55%SiCp/A356Al复合材料电阻点焊接头微观组织及性能

2020-11-24范明保王永亮殷金龙王世君李杏瑞

焊接 2020年6期

范明保，王永亮，殷金龙，王世君，李杏瑞

(1.中车长春轨道客车股份有限公司，长春 130062；2.郑州大学，郑州 450001)

0 前言

现代科学技术，特别是航空航天、能源、海洋工程及交通运输工程技术的发展，对材料的性能提出了更高的要求，碳化硅颗粒增强铝基复合材料(SiCp/Al)具有高比强度、高比模量、低热膨胀系数、抗磨损能力强、高尺寸稳定性、高耐磨性及良好的导热导电性、高温性能与疲劳性能，复合材料的性能随着SiCp体积分数的提高而变化[1-2]。高体积分数SiCp/Al复合材料在航空航天、船舶、汽车、电子封装及空间技术等领域具有广泛的工程应用前景。SiCp/Al复合材料是目前普遍公认的最有竞争力的金属基复合材料品种之一[3-5]。

文中采用电阻点焊方法连接55% SiCp/A356Al复合材料(体积分数)，通过优化焊接工艺参数，探究最佳接头组合方式，理论上可以得到需要的熔核直径、焊接质量和力学性能。并且通过分析焊接接头宏观形貌、微观组织及形成原因，检测力学性能等，进一步挖掘电阻点焊工艺方法的优势，为此类材料在实际生产中的大规模推广应用奠定良好的理论基础[6-8]。

1 试验材料与方法

试验所使用的55% SiCp/A356Al复合材料由哈尔滨工业大学焊接研究所提供，采用真空压力反浸渍法制备。

SiC颗粒尺寸分布：10～50 μm；形状为多角状，在A356Al基体中均匀分布，如图1所示，将焊接试样线切割成60 mm×20 mm×1.5 mm。

焊接方案1：采用优化后的焊接工艺参数对55% SiCp/A356Al复合材料直接进行电阻点焊，即两片试样直接搭接进行点焊连接，示意图如图2所示。

图2 直接焊接示意图

焊接方案2：在方案一的基础上进行改进，在搭接区域加入一层铝箔(厚度约为6 μm)后再施焊。示意图如图3所示。

图3 加铝箔夹层焊接示意图

采用YS-500SA2单相交流固定式点焊机，冷却水流量为3 L/min，焊前准备：包括打磨、丙酮清洗、吹干。调整工艺参数及材料搭接方式后立即施焊。使用AG-1250kN电子拉伸试验机检测点焊接头抗剪力，加载速度为1 mm/min，用游标卡尺测量熔核直径；使用PMG-3型光学显微镜及HVS-50型显微硬度计分析点焊接头微观组织和显微硬度；使用XRD分析焊缝组织中的物相组成。最佳点焊工艺参数见表1。

表1 55% SiCp/A356Al点焊工艺参数

2 试验结果和分析

2.1 点焊接头的外观及微观组织分析

母材在2种方案下焊接后得到的焊接接头宏观形貌如图4所示。可以看出在最佳工艺参数下焊接，点焊接头成形良好，无压裂、烧损等缺陷。

根据焊缝组织微观形貌及产生机理不同，可将焊缝分成3个区域：未焊接母材区、焊缝过渡区(焊缝过渡区：在焊缝外侧，金相图片中可见试样1与试样2接触面中间缝隙连线隐约可见的区域，此区域尚未形成完全的熔核)、焊缝熔核中心区，将点焊接头沿垂直焊缝的方向切下，制备成标准金相。

图4 焊接接头宏观形貌

焊接接头从未焊接母材到熔核中心的微观组织如图5、图6所示。图5a、图6a可看出，未焊接母材区SiC颗粒分布杂乱无章，颗粒形状各异，棱角分明。从图5c、图6c可看出，熔核中心区SiC颗粒形状较圆润，存在少部分棱角状颗粒，直径较大颗粒周围均匀分布着小尺寸颗粒，SiC颗粒分布均匀。由此可见，未焊接母材区向熔核区过渡时，界面线逐渐消失，大小颗粒分布趋于均匀。焊接接头组织致密，不存在气孔、显微裂纹缺陷。

图5 直接焊接接头微观组织及截面示意图

分析其原因，主要是由于55% SiCp/A356Al复合材料增强相颗粒含量极高，硬度较大，且试样存在一定厚度，在电极压力作用下受力较均匀，SiC颗粒流动性差，流动范围小，颗粒分布均匀。在SiC颗粒移动过程中由于受到高温影响，形状突出的棱角部分强度下降，在流动过程中与其他颗粒或基体产生摩擦，逐渐趋于圆滑。在最佳焊接工艺参数下焊接，点焊接头未观察到明显缺陷。

图6a显示未焊接母材中间有一层较厚的类金属状物质，经分析这一层物质是铝箔与杂质的混合体，原因是焊接时电极作用力会使试样两端发生翘曲变形，焊后使接头两端存在缝隙，在制作金相过程中掺进杂质，置于显微镜下既呈现此形貌。

图6 加铝箔焊接接头微观组织及截面示意图

电阻点焊接头的抗剪力大小和熔核直径尺寸能够有效反映接头性能。该试验拉伸过程焊接接头不经任何处理，直接将接头装卡两端固定在拉伸试验机上获得的抗剪力，并将经过拉伸后形成的纽扣状断口进行熔核直径检测，结果参见表2。分析得出，采取方案2(试样中间夹铝箔)后焊接接头较方案1抗剪力与熔核直径增大，并且焊接电流减小，冶金结合更加良好。

表2 点焊接头抗剪力与熔核直径

总体来说，该试验连接界面会发生3种结合反应，不同的结合会造成界面连接强度差异，如图7所示。3种结合反应分别为：①SiC颗粒/SiC颗粒属于弱连接。此种形式的连接表示SiC颗粒与SiC颗粒直接硬接触，SiC颗粒本身强度极高，处于固态，接触界面基本无结合力，即称为弱连接；②铝合金基体/SiC颗粒属于亚弱连接。此种形式的连接表示SiC颗粒镶嵌在铝合金基体中，增强相颗粒直接与集基体接触，与母材本身结构类似，这种界面结合方式具有一定的结合力，属于于亚弱连接；③铝合金基体/铝合金基体属于强连接。此种形式的连接表示铝基体与铝基体直接接触，铝合金基体本身具有较低的熔点，基体直接发生那融合具有较强结合强度力，属于强连接。

界面结合为弱连接时，由于SiC颗粒强度极大、熔点高，相互接触时基本不发生冶金结合反应，冶金结合效果极差，不利于焊缝熔核，焊接接头力学性能降低。界面结合为强连接时，由于铝箔本身具有良好的焊接性，夹在试样中间有利于基体与增强相颗粒的熔核，故冶金结合效果较好。

由于该试验所用焊接试样SiC颗粒体积分数高达55%，所以采用方案一进行直接焊接时，发生①，②结合反应的概率明显大于发生③方式，即连接界面主要发生弱连接与亚弱连接，如示意图7a所示(P为颗粒；M为金属基体)。在两个试样中间夹入一层铝箔时界面结合反应方式与方案一大不相同，因为加入铝箔后，SiC颗粒与SiC颗粒无法直接接触，不会发生弱连接反应。此种情况下，只有铝基体与基体和SiC颗粒直接接触，故主要发生强连接与亚弱连接结合反应，如示意图7b所示。

图7 SiCp/Al复合材料连接界面示意图

在最佳工艺参数下，采用方案2(试样中间夹铝箔)更有利于焊接接头冶金结合，提高力学性能提高。另外，由于铝箔加入使接触电阻增加，在热输入相同的条件下，所需的焊接电流减小，产热相对增多，熔核直径增大。

2.2 界面反应分析

SiC颗粒增强铝基复合材料的增强相与基体之间的理化特性差异极大，熔焊时焊缝成形较差，且在高温下易发生界面反应。一般情况下，高温界面反应产物会形成细小晶须状的反应物 Al4C3相及初生Si相，化学反应式为[9-13]：

4Al(l)+3SiC(s)→Al4C3(s)+3Si(s)

(1)

55% SiCp/A356Al复合材料直接焊接母材区与熔核区界面的微观形貌如图8所示，可以看出熔核中心 SiC颗粒与基体接触部位结合紧密，经过XRD分析，可以确定焊缝中白色光亮部分的 A356Al基体，其中夹杂着弥散分布的粒度不同的深灰色SiC颗粒，焊缝熔核区组织中无其他特征相 Al4C3和初生Si出现，未发生界面反应。

图8 界面微观形貌

分析以上现象产生原因，这主要是由于电阻点焊不同于其他熔焊方法，加热时间短，焊接时间仅有0.3 s，同时，冷却速度快、可控性好，在极限短的热循环下能够显著抑制增强相 SiC颗粒与 A356Al基体间的界面反应。

2.3 接头显微硬度

接头微观组织分布存在着变化，致使硬度分布存在差异，点焊接头进行硬度测试，不仅可以反映接头组织的变化情况、评估接头的力学性能，还能根据硬度变化的范围估算熔核的尺寸[14]。

使用 HVS-50型显微硬度计，测定2种方案下获得的焊接接头“母材—接头熔核区—母材”的显微硬度。试验条件为：加载载荷为F= 49 N，加载载荷保持时间为t= 15 s。考虑焊接接头的形状尺寸及熔核线铝基体分布比较集中，硬度与复合材料本身和熔核区周围区域可能存在较大差异，取3条线为打点线，沿熔核线和熔核线周围区域测量点之间的平均距离取 600 μm，沿熔核垂线方向测量点之间的平均距离取 200 μm。焊缝截面取点如示意图9所示。

图9 焊缝截面硬度取点示意图

经测定该试验2种方案获得的焊接接头硬度无明显差异，这里仅给出采用方案2焊接接头的显微硬度测定结果，如图10所示。由图10a可以看出直接焊接时，熔核垂线硬度分布较为均匀，硬度值较大且线上不同位置波动幅度较小。原因是 55% SiCp/A356Al复合材料焊接接头碳化硅颗粒密度较大，且分布均匀，母材与熔核区硬度差别不明显。该现象与接头微观组织分布相符合。而图10b显示熔核线硬度分布曲线则有明显先上升后下降的趋势，这主要是由于在熔核线以外部界面接触可能存在缝隙，同时熔核线外部界面连接处铝箔夹层硬度较低，在熔核区存在微量的铝箔时冶金结合更加优良，这就有了熔核线硬度曲线先上升后下降的特点。另外，由图10b还可以看出在靠近中间部位两条线硬度值相似，说明焊缝熔核中心区与母材硬度差别不大。

根据图10b熔核线硬度分布情况，还可以大致估算出熔核直径大小，硬度明显下降则表示处于熔核边缘，熔核线处硬度值较高的曲线范围对应的距离接近于表2的测量值。