊接头力学性能
本研究还对钛合金/复合材料钎焊接头进行了力学性能测试，测试方式采用压剪施力形式，此时母材受到的是压应力。在此钎焊条件下钛合金/复合材料接头的剪切强度为144～167MPa。图4所示为钎焊接头剪切后钛合金侧宏观断口形貌，从图中可以看出剪切断面主要有D区和F区两种形貌所构成。其中E区为两种形貌的过渡区，过渡区里存在部分断面平整的SiC增强相颗粒，并且所有SiC增强相颗粒均与其周围基体结合紧密，没有发生脱粘现象。经EDS成分分析，G点断口成分的质量分数为Zn∶Al=81∶9，与Zn-Al钎料的成分相近，如表2所示。可以确定E区中为复合材料基体到钛合金侧界面化合物的过渡区。经EDS成分分析可知F区的主要成分为Al、Ti和Zn3种元素，如表2所示。因为Zn元素只存在于钎料中，可知F区含有部分钎料。另外该断口区域含Ti为24at%，Al为54at%，可以认为该断口区域应为金属间化合物TiAl3相。可以证实剪切时断裂主要发生在钛合金表面金属间化合物中。表明在加载过程中，由于反应层中金属间化合物TiAl3既硬又脆而难于发生变形，在反应层内部产生较大的应力集中。在这种大应力集中的作用下，裂纹源首先会在脆硬的化合物内部萌生并很快地贯穿该化合物，形成脆性断裂面。在金属间化合物TiAl3的间隙中存在少量的钎料，当裂纹扩展到钎料处时，裂纹不再扩展，钎料发生塑性变形。此时，接头的承载面积减小，导致接头失效。可以确定，断口中D区为复合材料基体，F区为金属间化合物TiAl3相。经过上述分析说明钛合金/复合材料钎焊接头剪切断裂部位围绕着TiAl3层和复合材料母材界面区附近，属于混合断裂特征，其大部分断裂发生在界面的化合物中，局部断裂发生在复合材料区域。在本研究中采用Zn-Al钎料超声辅助钎焊的方法，可以溶解复合材料中的铝基体使得小尺寸的SiC陶瓷颗粒进入钎缝，提高了钎焊接头的强度。同时溶解了钛合金表面预浸的铝合金，而实现了在较低温度下钛合金与铝基复合材料的连接。当钛合金和复合材料形成冶金连接后，钎焊接头的断裂主要发生在钛侧界面金属间化合物层中。
3结论
1)在420℃施加超声振动5s，保温4min下，利用Zn-Al钎料可实现钛合金和SiCp/Al复合材料的超声辅助钎焊，并得到成形良好连接接头;2)钛合金和SiCp/Al复合材料接头上复合材料侧大量的小尺寸SiC颗粒会迁移到钎缝中，而钛合金在浸铝时会生成金属间化合物TiAl3相，平均厚度为2μm左右。在钎焊过程中，浸铝层溶解于钎缝，而TiAl3相不发生变化，保留到最后的钎焊接头中;3)钎焊接头的最高剪切强度可达到167MPa，其接头断裂于TiAl3层和复合材料母材界面区附近，且大部分贯穿金属间化合物TiAl3层。
参考文献
［1］BeffortO，LongS，CayronC，etal．AlloyingeffectsonmicrostructureandmechanicalpropertiesofhighvolumefractionSiC-particlereinforcedAl-MMCsmadebysqueezecastinginfiltration［J］．CompositesScienceandTechnology，2007，67(3/4):737－745．
［2］李增苗，金培鹏，王金辉，等．SiCp/6061铝基复合材料的高温蠕变行为［J］．材料热处理学报，2014，35(7):126－130．LIZeng-miao，JINPei-peng，WANGJin-hui，etal．HightemperaturecreepbehaviorofSiCp/6061aluminummatrixcomposite［J］．TransactionsofMaterialsandHeatTreatment，2014，35(7):126－130．
［3］张松利，张振坤，赵玉涛．(Al2O3+Si)p/Al系铝基复合材料的原位制备及性能［J］．材料热处理学报，2015，36(1):16－21．ZHANGSong-li，ZHANGZhen-kun，ZHAOYu-tao．Fabricationandpropertiesofin-situSiandAl2O3particulatereinforcedcomposites［J］．TransactionsofMaterialsandHeatTreatment，2015，36(1):16－21．
［4］LiuZY，XiaoBL，WangWG，etal．Tensilestrengthandelectricalconductivityofcarbonnanotubereinforcedaluminummatrixcompositesfabricatedbypowdermetallurgycombinedwithfrictionstirprocessing［J］．JournalofMaterialsScience＆Technology，2014，30(7):649－655．
［5］HuangJH，DongYL，WanY，etal．InvestigationonreactivediffusionbondingofSiCp/6063MMCbyusingmixedpowdersasinterlayers［J］．JournalofMaterialsProcessingTechnology，2007，190(190):312－316．
［6］郝世明，谢敬佩，王行，等．微米级SiC颗粒对铝基复合材料拉伸性能与强化机制的影响［J］．材料热处理学报，2014，35(2):13－18．HAOShi-ming，XIEJing-pei，WANGHang，etal．EffectsofsizeofmicrometerSiCparticlesontensilepropertiesandstrengtheningmechanismofSiCpreinforcedaluminummatrixcomposites［J］．TransactionsofMaterialsandHeatTreatment，2014，35(2):13－18．
［7］RohatgiPK．Metalmatrixcomposites［J］．DefenceScienceJournal，2013，43(4):323－349．
［8］张建云，邹晋，周贤良，等．颗粒对铝基复合材料热残余应力的影响［J］．材料热处理学报，2009，30(1):197－200．ZHANGJian-yun，ZOUJin，ZHOUXian-liang，etal．Effectofparticleonthermalresidualstressinaluminummatrixcomposite［J］．TransactionsofMaterialsandHeatTreatment，2009，30(1):197－200．
［9］ChuY，JiangSH，FanWJ，etal．Studyoftransientliquid-phasebondingofSiCparticlereinforcedaluminummatrixcomposite［J］．AdvancedMaterialsResearch，2013，631－632:44－49．
［10］GhoshSK，SahaP．CrackandwearbehaviorofSiCparticulatereinforcedaluminiumbasedmetalmatrixcompositefabricatedbydirectmetallasersinteringprocess［J］．Materials＆Design，2011，32(1):139－145．
［11］UzunH．FrictionstirweldingofSiCparticulatereinforcedAA2124aluminiumalloymatrixcomposite［J］．Materials＆Design，2007，28(5):1440－1446．
［12］DolatkhahA，GolbabaeiP，BesharatiGiviMK，etal．InvestigatingeffectsofprocessparametersonmicrostructuralandmechanicalpropertiesofAl5052/SiCmetalmatrixcompositefabricatedviafrictionstirprocessing［J］．Materials＆Design，2014，37:458－464．
作者：马志鹏 张誉喾 闫久春 张旭昀 郭光伟 单位：东北石油大学材料科学与工程系 兰州理工大学省部共建有色金属 先进加工与再利用国家重点实验室 哈尔滨工业大学先进焊接与连接国家重点实验室
相关专题：江苏教育学院学报 小说月报原创版2014
