Al-Si-Cu-Zn釬料釬焊3003鋁合金的接頭組織及力學(xué)性能

李小強(qiáng)，肖　晴，李　力，屈盛官

(華南理工大學(xué) 國家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心，廣州 510640)

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Al-Si-Cu-Zn釬料釬焊3003鋁合金的接頭組織及力學(xué)性能

李小強(qiáng)，肖晴，李力，屈盛官

(華南理工大學(xué) 國家金屬材料近凈成形工程技術(shù)研究中心，廣州 510640)

采用自制的Al-Si-Cu-Zn釬料對(duì)3003鋁合金進(jìn)行釬焊實(shí)驗(yàn)，利用X射線衍射、掃描電鏡、能譜儀對(duì)接頭微觀組織和斷口進(jìn)行分析，并研究了釬焊溫度對(duì)接頭組織和性能的影響。結(jié)果表明：在540～580℃保溫10min工藝下釬焊3003鋁合金，均可獲得良好的釬焊效果。釬焊接頭均由釬縫中心區(qū)的α(Al)固溶體、θ(Al2Cu)金屬間化合物、細(xì)小Si相和AlCuFeMn+Si相，兩側(cè)擴(kuò)散區(qū)的α(Al)固溶體與元素?cái)U(kuò)散層以及母材組成；釬焊接頭室溫剪切斷裂于擴(kuò)散區(qū)齒狀α(Al)/釬縫中心區(qū)的交界面，斷口主要呈脆性解理斷裂特征。隨著釬焊溫度的升高，擴(kuò)散區(qū)的α(Al)固溶體晶粒長(zhǎng)大，接頭結(jié)合界面犬牙交錯(cuò)；當(dāng)釬焊溫度為560℃，保溫10min時(shí)，接頭的室溫抗剪強(qiáng)度達(dá)到最大值92.3MPa，約為母材強(qiáng)度的62.7%。

鋁合金；釬焊；鋁基釬料；接頭組織

鋁合金由于密度小、力學(xué)性能良好、成形性能優(yōu)異等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車、機(jī)械等行業(yè)[1,2]。釬焊作為一種傳統(tǒng)的連接技術(shù)，可以使被連接件的變形控制在極小的范圍內(nèi)，從而為結(jié)構(gòu)復(fù)雜的鋁合金制件的連接提供技術(shù)支撐。鋁合金目前常用的釬焊方法有火焰釬焊、氣體保護(hù)釬焊和真空釬焊[3-5]。火焰釬焊簡(jiǎn)便靈活，適用于小尺寸構(gòu)件，但是加熱過程中溫度不易精確控制，難以保證接頭質(zhì)量，甚至可能燒壞被焊工件。氣體保護(hù)釬焊和真空釬焊適應(yīng)性好，并能較好地保證接頭質(zhì)量，但對(duì)設(shè)備的依賴性大，操作過程也較為復(fù)雜?？諝鉅t中釬焊作為最簡(jiǎn)單有效的釬焊方法之一，具有加熱均勻、設(shè)備簡(jiǎn)單通用、生產(chǎn)效率較高等優(yōu)點(diǎn)，但因釬焊溫度較高時(shí)，工件容易發(fā)生氧化，難以保證釬焊質(zhì)量，導(dǎo)致其應(yīng)用受到一定程度的限制；因此，尋找一種低熔點(diǎn)鋁基釬料來降低釬焊溫度，對(duì)實(shí)現(xiàn)鋁合金低成本、高質(zhì)量的釬焊連接具有十分重要的實(shí)際意義。

常用的鋁基釬料主要是以Al-Si共晶為基礎(chǔ)，根據(jù)不同的母材特性和釬焊接頭性能要求，通過添加一定的合金元素而形成。針對(duì)不適宜采用Al-Si共晶釬料釬焊的低熔點(diǎn)鋁合金[6,7]，國內(nèi)外學(xué)者為降低釬料的熔點(diǎn)作了大量研究，結(jié)果表明，鍺、銦、鐿、銅等元素可以降低釬料的熔點(diǎn)；但考慮到材料成本，目前國內(nèi)主要采用加入Cu元素以達(dá)到降低釬料熔點(diǎn)的目的[8,9]。本工作采用自制的Al-Si-Cu-Zn釬料釬焊3003鋁合金，分析釬焊溫度對(duì)接頭組織和性能的影響規(guī)律。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

釬焊實(shí)驗(yàn)采用空氣爐中釬焊工藝，在SX3-4-10-A型箱式電阻爐中進(jìn)行，所采用的鋁合金試件尺寸為15mm×30mm×3mm，其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為：Mn 1.12，Si 0.12，Cu 0.07，F(xiàn)e 0.55，Al為余量。母材的室溫抗拉強(qiáng)度為147.3MPa。

實(shí)驗(yàn)釬料為自主研制的箔狀A(yù)l-Si-Cu-Zn釬料，厚度為0.2mm。釬料的化學(xué)成分及其熔化溫度如表1所示。該釬料以Al-Si為基礎(chǔ)，通過添加適量銅和鋅降低釬料合金的熔點(diǎn)，改善其流動(dòng)性[4,10]；添加微量錳改善釬料對(duì)3003鋁合金的潤濕性，提高釬焊接頭的強(qiáng)度和抗腐蝕性能?？紤]到空氣爐中加熱的氧化性和釬焊過程中的去膜作用，采用QJ201釬劑進(jìn)行保護(hù)，QJ201的化學(xué)成分為KCl-32LiCl-10NaF-8ZnCl2，熔點(diǎn)范圍為460～520℃。

表1　釬料合金的化學(xué)成分和熔化溫度

釬焊前，將待釬焊面在SiC砂紙上按180#，360#，600#和800#順序進(jìn)行逐級(jí)打磨，接著用10%NaOH溶液去氧化膜，然后用清水沖洗，再用5%HNO3溶液進(jìn)行中和處理，最后用清水沖洗、晾干。風(fēng)干后的釬料置于兩釬焊面間組裝成搭接接頭(如圖1所示)，并施加0.2MPa的壓力，以保證釬焊試樣穩(wěn)固[11]。釬焊時(shí)，先將SX3-4-10-A型箱式電阻爐加熱到釬焊溫度并保溫10min，使?fàn)t膛內(nèi)溫度均勻，然后將裝配好的試樣放置于電阻爐內(nèi)，通過快速升溫避免釬劑因過早熔化而降低其效用，從達(dá)到目標(biāo)溫度開始計(jì)時(shí)，焊后迅速從電阻爐中取出試樣并空冷至室溫。本實(shí)驗(yàn)釬焊溫度為540～580℃，保溫時(shí)間為10min。

圖1　釬焊接頭示意圖Fig.1　Schematic diagram of brazed joint

將釬焊接頭截面研磨拋光進(jìn)行金相制樣(腐蝕液為0.5%HF水溶液)，采用DMI 5000M金相顯微鏡、Quanta200環(huán)境掃描電子顯微鏡、Inca 300能譜分析儀和D8 Advance X射線衍射儀等分析試樣接頭微觀組織和斷口形貌。采用CMT5105萬能材料試驗(yàn)機(jī)測(cè)試釬焊試樣抗剪強(qiáng)度，實(shí)驗(yàn)加載速率為0.5mm/min。

2　結(jié)果與討論

2.1釬料的XRD和微觀組織

圖2(a),(b)分別為Al-Si-Cu-Zn釬料的XRD圖譜和微觀組織。由XRD結(jié)果可知該釬料含有α(Al)，θ(Al2Cu)，Si和Al65Cu20Fe9Mn64個(gè)相，結(jié)合EDS結(jié)果，判斷微觀組織中淺灰色基體為α(Al)相，灰色網(wǎng)絡(luò)狀為θ(Al2Cu)相，深灰色細(xì)針狀為Si相，黑色枝杈狀為AlCuFeMn+Si相。

圖2　Al-Si-Cu-Zn釬料的XRD圖譜(a)及微觀組織(b)Fig.2　XRD pattern(a) and optical microstructure(b) of Al-Si-Cu-Zn filler metal

2.2典型釬焊接頭的微觀組織

圖3為釬焊溫度560℃，釬焊時(shí)間10min的接頭微觀組織。根據(jù)釬縫中元素(主要是Al元素)的線掃描結(jié)果(見圖3(a))，可以將釬焊接頭分成3部分，即釬縫中心區(qū)、擴(kuò)散區(qū)和母材[12]。圖3(a)中間是以釬料合金為主的釬縫中心區(qū)(表示為Ⅰ區(qū))，左右兩側(cè)是3003母材(表示為Ⅲ區(qū))。Ⅰ區(qū)和Ⅲ區(qū)之間為Ⅱ區(qū)，Ⅱ區(qū)是由于釬焊過程中釬料和母材中元素的擴(kuò)散作用而形成的擴(kuò)散區(qū)。

如圖3(a)所示，根據(jù)Al元素的線掃描成分分布將擴(kuò)散區(qū)可以分為單相α(Al)固溶體層(表示為A層) 和元素?cái)U(kuò)散層(表示為B層)兩層[12,13]。從釬縫中心區(qū)到母材，Al元素含量先急劇升高，然后趨于穩(wěn)定(A層)，略微下降之后又開始上升(B層)，最后達(dá)到新的穩(wěn)定值。單相α(Al)固溶體層是指擴(kuò)散層向釬縫中心方向生長(zhǎng)的齒狀α(Al)固溶體，它的形成既與Al-Si，Al-Si-Cu共晶反應(yīng)有關(guān)，也與釬料中的Si，Cu元素的擴(kuò)散有關(guān)，合金元素的擴(kuò)散使母材在低于其熔點(diǎn)的溫度下即可發(fā)生熔化。圖3(b)是560℃時(shí)釬焊接頭的釬縫中心區(qū)微觀組織，與釬料的微觀組織(見圖2(b))對(duì)比，發(fā)現(xiàn)兩者的相組成基本相同，即淺灰色網(wǎng)絡(luò)狀的θ(Al2Cu)相、深灰色細(xì)針狀和細(xì)小顆粒狀的Si相以及深灰色枝杈狀A(yù)lCuFeMn+Si相，其余為α(Al)固溶體。

2.3釬焊溫度對(duì)接頭的微觀組織的影響

圖4為不同釬焊溫度時(shí)釬焊接頭的微觀組織，可見接頭組織均較為致密，呈現(xiàn)出良好冶金結(jié)合。由圖4可以看出釬焊溫度從540℃上升至560℃時(shí)，釬縫寬度逐漸增加，α(Al)和θ(Al2Cu)晶粒明顯長(zhǎng)大，并且α(Al)相在釬縫中所占體積比有所增加，θ(Al2Cu)相體積比減小。這是由于隨著釬焊溫度升高母材中的Al原子向釬料合金中擴(kuò)散以及釬料合金中的合金原子(主要是Cu，Zn，Si原子)向母材的擴(kuò)散作用均加劇，導(dǎo)致母材溶解增多和釬縫/母材界面向母材一側(cè)推移。當(dāng)釬焊溫度升高至580℃時(shí)，因釬焊溫度過高，釬料黏度過低，導(dǎo)致釬料部分流失，釬縫變窄，釬縫中心區(qū)α(Al)相、θ(Al2Cu)相晶粒明顯粗大，且組織較不均勻。對(duì)不同釬焊溫度時(shí)釬焊接頭的釬縫中心區(qū)的基體組織進(jìn)行能譜分析，結(jié)果如表2所示。結(jié)合Al-Si-Cu三元相圖[6]，推斷釬縫基體組織為固溶有Cu，Zn，Si元素的α(Al)固溶體。不同釬焊溫度對(duì)應(yīng)的釬縫中心區(qū)θ(Al2Cu)相、AlCuFeMn+Si相的能譜分析結(jié)果如表3所示。

圖3　釬縫微觀組織(560℃,10min)　(a)釬縫線掃描圖；(b)中心區(qū)微觀組織Fig.3　Microstructure of the seam brazed at 560℃ for 10min(a)element line scanning image;(b)microstructure of the center zone

圖4　不同釬焊溫度時(shí)釬焊接頭微觀組織　(a)540℃；(b)550℃；(c)560℃；(d)580℃Fig.4　Microstructures of the joints brazed at various temperatures(a)540℃；(b)550℃；(c)560℃；(d)580℃

表2　釬縫中心區(qū)基體組織能譜分析

表3　釬縫中心區(qū)的θ(Al2Cu)相與AlCuFeMn+Si相的能譜分析

隨著釬焊溫度的升高，元素?cái)U(kuò)散作用加劇，擴(kuò)散區(qū)齒狀α(Al)固溶體進(jìn)一步向釬縫中心生長(zhǎng)，形成犬牙交錯(cuò)的結(jié)合界面，進(jìn)一步增強(qiáng)釬料與母材的冶金結(jié)合能力，使接頭性能提高。齒狀α(Al)固溶體的適當(dāng)生長(zhǎng)有利于釬焊接頭力學(xué)性能的提高，但是釬焊溫度過高會(huì)使母材發(fā)生過度溶蝕，接頭性能反而惡化[5]。

2.4力學(xué)性能及斷口分析

采用Al-Si-Cu-Zn釬料在不同釬焊溫度下對(duì)3003鋁合金進(jìn)行搭接釬焊，獲得的接頭的室溫抗剪強(qiáng)度[12]及斷裂位置如表4所示。由表4可知，釬焊溫度為540～580℃，釬焊接頭均斷裂于擴(kuò)散區(qū)齒狀α(Al)/釬縫中心區(qū)的交界處。從540℃升高至560℃，釬焊接頭的室溫抗剪強(qiáng)度逐漸提高，但溫度進(jìn)一步升高至580℃時(shí)，強(qiáng)度有所下降。

表4　不同釬焊溫度的接頭室溫抗剪強(qiáng)度

釬焊溫度直接影響元素的擴(kuò)散能力和接頭的冶金結(jié)合效果[14]，釬焊溫度為540℃時(shí)，元素的長(zhǎng)程擴(kuò)散能力較弱，兩側(cè)擴(kuò)散區(qū)較窄(見圖3(a))，齒狀α(Al)固溶體晶粒較小，釬縫與母材結(jié)合界面幾乎呈直線，冶金結(jié)合相對(duì)偏弱，室溫剪切時(shí)試樣斷裂在擴(kuò)散區(qū)齒狀α(Al)/釬縫中心區(qū)的交界處，釬焊接頭抗剪強(qiáng)度為54.8MPa；隨著釬焊溫度的升高，母材和釬料中元素的長(zhǎng)程擴(kuò)散能力增強(qiáng)，齒狀α(Al)固溶體晶粒長(zhǎng)大，接頭結(jié)合界面犬牙交錯(cuò)，接頭兩側(cè)擴(kuò)散區(qū)逐漸增厚(見圖4(b)，(c))，冶金結(jié)合能力逐漸增強(qiáng)，試樣剪切斷裂時(shí)斷裂面仍位于擴(kuò)散區(qū)齒狀α(Al)/釬縫中心區(qū)的交界處，但曲折的界面延緩了裂紋的擴(kuò)展，使得釬焊接頭抗剪強(qiáng)度得到提高。當(dāng)釬焊溫度為560℃時(shí)，釬焊接頭的室溫抗剪強(qiáng)度達(dá)到最大值92.3MPa，約為母材強(qiáng)度的62.7%。然而進(jìn)一步提高釬焊溫度，釬料發(fā)生部分流失，母材發(fā)生輕微溶蝕，擴(kuò)散區(qū)的α(Al)固溶體晶粒不再均勻長(zhǎng)大，從而導(dǎo)致釬焊接頭的強(qiáng)度反而降低。當(dāng)釬焊溫度上升至580℃時(shí)，接頭的室溫抗剪強(qiáng)度下降到61.6MPa。

圖5為560℃釬焊接頭的剪切斷口形貌。從圖5(a)可以看出斷口呈現(xiàn)出許多短而彎曲的撕裂棱，撕裂棱兩邊由大小不一的解理臺(tái)階構(gòu)成。表5顯示了圖5(a)中3個(gè)位置的能譜分析結(jié)果，Al和Cu的原子比接近2∶1，可以判斷剪切斷口為θ(Al2Cu)相。再結(jié)合圖5(b)，可以判斷接頭斷裂于擴(kuò)散區(qū)齒狀α(Al)/釬縫中心區(qū)的交界面，這是由于α(Al)固溶體晶界處存在不連續(xù)網(wǎng)狀分布的脆性θ(Al2Cu)相。在應(yīng)力集中的作用下，脆性θ(Al2Cu)相沿α(Al)相界面被拉開從而產(chǎn)生裂紋，最終導(dǎo)致接頭剪切斷口表現(xiàn)為較明顯的脆性解理斷裂特性[15]。

圖5　釬焊接頭的剪切斷口形貌(560℃,10min)　(a)SEM斷口形貌；(b)斷口截面金相組織Fig.5　Shear fracture morphology of the joints brazed at 560℃ for 10min(a)SEM fracture morphology;(b)optical microstructure of the cross-section of fracture surface

LocationAtomfraction/%AlCuZnA63.4934.502.01B68.0830.021.90C73.5725.311.12

3　結(jié)論

(1)采用Al-Si-Cu-Zn箔狀釬料在540～580℃保溫10min工藝下對(duì)3003合金進(jìn)行釬焊，可獲得良好的釬焊接頭，它由釬縫中心區(qū)、兩側(cè)擴(kuò)散區(qū)和母材組成。560℃時(shí)釬焊接頭的室溫抗剪強(qiáng)度達(dá)到最大值92.3MPa，約為母材強(qiáng)度的62.7%。

(2)在540～580℃保溫10min時(shí)，釬焊試樣室溫剪切斷裂于擴(kuò)散區(qū)齒狀α(Al)/釬縫中心區(qū)交界面，主要沿?cái)U(kuò)散區(qū)齒狀α(Al)固溶體相和脆性θ(Al2Cu)相的界面產(chǎn)生開裂，斷口形貌主要呈現(xiàn)出脆性解理斷裂特征。

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Microstructure and Mechanical Property of 3003 Aluminum Alloy Joint Brazed with Al-Si-Cu-Zn Filler Metal

LI Xiao-qiang,XIAO Qing,LI Li,QU Sheng-guan

(National Engineering Research Center of Near-net-shape Forming for Metallic Materials,South China University of Technology,Guangzhou 510640,China)

Al-Si-Cu-Zn filler metal was developed to braze 3003 aluminum alloy. The microstructure and fracture surface of the joint were analyzed by XRD, SEM and EDS, and the effects of brazing temperature on microstructure and property of the joint were investigated. The results show that good joints are obtained at brazing temperature of 540-580℃ for 10min. The brazed joint consists of α(Al) solid solution, θ(Al2Cu) intermetallic compound, fine silicon phase and AlCuFeMn+Si phase in the central zone of brazed seam, and α(Al) solid solution and element diffusion layers at both the sides of brazed seam, and the base metal. The room temperature (RT) shear fracture of the joint occurs at the interface between the teeth shape α(Al) in the diffusion layer and the center zone of brazed seam, which is mainly characterized as brittle cleavage. As the brazing temperature increases, α(Al) solid solution crystals in the diffusion zone grow up, and the interfacial bonding of the joint is in the form of interdigitation. Brazing at 560℃ for 10min, the RT shear strength of the joint reaches the maximum value of 92.3MPa, which is about 62.7% of the base material.

aluminum alloy;brazing;aluminum based filler metal;joint microstructure

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.09.005

TG454

A

1001-4381(2016)09-0032-06

2014-09-02；

2015-11-19

李小強(qiáng)(1972-)，男，教授，博士生導(dǎo)師，研究方向：主要從事異種金屬材料連接及粉末冶金方面研究，聯(lián)系地址：廣東省廣州市天河區(qū)五山路382號(hào)華南理工大學(xué)38號(hào)樓金屬新材料中心(510640)，E-mail：Lixq@scut.edu