CN109365989A - 一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法，包括以下步骤：本焊接方法包括待焊接母材及中间反应材料层，待焊接母材选用铝合金或铝基复合材料，中间反应材料层选用纯锌箔；将待焊接母材的待焊接面进行机械打磨和超声清洗；然后按照上层和下层均为待焊接母材，中间反应材料层放置于两个待焊接母材之间；将超声工具头向待焊组件施加压力，压力值为0.1‑0.2MPa，然后中间反应材料层的温度升温至450‑480℃，焊接超声波振动80‑90秒，进行等温凝固；完成等温凝固后，冷却至室温。整个焊接过程能够在大气条件下完成，缩短等温凝固的时间，获得全固溶体接头，接头剪切力度强。

Description

一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法

技术领域

本发明涉及铝合金及铝基复合材料的超声焊接技术领域，尤其是涉及一种获 全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法。

背景技术

铝合金为典型的轻质材料，具有密度低、比强度和比刚度高等特性，其加工 和应用可以在保证机械性能的基础上，降低机械结构的质量，从而实现结构件的 轻量化。因而广泛应用于航空航天、汽车、轨道交通、电子等领域，实现零部件 减重的目的。

轻质材料结构件的高性能制造离不开成熟的焊接技术作支撑。而目前的轻质 合金焊接技术如各种熔化焊、钎焊和真空过渡液相扩散焊接(transient liquid phasebonding，TLP焊接)等，存在焊接温度偏高、母材易软化、氧化膜难以去除、接 头力学性能普遍较低等各自的不足。因此，进一步探索新型的绿色、高效、高性 能焊接新方法、新工艺迫在眉睫。

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获全固溶体接头的低温 超声辅助铝合金焊接的方法，在低于母材熔点的温度下进行焊接，而且在较短时 间内获得高性能无脆化倾向的全固溶体接头组织。

为了实现上述目的，本发明所采用的技术方案是：一种获全固溶体接头的低 温超声辅助铝合金焊接的方法，包括待焊接母材和中间反应材料层，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 母材的熔点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，待焊接母材为铝合金，选用中间反应材 料层为纯Zn箔；

表面处理步骤，待焊接母材仅限于铝合金或铝基复合材料，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，选用膜状或片状的纯Zn箔作为中间反应材料层，将中间 反应材料层夹持在两个待焊接母材之间的待焊接面，中间反应材料层与待焊接母 材的待焊接面接触形成接触面，待焊组件组装完成；

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

破除氧化膜步骤，通过超声工具头将焊接超声波传导至待焊组件，对待焊接 组件进行加载超声及感应加热，焊接超声波的功率控制在200-500W，焊接超声 波的频率控制在10-30kHz，同时通过感应加热设备升温待焊组件，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，中间反应材料层的反 应温度控制在385-400℃，超声工具头对待焊组件施加焊接超声波，待焊接母材 氧化膜的破除包括固固界面和固液界面，初始状态为固固界面，在固固界面的局 部氧化膜破除后形成氧化膜缺口，待焊接母材的物理状态为固态，中间反应材料 层为固态，在氧化膜缺口处待焊接母材与中间反应材料层接触并元素之间相互扩 散，当元素扩散至达到共晶成分后，待焊接组件从固固界面转化为固液界面，在 氧化膜缺口处待焊接母材与中间反应材料层的接触面分别产生Zn-Al共晶液， Zn-Al共晶液的物理状态为液态，在待焊接母材与纯Zn箔的待焊接面形成有α-Al 固溶体，α-Al固溶体的物理状态为固态，从而使待焊接母材与中间反应材料层的 待焊接面实现冶金接合，待焊接母材的物理状态为固态，纯Zn箔的物理状态为 固态；

α-Al固溶体析出步骤，超声工具头对待焊组件继续施加焊接超声波，焊接超 声波的功率控制在200-500W，焊接超声波的频率控制在10-30kHz，同时通过感 应加热设备升温待焊组件，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 为450-480℃，纯Zn箔的物理状态为液态，纯Zn箔形成Zn液相层，Zn液相层 的物理状态为液态，待焊接母材与Zn液相层之间的元素发生相互扩散，待焊接 件母材与Zn液相层发生冶金反应，

待焊接母材表面的Al原子溶解到Zn液相层中产生Zn-Al共晶组织，Zn-Al 共晶组织的物理状态为液态，

待焊接母材的待焊接面处凝固析出α-Al固溶体，α-Al固溶体的物理状态为 固态，

Zn液相层中的Zn原子向待焊接母材中的Al晶界内部扩散形成α-Al固溶体， α-Al固溶体的物理状态为固态，

Zn-Al共晶组织与α-Al固溶体之间的界面呈弯曲状，

在两个待焊接母材的待焊接面分别从外往内依次形成界面凝固区、Zn-Al共 晶区和Zn扩散区；

α-Al固溶体生长步骤，超声工具头对待焊组件继续施加焊接超声波，焊接超 声波的功率控制在200-500W，焊接超声波的频率控制在10-30kHz，同时通过感 应加热设备保温待焊组件，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 为450-480℃，纯Zn箔的物理状态为液态，纯Zn箔形成的Zn液相层逐渐消失， α-Al固溶体不断增加，随着α-Al固溶体不断增加，Zn液相层中的α-Al固溶体和 两侧的待焊接面析出的α-Al固溶体相互接触，α-Al固溶体的物理状态为固态，

Zn-Al共晶组织逐渐减少，Zn-Al共晶组织呈不连续状，Zn-Al共晶组织的物 理状态为液态，

α-Al固溶体生长步骤施加焊接超声波的时间控制在80-110秒；

全α-Al固溶体接头完成步骤，超声工具头对待焊组件继续施加焊接超声波， 焊接超声波的功率控制在200-500W，焊接超声波的频率控制在10-30kHz，同时 通过感应加热设备保温待焊组件，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，中间反应材料层的反应温度保持在450-480℃，Zn-Al 共晶组织的物理状态为液态，Zn-Al共晶组织消失，Zn液相层全部转化为α-Al 固溶体，α-Al固溶体的物理状态为固态，从而形成全α-Al固溶体接头；

其中，α-Al固溶体析出步骤、α-Al固溶体生长步骤和全α-Al固溶体接头完 成步骤中，施加焊接超声波的总时间为90-120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，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，所述α-Al固溶体生长步骤与所述全α-Al固溶体接头 完成步骤之间包括有α-Al固溶体接头形成步骤，所述超声工具头对所述待焊组 件继续施加所述焊接超声波，焊接超声波的功率控制在200-500W，焊接超声波 的频率控制在10-30kHz，同时通过所述感应加热设备保温待焊组件，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，中间反应材料层的 反应温度为450-480℃，所述Zn-Al共晶组织消失，所述α-Al固溶体继续增加， 在α-Al固溶体中残留有η-Zn相；

所述完成焊接组件步骤，保持所述超声工具头向所述待焊组件施加压力。

进一步的技术方案中，在所述α-Al固溶体析出步骤中，在所述待焊接母材 中的Al原子大量溶解到所述Zn液相层中，从而产生所述Zn-Al共晶组织，即所 述Zn-Al共晶区；在待焊接母材的待焊接面中，所述α-Al固溶体依附待焊接母材 凝固生长形成所述界面凝固区；所述中间反应材料层中的Zn元素沿着待焊接母 材的Al晶界内部扩散形成扩散层，即所述Zn扩散区；α-Al固溶体包括界面凝固 区和Zn扩散区。

进一步的技术方案中，在所述α-Al固溶体生长步骤中，具有以下子步骤，

渗透子步骤，所述两侧界面凝固区的所述α-Al固溶体的厚度不断增加，α-Al 固溶体从界面凝固区往Zn扩散区方向渗透生长，

α-Al固溶体多向生长子步骤，所述Zn扩散区的所述α-Al固溶体厚度不断增 加，Zn扩散区的中α-Al固溶体向所述界面凝固区方向生长，Zn扩散区厚度增 加的速度慢于界面凝固区，随着α-Al固溶体的厚度增加，Zn扩散区的α-Al固 溶体与两侧界面凝固区的α-Al固溶体相互接触，

Zn-Al共晶组织空间隔断子步骤，所述Zn-Al共晶区中的所述Zn-Al共晶组 织的厚度不断减小，Zn-Al共晶组织与α-Al固溶体的接触界面形成多个不连续状 的Zn-Al共晶区块，α-Al固溶体将Zn-Al共晶组织包围，α-Al固溶体并填充于 Zn-Al共晶区块之间。

进一步的技术方案中，在所述α-Al固溶体析出步骤中，两侧的所述界面凝 固区的厚度分别为3-8μm，所述Zn-Al共晶区的厚度为29-51μm，所述Zn扩散 区的厚度为1-3μm，超声时间控制在2-5秒；在所述α-Al固溶体生长步骤中，两 侧的界面凝固区的厚度分别从3-8μm生长到15-22μm，Zn-Al共晶区的厚度从 29-51μm减少到1-3μm，Zn扩散区的厚度从1-3μm生长到8-12μm，超声时间控 制在80-90秒；在全α-Al固溶体接头完成步骤中，两侧的界面凝固区和Zn扩散 区的总厚度为40-48μm，Zn-Al共晶区的厚度为0μm，超声时间控制在10-20秒。

进一步的技术方案中，所述破除氧化膜步骤，所述超声工具头对所述待焊组 件超声作用2-5秒；所述α-Al固溶体析出步骤，超声工具头对待焊组件继续超声 作用2-5秒；所述α-Al固溶体生长步骤和全α-Al固溶体接头完成步骤，超声工 具头对待焊组件施加焊接超声波的总时间为88-95秒。

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待焊接 面；在所述焊接前组装步骤中，所述锌箔选用纯锌制成的锌箔，锌箔的厚度为 45-55μm。

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；在所述表面处 理步骤中，所述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。

进一步的技术方案中，所述破除氧化膜步骤，将中间反应材料层的反应温度 控制在390℃，所述焊接超声波作用时间为3-5秒；所述α-Al固溶体析出步骤、 所述α-Al固溶体生长步骤和所述全α-Al固溶体接头完成步骤对中间反应材料层 的反应温度保持在450-480℃，在α-Al固溶体析出步骤、α-Al固溶体生长步骤和 全α-Al固溶体接头完成步骤中，施加焊接超声波的总时间为90-95秒。

本发明和现有技术相比所具有的优点是：

1.本发明的焊接方法能在短时间内得到全α-Al固溶体接头，能在焊接过程 中避免形成脆性的金属间化合物，通过选用适合的中间反应材料层，以及在焊接 过程中的焊接工艺参数的控制，得到接头焊接层中形成高性能无脆化倾向的全固 溶体组织，即全α-Al固溶体接头，整体提高了全α-Al固溶体接头的力学性能。

2.本发明的焊接方法在远低于待焊接母材铝合金或铝基复合材料熔点的温 度下进行焊接及保温，能有效避免待焊接母材软化，能进一步提升全α-Al固溶 体接头的力学性能。

3.在本发明焊接方法的焊接过程中，焊接超声波的振动使焊接组件内的部分 液相挤出，从而全α-Al固溶体接头的厚度变得更薄。

4.在本发明的焊接过程中，不需要添加任何钎剂即可直接在大气中执行焊 接，无需在真空或保护气氛中焊接，工艺便捷、简单且绿色环保。超声在液相中 传播时，空化泡崩溃产生的微射流、冲击波，即声空化效应，声空化效应可以使 待焊接母材表面的氧化膜破碎，脱落的氧化膜杂质在声流搅拌作用下将随着液相 而排逐出去，因而在本焊接过程中Zn液相层能较好地润湿待焊接母材表面，并 通过元素扩散完成等温凝固。

5.本发明的焊接方法在低于纯Zn熔点以下进行焊接，主要原因是超声作用 引起待焊接面中的Zn和Al高频摩擦，从而导致接触界面的局部温度升高。由于 Zn与Al之间固溶度较高、易于发生扩散，接触区域一旦达到共晶成分就会熔化， 其中共晶温度为381℃，之后的共晶区逐步扩展而形成完整的液相层。

6.本焊接方法在焊接较短时间获得全α-Al固溶体接头，能够有效避免待焊 接母材过度软化。在超声作用下，空化泡崩溃产生的微射流、冲击波和局部高温 能够促进待焊接母材表面的Al元素溶解，并且在声流搅拌作用下加速元素之间 的扩散，因而待焊接面上α-Al固溶体的凝固生长速率显著提高；而且，在超声 作用下的Zn元素在Al中的扩散速率也能大幅提高，超声的高频振动导致待焊接 母材具有较高的应变速率，从而显著增加有效空位的浓度。

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波辅助过渡液相扩散焊接结构示意图；

图2-图3分别是本发明在焊接温度为390℃，超声作用3秒破除氧化膜后的 界面组织形貌的低倍照片和高倍照片示意图；

图4-图9是本发明焊接温度为450℃，超声波作用时间分别为2秒、5秒、 15秒、30秒、60秒、90秒时所获接头的截面组织形貌示意图；

图10是本发明焊接温度为450℃，超声波作用时间为90秒时的XRD衍射 谱示意图；

图11是本发明焊接温度为450℃，接头剪切强度随超声作用时间变化的曲线 图；

图12-图13分别是本发明焊接温度为450℃，超声作用为5秒的接头断裂路 径和接头断口微观形貌示意图；

图14-图15分别是本发明焊接温度为450℃，超声作用为90秒的接头断裂 路径和接头断口微观形貌示意图；

图16-图19是传统TPL焊接温度为450℃，保温时间分别为2分钟、5分钟、 15分钟、30分钟时所获接头的截面组织形貌示意图；

图20是传统TPL焊接温度为450℃，保温时间为15分钟时所获接头的截面 组织形貌的放大示意图；

图21是传统TPL焊接温度为450℃，接头剪切强度随保温时间变化的曲线 图；

图22是传统TPL焊接温度为450℃，保温时间为15分钟的接头断裂路径示 意图；

图23-图27是本发明超声波作用时间为90秒，分别保温至420℃、450℃、 480℃、510℃、540℃所获接头的截面组织形貌示意图；

图28是本发明超声波作用时间为90秒，保温至540℃所获接头的截面组织 形貌示意图；

图29是本发明超声作用时间为90秒，接头剪切强度随焊接温度变化的曲线 图；

图30是本发明超声作用90秒，焊接温度为420℃的接头断裂路径示意图；

图31-图33是本发明超声作用90秒，焊接温度分别为420℃、510℃、540℃ 的接头断口微观形貌示意图；

图34是本发明超声作用90秒，待焊接母材与α-Al固溶体焊接层的显微硬 度与焊接温度的关系变化示意图；

图35是本发明的Al-Zn相图。

图中标记：

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

一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法，包括待焊接母材3 和中间反应材料层4，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，待焊接母材3为铝合金， 选用中间反应材料层4为纯Zn箔，纯锌箔为纯度为98.7％～99.99％的锌制成的 箔片；

中间反应材料层4的筛选原则主要包括四个方面：1)具有较低的熔化温度， 或与待焊接母材3主要元素之间的共晶温度较低；较低温度指的是低于待焊接母 材熔点，防止待焊接母材在焊接过程中发软的温度。由Al-Zn相图如图4可知， Zn在Al中的固溶度极高，Zn的熔点为419.6℃，Zn-Al共晶温度381℃，中间反 应材料层的熔点和共晶温度均为较低，符合条件一；2)由Al-Zn相图可知，Zn-Al 的最大固溶度值达到83.1％，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，符合条件二；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，Al原子半径为143pm，Zn原子半径为133pm，符合条件三；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。

表面处理步骤，待焊接母材3仅限于铝合金或铝基复合材料，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；在表面处理步骤中，待 焊接母材3和中间反应材料层4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。更具体地，将待焊接母材3依 次分别使用400目、800目和1200目的砂纸进行打磨后，将待焊接母材3与中间 反应材料层4放置于90-100％的丙酮溶液中用清洗超声波进行清洗15分钟，从 而去除待焊接母材3与中间反应材料层4的表面杂质。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，选用膜状或片状的纯Zn箔作为中间反应材料层4，将中 间反应材料层4夹持在两个待焊接母材3之间的待焊接面，中间反应材料层4与 待焊接母材3的待焊接面接触形成接触面，待焊组件组装完成；

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

破除氧化膜步骤，通过超声工具头1将焊接超声波传导至待焊组件，对待焊 接组件进行加载超声及感应加热，焊接超声波的功率控制在200-500W，焊接超 声波的频率控制在10-30kHz，同时通过感应加热设备2升温待焊组件，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385-400℃，超声工具头1对待焊组件施加焊接超声 波，待焊接母材3氧化膜的破除包括固固界面和固液界面，初始状态为固固界面， 在固固界面的局部氧化膜破除后形成氧化膜缺口，待焊接母材3的物理状态为固 态，中间反应材料层4为固态，在氧化膜缺口处待焊接母材3与中间反应材料层 4接触并元素之间相互扩散，当元素扩散至达到共晶成分后，待焊接组件从固固 界面转化为固液界面，在氧化膜缺口处待焊接母材3与中间反应材料层4的接触 面分别产生Zn-Al共晶液，Zn-Al共晶液的物理状态为液态，在待焊接母材3与 纯Zn箔的待焊接面形成有α-Al固溶体，α-Al固溶体的物理状态为固态，上下两 个待焊接母材3表面的氧化膜被破除，从而使待焊接母材3与中间反应材料层4 的待焊接面实现冶金接合，纯Zn箔的物理状态为固态。优选地，焊接超声波的 功率控制在300W，焊接超声波的频率控制在20kHz，同时通过感应加热设备2 加热待焊组件，感应加热设备2功率控制在5kW，感应加热设备2频率控制在 225kHz；在上机固定步骤中，将超声工具头1的压力值设置为0.15MPa。破除氧 化膜步骤，将中间反应材料层4的反应温度控制在390℃，焊接超声波作用时间 为3-5秒。如图2-3所示，在将中间反应材料层4的反应温度升温至385-395℃并 超声作用3秒后，待焊接面所形成的Zn-Al共晶液相能较好地润湿待焊接面两侧 待焊接母材3的表面，并在Al/Zn界面上形成少量α-Al固溶体。由此可见，尽管 中间反应材料层4升温至385-395℃后，纯Zn箔在低于其熔点的温度下仍然保持 固态，但是超声作用3秒有利于在待焊接面的接触区域产生局部液相，并有效破 除待焊接母材3表面的氧化膜，从而实现待焊接母材3与中间反应材料层4的待 焊接面的冶金接合。

α-Al固溶体析出步骤，超声工具头1对待焊组件继续施加焊接超声波，焊接 超声波的功率控制在200-500W，焊接超声波的频率控制在10-30kHz，同时通过 感应加热设备2升温待焊组件，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，将中间反应材料 层4的反应温度升温至450-480℃，纯Zn箔的物理状态为液态，纯Zn箔形成Zn 液相层，Zn液相层的物理状态为液态，待焊接母材3与Zn液相层之间的元素发 生相互扩散，待焊接件母材3与Zn液相层发生冶金反应，待焊接母材3表面的 Al原子溶解到Zn液相层中产生Zn-Al共晶组织，Zn-Al共晶组织的物理状态为液态，待焊接母材3的待焊接面处凝固析出α-Al固溶体，α-Al固溶体的物理状 态为固态，Zn液相层中的Zn原子向待焊接母材3中的Al晶界内部扩散形成α-Al 固溶体，α-Al固溶体的物理状态为固态，Zn-Al共晶组织与α-Al固溶体之间的界 面呈弯曲状，在两个待焊接母材3的待焊接面分别从外往内依次形成界面凝固区、 Zn-Al共晶区和Zn扩散区；如图4所示，具体地，铝合金表面或铝基复合材料待 焊接面的Al原子大量溶解到液相中，从而产生Zn-Al共晶组织；同时，随着待 焊接面附近Al含量的提高，α-Al固溶体相依附于待焊接母材3表面不断凝固生 长，其与共晶液相的界面呈弯曲状；Zn元素沿着待焊接母材3中的Al晶界快速 向其内部扩散，从而在上形成扩散层。

更具体地，由于Al与Zn之间的固溶度较高，焊接过程中待焊接母材3表面 会凝固析出α-Al固溶体，且待焊接母材3与液相之间元素发生明显的互扩散。 在α-Al固溶体析出步骤中，待焊接母材3与焊缝液体金属包括Zn-Al共晶组织、 界面凝固区和Zn扩散区，在待焊接面中的Al原子大量溶解到焊缝液体金属中， 从而产生Zn-Al共晶组织，即Zn-Al共晶区；在待焊接面中，α-Al固溶体依附待 焊接母材3凝固生长形成界面凝固区；中间反应材料层4中的Zn元素沿着待焊 接母材3的Al晶界内部扩散形成扩散层，即Zn扩散区；α-Al固溶体包括界面凝 固区和Zn扩散区。

在α-Al固溶体析出步骤中，两侧的界面凝固区的厚度分别为3-8μm，Zn-Al 共晶区的厚度为29-51μm，Zn扩散区的厚度为1-3μm，超声时间控制在2-5秒。

α-Al固溶体生长步骤，如图5-6所示，超声工具头1对待焊组件继续施加焊 接超声波，焊接超声波的功率控制在200-500W，焊接超声波的频率控制在 10-30kHz，同时通过感应加热设备2保温待焊组件，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450-480℃，待焊接母材3的物理状态为固态，纯Zn箔的物理状态为液 态，纯Zn箔形成的Zn液相层逐渐消失，α-Al固溶体不断增加，随着α-Al固溶 体不断增加，Zn液相层中的α-Al固溶体和两侧的待焊接面析出的α-Al固溶体相 互接触，α-Al固溶体的物理状态为固态，Zn-Al共晶组织逐渐减少，Zn-Al共晶 组织呈不连续状，Zn-Al共晶组织的物理状态为液态，α-Al固溶体生长步骤施加 焊接超声波的时间控制在80-110秒。随着超声作用时间的延长，由α-Al固溶体 形成的α-Al固溶体层的厚度不断增加，α-Al固溶体与Zn-Al共晶组织的界面始 终保持弯曲状。在焊接超声波继续作用下，如图7-8所示，两侧待焊接面上产生 的α-Al固溶体互相接触，Zn-Al共晶组织的液相呈不连续状。

在α-Al固溶体生长步骤中，如图5-8所示，具有以下子步骤，渗透子步骤， 两侧界面凝固区的α-Al固溶体的厚度不断增加，α-Al固溶体从界面凝固区往Zn 扩散区方向渗透生长；位于两侧待焊接面的α-Al固溶体从外向内生长逐渐包围 位于中部的Zn-Al共晶组织；α-Al固溶体多向生长子步骤，Zn扩散区的α-Al固 溶体厚度不断增加，Zn扩散区的中α-Al固溶体向界面凝固区方向生长，Zn扩 散区厚度增加的速度慢于界面凝固区，随着α-Al固溶体的厚度增加，Zn扩散区 的α-Al固溶体与两侧界面凝固区的α-Al固溶体相互接触；位于中内部的α-Al固 溶体不断向外扩散，α-Al固溶体将Zn-Al共晶组织包围；Zn-Al共晶组织空间隔 断子步骤，Zn-Al共晶区中的所述Zn-Al共晶组织的厚度不断减小，Zn-Al共晶 组织与α-Al固溶体的接触界面形成多个不连续状的Zn-Al共晶区块，α-Al固溶 体将Zn-Al共晶组织包围，α-Al固溶体并填充于Zn-Al共晶区块之间。

具体地，界面凝固区的α-Al固溶体不断增加从而形成α-Al固溶体层，α-Al 固溶体层的厚度不断增加；Zn-Al共晶区的厚度不断减小；Zn扩散区的厚度不断 增加，Zn扩散区厚度增加的速度慢于界面凝固区。

随着界面凝固区和Zn扩散区中的α-Al固溶体不断增加，界面凝固区中的 α-Al固溶体和Zn扩散区中的α-Al固溶体相互接触；随着Zn-Al共晶组织区的厚 度不断减小，Zn-Al共晶组织区呈不连续状。α-Al固溶体接头不包含Zn-Al共晶 区，且Zn扩散区与界面凝固区不能明显区分开，统称为全α-Al固溶体焊接层或 α-Al固溶体焊接层。

在α-Al固溶体生长步骤中，两侧的界面凝固区的厚度分别从3-8μm生长到 15-22μm，Zn-Al共晶区的厚度从29-51μm减少到1-3μm，Zn扩散区的厚度从 1-3μm生长到8-12μm，超声时间控制在80-90秒；

全α-Al固溶体接头完成步骤，如图9所示，超声工具头1对待焊组件继续 施加焊接超声波，焊接超声波的功率控制在200-500W，焊接超声波的频率控制 在10-30kHz，同时通过感应加热设备2保温待焊组件，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450-480℃，Zn-Al共晶组织的物理状态为液态，Zn-Al共晶组织消 失，Zn液相层全部转化为α-Al固溶体，α-Al固溶体的物理状态为固态，从而形 成全α-Al固溶体接头；Zn液相层全部转变为α-Al固溶体，且全α-Al固溶体焊 接层的厚度更薄，其原因是焊接过程中超声作用振动使部分Zn液相层挤出。通 过对接头组织的断口进行XRD分析，如图10所示，也表明超声90秒后接头中 Zn-Al共晶组织完全转变为α-Al固溶体。在全α-Al固溶体接头完成步骤中，两 侧的界面凝固区和Zn扩散区的总厚度为40-48μm，Zn-Al共晶区的厚度为0μm， 超声时间控制在10-20秒。

优选地，α-Al固溶体析出步骤、α-Al固溶体生长步骤和全α-Al固溶体接头 完成步骤对中间反应材料层4的反应温度保持在450-480℃，α-Al固溶体析出步 骤、α-Al固溶体生长步骤和全α-Al固溶体接头完成步骤中，施加焊接超声波的 总时间为90-120秒。

更为优选地，α-Al固溶体析出步骤、α-Al固溶体生长步骤和全α-Al固溶体 接头完成步骤对中间反应材料层4的反应温度保持在450-480℃，破除氧化膜步 骤，超声工具头1对待焊组件超声作用2-5秒；α-Al固溶体析出步骤，超声工具 头1对待焊组件继续超声作用2-5秒；α-Al固溶体生长步骤和全α-Al固溶体接头 完成步骤，超声工具头1对待焊组件施加焊接超声波的总时间为88-95秒。

其中，α-Al固溶体析出步骤、α-Al固溶体生长步骤和全α-Al固溶体接头完 成步骤中，施加焊接超声波的总时间为90-120秒；

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，在大气环境中冷却至室温，得到焊接成品。优选地，在完成焊接组件步 骤中，保持超声工具头1向待焊组件施加压力。

其中，α-Al固溶体生长步骤与全α-Al固溶体接头完成步骤之间包括有α-Al 固溶体接头形成步骤，超声工具头1对待焊组件继续施加焊接超声波，焊接超声 波的功率控制在200-500W，焊接超声波的频率控制在10-30kHz，同时通过感应 加热设备2保温待焊组件，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450-480℃，Zn-Al 共晶组织消失，α-Al固溶体继续增加，在α-Al固溶体中残留有η-Zn相。

在本发明的焊接方法中，通过固液界面元素的不断扩散获得的接头组织为全 α-Al固溶体的焊接层，即施加超声焊接结束后，全α-Al固溶体焊接层中不再有 液相存在，该过程也称为“等温凝固”，但完成上述等温凝固所经历的时间只需 要分钟量级。其原因就在于，一方面是焊接过程中超声振动使部分液相挤出，从 而导致真正参与扩散反应的液相减少；另一方面是超声作用会加剧剩余液相与待 焊接母材3之间的元素互扩散。由于上述两个主要因素的共同作用，在相同的焊 接温度下获得全固溶体接头的时间与现有的传统TLP焊接所需要的等温凝固时 间相比显著减少。焊接温度指的是中间反应材料层4的反应温度。

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α-Al固溶体析出步骤、α-Al固溶体生长步 骤和全α-Al固溶体接头完成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。

以下从超声时间及焊接温度这两方面对接头组织性能的影响进行分析。

一、超声时间对接头组织性能的影响。

表1焊接工艺为先加热到390℃超声3秒破除铝合金表面的氧化膜后，继续升温至450℃超声不同时 间，接头剪切强度与超声时间的关系

如表1和图11所示，随着待焊组件中的超声作用时间的延长，接头剪切强 度先升高后保持不变，超声作用90秒形成的α-Al固溶体接头强度为146.9MPa， 达到待焊接母材3强度的84.6％(待焊接母材3剪切强度为173.7MPa)。如图12-15 给出了超声不同时间的接头断裂路径及剪切断口形貌。超声作用5秒的焊接接头 主要由Zn-Al共晶组织组成，其断裂路径位于共晶组织区域，如图12-13所示， 由于连续Zn-Al共晶组织的脆性特征明显，故接头剪切强度较低；在其断口表面 观察到大量粗糙形态的共晶组织，并出现裂缝。超声作用90秒的焊接接头主要 由α-Al固溶体组成，其断裂路径位于固溶体层内部，如图14-15所示，在断口表 面形成大量斜韧窝以及与剪切方向平行的撕裂面，接头表现出良好的韧性，其剪切强度明显提高。综上可知，接头组织的差异导致其断裂行为不同，力学性能也 发生变化。

表2不同牌号的铝合金待焊接母材3的实验数据对比

从表2和图11结合可看出，当待焊接母材3在超声作用少于90秒时，接头 的剪切强度会随着超声作用时间的延长而增强；当待焊接母材3在超声作用时间 超过90秒时，接头的剪切强度保持在同一水平。由此得出，对待焊接母材3的 超声作用时间控制在90秒为最优值。

为了对比分析超声作用对焊接过程的影响，采用传统的TLP焊接方法来实现 铝合金或铝基复合材料的焊接。

焊接试验在大气环境下进行，预先在待焊接母材3表面涂覆适量钎剂以去除 氧化膜，同样采用50μm厚的纯Zn箔作为中间反应材料层4。图16-图20给出了 与待焊组件一样的试样，在450℃保温不同时间后，接头组织的演变过程。保温 2分钟后，如图16所示，由于待焊接母材3表面的Al大量溶解而产生溶蚀坑， 液相Zn转变为共晶组织，在待焊接面区域凝固析出α-Al固溶体相，与本发明焊 接方法的焊接过程类似，但是Zn扩散区明显更厚。在保温5分钟后，两侧待焊 接面上的α-Al固溶体相互接触，将液相分隔为不连续状，而且由于液相中Zn元 素往α-Al固溶体中扩散，原始的α-Al固溶体表层变为颜色更浅的固溶体相，如图17所示，其原因是这些区域的α-Al固溶体中含有更高的Zn量，而富Zn相的 衬度更亮。在保温15分钟后，液相基本消失，但是在α-Al固溶体晶界上残留有 极少量的Zn-Al共晶组织，如图18所示，Zn-Al共晶组织很难在保温过程中被消 除掉；而且，在全α-Al固溶体焊接层中观察到连续的液相“凝固线”，如图20 中的箭头标识，是最终的液相消失后遗留下来的痕迹，如图20所示，它的存在 必然影响到接头的力学性能。延长保温时间至30分钟，如图19所示，α-Al固溶 体晶界上的Zn-Al共晶组织在后续的热处理中扩散消失，接头完全由α-Al固溶体 组成，成分变得更加均匀。

对传统的TLP焊接的接头进行剪切测试，其力学性能如图21所示，剪切强 度呈上升趋势，保温30分钟后形成的α-Al固溶体接头的强度为100.3MPa，仅达 到待焊接母材3强度的57.7％，与本发明的焊接方法得出的接头强度相比降低了 24％左右。保温15分钟的接头主要断裂于α-Al固溶体中，断裂裂纹沿着其晶界 上的Zn-Al共晶组织扩展，从而出现沿着晶界断裂的痕迹，如图22所示。

传统的TLP焊接接头的强度较低由三个因素所致：一是焊接过程中待焊接面 两侧的α-Al固溶体接触后无法将钎剂完全排逐出，残留的杂质会弱化接头性能； 二是由于焊接保温时间较长，待焊接母材3中Al晶粒在长时间热作用下容易软 化；三是焊接时不施加超声会形成尺寸更大的α-Al固溶体晶粒，甚至出现鱼骨 状的树枝晶，都不利于接头力学性能。

表3为本发明的焊接方法与传统TLP焊接方法分别在焊接温度为450℃情况下，超声或保温不同时间，接 头的剪切强度对比

本发明的焊接方法与传统的TLP焊接相比，如表3的对比数据得出，采用本 焊接方法，在焊接时间上用时更短，本焊接方法所得到的全固溶体接头的力学强 度更好，更接近待焊接母材3的力学强度。

二、焊接温度对接头组织性能的影响。

现有的过度液相焊接的焊接温度为580℃或以上，焊接温度较高，过高的焊 接温度容易使待焊接母材3发软，导致接头组织的整体力学性能降低，以下针对 焊接温度对接头组织性能作进一步的分析。

待焊接母材3在390℃超声3秒破除待焊接母材3表面的氧化膜后，继续升 温至不同温度并超声作用90秒，以分析焊接温度对接头组织和性能的影响规律。 如图23-图28显示了在不同温度下，超声作用90秒后所形成接头的截面组织形 貌。420℃焊接的接头组织主要由α-Al固溶体组成，但在全α-Al固溶体焊接层中 间位置残留有少量η-Zn，如图23所示。分别在焊接温度为450℃和480℃并超声 90秒后均能获得无缺陷的全α-Al固溶体接头，温度越高Zn扩散区的宽度越大， 且成分分布相对较为均匀，如图24-25所示。在焊接温度为510℃以上焊接时， 如图26-27所示，由于待焊接母材3软化严重，其待焊接面的Al晶粒已经出现 过热甚至过烧，液相中Zn元素极易沿着Al晶界扩散而发生共晶反应，从而在 Al晶界上形成液化膜，即出现晶界液化现象；而且，Al晶界上的Zn元素扩散进 入晶粒内部而形成α-Al固溶体相，剩余的η-Zn相分布在α-Al固溶体晶界上，以 致焊接接头类似于“腐蚀状”形态，如图28所示。此外，随着焊接温度的提高， Zn的扩散距离显著增加。

表4焊接工艺为先加热到390℃超声3秒破除铝合金表面的氧化膜后，继续升温至不同温度再次超声90秒， 接头剪切强度与焊接温度的关系

如表4和图29所示，接头组织剪切强度随着焊接温度的升高先上升后开始 降低，焊接温度为420℃时得到的接头组织剪切强度为126.2MPa，接头强度较低 是因为接头组织中仍残留有少量η-Zn相；而焊接温度为540℃焊接时得到的接头 组织剪切强度降低至95.9MPa，主要原因是高温下待焊接母材3发生严重软化， 即Al晶粒出现过热或过烧，以致液相中Zn元素沿着Al晶界迅速扩散而形成共 晶，引起Al晶界液化发生。如图30-33所示，在不同的焊接温度下，超声作用 90秒得到的接头组织断裂路径或断口形貌。焊接温度为420℃的接头组织主要沿 着η-Zn及Zn-Al共晶断裂，也会穿过界面两侧α-Al固溶体接触的位置，如图30 所示；剪切断口中α-Al固溶体和η-Zn表面均产生平行于剪切方向的撕裂面，表现出良好的韧性，而Zn-Al共晶组织则为脆性断裂，如图31所示。在焊接温度 分别为510℃和540℃得到的接头组织断口表面都出现Al晶界液化后留下的缺 陷，温度越高，缺陷越明显，以致该接头中α-Al固溶体的断裂韧性不如焊接温 度为420℃-480℃得到的接头，如图32-33所示，事实上正是Al晶界发生液化使 得接头力学性能弱化。

分别对待焊接母材3和α-Al固溶体焊接层的显微硬度进行测试，结果如图 34所示，可以发现焊接温度超过480℃时两个区域的硬度都会降低，分别由低温 焊接时的75HV、119HV左右下降至62HV、105HV左右，这说明在高于510℃ 焊接时待焊接母材3会出现严重的软化；而且，由于Zn元素固溶到Al晶格中能 起到固溶强化的作用，因而α-Al固溶体的显微硬度高于待焊接母材3的硬度。 由上述分析可知，焊接温度对接头组织和性能的影响较大：在焊接温度≤420℃时， 焊接需要更长时间才能获得全α-Al固溶体接头，在焊接温度≥510℃时，待焊接 母材3会出现软化，尤其在Zn扩散区较为严重。根据组织和性能的变化，优选的焊接温度为450℃至480℃之间。

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，在破除氧化膜步骤中，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α-Al固溶体析出步骤中，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α-Al固溶体生长步骤中，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；

在全α-Al固溶体接头完成步骤中，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α-Al固溶体接头，全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α-Al固溶体 接头的物理状态为固态。

本发明的有益效果为：

1.不需要添加任何钎剂即可直接在大气中执行焊接，无需在真空或保护气氛 中焊接，工艺便捷、简单且绿色环保。超声在液相中传播时，空化泡崩溃产生的 微射流、冲击波，即声空化效应，声空化效应可以使铝合金或铝基复合材料表面 的氧化膜破碎，脱落的氧化膜杂质在声流搅拌作用下将随着液相而排逐出去，因 而在本焊接过程中液相Zn能较好地润湿待焊接母材表面，并通过元素扩散完成 等温凝固。

2.本焊接方法可以在低于纯Zn熔点以下进行焊接，主要原因是超声作用引 起待焊接面中的Zn和Al高频摩擦，从而导致接触界面的局部温度升高。由于 Zn与Al之间固溶度较高、易于发生扩散，接触区域一旦达到共晶成分就会熔化， 其中共晶温度为381℃，之后的共晶区逐步扩展而形成完整的液相层。

3.本焊接方法在焊接较短时间即可获得全α-Al固溶体接头，能够避免铝合金 待焊接母材过度软化。在超声作用下，空化泡崩溃产生的微射流、冲击波和局部 高温能够促进待焊接母材表面的Al元素溶解，并且在声流搅拌作用下加速元素 之间的扩散，因而待焊接面上α-Al固溶体的凝固生长速率显著提高；而且，在 超声作用下的Zn元素在Al中的扩散速率也能大幅提高，其原因是高频振动导致 铝合金具有较高的应变速率，从而显著增加有效空位的浓度。

4.在超声作用下细化晶粒，本焊接方法能得到全α-Al固溶体接头，该全α-Al 固溶体接头具有更强的力学性能，该全α-Al固溶体接头的剪切强度能达到待焊 接母材强度的80％以上。

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)

1.一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法，包括待焊接母材和中间反应材料层，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的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，待焊接母材为铝合金，选用中间反应材料层为纯Zn箔；

表面处理步骤，待焊接母材仅限于铝合金或铝基复合材料，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，选用膜状或片状的纯Zn箔作为中间反应材料层，将中间反应材料层夹持在两个待焊接母材之间的待焊接面，中间反应材料层与待焊接母材的待焊接面接触形成接触面，待焊组件组装完成；

上机固定步骤，将待焊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组件的上部；将超声工具头向待焊组件纵向方向施加压力，压力值为0.1-0.2MPa；

破除氧化膜步骤，通过超声工具头将焊接超声波传导至待焊组件，对待焊接组件进行加载超声及感应加热，焊接超声波的功率控制在200-500W，焊接超声波的频率控制在10-30kHz，同时通过感应加热设备升温待焊组件，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，中间反应材料层的反应温度为385-400℃，超声工具头对待焊组件施加焊接超声波，待焊接母材氧化膜的破除包括固固界面和固液界面，初始状态为固固界面，在固固界面的局部氧化膜破除后形成氧化膜缺口，待焊接母材的物理状态为固态，中间反应材料层为固态，在氧化膜缺口处待焊接母材与中间反应材料层接触并元素之间相互扩散，当元素扩散至达到共晶成分后，待焊接组件从固固界面转化为固液界面，在氧化膜缺口处待焊接母材与中间反应材料层的接触面分别产生Zn-Al共晶液，Zn-Al共晶液的物理状态为液态，在待焊接母材与纯Zn箔的待焊接面形成有α-Al固溶体，α-Al固溶体的物理状态为固态，从而使待焊接母材与中间反应材料层的待焊接面实现冶金接合，待焊接母材的物理状态为固态，纯Zn箔的物理状态为固态；

α-Al固溶体析出步骤，超声工具头对待焊组件继续施加焊接超声波，焊接超声波的功率控制在200-500W，焊接超声波的频率控制在10-30kHz，同时通过感应加热设备升温待焊组件，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为450-480℃，纯Zn箔的物理状态为液态，纯Zn箔形成Zn液相层，Zn液相层的物理状态为液态，待焊接母材与Zn液相层之间的元素发生相互扩散，待焊接件母材与Zn液相层发生冶金反应，

待焊接母材表面的Al原子溶解到Zn液相层中产生Zn-Al共晶组织，Zn-Al共晶组织的物理状态为液态，

待焊接母材的待焊接面处凝固析出α-Al固溶体，α-Al固溶体的物理状态为固态，

Zn液相层中的Zn原子向待焊接母材中的Al晶界内部扩散形成α-Al固溶体，α-Al固溶体的物理状态为固态，

Zn-Al共晶组织与α-Al固溶体之间的界面呈弯曲状，

在两个待焊接母材的待焊接面分别从外往内依次形成界面凝固区、Zn-Al共晶区和Zn扩散区；

α-Al固溶体生长步骤，超声工具头对待焊组件继续施加焊接超声波，焊接超声波的功率控制在200-500W，焊接超声波的频率控制在10-30kHz，同时通过感应加热设备保温待焊组件，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为450-480℃，纯Zn箔的物理状态为液态，纯Zn箔形成的Zn液相层逐渐消失，α-Al固溶体不断增加，随着α-Al固溶体不断增加，Zn液相层中的α-Al固溶体和两侧的待焊接面析出的α-Al固溶体相互接触，α-Al固溶体的物理状态为固态，

Zn-Al共晶组织逐渐减少，Zn-Al共晶组织呈不连续状，Zn-Al共晶组织的物理状态为液态，

α-Al固溶体生长步骤施加焊接超声波的时间控制在80-110秒；

全α-Al固溶体接头完成步骤，超声工具头对待焊组件继续施加焊接超声波，焊接超声波的功率控制在200-500W，焊接超声波的频率控制在10-30kHz，同时通过感应加热设备保温待焊组件，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，中间反应材料层的反应温度保持在450-480℃，Zn-Al共晶组织的物理状态为液态，Zn-Al共晶组织消失，Zn液相层全部转化为α-Al固溶体，α-Al固溶体的物理状态为固态，从而形成全α-Al固溶体接头；

其中，α-Al固溶体析出步骤、α-Al固溶体生长步骤和全α-Al固溶体接头完成步骤中，施加焊接超声波的总时间为90-120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，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所述的一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法，其特征在于：所述α-Al固溶体生长步骤与所述全α-Al固溶体接头完成步骤之间包括有α-Al固溶体接头形成步骤，所述超声工具头对所述待焊组件继续施加所述焊接超声波，焊接超声波的功率控制在200-500W，焊接超声波的频率控制在10-30kHz，同时通过所述感应加热设备保温待焊组件，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，中间反应材料层的所述反应温度保温在450-480℃，所述Zn-Al共晶组织消失，所述α-Al固溶体继续增加，在α-Al固溶体中残留有η-Zn相；

所述完成焊接组件步骤，保持所述超声工具头向所述待焊组件施加压力。

3.根据权利要求1所述的一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法，其特征在于：在所述α-Al固溶体析出步骤中，在所述待焊接母材中的Al原子大量溶解到所述Zn液相层中，从而产生所述Zn-Al共晶组织，即所述Zn-Al共晶区；

在待焊接母材的待焊接面中，所述α-Al固溶体依附待焊接母材凝固生长形成所述界面凝固区；

所述纯Zn箔中的Zn元素沿着待焊接母材的Al晶界内部扩散形成扩散层，即所述Zn扩散区；

α-Al固溶体包括界面凝固区和Zn扩散区。

4.根据权利要求3所述的一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法，其特征在于：在所述α-Al固溶体生长步骤中，具有以下子步骤，

渗透子步骤，所述两侧界面凝固区的所述α-Al固溶体的厚度不断增加，α-Al固溶体从界面凝固区往Zn扩散区方向渗透生长，

α-Al固溶体多向生长子步骤，所述Zn扩散区的所述α-Al固溶体厚度不断增加，Zn扩散区的中α-Al固溶体向所述界面凝固区方向生长，Zn扩散区厚度增加的速度慢于界面凝固区，随着α-Al固溶体的厚度增加，Zn扩散区的α-Al固溶体与两侧界面凝固区的α-Al固溶体相互接触，

Zn-Al共晶组织空间隔断子步骤，所述Zn-Al共晶区中的所述Zn-Al共晶组织的厚度不断减小，Zn-Al共晶组织与α-Al固溶体的接触界面形成多个不连续状的Zn-Al共晶区块，α-Al固溶体将Zn-Al共晶组织包围，α-Al固溶体并填充于Zn-Al共晶区块之间。

5.根据权利要求3所述的一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法，其特征在于：在所述α-Al固溶体析出步骤中，两侧的所述界面凝固区的厚度分别为3-8μm，所述Zn-Al共晶区的厚度为29-51μm，所述Zn扩散区的厚度为1-3μm，超声时间控制在2-5秒；

在所述α-Al固溶体生长步骤中，两侧的界面凝固区的厚度分别从3-8μm生长到15-22μm，Zn-Al共晶区的厚度从29-51μm减少到1-3μm，Zn扩散区的厚度从1-3μm生长到8-12μm，超声时间控制在80-90秒；

在全α-Al固溶体接头完成步骤中，两侧的界面凝固区和Zn扩散区的总厚度为40-48μm，Zn-Al共晶区的厚度为0μm，超声时间控制在10-20秒。

6.根据权利要求1所述的一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法，其特征在于：所述破除氧化膜步骤，所述超声工具头对所述待焊组件施加焊接超声波时间为2-5秒；

所述α-Al固溶体析出步骤，超声工具头对待焊组件施加焊接超声波时间为2-5秒；

所述α-Al固溶体生长步骤和全α-Al固溶体接头完成步骤，超声工具头对待焊组件施加焊接超声波的总时间为88-95秒。

7.根据权利要求1所述的一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法，其特征在于：所述中间反应材料层大于所述待焊接母材的待焊接面；在所述焊接前组装步骤中，所述锌箔选用纯锌制成的锌箔，锌箔的厚度为45-55μm。

8.根据权利要求1所述的一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法，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；

在表面处理步骤中，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。

9.根据权利要求1所述的一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法，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。

10.根据权利要求1所述的一种获全固溶体接头的低温超声辅助铝合金焊接的方法，其特征在于：所述破除氧化膜步骤，将所述中间反应材料层的反应温度控制在390℃，所述焊接超声波作用时间为3-5秒；

所述α-Al固溶体析出步骤、所述α-Al固溶体生长步骤和所述全α-Al固溶体接头完成步骤对中间反应材料层的反应温度控制在450-480℃，在α-Al固溶体析出步骤、α-Al固溶体生长步骤和全α-Al固溶体接头完成步骤中，施加焊接超声波的总时间为90-95秒。