0.   引言

航空航天用微波組件正朝著大功率、輕量化、更優(yōu)性能和更高可靠性的方向發(fā)展,因此對(duì)組件框架、殼體等封裝材料的性能提出了更高的要求[1-3]。傳統(tǒng)、單一的材料已經(jīng)很難滿足新一代發(fā)送與接收（T/R）模塊封裝件所需的綜合性能要求[4]?？煞ズ辖鹗浅Ｓ玫碾娮臃庋b材料,具有優(yōu)異的焊接性和機(jī)械加工性,且熱膨脹系數(shù)低,玻璃附著性良好[5],但存在著熱導(dǎo)率低、密度高、剛度低等缺點(diǎn),嚴(yán)重阻礙了其發(fā)展。高硅鋁合金具有密度小、強(qiáng)度和剛度高、易于加工、熱膨脹系數(shù)高與微波組件內(nèi)部的芯片和基板匹配性好、散熱性能良好等優(yōu)點(diǎn),可以滿足航空航天微波組件封裝的需要[6-7],但也存在熱導(dǎo)率高、脆性大等問題。如將可伐合金與高硅鋁合金結(jié)合在一起,用高硅鋁合金替代可伐合金作為封裝殼體,蓋板仍使用可伐合金,可以很好地利用二者的優(yōu)勢(shì),克服二者不足。然而高硅鋁合金主要構(gòu)成元素為鋁和硅,可伐合金的主要成分是鐵、鈷、鎳,2種材料的物理和化學(xué)性質(zhì)差別較大,這使得釬焊過程中液態(tài)釬料與兩側(cè)母材的界面反應(yīng)不盡相同,連接較為困難[8-9]。 

獲得異種材料高質(zhì)量釬焊接頭的方法包括添加中間層[10]、釬縫復(fù)合化[11]、母材表面改性[12-13]、釬料活性元素優(yōu)選[14]等。鋁合金與可伐合金的連接本質(zhì)是鋁與鐵的連接[15],適合采用釬料活性元素優(yōu)選的方法來(lái)提高二者釬焊接頭的質(zhì)量。鋁合金與可伐合金連接時(shí)較適合的釬料主要為Al-Si-Cu系釬料,在該體系中,高硅鋁合金母材的主元素是鋁元素,有利于釬料與母材的元素相互擴(kuò)散；硅元素可以降低釬料的熱膨脹系數(shù),從而降低接頭應(yīng)力；銅元素的擴(kuò)散能力較強(qiáng),有利于冶金結(jié)合,但銅含量的增加會(huì)導(dǎo)致釬料脆性增大。鎳和銅的晶體結(jié)構(gòu)相似,2種元素可以無(wú)限固溶形成連續(xù)固溶體,用鎳元素取代部分銅元素,可以減少Al2Cu脆性金屬化合物的生成,提高釬料的韌性和耐腐蝕性能[16]。然而目前,少見有關(guān)Al-Si-Cu-Ni釬料釬焊高硅鋁合金和可伐合金的報(bào)道,為此,作者以不同鎳含量的Al-Si-Cu-Ni合金為釬料,研究了鎳含量對(duì)合金釬料組織和性能以及釬焊高硅鋁合金/可伐合金接頭力學(xué)性能的影響,確定最佳鎳含量,并分析了釬焊溫度對(duì)采用最佳成分釬料釬焊接頭組織和抗剪強(qiáng)度的影響。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

母材為噴射沉積法制備的硅質(zhì)量分?jǐn)?shù)為50%的CE11高硅鋁合金板（長(zhǎng)沙博朗思達(dá)提供）和4J29可伐合金板（滄州科威電子公司提供）,化學(xué)成分如表1所示。釬料采用快速凝固法制備而成,名義成分為Al-7.5Si-23Cu-xNi（x取0,0.5,1.0,1.5,2.0,2.5,質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）,原料為Al-20Si合金（純度99.95%）、鋁（純度99.99%）、銅（純度99.99%）、鎳（純度99.99%）。按名義成分配料,使用CXZG-1型真空感應(yīng)爐將原料熔煉獲得鑄態(tài)釬料,再以25 A·min−1的速率將加熱電流增加至75 A,對(duì)鑄態(tài)釬料加熱8~10 min后,采用NMS-II型氬氣保護(hù)甩帶機(jī)制備成寬度為25 mm、厚度為30~80 μm的箔狀釬料。將鑄態(tài)釬料打磨、拋光后,用體積分?jǐn)?shù)25%的HNO3溶液腐蝕40 s,采用OLYMPUS光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織,采用能譜儀（EDS）進(jìn)行微區(qū)成分分析。使用STA449C型同步熱分析儀在高純氬氣下對(duì)箔狀釬料進(jìn)行差示掃描量熱分析,加熱速率為10 ℃·min−1。采用Luborsky平行板壓彎法[18]對(duì)箔狀釬料進(jìn)行脆韌性測(cè)試：將箔狀釬料放在2個(gè)相互平行的壓板之間,緩慢勻速移動(dòng)一側(cè)的壓板,縮小兩板間距離直至釬料折斷。通過斷裂應(yīng)變的大小來(lái)判斷脆韌性,斷裂應(yīng)變?cè)酱?韌性越好,若斷裂應(yīng)變?yōu)?,表示材料呈脆性,韌性差。斷裂應(yīng)變的計(jì)算公式為 

式中：εf為斷裂應(yīng)變；t為箔狀釬料厚度；d為釬料折斷時(shí)兩壓板間距離。 

將母材切割成尺寸為20 mm×10 mm×2 mm的待焊試樣,用400#、600#、800#、1000#砂紙逐級(jí)打磨母材,用1000#砂紙對(duì)箔狀釬料輕微打磨去除氧化膜。將打磨干凈的母材及釬料放置于乙醇和丙酮的混合溶液中,超聲清洗20 min,超聲清洗3次[17]。將母材和釬料進(jìn)行搭接,搭接長(zhǎng)度為6~8 mm,用夾具固定后放入OTL1200型真空管式爐中進(jìn)行焊接試驗(yàn),真空度約為1×10−3 Pa,焊接溫度分別為560,570,580,590,600 ℃（超過600 ℃高硅鋁合金會(huì)出現(xiàn)滲鋁現(xiàn)象,破壞其結(jié)構(gòu)）,保溫時(shí)間為30 min,隨爐冷卻。 

在釬焊接頭中部截取金相試樣,采用OLYMPUS倒置式光學(xué)顯微鏡和Philips Quanta 200型掃描電鏡（SEM）觀察接頭的顯微組織,并用SEM附帶的EDS進(jìn)行元素面掃描。使用CMT5105型萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)試釬焊接頭的抗剪強(qiáng)度,載荷為20 kN,剪切速度為0.1 mm·min−1。按照GJB 548B—2005,在待焊高硅鋁合金表面加工出直徑為2 mm的通孔,隨后與未打孔的可伐合金通過箔狀釬料進(jìn)行焊接,然后用ZQJ-530型氦質(zhì)譜檢漏儀測(cè)試接頭的氣密性。 

2.   試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1   鎳含量對(duì)釬料組織和性能的影響

2.1.1   熔化特性

由表2可知,鎳含量的變化對(duì)箔狀釬料的液/固相線溫度影響較小,釬料的熔化溫度區(qū)間較穩(wěn)定。根據(jù)焊接釬料的選用原則,應(yīng)選擇熔化溫度區(qū)間盡量小,熔點(diǎn)相對(duì)較低的釬料,這樣有利于焊接中釬料的潤(rùn)濕和鋪展。當(dāng)鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.0%時(shí),箔狀釬料的熔化溫度區(qū)間最小,熔點(diǎn)最低。 

2.1.2   顯微組織

由圖1可見：不同鎳含量鑄態(tài)釬料的顯微組織主要由淺白色α-Al基體、深灰色塊狀初生硅相以及淺灰色樹枝狀和柱狀共晶相組成。隨著鎳含量的增加,局部共晶組織增多,柱狀晶變粗大。當(dāng)鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.0%時(shí),鑄態(tài)釬料組織均勻,共晶相彌散分布。釬料中鎳的添加可有效降低釬料的表面張力,促進(jìn)釬料的潤(rùn)濕鋪展[19],有利于焊接性能的提高。當(dāng)鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.5%時(shí),初生硅相發(fā)生聚集,組織分布不均勻。 

圖  1  不同鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)鑄態(tài)釬料的顯微組織

Figure  1.  Microstructures of as-cast brazing alloys with different Ni mass fractions

由圖2結(jié)合表3可以看出：鑄態(tài)釬料黑色區(qū)域（位置A、位置C）的主要成分為鋁,為α-Al基體相,基體相中固溶較高含量銅元素（位置C）；柱狀組織（位置B）中鎳、鋁、銅含量較高,推測(cè)為Al6Cu3Ni金屬間化合物,樹枝狀組織（位置D)中銅含量很高,推測(cè)為Al2Cu相。 

圖  2  鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)1.0%鑄態(tài)釬料的SEM形貌

Figure  2.  SEM morphology of as-cast brazing alloy with Ni mass fraction of 1.0%

2.1.3   韌性

由圖3可以看出,添加鎳后,Al-Si-Cu系釬料的斷裂應(yīng)變?cè)龃?且隨著鎳含量的增加,斷裂應(yīng)變先升高后降低,當(dāng)鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.0%時(shí),箔狀釬料的斷裂應(yīng)變最大,為30.6×10−3,此時(shí)釬料的韌性最好。鎳易與鋁形成Al3Ni、Al3CuNi、Al6Cu3Ni等化合物,減少脆性相Al2Cu的生成,因此添加鎳后箔狀釬料的韌性提高[20]。當(dāng)鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過2.0%時(shí),含鎳的金屬間化合物Al6Cu3Ni和初生硅相會(huì)發(fā)生部分聚集,造成內(nèi)部應(yīng)力集中[21],從而使箔狀釬料的韌性下降。 

圖  3  箔狀釬料的斷裂應(yīng)變隨鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)的變化曲線

Figure  3.  Fracture strain vs Ni mass fraction curve of foil brazing alloys

2.1.4   焊接性能

由圖4可見,釬焊溫度580 ℃下接頭的抗剪強(qiáng)度隨釬料中鎳含量的增加呈先升高后降低的趨勢(shì)。使用未添加鎳（鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0）釬料得到的接頭的抗剪強(qiáng)度最低,為52.70 MPa,這是由于此時(shí)釬料的韌性較差,組織中的Al2Cu相較多[21]；隨著釬料中鎳含量的增加,鎳與銅和鋁反應(yīng)形成Al3CuNi,Al6Cu3Ni等化合物,減少了Al2Cu脆性金屬化合物的生成,同時(shí)釬料的組織更加細(xì)化,因此接頭的抗剪強(qiáng)度增大；當(dāng)釬料中鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.0%時(shí),抗剪強(qiáng)度最高,為67.25 MPa,但繼續(xù)增加釬料中鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)時(shí),釬料組織分布不均勻,初生硅相聚集,接頭抗剪強(qiáng)度迅速降低。綜上,當(dāng)鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.0%時(shí),釬料具有最優(yōu)的熔化特性、顯微組織、韌性和焊接性能,因此后續(xù)用鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.0%釬料對(duì)高硅鋁合金與可伐合金進(jìn)行焊接,研究釬焊溫度對(duì)接頭組織和性能的影響。 

圖  4  釬焊接頭的抗剪強(qiáng)度隨釬料中鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)的變化曲線（釬焊溫度580 ℃）

Figure  4.  Curve of shear strength of brazed joints vs Ni mass fraction in brazing alloy (brazing temperature of 580 ℃)

2.2   釬焊溫度對(duì)接頭組織與性能的影響

2.2.1   組織

由圖5可以看出：當(dāng)釬焊溫度為560 ℃時(shí),焊縫與母材界面明顯,該溫度下釬焊時(shí)釬料活性較低,與母材相互作用較弱,只有少量的釬料擴(kuò)散到母材,大部分釬料仍處于焊縫中；升高溫度可以促進(jìn)元素?cái)U(kuò)散[22],當(dāng)釬焊溫度為570 ℃時(shí),釬料熔化完全且充分潤(rùn)濕2種母材,焊縫與母材間未見清晰的界面,同時(shí)界面處無(wú)孔洞、夾渣等缺陷；繼續(xù)升高釬焊溫度到580,590 ℃時(shí),釬料元素繼續(xù)向母材中擴(kuò)散,母材部分熔化,母材中的硅元素向焊縫擴(kuò)散,在焊縫一側(cè)聚集,對(duì)焊縫產(chǎn)生破壞作用,同時(shí)焊縫中的脆性相Al2Cu增多,對(duì)接頭性能產(chǎn)生不利影響[23]；當(dāng)釬焊溫度升高到600 ℃時(shí),釬料與母材間的元素?cái)U(kuò)散加劇,高硅鋁合金中硅向近焊縫處擴(kuò)散并偏聚,液態(tài)釬料流動(dòng)性過高,在壓力的作用下溢出,焊縫中出現(xiàn)裂紋。裂紋的形成可能是由于過高的溫度導(dǎo)致焊縫處的材料膨脹,其橫向受到夾具壓應(yīng)力作用,而縱向是無(wú)拘束狀態(tài),從而在自身拉應(yīng)力的作用下產(chǎn)生微裂紋[24]。 

圖  5  不同釬焊溫度下接頭的顯微組織

Figure  5.  Microstructures of joints under different brazing temperatures

由圖6可以看出,當(dāng)釬焊溫度為570 ℃時(shí),焊縫與兩側(cè)母材界面處結(jié)合緊密,釬料與兩側(cè)母材之間發(fā)生了元素互擴(kuò)散。鋁元素主要分布在高硅鋁合金母材及焊縫中,未向可伐合金母材中擴(kuò)散；硅元素主要分布在高硅鋁合金母材中；釬料中的銅元素具有較強(qiáng)的擴(kuò)散能力,均勻分布于整個(gè)焊縫,并向高硅鋁合金和可伐合金母材擴(kuò)散；可伐合金的主要元素鐵、鎳、鈷元素在釬料層中均勻擴(kuò)散,在焊縫中與其他元素相互作用生成化合物或固溶體。 

圖  6  570 ℃釬焊溫度下接頭的元素面掃描區(qū)域和結(jié)果

Figure  6.  Elemental surface scanning area (a) and results (b–g) of joint under brazing temperature of 570 ℃

2.2.2   抗剪強(qiáng)度

由圖7可見,隨著釬焊溫度的升高,釬焊接頭的抗剪強(qiáng)度先升后降,釬焊溫度為570 ℃下的接頭抗剪強(qiáng)度最大,為69.48 MPa。當(dāng)釬焊溫度為570 ℃時(shí),釬料與兩側(cè)母材結(jié)合緊密,元素充分?jǐn)U散,因此接頭抗剪強(qiáng)度最高；釬焊溫度高于570 ℃會(huì)導(dǎo)致硅擴(kuò)散加劇而在焊縫一側(cè)聚集,從而影響接頭強(qiáng)度,并且當(dāng)釬焊溫度為600 ℃時(shí),液態(tài)釬料流動(dòng)性過高,與母材間的反應(yīng)劇烈,同時(shí)焊縫中出現(xiàn)裂紋缺陷,導(dǎo)致抗剪強(qiáng)度最低。 

圖  7  接頭的抗剪強(qiáng)度隨釬焊溫度的變化曲線

Figure  7.  Shear strength vs brazing temperature curve of joint

2.2.3   氣密性

由表4可見,隨著釬焊溫度升高,接頭的焊后泄漏率呈先降低后升高的趨勢(shì),釬焊溫度為570 ℃下的接頭氣密性最好,焊后泄漏率為10−10 Pa·m3·s−1,且在一周后重復(fù)測(cè)試氣密性未發(fā)生變化。釬焊溫度570,580 ℃下的焊后泄漏率和一周后泄漏率均在1.0×10−8 Pa·m3·s−1以下,氣密性合格。較低溫度釬焊時(shí),釬料的流動(dòng)性及其與母材的結(jié)合性能較差,氣密性較差；較高溫度釬焊后接頭處出現(xiàn)硅的聚集,甚至?xí)a(chǎn)生裂紋等缺陷,從而影響釬焊接頭的氣密性。 

3.   結(jié)論

（1）鎳含量的變化對(duì)Al-Si-Cu-Ni釬料液/固相線影響較小,熔化溫度區(qū)間較穩(wěn)定,均在12~18 ℃范圍；隨著鎳含量的增加,鑄態(tài)釬料局部共晶組織增多,柱狀晶變粗大,斷裂應(yīng)變和接頭的抗剪強(qiáng)度均先升高后降低。當(dāng)鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.0%時(shí),釬料的熔化溫度區(qū)間最小,熔點(diǎn)最低,組織均勻,共晶相彌散分布,釬料的韌性和焊接性能最好。 

（2）在釬料中鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)為2.0%條件下,當(dāng)釬焊溫度較低時(shí),釬料熔化不完全,焊縫與母材結(jié)合較差；釬焊溫度為570 ℃時(shí),釬料與母材之間元素?cái)U(kuò)散均勻,焊縫與母材結(jié)合較好；隨釬焊溫度繼續(xù)升高,釬料與母材間的元素?cái)U(kuò)散加劇,硅相聚集,焊縫中出現(xiàn)裂紋。隨著釬焊溫度的升高,接頭的抗剪強(qiáng)度先升后降,焊后泄漏率先降后升。最佳釬焊溫度為570 ℃,此時(shí)焊縫與兩側(cè)母材結(jié)合緊密,接頭的抗剪強(qiáng)度最大,為69.48 MPa,氣密性最好,焊后以及一周后的泄漏率僅為10−10 Pa·m3·s−1。

文章來(lái)源——材料與測(cè)試網(wǎng)