范明保，王永亮，殷金龍，王世君，李杏瑞

(1.中車長(zhǎng)春軌道客車股份有限公司，長(zhǎng)春 130062；2.鄭州大學(xué)，鄭州 450001)

0 前言

現(xiàn)代科學(xué)技術(shù)，特別是航空航天、能源、海洋工程及交通運(yùn)輸工程技術(shù)的發(fā)展，對(duì)材料的性能提出了更高的要求，碳化硅顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料(SiCp/Al)具有高比強(qiáng)度、高比模量、低熱膨脹系數(shù)、抗磨損能力強(qiáng)、高尺寸穩(wěn)定性、高耐磨性及良好的導(dǎo)熱導(dǎo)電性、高溫性能與疲勞性能，復(fù)合材料的性能隨著SiCp體積分?jǐn)?shù)的提高而變化[1-2]。高體積分?jǐn)?shù)SiCp/Al復(fù)合材料在航空航天、船舶、汽車、電子封裝及空間技術(shù)等領(lǐng)域具有廣泛的工程應(yīng)用前景。SiCp/Al復(fù)合材料是目前普遍公認(rèn)的最有競(jìng)爭(zhēng)力的金屬基復(fù)合材料品種之一[3-5]。

文中采用電阻點(diǎn)焊方法連接55% SiCp/A356Al復(fù)合材料(體積分?jǐn)?shù))，通過優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，探究最佳接頭組合方式，理論上可以得到需要的熔核直徑、焊接質(zhì)量和力學(xué)性能。并且通過分析焊接接頭宏觀形貌、微觀組織及形成原因，檢測(cè)力學(xué)性能等，進(jìn)一步挖掘電阻點(diǎn)焊工藝方法的優(yōu)勢(shì)，為此類材料在實(shí)際生產(chǎn)中的大規(guī)模推廣應(yīng)用奠定良好的理論基礎(chǔ)[6-8]。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)所使用的55% SiCp/A356Al復(fù)合材料由哈爾濱工業(yè)大學(xué)焊接研究所提供，采用真空壓力反浸漬法制備。

SiC顆粒尺寸分布：10～50 μm；形狀為多角狀，在A356Al基體中均勻分布，如圖1所示，將焊接試樣線切割成60 mm×20 mm×1.5 mm。

焊接方案1：采用優(yōu)化后的焊接工藝參數(shù)對(duì)55% SiCp/A356Al復(fù)合材料直接進(jìn)行電阻點(diǎn)焊，即兩片試樣直接搭接進(jìn)行點(diǎn)焊連接，示意圖如圖2所示。

圖2 直接焊接示意圖

焊接方案2：在方案一的基礎(chǔ)上進(jìn)行改進(jìn)，在搭接區(qū)域加入一層鋁箔(厚度約為6 μm)后再施焊。示意圖如圖3所示。

圖3 加鋁箔夾層焊接示意圖

采用YS-500SA2單相交流固定式點(diǎn)焊機(jī)，冷卻水流量為3 L/min，焊前準(zhǔn)備：包括打磨、丙酮清洗、吹干。調(diào)整工藝參數(shù)及材料搭接方式后立即施焊。使用AG-1250kN電子拉伸試驗(yàn)機(jī)檢測(cè)點(diǎn)焊接頭抗剪力，加載速度為1 mm/min，用游標(biāo)卡尺測(cè)量熔核直徑；使用PMG-3型光學(xué)顯微鏡及HVS-50型顯微硬度計(jì)分析點(diǎn)焊接頭微觀組織和顯微硬度；使用XRD分析焊縫組織中的物相組成。最佳點(diǎn)焊工藝參數(shù)見表1。

表1 55% SiCp/A356Al點(diǎn)焊工藝參數(shù)

2 試驗(yàn)結(jié)果和分析

2.1 點(diǎn)焊接頭的外觀及微觀組織分析

母材在2種方案下焊接后得到的焊接接頭宏觀形貌如圖4所示?？梢钥闯鲈谧罴压に噮?shù)下焊接，點(diǎn)焊接頭成形良好，無壓裂、燒損等缺陷。

根據(jù)焊縫組織微觀形貌及產(chǎn)生機(jī)理不同，可將焊縫分成3個(gè)區(qū)域：未焊接母材區(qū)、焊縫過渡區(qū)(焊縫過渡區(qū)：在焊縫外側(cè)，金相圖片中可見試樣1與試樣2接觸面中間縫隙連線隱約可見的區(qū)域，此區(qū)域尚未形成完全的熔核)、焊縫熔核中心區(qū)，將點(diǎn)焊接頭沿垂直焊縫的方向切下，制備成標(biāo)準(zhǔn)金相。

圖4 焊接接頭宏觀形貌

焊接接頭從未焊接母材到熔核中心的微觀組織如圖5、圖6所示。圖5a、圖6a可看出，未焊接母材區(qū)SiC顆粒分布雜亂無章，顆粒形狀各異，棱角分明。從圖5c、圖6c可看出，熔核中心區(qū)SiC顆粒形狀較圓潤(rùn)，存在少部分棱角狀顆粒，直徑較大顆粒周圍均勻分布著小尺寸顆粒，SiC顆粒分布均勻。由此可見，未焊接母材區(qū)向熔核區(qū)過渡時(shí)，界面線逐漸消失，大小顆粒分布趨于均勻。焊接接頭組織致密，不存在氣孔、顯微裂紋缺陷。

圖5 直接焊接接頭微觀組織及截面示意圖

分析其原因，主要是由于55% SiCp/A356Al復(fù)合材料增強(qiáng)相顆粒含量極高，硬度較大，且試樣存在一定厚度，在電極壓力作用下受力較均勻，SiC顆粒流動(dòng)性差，流動(dòng)范圍小，顆粒分布均勻。在SiC顆粒移動(dòng)過程中由于受到高溫影響，形狀突出的棱角部分強(qiáng)度下降，在流動(dòng)過程中與其他顆?；蚧w產(chǎn)生摩擦，逐漸趨于圓滑。在最佳焊接工藝參數(shù)下焊接，點(diǎn)焊接頭未觀察到明顯缺陷。

圖6a顯示未焊接母材中間有一層較厚的類金屬狀物質(zhì)，經(jīng)分析這一層物質(zhì)是鋁箔與雜質(zhì)的混合體，原因是焊接時(shí)電極作用力會(huì)使試樣兩端發(fā)生翹曲變形，焊后使接頭兩端存在縫隙，在制作金相過程中摻進(jìn)雜質(zhì)，置于顯微鏡下既呈現(xiàn)此形貌。

圖6 加鋁箔焊接接頭微觀組織及截面示意圖

電阻點(diǎn)焊接頭的抗剪力大小和熔核直徑尺寸能夠有效反映接頭性能。該試驗(yàn)拉伸過程焊接接頭不經(jīng)任何處理，直接將接頭裝卡兩端固定在拉伸試驗(yàn)機(jī)上獲得的抗剪力，并將經(jīng)過拉伸后形成的紐扣狀斷口進(jìn)行熔核直徑檢測(cè)，結(jié)果參見表2。分析得出，采取方案2(試樣中間夾鋁箔)后焊接接頭較方案1抗剪力與熔核直徑增大，并且焊接電流減小，冶金結(jié)合更加良好。

表2 點(diǎn)焊接頭抗剪力與熔核直徑

總體來說，該試驗(yàn)連接界面會(huì)發(fā)生3種結(jié)合反應(yīng)，不同的結(jié)合會(huì)造成界面連接強(qiáng)度差異，如圖7所示。3種結(jié)合反應(yīng)分別為：①SiC顆粒/SiC顆粒屬于弱連接。此種形式的連接表示SiC顆粒與SiC顆粒直接硬接觸，SiC顆粒本身強(qiáng)度極高，處于固態(tài)，接觸界面基本無結(jié)合力，即稱為弱連接；②鋁合金基體/SiC顆粒屬于亞弱連接。此種形式的連接表示SiC顆粒鑲嵌在鋁合金基體中，增強(qiáng)相顆粒直接與集基體接觸，與母材本身結(jié)構(gòu)類似，這種界面結(jié)合方式具有一定的結(jié)合力，屬于于亞弱連接；③鋁合金基體/鋁合金基體屬于強(qiáng)連接。此種形式的連接表示鋁基體與鋁基體直接接觸，鋁合金基體本身具有較低的熔點(diǎn)，基體直接發(fā)生那融合具有較強(qiáng)結(jié)合強(qiáng)度力，屬于強(qiáng)連接。

界面結(jié)合為弱連接時(shí)，由于SiC顆粒強(qiáng)度極大、熔點(diǎn)高，相互接觸時(shí)基本不發(fā)生冶金結(jié)合反應(yīng)，冶金結(jié)合效果極差，不利于焊縫熔核，焊接接頭力學(xué)性能降低。界面結(jié)合為強(qiáng)連接時(shí)，由于鋁箔本身具有良好的焊接性，夾在試樣中間有利于基體與增強(qiáng)相顆粒的熔核，故冶金結(jié)合效果較好。

由于該試驗(yàn)所用焊接試樣SiC顆粒體積分?jǐn)?shù)高達(dá)55%，所以采用方案一進(jìn)行直接焊接時(shí)，發(fā)生①，②結(jié)合反應(yīng)的概率明顯大于發(fā)生③方式，即連接界面主要發(fā)生弱連接與亞弱連接，如示意圖7a所示(P為顆粒；M為金屬基體)。在兩個(gè)試樣中間夾入一層鋁箔時(shí)界面結(jié)合反應(yīng)方式與方案一大不相同，因?yàn)榧尤脘X箔后，SiC顆粒與SiC顆粒無法直接接觸，不會(huì)發(fā)生弱連接反應(yīng)。此種情況下，只有鋁基體與基體和SiC顆粒直接接觸，故主要發(fā)生強(qiáng)連接與亞弱連接結(jié)合反應(yīng)，如示意圖7b所示。

圖7 SiCp/Al復(fù)合材料連接界面示意圖

在最佳工藝參數(shù)下，采用方案2(試樣中間夾鋁箔)更有利于焊接接頭冶金結(jié)合，提高力學(xué)性能提高。另外，由于鋁箔加入使接觸電阻增加，在熱輸入相同的條件下，所需的焊接電流減小，產(chǎn)熱相對(duì)增多，熔核直徑增大。

2.2 界面反應(yīng)分析

SiC顆粒增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的增強(qiáng)相與基體之間的理化特性差異極大，熔焊時(shí)焊縫成形較差，且在高溫下易發(fā)生界面反應(yīng)。一般情況下，高溫界面反應(yīng)產(chǎn)物會(huì)形成細(xì)小晶須狀的反應(yīng)物 Al4C3相及初生Si相，化學(xué)反應(yīng)式為[9-13]：

4Al(l)+3SiC(s)→Al4C3(s)+3Si(s)

(1)

55% SiCp/A356Al復(fù)合材料直接焊接母材區(qū)與熔核區(qū)界面的微觀形貌如圖8所示，可以看出熔核中心 SiC顆粒與基體接觸部位結(jié)合緊密，經(jīng)過XRD分析，可以確定焊縫中白色光亮部分的 A356Al基體，其中夾雜著彌散分布的粒度不同的深灰色SiC顆粒，焊縫熔核區(qū)組織中無其他特征相 Al4C3和初生Si出現(xiàn)，未發(fā)生界面反應(yīng)。

圖8 界面微觀形貌

分析以上現(xiàn)象產(chǎn)生原因，這主要是由于電阻點(diǎn)焊不同于其他熔焊方法，加熱時(shí)間短，焊接時(shí)間僅有0.3 s，同時(shí)，冷卻速度快、可控性好，在極限短的熱循環(huán)下能夠顯著抑制增強(qiáng)相 SiC顆粒與 A356Al基體間的界面反應(yīng)。

2.3 接頭顯微硬度

接頭微觀組織分布存在著變化，致使硬度分布存在差異，點(diǎn)焊接頭進(jìn)行硬度測(cè)試，不僅可以反映接頭組織的變化情況、評(píng)估接頭的力學(xué)性能，還能根據(jù)硬度變化的范圍估算熔核的尺寸[14]。

使用 HVS-50型顯微硬度計(jì)，測(cè)定2種方案下獲得的焊接接頭“母材—接頭熔核區(qū)—母材”的顯微硬度。試驗(yàn)條件為：加載載荷為F= 49 N，加載載荷保持時(shí)間為t= 15 s?？紤]焊接接頭的形狀尺寸及熔核線鋁基體分布比較集中，硬度與復(fù)合材料本身和熔核區(qū)周圍區(qū)域可能存在較大差異，取3條線為打點(diǎn)線，沿熔核線和熔核線周圍區(qū)域測(cè)量點(diǎn)之間的平均距離取 600 μm，沿熔核垂線方向測(cè)量點(diǎn)之間的平均距離取 200 μm。焊縫截面取點(diǎn)如示意圖9所示。

圖9 焊縫截面硬度取點(diǎn)示意圖

經(jīng)測(cè)定該試驗(yàn)2種方案獲得的焊接接頭硬度無明顯差異，這里僅給出采用方案2焊接接頭的顯微硬度測(cè)定結(jié)果，如圖10所示。由圖10a可以看出直接焊接時(shí)，熔核垂線硬度分布較為均勻，硬度值較大且線上不同位置波動(dòng)幅度較小。原因是 55% SiCp/A356Al復(fù)合材料焊接接頭碳化硅顆粒密度較大，且分布均勻，母材與熔核區(qū)硬度差別不明顯。該現(xiàn)象與接頭微觀組織分布相符合。而圖10b顯示熔核線硬度分布曲線則有明顯先上升后下降的趨勢(shì)，這主要是由于在熔核線以外部界面接觸可能存在縫隙，同時(shí)熔核線外部界面連接處鋁箔夾層硬度較低，在熔核區(qū)存在微量的鋁箔時(shí)冶金結(jié)合更加優(yōu)良，這就有了熔核線硬度曲線先上升后下降的特點(diǎn)。另外，由圖10b還可以看出在靠近中間部位兩條線硬度值相似，說明焊縫熔核中心區(qū)與母材硬度差別不大。

根據(jù)圖10b熔核線硬度分布情況，還可以大致估算出熔核直徑大小，硬度明顯下降則表示處于熔核邊緣，熔核線處硬度值較高的曲線范圍對(duì)應(yīng)的距離接近于表2的測(cè)量值。

圖10 方案2點(diǎn)焊接頭不同位置顯微硬度分布曲線

3 結(jié)論

(1)采用電阻點(diǎn)焊對(duì)55% SiCp/A356Al復(fù)合材料進(jìn)行焊接。結(jié)果表明，復(fù)合材料的電阻點(diǎn)焊是可行的。

(2)55% SiCp/A356Al復(fù)合材料中間夾鋁箔進(jìn)行電阻點(diǎn)焊，更有利于焊接接頭冶金結(jié)合，使接頭性能提高，熔核直徑增大。接頭平均抗剪力可達(dá)2 165.6 N，平均熔核直徑9.5 mm；點(diǎn)焊接頭顯微硬度與母材無明顯差異。

(3)使用優(yōu)化后的最佳工藝參數(shù)焊接，接頭SiC顆粒增強(qiáng)相和基體之間沒有發(fā)現(xiàn)界面反應(yīng)現(xiàn)象。