閱讀 :547

　　采用Zn-Al釬料實現了TC4鈦合金和55%SiCp/Al復合材料的非真空刮涂釬焊。借助掃描電鏡和能譜分析等測試手段,分析了接頭的顯微組織結構。下面是小編搜集整理的相關內容的論文，歡迎大家閱讀參考。

　　摘要:通過一種超聲輔助釬焊連接方法，采用Zn基釬料對TC4鈦合金和55%SiCp/Al復合材料進行了釬焊連接。通過掃描電鏡、能譜議及電子萬能試驗機對釬焊接頭的微觀組織、界面成分及接頭的剪切強度進行了分析研究。結果表明，超聲輔助釬焊連接方法可以有效實現鈦合金與55%SiCp/Al復合材料的冶金連接。接頭中復合材料側界面氧化膜完全消失，并且基體中的小尺寸SiC顆粒向釬縫中大量遷移。而在鈦合金側界面處只生成了一種金屬間化合物TiAl3，平均厚度為2～4μm。在420℃焊接時接頭的最高剪切強度可達到167MPa，其試樣接頭斷裂于金屬間化合物TiAl3和55%SiCp/Al復合材料的界面區附近。

　　關鍵詞:鈦合金;復合材料;釬焊;顯微組織;力學性能

　　引言：

　　1.在航空航天領域中，長期以來機載偵察及導彈導引所必需的光電平臺以鋁合金、鈦合金和鈦/鋁復合構件作為其主要結構材料，其中鋁合金具有較高的熱膨脹系數，所以導致光電平臺結構抗熱載荷作用的能力很差，進而直接影響系統的測量精度、視軸穩定和圖像清晰度等關鍵技術指標，因此降低平臺結構材料的熱膨脹系數勢在必行[1-2]。高體積分數(≥55%)碳化硅顆粒增強鋁基復合材料(SiCp/AlMMCs)的熱膨脹系數可以比鋁合金低60%，其比模量比鋁合金高出近2倍，同時還使鋁合金構件的平均諧振頻率提高約60%～70%[3-5]。如果采用高體分SiCp/Al復合材料代替鈦/鋁復合構件中鋁合金，那么構件的剛度和疲勞強度等將會得到很大的提高，并且復合構件中的焊接應力也將會下降[6-8]。

　　2.由于高體分SiCp/Al復合材料制備工藝的特點，其內部總存在一定的空隙率，高體分SiCp/Al復合材料中增強相與基體之間的物理、化學性能差異很大。還有高體分SiCp/Al復合材料與鈦合金在物理化學性質和力學性能方面存在著巨大差異，這些特殊性給其連接帶來很大的困難[9-12]。到目前為止，尚未查到國內外關于高體分SiCp/Al復合材料與鈦合金連接的報道。本文使用了一種操作方便的非真空超聲輔助釬焊方法，利用Zn-Al釬料釬焊TC4鈦合金和高體分SiCp/Al復合材料，解決了釬料同時與金屬和復合材料同時潤濕結合的問題，并對接頭的組織結構和接頭的剪切強度進行了分析。

　　一、試驗材料及方法

　　1.1鈦合金基體材料為TC4，其成分(質量分數)為: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。復合材料是采用無壓滲透法制備的碳化硅顆粒增強鋁基復合材料，其SiC顆粒的體積分數約為55%，由平均尺寸為～10μm及～50μm的兩種顆?；旌隙?。復合材料的基體為ZL101鋁合金，是Al-Si-Mg系合金，可熱處理強化，強度較高，塑性較好，其基體合金的化學成分(質量分數，%)為Al-(6.5～7.5)Si-0.3Mg-(0.08～0.20)Ti。

　　1.2復合材料無壓浸滲工藝流程如下:首先，將適宜品質及兩種粒徑(～10μm和～50μm)的SiC顆粒進行混合，將其裝入耐高溫模具中并將其堆積密度精確控制在55%～57%內。然后采用氮氣保護，加熱到800℃保溫數小時。即可實現SiC顆粒密堆積體與熔鋁之間的高質量的無壓浸滲復合，從而獲得完整、致密的復合材料坯錠。兩種材料都被加工成50mm×10mm×8mm。試驗所采用的釬料為Zn-4Al-3Cu-1Si釬料，其熔點為380～399℃，抗拉強度為250～300MPa。試驗采用超聲輔助釬焊，其工藝是首先在690～900℃范圍內，讓鈦合金浸入液態純鋁5min后取出處理表面至平整。

　　1.3然后將鈦合金與復合材料搭接在一起(搭接長度為20mm)裝入夾具，放在焊接平臺上，釬料放置在兩種材料焊接面中間，升高溫度達到420℃至釬料熔化后，施加超聲振動5s，再保溫4min完成焊接。其中超聲頭產生頻率為20kHz，超聲波振幅為10μm。采用日本日立公司生產的S-4700線性掃描電子顯微鏡(SEM)對釬焊接頭微觀組織觀察，用所配置的能譜分析儀(EDS)對接頭中各位置的成分進行測定。焊接接頭在電子萬能試驗機(Instronmodel1186)上進行剪切試驗，測試速度為0.5mm/min。剪切試樣搭接尺寸為10mm×10mm×16mm，為了確保接頭的剪切強度的準確性，同一工藝至少選用3個焊接試樣進行試驗。

　　二、結果與討論

　　2.1釬焊接頭顯微組織

　　2.1.1圖1所示為鈦合金/復合材料釬焊接頭的顯微照片。通過對接頭的顯微組織觀察可發現，在釬縫中沒有觀察到夾雜、縮孔、氣孔等缺陷。復合材料的表面變得凹凸不平，表明釬料對復合材料基體產生了溶解(見圖1a)。另外還觀察到鈦合金與復合材料母材表面氧化膜去除徹底，釬縫與兩種母材結合界面良好，鈦合金與復合材料兩種母材與釬料之間達到了良好的冶金結合。進一步放大釬縫組織發現，SiC顆粒與釬料合金界面結合緊密，沒有因顆粒未潤濕而形成的孔洞缺陷(見圖1b)。SiC顆粒均保持原始形狀與尺寸，沒有觀察到由于界面反應而導致的顆粒溶解現象。這主要是因為焊接的溫度為420℃，SiC顆粒與Zn、Al等金屬之間沒有發生化學反應，形成界面金屬間化合物。

　　2.1.2同時可以在釬縫中觀察到許多尺寸在10μm以內的顆粒，推測應是復合材料中小尺寸的SiC顆粒遷移到釬縫中。說明Zn-Al釬料中的Zn元素向復合材料中進行了擴散，并與復合材料基體中的Al元素形成Zn-Al固溶體。根據Zn-Al二元相圖，這種固溶體的熔點低于400℃，在焊接溫度時呈液態，可以自由流動。此時釬料中原有的富Al相及SiC顆粒與Zn-Al固溶體共同形成了微小的部分熔化區，SiC顆粒隨著熔化區一起進行了流動，導致SiC顆粒脫離了復合材料基體。由于小尺寸的SiC顆粒比大尺寸SiC顆粒更易于運動，所以在釬縫中觀察到了大量的小尺寸SiC顆粒。圖2所示為鈦合金/復合材料釬焊接頭的掃描電鏡照片。

　　2.1.3從照片可以觀察到整個釬焊接頭由3部分構成:復合材料、釬縫和鈦合金。其中A區所示組織成分主要由70.65%的Zn和26.65%的Al所構成，B區所示組織呈現細小的條紋組織，包含Zn、Al和Cu3種元素，其中Al元素的質量分數約8%(見表1)。結合Zn-Al合金二元相圖可知，可以確定該釬縫中A區應為α-Al(即富Al相)，B區應為典型的共晶相，由Zn-Al二元共晶相及Zn-Al-Cu三元共晶相混和而成。由于在整個釬縫的形成過程中先結晶的α-Al生長的比較充分，尺寸約為30～70μm，其組織都呈大塊狀，分布于細小而連續的共晶組織中。在釬縫的顯微組織中有少量尺寸約10μm的SiC增強相顆粒，這些顆粒以單獨的形式分布于大塊狀α-Al之間。在釬焊接頭中的鈦合金側Zn-Al釬料與鈦合金直接接觸并也完全潤濕。由于焊接前鈦合金進行了浸鋁處理，因此在焊接時鈦合金表面應該有浸鋁層的存在。

　　2.1.4但從圖2(a)中并未觀察到浸鋁層的存在，所以可以推測浸鋁層與Zn-Al釬料發生了相互溶解。這個溶解過程使浸鋁層中的鋁進入到釬縫中，并在釬縫中形成灰色的α-Al相。還可以觀察到鈦合金與釬料的界面有一層非常薄的黑色組織，其厚度在2μm左右，應為浸鋁或釬焊時反應生成的金屬間化合物(見圖2b)。通過對黑色薄層組織EDS分析發現，該組織主要由Ti和Al兩種元素所構成，如表1所示。Ti元素與Al元素的比值接近1比3，所以推測該化合物可能為TiAl3相。圖3所示為鈦合金/釬縫界面區域的線掃描結果。EDS線掃描曲線顯示了Ti，Al，Zn和Si在界面層及鈦合金、釬縫中的元素含量變化趨勢。其中Ti元素曲線在釬縫中下降為最小值，說明Ti元素幾乎沒有向釬縫中擴散。

　　2.1.5而Al元素曲線在界面層上出現一個峰值平臺，可以確定在此處應為成分穩定的金屬間化合物相。Zn元素曲線在界面處變化幅值很大，說明Zn元素擴散很少，沒有參與界面反應。Si元素的含量較小，說明Si元素也沒有參與界面反應。這從另一個方面也說明了界面層中，Ti元素和Al元素的比例近似保持恒定，為金屬間化合物。此外，V元素沒有呈現出明顯的擴散特征，所以可以確定該化合物一定為TiAl3相。由于釬焊前鈦合金進行了浸鋁處理，液態鋁合金相對鈦合金試樣，是大量的且充足的。在液態鋁合金充足的情況下，固態鈦與液態鋁之間進行的反應只能生成TiAl3相[8-9]，這與本試驗中觀察到的現象是一致的。另外TiAl3相的形成和長大分為兩種機制:界面反應控制和擴散控制。第一個階段為界面反應控制，在時間非常短的情況下，TiAl3只在平行于界面的方向上非均勻形核，形成一層金屬間化合物，如圖3所示;第二個階段為擴散控制，隨著保溫時間增長，金屬間化合物的厚度增加，TiAl3在垂直于界面的方向上通過擴散開始生長，并且金屬間化合物會開始變得松散，與鋁形成二相結構。本試驗中所觀察到的接頭中TiAl3相只有一個薄層，可以確定TiAl3相應為鈦合金浸鋁的界面反應控制階段所生成。

　　2.2釬焊接頭力學性能

　　2.2.1本研究還對鈦合金/復合材料釬焊接頭進行了力學性能測試，測試方式采用壓剪施力形式，此時母材受到的是壓應力。在此釬焊條件下鈦合金/復合材料接頭的剪切強度為144～167MPa。圖4所示為釬焊接頭剪切后鈦合金側宏觀斷口形貌，從圖中可以看出剪切斷面主要有D區和F區兩種形貌所構成。其中E區為兩種形貌的過渡區，過渡區里存在部分斷面平整的SiC增強相顆粒，并且所有SiC增強相顆粒均與其周圍基體結合緊密，沒有發生脫粘現象。

　　2.2.2經EDS成分分析，G點斷口成分的質量分數為Zn∶Al=81∶9，與Zn-Al釬料的成分相近，如表2所示。可以確定E區中為復合材料基體到鈦合金側界面化合物的過渡區。經EDS成分分析可知F區的主要成分為Al、Ti和Zn3種元素，如表2所示。因為Zn元素只存在于釬料中，可知F區含有部分釬料。另外該斷口區域含Ti為24at%，Al為54at%，可以認為該斷口區域應為金屬間化合物TiAl3相。可以證實剪切時斷裂主要發生在鈦合金表面金屬間化合物中。表明在加載過程中，由于反應層中金屬間化合物TiAl3既硬又脆而難于發生變形，在反應層內部產生較大的應力集中。在這種大應力集中的作用下，裂紋源首先會在脆硬的化合物內部萌生并很快地貫穿該化合物，形成脆性斷裂面。

　　2.2.3在金屬間化合物TiAl3的間隙中存在少量的釬料，當裂紋擴展到釬料處時，裂紋不再擴展，釬料發生塑性變形。此時，接頭的承載面積減小，導致接頭失效?？梢源_定，斷口中D區為復合材料基體，F區為金屬間化合物TiAl3相。經過上述分析說明鈦合金/復合材料釬焊接頭剪切斷裂部位圍繞著TiAl3層和復合材料母材界面區附近，屬于混合斷裂特征，其大部分斷裂發生在界面的化合物中，局部斷裂發生在復合材料區域。在本研究中采用Zn-Al釬料超聲輔助釬焊的方法，可以溶解復合材料中的鋁基體使得小尺寸的SiC陶瓷顆粒進入釬縫，提高了釬焊接頭的強度。同時溶解了鈦合金表面預浸的鋁合金，而實現了在較低溫度下鈦合金與鋁基復合材料的連接。當鈦合金和復合材料形成冶金連接后，釬焊接頭的斷裂主要發生在鈦側界面金屬間化合物層中。

　　三、、結論

　　1)在420℃施加超聲振動5s，保溫4min下，利用Zn-Al釬料可實現鈦合金和SiCp/Al復合材料的超聲輔助釬焊，并得到成形良好連接接頭;

　　2)鈦合金和SiCp/Al復合材料接頭上復合材料側大量的小尺寸SiC顆粒會遷移到釬縫中，而鈦合金在浸鋁時會生成金屬間化合物TiAl3相，平均厚度為2μm左右。在釬焊過程中，浸鋁層溶解于釬縫，而TiAl3相不發生變化，保留到最后的釬焊接頭中;

　　3)釬焊接頭的最高剪切強度可達到167MPa，其接頭斷裂于TiAl3層和復合材料母材界面區附近，且大部分貫穿金屬間化合物TiAl3層。

　　參考文獻

　　[1]BeffortO，LongS，CayronC，etal.AlloyingeffectsonmicrostructureandmechanicalpropertiesofhighvolumefractionSiC-particlereinforcedAl-MMCsmadebysqueezecastinginfiltration[J].CompositesScienceandTechnology，2007，67(3/4):737-745.

　　[2]李增苗，金培鵬，王金輝，等.SiCp/6061鋁基復合材料的高溫蠕變行為[J].材料熱處理學報，2014，35(7):126-130.LIZeng-miao，JINPei-peng，WANGJin-hui，etal.HightemperaturecreepbehaviorofSiCp/6061aluminummatrixcomposite[J].TransactionsofMaterialsandHeatTreatment，2014，35(7):126-130.

　　[3]張松利，張振坤，趙玉濤.(Al2O3+Si)p/Al系鋁基復合材料的原位制備及性能[J].材料熱處理學報，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，謝敬佩，王行，等.微米級SiC顆粒對鋁基復合材料拉伸性能與強化機制的影響[J].材料熱處理學報，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]張建云，鄒晉，周賢良，等.顆粒對鋁基復合材料熱殘余應力的影響[J].材料熱處理學報，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.

下一篇:采油工程技術發展與展望 下一篇 【方向鍵 ( → )下一篇】

上一篇:玄武巖纖維增強木質復合材料研究 上一篇 【方向鍵 ( ← )上一篇】