一种适于高体积分数SiC强化的铸铝基复合材料的活性钎料及其制备方法
【技术领域】
[0001]本发明属于焊接材料配制与焊接工艺领域，主要涉及铝基复合材料用活性钎料的成分设计、制备及钎焊工艺，尤其针对高体积分数SiC颗粒增强铸铝基复合材料(70vol.%SiCp/ZLlOl)在中低温条件下的“原位强化活性液相扩散焊”。
【背景技术】
[0002]铝基复合材料因具有高比强度及比刚度、低热膨胀系数、高热导率、高耐磨性，高抗疲劳和蠕变性能等，广泛应用于航天航空、汽车发动机缸体等领域。然而，由于铝基复合材料内陶瓷颗粒增强相的存在严重恶化了传统熔焊方法对铝基复合材料的可焊性(参考文献[1])，主要表现在SiC颗粒与过热铝液的有害界面反应(生成脆性、潮解、针状的A14C3)及陶瓷颗粒偏析于焊缝中心区。若采用钎焊，陶瓷增强相又恶化了钎料与复合材料母材界面的润湿性。因复合材料表面是金属基体与陶瓷增强相并存的界面，所以复合材料与钎料的界面可分为两大类:金属钎料与金属基体界面(M/M界面)；陶瓷颗粒与金属钎料界面(P/Μ界面)。铝基复合材料钎焊主要有两方面问题:一是P/Μ界面润湿性差，特别对于高体积分数陶瓷颗粒增强的复合材料母材，P/Μ界面的润湿性更差；二是钎缝中强化相分布的均匀性问题;其中前者更为关键(参考文献[2])。
[0003]为了解决上述问题，需在钎焊方法、钎焊材料与钎焊冶金等多方面进行有特色的针对性改进研究。国内外对铝基复合材料钎焊工艺改进研究主要分为两类:一是着眼于去膜目的在钎焊方法方面的改进。哈工大闫久春等人提出了超声振动辅助的钎焊方法，采用Zn-4Al-3Cu软钎料焊接30vol.%Α1203ρ/6061Α1，可在大气、低温条件下获得高强度、大尺寸钎焊接头(参考文献[3-7])。二是从不同角度对中间层或钎料的成分设计进行优化改进。纵观迄今已报道的中间层或钎料，主要有:(1)纯Cu、纯Ag中间层等:其缺点在于易造成颗粒偏聚，恶化接头强度(参考文献[8，9])。采用更薄的单质中间层、合金中间层或组合钎料层可减轻颗粒偏聚(参考文献[10])。(2)粉末中间层:黄继华等人采用A1-40.7Ag-19.3Cu_3Ti混合粉末钎料焊接15vol.%SiCp/2009Al时，接头强度得到一定程度提升，但是钎缝内部生成了较多的Al3Ti (在未熔化的Ti粉周围)、Al2Cu、Ag2Al脆性金属间化合物，恶化了接头性能(参考文献[11])。(3)预镀附层:牛济泰等人在55￥01.%3“?/21^101复合材料与可伐合金4J29钎焊中，首先在复合材料表面电镀一层约40μπι厚Ni，然后使用Zn-58Cd-2Ag-2Cu合金钎料钎焊，改善了接头界面的润湿性(参考文献[12])。(4)含Mg低熔点钎料:邹家生等人对于10vol.%SiCp/2024Al低体积分数复合材料母材，使用Al-28Cu-5S1-2Mg合金钎料(熔点580?590°C)实现钎焊连接，Mg与扩散进入母材的Si—起形成低熔点的Al-S1-Mg合金而熔化，从而破坏表面氧化膜与母材的结合，相比于Al-28Cu-5Si钎料，极大改善了界面润湿性(参考文献[13])。然而，大多数此类传统铝基复合材料用钎料主要将实现破膜、改善母材基体/金属钎料(Μ/M)界面的润湿性为重点，基本上忽略了造成接头低剪切强度的主要原因，也就是母材强化相/金属钎料(P/Μ)界面不良润湿性的改进。
[0004]2008年，针对P/Μ界面不良润湿性的改进，西安交通大学张贵锋(参考文献[14-17])提出了活性过渡液相扩散焊(Active-Transient liquid phase bonding,A-TLP), BP在传统合金钎料中添加Ti等可与陶瓷增强相反应的活性元素。这一方法旨在一方面通过Ti等活性元素在焊接过程中的冶金作用，诱发P/Μ界面反应润湿、强化膜下液化去膜来改善P/Μ界面润湿性;另一方面通过添加升熔元素(熔点高于A1且与A1无共晶反应)，通过等温凝固过程中分散结晶出的高熔点金属间化合物相(由铝与升熔元素形成)作为等温凝固后固溶体钎缝的原位强化相，获得原位强化钎缝(参考文献[17])。这种可获得原位强化钎缝的活性液相扩散焊被称为“原位强化活性液相扩散焊”(In situ Active-TLP bonding,In situActive-TLP，参考文献[2])。对于低体积分数10Vol.%SiCp/ZL101复合材料，申请者采用Al-19Cu-lTi中间层，实现了In situ A-TLP，不但界面润湿良好，而且得到了原位强化的钎缝，接头剪切断裂路径几乎全在复合材料母材内部，获得了有效系数高达99%的牢固接头(参考文献[2，17])。但是，申请者在使用早期研发的上述Al-19Cu-lTi中间层钎焊高体积分数70vol.%SiCp/ZL101复合材料时，润湿性较差(甚至包括M/M界面)，接头强度较低(40MPa)。随后，申请者又研发了 Al-Cu-Mg-Ti系活性钎料，接头剪切强度可提高至约60MPa
[16]，存在钎焊温度较高(600°C)但强度并不很高的不足。
[0005]由于传统Al-12Si共晶钎料(HL400)熔点过高(577°C)，不能用于ZL101基复合材料(固相线557°C)，所以其他研究人员在ZL101基复合材料用钎料的设计改进方面主要采用了向传统钎料(如低熔点的HL401与HL402，固相线约525°C)添加Mg、Ni的思路，但无论在降低钎料熔点方面还是润湿性改进方面均效果有限。例如，王克鸿课题组采用含Mg、Ni钎料A1-15Cu-8S1-4N1-1.5Mg(熔点 593°C)和 Al-20Cu-12.5S1-2N1-l.5Mg(熔点 584°C)两种粉末钎料对70vol.%SiCp/ZL101铝基复合材料在较高温度下进行真空钎焊，其接头钎焊剪切强度最高为49.7MPa(参考文献[18])。牛济泰课题组采用含Mg、Ni钎料Al-22Cu-7S1-lMg-lNi五元合金钎料对60vol%SiCP/6063A复合材料进行真空钎焊，在565°C、保温15min时接头剪切强度最大为89.6MPa(参考文献[19])。
[0006]铝基复合材料钎焊时的润湿性随其中陶瓷增强相体积分数的增加将变得更差，以至于对低体积分数母材十分优异的活性钎料(Al-19Cu-lTi)对高体积分数(70vol.% )母材表现很差的润湿性与很低的强度，尽管复合材料母材的基体成分与强化相类别均未发生变化，仅仅只是陶瓷增强相的体积分数增加了。因此，极有必要针对难润湿的高体积分数铝基复合材料开发新的活性钎料系，以实现期盼的“原位强化活性液相扩散焊”。
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