許志武，馬 星，馬 琳，閆久春，楊士勤，杜善義

(1.哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)焊接與連接國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150001；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué) 復(fù)合材料與結(jié)構(gòu)研究所，哈爾濱 150080)

Al合金基體和陶瓷顆粒復(fù)合形成的鋁基復(fù)合材料(AlMMCs)具有高比強(qiáng)度、高比模量以及優(yōu)良的尺寸穩(wěn)定性和耐磨性等性能，是目前普遍公認(rèn)的最具競(jìng)爭(zhēng)力的金屬基復(fù)合材料品種之一[1]。焊接技術(shù)是將鋁基復(fù)合材料加工成復(fù)雜構(gòu)件，使其具備更強(qiáng)大功能的關(guān)鍵技術(shù)之一。目前，熔化焊、固相焊(如擴(kuò)散焊、摩擦焊等)以及釬焊等許多焊接方法均已被嘗試用來(lái)焊接鋁基復(fù)合材料[2]。從焊接生產(chǎn)效率或者接頭設(shè)計(jì)的可適應(yīng)性角度來(lái)看，釬焊這種低溫焊接方法近些年來(lái)逐漸被學(xué)者們所關(guān)注[3?8]。哈爾濱工業(yè)大學(xué)提出了一種鋁基復(fù)合材料的超聲波釬焊方法，它利用超聲波在液態(tài)釬料中產(chǎn)生的聲學(xué)效應(yīng)，不僅有效地去除了母材待焊表面的氧化膜，而且還實(shí)現(xiàn)了液態(tài)釬料對(duì)待焊表面裸露陶瓷相的潤(rùn)濕，因而獲得了較高的接頭強(qiáng)度[3,8]。相比之下，傳統(tǒng)的釬焊方法，不管是利用釬劑還是真空環(huán)境，僅能通過(guò)去除母材表面氧化膜實(shí)現(xiàn)釬料與裸露鋁合金表面的連接，而無(wú)法實(shí)現(xiàn)其與裸露陶瓷顆粒的連接，所獲接頭強(qiáng)度不高。

人們對(duì)鋁基復(fù)合材料自身的斷裂行為及相關(guān)機(jī)制進(jìn)行了深入的研究[9?12]。當(dāng)這種材料構(gòu)件中引入焊接接頭時(shí)，接頭部位的斷裂性能也應(yīng)當(dāng)受到關(guān)注。但是，目前有關(guān)這種材料焊接接頭的斷裂、失效行為的報(bào)道還較少。為此，本文作者采用物理模擬的方法，研究超聲波作用下SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料焊接接頭的凝固組織，采用掃描電鏡原位觀察在動(dòng)態(tài)拉伸條件下焊縫內(nèi)部裂紋形成、擴(kuò)展及斷裂過(guò)程，并對(duì)觀察到的現(xiàn)象進(jìn)行分析，旨在為該種材料焊接接頭的性能與組織設(shè)計(jì)提供借鑒。

1 實(shí)驗(yàn)

試驗(yàn)所用的鋁基復(fù)合材料為粉末冶金法制備的20%SiCp/Al復(fù)合材料，其微觀組織如圖1所示，其中SiC顆粒的平均粒徑約為5 μm，體積分?jǐn)?shù)為20%。采用的焊接材料為Zn-Al釬料，其化學(xué)成分如表1所列。

圖1 鋁基復(fù)合材料的微觀組織Fig.1 Microstructure of AlMMCs

表1 Zn-Al釬料的化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of Zn-Al filler metal (mass fraction, %)

超聲波釬焊的物理模擬試驗(yàn)過(guò)程示意圖如圖2所示。在尺寸為50 mm×12 mm×7 mm的母材中模擬加工出一道焊縫，其尺寸為9 mm×5 mm×5 mm。將試件加熱至焊接溫度后，在焊縫中加入Zn-Al釬料，同時(shí)用熱電偶測(cè)量釬料的溫度，當(dāng)達(dá)到焊接試驗(yàn)要求的溫度后，在母材表面施加超聲波振動(dòng)，利用超聲波振動(dòng)去除母材/液態(tài)釬料界面的氧化膜，使二者潤(rùn)濕結(jié)合，并通過(guò)控制施加超聲波的時(shí)機(jī)以獲得預(yù)期的焊縫組織。本研究中采用的工藝參數(shù)如下：1)在400 ℃施加一次超聲波振動(dòng)后隨爐冷卻；2)保溫10 min再施加一次超聲波振動(dòng)后隨爐冷卻；3)隨爐冷卻至390 ℃后施加超聲波直至釬料凝固。施加的超聲波振幅均為10 μm，單次超聲波振動(dòng)的時(shí)間為4 s。所采取的超聲波處理工藝借鑒于鋁基復(fù)合材料的超聲波釬焊過(guò)程。

圖2 鋁基復(fù)合材料超聲波釬焊的物理模擬試驗(yàn)過(guò)程示意圖Fig.2 Schematic diagram of physical simulation of ultrasonic soldering of AlMMCs

前一步試驗(yàn)完成后，采用線切割加工截取試件的側(cè)面進(jìn)行金相組織觀察，截取水平截面制備原位拉伸觀察試樣。取樣加工過(guò)程示意圖和拉伸試件尺寸如圖3所示。為了制造出裂紋源，便于觀察裂紋的萌生和擴(kuò)展，在拉伸試樣中部單邊預(yù)制一個(gè)尺寸為 1 mm×0.5 mm的缺口，并對(duì)試樣單面進(jìn)行打磨和機(jī)械拋光處理。原位拉伸觀察試驗(yàn)后，結(jié)合斷口掃描電子顯微鏡(SEM)觀察，分析焊縫材料的斷裂機(jī)制。所采用的設(shè)備儀器包括光學(xué)顯微鏡(OLYMPUS?GX71)和配備動(dòng)態(tài)拉伸載荷臺(tái)的掃描電子顯微鏡(S?570)。

圖3 焊接試件性能及組織分析取樣示意圖Fig.3 Schematic diagram of sampling processes for performance and microstructural testing of bonded specimen(Unit: mm): (a)Sampling process; (b)Dimension of tension specimen

2 結(jié)果與討論

2.1 超聲波作用下SiCp/Al焊縫的微觀組織特征

圖4所示為無(wú)超聲波條件下Zn-Al釬料與鋁基復(fù)合材料母材結(jié)合界面的微觀組織。在無(wú)超聲波施加條件下，雖然母材表面氧化膜的大部分區(qū)域仍然保持連續(xù)，但是局部出現(xiàn)了缺口，Zn-Al釬料通過(guò)這些缺口通道擴(kuò)散進(jìn)入母材，在其中形成了一個(gè)明顯的擴(kuò)散層。由于氧化膜具有易于吸附空氣和水蒸汽的特性，在其附近觀察到氣孔、縮孔以及氧化膜的夾雜，如圖4(a)所示。圖4(b)所示為腐蝕后Zn-Al釬料/母材界面的微觀組織。釬料中以粗大的樹(shù)枝晶為主，擴(kuò)散層中也出現(xiàn)了部分樹(shù)枝晶。這表明母材中形成的擴(kuò)散層出現(xiàn)了局部熔化的現(xiàn)象。但是在氧化膜存在的結(jié)合界面，擴(kuò)散層與釬料的微觀組織生長(zhǎng)并不連續(xù)，表明母材表面的氧化膜仍有效地阻礙著釬料與基體合金之間的冶金連接。

圖4 超聲波施加前釬料與母材結(jié)合界面的微觀組織Fig.4 Microstructures of filler metal/base metal interface before ultrasonic vibration: (a)Polished; (b)Corroded

圖5 超聲波作用后釬料與母材結(jié)合界面的微觀組織Fig.5 Microstructures of filler metal/base metal interface with application of ultrasonic vibration: (a)Polished;(b)Corroded

圖5所示為Zn-Al釬料在400 ℃保溫10 min后經(jīng)超聲波處理所獲得的Zn-Al釬料/母材結(jié)合界面的微觀組織。由圖5可以發(fā)現(xiàn)，母材表面的氧化膜完全消失，母材中的擴(kuò)散層也不存在，釬料中一個(gè)明顯的變化是不存在氣孔、縮孔和夾雜等缺陷，并出現(xiàn)了大量的SiC增強(qiáng)相顆粒。試驗(yàn)過(guò)程中當(dāng)超聲波施加到母材后，超聲波通過(guò)母材傳導(dǎo)進(jìn)入液態(tài)釬料池，可在液態(tài)釬料中形成有效的聲場(chǎng)作用：一方面聲空化效應(yīng)產(chǎn)生的沖擊波可以破碎母材表面的氧化膜；另一方面超聲波在液態(tài)釬料傳播過(guò)程中的衰減形成的聲流效應(yīng)可使液態(tài)釬料池中發(fā)生劇烈的攪拌混合作用，擴(kuò)散層中的 SiC顆粒隨著聲流場(chǎng)流動(dòng)從而均勻分布到整個(gè)焊縫中，形成SiC顆粒強(qiáng)化的復(fù)合焊縫。另外，夾雜和氣孔等缺陷也隨聲流場(chǎng)的作用被帶到液態(tài)釬料池表面而被排出。這個(gè)過(guò)程與鋁基復(fù)合材料超聲波釬焊或者超聲波輔助焊接的過(guò)程是類似的[8]。

圖6 超聲波作用后釬料的微觀組織Fig.6 Microstructures of filler metal with application of ultrasonic vibration: (a)SEM image; (b)Local enlargement

由圖5(b)還可見(jiàn)，釬料中的樹(shù)枝晶仍比較明顯，但與圖4(b)的相比明顯減小。這是由于釬料中的 SiC顆粒阻礙了樹(shù)枝晶的生長(zhǎng)，起到了一定的細(xì)化作用。超聲波作用后釬料的微觀組織如圖6所示。由圖6可見(jiàn)，焊縫主要由相互依附生長(zhǎng)的先共晶相 α(Al)(深灰色)和 β(Zn)(淺灰色)樹(shù)枝晶以及它們之間的共晶組織構(gòu)成。實(shí)際上，共晶組織也由細(xì)小的樹(shù)枝狀 α(Al)和β(Zn)相組成。此外，釬料中還有少量的富 Si相。焊縫各個(gè)組織的成分如表2所列。由表2可知，α(Al)相(A區(qū))中固溶了大量的Zn，而β(Zn)相(B區(qū))中只有少量的Cu和Al。共晶相(C區(qū))主要由 Zn、Al和 Cu 3種元素構(gòu)成。與釬料的原始組織相比，由于超聲波作用后釬料溶解了母材中一定量的Al，使得其中的α(Al)含量有所增加。從母材中遷移到釬料的SiC顆粒均鑲嵌分布在共晶組織中。

表2 超聲波作用后釬料中各組織的化學(xué)成分Table 2 Chemical compositions of various zones in Fig.6(b)in Zn-Al filler metal with application of ultrasonic vibration

圖7所示為不同超聲波處理?xiàng)l件下所獲得的焊縫組織。在400 ℃無(wú)保溫條件下經(jīng)超聲波處理，焊縫中的 SiC顆粒含量較低，焊縫基體主要由較為粗大的α(Al)相(淺白色)、β(Zn)相(深色)以及大量的共晶相組成，如圖7(a)和(d)所示。經(jīng)過(guò)一定的保溫時(shí)間后再進(jìn)行超聲波處理，焊縫中的SiC顆粒明顯增多，焊縫基體中的α(Al)樹(shù)枝晶尺寸明顯減小，含量明顯增加，如圖7(b)和(e)所示。當(dāng)在焊縫凝固過(guò)程中進(jìn)一步經(jīng)超聲波處理時(shí)，焊縫中SiC顆粒的含量略有增加，而且基體組織獲得了明顯的細(xì)化。由圖7還可見(jiàn)，超聲波作用后焊縫中幾乎沒(méi)有出現(xiàn)氣孔和夾雜等對(duì)其強(qiáng)度產(chǎn)生致命影響的缺陷，SiC顆粒宏觀上分布均勻，沒(méi)有明顯的偏聚現(xiàn)象。

2.2 SiCp/Al焊縫的原位拉伸斷裂行為

2.2.1 Zn-Al焊縫的拉伸斷裂特性

由以上研究結(jié)果可知，當(dāng)焊接過(guò)程只施加一次超聲波處理時(shí)Zn-Al釬料中SiC顆粒較少。本文作者首先對(duì)該種焊縫結(jié)構(gòu)進(jìn)行原位拉伸試驗(yàn)，拉伸過(guò)程中對(duì)預(yù)置豁口應(yīng)力集中的部位進(jìn)行跟蹤觀察，尋找裂紋萌生位置和擴(kuò)展路徑，以分析該焊縫材料的斷裂機(jī)制。

圖7 不同超聲波處理?xiàng)l件下焊縫的微觀組織Fig.7 Microstructures of bond under different ultrasonic treating conditions: (a), (d)Treated at 400 ℃; (b), (e)Treated at 400 ℃and retreated after holding for 10 min; (c), (f)Treated at 400 ℃ and retreated during solidification

圖8 Zn-Al焊縫斷裂前豁口位置的微觀形貌Fig.8 Microstructures of Zn-Al filler metal at notch before tensile test: (a)Overall morphology; (b)Local enlargement

圖8所示為原位拉伸試驗(yàn)前試件預(yù)置豁口位置的形貌特征。由局部放大豁口部位發(fā)現(xiàn)，豁口表面既裸露有共晶相，又有先共晶相α(Al)和β(Zn)，而且發(fā)現(xiàn)有一個(gè)部位的共晶相和 β(Zn)相均出現(xiàn)了微裂紋。在拉伸試驗(yàn)過(guò)程中，隨著拉伸載荷的不斷增加，沒(méi)有發(fā)現(xiàn)試件發(fā)生宏觀的頸縮塑性變形，也未觀察到微觀區(qū)域晶粒的塑性變形或者晶界滑移。當(dāng)相對(duì)拉伸位移達(dá)到約0.3%時(shí)，在未觀察到豁口附近產(chǎn)生明顯的裂紋萌生之前試件突然瞬間發(fā)生斷裂。這表明焊縫材料的脆性較大，無(wú)法觀察到裂紋最初萌生的過(guò)程。圖9所示為原位拉伸斷裂后試件的形貌特征。結(jié)合圖8和9可見(jiàn)，斷裂路徑垂直于拉伸主應(yīng)力方向，走向較為平直，表現(xiàn)為正斷。裂紋起始位置在豁口，并且起源于共晶相中形成的微裂紋而不是先共晶相β(Zn)中的微裂紋。對(duì)該裂紋擴(kuò)展路徑進(jìn)行分析可見(jiàn)，裂紋在共晶相起裂后繞過(guò)前方的β(Zn)相，在共晶相中進(jìn)一步擴(kuò)展。在主裂紋擴(kuò)展經(jīng)過(guò)的共晶相中發(fā)現(xiàn)了微裂紋，如圖9中B區(qū)所示。另外，在起裂的共晶相內(nèi)部也發(fā)現(xiàn)了次生裂紋，如圖9中的A區(qū)所示。這些都表明共晶相是焊縫中的最薄弱環(huán)節(jié)。

2.2.2 SiCp/Zn-Al焊縫的拉伸斷裂特性

當(dāng)液態(tài)釬料/母材界面氧化膜去除后，試件經(jīng)過(guò)一段時(shí)間保溫再進(jìn)行超聲波處理，與前述焊縫相比該焊縫組織中的SiC顆粒的含量增加。圖10所示為該試件原位拉伸試驗(yàn)前預(yù)置豁口位置的微觀形貌。由圖10可見(jiàn)，豁口附近的共晶相的A區(qū)域中存在SiC顆粒聚集的現(xiàn)象。圖11所示為試件的原位拉伸斷裂微觀形貌。整個(gè)原位拉伸斷裂過(guò)程與前述試件類似，在位移很小的條件下試件突然失穩(wěn)斷裂，斷裂過(guò)程十分迅速，亦為典型的脆斷裂過(guò)程。裂紋起裂的位置為仍為豁口部位的共晶組織，如圖10和11中A區(qū)所示，裂紋擴(kuò)展的路徑主要沿著α(Al)相和β(Zn)相之間的共晶相組織進(jìn)行。斷裂擴(kuò)展路徑大體垂直于主應(yīng)力方向，在擴(kuò)展的后期路徑稍有偏轉(zhuǎn)，但原擴(kuò)展方向上仍有明顯的裂紋。

2.2.3 組織細(xì)化處理的SiCp/Zn-Al焊縫的拉伸斷裂特性

圖9 Zn-Al焊縫的原位拉伸斷裂特征Fig.9 Characteristics of in-situ tensile fracture of Zn-Al bond: (a)Overall morphology; (b), (c)Local enlargement

圖10 SiCp/Zn-Al焊縫斷裂前豁口位置的微觀形貌Fig.10 Microstructures of SiCp/Zn-Al bond filler metal at notch before tensile test: (a)Overall morphology; (b)Local enlargement

經(jīng)過(guò)組織細(xì)化處理的SiCp/Zn-Al焊縫原位拉伸的斷裂過(guò)程也幾乎是瞬間斷裂。圖12所示為經(jīng)細(xì)化處理的SiCp/Zn-Al焊縫的原位拉伸斷裂特征。由圖12(a)和(b)可見(jiàn)，試件斷裂前豁口底部角度最尖銳的地方存在原始微裂紋，這為裂紋起裂提供了應(yīng)力集中的條件，保證裂紋在該處萌生和擴(kuò)展。圖12(c)所示為斷裂后豁口部位形貌。由圖12(c)可以清晰看出斷裂在原始微裂紋處發(fā)生，并主要還是沿著先共晶相α(Al)和β(Zn)之間的共晶相進(jìn)行擴(kuò)展，在主裂紋右側(cè)的共晶相區(qū)域也有明顯的次生裂紋。

由于焊縫斷裂過(guò)程在瞬間完成，因此，無(wú)法實(shí)時(shí)觀察裂紋的起裂、擴(kuò)展過(guò)程。然而，對(duì)試件斷裂擴(kuò)展路徑附近的微裂紋進(jìn)行分析，也可以獲得焊縫微裂紋萌生的主要機(jī)制。圖13所示為經(jīng)組織細(xì)化處理的SiCp/Zn-Al焊縫中的主裂紋和典型的次生裂紋的尖端形貌。由次生裂紋可以看出，如圖13(a)所示，當(dāng)焊縫中(即共晶相中)存在較多的SiC顆粒時(shí)(見(jiàn)2.1節(jié))，SiC顆粒和共晶相結(jié)合的界面是微裂紋起裂的位置。微裂紋萌生之后繼續(xù)沿共晶相擴(kuò)展、延伸也是該焊縫材料斷裂的主要特征之一。另外，如圖13(b)所示，微裂紋發(fā)展成為宏觀裂紋后，可能由于擴(kuò)展速度太快，慣性擴(kuò)展使其路徑較直，若共晶相區(qū)域無(wú)法直線連通時(shí)，裂紋在擴(kuò)展方向上不可避免地碰上強(qiáng)度和塑性較大的先共晶相α(Al)。強(qiáng)大的慣性力幾乎將α(Al)相撕裂，但是該相的阻擋作用導(dǎo)致主裂紋擴(kuò)展阻力增大，擴(kuò)展路徑發(fā)生了偏轉(zhuǎn)，如圖13(c)所示。

圖11 SiCp/Zn-Al焊縫的原位拉伸斷裂特征Fig.11 Characteristics of in-situ tensile fracture of SiCp/Zn-Al bond: (a)Overall morphology; (b), (c)Local enlargement

圖12 經(jīng)組織細(xì)化處理的SiCp/Zn-Al焊縫的原位拉伸斷裂特征Fig.12 Characteristics of in-situ tensile fracture of SiCp/ Zn-Al bond subjected to grain refining treatment: (a)Macro-morphology before fracture; (b)Local enlargement; (c)Start point of fracture

圖13 經(jīng)組織細(xì)化處理的SiCp/Zn-Al焊縫中的裂紋擴(kuò)展特征Fig.13 Crack propagation characteristics in SiCp/Zn-Al bond subjected to grain refining treatment: (a)Tip of secondary crack;(b)Secondary crack; (c)Main crack

2.3 斷口表面特征

不同超聲波處理?xiàng)l件下焊縫斷裂的表面形貌如圖14所示。3種條件下焊縫斷裂的主要撕裂面發(fā)生于共晶相中，同時(shí)存在部分典型的解理斷裂特征。解理斷裂面取向不盡一致，有的垂直于拉伸應(yīng)力方向，有的平行于拉伸應(yīng)力方向。結(jié)合原位觀察的結(jié)果(如圖14b中的小框圖)可知，這些解理面發(fā)生于 β(Zn)相中。這個(gè)結(jié)果與其他學(xué)者研究Zn-Al合金的斷裂行為時(shí)觀察到的結(jié)果一致[13?14]。

圖14 不同處理?xiàng)l件下焊縫斷裂的表面形貌Fig.14 Fracture surface morphologies of bonds under different ultrasonic treatment conditions: (a)Zn-Al bond;(b)SiCp/Zn-Al bond; (c)SiCp/Zn-Al bond with grain refinement

由圖14還可以發(fā)現(xiàn)，Zn-Al焊縫斷裂面中的先共晶相β(Zn)的尺寸最大，但所占比例較??；隨著處理次數(shù)的增加，其尺寸有所下降，比例卻有所增加。進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn)，凝固過(guò)程中是否有超聲波處理對(duì)斷裂面中的共晶相具有明顯影響。當(dāng)不經(jīng)超聲波處理時(shí)，共晶相的枝干結(jié)構(gòu)非常發(fā)達(dá)、粗大，斷裂輪廓和走向清晰，局部出現(xiàn)較為整齊、平滑的斷面(如圖15(a)中標(biāo)注的區(qū)域所示)，好像與之相接的組織被整體拔出。由前面的組織分析可知，與共晶相連接的一般為先共晶相α(Al)和β(Zn)，這表明兩相在拉伸過(guò)程中被整體與共晶相剝離。如圖14(b)中的小框圖所示，α(Al)和β(Zn)相與共晶相連接的部位在拉伸過(guò)程中均首先產(chǎn)生了微紋裂，這表明此部位也屬于弱連接區(qū)域，也正好印證了這一斷裂特征。當(dāng)凝固過(guò)程中經(jīng)超聲波處理時(shí)斷裂表面共晶相的枝干尺寸明顯減小，也不存在平滑的斷裂表面，共晶相微區(qū)的斷裂面呈參差、交錯(cuò)的特征。另外，此條件下斷裂面的共晶相中存在SiC顆粒的聚集區(qū)，如圖15(c)所示。從SiC顆粒的完整性及其表面形態(tài)來(lái)判斷，一部分顆粒與共晶相發(fā)生剝離和開(kāi)裂，少量顆粒自身發(fā)生斷裂。這說(shuō)明SiC顆粒/共晶相的結(jié)合界面也可能是焊縫中的薄弱位置，這與在圖13(a)中觀察到的結(jié)果一致。

圖15 超聲波處理對(duì)共晶組織斷裂面的影響Fig.15 Effect of ultrasonic treatment on fracture of eutectics:(a)Bond without ultrasonic treatment; (b), (c)Bond with ultrasonic treatment

3 分析與討論

試驗(yàn)中所有焊縫在沒(méi)有觀察到微裂紋明顯萌生之前，在拉伸應(yīng)力作用下突然發(fā)生斷裂，且宏觀斷口平齊，呈脆性斷裂特征。焊縫較差的塑性，與其基體金屬的組織密切相關(guān)。由以上結(jié)果可知，所有條件下焊縫中樹(shù)枝狀共晶組織(α(Al)+β(Zn))含量較高，且呈連續(xù)網(wǎng)狀分布。由于α(Al)和β(Zn)分別為軟相和硬相，其晶界本身具有較高的自由能，故為應(yīng)力集中和擴(kuò)散的薄弱地帶，晶界滑移較容易在此處發(fā)生。值得注意的是，如圖15(a)所示，共晶組織具有較連續(xù)、平滑的晶界，原子擴(kuò)散阻力小，所以孔洞或微裂紋一旦產(chǎn)生，很容易在共晶組織中迅速擴(kuò)展。另外，焊縫中存在較多的先共晶相β(Zn)，也是其發(fā)生脆性斷裂的重要原因之一。β(Zn)相具有密排六方結(jié)構(gòu)，密排面的層間結(jié)合力較小，在較小的應(yīng)力作用下即可沿著該晶面的平行方向發(fā)生穿晶斷裂，形成解理小刻面[14]，如圖14所示。β(Zn)經(jīng)超聲波細(xì)化處理后或許可以改善其與周圍組織在受力狀態(tài)下的應(yīng)力集中程度以及協(xié)調(diào)變形情況，但無(wú)法改變其弱結(jié)合晶面發(fā)生斷裂的特性。由此，當(dāng)預(yù)置豁口部位的應(yīng)力集中達(dá)到共晶組織晶間極限抗拉強(qiáng)度時(shí)，微裂紋在該區(qū)域萌生，整個(gè)試件的應(yīng)變迅速集中到該區(qū)域，焊縫的組織特點(diǎn)決定了在較小的應(yīng)力作用下裂紋便可迅速擴(kuò)展，拉伸試件發(fā)生失穩(wěn)，沿著焊縫的薄弱區(qū)域發(fā)生瞬間斷裂。

雖然所有條件下的焊縫在斷裂時(shí)均呈脆性特征，但是裂紋的起裂位置及擴(kuò)展過(guò)程仍存在一定的差別。當(dāng)焊縫中不含SiC顆粒，即焊接過(guò)程只施加了一次超聲波時(shí)，焊縫中的共晶組織比較發(fā)達(dá)，預(yù)置豁口部位存在微裂紋的共晶區(qū)域，應(yīng)力集中的效應(yīng)加劇，成為起裂的位置。此后，裂紋也主要在共晶組織中擴(kuò)展，發(fā)生解理斷裂的β(Zn)相較少。豁口部位較為粗大的先共晶相(α(Al)或β(Zn)相)即使存在微裂紋，由于其自身的強(qiáng)度比共晶組織的晶間強(qiáng)度高，所以不能成為起裂的位置。當(dāng)母材中的SiC顆粒進(jìn)入焊縫時(shí)，由于SiC顆粒趨向聚集于共晶組織中，共晶組織中的應(yīng)力集中效應(yīng)進(jìn)一步加劇，特別是在SiC顆粒尖角與共晶相結(jié)合的界面，為保持形變的連續(xù)過(guò)渡，在拉伸方向界面所承受的應(yīng)力比基體所受應(yīng)力大2～4倍[9]，因而包含SiC顆粒的共晶相仍是裂紋萌生的部位。但是，由于焊縫中高硬度、高強(qiáng)度SiC顆粒以及高強(qiáng)度、高塑性α(Al)相的增多，裂紋的擴(kuò)展必然受到這些相的阻礙作用，擴(kuò)展阻力增加，擴(kuò)展方向發(fā)生偏轉(zhuǎn)，如圖11所示。當(dāng)對(duì)焊縫組織進(jìn)行進(jìn)一步細(xì)化處理時(shí)，細(xì)小的共晶相對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻力增大，其斷裂表面的平滑度明顯下降(見(jiàn)圖15(b))，近球形的 α(Al)相的抗裂性能也更明顯(見(jiàn)圖13(b))。

在眾多陶瓷顆粒增強(qiáng)的鋁基/鋅基復(fù)合材料斷裂的原位觀察試驗(yàn)中，裂紋的形核多發(fā)生在SiC顆粒和基體界面處[11?13]。但在本實(shí)驗(yàn)條件下，由于焊縫為鑄態(tài)組織，裂紋的萌生往往始于最薄弱的共晶組織，并主要在共晶組織以及先共晶相β(Zn)內(nèi)擴(kuò)展。焊縫中的先共晶相α(Al)塑性變形能力強(qiáng)，能夠阻礙裂紋擴(kuò)展并使裂紋擴(kuò)展路徑發(fā)生偏轉(zhuǎn)，細(xì)化的焊縫組織也可增加裂紋擴(kuò)展的阻力。當(dāng)焊縫中SiC數(shù)量增加時(shí)，部分SiC顆粒發(fā)生斷裂，表明其也可起到一定的增強(qiáng)作用。因此，雖然焊接材料中的共晶組織可提高其對(duì)母材的潤(rùn)濕性，但為了提高焊接接頭的強(qiáng)度，應(yīng)當(dāng)考慮在焊接過(guò)程中降低該組織的含量(如通過(guò)擴(kuò)散、成分均勻化等辦法)，同時(shí)提高焊縫中由母材溶解引起的Al含量以及遷移而來(lái)的SiC顆粒含量。當(dāng)焊縫中Al的含量增加時(shí)，Zn的含量自然降低，接頭的脆性也將降低。

4 結(jié)論

1)在焊接不同階段采用超聲波處理可有效地控制焊縫的組織：在焊接溫度下施加起聲波處理能去除液態(tài)釬料/母材界面的氧化膜，實(shí)現(xiàn)二者良好結(jié)合；在保溫之后施加超聲波處理，能將母材擴(kuò)散層中的 SiC顆粒增強(qiáng)相通過(guò)攪拌、混合作用使之均勻分布于焊縫中；在凝固過(guò)程中施加超聲波處理，焊縫的基體組織(先共晶相和共晶相)明顯細(xì)化。

2)在拉伸應(yīng)力作用下，焊縫在未觀察到明顯裂紋生成之前瞬間發(fā)生斷裂，呈現(xiàn)脆性斷裂的特征。當(dāng)焊縫中無(wú)SiC顆粒時(shí)，發(fā)達(dá)的共晶組織是裂紋萌生的位置，裂紋主要在共晶組織中擴(kuò)展；當(dāng)母材中的SiC顆粒遷移到焊縫時(shí)，主要分布于共晶相中，共晶組織仍是裂紋發(fā)生的起始部位，SiC顆粒和共晶組織的結(jié)合界面也是焊縫組織中比較薄弱的環(huán)節(jié)之一，裂紋主要沿著共晶組織擴(kuò)展，在較強(qiáng)的脆性斷裂慣性作用下，擴(kuò)展路徑上較多的先共晶相β(Zn)發(fā)生解理斷裂，先共晶相α(Al)具有明顯的抗裂作用。

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