钎焊接头

钎焊接头（精选7篇）

钎焊接头 篇1

摘要：采用BNi-7+9%Cu复合钎料对纯Fe进行真空钎焊, 研究不同钎焊温度对焊接接头的影响。运用光学显微镜 (OM) 、扫描电镜 (SEM) 、能谱分析 (EDS) 、X射线衍射分析及显微硬度分析对焊接接头进行研究。结果表明, 接头主要由等温凝固区、非等温凝固区和扩散影响区组成。等温凝固区为富Cr、Fe的γ (Ni, Cu) 固溶体, 非等温凝固区由γ (Ni) +Ni-P共晶组织和Ni-Cr-P金属间化合物组成。当钎焊温度为940℃时, 由于扩散影响区部分液体凝固缓慢, 形成许多大的空洞, 焊缝中心的显微硬度为870MPa;当钎焊温度为960℃时, 焊缝和母材得到很好结合, 焊缝中心的显微硬度为800MPa;当钎焊温度为980℃时, 由于Fe与Ni原子的扩散速度不同, 在扩散影响区形成了柯肯达尔孔洞, 焊缝中心的显微硬度为760MPa。

关键词：真空钎焊,复合钎料,共晶组织,金属间化合物,显微硬度

0 引言

镍基钎料因其具有良好的润湿性能, 能与镍基合金形成良好的焊接接头, 被广泛用于钎焊形状复杂、工作条件恶劣的高温组件中, 如航空器和工业发电机的燃气涡轮发动机[1]。然而镍基钎料中含有较多的B、Si等降熔元素, 易形成脆性共晶组织, 致使焊缝变脆, 也是裂纹产生的源头[2,3]。

BNi-7钎料是Ni-Cr- (P) 系钎料, 为Ni-Cr-P三元共晶组织, 由于P元素的加入, 显著降低了钎料的熔化温度, 钎焊温度也相对较低。由于它是镍基钎料中熔点最低的, 具有极好的流动性, 并且它的组成不含B、Si等元素, 对母材的侵蚀较小, 因此被广泛应用[4]。但由于P不溶于Ni和Cr, 它们之间可以形成一系列的脆性化合物, 具有很高的硬度, 其脆性很大, 是钎焊过程中不可避免的产物[5,6,7]。经敬楠等[8]用BNi-7真空钎焊316不锈钢, 其焊缝中间形成大量脆硬的金属间化合物, 显微硬度值达到1400HV, 造成焊缝硬度分布不均。路文江等[9]在镍镉硼硅系钎料中加入适量的铜, 可以增加接头内的固溶体, 减少钎料中的金属间化合物, 并且提高了焊缝的耐腐蚀性。为了避免BNi-7钎料焊接时产生金属间化合物, 造成焊缝中心形成连接的脆硬组织, 本实验采用BNi-7+9%Cu复合钎料在不同温度下对纯Fe进行真空焊接, 探究焊接接头内部组织的形成、分布及显微硬度。

1 实验

试样的母材为纯铁, 使用钎料为BNi-7+9%Cu复合钎料。BNi-7钎料的化学组成如表1所示, 其熔点为888℃, 适宜钎焊温度在927~1093℃之间。当加入9%Cu时, 经热分仪测出复合钎料的熔点为898℃。

选取试样母材的尺寸为20mm×10mm×3mm, 真空钎焊前, 首先用砂纸打磨, 通过超声波清洗15min。然后将两块母材装配成搭接接头, 如图1所示, 并用中性胶固定钎料。钎焊试验在KJL-1型多功能科教真空钎焊炉中进行, 真空度为5×10-3Pa, 钎焊温度分别为940℃、960℃、980℃, 保温时间为30min, 试验采用随炉冷却方式。通过金相显微镜对钎焊接头组织进行分析, 再通过扫描电镜和能谱对接头的成分分布和可能形成的相进行分析, 最后对接头进行显微硬度测试。

2 结果与讨论

2.1 钎焊接头的微观组织及形成过程

2.1.1 不同温度下的接头微观组织

图2 (a) - (c) 为钎焊温度分别为940℃、960℃、980℃, 钎焊间隙为30μm, 保温时间为30min的接头微观组织图。从图2中可以看出, 焊接接头主要由3部分组成: (1) 位于焊缝的两侧, 与焊缝界面平行的等温凝固区 (Isothermally solidified zone, ISZ) [10], 形成连续的固溶体组织; (2) 焊缝中间非等温凝固区 (Athermally solidified zone, ASZ) , 主要是连续的共晶组织和金属间化合物, 也分散着低硬度的固溶体组织, 随着温度的升高, 固溶体的数量也逐渐增多, 体积变大; (3) 焊缝与母材处扩散影响区 (Diffusion-affected zone, DAZ) 。

当钎焊温度为940℃时, 如图2 (a) 所示, 母材DAZ出现很多大的孔洞, 焊缝两侧ISZ形成大量固溶体, 焊缝中心ASZ为连续的共晶组织;当温度升到960℃时 (图2 (b) ) , 焊缝与母材结合良好, DAZ处没有形成孔洞, ISZ也形成大量的固溶体, ASZ为共晶组织, 但是焊缝中间散布着很多细小的固溶体组织;当温度升到980℃时 (图2 (c) ) , 可以看到在母材的DAZ出现了很多柯肯达尔孔洞, 焊缝内组织与图2 (a) 、 (b) 类似, 只是中心ASZ的细小的固溶体组织长大。

2.1.2 不同温度下接头微观组织形成过程分析

采用经典的瞬时液相连接 (TLP) 理论[11]解释焊缝接头等温凝固的形成过程, 如图3所示。

当温度为940℃时, 熔化的钎料充满焊缝 (Ⅰ阶段) , 熔化钎料中的降熔元素P扩散到DAZ (Ⅱ阶段) , 由于温度相对较低, 降熔元素扩散的量也较少, 不能使DAZ完全熔化, 还存在着固相, 同时ISZ熔点升高, 随着降熔元素继续向母材扩散, 熔点较高的镍基固溶体初相就会借助DAZ未融化的固体表面进行非均匀形核、长大 (Ⅲ阶段) 。而这时DAZ中的液体还没有完全凝固, 处在液相的母材, 由于凝固体积减小, 同时焊缝内部液体又无法填充, 就形成很多大的孔洞 (Ⅳ阶段) , 完成这一过程用时相对较短, 还有很长时间保温, 这给接头的固溶体长大提供了有利条件, 因此图2 (a) 中形成很厚的一层固溶体, 然后由等温凝固转变为非等温凝固, 被排到中间的低熔点共晶物在随后冷却中发生共晶反应, 形成ASZ共晶组织。

当温度升高到960℃时, 温度升高, 降熔元素扩散能力升高, 扩散的量也增加, 很快扩散进DAZ (Ⅱ阶段) , 使DAZ熔点降到加热温度以下, 母材完全熔化, 之后随着降熔元素向母材内部扩散, 融化DAZ的熔点又渐渐回升, 开始凝固结晶 (Ⅲ阶段) , 虽然ISZ因降熔元素的减少, 熔点升高, 但是由于DAZ全部融化, 无法进行非均匀形核, 而均匀形核需要更大的过冷度, 并且此温度相对940℃较高, 因此无法形成初相, 母材能够得到充分凝固, 然后固溶体才会依附母材表面凝固 (Ⅳ阶段) 。由于保温时间一定, Ⅱ到Ⅲ阶段需要时间较长, 固溶体长大时间相对较短, 不能充分长大, 在凝固过程中, ASZ就会出现一些细小的固溶体组织, 这也很好地解释了图2 (b) 中焊缝中心有固溶体, 而图2 (a) 中几乎没有。

当温度升高到980℃时, 它的反应过程前半段同960℃的类似, 只是温度升高, 母材表面降熔元素更多 (Ⅱ阶段) , 母材熔化更多更充分, DAZ凝固后 (Ⅲ阶段) , 由Arrhenius公式可知, 升高温度可显著提高扩散系数, 原子的扩散速度加快。根据经典的扩散理论, 熔点高、原子半径小的原子易向熔点低、原子半径大的原子扩散[12], 铁向固溶体中扩散的速度大于镍、铜向铁中扩散的速度, 因此长时间保温会导致柯肯达尔孔洞的形成, 这也是在温度较高时, 产生柯肯达尔孔洞的原因。由于降熔元素扩散量大, 母材熔化较多, 凝固时间延长, ISZ固溶体长大时间缩短, 因此在ASZ中生成更多更大的固溶体。

2.2 接头的成分分布

图4为不同温度下沿垂直钎缝间隙接头所做的X射线波普线扫描。从图4可以看出, 3条焊缝中Ni的含量都很高, 这是由于钎焊材料是镍基钎料, 由表1可知, BNi-7中Ni含量很高。但当扫描线通过焊缝中间的黑色组织时, Ni的含量突然降低, 同时发现Cr、P的含量突然升高, 并且Cr、P的波峰大体一致, 由于3种元素含量都很高, 而P又能和多种物质形成共晶体及多种金属间化合物, 这说明它们之间可能形成金属间化合物。结合图2, 对黑色组织3、7、10三点处做能谱分析, 结果如表2所示, 发现这3点处的成分极其相似, Ni、Cr和P的含量较高, 且三者的比例接近1∶1∶1, Fe的含量较少, Cu含量几乎为零。根据Cr-P、Fe-P、Ni-P二元相图分析可知, P在Cr、Fe和Ni中的溶解度几乎为零, 说明此处生成的相是Ni-Cr-P金属间化合物。

Fe呈现从母材到焊缝中心减少的态势, 由表1可知, 钎料中Fe含量很少, 不到0.2%, 结合表2可知, 焊缝中铁含量在5%~15%之间, 在边缘的固溶体中含量最高, 这说明Fe是从母材中扩散到焊缝内, 并随着扩散距离的延长, 扩散的量降低。

Cu的波峰主要出现在焊缝两边固溶体处, 中间的含量较少, 特别是在黑色组织中, 其含量几乎为零, 这是由于降熔元素P扩散到母材中, 钎料熔点升高, Cu、Ni为无限固溶体, 且熔点相对较高, 因此等温凝固时优先析出。结合图4对固溶体区进行能谱分析, 结果如表2中1、5、8三点所示, 此3处的主要成分为Ni, 约占60%, Cu、Cr、Fe各占10%~15%, 含有少量的P, 根据Ni-Cu、Ni-Fe、Ni-Cr二元相图分析可知, 此处主要生成的是富Cr、Fe的γ (Ni, Cu) 固溶体相。

在焊缝中间区域, 还有很大一部分镶嵌有白色斑点的灰色组织, 由EDS线扫描分析可知, 该组织含有较多的Ni元素, 并且P元素含量出现在灰色组织中突升、白色组织中突降的趋势, 通过表2中2、6、9区域成分可知, 此处主要以Ni为主, P其次, Cr、Cu、Fe的含量相对较少, 根据它们之间的二元相图分析, 此3处应该是γ (Ni) +Ni-P共晶体化合物组织。这是由于此区域处在冷却的过程中, 熔点高的γ (Ni) 固溶体首先析出, 同时不断溶解周围的Cr、Cu、Fe原子, 形成镍基固溶体, 而剩余大量的液体到达镍与镍磷化合物共晶成分点则形成γ (Ni) +Ni-P共晶体化合物组织。由图2 (a) 还可知, 在扩散区形成的气孔中, 有规则的四方体析出, 通过表2中的4点成分判断, 此处可能是扩散到母材中的P与母材形成的铁磷共晶体。

2.3 接头的硬度分布

图5是钎焊纯铁在940℃、960℃、980℃的显微硬度分布情况。

由图5可以看出, 3个温度下焊缝的硬度都呈现尖塔形, 中心处的硬度很高, 远远高于两侧和母材, 这是因为中间非等温凝固区主要形成的是Ni-Cr-P金属间化合物和γ (Ni) +Ni-P共晶组织, 其强度相对较高, 硬度较大。随着向母材靠近, 硬度迅速降低, 这是由于形成了相对较软的富Cr、Fe的γ (Ni, Cu) 固溶体, 另外可以看到, 扩散影响区的硬度比母材高, 这是因为降熔元素P和钎料中合金元素的进入, 使母材得到合金化。当温度为940℃时, 焊缝的整体硬度比其他两个温度高, 其焊缝中心硬度最高, 达到870 MPa, 其他两个温度下, 可以看到它们的硬度相当。随着温度的升高, 其中心及整个焊缝的硬度都降低, 并且降幅呈现减小的趋势, 这是因为温度升高, 原子的扩散能力变大, P的扩散能力增强, 中间的化合物形成量减少。

3 结论

(1) 用镍基钎料BNi-7+9%Cu钎焊纯铁时, 钎缝组织主要由两边富 (Cr、Fe) 的γ (Ni, Cu) 固溶体、中间的γ (Ni) +NiP共晶组织和Ni-Cr-P黑色金属间化合物组成, 温度较低或较高时, 扩散区都会产生孔洞, 但其形成原因不同。

(2) 随着温度的升高, 等温凝固区的固溶体的厚度减小, 而焊缝非等温凝固区共晶组织中, 固溶体由细小针状逐渐长大成岛状。

(3) 3个温度下钎焊接头的显微硬度最大值分别为870MPa、800MPa、760MPa, 硬度分布都是中间高两边低, 并且随着温度的升高, 其硬度降低。

(4) 当温度为960℃、间隙为30μm、保温30min时, 复合钎料与接头润湿良好, 显微硬度适中, 且不会产生柯肯达尔孔洞, 能得到良好的焊接接头。

参考文献

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钎焊接头 篇2

目前很多相关研究已经发现采用铜基钎料电弧钎焊连接镀锌钢板时,接头的强度高于母材的强度[3,4]。但是这些研究只是针对其电弧钎焊设备及工艺进行研究,很少有研究涉及到电弧钎焊接头得到强化的原因。同时也未见针对脉冲频率变化对镀锌钢板连接时的微观组织和力学性能影响的相关报道。因此本工作采用CuSi3作为填充金属连接镀锌钢板,其中着重研究脉冲频率变化时界面的显微组织以及接头的强化机理。

1 实验材料及方案

实验中母材均为镀锌钢板,尺寸为40mm×40mm×2mm,钎料选用CuSi3(Cu:97,Si:3,质量分数/%),称取200mg,并弯成环状。实验前所有材料用酒精和丙酮清洗干净。

在本研究中,为获得电弧钎焊时CuSi3钎料和母材之间的界面反应情况,采用钨极氩弧(TIG)电弧在镀锌钢板表面加热钎料使之熔化并在母材上润湿铺展和母材进行反应,即TIG钎焊方法。在TIG钎焊工艺中,焊接基值电流I0为20A,峰值电流Ip为80 A,占空比为50%,即t0=tp,燃弧时间t为4s,电压U为11.1～11.2V,脉冲频率f分别为100,500,1000Hz和2000Hz,各参数示意图如图1所示。电弧钎焊实验采用Fronius焊机(FK-2600)完成,电源采用直流正接方式,保护气体为纯氩,其流量为12L/min。

TIG钎焊试样被割断后,打磨抛光,对界面分别进行扫描电镜(JXA840A)和能谱分析(OXFORD-7573)确定界面元素成分和显微组织。并且通过M400-H1显微硬度机(LECO)确定截面显微硬度。显微硬度测试时每个试样测量从钎缝到母材的区域,在每个测量点分别读取5次硬度值,然后取其平均值。实验中载荷皆为10g(0.098N),载荷持续时间为1s。

2 实验结果及分析

2.1 微观组织分析

图2为镀锌钢板/CuSi3钎料脉冲频率不同时的电弧钎焊接头显微组织照片,其中左侧为镀锌钢板,右侧为CuSi3钎料。由图2可以看出在右侧的钎料区内部有呈球状或花状的深灰色颗粒相存在,前期研究已经证明此强化相为Fe5Si3(Cu)相,并且发现由于此强化相的存在接头的强度得到了一定程度的强化[5]。

图2a是脉冲频率为100 Hz时的钎焊接头微观组织。从图2a可以看出,CuSi3钎料与母材镀锌钢板之间有一道界面清晰的区域即为钎缝微观界面,在钎缝界面的右边大约40 μm的范围内,零星的存在着几个球状或花状Fe5Si3(Cu)金属间化合物颗粒,其数量较小,尺寸也不大。

图2b是脉冲频率为500Hz时的钎焊接头微观组织。相对图2a来说,图2b实验中所用频率略有增大,但钎缝微观界面组织中Fe5Si3(Cu)强化相的分布仍然较少,且尺寸不大,呈小球状个别呈花状,同样分布在靠近界面层的地方,主要集中在离界面层约40 μm的范围以内。

图2c是脉冲频率为1000 Hz时的钎焊接头微观组织。从图2c中发现,在CuSi3钎料微观组织中分布着大量Fe5Si3(Cu)强化相,相对图2a,b中的Fe5Si3(Cu)强化相颗粒来说尺寸较大,数量多,呈小球状和星状,并且分布的宽度也有所增加,达到60～80 μm。

图2d是脉冲频率为2000 Hz时的钎缝接头微观组织情况。从图2d中可以明显发现,在右边CuSi3钎料区弥散分布着大量的Fe5Si3(Cu)强化相,分布范围较广,不仅存在于靠近钎缝界面层,在远离界面层处也同样分布着大量Fe5Si3(Cu)强化相,且个别Fe5Si3(Cu)强化相颗粒的尺寸相比图2a,b,c明显的增大,呈花瓣状。

由图2可以看出CuSi3钎缝区内Fe5Si3(Cu)强化相随脉冲频率增加时的分布和生长过程。在频率相对较低时(频率为100,500Hz),钎料区域内部逐渐产生一定的Fe5Si3(Cu)强化相,但Fe5Si3(Cu)强化相的分布较少,且大多靠近界面层;当脉冲频率较大时(频率为1000,2000Hz),Fe5Si3(Cu)强化相大量产生,数量增加很快,由刚开始的球状逐渐长大呈星状和花瓣状,且分布区域更广。

2.2 显微硬度分析

前期铜基钎料电弧钎焊连接镀锌钢板的接头拉伸实验结果已经表明,连接后的拉伸断口一般产生在母材一侧[5]。为表明电弧钎焊频率对接头钎缝区域力学性能的影响,本研究采用了对钎缝区域进行显微硬度测量的方法,结果如图3所示。由图3可知,对于采用4种脉冲电弧频率的电弧钎焊试样,都在界面附近显微硬度值达到最大值,也就是说界面的硬度高于熔化钎料区域和镀锌钢板母材区域。另外由图3也可看出,其他脉冲参数相同的条件下,当脉冲频率增加时其钎缝显微硬度的最大值不断增加,由175MPa增加到204MPa,同时钎缝被增强的区域宽度也不断增加,由宽度为40 μm增加到120 μm,也就是说随脉冲电弧频

率的增加,钎焊接头的强化作用得到增强。这和上述界面微观组织的分析结果也是一致的。

3 讨论

前期研究表明在镀锌钢板进行电弧钎焊连接时,当在接头的内部弥散分布Fe5Si3(Cu)强化相时,镀锌钢板的电弧钎焊接头得到了一定的强化,使得接头的力学性能高于母材的力学性能。并且发现Fe5Si3(Cu)的来源主要分为两个方面,分别为钎料/镀锌钢板界面须状金属间化合物破碎作用,以及钎料内部的Fe原子的溶解-析出作用。本工作认为在高频脉冲的作用下促进了以上两个作用[5,6]。

在焊接高频脉冲电流作用下,由于脉冲电流在峰值电流和基值电流之间形成周期性变化,引起电弧压力也周期性变化,当峰值电流高时,电弧压力大,熔池表面的液体呈凹状;当处于基值电流时,电弧压力小,熔池表面呈凸状,从而导致熔池液体的上、下振动,使熔池液体发生强烈搅拌作用,其作用远远大于未施加脉冲电流时的效果。并且随脉冲频率的增加搅拌作用的效果也不断增加[7,8]。

而在脉冲电流作用下的熔池液体的搅拌作用一方面增强了熔池内原有的对流,增大了液体流动,降低了温度梯度,扩大了固液界面前沿的成分过冷区域,并使得Fe原子和Si原子有机会充分接触,因此增加了钎料区域内部形成Fe5Si3(Cu)的机会,增加了形核核心,使得钎料区域内部的Fe5Si3(Cu)增强相的数量不断增加。

另一方面根据材料力学的基本理论可以看出,在交变应力作用下,材料的疲劳极限与其静强度极限σb之间存在如公式(1)所示的关系[9]:

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由上述关系可以看出,在交变应力作用下,材料抵抗破坏的能力显著下降。因此由脉冲电流产生的强交变对流作用可促进镀锌钢板/钎料界面上生长出的须状Fe5Si3(Cu)金属间化合物发生低应力断裂。并且随着脉冲电流频率的增加也就是加载次数的增加,须状金属间化合物破碎的几率增加。这些破碎的金属间化合物在熔池搅拌的作用下将其带到固液界面前沿的成分过冷区中,促进了Fe5Si3(Cu)相的非均质形核,因此增加了钎料内部Fe5Si3(Cu)金属间化合物的形核核心,使得Fe5Si3(Cu)增强相的数量分布增多。

4 结论

(1) 界面微观组织和显微硬度分析结果表明随脉冲频率的增加,接头的强化作用增强:Fe5Si3(Cu)强化相数量不断增多,弥散宽度变宽,其显微硬度值也相应增加。

(2) 由于脉冲电弧的交变冲击作用下,电弧钎焊熔池的搅拌和冲刷作用效果增强,促进了界面须状金属间化合物的破碎作用和熔池成分过冷区域的增加,从而提高了钎料区域内部Fe5Si3(Cu)强化相的数量和分布宽度。

参考文献

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钎焊接头 篇3

为了减少污染、节约能源,汽车车身结构广泛采用轻量化的铝合金[1]。铝合金和镀锌钢板的热物理性能存在巨大的差异,采用常规的熔化焊焊接时,焊接性较差,易萌生裂纹,焊接接头组织不均匀,存在较大的残余应力,且焊缝中易生成大量硬而脆的Al-Fe金属间化合物[2],严重影响了接头的力学性能和使用性能。

国内外很多学者对铝合金和镀锌钢薄板的连接进行了探索性的研究,其方法主要是熔钎焊连接。焊接过程中,低熔点的铝合金薄板熔化,同时镀锌钢板保持固态,通过熔融状态的铝合金在镀锌钢板表面润湿铺展形成搭接接头,从而实现两者之间的连接。

冷金属过渡(cold metal transfer,CMT)技术作为一种新型的异种金属焊接方法,具有焊接质量好、焊接热输入低、无飞溅起弧、焊接变形小、无焊后清理工作等优点,良好的搭桥能力使得焊接过程操作容易,其特殊的熔滴过渡形式使得其在异种金属焊接中体现出了较大的优势[3]。笔者采用CMT焊接方法对铝合金和镀锌钢板进行焊接试验,研究铝合金和镀锌钢板的熔钎焊工艺、焊接头组织特征、焊接缺陷及力学性能。

1 试验材料、设备及方法

1.1 试验材料

试验所用材料为变形铝合金6061和冷轧热镀锌钢板HDG60,其物理性能如表1所示。焊接试板变形铝合金和镀锌钢板的尺寸均为200mm×100mm×1mm,焊接时选用的焊丝为直径1.2mm的ER4043(Al Si5)。

1.2 试验设备

本试验中对铝合金和镀锌钢板进行搭接焊所采用的试验设备为Fronius公司生产的TPS3200系列数字化CMT焊机。

1.3 试验过程

焊前,先用砂纸和钢丝刷将铝合金试件表面的氧化膜去除,再用丙酮去除铝合金和镀锌钢板上的水渍和油污,最后对清洗后的铝合金进行碱洗和酸洗。将表面处理干净的试板组合成搭接接头(铝合金板在上,镀锌钢板在下)。焊枪施焊方式为“前推”(前进方向与倾角相反)方式,夹角为135°,焊接形式如图1所示。焊接过程中,焊接电流为45A,电弧电压为10V,送丝速度为3.0m/min,焊接速度为5.14mm/min,焊接起始电流为55A,收弧电流为40A,采用氩气保护,氩气流量为20L/min。

焊后切取铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊接头横截面,用不同腐蚀剂分别对镀锌钢的一侧和铝合金焊缝一侧进行腐蚀。采用OLYMPUS GX51金相显微镜、JSF-6700F型扫描电镜(SEM)及能谱分析(EDAX)对铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊接头的显微组织进行观察和分析。

同时为了检测铝合金和镀锌钢板异种金属熔钎焊接头的力学性能,室温(20℃)环境下,在WDW-100D的微机控制电子式万能试验机上进行静态拉伸试验,测量接头的抗拉强度。焊接接头力学性能试验按照GBT2651-2008《焊接接头拉伸试验方法》进行,焊件接头上沿垂直焊缝方向切取拉伸试样,保证焊缝处于试样中部。拉伸速度为1mm/min,拉伸试样尺寸如图2所示。

2 试验结果及分析

2.1 焊缝成形与接头形貌

通过焊接参数的优化,得到了成形美观的焊缝。焊接试样的焊缝表面成形如图3所示,接头的正面成形美观,接头表面形成连续均匀、无飞溅、窄而低的鱼鳞状焊缝,从焊接接头的背面可以看到镀锌钢板颜色略有变化,这表明其镀锌层烧损较少,有利于保持镀锌钢板的抗腐蚀性。

采用金相显微镜和SEM对铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊接头横截面进行观察,如图4所示(由于显微镜镜头所限,图4由3张照片拼接而成)。试验结果表明,接头形貌为典型的搭接接头。据熔钎焊接方法的特点,由于6061铝合金的熔点仅为610℃,而镀锌钢板的熔点为1535℃,所以在电弧的作用下只有上层金属(铝合金)熔化,而下层金属(镀锌钢板)没有熔化或只有微熔。接头由钎焊接头和熔焊接头组成。钎焊接头是实现铝钢钎焊连接的主要部分,主要由中心界面区、过渡界面区、富锌区,以及与焊缝形成钎焊连接的镀锌钢母材组成。熔焊接头由焊缝(熔化区)、焊接热影响区及6061铝合金母材组成。

2.2 界面区显微组织特征

在CMT熔钎焊过程中,由于Al-Si钎料的熔点较低(为577℃),钎料在电弧温度下将迅速达到熔点。当温度高于铝合金的熔点时,固态镀锌钢板和液态铝合金相互作用。铁与铝形成金属间化合物的速度远远大于液体铝合金向镀锌钢板表面扩散的速度及金属间化合物的溶解速度,所以铝铁扩散过程以反应扩散为主[4]。根据FeAl二元合金相图,铁铝相互作用可形成α-Fe、α-Al固溶体及Fe3Al、Fe Al、Fe Al2、Fe2Al5、Fe Al3及Fe Al6等一系列金属间化合物,其中,Fe3Al基合金和Fe Al基合金有着优异的抗氧化、抗硫化性能以及较高的比强度和中温强度[5]。由于铁铝金属间化合物的生长系数的不同,在电弧钎焊的作用下,并不是所有的金属间化合物均能形成和长大。

2.2.1 中心界面区组织

对焊后接头的中心界面区反应层进行组织观察和能谱分析,对结合面不同部位进行线扫描和点分析,如图5所示。试验结果表明,焊后接头界面形成了一种亮灰色的致密新相,其平均厚度为3~5μm,形貌与母材大不相同。新相厚度小于文献所讲的临界厚10μm[6]。且该新相沿着熔化区呈针状生长。靠近反应层的镀锌钢板一侧,晶粒得到了一定的细化,这是由焊接热输入量不是很大造成的。从图5可以观察到Fe、Al元素从镀锌钢板→钎接界面区→熔焊焊缝金属有一个明显的渐变过程,分别呈下降和上升的趋势,而其他元素基本保持不变。这是Fe、Al元素向对方基体母材扩散的结果,其中,Al元素向镀锌钢板一侧扩散更为明显。在根据Fe-Al二元合金相图和表2可知,镀锌钢板母材Mn含量较高;靠近镀锌钢板一侧生成的铝铁金属间化合物为Fe3Al;近熔化区一侧生成的金属间化合物为Fe Al3;中间区的金属间化合物为Fe2Al5;熔化区下部靠近钎焊结合面的亮白色的为固溶体;焊缝熔化区主要为α-Al在熔池金属凝固过程中,达到共晶温度时,熔池金属发生共晶反应并在枝晶边界生成细密的(α-Al+Si)共晶,新生成的(α-Al+Si)共晶体附着在熔化区的铝基体上。另外,通过能谱发现,界面区没有Zn元素,这是由于电弧的温度较高,而Zn的挥发温度仅有906℃,所以在接头形成过程中镀锌钢板上的Zn主要起稳定电弧、润湿铺展、引领焊缝成形的作用,最后大量的锌形成富锌区,使得结合界面区基本上不含Zn元素。整体而言,由图5和表2可知,沿着镀锌钢板→钎焊结合面→焊缝熔化区这条路径上,相分布变化趋势为α-Fe固溶体、Fe3Al、Fe Al3、Fe2Al5金属间化合物、α-Al+Si共晶。

2.2.2 过渡界面区组织

从图6可以观察到,焊接接头过渡界面的反应层为2~3μm的致密生成相,这是因为这一区域电弧的加热温度有所降低,从而使得过渡界面区反应层的平均厚度小于中心界面区的平均厚度。通过能谱发现,如表3所示,靠近钢一侧的亮灰色的化合物层为Fe Al2,中间层灰色的化合物为Fe Al3,靠近熔化区的化合物为富铝的化合物。

2.2.3 富锌区组织

焊接过程中,由于电弧边缘温度较低,焊缝中只发生熔化没有挥发的锌以及镀锌钢板上的锌被保留下来。保留下来的锌引导熔融的焊丝和部分熔化的铝合金母材在镀锌板表面铺展,在熔化的铝合金的推动下,在接头的一侧富集形成富锌区,如图7所示。富锌区是由亮灰色树枝状晶体和枝晶间的黑色物质组成的网状结构,由于锌原子的半径比铝原子的半径小,故在一定程度上阻止了铁铝间相互作用,并且由于电弧边缘温度较低,在富锌区与钢之间几乎没有反应层,如图7所示。铁铝间不能生成致密的化合物层,而是生成了絮状的结构,根据能谱分析结果(表4),该絮状结构为Fe-Al-Zn三元化合物相;由铝锌二元合金相图可知,亮白色的为铝锌α固溶体,图7b中亮白色规则的几何形状相为Al-Si固溶体。

2.3 焊接接头缺陷及形成

铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊焊接接头的缺陷主要为气孔和缩孔,并且这些缺陷主要集中于焊缝熔化区上部,如图8所示。气孔大多数集中在熔化区的上部及其边角区域,气孔的直径一般约为50μm。气孔形成的原因可能有两个:一是,铝合金母材和焊丝表面的氧化膜焊前清理不彻底,导致焊件表面容易吸附水分、油脂等污染物,焊接过程中该污染物受热分解产生气体(氢气、氧气等),焊缝冷却过程中没有及时逸出而形成了气孔;二是,由于锌的熔、沸点较低,高温电弧使得中心部分的锌挥发,而CMT焊接方法焊接过程中热输入量较低,焊缝的形成时间短,不足以使全部的锌蒸汽从焊缝中逸出而形成了气孔。

在焊接过程中,靠近熔化区一侧的近热影响区中的低熔强化相受热熔化,液态的低熔强化相在晶界处聚集,随后冷却析出。而在冷却的过程中,若液态的强化相在晶界处填充不充足,则在焊后热影响区很容易形成“缩孔”。

综上所述,在铝合金和镀锌钢板CMT法的焊接接头中存在气孔、缩孔等焊接缺陷,但由于这些焊接缺陷主要存在于熔化区的上部,所以对焊接接头的性能影响较小。

2.4 焊接接头力学性能试验

由接头力学性能试验可知:焊缝的拉伸试样断在热影响区,断后的试样宏观形貌如图9所示。焊接接头的最大承载力为5.13k N,抗拉强度可达204MPa,其载荷位移曲线如图10所示。

3 结论

(1)焊接接头由钎焊接头和熔焊接头两部分组成。钎焊接头主要由中心界面区、过渡界面区、富锌区以及与焊缝形成钎焊连接的镀锌钢板母材组成;熔焊接头主要由熔焊接头焊缝、焊接热影响区及铝合金母材组成。

(2)CMT熔钎焊接头中心界面区化合物层的宽度大约为3~5μm,反应层为致密的Fe2Al5金属间化合物层;过渡界面区反应层的宽度为2~3μm,在靠近熔化区的一侧有灰色的絮状物,其成分为富铝的固溶体,在靠近钢一侧致密的灰色物质为Fe Al2金属间化合物层;富锌区是由树枝状晶的铝锌α固溶体和枝晶间的残留铝所组成的网状结构。

(3)对铝合金和镀锌钢板异种金属CMT熔钎焊焊接接头进行横向拉伸试验。试验结果表明:断裂发生在热影响区,断裂部分有颈缩现象,焊接接头的抗拉剪强度为204MPa。

参考文献

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[5]杨思一,吕广庶,陈惠民,等.Fe3Al金属间化合物性能特点及熔制工艺研究[J].材料导报,2000,8(3):340-343.

钎焊接头 篇4

关键词：空冷式水轮发电机,中频感应钎焊,影响因素,对策

0引言

中频感应钎焊是通过交变磁场—电场感应原理,利用交变磁场在工件上的涡流效应对工件进行加热,使钎料熔化填充间隙从而实现钎焊的一种方法。与其他钎焊方法相比,中频感应钎焊具有加热速度快、氧化脱碳少、加热效率高、工艺重复性好等优点,而且焊接后金属表面只有很轻微脱色,轻微打磨后就可使表面恢复光亮,且母材焊接后焊口能有效获得恒定一致的材料性能。

在大型发电机定子绕组安装过程中,定子绕组端部和引出线的焊接头数量可多达上千个,焊接头不仅要有良好的导电性能,而且还要承受发电机正常运行时的振动应力和短时强大的机械应力,焊接质量要求极高。现场焊接安装过程中,具体的钎焊温度、钎焊时间、焊接材料、焊接稳定性、线棒间的焊接密封强度及相应工艺标准都有很高的要求,尤其是加热温度和时间的把握。虽然中频感应钎焊具有温度控制精度高、加热均匀、焊点能快速达到熔点所需温度等优点,但在空冷式水轮发电机定子绕组接头焊接工程实际中,各接头焊接加热时间长短不一,加温时间重复性较差,如何提高定子绕组接头的焊接效率一直是现场工程人员研究的课题。

1发电机线棒接头焊接的影响因素

要保证母材焊口焊接质量,任何焊接材料钎焊工艺方案的选择都必须遵循焊接面表面清洁度的控制、焊料的选择及焊缝间隙的控制、钎焊温度的控制这几个要点。

1.1焊接面表面清洁度的控制

为保证线棒并头块的清洁度,要求每根线棒钎焊部位都要完全清除导线胶和氧化皮。在下线过程中,定子线棒清洁完成后应用洁净的塑料膜或白布包裹,防止二次污染。并头块在钎焊前用酒精或者丙酮清洗,焊接过程中检查焊料应无油污和严重的氧化皮。

1.2焊料的选择及焊缝间隙的控制

根据发电机定子绕组接头的结构特点制定母材并头块钎焊的工艺方案,选择适应母材的焊料。为了保证线棒焊后其升高、节距和总长都在允许的误差范围内,应结合母材接头的结构尺寸制作相应的感应器线圈,同时配合线棒钎焊工装设计制作相对应的接头限位块。

1.3钎焊温度的控制

钎焊温度控制的好坏直接影响接头的焊接效果,在焊接加温过程中应观察发热是否均匀。以定子线棒端部接头焊接工艺为例,若焊接过程中发现焊口有发白的亮点,表明焊接位置局部温度已超过1 000℃,若继续加温,将烧坏线圈和并头块,应立即停止加热,调整好感应线圈位置后再继续。若发热均匀,应持续通电,尽量使线棒接头在最短的时间内达到焊接温度(约700℃),此时在焊缝中预放的银铜焊片开始熔化,可迅速使用银铜焊条向焊缝中填加焊料,应上下左右全面填充,使焊缝全部填满无间隙,在补充焊料过程中应短时点动焊机保持温度,停留时间不能太长,防止过热。焊接完成后不应立即松开钳口,待焊接区域温度降低到500℃左右(待被焊工件成铁灰色),方可松开夹钳,冷却水套应待焊接处温度降130℃左右时才能拆除。

2发电机定子线棒钎焊加温的影响

某电厂2号水轮发电机型式为立轴半伞式结构,冷却方式为全空冷式。定子绕组采用双层布置,定子绕组由条式线棒组成,“Y”形连接,8支路并联,共有960根线棒。线棒接头及铜环引出线连接均采用银铜焊,涉及线棒接头焊接的主要有:上端部并接头共计48个引线头,采用叠焊;斜连接72块,每块2个焊接面,共144个连接面,采用叠焊;线棒七子头连接上端部360个,下端部480个,采用对焊。共计840个接头对焊,192个接头叠焊。在现场实际焊接过程中,为保证焊接质量,在严格执行焊接工艺标准的情况下,单个对接接头从感应线圈的布置到焊完成需要11~18 min,单个叠焊接头需要13~20 min。

2.1影响焊接时间的调查

为调查影响发电机定子线棒并头焊接时间的原因,在施工现场对定子绕组线棒并头焊接的耗时进行统计,如表1所示。

通过表1分析可知,线棒焊接过程中加温时间占接头焊接时间的一半以上,约占该工序60%的耗时。现场检查感应线圈的布置及接头位置的固定均满足工艺标准要求。

2.2影响焊接加温时间的调查

现场对3只新焊机感应线圈(现场采用非镀瓷感应线圈)用云母带包扎,编号1、2、3号,1号感应线圈半叠绕2层、2号感应线圈半叠绕4层、2号感应线圈半叠绕8层,分别对相同材质的铜板进行感应加温至360℃,统计其时间如表2所示。

原因分析:感应线圈宽度设计不合适,焊接时焊口温度不易掌控。采用云母带叠包可减小感应线圈钳口与母材的间距,但感应线圈叠包过厚将影响母材的涡流效应,进而影响加温效率。

3结语

钎焊接头 篇5

1 实验方法

实验所采用的ZrB2-SiC陶瓷复合材料 (以下简称ZS) 中含有体积分数为20%的SiC。对ZrB2-SiC陶瓷进行了组织分析, 母材的微观形态如图1所示。其中的灰白色相为ZrB2, 黑色增强相为SiC。

选用的钎料为TiZrNiCu非晶活性钎料, 其成分为Ti35Zr15Ni15Cu (质量分数/%) 。实验中所使用的钎焊设备为Centorr 6-1650-15T真空热压炉;使用电子扫描显微镜 (SEM) 对接头的微观组织形貌进行观察, 确定界面中各生成物的形态和分布;利用能谱分析仪 (EDS) 进行成分分析, 确定界面中各元素的分布情况以及各生成产物的成分;采用X射线衍射分析仪 (XRD) 对接头界面进行物相分析。

2 钎焊界面产物形成机制

接头的界面结构直接影响着接头的力学性能, 为了得到性能优异的钎焊接头就需要对界面反应过程和界面的形成机理进行分析, 以达到通过控制界面反应过程来进一步改善接头力学性能的目的。图2为钎焊温度920℃、保温时间10min的ZS/TiZrNiCu/ZS接头界面组织形貌。图2中各成分点能谱分析结果如表1所示。采用逐层剥离的方法, 对钎焊接头界面进行XRD衍射分析, 钎缝中间层衍射XRD结果如图3所示。

根据表1的能谱分析可知1相区相为Zr (s, s) 。XRD衍射分析可确定:2相区相为 (Ti, Zr) 5Si3C2;3相区相为TiBw;4相区相为 (Ti, Zr) 2 (Ni, Cu) 。

首先在加热阶段, 钎料未熔化, 与母材间为物理接触, 在压力下发生塑性变形, 钎料与母材紧密接触, 为钎料与母材的互扩散提供条件。

当温度升高到钎料熔点时, 钎料熔化并在母材表面润湿铺展, 钎料中的Ti元素首先与界面处SiC发生反应, 即:Ti (l) +SiC (s) →TixSiyCz (s) 。随着母材中SiC的不断溶解, 三元化合物陶瓷相不断生成。

钎料中的剩余Ti接着与界面处ZrB2基体相反应, 即:Ti (l) +B (s) →TiB2 (s) (ΔG≈-300kJ/mol) , 其自由能较低, 故界面处首先生成TiB2。随后在钎缝中Ti含量足够的情况下, TiB2将与Ti发生反应, Ti (l) +TiB2 (s) →TiB (s) 。文献[23]中的研究表明, TiB沿晶向[010]的成长速度要比 (001) , (010) 和 (100) 晶面快很多, 因此TiB呈条状, 在生成时主要沿晶向[010]生长。但受反应时间的限制, 接头中仅有少量TiB生成。由于Ti与Zr间可实现无限固溶, 基体相ZrB2与Ti反应后生成的Zr, 以Zr (s, s) 固溶体的形式存在于复合材料表面, 即复合材料侧界面的亮白色反应层。当钎焊温度达到最大, 进入保温阶段。随着保温时间的延长, 接头中各反应产物继续增加。Ti和ZrB2反应生成的TiBw量继续增加, 分布范围不断扩大。在Ti元素的作用下, 反应生的TiBw不断向条状的TiB相转变, 在界面中体现为黑色条状相的体积和含量都在增加。随着Ti与ZrB2不断反应, Zr (s, s) 固溶体的生成量不断增加, 沿复合材料表面的分布逐渐连续, 反应层的厚度也有所增加。固溶体层厚度的增加阻碍了Ti元素向复合材料表面的扩散及母材中的ZrB2和SiC向钎料中的溶解, 所以接头各相的反应速率变慢。

保温阶段结束, 进入冷却阶段。随着温度的降低, 钎料中的Ti元素活性降低, 与复合材料间的反应逐渐放慢直至停止, 接头中的TiBw和Ti5Si3C2的生成量达到最大, 复合材料侧界面的Zr (s, s) 固溶体层的厚度也达到最大。随着温度的降低, Cu和Ni在Ti中的溶解度降低, 逐渐达到二者的极限固溶度, 发生以下共晶反应:L→Ti (s, s) +Ti2 (Cu, Ni) +Zr2 (Ni, Cu) 。而Cu, Ni原子含量低于三元共晶Ti-10.2Cu-20.1Ni (质量分数/%) 所需的元素含量, 故形成的是过共晶组织。当温度降到室温后, 钎缝中心完全凝固, 形成稳定的界面结构。

3 接头界面Zr (s, s) 反应层生长规律

通过以上分析, 不难发现Zr (s, s) 固溶体层的形成对Ti元素向复合材料侧扩散, 从而与增强相SiC和基体相ZrB2反应形成接头各产物有很大影响。此外, 该反应层的厚度和连续性对接头的性能有着重要的影响。因此, 若能合理地控制其厚度及形貌, 使Ti元素与两侧母材生成适量的、组织均匀的接头相, 会很大程度地提高接头强度。这里借助动力学分析手段, 建立Zr (s, s) 固溶体层生长规律的动力学模型, 获取相应的固溶体层生长的动力学参数, 建立起固溶体厚度与钎焊温度和保温时间的关系式。

Zr (s, s) 固溶体层的形成和生长取决于Ti元素的扩散以及与复合材料间的反应。首先, Ti原子要扩散到母材表面, 并与母材发生化学吸附。其次, Ti元素能够与或经过固溶体层扩散至复合材料侧并与其发生反应。其中, 化学吸附与化学反应两个过程进行的很迅速, 而Ti元素的扩散过程则相对较慢, 需要在一定的时间内才能完成。因此, Ti原子在固溶体层中的扩散速率是固溶体层生长的控制步骤。基于此, 建立固溶体生长的数学模型。

3.1 动力学数学模型的建立

固溶体层的成长分为开始形成、快速生长和缓慢生长至停止3个阶段。设加热升温阶段固溶体层厚度为d1, 保温阶段固溶体层厚度为dt, 降温阶段固溶体层厚度为d2。则固溶体层的总厚度d可表示为d=d1+dt+d2。若钎焊温度、升温速率和降温速率保持不变, 则在升温和降温阶段固溶体的厚度d1与d2在本实验钎焊工艺过程中受钎焊保温时间影响较小, 可认为是一定的, 那么, 固溶体层的总厚度d可表示为d=d0+dt, 其中d0为升温和降温阶段固溶体的厚度值。图4为Ti原子在固溶体两侧的浓度变化示意图。C为Ti原子的摩尔浓度;C0为Ti原子在钎料中的初始浓度;C1为Ti原子在钎料与固溶体界面处的浓度;C2为Ti原子在复合材料与固溶体界面处的浓度;C3为在Ti原子复合材料中浓度;t为时间 (s) ;x为离钎料层的距离;xA和xB分别为固溶体左侧 (A) 和右侧 (B) 界面。

由菲克第一定律[24], 可知, 固溶体层两侧物质的量变化分别为

式中:D为扩散系数;C为原子摩尔浓度;x为离钎料层的距离。D0, D1, D2分别为Ti原子在钎料、固溶体层和复合材料中的扩散系数;A+表示固溶体层左侧远离钎料位置;A-表示固溶体层左侧靠近钎料位置;B+表示固溶体层右侧靠近复合材料位置;B-表示固溶体层右侧远离复合材料位置, 这里假设Ti原子的浓度和扩散系数只与钎焊温度有关。

由菲克第二定律[25], 采用其误差解的形式

式中:为高斯误差函数;a和b为常数。

由图4可知, Ti原子在固溶体两侧界面处的分布有如下特点,

将式 (4) , (5) , (6) 代入 (1) 和 (2) 中, 化简得

当钎焊温度一定时, 固溶体两侧界面xA和xB处的Ti元素浓度梯度应该为常数k, 即

将式 (9) , (10) 代入式 (7) 和式 (8) , 可得

对以上两式进行积分, 初始条件为t=0, xA=xB=0, 可得钎焊保温时间阶段固溶体层的厚度为

如前假设, 钎焊温度一定时, 扩散系数D1为常数, 所以, 也为常数。因此, 整个钎焊过程中形成的Zr (s, s) 固溶体层的总厚度可表示为

3.2 Zr (s, s) 固溶体层生长的动力学参数

由阿累尼乌斯方程可知, 扩散系数kT与钎焊温度T的关系

式中:k0为与材料相关的常数;Q为Ti元素的表观激活能 (kJ/mol) ;R为普氏气体常数 (R=8.314J/mol·K) ;T为绝对温度 (K) 。

将式 (15) 代入式 (14) 中, 得到固溶体层的总厚度与钎焊温度和保温时间之间的数学表达式

对式 (15) 两边取对数可得:

因此, 只要得到T1温度下的扩散系数kT1和T2温度下的扩散系数kT2, 代入式 (17) 中, 就可得到Q和k0:

3.3 模型中具体参数求解

为了得到固溶体层生长模型的具体表达式, 需要利用实验所得数据来确定模型中的未知参数。分别对钎焊温度为920℃和970℃时, 不同保温时间的接头界面中Zr (s, s) 固溶体层厚度进行测量, 所得数据如表2所示。

由式 (14) 可知, 固溶体层厚度与保温时间的平方根呈线性关系, 因此利用920, 970℃温度下, 不同保温时间时的固溶体层的厚度值, 在origin软件中进行线性拟合, 即可求得未知量d0和kT, 拟合结果:T=920℃时, d0=0.37519μm, kT=0.05513μm·s1/2;T=970℃时, d0=0.50201μm, kT=0.06633μm·s1/2。

将以上结果代入式 (16) , (17) 中, 即可得出常数k0=5.473μm·s1/2, 激活能Q=45.582kJ·mol-1。将d0, Q和k0的数值代入式 (16) 中, 即可得到Zr (s, s) 固溶体层生长的动力学方程:

至此, 建立了固溶体层的总厚度与钎焊温度和钎焊保温时间的数学表达式。固溶体层厚度随钎焊温度和保温时间的增加而呈指数增加。

4 结论

(1) 结合钎焊过程的加热、保温、冷却3个阶段, 分析了接头界面产物的形成机制。界面反应相主要为Zr (s, s) , (Ti, Zr) xSiyCz, TiBw及 (Ti, Zr) 2 (Ni, Cu) 。

钎焊接头 篇6

目前铝合金与钢复合结构的制备主要采用铆接、 粘接和焊接等。传统的铆接、粘接等机械连接方法具有效率低、表面成形差等不足,且结构强度不如焊接[7]。而铝与钢的固溶度很低,晶体结构、物理化学性能差别很大,使得两种金属的熔化焊接性极差,其中最显著的特征是在焊接过渡区易形成脆性的Fe-Al金属间化合物,严重降低了接头的力学性能和使用性能[8，9]。为了抑制脆性的Fe-Al金属间化合物的产生, 研究者采用摩擦焊、扩散焊、冷压焊和超声波焊等固态连接方法实现了铝合金与钢的连接。尽管固态连接方法可以得到优质的焊接接头,但在一定程度上均易受工件形状和尺寸的影响[10-12]。而熔钎焊接技术利用铝合金与钢的熔点差异,通过控制焊接热输入使高熔点的钢不熔化而低熔点的铝合金熔化,填充的铝合金焊丝作为钎料与铝合金母材形成熔焊接头,并一起与钢形成钎焊接头,焊接过程兼具熔焊和钎焊的双重特性[13]。比较典型的铝合金与钢的熔钎焊方法有直流脉冲MIG电弧钎焊[14],TIG电弧钎焊[15],激光熔钎焊[16],激光+电弧复合热源熔钎焊[17]以及CMT冷金属过渡熔钎焊[18，19]等。

为了能够精确控制焊接热输入,来有效地控制金属间化合物的生长,本工作提出一种新型高效低热输入的电弧焊焊接方法:脉冲旁路耦合电弧GMAW熔钎焊(Pulsed DE-GMAW熔钎焊),进行铝合金与镀锌钢异种金属的搭接并对其焊缝成形、组织形态、显微硬度和力学性能进行了分析。

1实验材料与方法

实验用铝合金母材为5052铝合金,钢板母材为镀锌层厚度100g/m2的镀锌钢板(基体为Q235低碳钢),尺寸均为200mm×80mm×1mm。填充材料为直径1.2mm的ER4043铝硅合金焊丝,焊丝和铝合金母材的化学成分如表1所示。

Pulsed DE-GMAW基本原理为通过将GMAW焊和GTAW焊两个电弧进行耦合,流经焊丝的焊接电流即总的焊接电流Itot,在电弧弧柱区分为两个部分,一部分是旁路电流Ibm,另一部分是母材加热电流Ibp,使得用于熔化焊丝的电流较高,有利于提高焊丝的熔化速度,从而提高熔敷率。而通过TIG焊枪构成的旁路,分流了一部分熔化焊丝的焊接电流,在保证了熔敷率的同时,减小了母材的热输入。由戴维南定理, 焊接电流组成的基本关系为:

实验前用丙酮清洗镀锌钢板和铝合金板,以除去表面污渍,然后将镀锌钢板和铝合金板组成镀锌钢板在下铝合金板在上,搭接长度为10mm的搭接接头, 并将两者固定在焊接卡具上进行搭接焊,保证主路和旁路的焊枪在同一平面上,调整好角度,并将焊丝尖端对准位置,搭接方式及搭接长度如图1所示。

在表2所示的焊接参数下进行实验。焊枪对准位置对搭接过程及焊缝成形有很大的影响,选择不同焊枪对准位置对铝合金板和镀锌钢板进行了脉冲旁路耦合电弧GMAW焊接实验。保证主路焊枪和旁路焊枪在同一平面上,主路焊枪的焊丝尖端分别对准3个不同位置对1mm厚度的5052铝合金板和镀锌钢板进行焊接,如图1(a)所示,来分析焊枪在对准中间、偏向镀锌钢板一侧及偏向铝合金板一侧的位置对焊接接头的影响,以确定焊枪在哪个位置上进行焊接时能得到良好的焊接接头,每个位置相隔1.5mm。

(a)平行焊接方向视图;(b)工作平台侧视图(a)view of paralleling to welding direction; (b)lateral view of working platform

当焊枪对准中间位置时,能够获得成形良好的接头,对镀锌钢板锌层的破坏较少,如图2(a)所示;当焊枪偏向镀锌钢板一侧时,电弧直接在镀锌板表面燃烧, 焊丝在其表面过渡并摊开,形成堆焊焊缝,铝合金母材只有少量熔化,形成不连续焊缝,见图2(b);当焊枪偏向铝合金板一侧时,焊接电弧和高温的熔滴直接将铝合金母材烧穿,然后在铝合金板下方的镀锌钢板上冷却形成焊缝,铝合金板一侧呈卷曲状,没有和镀锌钢板结合,如图2(c)所示。利用Pulsed DE-GMAW进行铝合金与镀锌钢搭接焊时,大多数情况下,焊枪对准位置以选在搭接中间位置成形最好;但是当电流偏大时, 为防止铝合金侧受热过大,产生严重变形,影响焊接成形,应该把焊枪位置往镀锌板侧偏移。

(a)焊枪对准中间位置;(b)焊枪偏向镀锌钢板侧; (c)焊枪偏向铝合金板侧(a)welding torch at intermediate position; (b)welding torch bias galvanized steel plate side; (c)welding torch bias aluminum alloy plate side

通过调整焊接工艺参数获得成形良好的焊缝,采用线切割的方法沿焊缝横截面制成规格如图3所示的搭接接头试样。采用0.5%HF溶液对试样进行腐蚀。 利用6700F高分辨扫描电子显微镜,二次电子像分辨率为1.0nm(15kV)/2.2nm(1kV)下观察铝合金-镀锌钢Pulsed DE-GMAW熔钎焊搭接接头界面中心区的微观组织特征,并进行EDS区域元素分析;通过EP- MA 1600电子探针仪分析界面中心区的元素变化;利用HVS-1000型数显显微硬度计对铝合金与镀锌钢搭接接头的显微硬度进行测试分析;在室温下用电子万能拉伸机进行铝合金与镀锌钢搭接接头的力学性能测试。

2实验结果与分析

2.1接头界面中心区显微组织

利用SEM观察Pulsed DE-GMAW熔钎焊的界面中心区的微观组织,如图4所示。从图4可以看出, 在铝合金与镀锌钢之间,生成了金属间化合物过渡层, 且化合物层包含两层。靠近铝一侧,化合物呈针状或锯齿状向铝方向生长;靠近钢一侧的化合物生长得平齐。

采用EPMA对搭接接头界面中心区进行面扫描, 分析搭接接头界面中心区的元素分布,如图5所示。 可见,在搭接接头界面中心区处发生了Fe,Al和Si 3种元素为主的扩散,Si在界面中心区处有富集的现象,而Fe和Al相互扩散较为充分。推测,铝侧针状或锯齿状化合物和钢侧生长平齐的化合物可能是Fe- Al化合物或Fe-Al-Si化合物。

为了确定界面中心区微观组织的物相,对其进行EDS分析。分别对图6(a)中的A区域和图6(b)中的B区域进行EDS分析,其结果如表3所示。根据表3中EDS结果显示A区域中的Fe,Al原子个数比接近1∶3,B区域中的一部分Fe,Al原子个数比接近2∶5而另一部分Fe,Al原子与Si原子个数比接近7∶30∶3。 可知A区域中的是FeAl3,B区域中的是Fe2Al5和Fe0.7Al3Si0.3。

2.2接头显微硬度

利用HVS-1000型数显显微硬度计对铝合金与镀锌钢搭接接头的显微硬度进行了测试分析,显微硬度载荷为2.94N,承载时间为10s,测量结果如图7所示。铝合金与镀锌钢界面中心区的硬度平均为405HV,最大达到461HV,明显大于两侧镀锌钢基体和铝合金熔化区的硬度,进一步证明铝合金与镀锌钢界面中心区由硬度高的金属间化合物组成。

2.3接头力学性能

从用Pulsed DE-GMAW得到的铝合金与镀锌钢搭接焊缝上截取100mm×10mm条形试样,在室温下以2mm/min的拉伸速率在电子万能拉伸机上进行拉剪实验,进行铝合金与镀锌钢搭接接头的力学性能测试。图8是20个搭接接头试样的拉剪强度的分布图,从图8中,可知5052铝合金与镀锌钢搭接接头试样的拉剪强度主要分布在120MPa到180MPa之间,而且平均拉剪强度达到144.85MPa, 最高拉剪强度达到186.73MPa,是铝合金母材强度的88.5% (实验用5052铝合金拉剪强度为211MPa)。

图9是5052铝合金与镀锌钢搭接接头在最高拉剪强度186.73MPa时的断裂位置。与图9对应的负荷-位移曲线如图10所示。表明试样的断裂位置主要发生在铝合金侧的热影响区,这主要是由于热影响区在焊接过程中受热晶粒变粗大,力学性能降低造成的。 图11是拉剪断口形貌特征照片,断口大部分出现韧窝,断裂方式为韧性断裂。

3结论

(1)Pulsed DE-GMAW熔钎焊方法,实现了5052铝合金板与镀锌钢板异种金属的熔钎焊接,且得到的搭接接头外观成形良好、变形小。

(2)搭接接头界面中心区的金属间化合物层由铝侧针状或锯齿状的FeAl3金属间化合物层和钢侧平齐的Fe2Al5和Fe0.7Al3Si0.3金属间化合物层组成。搭接接头的显微硬度测试,进一步证明了搭接接头界面中心区由硬度高的金属间化合物组成。

钎焊接头 篇7

铝基复合材料以其高比强度、高比刚度、高比模量、低密度和低热膨胀系数等优异特性而广 泛应用于 航空航天、汽车、电子工业等领域[1,2,3,4]。在相控阵雷达电子封装T/R模块研究领域,SiCP/Al复合材料集质量轻、尺寸稳定性好、耐高温等优良性能于一身,成为学者们研究替代传统电子封装材料的新目标[5,6]。焊接技术是影响SiCP/Al复合材料推广应用的关键二次加工技术之一。SiCP/Al复合材料由于SiC陶瓷增强相与Al基体之间物理化学性能存在巨大差异,导致其焊接性很差,这严重制约了该材料在新型电子封装领域的推广应用。钎焊因具 有加热温 度低、对母材中 增强相影 响小、焊接变形小等特点,是目前SiCP/Al复合材料最有效的焊接方法[7],被广泛应用于SiCP/Al复合材料的连接。

本实验所研究的 某电子封 装壳体的 低体积比SiCP/Al复合材料盖板的密封是最后一步加工程序,由于芯片已经置入高体积比SiCP/Al复合材料底板之上,为防止高温损害芯片性能,只能采用焊接温度较低的软钎焊方法实现密封。软钎焊密封的原理是在需密封处填充钎料,使钎料与被焊母材的镀层发生冶金反应形成界面合金层,冷却凝固形成牢固的接头实现密封效果[8,9]。同时考虑到电子行业禁止使用含铅钎料的环保法规和要求,选择性能优异的无铅软钎料并探索合适的软钎焊工艺成为实现该SiCP/Al复合材料电子封装壳体密封的一项重要任务。

在众多的无铅软钎料合金中,Sn-Ag-Cu系列钎料,具有较好的钎焊性能和力学性能等优点,已逐渐被公认为无铅钎料中最具有应用前景的合金体系[10,11]。然而Sn-Ag-Cu钎料性能也存在一些不 足,如该类钎 料熔点较 高,润湿性较 差。 在低银钎料中添加合金元素是改善钎焊效果的重要途径,在Sn-0.3Ag-0.7Cu合金中添加Bi元素,可以降低钎料合金的熔化温度、提高润湿性[12]。另外添加Bi元素的Sn-Ag-Cu合金的力学性能(杨氏模量、极限抗拉强度等)明显优于Sn-AgCu焊料[13]。本实验研究了Bi对Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料性能的影响,并将Sn-3.0Ag-0.5Cu和Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi钎料对不同体积比SiCP/6063Al复合材料之间的真空软钎焊工艺与效果进行了对比。

1实验

试验所用母材为无压浸渗法制备的60%体积分数SiCP/ 6063Al复合材料和搅拌铸造法制备的15%体积分数SiCP/ 6063Al复合材料,两种复合材料的组织形貌见图1。

其中6063铝基体的固液相线温度为615~655 ℃,6063铝基体的成分见表1。

软钎料Sn-3.0Ag-0.5Cu和Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi为实验室自制合金,选用的金属纯度均在99.99%以上,在电阻炉中进行熔 盐保护熔 炼,保护盐比 例配置是m (KCl)∶ m(LiCl)=1.3∶1。Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi合金的固液相线区间为214~232 ℃,测试设备采用德国NETZSCH生产的综合热分析仪,型号为STA449C。钎焊温度设置为270 ℃, 保温时间为20min、25min、30min、35min、40min。

焊接试样尺寸为20mm×8mm×2mm,焊接接头采用搭接形式,搭接长度为10~15mm,钎缝间隙为0.05~0.20 mm。钎焊试验在型号为OTL1200的真空管式炉中进行,试验中采用的真空度为6.5×10-3Pa,温度均匀性为 ±3 ℃。 为提高钎料在复合材料上的润湿铺展性能和钎焊接头的抗剪强度,同时为保证钎缝的致密性,通过外部加压的方式进行钎焊。图2为加压钎焊夹具示意图,施加一定的压力后有利于钎料对复合材料的润湿铺展,提高焊接强度。

SiC颗粒阻碍了钎料在母材上的铺展润湿,严重影响了其焊接和焊后气密性[14]。为保证钎料对复合材料的钎焊润湿和钎焊接头的气密性,对母材进行化学镀镍处理。化学镀的方法可用于生成基板上的Ni-P层,该方法产生的Ni层结构均一、致密,抗腐蚀性能好,具有优异的可焊性。镀镍前复合材料预处理流程如下:砂纸打磨→超声波水洗5min→超声波丙酮清洗5min→超声波水洗5min→30%硫酸溶液腐蚀8min→超声波水洗10min,此时获得具有活性的表面为亮白色的基体,将基体放入镀液中进行化学镀镍。

接头的剪切强度试验在AG-25TA电子万能材料拉伸试验机上进行,为保证剪切试验的精确度,选用了特制剪切夹具(见图3);在JSM-6510型扫描电镜上进行接头形貌观察 (SEI)和微区成分分析(EDS)。

2结果及分析

2.1Bi对钎料性能的影响

Sn-Ag-Cu系钎料具有良好的延展性、可靠性和可焊性。 但是Sn-Ag-Cu钎料性能存在一定不足,其中包括熔点较高、 润湿性较差。Bi为低熔点元素,具有很好的润湿能力和物理性能,希望通过加入少量的Bi元素降低其熔点,提高其性能。

2.1.1Bi对钎料熔点的影响

图4为Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi的DSC曲线。从图4中可知,该软钎料的固液相线区间是214~232 ℃。Bi元素的加入确实降低了Sn-3.0Ag-0.5Cu基体钎料合金的熔点,降低了近4 ℃。Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi无铅钎料合金的DSC曲线只存在一个吸热高峰,这说明无铅钎料合金不存在低熔点共晶物,这一点将有利于钎焊过程中 可靠连接 焊缝的形 成。尽管Bi元素的加入使得钎料合金的熔程增大(20 ℃范围内),但该钎料仍然可以满足电子行业对软焊料的要求(小于30 ℃)。

2.1.2Bi对钎料铺展润湿性能的影响

钎料的润湿铺展性能是衡量钎料优劣的重要指标之一。 试验采用电子天平称取0.1g待测钎料放置在12mm×12 mm×2mm的化学镀镍复合材料中央,钎料上面用助焊剂完全覆盖,放入马弗炉中进行加热,在300 ℃保温10min,取出后空冷。用面值为一角的硬币作为参照物,对试样先用扫描仪扫描,再导入Auto CAD进行面积 计算,计算公式 见式 (1),最后求出3组试样真实面积的平均值。其中S为试样的真实面积,S1为试样的测试面积,S2为硬币的测试面积, S0为硬币的真实面积。沿试样铺展面积的中心剖开,用扫描仪扫描试样断口,用Auto CAD的角度标注功能测定其润湿角,求出3组数据润湿角的平均值。其测试结果见表2。

试验结果表明,Bi的加入提高了Sn-3.0Ag-0.5Cu的铺展润湿性。因为Bi是一种表面活性元素,它的加入降低了合金的表面能。根据杨氏方程:

式中:θ为润湿角,(°);σsg为固/气相之间的表面张力,MPa;σsl为固/液相之间的表面张力,MPa;σlg为液/气相之间的表面张力,MPa。

众所周知,润湿角越小越好。由式(2)可知,要使θ减小, 改善钎料对母材的润湿性,就要使cosθ增大,即增大σsg,减小σsl或σlg。钎料中的Bi与Sn基体中的其他元素不形成化合物,使液体内部原子对表面气体原子的吸引力减弱,即σlg减小,液体原子容易克服本身的引力趋向液体表面,使表面积扩大,钎料容易铺展[15]。另外含Bi元素的钎料熔点低,在钎焊过程中钎料合金易于流动,也会使钎料铺展润湿性得到提高。

2.2钎焊接头的抗剪强度测试

钎焊接头的抗剪强度测试结果如图5所示。从图5中可以看出,相同钎焊温度下,钎焊接头的抗剪强度随着保温时间的延长,两条曲线均呈现出先升高再降低的趋势。

在相同条件下,Sn-Ag-Cu-Bi钎料钎焊接头的剪切强度明显高于Sn-Ag-Cu钎料。钎料中Bi元素的加入,使得钎料中出现了Sn-Bi固溶体,Bi原子作为替代原子进入Sn基体的晶格位置,起到了固溶强化的作用。由Sn-Bi相图(见图6)可知,Bi在Sn中的溶解度随温度降低而下降,170 ℃溶解度为1%~2%[15];这样在凝固过程中部分以饱和固溶的形式存在于Sn基体中的Bi,在冷却过程中会以单质形式弥散析出,从而阻碍晶粒长大,细化基体组织,起到弥散强化的作用,使钎缝抗剪强度提高。

在保温时间为35min时,Sn-Ag-Cu-Bi钎料钎焊接头的抗剪强度达到最高,为38.23 MPa。保温时间较短时,钎料有可能未全部熔化,导致液态钎料对母材的润湿性降低,直接影响钎料的流动和铺展,致使钎缝结合不紧密,使得接头强度较低。随着保温时间的延长,钎料全部熔化,液态钎料的表面张力减小,增强了润湿性和填缝能力,并使钎料和镍层能充分相互作用,从而提高接头强度。在保温时间为40min时,钎缝处存在钎料溢出的现象。这是因为钎料在Ni层上面铺展效果较好,随着保温时间的延长,溢出钎料增多,填充钎缝的钎料减少。最后导致钎料与镍层结合力减小,使钎焊接头的剪切强度下降。

2.3焊缝显微组织分析

钎焊温度为270 ℃,保温35 min条件下,使用Sn3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi和Sn-3.0Ag-0.5Cu两种钎料分别进行钎焊后接头的微观形貌如图7所示。

从图7可以看出,两种钎缝具有共同的特征:中间较宽的亮灰色条带状组织为钎料,紧邻钎料两侧较窄的深灰色条带状组织为镀镍层,镀镍层外侧黑色区域为不同母材。另外焊缝部位的组织比较致密,没有孔洞和缝隙。

由钎缝的高倍数扫描电镜及特征点A能谱分析结果(图8)可知,母材中不含有钎料中任何一种元素,其中的Ni与P元素是由于表面化学镀镍所致,说明钎料与母材之间没有扩散反应发生。钎料与镀镍层之间有一条狭窄的条状组织,推断这是钎料与镍层相互扩散反应所形成的扩散层即金属间化合物层。从图8中特征点B能谱分析结果可知,该点处不仅存在有钎料应有的元素,还含有少量的Ni元素。这一结果证明钎料与镍层之间存在扩散过程,并且形成了具有一定厚度的扩散层;说明钎料与镍层之间 产生了良 好的冶金 结合,使得焊缝的抗剪强度较高。实验结果表明,在该钎焊工艺下,钎料只是对两侧镀镍层间的钎焊。这是因为钎焊温度低,钎料不足以溶解镀镍层,同时母材也不可能熔化,从母材侧溶解镍层。

3讨论

钎缝界面IMC层成分分析:采用Sn-Ag-Cu钎料钎焊化学镀镍的复合材料时,同时发生两个过程,首先是固相向液相中的溶解,同时伴随着固相与液相之间的原子扩散。在钎料熔化后,Ni层向液相钎料中不断溶解,并与钎料中的Sn发生反应生成化合物。

Sn-Ag基焊料通常在 与Ni-P基板的界 面处都会 形成Ni3Sn4两相或(Ni1-xCux)6Sn5以及(Ni1-xCux)3Sn4三相金属间化合物。 在Sn-Ag-Bi/Ni-P焊接界面 形成的IMC为Ni3Sn4,此种金属间化合物紧贴焊接界面生长,其形成过程是以焊料中的Sn侵蚀基板Ni层为主。Ni3Sn4晶粒为多面体形状,而且各晶粒之间排列紧密,表面较为平整[16]。当焊料中含有Cu组分时(如Sn-Ag-Cu-Bi焊料)在焊接界面处会形成Sn-Cu-Ni三相的IMC。由相图分析可知,焊接完成时生成于界面的IMC为(Ni1-xCux)6Sn5。其晶体结构与Cu6Sn5相似[17],不同之处在于部分Cu被Ni取代。

4结论

(1)Bi元素的加入改善了Sn-3.0Ag-0.5Cu钎料的铺展润湿性,降低了熔 点,提高了焊 缝的抗剪 强度。Sn-3.0Ag0.5Cu-3.0Bi无铅钎料具有良好的综合性能,能够满足电子封装中T/R模块中不同体积比复合材料之间可靠连接的要求。

(2)Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi钎料钎焊接头抗剪强度随保温时间的延长,先升高后降低。在270 ℃保温35min时,抗剪强度达到最高值38.23MPa。

(3)Sn-3.0Ag-0.5Cu-3.0Bi钎料钎焊表面镀镍的铝基复合材料,得到无孔 洞、组织致密 的焊缝。在270 ℃ 保温35 min的焊接工艺下,钎料只是对两侧镀镍层间的钎焊,母材并未参与扩散反应。