異種材料連接研究進展

馮吉才

哈爾濱工業大學 先進焊接與連接國家重點實驗室,哈爾濱 150001

隨著材料科學的飛速發展,輕金屬(鋁、鎂、鈦)以及輕質高強的陶瓷及陶瓷基復合材料、C/C復合材料、金屬間化合物(Intermetallic Compound,IMC)等新材料不斷涌現,這些材料對焊接技術提出了新的要求。同時,實際生產中逐步以節能減排、低成本制造和結構功能一體為目標,使不同材料(異種金屬或金屬-非金屬)組成的復合結構得到越來越廣泛的應用。異種材料的連接可以最大程度發揮材料各自的性能,是獲得優異性能的異種材料復合結構的關鍵。異種材料的連接及其連接結構的安全長效使用日益受到相關行業的重視。因此,異種材料連接技術的研究具有十分重要的理論意義和廣闊的應用前景。

異種材料連接時,由于異種材料之間的物理性能、化學性能及力學性能差異很大,焊接時的冶金相容性、界面反應形成的脆性化合物及熱膨脹系數的差異對接頭性能影響非常大,因此異種材料連接存在以下主要科學問題：①異種材料連接時潤濕性差異大,很難使兩種材料同時潤濕；②連接界面容易出現非互溶不反應或界面反應復雜、界面脆性化合物生成過量、反應過程難控制；③異種材料熱膨脹系數的差異使得界面存在很大的殘余應力,接頭應力緩解困難；④缺少新化合物相的分析比對數據,沒有成熟的接頭應力無損測量方法及評價標準,給接頭界面的物相表征及模擬計算帶來極大的困難。

如何有效解決上述問題,實現異種材料的高效高質焊接,成為異種材料焊接接頭實際應用的關鍵。為此,本文在釬焊、熔化焊、固相焊中選擇代表性的連接方法進行闡述,總結釬焊、激光焊、電子束焊、攪拌摩擦焊、電弧焊5種典型異種材料連接方法的國內外研究進展,并對今后的發展趨勢進行了論述和展望。

1 異種材料的釬焊

1.1 釬料在陶瓷表面潤濕行為研究現狀

1.1.1 釬料/陶瓷體系潤濕機制

釬料在陶瓷表面形成良好的潤濕是成功實現連接的關鍵。為改善釬料合金在陶瓷表面的潤濕性,往往向其中加入活性元素,通過活性釬料與陶瓷基體的反應生成具有金屬特性的界面反應產物達到提高潤濕性的效果。在潤濕過程中,活性元素一般發生向釬料熔體中的溶解、過渡至釬料熔體/陶瓷界面以及與陶瓷反應并生成界面產物等行為,因此,活性釬料/陶瓷體系的潤濕主要為反應型潤濕。根據釬料/陶瓷界面的結構及性質,可大致分為3個類型：界面反應驅動潤濕、活性元素在界面處吸附驅動潤濕、陶瓷基板溶解驅動潤濕。其中界面反應驅動潤濕和界面吸附驅動潤濕較為常見。

以Eustathopoulos和Landry為代表提出的界面反應驅動潤濕理論認為釬料在陶瓷表面的鋪展過程受界面反應,特別是固/液/氣三相線處(Triple Line)的反應控制。其鋪展速率受兩方面因素的影響：活性元素向三相線處的擴散速率()和三相線處的化學反應速率()。當＞時,三相線處的反應速率決定了釬料熔體的鋪展速率,稱為反應控制型；＜時,活性元素向三相線處的擴散速率決定了鋪展速率,稱為擴散控制型。Dezellus等基于界面反應層覆蓋率對體系潤濕性的影響,得到了反應控制鋪展階段的動力學方程：

式中：、和分別代表初始接觸角、平衡接觸角和瞬時接觸角,(°)；為 動力學 常數,s；為活性釬料在陶瓷表面鋪展時間,s；該動力學方程往往在鋪展初期有較好的擬合。而隨著界面反應的發生以及鋪展過程的繼續(三相線的前伸),釬料熔體中的活性元素濃度降低,且其向三相線處的擴散距離增加,此時,釬料熔體不能向三相線處提供充足的活性元素,因此,活性元素向三相線的擴散控制了鋪展進程?；诖?Mortensen 等得到了擴散控制階段的鋪展動力學方程：

式中：為液態釬料與陶瓷的接觸半徑；為活性元素在液態釬料中的擴散速率；為生成界面反應層的厚度；為單位面積反應層中活性元素的摩爾數；()為常數；為液態釬料中活性元素的濃度；為三相線處靠近反應產物的液態釬料中活性元素的濃度。一般來說,在擴散控制鋪展過程中,液滴鋪展速率即d/d為常數,該方程往往在鋪展后期有較好的擬合效果。

基于以上兩種鋪展動力學模型,Yang等對Cu-1at.%Cr/石墨體系的鋪展行為進行了擬合,如圖1所示。在鋪展初始階段,即0 s≤≤103 s時,Cu-1Cr熔體中具有較高的Cr濃度且三相線與熔滴中心區域(Cr的主要存在位置)的距離較短,充足的Cr擴散至三相線參與反應,此時反應控制模型具有較好的擬合效果,說明該階段屬于反應控制鋪展階段。而當鋪展時間＞233 s時,界面反應消耗了大量的Cr元素,其濃度顯著降低,同時三相線與熔體中心區域的距離較大,導致熔體不能向三相線提供充足的Cr元素,此時與擴散控制模型具有良好的擬合效果,該階段主要表現為擴散控制鋪展。兩者之間的階段(103 s≤≤233 s)為混合鋪展階段,即三相線處反應速率也受到Cr元素擴散的影響。

圖1 Cu-1Cr/石墨體系鋪展動力學結果[4]Fig.1 Spreading kinetics analysis of Cu-1Cr/graphite system[4]

通常認為活性元素在固/液界面的吸附是發生化學反應的前提,因此在界面反應發生之前,活性元素首先在界面富集吸附,當吸附濃度超過了界面反應所需臨界濃度時,界面反應才會發生,反應產物在固/液界面開始形核析出?；诖?Saiz和Tomsia為代表的學者認為吸附能顯著促進潤濕,不需要界面反應產物的析出,鋪展是通過活性元素在固/液界面的吸附驅動三相線前移實現的。以吸附為主導的反應潤濕過程可分為5個階段：①惰性平衡階段,釬料熔化后快速達到平衡,一般在10～10s之間；②吸附階段,由于活性元素自身高活性的特點,其在固/液界面發生吸附；③吸附及反應產物析出共存階段,當吸附濃度達到反應產物析出所需的臨界濃度時,活性元素與基體反應,反應產物析出,而隨著釬料熔體的鋪展,活性元素吸附于新的固/液界面；④反應產物完全覆蓋固/液界面階段,活性元素與基體繼續反應,反應產物橫向生長直至完全覆蓋固/液界面,此時釬料熔體下反應產物沿鋪展方向的生長控制了三相線的前移,該階段的鋪展速率一般為常數；⑤平衡階段,鋪展達到平衡,三相線及固/液界面的物質交換也趨于平衡,在活性釬料/陶瓷體系中,該階段反應產物一般會鋪展到三相線前端(圖2)。在Sn-3Ag-1Ti/AlO體系中,Ti元素的添加使Sn-3Ag合金在AlO表面的潤濕角由150°減小至25°,然而界面處未形成連續的界面反應層(圖3)。這說明發生界面反應和生成新相不是提高活性釬料合金在陶瓷表面潤濕性的必要條件,活性元素在固/液界面的吸附是改善潤濕的主要因素。

圖2 液體在固體上的潤濕過程反應鋪展各階段示意圖[6-7]Fig.2 Schematic diagram of reaction spreading at each stage during wetting of liquid on solid[6-7]

圖3 Sn3 Ag1 Ti/Al2 O3 體系潤濕界面俯視圖[8]Fig.3 Top view of wetting interface of Sn3 Ag1 Ti/Al2 O3 system[8]

1.1.2 活性釬料/陶瓷體系潤濕行為

目前,針對活性釬料/陶瓷體系的潤濕行為,多采用座滴法(Sessile Drop Method)和改良座滴法(Modified Sessile Drop Method)開展相關試驗,主要研究活性元素種類和含量、溫度和時間等參數對潤濕行為和界面微觀組織的影響規律,建立工藝參數-界面微觀組織-潤濕行為三者之間的聯系,并建立體系的鋪展動力學模型。本文分別綜述了低溫、中溫和高溫活性釬料在陶瓷表面的潤濕行為研究現狀。

1)低溫活性釬料/陶瓷體系潤濕行為

哈爾濱工業大學宋曉國團隊對低溫活性釬料在陶瓷表面的潤濕行為開展了大量研究。采用座滴法研究了Ti含量對Sn-Ti/SiC 體系等溫潤濕行為的影響,并解明了潤濕過程。如圖4所示,Ti的引入明顯改善體系潤濕性,Sn-Ti合金在SiC陶瓷表面的鋪展過程存在3個階段：反應控制階段、過渡階段、擴散控制階段。隨Ti含量增加,平衡潤濕角逐漸減小,當Ti含量為2.0at%時,獲得最小潤濕角(20°),且進一步增加Ti含量最終潤濕角未繼續減小。界面組織分析表明,界面結構由最初的Sn/SiC 變為Sn/TiSi/TiC/SiC,生成的界面產物(TiSi+TiC)具有金屬特性,降低了界面能,使得潤濕角降低。

圖4 Sn-x Ti/SiC陶瓷體系潤濕曲線及界面組織演化示意圖[10]Fig.4 Schematic diagram of wetting curve and interfacial microstructure evolution of Sn-x Ti/SiC system[10]

Fu等研究了SnAgCu(SAC)-Ti/Al N 體系的潤濕行為。在連續升溫過程中,潤濕行為可分為3個階段：熔化階段(500～650 ℃),SAC-Ti由固態變為液態,此時界面未發生反應,潤濕角基本保持不變；快速鋪展階段(650～750 ℃),伴隨著Ti與Al N 陶瓷反應的發生及反應產物TiN 的析出,潤濕角快速減??；緩慢鋪展階段(750～1050 ℃),界面反應產物TiN 主要表現為厚度方向的生長,而非沿著鋪展方向,鋪展較緩慢。當Ti含量較高時,由于Sn與Ti間較大的親和力,在釬料液相中形成了大量的Sn-Ti金屬間化合物,其以固相形式存在,降低了熔體的流動性,阻礙了液滴的鋪展,在Sn-Ti/Zr O體系中也存在該現象。

Sui等研究了973～1 273 K 溫度范圍內Sn-Ti/AlO體系的潤濕行為。Ti元素的添加可顯著改善潤濕性,然而在固/液界面未形成連續的反應產物。計算得到體系的鋪展激活能為140～150 kJ/mol,該數值略大于吸附控制潤濕體系的典型激活能90～120 kJ/mol,但遠小于反應控制潤濕體系的活化能～230 kJ/mol,因此,推斷該體系的鋪展主要是Ti在固/液界面處的吸附引起。

2)中溫活性釬料/陶瓷體系潤濕行為

針對中溫活性釬料在陶瓷表面潤濕行為的研究較少,主要以Al基釬料為主。An等研究了Ti含量和溫度對Al-Ti/SiC 體系潤濕行為的影響。等溫溫度為1 173 K 時,隨Ti含量增加,初始潤濕角增大,且初始潤濕階段的鋪展速率顯著降低。在1 173 K 時Ti在液相Al中的最大溶解度僅為1.8wt%,對于Al-3wt%Ti合金,其液相線遠高于1173 K,因此合金熔體為半固態,阻礙了初始階段的鋪展。而隨著時間延長,鋪展速率發生變化,Ti含量增加,顯著促進了鋪展,當Ti含量為3wt%時,獲得最小潤濕角23°。熱力學計算表明,反應生成TiC比AlC的吉布斯自由能更小,因此在界面處形成了TiC反應層。同時,Ti在固/液界面處的吸附能(=-26.88 kJ/mol)比其在液相Al表面的吸附能(=55.21 kJ/mol)更小,因此,該體系主要通過Ti的固/液界面吸附和反應驅動潤濕。

Valenza等也研究了Ti含量和溫度對Al-Ti合金在SiC 陶瓷表面潤濕行為的影響,其測試溫度高達1500 ℃,潤濕性得到進一步提高,最終潤濕角降至10°～14°。當Ti含量為3at%時,界面生成連續的TiC 層；而Ti含量升高至25at%時,界面處不僅生成TiC 層(1μm),靠合金側還生成了連續的TiSi(Al)C層(1μm)；進一步提高Ti含量至46at%,TiC 層完全消失,界面處形成TiSi(Al)C層和TiSiC 相。

3)高溫活性釬料/陶瓷體系潤濕行為

針對高溫活性釬料在陶瓷表面的潤濕行為研究較多,主要的高溫釬料為Ag基、Cu基、Ni基及Ti基合金等。

Lin等用改良座滴法研究了Cu-8.6Zr-Ti三元合金在Al N 表面的潤濕行為。當未添加Ti元素時,雖然界面生成了Zr N 化合物,但潤濕角僅從160°減小至132°。而添加Ti元素后,潤濕性得到顯著改善,Ti含量越高,潤濕角越小,Ti含量為10at%時,最終潤濕角為8°。熱力學計算表明,Zr N 化合物優先于TiN生成,因此形成了合金/TiN /Zr N/Al N 的界面結構,除界面結構的改變,Ti在固/液界面的吸附也對潤濕性的改善起到重要作用。鋪展動力學分析表明,Cu-8.6Zr-Ti/Al N 為典型的反應產物控制鋪展體系,第一階段與Zr N 的形成有關,第二階段與非化學計量比TiN的形成有關。

Song等研究了AgCu-Ti合金在多孔SiN陶瓷表面的潤濕性。隨Ti含量增加,最終潤濕角呈先減小后增大的趨勢,當Ti含量為7.28at.%時,獲得最小潤濕角14.6°。潤濕性的改善與界面微觀組織的變化有關,首先,液態AgCu-Ti滲入陶瓷基體表面的空隙中；然后,Ti與SiN陶瓷反應生成TiN,促使液態釬料向多孔SiN陶瓷基體中滲入,形成滲入層；滲入層沿陶瓷表面方向的擴展促使了釬料在陶瓷表面的鋪展。當Ti含量較高時,AgCu共晶液相中形成大量TiCu化合物會阻礙液態釬料的鋪展,如圖5所示。

圖5 液滴的截面微觀組織照片(800 ℃)[15]Fig.5 Images showing the cross-sectional microstructure of droplets(800 ℃)[15]

除活性元素,有學者也研究了其他合金元素對活性釬料/陶瓷體系潤濕行為的影響。Lin等研究了Ag、Mn、Si和Sn的添加對Cu-2Cr/SiC 體系潤濕性和界面微觀結構的影響。如圖5(a)所示,不同種類金屬的加入對體系的鋪展行為和最終潤濕性有明顯影響(1 373 K)。添加金屬對Cu-2Cr/SiC體系最終潤濕性的改善程度為Sn＞Ag＞Mn＞Si。界面微觀組織分析表明,Si抑制界面反應產物的生成,導致潤濕性變差。Ag和Mn會明顯改善潤濕性,然而在界面反應層下方形成溶解區,會削弱界面反應。為避免溶解區的形成,應加入與Si有相似熱力學性質的元素,即該元素與Si的混合焓為正值；另一方面,合金熔體中Si與SiC處于平衡狀態時,Si的臨界濃度要小于添加Cr參與界面反應所消耗的石墨量。元素Sn滿足上述條件,因此,Sn的引入即獲得了更好的潤濕性也避免了溶解區的形成。

1.2 釬料與母材界面反應調控研究現狀

由于異種材料在熔點、反應活性、韌脆性、熱膨脹特性、強度等物理化學性質方面存在顯著差異,導致液態釬料與兩側母材的界面反應不盡相同,差異化的界面反應對異種材料的釬焊帶來了巨大的挑戰。為了獲得高質量的異種釬焊構件,需要對液態釬料與母材之間的界面反應進行調控。當前研究人員在異種材料釬焊界面反應調控領域已經開展了大量的研究工作,主要涉及母材表面改性、釬料活性元素優選、第二相反應性調控等方面。

1.2.1 母材表面改性

針對不同的異種材料體系,母材表面改性后發揮的作用也不盡相同。對于陶瓷或復合材料的表面改性,往往是通過引入新的反應體系,強化母材側界面反應,常用的陶瓷或復合材料表面改性方法包括預金屬化和表面活化。目前,陶瓷預金屬化后再進行釬焊,已經在工業產品中廣泛使用,常用的預金屬化方法有Mo-Mn法、蒸鍍法、濺射法與熔鹽法等。預金屬化是將釬料與陶瓷之間的弱界面反應(釬料與陶瓷通常只能夠形成較薄的界面反應層,被定義為弱界面反應),轉化成金屬化層與釬料的強界面反應(釬料與金屬化層的界面反應劇烈同時伴隨著大量的元素互擴散,被定義為強界面反應),提升了液態釬料在陶瓷表面的潤濕性,形成可靠的冶金結合。歐洲核子研究中心(CERN)在其開發的大型離子對撞機(LHC)中,使用了多種氧化鋁陶瓷/金屬釬焊構件,氧化鋁陶瓷預金屬化后再與金屬組件進行釬焊,強化了界面反應使產品質量大幅提升(圖6)。

圖6 氧化鋁陶瓷預金屬化后與金屬的釬焊構件[22]Fig.6 As-brazed components of pre-metallized Al2 O3 ceramics and metals[22]

哈爾濱工業大學宋曉國團隊對陶瓷預金屬化輔助釬焊開展了大量研究,采用Sn基低溫活性釬料在AlO、Zr O、SiC以及Al N 陶瓷表面成功制備了金屬化層,有效調節了陶瓷側界面反應,實現了多體系陶瓷/金屬低溫釬焊。郭夏君基于超聲壓印技術,實現了在大氣環境中300 ℃條件下,Sn-Al-Cu 合金在Al N 陶瓷表面的金屬化(圖7),金屬化后Al N 陶瓷在300 ℃即可實現與Cu、Ag、Ni 3種金屬的低溫釬焊。

圖7 Al N 陶瓷表面超聲壓印金屬化結果表征[23]Fig.7 Characterization of metallized Al N ceramic surface by ultrasonic-printing[23]

在復合材料和金屬的釬焊研究中也廣泛采用預金屬化提高復合材料側的界面反應,梁赤勇等采用熔鹽反應成功的在C/SiC 復合材料表面制備Ti層,強化了復合材料側的界面反應。值得注意的是,復合材料多以纖維編織為基體,基體孔隙率較高,He等在采用Ti-Si合金對C/C進行預金屬化的研究中,充分利用了母材的多孔特性。不僅在C/C 表面形成了連續的金屬化層,同時液態釬料充分滲入母材孔隙,有效緩解了界面熱膨脹失配,預金屬化后再進行釬焊連接,將C/C復合材料與釬料的反應,轉化成Ti-Si金屬化層與釬料的反應,實現了界面反應強化。

對母材進行表面活化,也是異種材料釬焊中界面反應調控的重要手段,表面活化同樣主要基于非金屬材料展開。表面活化不會對母材表面結構造成較大影響,通過微納尺度的表面修飾引入強反應體系,實現了界面反應強化。Qi等在釬焊SiO/SiO復合材料與Nb 合金時,先將SiO/SiO復合材料在CH/Ar混合氣體中,進行表面等離子體增強化學氣相沉積,將原有的O—Si—O 鍵轉化成Si—C 鍵,再通過Ag-Cu-Ti釬料與Si—C鍵的強反應,實現了界面反應調控,接頭強度提升超過11倍(圖8)。此外,在陶瓷及其復合材料表面生長晶須材料、二維材料(石墨烯)、碳納米管、SiC 納米線以及激光輻照等多種方法均可以引入強反應體系(能夠與釬料發生劇烈反應,生成大量第二相產物的增強相體系,被定義為強反應體系),促進與釬料的界面反應。

圖8 SiO2f/SiO2 表面等離子活化后與Nb合金釬焊接頭強度及組織對比[25]Fig.8 Comparison of shear strength and microstructure of SiO2f/SiO2-Nb joints activated by plasma[25]

在異種材料釬焊中,對金屬母材進行表面改性,往往是為了抑制金屬側的界面反應,避免過量金屬元素進入釬縫。哈爾濱工業大學曹健團隊開展了大量YSZ陶瓷與不銹鋼的空氣反應釬焊研究。選用Ag-Cu O 釬料體系與不銹鋼直接釬焊,界面處會形成大量脆性氧化物,高溫服役階段大量Fe、Cr擴散進入釬縫會造成接頭性能的惡化,通過不銹鋼表面改性后再進行空氣反應釬焊,可有效抑制不銹鋼側界面反應。Si等在不銹鋼表面預制AlO保護層,避免釬料中CuO 對不銹鋼基體的反應性腐蝕,AlO保護層對界面元素互擴散的阻隔作用,使得接頭在800℃高溫氧化和還原氣氛中獲得了極佳的組織穩定性(圖9)。在異種金屬釬焊中,為了避免過量金屬間化合物生成,表面改性已成為調控界面反應的重要手段。

圖9 預制Al2 O3 保護層不銹鋼與YSZ空氣反應釬焊及高溫服役后接頭組織[26]Fig.9 Microstructures of stainless steel with Al2 O3 coating/YSZ joints after reactive air brazing and aging[26]

1.2.2 釬料活性元素優選

在異種材料釬焊研究中,釬料活性元素優選同樣是調控界面反應的重要手段。對于陶瓷及其復合材料與金屬的釬焊而言,釬料需要含有Ti、Zr、Cr、V 等活性元素,通過活性元素與非金屬母材的強界面反應形成冶金結合,Ag-Cu-Ti釬料應用最為廣泛。Ti元素與不同的母材反應也存在差異,氧化物陶瓷(AlO、Zr O)與金屬的釬焊中指出,Ti 元素與陶瓷基體反應形成TiO 和CuTiO 反應層是陶瓷側實現冶金結合的關鍵。Wang等使用Ag-Cu-Ti活性釬料釬焊連接了C/C復合材料與TiAl合金,發現Ti元素與C/C反應在界面處生成TiC 反應層,確保了復合材料側冶金結合。在陶瓷及其復合材料和金屬材料的釬焊接頭中,Ag基釬料良好的塑性變形能力,也有助于緩解母材熱膨脹失配引起的接頭應力。為了滿足陶瓷、復合材料與金屬釬焊接頭的高溫使用需求,Ti基以及Ni高溫釬料也被廣泛研究,形成高溫共晶組織是提高接頭高溫性能的關鍵。Zhang等開發了Ti-Co-Nb 高溫活性釬料,成功實現了C/SiC復合材料與Nb-1Zr合金的連接(圖10)。在C/SiC復合材料與釬料的界面形成連續的(Ti,Nb)C反應層,釬縫中部形成TiCo與Nb高溫共晶組織,大幅提升接頭高溫力學性能,在800 ℃和1 000 ℃高溫條件下,接頭抗剪強度分別達到202 MPa和135 MPa。

圖10 Ti-Co-Nb釬料連接Cf/SiC與Nb-1Zr接頭組織及元素分布[29]Fig.10 Microstructures and EDS mapping of Cf/SiC/Nb-1Zr joints brazed using Ti-Co-Nb filler[29]

而對于異種金屬釬焊而言,由于金屬母材與釬料較強的界面反應特性,活性元素并不是必要條件,所選擇的釬料元素要避免與母材形成過量脆性金屬間化合物。Ag基釬料在異種金屬釬焊中同樣被廣泛使用,Ren等選用Ag-Cu-Pd釬料連接GH536合金和TiAl合金,Pd元素通過抑制界面反應,避免了大量脆性化合物生成(Ti-Ni、Ti-Cu、Al-Ni-Ti等),提高了接頭強度。在航空航天、化工、能源等領域,異種金屬釬焊接頭的高溫使用需求不斷增加,大量Ti基和Ni基高溫釬料被廣泛研究。

1.2.3 第二相反應性調控

第二相反應性調控,是指在釬料中加入活性增強相(能與釬料發生劇烈反應的增強相)或活性中間層(能與釬料發生劇烈反應的增強相)(能與釬料發生劇烈反應的中間層),活性第二相的加入不僅發揮了調節接頭應力的作用,而且其與釬料的強相互作用,對界面反應調控也起到了積極作用。在陶瓷或復合材料與金屬的連接體系中,當金屬母材含有大量活性元素,尤其是母材為Ti合金時,釬焊時大量Ti元素會進入液態釬料并擴散至陶瓷、復合材料側,容易在界面處生成過量含Ti脆性化合物,對接頭性能造成嚴重影響。Liu等研究C/C 復合材料和TC4 鈦合金的釬焊時,在Ag-Cu-Ti釬料中加入碳纖維增強相(C),碳纖維與Ti反應形成TiC相彌散分布在釬縫中,有效阻隔了過量Ti元素向C/C 側擴散,避免了C/C界面生成過厚的TiC脆性反應層,大幅提高了C/C側的連接可靠性(圖11)。Dai等將WB作為增強相用于釬焊ZrO陶瓷和TC4鈦合金,通過形成TiB相,同樣起到了調節Ti元素分布,避免過量脆性相在Zr O側生成的作用?？傊?與活性元素具有較強反應特性的陶瓷顆粒(AlO、SiO、SiC等)和碳基顆粒(石墨烯、碳納米管、石墨顆粒),都可以通過反應性消耗活性元素,起到優化活性元素擴散,調控界面脆性化合物生成的作用。

圖11 Ag-Cu-Ti-0.3wt%Cf 釬料連接Cf/C與TC4接頭組織及元素分布[31]Fig.11 Microstructures and EDS mapping of Cf/C-TC4 joint brazed via Ag-Cu-Ti-0.3wt%Cf[31]

活性中間層在阻隔元素擴散、調控界面反應方面同樣發揮了不可忽視的作用。不同的中間層樣式,界面調控機制具有一定差異性,對于金屬箔中間層而言,主要通過完全阻隔兩側元素互擴散,實現界面反應調控。泡沫金屬作為中間層時,主要是以反應性消耗過量活性元素和優化釬縫組織進行界面反應調控。Li等將泡沫銅以及納米CuO 修飾的泡沫銅作為中間層,用于Zr O陶瓷和Ti合金釬焊的界面反應調控(圖12)。泡沫銅與活性元素Ti的反應消耗了過量Ti,避免在陶瓷界面以及釬縫中形成大量脆性金屬間化合物,同時泡沫銅的引入促進了塑性良好的Cu基固溶體形成,優化了釬縫組織。此外,對泡沫銅表面進行納米Cu O 修飾后,Cu O 與Ti的反應減少了泡沫銅的反應性消耗,促進了Cu基固溶體和納米CuTiO 相形成,進一步優化了釬縫組織。王澤宇在C/C 復合材料和Nb合金的釬焊中,也印證了泡沫銅在反應性消耗過量活性元素和優化釬縫組織方面的積極作用。Sun 等將石墨烯海綿作為活性中間層,同樣起到了調節C/C 側界面反應和優化釬縫組織的作用。

圖12 泡沫銅中間層調控ZrO2/Ti6Al4V 接頭組織[33]Fig.12 Optimization of Zr O2/Ti6Al4V joint microstructure by Cu-foam interlayer[33]

異種材料釬焊的界面反應調控,根本上是實現了對釬縫元素擴散、母材溶解和反應程度的調節。在確保界面反應充分的同時,最大限度減少脆性化合物生成,實現界面反應和釬縫物相分布的優化。

1.3 釬焊接頭應力緩解研究現狀

如前所述,異種材料的熱膨脹系數和彈性模量等性質的差異會導致釬焊接頭殘余應力的產生和集中,尤其是陶瓷-金屬釬焊連接、復合材料-金屬釬焊連接等。因此,緩解接頭殘余應力是異種材料釬焊連接的主要研究方向之一。

在異種材料釬焊接頭應力緩解的研究中,主要的方法有添加中間層、釬縫復合化及表面圖案化等方法。

1.3.1 添加中間層

通過嵌入適當的中間層是實現異種材料釬焊接頭應力緩解的重要方法之一。為緩解異種材料釬焊接頭應力而向接頭內添加的中間層可分為單層軟或硬中間層、軟/硬復合中間層和多孔材料緩沖層等。軟中間層通常選用如Cu、Ni等具有較好塑性的材料,是通過其塑性變形來達到緩解接頭殘余應力的目的；硬中間層則需要選用熱膨脹系數接近于陶瓷的硬金屬來起到緩沖層的作用。復合中間層一般由多層軟金屬層/硬金屬層組成,可以更好地緩解接頭殘余應力。以多孔材料(多孔金屬、多孔陶瓷、泡沫金屬等)作為中間層能夠有效提升異種釬焊接頭的強度,如Zhang等采用多孔SiC 陶瓷作為中間層實現ZrB-SiC-C陶瓷與GH99合金的釬焊連接,有效降低了接頭殘余應力,接頭的抗剪強度比直接釬焊時提高了1.6倍,如圖13所示。

圖13 有無SiC的ZSC/AgCu Ti/GH99接頭斷口形貌及力學性能對比[38]Fig.13 Comparison of fracture morphologies and mechanical properties of ZSC/AgCuTi/GH99 with or without SiC[38]

王澤宇采用有限元仿真的方法計算了C/C復合材料與Nb釬焊接頭中的殘余應力,發現沿著釬縫方向存在兩個明顯的應力峰,分別為-186 MPa和252 MPa。當采用石墨烯網絡復合中間層(G-Cu)釬焊C/C復合材料與Nb時,由于復合中間層的塑性變形,接頭的殘余應力有效降低。殘余應力的釋放程度與復合中間層的厚度存在直接的聯系,當采用孔隙率為90%、厚度為0.15 mm的G-Cu復合中間層時釬焊接頭中殘余應力最小,應力峰值為-95 MPa和173 MPa,如圖14所示。

圖14 采用不同厚度的G-Cuf 復合中間層釬焊C/C-Nb接頭的應力(σz)分布[34]Fig.14 Stress(σz)distribution of C/C-Nb joints brazed with G-Cuf composite interlayers of different thickness[34]

1.3.2 釬縫復合化

復合釬料法通過向金屬釬料中添加低熱膨脹系數的材料,如陶瓷纖維、顆粒等來調節釬縫的熱膨脹系數,降低釬縫與母材之間的熱性能錯配,從而達到緩解接頭殘余應力的目的。其基本原理是由于增強相與金屬釬料的熱物理特性差異,在釬焊接頭冷卻過程中,增強相將阻礙釬縫的塑性變形,這就導致接頭中的部分應力傳遞到增強相處。此外,增強相一般在接頭中彌散分布,這樣接頭中的一部分應力近似均勻地分散到增強相周圍,應力峰值將減小,接頭的性能相應地得到提升。

Zhang等分別采用了AgCu Ti釬料與納米TiO改性的AgCu Ti釬料釬焊了SiO/SiO復合材料與Invar合金,結果表明,采用2wt%納米TiO改性的AgCu Ti釬料獲得的接頭剪切強度最高達38 MPa,而采用AgCu Ti釬料的接頭剪切強度最高僅19 MPa。圖15為有限元模擬軟件計算的相應應力分布,可以看出,當接頭中含有增強相時,釬縫處會產生一個明顯的應力峰,這就使得SiO/SiO復合材料處的殘余應力峰值顯著降低,釬焊接頭的性能得到提升。

圖15 采用不同釬料獲得的SiO2f/SiO2-Invar接頭應力分布[39]Fig.15 Stress distribution of SiO2f/SiO2-Invar joints obtained with different brazing filler metals[39]

Song等將復合釬縫效仿復合材料計算了納米SiN顆粒對AgCu Ti釬料的熱膨脹系數與彈性模量的影響。隨納米SiN顆粒含量的增加,釬縫的熱膨脹系數下降,彈性模量上升。釬縫在SiN顆粒為3wt.%時呈現了介于母材之間的熱物理特性,獲得最大接頭強度115 MPa。當納米SiN顆粒進一步增加時,模量增加引起的硬化行為將導致應變能提高,不利于接頭應力的釋放,導致接頭強度降低。

增強相的引入可以有效地降低接頭中的應力,Zhang等探究了不同的增強相對接頭應力釋放的效果,評估了增強相的種類對接頭性能的提升效果。通過有限元計算了含TiC、石墨烯以及孔隙的Al N-Cu 接頭應力分布。相較于TiC,“較軟”的石墨烯顆粒更容易得到一個低應力峰值的釬焊接頭,這是因為界面應力的釋放不僅是應力傳遞到增強相處,也存在增強相與周圍釬料的協調變形,石墨烯較小幅度地提升周圍釬料的模量,有著更佳的應力釋放能力。這也給研究人員一個啟發,如果采用較硬的增強相,在增強相周圍產生較大的殘余應力,如果忽略增強相與基體的模量協調,裂紋容易在硬脆相周圍形成,這就導致了上文所提的增強相加入量不能過多的問題,所以高含量的增強相加入往往為增強相網絡結構與軟質釬料配合的形式,以達到釬焊接頭性能的進一步優化。

1.3.3 表面圖案化

在異種材料釬焊連接的研究中,尤其以陶瓷-金屬、復合材料-金屬的釬焊連接中,由于母材的彈性模量的巨大差異,釬焊過程中產生的應力往往無法得到有效釋放,接頭最大殘余應力易集中于彈性模量較高的母材/釬縫一側。有學者通過對一側母材進行表面圖案化處理實現了局部應力的調節,所得接頭的性能得到了提升。

Xiong等通過在C/C 復合材料表面構建矩形波界面后與TC4實現了有效釬焊連接,其仿真結果表明構建矩形波后接頭殘余應力得到有效緩解,接頭抗剪強度最高達41.63 MPa。Shen等利用激光在C/C復合材料表面制孔,也使得最后的釬焊接頭性能得到提升。Guo等采用脈沖YAG 激光在C/C復合材料表面加工出三角形溝槽并將其與ReneN5單晶高溫合金進行釬焊連接,結果也表明接頭室溫抗剪強度有所提升。而隨著超快激光的發展,飛秒激光加工被應用于材料表面圖案化,進而用于異種材料釬焊接頭應力緩解。Zhang等采用飛秒激光在AlO陶瓷的待焊面加工出溝槽,并通過AgCu Ti釬料實現了陶瓷與304不銹鋼的釬焊連接,對比結果顯示接頭強度從24 MPa提升到66 MPa,有限元分析表明恰當的溝槽設計能夠有效改善接合界面處的殘余應力(圖16),提升接頭強度。

圖16 不同溝槽設計下Al2 O3/AgCu Ti/304 SS釬焊接頭應力分布[45]Fig.16 Stress distribution of the Al2 O3/AgCu Ti/304 SS joints brazed with different textures[45]

2 異種材料的激光焊

激光熱源加熱位置精確、能量密度高、焊后變形小以及自動化程度高等特點都使其成為較理想的異種材料焊接熱源,因此激光焊接也越來越多被應用到異種材料的連接中?，F階段關于異種材料激光焊接的研究非常廣泛,按焊接方法來分有深熔焊、熱導焊、熔釬焊等；按激光熱源的形式來分有：傳統激光、振鏡激光、脈沖激光、雙焦點、旋轉激光等。本文從激光焊接異種金屬(相互反應體系、相互不反應體系)以及金屬-塑料這3個方面對國內外研究進行闡述。

2.1 相互反應體系

在相互反應體系中,常見的異種材料有鋁-鋼、鋁-鈦、鋁-銅和鋁-鎂等。對于該體系的異種材料激光連接,現階段研究主要集中在：界面潤濕鋪展、界面微觀結構調控和焊后接頭力學性能3個部分。

2.1.1 界面潤濕鋪展

保證熔化焊絲在釬焊界面具有良好的潤濕鋪展是激光熔釬焊異種接頭具有良好力學性能的前提條件?，F階段對于改善熔釬焊界面潤濕鋪展的研究大體集中在3個方面：改善熱源、添加合金元素以及進行表面處理。結合激光熱源靈活調控的特點,Yuan等與Laukant等發現采用雙焦點激光(分別為串行和斜45°)能夠明顯改善熔化鋁合金在鋼側的潤濕鋪展,這是由于前一個激光光斑起到加熱底板的作用。合金元素同樣能夠改善界面的潤濕鋪展性能。如封小松和馬凱等研究了CuSi在鍍鋅鋼表面的潤濕鋪展。發現Zn的存在能夠加強界面反應,有利于界面處的傳質和鋪展。Gatzen等采用激光熔滴法探究了AlSi合金在鍍鋅鋼表面動態潤濕行為,發現Zn元素的蒸發和局部合金化極大程度的促進了AlSi合金的潤濕鋪展,如圖17所示。此外,近期在材料表面進行微結構加工同樣被利用于提高潤濕鋪展性能。Li等研究了溝槽型表面微結構對AlSi5在鈦合金表面的潤濕行為的影響,并對比了不同微結構間距(0.25,0.5,0.75,1 mm)的影響差異。結果表明微結構的引入會導致潤濕鋪展的各向異性,當微織構間距大于0.25 mm 時會促進熔化焊絲的潤濕鋪展(圖18)。結合熱力學和流體動力學的分析表明,微結構導致的沿垂直溝槽方向的能量壁壘和平行溝槽方向的熱毛細作用是引起潤濕性改善的核心因素。

圖17 AlSi合金在鍍鋅鋼表面動態潤濕行為研究[50]Fig.17 Dynamic wetting behavior of AlSi alloy on galvanized steel[50]

圖18 不同織構寬度下熔化AlSi5焊絲在Ti側潤濕角-時間關系曲線[51]Fig.18 Contact angle vs time for the molten AlSi5 wire on Ti side with different texture widths[51]

2.1.2 界面微觀調控

界面的微觀結構對接頭的力學性能有著決定性的影響?，F階段對異種材料激光焊接界面微觀結構的調控主要集中在兩個方面：添加合金元素和調控界面熱場。以鋁/鋼激光焊為例,國內外學者采用了Ni、Zn、Si等合金元素進行界面反應調控。Wen等研究了Ni/Zn復合鍍層對激光-電弧復合熔釬焊鋁/鋼的界面影響機制,發現Ni元素會與熔池中的Al 元素反應生成AlNi 和Al Ni,降低界面Al元素的濃度,從而達到減少界面IMC厚度。Tan等在激光熔釬焊鋁-鋼對接接頭時,采用合金元素Si對界面反應進行調控,并在此基礎上采用Miedema和Toop模型對界面元素的擴散熱力學進行計算,發現Si在界面IMC處具有更小的化學勢,使得Si元素更容易向界面擴散和集聚,這些在界面集聚的Si元素會降低界面Fe和Al元素的反應速率,減小界面IMC 厚度,甚至改變IMC 的物相,從而提高接頭強度(圖19)。Li等發現Zn 元素加入鋁-鋼界面、Meng發現Ti元素加入Al/Mg界面具有相似的作用。同樣,改變界面的熱場分布能夠調控界面微觀結構。Wang等發現,保持更高的峰值溫度和更長的高溫停留時間(＞660 ℃)會促進Fe元素和Al元素反應從而增加鋁-鋼界面處IMC厚度。Borrisutthekul等發現更小的加熱和冷卻速度會有利于鋁-鋼界面處IMC的生長。

圖19 不同Si含量對鋁/鋼熔釬焊界面反應影響[53]Fig.19 Effect of Si content on interfacial reaction of Al/steel brazing[53]

2.1.3 接頭性能評價

異種金屬激光焊接接頭的性能評價也是眾多學者關注的研究焦點?，F階段可相互反應的異種材料激光焊接接頭的力學性能研究主要集中在以下幾個方面：結合強度、變形能力、疲勞強度以及耐腐蝕性能。

結合強度是焊接接頭性能評價中最基本力學性能之一。夏鴻博利用SEM 原位拉伸的觀察方法研究了鋁-鋼激光熔釬焊界面IMC 結構與界面結合強度的關系。研究結果表明不同IMC 結構結合的界面具有不同的結合強度,其中當界面IMC為2～3μm 的鋸齒狀τ-FeAlSi時具有最高的結合強度,這是由于2～3μm 的鋸齒狀τ-FeAlSi具有較小界面應力、更大的結合面積且其鋸齒狀的結構會對裂紋的萌生和擴展提供額外的阻抗作用。此外,許多焊接接頭在使用之前需要進行沖壓變形,因此接頭的變形能力也是需要考量的力學性能之一。Laukant 等早在2004年通過彎曲實驗發現激光熔釬焊鋁-鋼接頭具有一定的變形能力。Yang等研究了焊接熱輸入對激光熔釬焊接頭變形能力的影響規律。通過對試驗結果的分析并結合有限元模擬研究表明,隨著焊接熱輸入增加,界面反應層形貌和厚度均發生了改變。然而,該變化對接頭抗彎強度影響甚微。這是因為界面呈彌散分布的FeZn韌性相可以均勻吸收彎曲變形過程產生的斷裂能,大幅降低了因界面顯微組織變化所引起的接頭變形能力的變化。疲勞性能也是異種金屬焊接接頭的服役特性之一。Zeng等研究了Ni Ti絲/銅帶激光焊接接頭的力學和疲勞特性。與傳統彈塑性金屬材料的疲勞斷裂特性相比,形狀記憶合金異種材料焊接接頭先產生了功能疲勞損傷。隨負載應力和循環圈數的增加,其不可逆塑性應變逐漸累積,當等效負載(250 N)超過馬氏體相屈服應力時,接頭超彈性疲勞壽命僅為10 次。Lai等研究了鋁/銅激光搭接接頭的疲勞性能。研究結果發現該接頭疲勞斷裂路徑分為兩種：一是裂紋沿著界面擴展然后垂直轉向鋁基體,二是裂紋沿著界面擴展然后垂直轉向銅基體,相比之下第二種斷裂模式的疲勞強度更高,這是由于Cu基體具有更大的厚度且其研究所采用的Cu基體的疲勞性能要比Al基體的更好。Corigliano和Crupi等研究了Ti6Al4V/Inconel 625激光焊接頭的疲勞性能,該接頭在5×10疲勞循環次數下疲勞強度為159 MPa,該數值接近于高周循環下Ti6Al4V 激光焊對接接頭的疲勞強度和AISI 304不銹鋼激光焊T 型接頭的疲勞強度。異種金屬焊接接頭由于產生電化學勢差,因此腐蝕性也是關注焦點之一。張蒙發現在激光焊接銅/鋼時,引入交變磁場會增加接頭的耐腐蝕性能。這是由于磁場的加入促進了銅的熔化(銅的耐腐蝕性更好),從而提升了焊縫耐腐蝕性能。范聰研究了鎳基合金/不銹鋼激光焊接接頭的耐腐蝕性能,發現在酸性條件下耐腐蝕性能為鎳基合金＞焊縫＞不銹鋼。這是由于焊縫中產生Mo元素偏析從而造成焊縫在酸性環境中發生枝晶間腐蝕進而降低其耐腐蝕性能。

2.2 相互不反應體系

與相互反應體系異種材料類似,相互不反應體系的異種材料激光焊接研究也從以下3個方面進行闡述：潤濕鋪展、界面微觀結構調控和接頭性能。

2.2.1 潤濕鋪展

現階段對于改善接頭潤濕鋪展性能的研究同樣集中在3個方面：改善熱源、添加合金元素以及進行表面處理。Li等采用雙焦點激光擴大加熱區域,從而提升熔融鎂合金在鋼表面的潤濕鋪展。添加合金元素也能改善不反應體系異種材料的潤濕。Liu和Qi和許欣發現,Cu元素加入鎂/鋼界面會形成過渡區,從而提高鎂合金在鋼側潤濕鋪展性能。此外,Liu等還發現Ni和Sn具有類似的效果。劉曉慶研究了不同中間層對鎂/鈦激光熔釬焊潤濕鋪展性能的影響,發現Al、Cu等中間層改善焊縫金屬與鈦母材的潤濕角以及接頭中界面結合區域。Tan等研究了不同表面狀態的鋼(Zn+Fe-Al,Zn,Fe-Al以及無鍍層)對釬料潤濕鋪展的影響,表面含Zn+Fe-Al時潤濕能力較好。

2.2.2 界面組織調控

在界面組織調控方面,改善界面熱場并不對非互溶不反應體系界面反應產生影響,因此其主要調控手段集中為添加合金元素。周惦武等通過添加合金元素Al和Sn實現了鎂/鋼的連接,結果發現界面添加Al元素時,Al元素會與界面的Fe元素相互反應,生成AlFe、AlFe和Fe Al等Fe-Al系列的IMC；界面添加Sn 元素時,Sn元素會與界面中的Mg和Fe元素相互反應,分別生成MgSn、FeSn+FeSn+FeSn。通過添加這些合金元素促進了界面的冶金反應,實現了鎂/鋼的可靠連接。Song等通過在鎂/鋼界面添加Ni元素實現了激光誘導電弧對接熔化焊。研究發現Ni元素在鎂/鋼界面中形成“雙固溶體”界面層結構,界面層與相鄰兩側均實現共格匹配,提升了接頭性能(圖20)。檀財旺等系統開展了鎂/鋼、鎂/鈦等非互溶不反應材料激光焊接,研究結果表明采用Al、Zn、Cu、Ni,Ni-Cu混合鍍層等可以實現界面的冶金結合,在此基礎上并結合三元和四元熱力學計算模型揭示了各元素在異種材料界面的擴散行為和界面反應機理。

圖20 Ni元素調控鎂/鋼界面反應[74]Fig.20 Interfacial reactions of Mg/steel regulated by Ni elements[74]

2.2.3 力學性能評價

現階段相互不反應異種材料激光焊接頭性能的研究主要集中在以下兩個方面：結合強度以及耐腐蝕性能。界面微觀裂紋的萌生和擴展行為決定接頭的強度。檀財旺利用SEM 原位拉伸的方法研究了鎂/鍍鋅鋼激光熔釬焊界面處裂紋的萌生和擴展行為。研究結果表明在剪切載荷作用下裂紋首先萌生于焊趾處,并沿著焊趾區域向界面中間區域Mg-Zn 共晶組織/Fe-Al層擴展,Fe-Al金屬間化合物層依然存在,是界面結合的薄弱區域,最終導致接頭的失效。另有學者對非反應體系的激光焊接接頭腐蝕性能進行了相關研究。宋剛等研究了鎂/鋼激光電弧復合焊接接頭的耐腐蝕性能,研究結果表明鎂/鋼焊接接頭界面處腐蝕傾向較??；而鄰近界面的位置腐蝕嚴重。

2.3 金屬-塑料

目前利用激光實現金屬和塑料的連接也得到了廣泛的關注。Katayama等實現了304不銹鋼與PET 的透射焊接(Laser Transmission Welding),TEM 結果證明二者通過Cr氧化層形成原子或分子水平的緊密結合。然而由于二者的物化性質相差較大,難以實現冶金結合,接頭強度也因此受限?；诮缑娼Y合理論,通過增加表面粗糙度、活化官能團等手段,可有效提高接頭強度。

Zhang等采用高速毛化手段在A7050 鋁合金表面制備不同高度的凸起結構,并與碳纖增強聚酰胺6復合材料(PA6-CF)進行激光連接,發現其強度最高達39 MPa。Rodríguez-Vidal等利用納秒脈沖激光器在低合金鋼HC420上制備網格微織構,通過優化織構形貌有效實現了其與玻纖增強聚酰胺6 復合材料(PA6-GF30)的連接。

在金屬表面改性制造多孔薄膜及引入化學薄膜也成為促進界面化學鍵合、提高接頭強度的主要調控手段。Jung等在激光連接ABS樹脂和鍍鋅鋼板前,將鍍鋅鋼板置入空氣爐中加熱氧化,發現加熱氧化處理后鍍鋅鋼板表面生成了ZnO層,推測此氧化物易與ABS表而形成化學鍵結合作用,從而提高接頭強度。也有學者采用化學試劑及官能團制備增加金屬或塑料表面官能團,以改善二者的化學連接。Zhang等通過陽極氧化技術在鋁合金表面制備納米多孔氧化膜,改善了激光連接過程中熔融塑料在其表面的潤濕鋪展,促進化學鍵‘Al—O—PA6’的生成,接頭強度最高達41.8 MPa。Arai等分別采用紫外光-臭氧、O等離子體和N等離子體對COP表面進行改性處理,并與SUS304不銹鋼進行激光焊接。實驗結果表明,改性后COP表面活性官能團增加,使其與不銹鋼的接頭剪切強度從0增至8.0 MPa。

此外,Gao 等利用振鏡激光實現了鋼-PET 和鋼-PA6的連接,發現采用振鏡激光熱源能夠通過增加界面的結合面積改善接頭強度。Jiao等利用熱塑性高分子材料作為覆蓋層熔覆在TC4鈦合金表面,并利用擺動激光作為熱源實現其與碳纖增強熱塑復合材料(CFRTP)的連接,結合強度達30.4 MPa,且接頭的疲勞性能大大提高。

Tan等對不同金屬和CFRTP的激光焊接進行了相關研究,包括鈦合金、鋁合金等與CFRTP的連接。在確定可焊性熱輸入區間的基礎上,開展了基于金屬表面微織構的界面機械互鎖行為的研究,發現微織構的存在能夠增加結合面積及其接頭強度。以TC4鈦合金-CFRTP為例,未進行織構處理經過參數優化的界面結合強度為1 023 N,而在鈦合金表面進行微織構處理后得到的接頭強度為2 621 N,為提高激光焊接金屬-塑料接頭的強度提供了技術參考(圖21)。

圖21 TC4/CFRTP激光連接接頭界面及性能[88-90]Fig.21 Interface and mechanical properties of laser joined TC4/CFRTP joint[88-90]

3 異種材料真空電子束焊

3.1 焊接性及工藝方法

異種材料的連接可以滿足構件在應用環境中的多方面需求,同時真空電子束焊接作為一種高效焊接方法,在異種材料連接上展現出顯著優勢。但是異種材料的電子束焊接目前還存在兩方面問題：異種材料通常熱物性參數(如熔點、熱導率、線膨脹系數等)存在顯著差異,焊接過程中熱量的不均勻傳導導致接頭成形極差,同時接頭附近易產生嚴重的熱應力,加劇了接頭的裂紋傾向；母材間化學性能的差異導致焊縫區易形成大量脆性金屬間化合物,降低接頭的塑形和高溫性能。因此,為了提高異種材料真空電子束焊接的接頭性能和避免缺陷的產生,需要提出并制定合理有效的焊接工藝和控制措施。

目前,異種材料電子束焊接主要采取兩種工藝方法改善母材間的熱物及冶金相容性：焊接冶金控制方法；能量控制方法。第1種方法根據材料本身的特性選擇與兩種母材皆相溶的一種或多種填充材料調控接頭內脆性化合物的產生,增加接頭塑韌性；第2種方法則是依據電子束焊接能量可進行精確控制的特點,通過改變焊接能量輸入和分布控制接頭兩側母材的熔化量,改善接頭成形和焊縫脆性相的含量及形態,從而實現異種材料的高質量電子束焊接。

3.2 研究現狀

3.2.1 完全互溶的異種金屬材料

能夠相互固溶的兩種合金的電子束焊接難度不大,但當兩種合金的熔點差異較大時,若兩側熱輸入相同則會造成焊縫幾何尺寸不對稱?？刹捎貌煌恼伎毡然蚱に噥砜刂苾蓚鹊臒彷斎?從而提升接頭強度。目前較典型的該類合金是難熔金屬的焊接。

難熔金屬指熔點高于2 000 ℃的金屬,包括V、Nb、Ta、Mo、Re和W,均具有較高的高溫強度,電子束焊接具有較高的能量密度,是焊接難熔金屬材料的最佳選擇。由于難熔金屬高熔點,在與其他材料進行焊接時,一般采用偏束焊。鎢銅異種材料電子束焊接時,采用低速焊接的同時,向W 側偏束0.2 mm,可獲得具有良好性能接頭。當進行TC4和Ta-W 合金電子束焊接時,由于兩者的熔點、線脹系數、比熱和導熱率方面存在較大差異,采用向Ta側偏束焊接的方式。當偏束量為0.4 mm 時,接頭的最高抗拉強度可達到714 MPa,斷裂發生在焊縫處。

3.2.2 有限互溶的異種金屬材料

該類異種材料電子束焊接接頭的兩種母材的物理與化學差異顯著,對熔化焊造成較大困難。主要分為兩種類型,一種是由于母材的線膨脹系數相差較大,從而產生較大的殘余應力,若母材熔化量控制不當,會在界面處產生嚴重的缺陷,這類異種金屬焊接典型為銅和鋼的焊接；另一種是在電子束焊接過程中易在接頭內生成大量的脆性金屬間化合物,對接頭強度極為不利,無法形成有效的熔化連接,這類異種金屬合金的典型主要為鋁和鋼、鈦和鋼、鈦和銅之間的焊接。

銅和鋼電子束焊接雖不產生金屬間化合物,但由于兩者熱物性能相差較大,會導致接頭成形較差。此外銅合金和奧氏體不銹鋼焊接時接頭不可避免的會產生滲透裂紋。Guo等對等厚銅合金和304不銹鋼進行了電子束焊接研究時,在鋼側熱影響區觀察到微裂紋的存在,推測是由于不銹鋼共晶組織液化所導致。此外,偏束焊對接頭性能影響極大,不同偏束量下的接頭形貌如圖22所示。當電子束向銅側偏置距離介于-0.1～0.3 mm 時,接頭強度達250 MPa,接近于母材抗拉強度。針對銅/鋼自熔電子束焊接中存在的嚴重的表面下塌和元素燒損問題,提出了兩種解決措施：張秉剛等提出不等厚接頭形式及銅側偏束焊,通過增加銅合金母材熔化量形成熔釬焊接頭；Zhao等則采用電子束填絲焊方式,通過焊絲動態連續送入熔池,保證焊縫燒損元素得到及時補充,進而改善焊縫成形,獲得成形和性能均優異的焊接接頭。

圖22 偏束量為+1.0 mm、0 mm 和-0.2 mm 的銅鋼電子束接頭形貌[97]Fig.22 Morphologies of Cu/steel electron beam welded joints with offsets of+1.0 mm,0 mm and-0.2 mm[97]

鋁合金和鋼的焊接存在著物理性能差異引起的殘余應力過大和冶金不相容性而產生大量Fe-Al脆性金屬間化合物的問題。張秉剛等通過添加100μm 厚的Cu箔中間層對2 mm 厚的LF2鋁合金和Q235鋼進行了電子束焊接研究,結果表明Cu箔對接頭內金屬間化合物的抑制作用不顯著。倪家強引入了AlSi7 中間層對5A02與0Cr18Ni9不銹鋼電子束焊接頭內化合物相進行調控,發現焊縫內產生了連續分布的FeAl化合物相,為裂紋產生的主要原因,顯著降低了接頭的抗拉強度,僅為母材的22.6%。王廷等研究了純鋁/Q235異種金屬電子束偏束焊接,偏鋼側0.5 mm 焊接獲得最高接頭抗拉強度69 MPa,但焊縫區和鋁側熔合線區域仍存在脆性層,嚴重弱化接頭強度。

由Ti-Fe二元相圖可知,Fe元素在α-Ti中溶解度僅為0.04%,導致熔化焊接頭內形成大量Ti-Fe脆性金屬間化合物,促使接頭在熱應力下發生開裂。Wang等采用V、Ni、Cu和Ag四種單一中間層對Ti6222/304不銹鋼進行了電子束焊接,接頭橫截面形貌如圖23所示。結果表明,四種中間層的添加均有助于抑制接頭中Ti-Fe化合物的形成,界面化合物的類型取決于中間層與母材之間的冶金反應。采用Ni、V、Ag、Cu中間層后接頭界面分別為FeTi+NiTi+NiTi、TiFe、TiAg 和CuTi+Cu Ti+Cu Ti。Ti/Ag/Fe接頭抗拉強度最高,約為310 MPa,表現為塑性斷裂,其余則為脆性斷裂。隨后王廷采用V/Cu-V 復 合 中 間 層 對Ti6222 和304 不 銹 鋼 進行了電子束焊接研究,發現焊縫組織中Ti-Fe脆性化合物完全消除,主要組織為Cu基、V 基和Fe基固溶體相,表明V/Cu-V 復合中間層可有效調控Ti/Fe接頭組織。

圖23 不同中間層下電子束焊接橫截面宏觀形貌[103]Fig.23 Macrostructures of the cross sections of the EBW joints with different filler metals[103]

鈦合金與銅合金由于熔點相差較大(約600 ℃),且銅合金熱導率約為鈦合金的30倍,因此焊接時母材會產生嚴重的熔化量差異。此外,Cu-Ti二元相圖表明,Cu 與Ti極易產生TiCu、TiCu、TiCu、TiCu等化合物相,將顯著降低接頭力學性能。Liu等分析了偏束距離對TC4/QCr0.8電子束焊接頭力學性能的影響。結果表明向銅側偏束可增加QCr0.8合金熔化量,有助于抑制Ti-Cu 化合物的生長。當偏束距離達到0.8 mm 時,接頭強度最大為270.5 MPa。Guo等對TC4和T2電子束焊接頭的Ti側進行了二次鄰焊,如圖24所示。溫度場結果表明,二次鄰焊在Ti側界面產生1 000 ℃左右高溫,引起Ti-Cu化合物相的局部重熔。在隨后的凝固過程中,TiCu和Cu 基固溶體優先生成,減少了Ti-Cu化合物層的厚度,顯著提高了抗拉強度。為進一步改善兩者的連接質量,Wang等討論了Cu66V34中間層厚度對TA15/QCr18接頭組織及性能的影響。當采用0.5 mm 厚中間層時,接頭TA15側界面及焊縫區存在有大量TiCu和TiCu化合物；而中間層厚度增至1 mm 時,接頭內存有未熔化的釩合金,均弱化了接頭強度。而當Cu66V34中間層厚度為0.7 mm,TA15側界面和焊縫區Ti-Cu化合物含量顯著減少,抗拉強度達到峰值為384 MPa。由于晶粒粗化導致局部軟化,接頭在Cu側熱影響區斷裂。

圖24 銅/鈦電子束二次鄰焊[106]Fig.24 Electron beam secondary adjacent welding of Cu/Ti[106]

3.2.3 完全不互溶的異種金屬材料

完全不互溶異種金屬材料的電子束焊接研究較少。對于鎂和鋼兩種典型的不互溶異種材料,由于Mg元素在熔化焊中蒸發過于劇烈,不適合于在真空環境中進行鎂和鋼的電子束焊接,僅有學者對多晶金屬與非晶金屬材料之間的電子束焊接連接進行了研究。Kawamura等成功地利用電子束焊接對鋯基非晶合金與多晶Zr金屬進行連接,由于電子束焊接快速冷卻的特點,保證了焊縫區界面的非晶特性。在界面處未檢測出缺陷,且接頭在90°的錘擊彎曲試驗中呈現出較好的強度和韌性。Kim 和Kawamura在對3 mm 厚的ZrBeTiCuNi非晶合金與Ti焊接時采用了電子束偏束焊接工藝,獲得了比對中焊性能更加優異的焊接接頭,兩種形式的接頭界面結構與元素線掃描結果顯示,在非晶側偏束,可以減少Ti元素的熔化量,焊縫保證非晶狀態,避免在焊縫區發生結晶過程而產生ZrNi金屬間化合物。在界面處形成一個10μm 厚的Ti-Zr擴散層,接頭彎曲測試時在Ti側斷裂。

4 異種材料的電弧焊

電弧焊具有成本低、效率高、適用性強等顯著優勢,在制造業中應用廣泛。針對異種材料焊接,由于電弧對材料導電性的要求,故多用于異種金屬部件的連接。然而,受高溫電弧的影響,異種材料物化性質差異所帶來的焊接問題也會更突出,需要對電弧熱源調控和電弧冶金行為開展深入的研究工作。

4.1 異種鋼材料電弧焊

異種鋼的電弧焊研究更早些,在工業上已經有許多應用。雖然異種鋼之間有較好的冶金相容性,但鋼中其他非鐵組元化學成分的差異也會產生焊縫稀釋、碳遷移、熱裂紋等問題,異種鋼不同的線膨脹系數還會進一步提高焊縫的殘余應力,且無法用常規方法進行消應力處理。目前,各行業研究人員主要從電弧焊方法優化、采用過渡金屬及預熱處理等方式來解決異種鋼的焊接問題。如在核反應堆、石化加氫容器等壓力容器內壁堆焊中,為了減少高溫電弧的影響并進一步提高焊接效率,帶極埋弧焊和帶極電渣堆焊等方法應運而生,通過以帶狀金屬作為電極改變電弧的能量分布,顯著降低了異種金屬的焊縫稀釋率,并采用高鎳含量的過渡層金屬抑制脆性馬氏體相區和碳遷移的產生。此外,近年來隨著工程結構趨于大型化,厚板異種鋼的焊接需求在提高,窄間隙電弧焊在異種鋼焊接中的應用和研究工作也在逐步推進,如在核電管道安全端焊接中,通過對焊炬結構的設計大幅降低了焊縫金屬填充量,對異種金屬焊接應力的緩解起到明顯改善作用。

4.2 其他異種金屬材料電弧焊

在鋼與有色金屬、異種有色金屬電弧焊上,由于此類金屬通常冶金相容性較弱,在凝固過程中會以有限固溶體(如銅/鋼)和金屬間化合物(如鋁/鋼)的形式析出。其中,對脆性金屬間化合物的生成和控制是需要解決的難點問題,進而也對電弧能量和冶金過程的控制提出了更高要求。目前的研究思路主要從以下三個方面入手。

4.2.1 控制熱輸入

直接降低電弧能量輸入,采用一些工藝參數調節能力更強的數字化電源,如冷金屬過渡電弧焊(Cold Metal Transfer,CMT)、變極性脈沖TIG 焊、冷弧焊等,通過降低焊接參數或優化電流波形來降低電弧熱輸入,此外也有從焊炬傾角、坡口形式、焊接位置、旁路耦合等方面來進一步優化異種金屬焊接時的能量分配。

4.2.2 冶金調控

從冶金角度出發,選用焊接性更好的中間層金屬替代原有材料的直接連接,并以焊絲、箔片、復合釬劑、金屬粉、鍍層等多種方式引入焊接過程中,配合工藝優化來改善異種金屬界面連接結構,該方式亦可適用于多種焊接方法。Dong等對比研究了鋁硅、鋁銅、鋅鋁等多種焊絲成分對鋁/鋼焊接組織及性能的影響,發現了Si元素含量的增多會抑制鐵鋁脆性化合物的生長行為。He等將鎳粉混入釬劑預先涂覆在鋼表面進行了鋁/鋼TIG 焊接,指出鎳粉的引入可以優化界面連接結構,提高接頭連接性能。Liu M和Liu F將高純Al、Zn和Ce混合并制成棒料引入到鋁/鎂TIG 焊當中,通過對復合填充金屬的成分優化明顯改善了鋁/鎂焊接的組織演變行為和力學性能,如圖25所示。

圖25 填充金屬中不同Ce含量下的接頭組織演變行為[126]Fig.25 Microstructure evolution of joints with different Ce contents in filler metal[126]

4.2.3 輔助能場

采用多能場或其他輔助手段調控電弧的熱源分布與電弧冶金行為,是近年來研究較多的方向,如圖26所示。Sun等將縱向磁場引入到鈦/鋁CMT 焊接中,在洛倫茲力的作用下電弧做旋轉運動,電弧寬度變大,熔池表面溫度也隨著降低,進而抑制了脆性化合物的生長。Wu等將超聲振動引入鋁/鋼TIG 焊中,發現高頻振動可以優化焊縫和界面處的組織形態,連接性能提高了30%。Zheng等采用雙電弧實現了鋁/鋼焊接,板材正面為MIG,負責填充釬料焊絲,背面為TIG。雙電弧明顯的改善了鋁/鋼接頭的背部成形,并通過優化雙電弧的能量配比獲得了較高的接頭強度。Ma 等通過在鋁/鋼MIG 焊接前進行預熱處理,改善了釬料潤濕性,并在一定程度上抑制了Zn在焊趾處的聚集,在適當的預熱溫度下鋁/鋼界面結構更加致密、連續,進而提高了接頭連接強度。

圖26 多能場及其他輔助手段調控電弧熱源分布Fig.26 Methods of regulating arc heat source distribution using multi-energy field and other auxiliary means

5 異種材料的攪拌摩擦焊

攪拌摩擦焊(Friction Stir Welding,FSW)是英國焊接研究所(The Welding Institute,TWI)于1991年發明的新型固相焊接技術。由于焊接過程中被焊材料不發生熔化,有效避免了氣孔和裂紋等傳統焊接缺陷的產生,在連接低熔點材料方面具有獨特的優越性。目前,FSW 在航空、航天、船舶、軌道交通、汽車等工業領域有廣泛應用,并已成為高強鋁合金和鎂合金的首選焊接工藝。而異種材料復合結構能夠兼具不同材料的優勢,在實現結構輕量化的同時最大限度發揮材料的優良性能。本文將從完全互溶體系、有限互溶體系和完全不互溶體系3 個方面簡述異種材料FSW 近年來的研究進展。

5.1 完全互溶體系

此類體系主要指同系異種材料,例如異種鋁合金、鎂合金、鈦合金、不銹鋼、復合材料、高熵合金等體系。

目前,關于同質材料FSW 的研究主要圍繞材料的塑性流動、接頭的組織演變和性能調控開展。在塑性流動方面,通常采用急停技術和示蹤材料法進行研究,日本大阪大學Fujii團隊曾采用雙束X 射線同步技術直接觀察到了FSW焊接過程中示蹤金屬球的流動軌跡(見圖27),闡明了攪拌頭附近的流場特征和應變率分布。當焊接工藝參數選擇不當時,FSW 接頭容易產生飛邊、孔洞和隧道等缺陷,降低接頭的承載能力,為提高接頭力學性能,衍生出多種新型焊接方法,如：哈爾濱工業大學劉會杰團隊提出的逆向差速FSW(見 圖28)、靜 止 軸 肩FSW、水 下FSW和傾斜穿透FSW；Fujii等提出的雙側FSW；山東大學武傳松團隊提出的復合能場FSW等。國內外學者先后采用了分開控制攪拌針和軸肩、改變冷卻介質、增強根部金屬流動、輔助外加能場等創新思路,在闡明FSW 焊接機理的基礎上,實現了對接頭組織性能的有效調控。除了探索新的焊接工藝,諸多學者也研究攪拌頭形貌對接頭質量的影響,為FSW 的發展奠定了堅實的基礎。2000、5000、6000和7000系列鋁合金和AZ31、AZ61、AZ91和AM60系列鎂合金的FSW 已發展的相對成熟；除鋁、鎂合金外,隨著聚晶立方氮化硼(polycrystalline cubic boron nitride,PCBN),W-Re合金和金屬陶瓷等材料及其加工工藝的快速發展,攪拌頭的耐磨性能逐步提高,有效解決了高熔點金屬和添加有SiC、AlO等增強顆粒的鋁基復合材料FSW 的攪拌頭磨損嚴重的問題。因此,近年來有關鈦合金、不銹鋼等高熔點金屬、鋁基復合材料FSW 的研究逐步深入,并受到越來越多的關注。高熵合金是近年來涌現出的一種新型金屬材料,由多種元素以等原子比或近等原子比的形式組成,具有獨特的晶格結構特征,因而呈現出諸多不同于傳統合金的良好的綜合性能。CoCr Fe Mn Ni和Al CoCr FeNi是高熵合金中制備工藝相對成熟的系列,有關其FSW 的研究相對較多,主要探討了高熵合金FSW 過程中的組織演變、接頭的室溫和低溫性能、Al含量對接頭組織性能的影響規律等。

圖27 FSW 焊接過程中示蹤金屬球的流動軌跡[135-136]Fig.27 The flow track of the metal balls during FSW welding[135-136]

圖28 逆向差速攪拌摩擦焊接系統[137]Fig.28 Tool system for the RDR-FSW[137]

5.2 有限互溶體系

有限互溶體系主要以鋁合金與其他金屬之間的連接為主要代表,如Al-Mg、Al-Fe、Al-Cu等體系。此類體系的異種金屬,由于熔點、導熱率、硬度等物理性能有顯著差異,導致在焊接時容易生成各種脆性金屬間化合物,造成接頭力學性能急劇下降。與其他焊接方法相比,FSW 是低熱輸入的固態連接方法,能夠有效控制異種金屬之間IMC的生長,并且焊接過程中攪拌針可以起到強烈的攪拌作用,能夠有效的增加被焊材料機械咬合作用,有助于獲得高質量的接頭。研究表明,對于有限互溶體系的金屬而言,焊接缺陷的形成、IMC的類型和含量,是影響異種材料FSW 接頭性能的關鍵。

Al-Mg異種材料是一種典型的有限互溶體系,Al和Mg均屬于較活潑元素,由于二者硬度相差不大,通常采用對接的形式。研究表明,由于IMC與金屬基體之間流動性的差異,容易形成孔洞、隧道和裂紋等缺陷；Al-Mg界面主要生成AlMg和AlMg兩種IMC(見圖29),接頭性能隨著IMC 含量的增加呈逐漸下降的趨勢。因此,為提高Al-Mg異種金屬FSW 接頭的可靠性,需減少IMC的形成。國內外學者先后通過改變焊接參數、采用水冷和液氮冷卻等方法降低熱輸入,但效果并不明顯；通過添加過渡金屬層,如Zn,以阻礙IMC的生成,并增加接頭有效連接面積,發現接頭的力學性能明顯提高。

圖29 Al-Mg異種FSW 接頭IMC分布及形成機理[151]Fig.29 Distribution and formation mechanism of IMC in Al/Mg dissimilar FSW joints[151]

與Al-Mg體系相比,Al-Fe體系的互溶度較低,且兩種金屬的線膨脹系數、熱導率、硬度等物理化學性能的差異更加顯著,為避免攪拌頭的磨損以及大量IMC的形成,FSW 時通常采用Al上Fe下的搭接形式或偏向Al側的對接形式。對于Al-Fe搭接形式的FSW,攪拌針的壓入深度會對接頭性能產生重要影響,研究發現當攪拌針的端部插入Fe中一定深度時,在界面處形成的機械互鎖結構能夠有效提升接頭承載能力,但過大的壓入深度容易導致焊接缺陷的形成和IMC 厚度的增加,惡化接頭性能。按照元素組成,Al-Fe金屬間化合物可以分為兩類：富鐵IMC,主要包括FeAl和FeAl；富鋁IMC,主要包括包括Fe Al、FeAl和Fe Al。由于富鐵IMC比富鋁IMC具有更高的強韌性,因此生成富鐵IMC的接頭性能較高。除了IMC 的類型以外,IMC 的厚度也是影響接頭力學性能的關鍵因素。研究表明,當IMC的厚度低于某一值時,不會對接頭性能產生有害影響,甚至可以適當改善接頭的強度,然而,當熱輸入較高或塑性變形劇烈時,原子擴散速率較快,促進了IMC 的快速形核和生長,從而產生較厚的IMC 層,使得在服役條件下裂紋優先在IMC與基體界面處萌生與擴展,降低接頭性能。為實現對IMC的調控,通常采用兩種技術途徑,一種是調節轉速、焊速、壓入深度等焊接參數以控制FSW 過程的熱輸入；另一種同Al-Mg體系相似,即添加過渡金屬層以抑制脆性富鋁IMC的形成。如哈爾濱工業大學周利團隊通過摩擦的方式在板材表面預制一層過渡金屬,再進行Al上Fe下的搭接焊,使界面處形成擴散層,既避免了攪拌頭的磨損,也抑制了脆性IMC的形成,為互溶體系材料的高質量焊接提供了新思路(圖30)。

圖30 Al-steel摩擦堆焊輔助攪拌摩擦搭接示意圖[157]Fig.30 Schematic illustration of FSaFSLW for Al-steel[157]

Al-Cu體系FSW 時,Al和Cu的相對位置對接頭質量有較大影響,當硬度較低的Al位于后退側時,可以更好地填充前行攪拌頭留下的空腔,使塑性金屬順利地由后退側流向前進側,從而避免隧道缺陷的形成。在FSW 過程中,AlCu、AlCu和AlCu等IMC對攪拌頭的粘連容易導致接頭表面出現毛刺、飛邊甚至凹坑的缺陷。通過降低主軸轉速、提高焊接速度以及向Al側偏置等方法可以減緩IMC對攪拌頭的粘連現象。國內外學者通過研究Al-Cu體系IMC 對接頭質量的影響規律,發現使界面生成連續分布的IMC薄層可以實現此類體系的高質量焊接,通常IMC的厚度需控制在2.5微米以內,以保證Al和Cu之間良好的冶金結合。

5.3 完全不互溶體系

受材料性質的影響,完全不互溶體系指被焊材料之間幾乎不互溶且不能生成IMC,主要包括Mg-鋼金屬體系、金屬-非晶體系和金屬-聚合物體系等。近年來,非晶因其具有高強度、與優良的抗腐蝕性等優點受到了廣泛關注。非晶合金在玻璃轉化溫度以上的過冷液相區會表現超塑性和優良的加工性,這為非晶的FSW 焊接帶來了可能。聚合物具有相對密度低、熱膨脹系數小、比強度高、耐熱性好等優點,非常適合在較為苛刻的環境中使用,金屬與聚合物的高質量焊接已是近年來的研究熱點之一。

由于Mg和鋼的潤濕性較差,使二者之間的焊接尤為困難,目前相關的研究較少,主要采用搭接的形式。研究發現,當Mg位于鋼上方進行搭接時,界面處溫度較低,Mg-鋼界面以機械結合為主；當鋼位于Mg上方時,界面處溫度較高,導致Mg中的Al元素析出基體并與鋼形成了冶金結合,接頭的力學性能明顯提高。為改善潤濕性,有學者嘗試采用鍍Zn鋼板與Mg進行FSW,發現與無鍍層的接頭相比,力學性能有所提高,因為Mg與Zn鍍層之間發生反應形成了共晶組織,在提高潤濕性的同時實現了冶金結合。有關金屬-非晶體系的FSW,國內外學者已先后實現了ZrCuAlNi非晶與鋁合金、ZrTiNiCuBe非晶與紫銅、ZrAlNiCu非晶與鋁等材料的可靠連接。研究發現,FSW 可以獲得無缺陷的金屬-非晶接頭,攪拌頭的劇烈攪拌使非晶與金屬在焊縫處發生機械混合,兩種材料界面清晰、未發現存在晶化相(見圖31),且隨著骨基質明膠與金屬界面距離的增加,組織由等軸晶粒向細長晶粒變化。通過對力學性能的測量,發現金屬-非晶體系FSW 接頭的抗拉強度高于母材金屬的70%。

圖31 Zr55 Al10 Ni5 Cu30非晶與7075鋁合金接頭宏觀橫截面及TEM 分析[163]Fig.31 Cross-sectional macrograph and TEM image of the FSW Zr55 Al10 Ni5 Cu30-7075 alloy joint[163]

與金屬相比,聚合物的熔點和熱導率均較低,FSW 過程產生的熱量聚集在聚合物區域導致其發生熔化,在壓力作用下,聚合物與金屬固結形成接頭。其中,FSW 的焊接熱作用會使聚合物區域產生氣泡,少量氣泡可產生壓力促使金屬與聚合物的焊合,然而當氣泡含量較高時,接頭性能顯著降低。因此,為獲得優質的金屬-聚合物FSW接頭,需調控焊接工藝實現對氣泡含量的有效控制。研究發現,通過選擇合適的工藝參數,例如攪拌頭轉速、焊接速度、攪拌頭形狀等,可以獲得焊縫成形良好、內部無缺陷的高質量金屬-聚合物FSW 接頭。與金屬材料的連接機理不同,金屬-聚合物體系的可靠連接主要依靠界面處的機械互鎖,另外部分依靠界面處的化學鍵合作用。當采用無針攪拌頭時,可以避免焊接過程中攪拌針對聚合物內部纖維的損傷,此時金屬與聚合物接頭的抗拉強度與粘連面積正比。當采用帶針攪拌頭進行焊接時,在錐狀螺紋針側面銑削出平面可以促進材料的塑性變形,是增強金屬與聚合物的機械混合的有效途徑,可以提高接頭的力學性能。哈爾濱工業大學黃永憲團隊提出摩擦填充鉚接的新思路,在金屬與聚合物接頭之間設計聚合物鉚釘,通過攪拌過程的熱力耦合,使鉚釘與被焊材料形成可靠連接,從而提高接頭的質量(見圖32)。雖然,金屬-聚合物體系的FSW 已取得了一定的研究成果,但相關研究工作基本處于可行性層面,未來對于金屬塑性流動、再分布及聚合物結晶度的調控,仍有待深入研究。

圖32 焊接過程示意圖及接頭形貌和強度[168]Fig.32 Schematic of the friction filling staking joining process,microstructure and resultant properties[168]

6 結 論

1)釬焊是實現金屬和陶瓷連接的重要方法,由于異種材料之間物理和化學性質差異,陶瓷與金屬的釬焊面臨著釬料在陶瓷表面潤濕、釬料與陶瓷界面反應控制以及接頭殘余應力調控3個基礎問題。在潤濕方面,現有工作已對釬料在陶瓷表面的潤濕行為、活性元素對釬料在陶瓷表面潤濕的影響機理進行了研究；在界面反應控制方面,現有研究主要集中于母材表面改性與釬料成份優選方面；在殘余應力調控方面,目前已開發出包括中間層法,復合釬料法與表面圖案化方法等在內的多種殘余應力調控辦法,實現了多種陶瓷/陶瓷基復合材料與金屬的可靠連接,陶瓷/金屬連接件也已經在多個領域得到應用。

2)異種材料激光焊現階段的研究主要集中在：熔化焊絲的潤濕鋪展、合金元素調控界面反應以及接頭性能評價等3方面。利用激光能量精確可控的特點,開展合金元素調控界面反應的研究較多也較為成熟。激光加熱的潤濕鋪展方面大多為定點鋪展,性能評價集中在界面斷裂行為以及拉伸強度等靜態載荷性能方面。

3)電子束焊在異種材料的連接中具有很大的優越性,特別是對于活潑金屬及難熔金屬,可充分發揮真空保護及能量密度大的優勢,獲得性能優異的接頭。但異種材料本身之間物化性能的較大差異,導致嚴重的冶金不相容性,會產生焊接缺陷。因此,通過添加中間層、偏束焊、熱補償以及焊后熱處理等手段,在冶金調控及能量控制方面制定相應的工藝及方法,可有效改善并提高異種材料電子束焊接接頭的性能。

4)目前借助一定的方法和冶金調控措施,電弧焊已能實現大多數異種金屬材料的焊接,但性能表現會因異種材料之間冶金相容性差異而存在明顯差別。電弧焊較長的高溫停留時間和金屬流動狀態促進了異種材料傳熱與傳質,也增加了后期對非平衡凝固組織的調控難度。如何進一步精確控制電弧熱源和熔池流動,調控異種材料共熔池狀態下多元素宏觀遷移行為,優化異質界面連接結構仍需要深入的研究。

5)基于被焊材料物理化學性質的差異,異種材料攪拌摩擦焊可分為完全互溶體系、有限互溶體系以及完全不互溶體系3類。其中,完全互溶體系材料的相容性最好,因此較易形成可靠連接,通過調整焊接參數、改變攪拌頭形貌、外加輔助能場等方式,均可以顯著改善接頭的力學性能。目前,完全互溶體系中異種鋁、鎂合金的攪拌摩擦焊接工藝,發展較為成熟。相比之下,有限互溶體系材料的連接強度主要受焊接缺陷及界面IMC 的影響,通過常規的調整焊接工藝參數減少IMC產生是提高接頭力學性能的主要方法。對于完全不互溶體系的材料而言,其連接主要依靠界面機械結合及少部分化學鍵合,通常其接頭的性能相對較低。

7 展 望

異質材料焊接結構在航空航天、新能源、交通車輛等領域具有廣闊應用前景,越來越受到國內外學者和企業的廣泛關注,但隨著科學技術的進步及新材料的不斷出現,還有很多問題有待于探索和研究。

1)異質材料釬焊后續可著重從新型特種釬料研發、釬焊界面反應調控及接頭結構設計等方面開展工作。①新型特種釬料的設計與研發：在保證釬料良好潤濕和冶金效果基礎上,結合熔點、熱膨脹系數、增強相等實現特種釬料的設計與研制,達到低溫連接高溫服役、調控界面冶金反應、緩解接頭殘余應力的目的；②異質釬焊界面反應機理解析及調控：后續研究應深入分析界面形成機制及元素反應過程,建立異質釬焊界面調控準則,為前期釬料設計與后續應力緩解提供理論支撐；③接頭應力分布、應力緩解機制及其對構件性能的影響：后續研究重點應集中在異質接頭應力分布模擬計算、應力測量新方法、應力緩解程度及其對整體構件性能的影響。

2)異種材料激光焊接研究方面后續可從以下方向開展研究工作：①激光快速加熱冷卻條件下不同表面狀態(鍍層、表面微結構)以及釬料成分在母材表面的非平衡動態潤濕鋪展行為,開展鋪展動力學計算并闡明激光熱源作用下的潤濕機制；②建立異種接頭界面化合物層高強高韌設計原則,并對界面化合物層尺寸、分布等進行精確調控,研究界面層與母材之間的位向關系；③開發多能場輔助、新型激光熱源設計以及多組元合金元素復合調控技術,建立符合實際焊接過程的固/液界面反應的熱力學計算模型及界面化合物生長動力學模型；④開展異種材料激光焊接接頭的變形能力、腐蝕性能以及動載性能的研究,闡明面向服役環境的接頭失效機制,豐富接頭綜合性能評價體系。

3)目前異種材料的電子束焊接的研究還僅局限于工藝、組織和接頭力學性能分析,對電子與材料之間的作用機理,電子束的深穿機理以及匙孔效應目前無法通過試驗來進行驗證；同時研究材料也局限于傳統的合金材料,未對新材料進行電子束焊接的探索。今后的研究應在開發新型多功能化設備,采用試驗和數值模擬相結合的手段去闡明電子束焊接的深層次機理,對新型功能材料、結構材料和復合材料等新材料的電子束焊接等方面開展研究。

4)異種材料電弧焊接研究方面后續可從以下方向開展研究工作：①完善異種金屬電弧冶金基本理論,明晰焊接過程中的熱、質、力傳輸機制等物理本質問題。建立多場耦合(溫度場、流場、應力應變場等)下電弧、熔池與再熱金屬的全流程仿真模型,揭示組織及缺陷的演變機理；②發展電弧與多能場復合焊接新方法,加強對多能場(電弧、超聲、磁場、激光等)耦合新工藝以及接頭形性協調控制的創新設計和基礎研究,改善界面微觀組織特征與宏觀性能表現；③材料冶金體系多元化,進一步發展可面向應用的多組元、多形式填充材料,借助電弧二次冶金作用實現焊接接頭性能的原位增強。

5)與完全互溶體系相比,有限互溶體系和完全不互溶體系材料的攪拌摩擦焊仍處于試驗研究階段,距離實際工業應用仍存在一定距離。為進一步推動工業化進程,主要有以下幾個問題及關鍵技術亟待解決：①對于有限互溶的異種材料組合,應建立“焊接工藝優化—攪拌摩擦焊熱力耦合—界面處IMC”三者之間的內在聯系和定量關系,通過接頭宏觀成形和界面微觀結構實現對接頭性能的有效調控；②采用復合/輔助能場焊接時,外加能場對異種材料攪拌摩擦焊接頭的作用機制仍有待進一步深入探索,以更高效地利用外加能場提供的能量實現對接頭性能的改善；③對于完全不互溶的材料,通過引入過渡層/表面層、制備表面微結構等方式,研究熱力耦合作用下界面機械/化學結合增強機制及其連接機理,以達到提高接頭承載能力的目的。

6)在基礎理論方面,主要有連接新方法及接頭質量控制,新材料的表面潤濕,界面反應及冶金機理,應力緩和方法,質量評估及壽命預測,接頭組織的定量分析,新化合物的表征、接頭形成過程的模擬仿真等。

7)在典型的異種材料連接結構方面,應關注鋁合金與鋼、輕質金屬與樹脂基復合材料在汽車及車輛行業上的應用。海洋工程領域應進一步開展鈦合金與銅、鈦合金與鋼、鈦合金與復合材料的連接實驗研究。航空航天領域繼續深入研究金屬間化合物、陶瓷及復合材料的連接。生命健康領域應探索仿生材料、生體材料(骨頭、皮膚、血管)的連接新方法、新工藝及接頭性能評價等。

致 謝

感謝在論文撰寫過程中,曹健、宋曉國、檀財旺、李淳、胡勝鵬、司曉慶、付偉、王厚勤、劉一搏、周利、夏鴻博、胡琰瑩等老師提供的素材和資料。