CN101239419A - 一种金属基复合材料的活性过渡液相扩散焊工艺 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种金属基复合材料(MMC)的活性过渡液相扩散焊(A－TLP)工艺，首先，在待焊接的金属基复合材料间预置具有如下合金系组成特征的活性中间层，该活性中间层内既含有可与金属基体作用的降熔元素，又必须含有可与陶瓷增强相反应的活性元素；该活性元素并非指能够与金属基体或金属基体表面氧化膜反应的元素，而是指能够与复合材料内部的陶瓷增强相反应的元素；然后，依次向焊接面加压；加热，加热温度低于活性中间层的熔点，以确保利用共晶反应获得液相；再经适时保温；即可完成焊接。该工艺可改善复合材料焊接区“增强相/金属”弱界面间的润湿与结合。此外，还可广泛应用于陶瓷/金属、陶瓷/MMC、金属/MMC、金属/硬质合金等异种材料间的焊接。

Description

一种金属基复合材料的活性过渡液相扩散焊工艺

技术领域

本发明属于焊接领域，具体涉及一种金属基复合材料的活性过渡液相扩散焊工艺。

背景技术

与单体金属相比，金属基复合材料(Metal Matrix Composite，MMC)的突出优点表现在比强度高(轻质高强)、耐热性及耐磨性优良三个方面。自1990年代以来，金属基复合材料的过渡液相扩散焊(TLP：Transient LiquidPhase bonding，以下简称“液相扩散焊或TLP”)一直是研究热点。这是由于，与其他各种焊接方法相比，液相扩散焊(TLP)具有如下显著优点：

(1)与熔焊工艺(含电弧焊、激光焊与电子束焊)相比，因加热温度低而可避免高温下“陶瓷增强相/金属基体”界面的脆化反应，以及凝固时出现的颗粒偏析与气孔等缺陷^[1]。(2)与固态扩散焊相比，可在很低的压力及变形条件下^[2]，利用铝基体与中间层(典型中间层为纯铜箔)的共晶反应使金属基体表层液化，从而同时实现金属基体表面氧化膜的破除和待焊界面间的密合^[3，4]；而且，由于中间层的出现，使焊接性最差的陶瓷颗粒/陶瓷颗粒(P/P)界面其转变为相对接合较好的陶瓷颗粒/金属(P/M)界面，可有效降低P/P界面在接合线所占的比例。(3)与钎焊相比，不仅无需用钎剂来破除基体表面氧化膜，而且在经等温凝固及足够程度的均匀化扩散后，可获得成分与性能接近基体的金属/金属(M/M)界面微区。

但是，MMC的液相扩散焊也存在两项显著的缺点：其一是在焊缝中心位置出现陶瓷增强相颗粒偏聚(Particulate segregation)；其二是在焊接区“陶瓷增强相/金属基体”界面的结合被弱化，出现大量“陶瓷增强相/金属基体”弱界面。

针对上述第一个问题，即颗粒偏聚这一组织缺陷的产生机理(MMC母材被溶解区域的范围过宽导致的)与消除措施，目前的研究已基本成熟。例如，文献[5]综述了5种消除颗粒偏聚的方法：适当减小中间层的厚度；采用由母材主元素及其共晶反应元素组成的合金型中间层；采用扩散速度快的共晶反应元素；加覆/镀保护层；避免液相金属过度挤出。其中，最为典型的改进措施是严格限制中间层的厚度，使之小于临界厚度^[6]。可以说，颗粒偏聚缺陷的解决思路已基本明了。

针对上述第二个问题，即“陶瓷增强相/金属”弱界面改进的研究报道极为罕见。必须指出，焊接区“陶瓷增强相/金属”界面的弱化具有其必然性，这是由于：在经历液相扩散焊焊接热循环后，“陶瓷增强相/金属”界面发生了一次界面(焊前原始界面)的解体与二次界面(焊后所得界面)的重建；一次界面作为中间层扩散入母材的短路扩散通道易于在基体溶解阶段被解体；界面演变结果是，原致密而结合较强的一次界面在基体溶解阶段被解体后，因界面润湿性差而蜕变为密合较差的二次弱界面^[7]。但是，对于铝基复合材料，几乎所有的文献无视陶瓷增强相的存在对中间层成分的特殊要求，均沿袭采用了传统金属材料液相扩散焊选用中间层的思路，即采用的是能与铝基体发生共晶反应的纯金属中间层，如纯Cu^[2-6]，纯Ag^[8]，其中采用纯Cu的研究报道最多。此外，也有采用Cu-Al合金(为了减轻颗粒偏聚)^[9]，Zn-Al合金(为了降低焊接温度与时间)[10-12]中间层的报道。上述传统中间层均未涉及陶瓷增强相/金属界面结合的改善。采用这些已报道的中间层将导致以下主要问题^[7]：

(1)接头中陶瓷增强相/金属界面润湿性差，故界面致密性、接合性也必然变差。

(2)二次弱界面不但会引起界面脱粘(对性能的直接影响)，而且会丧失界面热失配对界面附近基体的位错强化作用(对性能的间接影响)。

(3)即便陶瓷颗粒分布均匀性能够实现，由于陶瓷增强体/金属界面的结合较差，接头的性能仍将低于复合材料母材。

(4)陶瓷增强相体积分数越大，焊接接头性能越差。

可见，焊接区陶瓷增强体/金属二次界面的弱化对接头性能造成严重危害，其结合性能的改善是一急待解决的重要课题。

无论在复合材料的制备还是焊接中，尽可能地实现陶瓷增强体/金属界面间的最大面积的密合都是组织控制的第一目标^[7]。考虑到液相扩散焊焊接条件下(与制备条件相比)，依赖提高温度与压力这两个工艺因素来强化接头区“陶瓷颗粒/金属”弱界面的密合与结合受到很大的限制，其原因在于：为避免基体溶化，温度不允许过高(不能超过基体的熔点)；为避免母材出现严重塑性变形，压力不允许过大；因此，借助冶金设计途径，改善中间层/陶瓷增强相之间的润湿性的重要性愈加凸显，几乎成为在较低焊接温度下(金属基体熔点以下)获得两者间最大面积紧密接触(致密化)的重要、甚至唯一的途径。

基于上述分析，本发明将依据新的中间层合金系设计思路(综合考虑金属基体与陶瓷增强相的要求)，力图改善“增强相/金属”弱界面的润湿性，从而改善“增强相/金属”弱界面的致密性与接合性。

以下是申请人给出的相关文献：

[1]Ellis M B D.Joining of aluminum based metal matrix composites.International Materials Reviews，1996，41(2)：41～58.

[2]许志武，吕世雄，闫久春，等.非连续增强铝基复合材料固相焊接研究现状.哈尔滨工业大学学报，2004，36(5)：593～598.

[3]桃野正，田汤善章，片山博.アルミニウム合金のTLP接合.軽金属溶接，1995，33(8)：367-372.

[4]Shirzadi A A，Wallach E R.New approaches for transient liquid phasebonding of aluminum based metal matrix composites.Materials Science andTechnology，1997，13(2)：135-142.

[5]张贵锋，张建勋，裴怡，等.金属基复合材料过渡液相(TLP)扩散焊中间层设计的改进.热加工工艺(焊接版)，2006，35(19)：28-31.

[6]Li Z，Zhou Y，North T H.Counteracti on of parti culate segregati onduring transient liquid phase bonding of aluminum based MMC material.JoumalofMaterials Science，1995，30(12)：1075-1082.

[7]张贵锋，张建勋，裴怡.金属基复合材料钎焊与液相扩散焊焊接区增强体/基体界面演变行为及其对接头强度的影响.热加工工艺(焊接版)，2007，36(23)：82-85.

[8]Suzumura A，Xing Y.Diffusion brazing of short Al₂O₃ 6ber reinforcedaluminum composite.Materials Transaction，JIM，1996，37(5)：1109-1115.

[9]刘卫红，孙大谦，贾树盛.铝基复合材料的Al-Cu合金中间层液相扩散连.接焊接学报，2003，24(5)：13-16.

[10]Xu Z W，Yan J C，Wu G H，Kong X L，Yang S Q.Interface structureand strength of ultrasonic vibration liquid phase bonding of Al₂O₃/6061Alcomposites.Scripta Materialia，2005，53(7)：835-839.

[11]Xu Z W，Yan J C，Wu G H，Kong X L，Yang S Q.Interface structure ofultrasonic vibration aided interaction between Zn-Al alloy and Al₂O₃/6061Alcomposite.Composite Science and Technology，2005，65(13)：1959-1963.

[12]Xu H B，Yan J C，Xu Z W，Zhang B Y，Yang S Q.Interface structurechanges during vibration liquid phase bonding of SiCp/A356 composite.Composite Part A：applied science and manufacturing，2006，A37(9)：2005，53(7)：1458-1463.

发明内容

本发明致力于开发一种复合材料的活性过渡液相扩散焊工艺，该工艺是对传统液相扩散焊的改进，其目的在于改善在焊接热循环中，焊接区内被弱化的“陶瓷增强相/金属”二次弱界面间的结合。

为了实现上述任务，本发明采取如下的技术解决方案：

一种金属基复合材料的活性过渡液相扩散焊工艺，其特征在于，按下列步骤进行：

首先，在待焊接的金属基复合材料间预置具有合金系组成特征的活性中间层，该活性中间层内既含有可与金属基体作用的降熔元素，又必须含有可与陶瓷增强相反应的活性元素；该活性元素并非指能够与金属基体或与金属基体表面氧化膜反应的元素，而是能够与复合材料内部的陶瓷增强相反应的元素；

然后依次向焊接面加压；加热；保温，保温温度低于活性中间层的熔点，确保利用共晶反应获得液相；即可完成焊接。

本发明的复合材料的活性过渡液相扩散焊工艺的应用范围包括以下场合：其典型应用场合是金属基复合材料/金属基复合材料(MMC/MMC)之间的连接，其中尤为适于体积分数较大的金属基复合材料的焊接。此外，还可广泛应用于陶瓷/金属，陶瓷/MMC，金属/MMC以及金属陶瓷与硬质合金等多种材料的焊接。

附图说明

图1是急冷法制备的二元活性中间层(Cu-Ti系)外观图；

图2是中间层对接头剪切性能的影响直方图；

图3是采用厚50μm纯Cu(a)与厚100μm Cu-2.5Ti(b)中间层所得接头的组织图片；

图4是经历600℃×90min热循环的MMC母材的剪切断口扫描电镜形貌图片；

图5是采用50μm厚纯Cu所得TLP接头剪切断口扫描电镜形貌图片；

图6是采用100μm厚Cu-2.5Ti所得A-TLP接头剪切断口不同区域的扫描电镜形貌图片；

图7是采用100μm厚Cu-10Ti所得A-TLP接头剪切断口的扫描电镜形貌图片；

图8是低Co硬质合金YG6X(含6％Co)的活性液相扩散焊(A-TLP)对接接头的润湿外观；

具体实施方式

本发明的技术方案的基本思路可概括为：首先，针对传统中间层合金系设计指导思想的严重缺陷，创建了如下新的“中间层合金系设计原则性方法”：要求中间层内除降熔元素外，必须同时添加能够与陶瓷增强相反应的活性元素，以获得“活性中间层”。然后，在创建了上述“活性中间层合金系设计原则性方法”的基础上，进一步通过限制“焊接温度”与“液相获得方式”，完整地建立了面向复合材料焊接的新工艺——“活性液相扩散焊”(Active-Transient Liquid Phase Bonding，A-TLP bonding)工艺。

本发明的具体内容介绍如下：

(1)本发明创建的“活性中间层”合金系的设计原则

首先，活性中间层内必须含有面向金属基体的降熔元素(Melting PointDepressant，MPD)，其目的在于保留传统液相扩散焊利用共晶反应破除基体表面氧化膜的优点。降熔元素可优先选择不易与基体形成金属间化合物的共晶反应元素；另一方面，还应兼顾中间层的成形性能(如成带性)。

其次，活性中间层内必须含有能与陶瓷增强相发生反应的活性元素，其目的在于借助化学反应实现“陶瓷增强相/金属”二次界面间的反应润湿，从而改善焊接区“陶瓷增强相/金属”二次界面间的致密性与接合性。这里所说的活性元素特指能与复合材料母材中陶瓷增强相反应的活性元素，并非能与金属基体及其表面氧化膜反应元素。

活性元素的适量添加兼顾了陶瓷增强相对中间层合金系设计的特殊要求，改变了传统中间层设计指导思想方面无视陶瓷增强相存在的弊端。本发明所强调指出的中间层内要求添加能够与陶瓷增强相反应的活性元素是活性液相扩散焊(A-TLP)与传统液相扩散焊(TLP)区别的关键所在。

将合金系是由降熔元素与活性元素组成的中间层简称为“二元活性中间层”。在某些情况下，活性元素与共晶反应元素也可以是同一种元素。此外，视情况除上述特指的降熔元素、活性元素外，还可添加少量的基体元素以防止颗粒偏聚。由此可构成三元或多元活性中间层。

再次，具体含量的设计。

降熔元素含量应足够高，目的在于免用钎剂，确保液相是通过共晶反应获得的，并非是通过中间层自身的熔化获得的。这种液相获得方式不同于传统钎焊，其优越性在于可通过基体溶解这种物理方式破除基体表面的氧化膜，从而确保获得优良的金属/金属(M/M)界面结合。

活性元素含量应综合考虑，不宜过高。活性元素含量较高时，虽然一方面有利于改善焊接区“陶瓷颗粒增强相/金属基体”界面间的相互作用与结合性能，但另一方面会因易形成金属间化合物而导致金属基体脆化。

(2)活性中间层的制备与成形

首先，对于活性元素的加入方式采用通过熔炼法制备中间层母合金的方法。其目的在于使活性元素在中间层内分布均匀；同时有利于使活性元素随降熔元素的液化而一起被液化，提高活性元素在低温下与陶瓷增强相反应的活度。若直接采用由降熔元素与活性元素组成的混合粉末，存在活性元素分布不均匀的弊端。这样，在无活性元素存在的微区，并不能达到改善“陶瓷增强相/金属”二次弱界面的预期目的。特别是当活性元素与基体元素、降熔元素均不形成共晶反应时，活性元素分布的不均匀性使得利用活性元素改善“陶瓷增强相/金属”二次弱界面的作用并不能处处得以发挥。

其次，再利用急冷(或轧制)方法制备成较薄的箔带。其目的有二，一是箔带比粉末的总表面积小，有利于减少钎缝内的夹杂物；二是较小的厚度有利于减轻颗粒偏聚程度；有利于减少需要重建的二次弱界面的数量；有利于缩短等温凝固时间，从而有利于减少金属间化合物，优化焊接区新形成的金属基体的组织。

(3)活性液相扩散焊工艺的具体施焊步骤

首先，在待焊复合材料界面处预置上述“活性中间层”。

其次，向焊接面施加一定的压力。其目的有三，一是确保固态母材与固态中间层能紧密接触，为通过两者间的相互扩散及共晶反应来获得液相创造条件；二是适度挤出多余液相以缩短等温凝固所需的时间，有利于减少金属间化合物，从而优化焊接区新形成的金属基体的组织；三是有利于减少不良润湿性导致的空隙(陶瓷增强相的存在恶化了复合材料的润湿性)。

再次，加热保温。保温温度应低于活性中间层的熔点，以便确保利用共晶反应获得液相，从而防止中间层因温度过高而自行熔化后，液态金属因陶瓷增强相引起的不良润湿而被过早、过量地挤出而影响金属基体表面的氧化膜去除效果。

另外，反应的促进。在焊接过程中，中间层内的降熔元素与活性元素均应处于液态，以利于各自的扩散及反应。特别是为了促进活性元素在如此较低的焊接温度下(金属基体熔点以下)能与陶瓷增强相发生反应，应尽量使活性元素也处于液态，以便使反应生成的界面相的表面积尽可能大，以至于足以包围陶瓷增强相的全部表面，使整个陶瓷颗粒表面都能与金属基体良好润湿，从而促进对“陶瓷增强相/金属中间层”界面间的致密性与接合性的改善。

以下以Al₂O₃p/Al复合材料为母材，分别介绍了采用二元活性合金层(Cu-Ti系)的活性液相扩散焊(A-TLP)与采用典型纯金属中间层(Cu)的传统液相扩散焊接头的组织、性能及断口分析结果；经对比(特别是断口分析的差异)验证了A-TLP工艺在改善“陶瓷颗粒增强相”弱界面接合性方面的优越性。

1试验材料

所用Al₂O₃p/Al母材为西安交通大学金属材料强度国家重点实验室采用粉末冶金法制备，并经520℃热挤压(挤压比为9)的φ10mm棒料。Al₂O₃颗粒平均粒径为35μm，体积分数为20％。为简化冶金反应分析，基体采用纯铝。

2 A-TLP连接所用中间层的设计与制备

考虑到市场供货情况与经济性，试验选用最为典型的能与陶瓷反应的Ti作为活性元素。依据本发明提出的复合材料活性液相扩散焊(A-TLP)中间层设计新思路，将其添加到传统铝基复合材料液相扩散焊中最为常用的Cu中间层中，设计并制备了4种成分不同的Cu-Ti系二元活性中间层。

具体确定成分时，主要以Cu-Ti，Al-Ti，Al-Cu三种二元合金相图为依据。考虑到纯Ti不能与Al基体发生共晶反应，而且Ti在Al中的固溶度即便在600℃高温下也极低，故选用富Cu低Ti的Cu-Ti合金，而不用纯Ti以及富Ti的Ti-Cu合金。其目的有二，其一是为了确保中间层能与Al基体顺利反应生成液相(Ti含量过高将提高液相形成温度)，确保Cu原子及Ti原子均处于液态，以促进Cu向Al基体中扩散，并促进Ti原子的迁移及其与Al₂O₃陶瓷颗粒增强相的反应，从而改善液态中间层对Al₂O₃陶瓷颗粒增强相的润湿性；其二是为了避免因Ti含量过高导致出现金属间化合物，影响焊接区金属相的性能。据此思路确定的Cu-Ti活性中间层的成分为：Cu-1.5Ti，Cu-2.5Ti，Cu-3.5Ti，Cu-10Ti(质量百分数)。其中，Cu-1.5Ti，Cu-3.5Ti，Cu-10Ti活性中间层均为采用单辊急冷法制备的厚约50μm宽约2mm的箔带；Cu-2.5Ti中间层是将电弧炉制备的薄饼状母合金经打磨制成的厚约100μm的薄片。图1为一例采用单辊急冷法制备的Cu-Ti系活性中间层的形貌。

3焊接条件

两待焊试样均为柱状，每一试样的长度与直径均为10mm，连接表面先后用1000#、1200#砂纸打磨并用丙酮清洗后，在以钼片为加热体的辐射式真空电阻炉内，采用垂直对接接头形式施焊。焊接规范为600℃×90min×0.16MPa，连接时间内真空度为9×10^-3Pa。升温过程设为3个阶段：先以10℃/min由室温升温至500℃后，保温10min，以在液相即将出现前均温；再以5℃/min由500℃升温至连接温度600℃；焊后炉冷。为了对比，同时进行了以市售纯Cu箔带(厚约50μm)为中间层的传统液相扩散焊(TLP)试验。焊后在完成接头外观检查后，主要从组织，剪切性能及断口分析方面研究了A-TLP连接能够改善陶瓷颗粒/金属(P/M)弱界面接合性的支持依据。

4主要实验结果

4.1接头剪切性能

图2为同一炉内采用不同中间层所得接头的剪切性能。为便于对比，一并列出了经历同样热循环的MMC母材的剪切强度。与采用纯Cu的TLP扩散焊接头相比，在采用四种不同成分Cu-Ti中间层所得A-TLP扩散焊接头中，其中两个含Ti量低者的强度均高于TLP扩散焊接头，而另外两个含Ti量高者的强度均远低于TLP扩散焊接头。A-TLP接头最高剪切强度为64MPa，为MMC的84％。

该结果表明，活性元素Ti含量是一重要参量，原则性思路应是宜少不宜多，过高的Ti含量使接头强度锐减。这与Ti在Al中的固溶度极低(即便在600℃高温下也接近于零)，因而容易导致接合区的金属基体相中Al-Ti金属间化合物比例过大有关。

4.2接头组织

图3a为采用厚50μm纯Cu的TLP扩散焊接头组织；图3b为采用厚100μm Cu-2.5Ti的A-TLP扩散焊接头组织。两者的相似之处在于金属/金数(M/M)界面结合理想，表现在：MMC母材表面的基体部分顺利液化，在图示放大倍数下在界面上未观察到残留氧化膜、空洞等组织不连续的致密性缺陷，满足了获得良好的M/M界面接合所需的必要条件。这种M/M界面经足够扩散可以消除接合区金属基体相内的金属间化合物，为获得良好的M/M界面接合创造了条件。这表明A-TLP扩散焊很好地保留了传统TLP扩散焊在去除氧化膜、消除界面空洞方面所具有的简洁性优点。

两者的不同之处在于出现了程度不等的颗粒偏聚现象。这只不过是由于由于纯Cu箔(50μm)的厚度远小于Cu-2.5Ti中间层的厚度(100μm)，因此，后者接头的偏聚程度相对严重。并非由于活性元素的添加造成的组织缺陷。

4.3断口分析

图4为经历同样焊接热循环的MMC母材的剪切断口形貌，其特征在于：(1)铝基体发生了显著的塑性流变，无脆断迹象；(2)断口上可观察到的Al₂O₃颗粒很少且已破碎。可见，在经历烧结与热挤压的强烈塑性变形后MMC母材内P/M界面致密，满足载荷可由基体连续传递至强化相的要求。但在焊接条件下，不允许出现上述强烈塑性变形，故必须借助反应润湿实现焊接区内液态金属与陶瓷增强相的致密相连。此外，与液相法制备MMC的条件相比，焊接温度也不允许超过金属基体的熔点。可见，与制备工况相比，受低变形与低温的条件限制，焊接工况下润湿性的重要性更为凸显，困难性也更大，对润湿性的要求因之更苛刻。因此，在接头断口观察时，陶瓷颗粒增强相表面上有无反应物出现是应关注的焦点。

图5及图6分别为采用厚50μm纯Cu(TLP)，厚100μm Cu-2.5Ti(A-TLP)二种合金系箔带所得接头断口的扫描电镜(SEM)照片。首先，对比图4与图5可知，相对于MMC母材，TLP连接接头断口上出现的Al₂O₃增强相颗粒显著增多(这一事实与图2所示的组织照片都说明出现了颗粒偏聚)，而且陶瓷颗粒增强相仍保持完好形状，既未破裂，也未在其表面观察到任何粘附物生成。上述断口与组织分析证实了，TLP连接接头在组织方面具有颗粒偏聚及P/M界面接合差的缺点；在断裂位置或路径方面，TLP连接接头沿颗粒偏聚区断裂；特别在断裂方式方面，呈现沿陶瓷增强相颗粒/金属(P/M)界面脱粘的特点。显然，颗粒偏聚主要是由于过厚的纯Cu层使MMC母材溶解过度所致。

然而，A-TLP扩散焊接头断口用肉眼便可观察到存在两块面积大致相同，但光亮度明显不同的区域，其扫描电镜(SEM)照片分别如图6(a)，(b)所示。首先，对比图5与图6(a)可知，A-TLP扩散焊接头断口上的Al₂O₃陶瓷颗粒增强相表面上明显有凹凸不平的细微粘附物存在。这一事实表明了Al₂O₃陶瓷颗粒增强相已与焊接区的金属基体发生了某种程度的反应，促进了两者之间的润湿与结合。断口上的陶瓷增强相颗粒表面有细微并凹凸不平的粘附物形成这一事实，是反映A-TLP扩散焊工艺能够改善焊接区陶瓷增强相颗粒/金属(P/M)界面接合性的重要依据之一。

其次，由图6(a)与(b)可知，A-TLP连接接头呈混合断裂形式，即一部分沿颗粒偏聚区断裂(起裂部分)，一部分沿紧邻焊接界面的MMC母材内部断裂(扩展部分)。可见，在A-TLP扩散焊工艺中，界面反应粘附物优化了断裂路径，使其可扩展入完好MMC母材内部，对提高接头强度做出了贡献。而传统TLP扩散焊接头由于颗粒偏聚的出现，加之在颗粒偏聚区存在大量的弱结合P/M界面(主要原因)，使得断裂路径全位于弱结合界面(P/M)最多的颗粒偏聚区之内，难以获得断裂路径能进入MMC母材的优质接头。A-TLP扩散焊接头断裂路径能进入完好MMC母材内部是反映A-TLP扩散焊工艺能够改善焊接区陶瓷增强相颗粒/金属(P/M)界面接合性的重要依据之二。

此外，如图7所示，在采用活性元素Ti含量较高的Cu-10Ti的A-TLP连接接头断口上，甚至可以观察到Al₂O₃陶瓷颗粒增强相破裂的情况，但断裂面上金属基体的塑性变形量很小。可见，高的Ti含量虽然一方面有利于改善焊接区陶瓷颗粒增强相/金属基体界面间的相互作用与结合性能，但另一方面会因易形成金属间化合物而导致金属基体脆化，故接头强度并不高。因此，Ti含量应综合考虑，不宜过高。当活性元素含量较高时，焊接区陶瓷增强相颗粒/金属(P/M)界面的结合强度可达足够高的程度，甚至足以使陶瓷颗粒增强相本身发生破裂而不会出现界面脱粘现象。这是反映A-TLP扩散焊工艺能够改善焊接区陶瓷增强相颗粒/金属(P/M)界面接合性的重要依据之三。

5小结

综上所述，在本发明所提出的“复合材料(MMC)活性液相扩散焊(A-TLP)工艺”中，创建了新的中间层合金系设计方法，弥补了传统液相扩散焊工艺在中间层成分设计中无视陶瓷增强相特殊要求的原则性缺陷。活性液相扩散焊(A-TLP)工艺通过添加活性元素制得“活性中间层”，改善了焊接区陶瓷增强相颗粒/金属(P/M)界面的接合性；同时，也很好地保留了传统TLP扩散焊在去除氧化膜及消除界面空洞方面所具有的简洁性优点。活性液相扩散焊(A-TLP)工艺能改善焊接区陶瓷增强相颗粒/金属(P/M)界面接合性的重要依据有以下三点：

(1)在惰性陶瓷增强相颗粒/金属(P/M)界面上形成了细微的界面反应物(界面相)：断口上陶瓷颗粒增强相的表面并非原始光滑状，而出现了细微、凹凸起伏的反应物。这些反应物充当了陶瓷增强相/金属界面间的粘结物，改善了增强相/金属界面的润湿与密合；强化了陶瓷增强相/金属界面结合，以至于并未出现界面脱粘现象。

(2)接头断裂路径被改善：接头断裂扩展路径被改善而可扩展入完整无损的母材内；断裂路径并非完全在原待焊界面；也并非全在颗粒偏聚区内(传统液相扩散焊接头的断裂路径全在颗粒偏聚区内)。

(3)陶瓷颗粒增强相本身甚至发生破裂：当活性元素含量较高时，足够的陶瓷增强相/金属界面结合强度甚至足以使陶瓷颗粒增强相本身发生破裂而不发生界面脱粘现象。

6活性液相扩散焊(A-TLP)工艺的其他应用

A-TLP扩散焊工艺除了可以应用于MMC/MMC连接这一典型应用场合之外，还可用于低Co含量的硬质合金(内含90％以上WC陶瓷增强相)之间的连接，以及金属/陶瓷，MMC/陶瓷，MMC/金属等多种场合；特别适合于体积分数较大的MMC/MMC金属基复合材料的焊接。

作为其中一例，图8为低Co硬质合金YG6X(含6％Co)的活性液相扩散焊(A-TLP)对接接头的润湿外观。一般传统钎料对低Co硬质合金的润湿性很差，但图8所示的液态中间层在硬质合金母材上铺展边缘的厚度很薄，这说明中间层与硬质合金母材的润湿角很小，从而保证了使液态中间层与硬质合金母材间能形成良好的界面结合。

Claims (4)

1.一种金属基复合材料的活性过渡液相扩散焊工艺，其特征在于，按下列步骤进行：

首先，在待焊接的金属基复合材料间预置具有合金系组成特征的活性中间层，该活性中间层内既含有可与金属基体作用的降熔元素，又必须含有可与陶瓷增强相反应的活性元素；该活性元素并非指能够与金属基体或与金属基体表面氧化膜反应的元素，而是能够与复合材料内部的陶瓷增强相反应的元素；

然后依次向焊接面加压；加热；保温，保温温度低于活性中间层的熔点，以确保利用共晶反应获得液相；即可完成焊接。

2.如权利要求1所述的金属基复合材料的活性过渡液相扩散焊工艺，其特征在于，所述的活性中间层或者是由降熔元素、活性元素组成的二元活性中间层；或者是由降熔元素、活性元素、基体主元素或其他元素构成的三元或多元活性中间层。

3.如权利要求1所述的金属基复合材料的活性过渡液相扩散焊工艺，其特征在于，所述的活性元素与共晶反应元素是同一种元素。

4.如权利要求1所述的金属基复合材料的活性过渡液相扩散焊的方法，其特征在于，所述的活性中间层是采用单辊急冷法制备的中间层箔带。

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