CN109365985A - 一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，待焊接母材为40％‑55％碳化硅颗粒增强铝基复合材料，根据中间反应材料层的设计条件筛选出纯锌箔为中间反应材料层，选用纯锌箔作为中间反应材料层有利于降低焊接温度，更易于获得全SiC颗粒增强的α‑Al固溶体接头。在合适超声时间和连接温度的情况下，结合本发明“一次超声连接，二次超声保温”的工艺方法，获得全SiC颗粒增强的α‑Al固溶体接头，无需钎料辅助在大气环境下完成焊接，绿色环保，本焊接时间短，接头力学性能高，焊接效果好。

Description

一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材 料的超声辅助焊接方法

技术领域

本发明涉及碳化硅颗粒增强铝基复合材料的焊接技术领域，尤其是涉及一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法。

背景技术

碳化硅颗粒增强铝基复合材料(SiCp-Al)因具有低密度、低热膨胀系数、高的比强度和比刚度、高弹性模量和良好的耐磨性等性能，广泛应用于航空、航天等要求高强度、耐高温的结构器件。随着SiCp-Al复合材料的应用越来越广，对其焊接要求也越来越高。

中、高体积分数的铝基复合材料焊接特别是采用钎焊和常规TLP焊接时存在以下急需解决的问题：1.焊接过程中待焊接母材铝表面氧化膜的破碎及去除；2.液态金属对颗粒增强相的润湿及界面结合、碳化硅颗粒增强相在连接层内的偏聚。待焊接母材表面因致密氧化膜的存在，导致在焊接时阻碍了液态中间反应材料层与铝合金之间的接触，致使冶金结合难以形成。

发明内容

针对现有技术存在的不足，本发明的目的是提供一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，接头成分均匀分布，接头力学性能好，无需钎料辅助连接，绿色环保，焊接时间短，焊接效果好。

为了实现上述目的，本发明所采用的技术方案是：一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，包括待焊接母材和中间反应材料层，待焊接母材选用40％-55％碳化硅颗粒增强铝基复合材料，包括以下步骤，中间反应材料层筛选步骤，

条件一，中间反应材料层的熔化温度低于待焊接母材熔点195-205℃，或中间反应材料层与待焊接母材主要元素之间的共晶温度低于待焊接母材熔点150-300℃，

条件二，中间反应材料层与待焊接母材主要元素之间的固溶度最大值至少达到10％，

条件三，中间反应材料层主要元素的原子半径与待焊接母材中的原子半径差最大不超过50pm，

条件四，中间反应材料层主要元素与待焊接母材之间的电极电位差至多在-0.8V以内，

中间反应材料层至少满足以上四个条件中的三个条件，根据以上条件，选用中间反应材料层为纯锌箔，选用膜状或片状的纯锌箔作为中间反应材料层；

表面处理步骤，将待焊接母材的待焊接面进行机械打磨和超声清洗；

焊接前组装步骤，将中间反应材料层夹持在两个待焊接母材的焊接界面之间，中间反应材料层与待焊接母材的焊接界面接触，待焊接组件组装完成；

上机固定步骤，将待焊接组件放置在超声焊接设备的加工平台，并使超声工具头压紧在待焊接组件的上部；将超声工具头向待焊接组件纵向方向施加压力，压力值为0.1-0.2MPa；

破除氧化膜与增强相释放步骤，通过超声工具头将焊接超声传导至待焊接组件，对待焊接组件进行加载超声及感应加热，焊接超声的功率控制在200-500W，焊接超声的频率控制在10-30kHz，同时通过感应加热设备升温中间反应材料层，感应加热设备功率控制在4-6kW，感应加热设备频率控制在200-250kHz，将中间反应材料层的反应温度控制在395-405℃，超声工具头对待焊接组件施加焊接超声，待焊接母材的氧化膜发生破碎，待焊接母材的物理状态为固态，中间反应材料层的物理状态为半固态，待焊接母材与中间反应材料层发生溶解，待焊接母材与中间反应材料层之间形成固液界面，生成液相形成连接区，待焊接母材与中间反应材料层发生共晶反应，反应式为L→α-Al+η-Zn，生成α-Al固溶体，待焊接母材发生溶解，使待焊接母材中的SiC颗粒发生脱离，SiC颗粒进入连接区，待焊接母材的氧化膜在焊接超声作用下被挤出所述待焊接组件，待焊接母材与中间反应材料层的实现初步焊接；

增强相的再分布步骤，超声工具头对待焊接组件继续施加焊接超声，焊接超声的功率控制在200-500W，焊接超声的频率控制在10-30kHz，同时通过感应加热设备升温中间反应材料层，感应加热设备功率控制在4-6kW，感应加热设备频率控制在200-250kHz，待焊接母材的物理状态为固态，中间反应材料层的反应温度控制在425-465℃，中间反应材料层的物理状态为液态，α-Al固溶体生长于连接层，中间反应材料层全部转化为连接层，待焊接母材中的SiC颗粒分布于连接层，得到全SiC颗粒增强的α-Al固溶体接头，待焊接组件等温凝固完成；

其中，在破除氧化膜与增强相释放步骤中，对待焊接组件施加焊接超声作用时间为8-12秒，在增强相的再分布步骤中，对待焊接组件施加焊接超声的时间为115-215秒；

完成焊接组件步骤，对中间反应材料层取消保温和对待焊接组件取消焊接超声波，保持对待焊接组件施加压力，在大气环境中冷却至室温，得到焊接成品。

进一步的技术方案中，在所述破除氧化膜与增强相释放步骤中，所述待焊接母材和所述中间反应材料层中的原子分别向所述连接区溶解扩散，连接区生长形成连接层；在所述增强相的再分布步骤中，中间反应材料层完全转化为连接层，中间反应材料层消失，所述α-Al固溶体形成连接层，所述SiC颗粒重新分布于连接层，连接层形成所述全SiC颗粒增强的α-Al固溶体接头。

进一步的技术方案中，在所述破除氧化膜与增强相释放步骤中，所述待焊接组件在反应过程中产生气体，待焊接母材与中间反应材料层之间的气体在焊接超声作用下排出待焊接组件。

进一步的技术方案中，所述增强相的再分布步骤，所述η-Zn在焊接超声作用下全部被挤出所述待焊接组件。

进一步的技术方案中，所述中间反应材料层大于所述待焊接母材的焊接界面；所述中间反应材料层的厚度选用0.3-0.5mm。

进一步的技术方案中，在所述破除氧化膜与增强相释放步骤前，所述待焊接母材的晶粒尺寸小于SiC颗粒尺寸，SiC颗粒分布于所述待焊接母材内部。

进一步的技术方案中，在所述破除氧化膜与增强相释放步骤中，所述SiC颗粒脱离所述待焊接母材，在焊接超声作用下所述连接层中的液相发生对流使SiC颗粒输送至连接层。

进一步的技术方案中，所述待焊接母材包括上基板待焊接母材和下基板待焊接母材，上基板待焊接母材放置于中间反应材料层的上面，下基板待焊接母材放置于中间反应材料层的下面，上基板待焊接母材的尺寸设置为16mm*16mm*3mm，下基板待焊接母材的尺寸设置为20mm*20mm*3mm。

进一步的技术方案中，在所述表面处理步骤中，对所述待焊接母材的所述待焊接面进行打磨，选用400-1500目的砂纸对待焊接面进行打磨；待焊接母材放置于浓度为90-100％丙酮溶液中并使用清洗超声波进行超声清洗，超声清洗时间为10-20分钟。

进一步的技术方案中，在所述上机固定步骤中，将所述超声工具头的压力值设置为0.15MPa。

采用上述结构后，本发明和现有技术相比所具有的优点是：

1.在大气环境下完成碳化硅颗粒增强铝基复合材料的焊接，接头力学性能高，焊接时间短，焊接效果好。

2.在对待焊接组件中施加焊接超声，焊接超声有助于待焊接母材氧化膜的破除并将氧化膜挤出待焊接组件，实现待焊接组件的初步焊接同时达到净化待焊接母材表面，为得到全SiC颗粒增强的α-Al固溶体接头奠定基础。

3.在较优的焊接温度与施加合适的焊接超声作用时间能获得全SiC颗粒增强的α-Al固溶体接头。

附图说明

下面结合附图和实施例对本发明进一步说明。

图1是本发明的焊接超声辅助过渡液相扩散焊接结构示意图。

图2是本发明Al-Zn二元相图。

图3-6分别是本发明SiC颗粒增强铝基复合材料的焊接过程中待焊接母材溶解和颗粒再分布模型的母材溶解阶段示意图、SiC颗粒增强相释放阶段示意图、界面处形成共晶组织与α-Al固溶体示意图和SiC颗粒增强相颗粒分布示意图。

图7-8分别是本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件对待焊接组件在焊接温度400℃施加一次超声10秒的接头连接层微观组织的接头低倍照片和SiC颗粒的分布示意图。

图9本发明对待焊接组件在一次超声连接，升温保温二次超声的接头焊接凝固模型是母材表面溶解，液相厚度加宽示意图。

图10本发明对待焊接组件在一次超声连接，升温保温二次超声的接头焊接凝固模型是SiC颗粒从母材上脱离开始再分布示意图。

图11本发明对待焊接组件在一次超声连接，升温保温二次超声的接头焊接凝固模型是部分液相在超声作用下挤出连接层示意图。

图12本发明对待焊接组件在一次超声连接，升温保温二次超声的接头焊接凝固模型是在保温阶段中Zn和Al元素扩散进入母材表层和连接层中示意图。

图13本发明对待焊接组件在一次超声连接，升温保温二次超声的接头焊接凝固模型是元素不断扩散，成分和SiC颗粒分布趋于均匀化，最终获得全固溶体+均匀分散颗粒的连接接头示意图。

图14-17是本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件对待焊接组件施加焊接超声5秒后，分别继续升温至400℃、430℃、460℃和490℃的接头截面微观组织形貌示意图。

图18是本发明图3的放大示意图。

图19是本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件施加一次焊接超声作用5秒的不同焊接温度形成接头的剪切强度关系示意图；

图20是本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件对待焊接组件在焊接温度为400℃施加焊接超声5秒获得接头的断裂路径示意图。

图21-22是本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件对待焊接组件施加一次焊接超声时间为5秒，焊接温度分别是400℃和430℃的接头剪切断口形貌示意图。

图23是本发明对待焊接组件在不同温度下焊接接头断口XRD的衍射图谱。

图24-25是本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件在焊接温度为400℃对待焊接组件分别施加焊接超声为10秒和30秒的接头截面组织形貌示意图。

图26是本发明图24的放大示意图。

图27是本发明图25的放大示意图。

图28是本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件在中间反应材料层的反应温度为400℃对待焊接组件分别施加焊接超声为60秒的接头截面组织形貌示意图。

图29-30分别是本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件在焊接温度为400℃对待焊接组件分别施加焊接超声为240秒的接头截面组织形貌示意图。

图31是待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件本发明的接头剪切强度与施加焊接超声时间的关系示意图。

图32-34是本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件在焊接温度为400℃分别施加焊接超声时间为10秒、30秒和60秒的接头剪切断裂路径示意图。

图35-36是本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件在焊接温度为400℃对待焊接组件分别施加焊接超声为5秒和30秒的接头断口形貌示意图。

图37-39是本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件在对待焊接组件在400℃施加一次焊接超声10秒后分别升温至430℃施加二次超声210秒、460℃施加二次超声150秒和490℃施加二次超声90秒的接头微观组织示意图。

图40是本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件在400℃施加一次焊接超声10秒后分别升温至430℃施加二次超声210秒、460℃施加二次超声150秒和490℃施加二次超声90秒的接头剪切强度与二次超声保温参数之间的关系示意图。

图41是本发明本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件在400℃施加一次焊接超声10秒后升温至430℃施加二次超声210秒的典型剪切断裂路径示意图。

图42-43是本发明待焊接母材为40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件在400℃施加一次焊接超声10秒后分别升温至430℃施加二次超声210秒和490℃施加二次超声90秒的接头断口形貌示意图。

图44是本发明待焊接母材为55％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的待焊接组件的焊接温度在400℃施加一次焊接超声5秒后460℃施加二次焊接超声120秒的连接层组织形貌示意图。

图中：1、超声工具头2、感应加热设备3、待焊接母材4、中间反应材料层。

具体实施方式

以下仅为本发明的较佳实施例，并不因此而限定本发明的保护范围。

实施例一

一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，图1所示，包括待焊接母材3和中间反应材料层4，待焊接母材3选用40％-55％碳化硅颗粒增强铝基复合材料，包括以下步骤，

中间反应材料层筛选步骤，

条件一，中间反应材料层4的熔化温度低于待焊接母材3的熔点195-205℃，或中间反应材料层4与待焊接母材3主要元素之间的共晶温度低于待焊接母材3熔点150-300℃，条件二，中间反应材料层4与待焊接母材3主要元素之间的固溶度最大值至少达到10％，条件三，中间反应材料层4主要元素的原子半径与待焊接母材3中的原子半径差最大不超过50pm，条件四，中间反应材料层4主要元素与待焊接母材3之间的电极电位差至多在-0.8V以内，中间反应材料层4至少满足以上四个条件中的三个条件，根据以上条件，选用中间反应材料层4为纯锌箔，选用膜状或片状的纯锌箔作为中间反应材料层4，纯Zn箔是由纯度为98.7％～99.99％的锌制成。

中间反应材料层的筛选原则主要包括4个方面：1)中间反应材料层4具有较低的熔化温度，或中间反应材料层4与待焊接母材3主要元素之间的共晶温度较低，铝合金的熔点温度为660℃，Zn与Al的共晶温度为381℃，Zn与待焊接母材3的共晶温度较低，Zn与Al的共晶温度低于铝合金熔点279℃；2)中间反应材料层4与待焊接母材3主要元素之间有较高的固溶度，以形成固溶体接头；如图2的Al-Zn相图可知，Zn在Al中的固溶度极高，固溶度最大值达到83.1％，可以预见采用纯Zn箔作为中间反应材料层4与40％-55％碳化硅颗粒增强铝基复合材料焊接时易于获得全固溶体接头，即接头由α-Al相组成。3)中间反应材料层4主要元素与待焊接母材3中的原子半径相接近，在等温凝固及成分均匀化的焊接过程中，中间反应材料层4中的原子易于向待焊接母材3内扩散，并形成固溶体而使接头性能提高；Zn的原子半径为134pm，Al的原子半径为143pm，Zn与Al的原子半径差为9pm，Zn与Al的原子半径较为接近，4)中间反应材料层4的主要元素与待焊接母材3的电极电位差接近，以保证连接接头的耐腐蚀性能。选用纯锌箔作为中间反应材料层4，符合四个条件当中的三个条件，因此选用纯锌箔作为中间反应材料层4。

具体地，中间反应材料层4大于待焊接母材3的焊接界面；优选地，中间反应材料层4的厚度选用0.3-0.5mm。

表面处理步骤，将待焊接母材3的待焊接面进行机械打磨和超声清洗；具体地，对待焊接母材3的待焊接面进行打磨，选用400-1500目的砂纸对待焊接面进行打磨；待焊接母材3放置于浓度为90-100％丙酮溶液中并使用清洗超声波进行超声清洗，超声清洗时间为10-20分钟。其中，清洗超声波是超声发生装置产生的超声波并传导至超声工具头1及清洗池的超声波。

焊接前组装步骤，将中间反应材料层4夹持在上下两个待焊接母材3的焊接界面，中间反应材料层4与待焊接母材3的焊接界面接触形成接触面，待焊接组件组装完成；具体地，在焊接前组装步骤中，待焊接母材3包括上基板待焊接母材3和下基板待焊接母材3，上基板待焊接母材3放置于中间反应材料层4的上面，下基板待焊接母材3放置于中间反应材料层4的下面，上基板待焊接母材3的尺寸设置为16mm*16mm*3mm，下基板待焊接母材3的尺寸设置为20mm*20mm*3mm。

上机固定步骤，将待焊接组件放置在超声焊接设备的加工平台，并使超声工具头1压紧在待焊接组件的上部；将超声工具头1向待焊接组件纵向方向施加压力，压力值为0.1-0.2MPa；优选地，将超声工具头1的压力值设置为0.15MPa。

破除氧化膜与增强相释放步骤，通过超声工具头1将焊接超声传导至待焊接组件，对待焊接组件进行加载超声及感应加热，焊接超声的功率控制在200-500W，焊接超声的频率控制在10-30kHz，同时通过感应加热设备2升温中间反应材料层4，感应加热设备2功率控制在4-6kW，感应加热设备2频率控制在200-250kHz，将中间反应材料层4的反应温度控制在395-405℃，超声工具头1对待焊接组件施加焊接超声，待焊接母材3的氧化膜发生破碎，待焊接母材3的物理状态为固态，中间反应材料层4的物理状态为半固态，待焊接母材3与中间反应材料层4发生溶解，待焊接母材3与中间反应材料层4之间形成固液界面，生成液相形成连接区，待焊接母材3与中间反应材料层4发生共晶反应，反应式为L→α-Al+η-Zn，生成α-Al固溶体，待焊接母材3发生溶解，使待焊接母材3中的SiC颗粒发生脱离，SiC颗粒进入连接区，待焊接母材3的氧化膜在焊接超声作用下被挤出待焊接组件，待焊接母材3与中间反应材料层4的实现初步焊接，对待焊接组件施加焊接超声作用时间为8-12秒；具体地，待焊接母材3和中间反应材料层4中的原子分别向连接区溶解扩散，连接区生长形成连接层；所述待焊接组件在反应过程中产生气体，待焊接母材3与中间反应材料层4之间的气体在焊接超声作用下排出待焊接组件；待焊接母材3的晶粒尺寸小于SiC颗粒尺寸，SiC颗粒分布于待焊接母材3内部。SiC颗粒脱离待焊接母材3，在焊接超声作用下连接层中的液相发生对流使SiC颗粒输送至连接层。

增强相的再分布步骤，超声工具头1对待焊接组件继续施加焊接超声，焊接超声的功率控制在200-500W，焊接超声的频率控制在10-30kHz，同时通过感应加热设备2升温中间反应材料层4，感应加热设备2功率控制在4-6kW，感应加热设备2频率控制在200-250kHz，待焊接母材3的物理状态为固态，中间反应材料层4的反应温度控制在425-465℃，中间反应材料层4的物理状态为液态，α-Al固溶体生长于连接层，中间反应材料层4全部转化为连接层，待焊接母材3中的SiC颗粒分布于连接层，得到全SiC颗粒增强的α-Al固溶体接头，待焊接组件等温凝固完成，在增强相的再分布步骤中，对待焊接组件施加焊接超声的时间为115-215秒；具体地，中间反应材料层4完全转化为连接层，中间反应材料层4消失，α-Al固溶体形成连接层，SiC颗粒重新分布于连接层，连接层形成全SiC颗粒增强的α-Al固溶体接头，η-Zn在焊接超声作用下全部被挤出待焊接组件。

完成焊接组件步骤，对中间反应材料层4取消保温和对待焊接组件取消焊接超声波，保持对待焊接组件施加压力，在大气环境中冷却至室温，得到焊接成品。

以下阐明以纯Zn箔作为中间反应材料层4的碳化硅颗粒增强铝基复合材料“一次超声连接，二次超声保温”得到的全SiC颗粒增强的α-Al固溶体接头焊接机理。

以纯Zn箔为中间反应材料层4与待焊接母材3SiC颗粒增强金属基复合材料焊接时，包括待焊接母材3氧化膜的破除、SiC颗粒再分布、接头组织的快速等温凝固和接头组织的成分均匀化等阶段。因待焊接母材3表面存在大量裸露的陶瓷颗粒以及致密的氧化膜，阻碍原子扩散与增强相再分布。为保证焊接过程顺利进行，首先进行待焊接母材3氧化膜的破除。

一、一次超声连接过程中SiC颗粒增强相的释放。

SiCp-Al复合材料由金属基体和SiC颗粒增强相组成，因此金属基复合材料的“一次超声连接，二次超声保温”的焊接方法主要包括基体溶解SiC颗粒增强相释放和SiC颗粒再分布两个过程。

焊接前待焊接母材3的晶粒尺寸小于SiC颗粒增强相尺寸，SiC颗粒分布在基体内部。由于待焊接母材3表面氧化膜被破除，中间反应材料层4与待焊接母材3发生共晶反应生成液相。液相润湿铺展待焊接母材3表面后，晶界处原子能量高，率先发生溶解，进而逐步侵蚀晶粒内部，如图3所示。在对待焊接组件施加焊接超声作用下，待焊接母材3被溶解的速度显著加快，“声空化效应”产生的空化气穴崩溃产生的焊接超声不断冲击待焊接母材3表面，加速晶粒溶解；“声流效应”在待焊接母材3表面内部的液相中发生，不断地将富Al的液相喷射进入共晶液相层，这相当于机械搅拌了不同成分的液相，促进了成分均匀。待焊接母材3晶粒被进一步溶解，SiC颗粒增强相被完全暴露并脱离待焊接母材3的基体，在声流效应的作用下，被推入共晶液相内。在焊接超声场下对流的液体起到了增强相输送载体的作用，SiC颗粒增强相源源不断地被输送进入液相内部，如图4所示。随着连接层开始冷却，界面处先冷却凝固形成的共晶组织和α-Al相，这些混合组织的逐渐形成推动SiC颗粒向连接层中央移动，如图5所示。连接层中央最后凝固，导致SiC颗粒偏聚在连接层中央，因中央位置Al含量低，形成连片的η-Zn，如图6所示。图7-8为经过二次超声保温处理后获得的颗粒分布均匀的接头组织，η-Zn包裹着的碳化硅颗粒分布在连接层内部。

二、二次超声保温过程中颗粒增强相的再分布

在对待焊接组件施加焊接超声作用下SiCp-Al/Zn/SiCp-Al接头的凝固模型如图9-13所示。在焊接超声施加完毕直接冷却过程中，α-Al成为领先相析出，通常在靠近待焊接母材3侧以及液相中待焊接母材3元素富集的区域首先析出，依靠自发形核，因此会排挤颗粒造成局部分布不均匀；随着待焊接组件温度的进一步降低，剩余液相成分点接近共晶点开始发生共晶反应，生成片层状共晶相，如图10所示。在压力作用下，部分液相被挤出连接层，若对待焊接组件施加焊接超声辅助连接过程后直接冷却，剩余的部分液相发生反应形成共晶组织，这些共晶相与α-Al相的混合组织推动SiC颗粒往连接层中央移动，最终凝固下来形成不均匀分布颗粒的接头，且其组织主要由α-Al、η-Zn以及两者混合的共晶组织组成，接头成分、组织以及颗粒增强相都未均匀，并不是理想的连接接头，如图11所示。

若对待焊接组件施加焊接超声辅助连接过程后不直接冷却而是接着采用二次超声保温处理。在保温过程中，由中间反应材料层4与待焊接母材3的元素不断互扩散，成分趋于均匀化，成分逐渐接近待焊接母材3，因而不会发生共晶反应。在对中间反应材料层的保温过程中，即增强相的再分布步骤中，SiC颗粒再分布，防止了SiC颗粒偏聚，提升了SiC颗粒的分散程度，最终获得连接层全固溶体和均匀分散颗粒的组织形态，如图12-13所示。

在对待焊接组件施加焊接超声作用下，接头连接层成分均匀化速度显著提升，相比传统的TLP，其所用时间将明显缩短，连接时间不超过30min，这无疑极大地提升了生产效率。超声场下连接材料将经受超声场和温度场的叠加作用，在连接宽度不超过100μm的状态下，其内部液相的高温凝固和扩散行为与传统的TLP既有相同之处也有不同之处。

(1)本发明的焊接方法与传统的TLP焊接方法均发生等温凝固过程。由于均发生共晶反应，生成的共晶液相将起桥梁作用促进待焊接母材3与中间反应材料层4之间元素的扩散。待焊接母材3相对于中间反应材料层4其原子数量占绝对多数，因此连接层内液相成分点将向待焊接母材3侧移动，根据相图，如图2所示，其成分点对应的固相线温度将越来越高。然而连接温度是恒定的，因此该处的液相必将随着发生凝固，固相最初将从待焊接母材3两侧向连接层内部生长生成α-Al固溶体。

(2)在本发明的焊接方法过程中，大量的共晶液相被挤出连接层，从而加速等温凝固过程显著缩短连接时间。对待焊接组件施加焊接超声作用下，“声空化效应”产生的能量极高的空化泡闭合崩溃瞬间释放巨大的冲击波可以粉碎待焊接母材3的氧化膜；“声流效应”产生的定向梯度声压场驱动液相冲刷待焊接母材3表面可以起到净化表面的作用，同时促进元素扩散使连接层内部成分更加均匀。对待焊接组件施加焊接超声作用下，超声波震动可以细化凝固结晶的晶粒，防止颗粒增强相偏聚。

实施例二

本实施例的主要结构、原理以及效果与实施例一相同，这里不再赘述，其不同之处在于，待焊接母材3选用40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料，中间反应材料层4的厚度选用0.3mm。

在破除氧化膜与增强相释放步骤中，中间反应材料层4的反应温度控制在400℃，对待焊接组件施加焊接超声作用时间为10秒；在破除氧化膜与增强相释放步骤和增强相的再分布步骤中，对待焊接组件施加焊接超声作用时间为210秒，中间反应材料层4的反应温度控制在430℃。

以待焊接母材3选用40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料为例，阐述本焊接方法中各重要阐述的确立。

本发明提出采用“一次超声连接+二次超声保温”的复合工艺获得连接层为均匀分布碳化硅颗粒强化的固溶体接头，并进一步研究揭示二次超声对增强相颗粒在连接层内的再分布机理。采用纯锌箔厚0.3mm连接40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料时，液态Zn对复合材料待焊接母材的溶解是影响能否形成颗粒增强接头的关键因素，而影响液态Zn对铝基复合材料基体溶解的关键工艺参数有焊接温度(焊接温度指的是中间反应材料层4的反应温度)和超声时间。

一、对焊接组件焊接温度的对一次超声的影响

在对待焊接组件施加焊接超声作用下破除待焊接母材3表面的氧化膜，中间反应材料层4与待焊接母材3之间发生元素互扩散，Zn原子往待焊接母材3扩散，Al原子往中间反应材料层4扩散，Zn/Al界面处Zn浓度沿Zn-Al二元相图固溶线变化。当焊接温度高于Zn-Al的共晶温度时，Zn/Al界面处首先形成液相，中间反应材料层4和待焊接母材3不断溶解到液相中，液相区增宽，此时待焊接母材3中的SiC颗粒便会进入液相内。超声阶段结束，接头在冷却过程中先析出高熔点的η-Zn固溶体，且其成分接近纯金属因而可以依附液相中的质点形核，SiC颗粒分布在η-Zn内部。随着η-Zn结晶完毕，待焊接组件的温度继续下降，在381℃时发生反应生成共晶组织(β-Al+η-Zn)，等冷却至室温形成层片状的共晶组织(α-Al+η-Zn)和α-Al固溶体。

表1图18中各标定点化学成分及对应物相(at.％)

图14-18显示了在不同焊接温度下超声5秒后所形成接头的截面组织形貌，其中各标定点成分见表1。采用焊接温度在400℃连接时，在对待焊接组件施加焊接超声作用下破除氧化膜的同时，待焊接母材3与中间反应材料层4之间的气体也随着液相被排出连接层内部，因而连接层接头组织中没有气孔，获得无缺陷的连接接头。因焊接温度低于中间反应材料层4熔点420℃但高于共晶温度381℃，中间反应材料层4内部并未完全熔化，在中间反应材料层4先析出成片状的η-Zn，在界面处因中间反应材料层4和待焊接母材3接触冷却发生共晶反应生成α-Al与η-Zn交替排列的薄片状共晶组织。因焊接温度较低，待焊接母材3溶解较少，并没有大量的SiC颗粒进入连接层内，致使接头中央存在颗粒增强相的贫化区，如图14和18所示。若焊接温度超过纯锌箔的熔点，中间反应材料层4熔化，且熔化的中间反应材料层4具有良好的流动性，被其表面的氧化膜包裹着在焊接超声作用下迅速地挤出连接层，形成未有效连接的结合线，该结合线贯穿整个连接接头，且局部还有残留的氧化膜，如图15所示。若焊接温度继续提升，待焊接母材3的溶蚀增多，但是在焊接超声和压力作用下大量的中间反应材料层4液相被挤出连接层，待焊接母材3直接相互接触，致使接头中间存在大量的碳化硅颗粒，但是并未形成有效连接，如图16和17所示。

当焊接温度高于中间反应材料层4熔点时，中间反应材料层4熔化变成液相层，此时液相层中的Zn元素和铝基复合材料的的Al元素快速地进行互扩散，靠近液相层的待焊接母材3逐渐溶解，且其宽度增加，液相层的最大宽度可由公式计算：

4-1式中，中间反应材料层4的厚度W₀＝30μm；中间反应材料层4的密度ρ₀＝7.14g/cm3，ρ_L＝6.46g/cm3。待焊接母材3中颗粒的体积分数V＝40％；因中间反应材料层4为锌箔，C⁰＝C^L0＝1，代入公式计算液相宽度为37μm，此宽度足以容纳从待焊接母材3中流过来的SiC颗粒。然而从图18可知，SiC颗粒进入中间反应材料层4的数量很少，主要是待焊接母材3溶解量太小，未能释放足够的SiC颗粒以便进入连接层。

表2对待焊接组件施加一次焊接超声作用5秒的不同焊接温度与形成接头的剪切强度关系数据

对连接接头的剪切强度进行测量，发现接头剪切强度随着焊接温度升高持续降低，焊接温度越高越不利于获得高强度的连接接头，如图19和表2所示。在焊接温度在400℃连接时，因焊接温度低于中间反应材料层4熔点420℃但高于共晶温度381℃，由于反应生成的液相使得待焊接母材3表面的氧化膜在焊接超声作用下被击碎并被挤出连接层，从而破除氧化膜净化待焊接母材3表面，获得无缺陷的接头。然而待焊接母材3溶解量不足以提供大量的碳化硅颗粒进入连接层，接头的最高强度为143MPa，仅为待焊接母材3强度的55％。焊接温度提升可以使待焊接母材3溶解释放更多的碳化硅增强相，但是SiC颗粒与中间反应材料层4是不反应的接触界面，这种固液/界面处温度过高，在压力和超声作用下更多的液相被挤出连接层，致使连接接头持续降低。

如图20所示是典型的接头剪切断裂路径。剪切过程中外加载荷使材料变形局部形成裂纹后，裂纹会沿着相对来说阻力较小的路径扩展，连接层与待焊接母材3之间的区域阻碍裂纹扩展的能力最弱，因此裂纹沿着该区域进行扩展。接头剪切时完全断裂在连接界面处，且裂纹从连接层中央贯穿扩展。

图21-22所示分别是不同焊接温度下的接头剪切断口形貌。当焊接温度为400℃时，接头的断口呈现明显的韧性断裂特征，材料断口表面出现大量韧窝。接头都是从连接层中间位置断裂，断口组织主要为η-Zn相，SiC颗粒在接头断口中几乎未见分布，如图21所示。随着焊接温度提高，接头的断口韧窝的数量减少，有效连接的区域减少，这是因为大量的液相被挤出连接层致使接头强度降低，韧窝断口较少，而剪切撕裂区域减少；结合Zn-Al二元相图可以得出该区域组织基本全部是Zn-Al共析组织，SiC颗粒分布较少，如图22所示。

图23为不同焊接温度下的接头XRD衍射图谱。当焊接温度为400℃和430℃时，两者接头的XRD图谱变化并不明显，连接层中无Zn-Al金属间化合物，Zn元素和Al元素以单质机械混合的形式存在，主要相为η-Zn和α-Al。当焊接温度提高到460℃时，图谱中Zn的衍射峰相对强度相比Al衍射峰已明显降低；在焊接温度490℃的衍射图谱中几乎看不到Zn的衍射峰，接头中的Zn含量随着焊接温度的升高快速的下降，主要原因是焊接温度远高于纯锌箔熔点，已经熔化的纯锌箔被迅速挤出，且没有足够的时间与待焊接母材3发生冶金反应接合。

综述可知，虽然焊接温度高(＞400℃)可以获得连接层为SiC颗粒增强的固溶体的接头，但是在超声作用下挤出大量的液相致使接头并未形成有效的连接，接头内SiC增强相并未形成良好的弥散分布，因此在后续的超声时间对焊接的影响以焊接温度400℃为基础进行论述。

二、对待焊接组件施加焊接超声时间对焊接的影响

焊接温度过高或者过低都会对接头剪切强度有明显的影响，在保证液相不被大量挤出且能形成有效连接的基础上，论述延长对待焊接组件施加焊接超声时间对改善接头内的碳化硅颗粒增强相的分布的影响。施加焊接超声作用下的保温时间对于连接层成分均匀化至关重要，待焊接组件中的原子扩散不仅需要一定的温度，更重要的是需要一定的时间，如果时间较短，则接头中残余的液相不能够消除，从而降低了接头力学性能。

将40％SiCp-Al/Zn/40％SiCp-Al三明治试样的待焊接组件加热至400℃施加焊接超声不同时间，以探究施加焊接超声时间对接头组织和性能的影响规律。当对待焊接组件施加焊接超声时间从5秒延长至10秒时，虽然接头的组织由η-Zn固溶体和共晶组织(α-Al+η-Zn)组成，但η-Zn相明显较少，共晶组织和α-Al增多。连接层内并没有增加SiC颗粒的分布，出现大片的增强相贫化区，如图24和26所示。当对待焊接组件施加焊接超声时间为30秒时，因对待焊接组件施加有充足的焊接超声时间使得Zn元素可以充分地向待焊接母材3中扩散，连接层中的η-Zn进一步减少，原本呈条带状分布的η-Zn相断断续续地分布在连接层中央，但是颗粒的体积分数仍然较低，如图25和27所示。

当对待焊接组件施加焊接超声作用时间延长至60秒后，对待焊接组件施加焊接超声作用下更多的SiC颗粒从待焊接母材3中脱离出来逐渐进入待焊接母材3与中间反应材料层4互扩散区域，但因接头待焊接母材3溶解量有限，SiC颗粒还是难以进入中间反应材料层4，因此在接头中央形成未完全扩散的中间反应材料层4，也即SiC贫化区，如图28所示。当对待焊接组件施加240秒的超声后，超声作用促进了中间反应材料层4和待焊接母材3的互扩散，更多的待焊接母材3熔化致使SiC颗粒向连接层中央移动，所以随着对待焊接组件施加焊接超声时间的延长，接头中央的增强相贫化区进一步减小，如图29和30所示。

表3为本发明在焊接温度为400℃施加焊接超声不同时间与得到的接头剪切强度关系数据表

图31和表3为连接接头的剪切强度随着对待焊接组件施加焊接超声时间的变化规律。随着对待焊接组件施加焊接超声时间由10秒延长到240秒时，连接接头的剪切强度先升后降，接头强度变化与连接层接头组织内SiC颗粒分布有关。延长对待焊接组件施加焊接超声时间可以获得连接层为SiC颗粒增强的固溶体的接头，但是要获得SiC颗粒分布均匀的接头还需更长的施加焊接超声时间。

图32-34所示，给出了对待焊接组件施加焊接超声不同时间的接头断裂路径。随着对待焊接组件施加焊接超声时间从10秒增加到60秒，接头在剪切中断裂位置均位于接头的连接层处，如图32所示。因为延长对待焊接组件的焊接超声时间只能缓慢地提高连接层内的SiC颗粒分布以及改善接头的组织，在有限的焊接超声时间内，断裂均在连接层中央位置萌发，因此断口均呈现出大量的韧窝和平行于剪切力方向的撕裂面，塑性变形特征明显，断口上很少有SiC颗粒的存在，而断裂裂纹都是从接头中央萌发，如图35-36所示。

上述结果表明，长时间地对待焊接组件施加焊接超声的过程给了等温凝固充分的时间与空间，但是依赖于对待焊接组件施加焊接超声作用溶解的待焊接母材有限，无法快速提供大量的SiC颗粒进入连接层，只有通过对待焊接组件更长地施加焊接超声时间来实现颗粒增强相在空间上均匀的分布，以获得性能稳定的固溶体接头。

三、二次超声升温焊接对接头组织和性能的影响

若焊接温度在400℃的温度下实现焊接较理想，焊接较理想即连接层为SiC颗粒增强的固溶体，需要对待焊接组件施加很长的焊接超声作用时间完成等温凝固，才能获得组织均匀的接头，但该连接接头内颗粒非常少，这是因为焊接温度过低，待焊接母材3溶解有限无法释放足够的SiC颗粒增强相；若提高焊接温度，高温指的是焊接温度高于中间反应材料层4熔点的温度，高温下连接区内的液相在压力和焊接超声的作用下被挤出，导致待焊接母材3直接接触不能形成有效的连接。

在一次超声实现基本的焊接后，一次超声指的是将待焊接组件加热到400℃施加焊接超声10秒；增加二次超声保温过程，在此过程中适当提升焊接温度理论上可以加快等温凝固过程使连接层成分更加均匀化，对待焊接组件施加焊接超声促进SiC颗粒在液相中的均匀分布，避免较长的超声时间，目的是提高连接效率。图37-39为二次超声对连接接头截面微观组织的影响规律。在对中间反应材料层的反应温度升温至430℃，对待焊接组件施加二次焊接超声210秒后，连接层组织全部为SiC颗粒增强的α-Al固溶体，这是因为待焊接母材3的溶解使得大量的SiC颗粒进入连接层内，接头中间反应材料层4充分熔解成液相，在对待焊接组件施加长时间的焊接超声作用下等温凝固，获得全SiC颗粒增强的连接层，同时促进了SiC颗粒增强相的均匀分布。若将中间反应材料层的反应温度继续提升至460℃，可以缩短对待焊接组件施加焊接超声时间至150秒，然而因为焊接温度过高，导致中间反应材料层4液相流动性更好，在二次焊接超声作用下被大量挤出，导致接头液相降低，并出现了沿着中间结合线偏聚SiC颗粒。若将焊接温度提升490℃，对待焊接组件的焊接超声时间缩短至90秒即可获得连接层SiC颗粒增强的全α-Al固溶体的接头。但同样也是焊接温度的提升，液体流动性增大，在焊接超声作用下挤出了液相，致使中间反应材料层4颗粒提升，同时在局部还出现了颗粒增强相的贫化区，这些都对强度不利。

总之，当二次焊接超声的焊接温度超过460℃时，对待焊接组件长时间的焊接超声作用除了完成等温凝固外，还将部分液态金属从连接区内挤出，这种结果与焊接温度超过430℃施加一次超声的效果一样，会降低接头强度。

如图40所示，接头剪切强度随着二次焊接温度的升高而呈现弱下降趋势。二次施加焊接超声对中间反应材料层的反应温度在430℃保温时接头强度最高为247MPa，达到待焊接母材3强度的95％。强度提高的原因是接头中SiC颗粒分布均匀，实现了颗粒增强的复合组织连接层接头，即连接层为SiC颗粒增强的全α-Al固溶体。

图41是对应的连接接头断裂路径，从路径可以看出是从待焊接母材3处起裂，并最终从待焊接母材3处断裂。而对待焊接组件二次施加焊接超声对焊接温度为490℃保温时连接接头的强度降低至220MPa，主要原因是焊接温度过高，液相从连接内挤出，接头中间位置SiC颗粒密度过高，部分区域又出现贫化区，这种不均匀分布的SiC颗粒致使强度降低。

图42为430℃二次超声获得的接头剪切断口形貌，SiC颗粒均匀地分布在α-Al固溶体中。图43为490℃二次超声获得的接头剪切断口形貌，因焊接温度过高，液相从连接区挤出，接头中间位置SiC颗粒密度过高，部分区域又出现贫化区，这种SiC颗粒不均匀分布致使接头强度降低。

综上，本发明的焊接方法优选确定了纯锌箔是焊接40％SiCp-Al复合材料的合适中间反应材料层4。当用纯锌箔作中间反应材料层4且400℃焊接温度下对待焊接组件施加焊接超声5秒时，SiC颗粒并未进入连接层且组织不均匀；若焊接温度高于430℃时，待焊接母材3溶蚀量大，大量的SiC颗粒进入到连接层，液态金属在焊接超声作用下被挤出，待焊接母材3直接相互接触，导致接头未形成有效结合。在400℃的焊接温度条件下需要延长对待焊接组件施加焊接超声时间至240秒才能获得连接层为全SiC颗粒强化的α-Al固溶体，但接头还是存在较大的增强相贫化区。在这基础上，进一步提出了“一次超声连接+二次超声保温”的新型复合工艺，二次焊接超声在声空化效应和声流效应作用下能够实现SiC颗粒在连接层内均匀分布。在焊接温度控制在400℃，对待焊接组件施加焊接超声10秒连接后，再将焊接温度升温至430℃，对待焊接组件施加210秒的二次焊接超声，获得了SiC颗粒分布均匀于α-Al固溶体中的连接层，其接头剪切强度为247MPa，达到了待焊接母材剪切强度的95％。

本发明的焊接方法可以分为破除氧化膜与增强相释放步骤、增强相的再分布步骤和完成焊接组件步骤。若对中间反应材料层4一次加热保温并对待焊接组件施加焊接超声连接完毕后接头直接冷却，连接界面处先冷却凝固形成共晶组织和α-Al相，这些混合组织的逐渐形成推动了SiC颗粒向连接层中央移动，导致SiC颗粒偏聚在连接层中央，其连接层最终的组织为SiC颗粒、η-Zn、α-Al和混合的共晶组织。若对中间反应材料层4施加一次焊接超声连接完毕后对焊接温度继续升温保温并对待焊接组件施加二次焊接超声处理，即采用“一次超声连接+二次超声保温”复合工艺，则可促进元素不断扩散，成分趋于均匀化，接头逐渐接近待焊接母材3，同时碳化硅颗粒再分布，避免了颗粒分布不均，得到接头组织的力学强度较高，最优时可获得均匀分散SiC颗粒的全连接层组织形态。本发明中的焊接超声在中间反应材料层4与待焊接母材3的不同反应阶段的作用是不一样的，本发明工艺可总结为一次超声连接，二次超声保温的新型复合工艺。在破除氧化膜与增强相释放步骤中的焊接超声的作用是利用超声波的空化效应去除氧化膜，该反应阶段为一次超声连接；在增强相的再分布步骤中的焊接超声的作用是将中间反应材料层4与待焊接母材3在反应过程中形成的共晶液相挤出接头从而形成全固溶体接头，该反应阶段为二次超声保温阶段。

实施例三

本实施例的主要结构、原理以及效果与实施例一相同，这里不再赘述，其不同之处在于，待焊接母材3选用55％碳化硅颗粒增强铝基复合材料，中间反应材料层4的厚度选用0.5mm。

在破除氧化膜与增强相释放步骤中，中间反应材料层4的反应温度控制在400℃，对待焊接组件施加焊接超声作用时间为10秒；在破除氧化膜与增强相释放步骤和增强相的再分布步骤中，对待焊接组件施加焊接超声作用时间为120秒，中间反应材料层4的反应温度控制在460℃，得到均匀分散SiC颗粒的全连接层组织形态，如图44所示。

实施例四

本实施例的主要结构、原理以及效果与实施例一相同，这里不再赘述，其不同之处在于，

在破除氧化膜与增强相释放步骤中，待焊接母材3的物理状态为固态，中间反应材料层4的物理状态为固态；

在增强相的再分布步骤中，待焊接母材3的物理状态为固态，中间反应材料层4消失转化为全SiC颗粒增强的α-Al固溶体接头，全SiC颗粒增强的α-Al固溶体接头的物理状态为固态；

在完成焊接组件步骤中，待焊接母材3的物理状态为固态，全SiC颗粒增强的α-Al固溶体接头的物理状态为固态。

以上内容仅为本发明的较佳实施例，对于本领域的普通技术人员，依据本发明的思想，在具体实施方式及应用范围上均会有改变之处，本说明书内容不应理解为对本发明的限制。

Claims (10)

1.一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，包括待焊接母材和中间反应材料层，待焊接母材选用40％-55％碳化硅颗粒增强铝基复合材料，其特征在于：包括以下步骤，

中间反应材料层筛选步骤，

条件一，中间反应材料层的熔化温度低于待焊接母材熔点195-205℃，或中间反应材料层与待焊接母材主要元素之间的共晶温度低于待焊接母材熔点150-300℃，

条件二，中间反应材料层与待焊接母材主要元素之间的固溶度最大值至少达到10％，

条件三，中间反应材料层主要元素的原子半径与待焊接母材中的原子半径差最大不超过50pm，

条件四，中间反应材料层主要元素与待焊接母材之间的电极电位差至多在-0.8V以内，

中间反应材料层至少满足以上四个条件中的三个条件，根据以上条件，选用中间反应材料层为纯锌箔，选用膜状或片状的纯锌箔作为中间反应材料层；

表面处理步骤，将待焊接母材的待焊接面进行机械打磨和超声清洗；

焊接前组装步骤，将中间反应材料层夹持在两个待焊接母材的焊接界面之间，中间反应材料层与待焊接母材的焊接界面接触，待焊接组件组装完成；

上机固定步骤，将待焊接组件放置在超声焊接设备的加工平台，并使超声工具头压紧在待焊接组件的上部；将超声工具头向待焊接组件纵向方向施加压力，压力值为0.1-0.2MPa；

破除氧化膜与增强相释放步骤，通过超声工具头将焊接超声传导至待焊接组件，对待焊接组件进行加载超声及感应加热，焊接超声的功率控制在200-500W，焊接超声的频率控制在10-30kHz，同时通过感应加热设备升温中间反应材料层，感应加热设备功率控制在4-6kW，感应加热设备频率控制在200-250kHz，将中间反应材料层的反应温度控制在395-405℃，超声工具头对待焊接组件施加焊接超声，待焊接母材的氧化膜发生破碎，待焊接母材的物理状态为固态，中间反应材料层的物理状态为半固态，待焊接母材与中间反应材料层发生溶解，待焊接母材与中间反应材料层之间形成固液界面，生成液相形成连接区，待焊接母材与中间反应材料层发生共晶反应，反应式为L→α-Al+η-Zn，生成α-Al固溶体，待焊接母材发生溶解，使待焊接母材中的SiC颗粒发生脱离，SiC颗粒进入连接区，待焊接母材的氧化膜在焊接超声作用下被挤出所述待焊接组件，待焊接母材与中间反应材料层的实现初步焊接；

增强相的再分布步骤，超声工具头对待焊接组件继续施加焊接超声，焊接超声的功率控制在200-500W，焊接超声的频率控制在10-30kHz，同时通过感应加热设备升温中间反应材料层，感应加热设备功率控制在4-6kW，感应加热设备频率控制在200-250kHz，待焊接母材的物理状态为固态，中间反应材料层的反应温度控制在425-465℃，中间反应材料层的物理状态为液态，α-Al固溶体生长于连接层，中间反应材料层全部转化为连接层，待焊接母材中的SiC颗粒分布于连接层，得到全SiC颗粒增强的α-Al固溶体接头，待焊接组件等温凝固完成；

其中，在破除氧化膜与增强相释放步骤中，对待焊接组件施加焊接超声作用时间为8-12秒，在增强相的再分布步骤中，对待焊接组件施加焊接超声的时间为115-215秒；

完成焊接组件步骤，对中间反应材料层取消保温和对待焊接组件取消焊接超声波，保持对待焊接组件施加压力，在大气环境中冷却至室温，得到焊接成品。

2.根据权利要求1所述的一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，其特征在于：在所述破除氧化膜与增强相释放步骤中，所述待焊接母材和所述中间反应材料层中的原子分别向所述连接区溶解扩散，连接区生长形成连接层；在所述增强相的再分布步骤中，中间反应材料层完全转化为连接层，中间反应材料层消失，所述α-Al固溶体形成连接层，所述SiC颗粒重新分布于连接层，连接层形成所述全SiC颗粒增强的α-Al固溶体接头。

3.根据权利要求2所述的一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，其特征在于：在所述破除氧化膜与增强相释放步骤中，所述待焊接组件在反应过程中产生气体，待焊接母材与中间反应材料层之间的气体在焊接超声作用下排出待焊接组件。

4.根据权利要求3所述的一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，其特征在于：所述增强相的再分布步骤，所述η-Zn在焊接超声作用下全部被挤出所述待焊接组件。

5.根据权利要求1所述的一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，其特征在于：所述中间反应材料层大于所述待焊接母材的焊接界面；优选地，所述中间反应材料层的厚度选用0.3-0.5mm。

6.根据权利要求4所述的一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，其特征在于：在所述破除氧化膜与增强相释放步骤前，所述待焊接母材的晶粒尺寸小于SiC颗粒尺寸，SiC颗粒分布于所述待焊接母材内部。

7.根据权利要求1-6之一所述的一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，其特征在于：在所述破除氧化膜与增强相释放步骤中，所述SiC颗粒脱离所述待焊接母材，在焊接超声作用下所述连接层中的液相发生对流使SiC颗粒输送至连接层。

8.根据权利要求7所述的一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，其特征在于：在所述焊接前组装步骤中，所述待焊接母材包括上基板待焊接母材和下基板待焊接母材，上基板待焊接母材放置于中间反应材料层的上面，下基板待焊接母材放置于中间反应材料层的下面，上基板待焊接母材的尺寸设置为16mm*16mm*3mm，下基板待焊接母材的尺寸设置为20mm*20mm*3mm。

9.根据权利要求7所述的一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，其特征在于：在所述表面处理步骤中，对所述待焊接母材的所述待焊接面进行打磨，选用400-1500目的砂纸对待焊接面进行打磨；待焊接母材放置于浓度为90-100％丙酮溶液中并使用清洗超声波进行超声清洗，超声清洗时间为10-20分钟。

10.根据权利要求7所述的一种纯Zn作为中间反应材料层的碳化硅颗粒增强铝基复合材料的超声辅助焊接方法，其特征在于：在所述上机固定步骤中，将所述超声工具头的压力值设置为0.15MPa。