铝基复合材料瞬间液相扩散连接

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1、摘要卫里里巴巴巴口巴只巴口里三口巴巴巴巴巴里里三里里皿里巴皿口巴里里月.巴口巴.口.日口巴口.........口..里巴里目里一妞巴巴巴巴巴里巴巴里里里里里里口巴巴口..口......里典生摘要论文题目:铝基复合材料瞬间液相扩散连接专业名称:材料学指一导教师:贾树盛孙大谦颗粒增强型铝基复合材料具有比强度高、比模量高、热膨胀系数小、耐磨损、各向同性等特性，且制造方法简单、制造成本低，在航空航天、军工、汽车、运动商品、电子等领域获得应用。随着其产品的商品化，应用范围将进一步扩大，随之而来的焊(连)接便成为急待解决的问题。近年来的研究结果显示，瞬间液相扩散连接(TLP连接)是较为有效的连接方法之一。

2、本文以氧化铝陶瓷颗粒增强型铝基复合材料〔19.4vol-%Alz03p/6061Al)为研究对象，细致地分析了TLP连接接头形成过程，系统地研究了用不同材料(纯Cu、纯Ag、纯Ni,AI-Si合金、Al-Cu合金及Al和Cu的复合层)作为中间层时接头的显微结构特点、力学性能及其断裂特点和连接工艺对接头组织与力学性能的影响规律。TLP连接接头形成过程研究以分析该过程中不同阶段的接头显微结构为主，并结合热分析技术(差式扫描量热法)确定中间层溶解温度。这里，选用25PmCu厚的纯Cu箔作为中间层，试样装配时拧紧扭矩为1.96N-m.结果表明，其接头形成过程由塑性变形与固相扩散(第一阶段)、中间层及母

3、材溶解(第二阶段)、等温凝固(第三阶段)和固相均匀化(第四阶段)组成。在第一阶段，中间层厚度减小，中间层与母材紧密接触，且在紧密接触处发生溶质原子互扩散，这有利于液相形成。在第二阶段，中间层溶解在5450C^-5500C温度范围内进行(升温速度50C/min)，母材继续溶解使液相区宽度逐渐增加、液相含Cu量逐渐降低。因此，可通过液相区宽度和化学成分确定在一定温度条件下第二阶段完成。从增强相颗粒分布来看，在该阶段是均匀分布的，分析认为原因在于液相与A1203颗粒密度相近，液相区中A1203颗粒再分布需要一定时间。在第三阶段，液相区宽度逐渐减小至零，增强相偏聚于接头中心;第四阶段，接头成分逐渐均匀

4、。试样装配时拧紧扭矩达到4.9N-m，第二、三阶段变化较大。中间层溶解完成时液相区宽度降低，液相区宽度在随后的升温阶吉林大学博士学位论文段基本保持不变，并在保温过程中继续减少，直至等温凝固完成。因此，已难以借助液相区宽度区分这两阶段。同时，由于等温凝固开始时液相区宽度降低，等温凝固完成时间将大大缩短，接头成分分布更加均匀。进一步观察高装配压力下接头发现，在第二阶段固/液界面存在一个溶质原子浓度过渡区，这可能是由于溶质原子在液相与固相中存在浓度梯度造成的。用纯金属(Cu,Ag,Ni)作中间层，在连接温度高于共晶温度条件下，接头具有相似的显微结构、相近的接头抗剪强度、相同的断裂部位。接头由增强相偏

5、聚区(P区)、增强相贫化区(D区)和母材区组成。P区和D区主要由a-A1和A1203颗粒构成。区别在于:P区中A1203颗粒体积分数高(>40%),尺寸较小;D区中A1203颗粒体积分数较少、多为大尺寸，且多分布于晶界，a-Al多为粗大晶粒。焊态下接头抗剪强度相近(SOMPa-100MPa)，接头剪切断裂均在P区。提高试样装配压力，可减小D区、增大增强相偏聚，但接头力学性能无明显变化。纯金属中间层时接头显微结构特点主要取决于其形成过程。等温凝固时，由于铝合金液相对A1203颗粒不润湿且固/液界面移动速度低于其俘获A1203颗粒所需临界速度(VC)，固/液界面对A1203颗粒的作用是排斥，A12

6、03颗粒偏聚于接头最后结晶区域，导致P区和D区形成。从VC表达式可知，它与增强相颗粒半径成反比。也就是说，小直径的A1203颗粒容易被固/液界面推至最后凝固的液相中，大直径的A1203颗粒则易存在于等温凝固的组织中。这是P区多为小尺寸A1203颗粒、D区多为大尺寸A1203颗粒的主要原因。同时，D区中a-AI晶粒是依附于母材晶粒现成表面生长的，容易长大。故，D区a-Al多为粗大晶粒。增强相偏聚区为纯金属中间层时接头力学性能薄弱区域，与其接头显微结构特点有关。接头中存在三种微连接形式:增强相/增强相(P/P)、增强相/基体(P/M),基体/基体(M/M)，其连接强度依次增大。P区内含有较多P/P

7、,P/M弱连接，裂纹易在此萌生与扩展;同时，缩孔等连接缺陷和脆性相(诸如A12Cu)也多集中于此，为裂纹萌生与扩展提供便利。接头力学性能受接头显微结构影响。由于纯金属中间层时接头具有相似的显微结构、相同的断裂部位，因而其接头抗剪强度相近。用纯金属Ni作为中间层，在连接温度610'C-620℃条件下也可实现连接。连接区主要由A13Ni和Ni在AI中的固溶体组成，A13Ni相含量随连接温度升高、保温时