CN109365990B - 一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法 - Google Patents

一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法，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，中间反应材料层选用85Zn‑15Al合金；将待焊接母材的焊接界面进行机械打磨和超声清洗；然后预涂合金中间反应材料层，再将预涂钎料后的待焊接母材与未预涂钎料的待焊接母材进行组装，形成待焊组件，将超声工具头向待焊组件施加压力，压力值为0.1‑0.2MPa，然后温度升温至450‑480℃，焊接超声波振动60秒，空冷至室温。本发明的焊接方法在秒级的短时间内完成焊接，得到无脆性组织的高力学强度的全固溶体接头。

Description

一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法
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，尤其是涉及一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法。
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。
现有的低温超声辅助铝合金焊接方法，虽然都能实现在大气环境下，进行低温焊接，但焊接时间长，焊接时间需要几分钟或更长时间，且得到的接头组织内含有脆性的金属间化合物或金属间化合物层，使焊接得到的接头组织的力学强度降低。在现有的焊接过程中，保温时间过长或保温温度过高会使母材的性能下降，从而导致焊接得到的接头组织的性能也相对较差。
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短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法，焊接时间短，能在秒级的时间内获得无脆性的全固溶体接头，全固溶体接头力学能力强。
为了实现上述目的，本发明所采用的技术方案是：一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法，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，中间反应材料层选用85Zn-15Al合金；
表面处理步骤，待焊接母材仅限于铝合金，中间反应材料层选用85Zn-15Al合金，将待焊接母材的焊接界面和中间反应材料层进行机械打磨和超声清洗；
中间反应材料层预涂步骤，待焊接母材包括第一待焊接母材和第二待焊接母材，将85Zn-15Al合金与第一待焊接母材通过预涂超声设备的加热及超声作用，破除第一待焊接母材表面的氧化膜，形成初步焊接组织，完成中间反应材料层预涂；
中间反应材料层预涂步骤具有以下子步骤，
材料准备子步骤，将一个经过表面处理步骤中打磨后的第一待焊接母材放置在预涂超声设备的卡具上，称取能做成100-120μm厚度相对应重量的85Zn-15Al合金，将85Zn-15Al合金放置于第一待焊接母材的焊接界面，
第一待焊接母材破除氧化膜子步骤，通过预涂超声设备的超声工具头将超声波传导至第一待焊接母材及中间反应材料层，对第一待焊接母材及中间反应材料层进行加载超声及加热，将超声波的功率控制在200-500W，超声波的频率控制在10-30kHz，同时通过预涂超声设备将第一待焊接母材及中间反应材料层进行加热，预涂超声设备的加热功率控制在4-6kW，预涂超声设备的加热频率控制在200-250kHz，预涂超声设备将85Zn-15Al合金的温度升高至460-480℃，85Zn-15Al合金的物理形态为液态，待焊接母材的物理状态为固态，预涂超声设备的超声变幅杆的超声作用于卡具，以完全破除第一待焊接母材表面的氧化膜，使第一待焊接母材与85Zn-15Al合金发生冶金反应，85Zn-15Al合金形成85Zn-15Al合金钎料层，85Zn-15Al合金钎料层与第一待焊接母材焊接形成钎料待焊接母材，
空冷凝固打磨子步骤，将钎料待焊接母材在大气中冷却凝固，钎料待焊接母材冷却凝固完成后，形成初步焊接组织，85Zn-15Al合金钎料层的物理形态为固态，将钎料待焊接母材的表面打磨至平整，使中间反应材料层的厚度控制在95-105μm；
待焊组件组装步骤，将第二待焊接母材的焊接界面与钎料待焊接母材中的85Zn-15Al合金钎料层贴合，使85Zn-15Al合金钎料层位于第一待焊接母材与第二待焊接母材之间，形成第一待焊接母材/85Zn-15Al合金钎料层/第二待焊接母材的待焊组件，待焊组件组装完成；
上机超声焊接步骤，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；
第二待焊接母材破除氧化膜步骤，通过超声工具头将焊接超声波传导至待焊组件，对待焊组件进行加载超声及加热，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，同时通过加热设备升温待焊组件，加热设备功率控制在4-6kW，加热设备频率控制在200-250kHz，待焊接母材的物理状态为固态，85Zn-15Al合金钎料层的反应温度控制在385-400℃，85Zn-15Al合金钎料层从固态变为85Zn-15Al合金液相层，超声工具头对待焊组件施加焊接超声波，在焊接超声波的作用下破除第二待焊接母材的氧化膜，第二待焊接母材与85Zn-15Al合金液相层的焊接界面实现冶金接合；
α-Al晶粒析出步骤，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，同时通过加热设备升温待焊组件，加热设备功率控制在4-6kW，加热设备频率控制在200-250kHz，待焊接母材3的物理状态为固态，85Zn-15Al合金液相层的反应温度控制在430-480℃，85Zn-15Al合金液相层的物理状态为液态，待焊接母材与85Zn-15Al合金液相层之间的元素发生相互扩散，待焊接件母材与85Zn-15Al合金液相层发生冶金反应，在冶金反应中分别产生α-Al晶粒、Zn-Al共晶组织和η-Zn晶粒，
待焊接母材的中的Al原子向85Zn-15Al合金液相层扩散凝固析出α-Al晶粒，形成凝固块，α-Al晶粒的物理状态为固态，
85Zn-15Al合金液相层中的Zn原子向待焊接母材方向扩散形核析出α-Al晶粒，形成Zn扩散区，α-Al晶粒的物理状态为固态，α-Al晶粒的内部包裹有η-Zn晶粒，η-Zn晶粒的物理状态为固态，
Zn-Al共晶组织以网状结构分布，Zn-Al共晶组织的物理状态为液态，α-Al晶粒包围Zn-Al共晶组织；
α-Al晶粒生长步骤，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，同时通过加热设备保温待焊组件，加热设备功率控制在4-6kW，加热设备频率控制在200-250kHz，待焊接母材3的物理状态为固态，85Zn-15Al合金液相层的反应温度控制在430-480℃，85Zn-15Al合金液相层的物理状态为液态，85Zn-15Al合金液相层逐渐消失，85Zn-15Al合金液相层中的Zn原子向α-Al晶粒扩散，Zn扩散区的宽度增加，α-Al晶粒和η-Zn晶粒的面积扩大，85Zn-15Al合金液相层中的形核析出α-Al晶粒和凝固块的α-Al晶粒相互接触，α-Al晶粒的物理状态为固态，
Zn-Al共晶组织面积减少，Zn-Al共晶组织的物理状态为液态，
全α-Al固溶体接头形成步骤，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，同时通过加热设备对待焊组件进行保温，加热设备功率控制在4-6kW，加热设备频率控制在200-250kHz，85Zn-15Al合金液相层的反应温度保持在430-480℃，Zn-Al共晶组织和η-Zn晶粒消失，α-Al晶粒全部转化为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，全α-Al固溶体接头中Zn元素分布不均匀，待焊组件等温凝固完成；
全α-Al固溶体接头成分均匀步骤，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，同时通过加热设备保温待焊组件，加热设备功率控制在4-6kW，加热设备频率控制在200-250kHz，85Zn-15Al合金液相层的反应温度保持在430-480℃，在形成全α-Al固溶体接头后，焊接超声波继续作用于待焊接母材30-40秒；
其中，α-Al晶粒析出步骤、α-Al晶粒生长步骤、全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤中，施加焊接超声波的总时间为55-65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，在所述全α-Al固溶体接头形成步骤中，所述全α-Al固溶体接头中Zn元素分布为全α-Al固溶体接头的中部区域稠密，所述焊接界面区域稀疏；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晶粒生长步骤中，具有以下子步骤，渗透子步骤，所述凝固块的所述α-Al晶粒的厚度不断增加，α-Al晶粒多向生长子步骤，所述Zn扩散区的所述α-Al晶粒和所述η-Zn晶粒的厚度不断扩大，Zn扩散区的中α-Al晶粒向两侧的焊接界面方向生长，凝固块的α-Al晶粒的生长速度慢于Zn扩散区的α-Al晶粒，随着α-Al晶粒的厚度增加，Zn扩散区的α-Al晶粒与两侧焊接界面凝固块的α-Al晶粒相互接触，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晶粒的接触界面形成多个不连续状的Zn-Al共晶区块，α-Al晶粒将Zn-Al共晶组织包围，α-Al晶粒并填充于Zn-Al共晶区块之间。
进一步的技术方案中，在所述α-Al晶粒析出步骤中，所述焊接超声波的作用时间控制在5-8秒；在所述α-Al晶粒生长步骤中，焊接超声波的作用时间控制在10-15秒；在所述全α-Al固溶体接头形成步骤中，所述Zn扩散区的厚度为22-28μm，焊接超声波的作用时间控制在15-18秒；在所述全α-Al固溶体接头成分均匀步骤，焊接超声波的作用时间控制在30-35秒。
进一步的技术方案中，所述第二待焊接母材破除氧化膜步骤，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晶粒析出步骤，超声工具头对待焊组件施加焊接超声波时间为5-8秒；所述α-Al晶粒生长步骤、全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤，超声工具头对待焊组件施加焊接超声波的总时间为55-60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焊接界面；在所述待焊组件组装步骤中，所述中间反应材料层的厚度为100μm。
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焊接界面进行打磨，选用400-1500目的砂纸对待焊接母材的焊接界面进行打磨，待焊接母材和85Zn-15Al合金放置于浓度为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，在所述上机超声焊接步骤中，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，所述中间反应材料层预涂步骤，所述预涂超声设备的超声作用于所述第一待焊接母材的时间控制在3秒；所述第二待焊接母材破除氧化膜步骤，将所述85Zn-15Al合金钎料层的反应温度控制在390℃，所述焊接超声波作用时间为3秒；所述α-Al晶粒析出步骤、所述α-Al晶粒生长步骤、所述全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤，对85Zn-15Al合金液相层的反应温度控制在450-480℃，在α-Al晶粒析出步骤、α-Al晶粒生长步骤、全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤中，施加焊接超声波的总时间为60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秒级的短时间内得到全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，通过选用合适Al含量的Zn-Al合金作为中间反应材料层，以及在焊接过程中对焊接超声波的作用时间和保温温度的控制，得到的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等温凝固完成后，对全α-Al固溶体接头继续施加超声作用，使全α-Al固溶体接头内的元素成分均匀化，进一步提高全α-Al固溶体接头的力学性能。
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是本发明的第一待焊接母材在预涂超声设备上预涂中间反应材料层的结构示意图；
图3-图7是本发明分别以95Zn-5Al、90Zn-10Al、85Zn-15Al、80Zn-20Al、70Zn-30Al合金作为中间反应材料层在焊接温度为390℃超声作用3秒后，继续加热到450℃再超声作用60秒的截面组织形貌示意图；
图8是本发明焊接温度为390℃超声作用3秒后，继续加热到450℃再超声作用60秒，接头剪切强度随中间反应材料层中Al含量变化的曲线图；
图9是本发明焊接温度为390℃超声作用3秒后，继续加热到450℃再超声作用60秒，显微硬度随中间反应材料层中Al含量变化的曲线图；
图10-图11分别是本发明焊接方法95Zn-5Al合金作为中间反应材料层连接接头的断裂路径示意图和断裂路径的放大图；
图12-图13是本发明焊接方法分别以85Zn-15Al和70Zn-30Al合金作为中间反应材料层连接接头的断口形貌示意图；
图14-图15分别是本发明先加热390℃超声作用3秒后，继续升温至450℃，超声5秒的界面组织形貌示意图和界面组织形貌放大示意图；
图16-图17分别是本发明先加热390℃超声作用3秒后，继续升温至450℃，超声15秒的界面组织形貌示意图和界面组织形貌放大示意图；
图18-图19分别是本发明先加热390℃超声作用3秒后，继续升温至450℃，超声30秒的界面组织形貌示意图和界面组织形貌放大示意图；
图20是本发明85Zn-15Al合金作中间反应材料层超声不同时间的连接接头断口XRD分析结果示意图；
图21是本发明待焊组件先加热到390℃超声作用3秒，升温至450℃继续施加焊接超声波，85Zn-15Al合金作为中间反应材料层得到的连接接头剪切强度与超声时间的关系示意图；
图22-图25是本发明待焊组件先加热到390℃超声作用3秒，分别继续升温至420℃、450℃、480℃和510℃超声作用30秒的截面组织形貌示意图；
图26是本发明待焊组件先加热到390℃超声作用3秒，继续升温至510℃超声作用30秒的截面组织形貌放大示意图；
图27是待焊组件先加热到390℃超声作用3秒，再升温至不同温度超声作用30秒的升温温度与接头剪切强度的关系的曲线示意图；
图28-图29分别是本发明85Zn-15Al系合金为中间反应材料层的α-Al晶粒析出步骤初期和后期的生长模型示意图；
图30本发明85Zn-15Al系合金为中间反应材料层的α-Al晶粒析生长骤的生长模型示意图；
图31是本发明85Zn-15Al系合金为中间反应材料层的全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤的生长模型示意图；
图32是本发明的Al-Zn相图。
图中标记：
1、超声工具头2、中间反应材料层3、待焊接母材4、加热设备5、卡具6、超声变幅杆。
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
一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法，包括待焊接母材3和中间反应材料层2，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2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2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2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2主要元素与待焊接母材3主要元素原子半径差最大不超过50pm，条件四，中间反应材料层2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2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3为铝合金，中间反应材料层2选用85Zn-15Al合金；
中间反应材料层2的筛选原则主要包括四个方面：1)中间反应材料层2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；较低的熔化温度或较低的共晶温度指的是低于待焊接母材3的熔化温度，在焊接过程中待焊接母材3不会发生发软现象的温度。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2主要元素的熔点与共晶温度较低，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2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2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2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2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。如图32的Al-Zn相图可知，Zn在Al中的固溶度极高，可以预见采用纯Zn箔作为中间反应材料层2与铝合金焊接时易于获得全固溶体接头，即接头由α-Al相组成。
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的焊接界面进行机械打磨和超声清洗；
具体地，在表面处理步骤中，对待焊接母材3的焊接界面进行打磨，选用400-1500目的砂纸对待焊接母材3的焊接界面进行打磨；将打磨后的待焊接母材3和纯Zn箔放置于浓度为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2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2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。
中间反应材料层预涂步骤，如图1所示，中间反应材料层2选用85Zn-15Al合金，待焊接母材3包括第一待焊接母材和第二待焊接母材，将85Zn-15Al合金与第一待焊接母材通过预涂超声设备的加热及超声作用，优选地，预涂超声设备的超声作用于第一待焊接母材的时间控制在3秒，破除第一待焊接母材表面的氧化膜，形成初步焊接组织，完成中间反应材料层2预涂，中间反应材料层预涂步骤具有以下子步骤，优选地，中间反应材料层2大于待焊接母材3的焊接界面，中间反应材料层2的厚度为100μm；在待焊组件组装步骤中，中间反应材料层预涂步骤具有以下子步骤，
材料准备子步骤，将一个经过表面处理步骤中打磨后的第一待焊接母材放置在预涂超声设备的卡具5上，称取能做成100-120μm厚度相对应重量的85Zn-15Al合金，将85Zn-15Al合金放置于第一待焊接母材的焊接界面；
第一待焊接母材破除氧化膜子步骤，通过预涂超声设备的超声工具头1将超声波传导至第一待焊接母材及中间反应材料层2，对第一待焊接母材及中间反应材料层2进行加载超声及加热，将超声波的功率控制在200-500W，超声波的频率控制在10-30kHz，同时通过预涂超声设备将第一待焊接母材及中间反应材料层2进行加热，预涂超声设备的加热功率控制在4-6kW，预涂超声设备的加热频率控制在200-250kHz，预涂超声设备将85Zn-15Al合金的温度升高至460-480℃，85Zn-15Al合金的物理形态为液态，待焊接母材3的物理状态为固态，预涂超声设备的超声变幅杆6的超声作用于卡具5，以完全破除第一待焊接母材表面的氧化膜，使第一待焊接母材与85Zn-15Al合金发生冶金反应，85Zn-15Al合金形成85Zn-15Al合金钎料层，85Zn-15Al合金钎料层与第一待焊接母材焊接形成钎料待焊接母材，
空冷凝固打磨子步骤，将钎料待焊接母材在大气中冷却凝固，钎料待焊接母材冷却凝固完成后，形成初步焊接组织，85Zn-15Al合金钎料层的物理形态为固态，将钎料待焊接母材的表面打磨至平整，使85Zn-15Al合金钎料层的厚度控制在95-105μm；
待焊组件组装步骤，如图2所示，将第二待焊接母材的焊接界面与钎料待焊接母材中的85Zn-15Al合金钎料层贴合，使85Zn-15Al合金钎料层位于第一待焊接母材与第二待焊接母材之间，形成第一待焊接母材/85Zn-15Al合金钎料层/第二待焊接母材的待焊组件，待焊组件组装完成；
上机超声焊接步骤，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；
第二待焊接母材破除氧化膜步骤，通过超声工具头1将焊接超声波传导至待焊组件，对待焊组件进行加载超声及加热，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，优选地，超声工具头1对待焊组件施加焊接超声波时间为2-5秒，同时通过加热设备4升温待焊组件，加热设备4功率控制在4-6kW，加热设备4频率控制在200-250kHz，待焊接母材3的物理状态为固态，85Zn-15Al合金钎料层的反应温度控制在385-400℃，85Zn-15Al合金钎料层从固态变为85Zn-15Al合金液相层，超声工具头1对待焊组件施加焊接超声波，在焊接超声波的作用下破除第二待焊接母材的氧化膜，第二待焊接母材与85Zn-15Al合金液相层的焊接界面实现冶金接合；优选地，将85Zn-15Al合金钎料层的反应温度控制在390℃，焊接超声波作用时间为3秒；
α-Al晶粒析出步骤，如图28-29所示，超声工具头1对待焊组件继续施加焊接超声波，优选地，焊接超声波的作用时间控制在5-8秒；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，同时通过加热设备4升温待焊组件，加热设备4功率控制在4-6kW，加热设备4频率控制在200-250kHz，待焊接母材3的物理状态为固态，85Zn-15Al合金液相层的反应温度控制在430-480℃，85Zn-15Al合金液相层的物理状态为液态，待焊接母材3与85Zn-15Al合金液相层之间的元素发生相互扩散，待焊接母材3与85Zn-15Al合金液相层发生冶金反应，在冶金反应中分别产生α-Al晶粒、Zn-Al共晶组织和η-Zn晶粒，
待焊接母材3的中的Al原子向85Zn-15Al合金液相层扩散凝固析出α-Al晶粒，形成凝固块，α-Al晶粒的物理状态为固态，
85Zn-15Al合金液相层中的Zn原子向待焊接母材3方向扩散形核析出α-Al晶粒，形成Zn扩散区，α-Al晶粒的物理状态为固态，α-Al晶粒的内部包裹有η-Zn晶粒，η-Zn晶粒的物理状态为固态，
Zn-Al共晶组织以网状结构分布，Zn-Al共晶组织的物理状态为液态，α-Al晶粒包围Zn-Al共晶组织；
α-Al晶粒生长步骤，如图30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，优选地，焊接超声波的作用时间控制在10-15秒；同时通过加热设备4保温待焊组件，加热设备4功率控制在4-6kW，加热设备4频率控制在200-250kHz，待焊接母材3的物理状态为固态，85Zn-15Al合金液相层的反应温度控制在430-480℃，85Zn-15Al合金液相层的物理状态为液态，85Zn-15Al合金液相层逐渐消失，85Zn-15Al合金液相层中的Zn原子向α-Al晶粒扩散，Zn扩散区的宽度增加，α-Al晶粒和η-Zn晶粒的面积扩大，85Zn-15Al合金液相层中的形核析出α-Al晶粒和凝固块的α-Al晶粒相互接触，α-Al晶粒的物理状态为固态，Zn-Al共晶组织面积减少，Zn-Al共晶组织的物理状态为液态，Zn扩散区的厚度生长到22-28μm。
具体地，还包括以下子步骤，
渗透子步骤，凝固块的α-Al晶粒的厚度不断增加，
α-Al晶粒多向生长子步骤，Zn扩散区的α-Al晶粒和η-Zn晶粒的厚度不断扩大，Zn扩散区的中α-Al晶粒向两侧的焊接界面方向生长，凝固块的α-Al晶粒的生长速度慢于Zn扩散区的α-Al晶粒，随着α-Al晶粒的厚度增加，Zn扩散区的α-Al晶粒与两侧焊接界面凝固块的α-Al晶粒相互接触，
Zn-Al共晶组织空间隔断子步骤，Zn-Al共晶区中的Zn-Al共晶组织的厚度不断减小，Zn-Al共晶组织与α-Al晶粒的接触界面形成多个不连续状的Zn-Al共晶区块，α-Al晶粒将Zn-Al共晶组织包围，α-Al晶粒并填充于Zn-Al共晶区块之间。
全α-Al固溶体接头形成步骤，如图31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，同时通过加热设备4对待焊组件进行保温，加热设备4功率控制在4-6kW，加热设备4频率控制在200-250kHz，85Zn-15Al合金液相层的反应温度保持在430-480℃，Zn-Al共晶组织和η-Zn晶粒消失，α-Al晶粒全部转化为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，全α-Al固溶体接头中Zn元素分布不均匀，全α-Al固溶体接头中Zn元素分布为全α-Al固溶体接头的中部区域比焊接界面区域稠密，待焊组件等温凝固完成；
全α-Al固溶体接头成分均匀步骤，如图31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，优选地，焊接超声波的作用时间控制在30-35秒，同时通过加热设备4保温待焊组件，加热设备4功率控制在4-6kW，加热设备4频率控制在200-250kHz，85Zn-15Al合金液相层的反应温度保持430-480℃，在形成全α-Al固溶体接头后，焊接超声波继续作用于待焊接母材330-40秒；
其中，α-Al晶粒析出步骤、α-Al晶粒生长步骤、全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤中，施加焊接超声波的总时间为55-65秒；
完成焊接组件步骤，对中间反应材料层2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，α-Al晶粒析出步骤、α-Al晶粒生长步骤、全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤，85Zn-15Al合金液相层的反应温度保持在450-480℃，在α-Al晶粒析出步骤、α-Al晶粒生长步骤、全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤中，施加焊接超声波的总时间为60秒。
以下从中间反应材料层2的Al含量、超声作用时间、焊接温度(焊接温度指的是中间反应材料层2的反应温度)这三方面分别对接头组织性能的影响进行分析。
一、Zn-Al系合金作为中间反应材料层2中Al含量对接头组织性能的影响。
通过在待焊接母材3表面预涂的方式制备中间反应材料层2，在高于Zn-Al系合金熔点20℃以上的温度下施加3秒超声作用实现，即x＝5wt.％、10wt.％、15wt.％、20wt.％、30wt.％的预涂温度分别为400℃、430℃、460℃、520℃和550℃。在待焊接母材3表面凝固析出α-Al相，其尺寸随着温度的升高而增大，80Zn-20Al和70Zn-30Al预涂试样中出现垂直于界面生长的α-Al树枝晶。此外，由于待焊接母材3表面的Al发生大量溶解，因而在溶解区域形成溶蚀坑，中间反应材料层2的合金中Al含量越低，溶蚀现象越严重。预涂Zn-Al合金时待焊接母材3中Al溶解速率为：
Figure GDA0002511446730000171
式中，kD是溶解速率系数；SL是母材与液态合金接触的面积；VL是液态合金的体积；CS是Al在液相Zn中的平衡浓度；C是Zn-Al合金中间反应材料层2中的Al含量。由式(3-2)可知，待焊接母材3中Al的溶解速率随着Zn-Al合金中间反应材料层2中Al含量的增加而减小，对焊接组件施加焊接超声波的超声作用3秒后其溶解量也有类似的变化规律。因此，在待焊接母材3受到超声作用的声空化效应的影响下，在95Zn-5Al合金作为中间反应材料层2的预涂待焊组件中出现更大的溶蚀坑，而在70Zn-30Al作为中间反应材料层2的预涂待焊组件中Al/Zn界面较为平直。
Al/Zn界面结合良好表明待焊接母材3表面的氧化膜已完全破除。将预涂Zn-Al合金中间反应材料层2的表面打磨平整，并与待焊接母材3装配成三明治结构。连接时，首先将焊接组件加热至390℃预先焊接超声作用3秒，以破除第二待焊接母材表面的氧化膜。由于Zn-Al共晶温度为381℃，故采用Zn-Al系合金中间层连接时氧化膜的破除过程是在液相产生后完成的。
将中间反应材料层2的反应温度通过高频感应加热到390℃施加焊接超声波超声作用3秒破除待焊接母材3表面的氧化膜后，中间反应材料层2的反应温度继续升温至450℃施加焊接超声波超声作用60秒，研究中间反应材料层2中Al含量对接头组织和性能。
图3-图7所示是不同Al含量的Zn-Al合金作为中间反应材料层2连接接头的截面组织形貌。95Zn-5Al连接接头主要由α-Al组成，从α-Al相的分布来看，它们不仅依附于待焊接母材3的表面凝固生长，也从液相内部形核析出；在α-Al晶粒间残留有连续网状的η-Zn相，说明该接头中液相尚未完全消失，如图3所示。90Zn-10Al连接接头中残留的η-Zn显著减少，其分布变为弥散的点状特征，液相内部析出的α-Al晶粒之间相互吞并及长大，如图4所示。85Zn-15Al连接接头完全由α-Al固溶体组成，其具有良好的结构完整性，如图5所示。80Zn-20Al和70Zn-30Al连接接头的组织类似，都残留有少量的η-Zn，且在α-Al晶粒间残留有孔洞缺陷，如图6-7所示。孔洞形成的原因是：Zn-Al系合金作为中间反应材料层2中Al含量高于20wt.％时，其熔化温度超过500℃，故在450℃连接时中间层并非完全为液态，而是半固态，整体的润湿性和流动性会降低，液相消失后更容易产生孔洞。但是采用80Zn-20Al和70Zn-30Al两种合金作为中间反应材料层2连接时又不能升高温度至其熔点以上(>500℃)，因为待焊接母材3在高温下会严重软化。由此推断，采用Zn-Al系合金作为中间反应材料层2连接铝合金或铝基复合材料时，其中中间反应材料层2的Al含量应不超过15wt.％，否则需要选择更高的温度来焊接，或者在较低温度焊接时接头的结构完整性较差。
Figure GDA0002511446730000181
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60秒，
Zn-Al系合金中间反应材料层2中Al含量与得到的焊接接头剪切强度的关系对照表
如图8和表1所示，随着Zn-Al合金中间反应材料层2中Al含量的增加，接头的剪切强度先上升后再下降，即由5wt.％时的97.1MPa增加至15wt.％时的164.5MPa，又降低至30wt.％时的91.6MPa，最高剪切强度达到铝合金作为待焊接母材3强度的94.7％。如图9和表2所示，用Zn-Al合金作为中间反应材料层2的焊接接头中α-Al连接层的显微硬度随着中间反应材料层2中Al含量的变化与接头强度变化有相似的变化规律，即先上升后下降。Zn-Al合金作为中间反应材料层2中Al含量对接头力学性能的影响可由接头的断裂行为进行阐释。
Figure GDA0002511446730000191
表2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60秒，不同Al含量的Zn-Al系合金中间反应材料层2中与焊接接头中α-Al连接层显微硬度关系对照表
95Zn-5Al合金作为中间反应材料层2焊接的接头强度较低是由于时间焊接超声波对焊接组件超声作用60秒后，α-Al晶粒间仍残留有连续网状的η-Zn相，如图10-11所示，接头的断裂路径主要位于α-Al晶粒间的η-Zn中，以致α-Al晶粒以沿晶断裂为主。85Zn-15Al合金作为中间反应材料层2焊接的接头断口中出现大量的α-Al剪切韧窝，接头具有较好的断裂韧性，如图12所示。当70Zn-30Al合金作为中间反应材料层2焊接时，70Zn-30Al合金的熔点为550℃，由于焊接温度未达到70Zn-30Al合金的熔点，中间反应材料层2的物理状态处于半固态，导致焊接中焊接组件的润湿性和流动性较差，接头中α-Al晶粒之间易于残留孔洞，因而70Zn-30Al合金焊接得到的接头剪切强度相比85Zn-15Al合金作为中间反应材料层2连接有所下降；而且，连接层中粗大的α-Al树枝晶也会使接头强度降低；在接头的断口表面存在大量孔洞，如图13所示，其严重弱化了接头的力学性能。
根据Zn-Al合金中Al含量变化时接头组织及断裂行为的变化，可以发现随着Zn-Al合金中Al含量的升高，使用本发明焊接方法形成全α-Al固溶体接头的时间会缩短；但是当Al含量超过20wt.％时，半固态连接导致待焊组件的润湿性和流动性较差，接头中极易有孔洞残留，且α-Al颗粒间的η-Zn更难扩散消失。
综上分析，得到优选Zn-Al系合金作为中间反应材料层2的Al含量为15wt.％。
二、超声时间对接头组织性能的影响。
85Zn-15Al合金作为中间反应材料层2不仅具有适宜的熔化温度，焊接时形成连接层全为α-Al固溶体的接头的时间更短，接头具有更好的力学性能，如表3所示。将中间反应材料层2的反应温度加热至390℃超声3秒破除待焊接母材3表面的氧化膜后，中间反应材料层2的反应温度继续升温至450℃超声不同时间以完成焊接，接头组织的演化过程如图14-图19所示。
Figure GDA0002511446730000201
表3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，连接接头的剪切强度与超声时间的关系
如表3所示，焊接超声波对待焊接母材3超声作用5秒，在α-Al晶粒析出步骤中，在待焊接母材3表面凝固生长出α-Al相，在液相中也有α-Al颗粒形核析出，Zn-Al共晶以连续网状结构分散在α-Al颗粒周围，如图14所示；同时，在α-Al颗粒内部观察到浅色的α-Al相，或η-Zn相，如图15所示，说明液相中α-Al析出时包裹有η-Zn相。焊接超声波对待焊接母材3继续超声作用15秒，即α-Al晶粒生长步骤，α-Al颗粒间的液相被分隔成断续状，Zn扩散区的宽度有所增加，如图16所示，位于α-Al颗粒内部的浅色α-Al及η-Zn面积扩大，如图17所示，由其中的Zn元素向周围的α-Al相扩散所致。焊接超声波对待焊接母材3继续超声作用10秒，如图18-19所示，液相完全转变为α-Al固溶体，Zn扩散区宽度增加至约25μm，此时α-Al相中Zn元素分布不均匀，呈中间区域稠密、界面区域稀疏的特征。但是结合图5可知，焊接超声波对待焊接母材3继续超声作用30秒，在完成等温凝固形成全α-Al固溶体接头时，继续对全α-Al固溶体接头超声作用30秒，可以促使α-Al连接层的成分均匀化。对接头的断口进行XRD分析，表明超声作用30秒后接头中液态的85Zn-15Al合金已完全转变为α-Al固溶体，如图20所示。
如图21所示，85Zn-15Al合金作为中间反应材料层2连接接头的剪切强度随着对待焊组件施加焊接超声作用时间的增加均呈上升趋势，直到对待焊组件施加焊接超声作用持续60秒后保持不变。尽管对待焊组件施加焊接超声作用30秒后已形成全α-Al固溶体接头，但由于α-Al连接层中Zn元素分布不均匀，接头剪切强度为147.1MPa，并未达到最高，而延长超声作用于待焊接母材3的时间使全α-Al固溶体接头中的Zn元素扩散均匀后，接头剪切强度升高了近20MPa。由此可见，采用Zn-Al合金作为中间反应材料层2连接时，由于预涂的中间反应材料层2较厚，α-Al连接层中Zn元素更难扩散均匀，故85Zn-15Al合金液相层的液相消失后仍需对接头施加焊接超声作用一段时间以促进接头的成分均匀化。但即便如此，85Zn-15Al合金中间层连接形成全α-Al固溶体接头的时间仍能在秒级的时间内完成，比现有的焊接时间要短。
Figure GDA0002511446730000211
Figure GDA0002511446730000221
表4焊接工艺为先加热到390℃超声3s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90s，接头剪切强度与焊接温度的关系
三、焊接温度对接头组织和性能的影响。
将中间反应材料层2的反应温度加热至390℃时间焊接超声波超声作用3秒，破除待焊接母材3表面的氧化膜后，中间反应材料层2的反应温度继续升温至不同温度再施加焊接超声波超声作用30秒，以分析焊接温度对接头组织和性能的影响规律。
如表4所示，图22-26是在不同的焊接温度下施加待焊接超声波对待焊组件施加焊接超声作用30秒后所形成接头的横截面微观组织。在焊接温度为420℃焊接的接头中，如图22所示，α-Al晶粒之间残留有孔洞，与80Zn-20Al和70Zn-30Al合金中间反应材料层2连接的接头组织类似，主要原因是85Zn-15Al合金作为中间反应材料层2在该温度下的物理状态处于半固态，其润湿性和流动性较差，原来的α-Al颗粒间极易出现液相填充不满，从而连接后成为孔洞。在焊接温度为450℃和480℃焊接的接头组织均完全由α-Al固溶体组成，但是后者Zn元素分布更为均匀，如图23-24所示。在中间反应材料层2的反应温度为510℃焊接时，由于待焊接母材3软化严重，Al晶粒已经出现过热甚至过烧，因而液相中Zn元素沿着Al晶界扩散形成共晶而出现晶界液化现象，以致接头中α-Al晶界上仍残留有白色的共晶组织，如图25-26所示。
如图27所示，85Zn-15Al合金作为中间反应材料层2焊接的接头性能随着焊接温度的升高也呈先上升后降低的趋势。在焊接温度为420℃焊接的接头强度较低，与中间反应材料层2的物理状态为半固态焊接时的润湿性和流动性较差有关，即α-Al晶粒间形成孔洞而使接头性能下降。即使接头组织均完全由α-Al固溶体组成，但是焊接温度为480℃焊接的接头强度略高于450℃焊接的接头，其原因是后者中Zn元素扩散分布更加均匀。而焊接温度为510℃焊接的接头强度下降则是由待焊接母材3严重软化以及Al晶界液化所致。
Figure GDA0002511446730000231
表5不同牌号的铝合金待焊接母材33的实验数据对比
根据表5所示的实验数据表明，本发明的焊接方法适用于多种铝合金或铝基复合材料，本发明的焊接方法针对铝合金或铝基复合材料具有适用性。
本发明中的焊接超声在中间反应材料层与待焊接母材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与待焊接母材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，中间反应材料层预涂步骤中，加热设备4将85Zn-15Al合金的温度升高至460℃，
第二待焊接母材破除氧化膜步骤中，将85Zn-15Al合金钎料层的反应温度控制在390℃，对待焊组件施加焊接超声波的作用时间控制在3秒，
α-Al晶粒析出步骤、α-Al晶粒生长步骤、全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤，对85Zn-15Al合金液相层的反应温度控制在450℃，对待焊组件施加焊接超声波的超声作用总时间控制在60秒。
实施例三
本实施例的主要结构、原理以及效果与实施例二相同，这里不再赘述，其不同之处在于，中间反应材料层预涂步骤中，加热设备4将85Zn-15Al合金的温度升高至460℃，
第二待焊接母材破除氧化膜步骤中，将85Zn-15Al合金钎料层的反应温度控制在390℃，对待焊组件施加焊接超声波的作用时间控制在3秒，
α-Al晶粒析出步骤、α-Al晶粒生长步骤、全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤，对85Zn-15Al合金液相层的反应温度控制在480℃，对待焊组件施加焊接超声波的超声作用总时间控制在60秒。
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，在第二待焊接母材破除氧化膜步骤中，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固态；
在α-Al晶粒析出步骤中，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固态；
在α-Al晶粒生长步骤中，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固态；
在全α-Al固溶体接头形成步骤中，待焊接母材的物理状态为固态，中间反应材料层消失转化为全α-Al固溶体接头，全α-Al固溶体接头的物理状态为固态；
在全α-Al固溶体接头成分均匀步骤中，待焊接母材的物理状态为固态，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.本发明的焊接方法能在秒级的短时间内得到全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，通过选用合适的Al含量的Zn-Al合金作为中间反应材料层，以及在焊接过程中对焊接超声波的作用时间和保温温度的控制，对得到的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等温凝固完成后，对全α-Al固溶体接头继续施加超声作用，使全α-Al固溶体接头内的元素成分均匀化，进一步提高全α-Al固溶体接头的力学性能。
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 (9)

1.一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法，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，中间反应材料层选用85Zn-15Al合金；
表面处理步骤，将待焊接母材的焊接界面和中间反应材料层进行机械打磨和超声清洗；
中间反应材料层预涂步骤，待焊接母材包括第一待焊接母材和第二待焊接母材，将85Zn-15Al合金与第一待焊接母材通过预涂超声设备的加热及超声作用，破除第一待焊接母材表面的氧化膜，形成初步焊接组织，完成中间反应材料层预涂；
中间反应材料层预涂步骤具有以下子步骤，
材料准备子步骤，将一个经过表面处理步骤中打磨后的第一待焊接母材放置在预涂超声设备的卡具上，称取做成100-120μm厚度相对应重量的85Zn-15Al合金，将85Zn-15Al合金放置于第一待焊接母材的焊接界面，
第一待焊接母材破除氧化膜子步骤，通过预涂超声设备的超声工具头将超声波传导至第一待焊接母材及中间反应材料层，对第一待焊接母材及中间反应材料层进行加载超声及加热，将超声波的功率控制在200-500W，超声波的频率控制在10-30kHz，同时通过预涂超声设备将第一待焊接母材及中间反应材料层进行加热，预涂超声设备的加热功率控制在4-6kW，预涂超声设备的加热频率控制在200-250kHz，预涂超声设备将85Zn-15Al合金的温度升高至460-480℃，85Zn-15Al合金的物理形态为液态，待焊接母材的物理状态为固态，预涂超声设备的超声变幅杆的超声作用于卡具，以完全破除第一待焊接母材表面的氧化膜，使第一待焊接母材与85Zn-15Al合金发生冶金反应，85Zn-15Al合金形成85Zn-15Al合金钎料层，85Zn-15Al合金钎料层与第一待焊接母材焊接形成钎料待焊接母材，
空冷凝固打磨子步骤，将钎料待焊接母材在大气中冷却凝固，钎料待焊接母材冷却凝固完成后，形成初步焊接组织，85Zn-15Al合金钎料层的物理形态为固态，将钎料待焊接母材的表面打磨至平整，使85Zn-15Al合金钎料层的厚度控制在95-105μm；
待焊组件组装步骤，将第二待焊接母材的焊接界面与钎料待焊接母材中的85Zn-15Al合金钎料层贴合，使85Zn-15Al合金钎料层位于第一待焊接母材与第二待焊接母材之间，形成第一待焊接母材/85Zn-15Al合金钎料层/第二待焊接母材的待焊组件，待焊组件组装完成；
上机超声焊接步骤，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；
第二待焊接母材破除氧化膜步骤，通过超声工具头将焊接超声波传导至待焊组件，对待焊组件进行加载超声及加热，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，同时通过加热设备升温待焊组件，加热设备功率控制在4-6kW，加热设备频率控制在200-250kHz，待焊接母材的物理状态为固态，85Zn-15Al合金钎料层的反应温度控制在385-400℃，85Zn-15Al合金钎料层从固态变为85Zn-15Al合金液相层，超声工具头对待焊组件施加焊接超声波，在焊接超声波的作用下破除第二待焊接母材的氧化膜，第二待焊接母材与85Zn-15Al合金液相层的焊接界面实现冶金接合；
α-Al晶粒析出步骤，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，同时通过加热设备升温待焊组件，加热设备功率控制在4-6kW，加热设备频率控制在200-250kHz，待焊接母材的物理状态为固态，85Zn-15Al合金液相层的反应温度控制在430-480℃，85Zn-15Al合金液相层的物理状态为液态，待焊接母材与85Zn-15Al合金液相层之间的元素发生相互扩散，待焊接件母材与85Zn-15Al合金液相层发生冶金反应，在冶金反应中分别产生α-Al晶粒、Zn-Al共晶组织和η-Zn晶粒，
待焊接母材的中的Al原子向85Zn-15Al合金液相层扩散凝固析出α-Al晶粒，形成凝固块，α-Al晶粒的物理状态为固态，
85Zn-15Al合金液相层中的Zn原子向待焊接母材方向扩散形核析出α-Al晶粒，形成Zn扩散区，α-Al晶粒的物理状态为固态，α-Al晶粒的内部包裹有η-Zn晶粒，η-Zn晶粒的物理状态为固态，
Zn-Al共晶组织以网状结构分布，Zn-Al共晶组织的物理状态为液态，α-Al晶粒包围Zn-Al共晶组织；
α-Al晶粒生长步骤，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，同时通过加热设备保温待焊组件，加热设备功率控制在4-6kW，加热设备频率控制在200-250kHz，待焊接母材的物理状态为固态，85Zn-15Al合金液相层的反应温度控制在430-480℃，85Zn-15Al合金液相层的物理状态为液态，85Zn-15Al合金液相层逐渐消失，85Zn-15Al合金液相层中的Zn原子向α-Al晶粒扩散，Zn扩散区的宽度增加，α-Al晶粒和η-Zn晶粒的面积扩大，85Zn-15Al合金液相层中的形核析出α-Al晶粒和凝固块的α-Al晶粒相互接触，α-Al晶粒的物理状态为固态，
Zn-Al共晶组织面积减少，Zn-Al共晶组织的物理状态为液态，
全α-Al固溶体接头形成步骤，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，同时通过加热设备对待焊组件进行保温，加热设备功率控制在4-6kW，加热设备频率控制在200-250kHz，85Zn-15Al合金液相层的反应温度保持在430-480℃，Zn-Al共晶组织和η-Zn晶粒消失，α-Al晶粒全部转化为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，全α-Al固溶体接头中Zn元素分布不均匀，待焊组件等温凝固完成；
全α-Al固溶体接头成分均匀步骤，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，同时通过加热设备保温待焊组件，加热设备功率控制在4-6kW，加热设备频率控制在200-250kHz，85Zn-15Al合金液相层的反应温度保持在430-480℃，在形成全α-Al固溶体接头后，焊接超声波继续作用于待焊接母材30-40秒；
其中，α-Al晶粒析出步骤、α-Al晶粒生长步骤、全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤中，施加焊接超声波的总时间为55-65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所述的一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法，其特征在于：在所述全α-Al固溶体接头形成步骤中，所述全α-Al固溶体接头中Zn元素分布为全α-Al固溶体接头的中部区域稠密，所述焊接界面区域稀疏；
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所述的一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法，其特征在于：在所述α-Al晶粒生长步骤中，具有以下子步骤，
渗透子步骤，所述凝固块的所述α-Al晶粒的厚度不断增加，
α-Al晶粒多向生长子步骤，所述Zn扩散区的所述α-Al晶粒和所述η-Zn晶粒的厚度不断扩大，Zn扩散区的中α-Al晶粒向两侧的焊接界面方向生长，凝固块的α-Al晶粒的生长速度慢于Zn扩散区的α-Al晶粒，随着α-Al晶粒的厚度增加，Zn扩散区的α-Al晶粒与两侧焊接界面凝固块的α-Al晶粒相互接触，
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晶粒的接触界面形成多个不连续状的Zn-Al共晶区块，α-Al晶粒将Zn-Al共晶组织包围，α-Al晶粒并填充于Zn-Al共晶区块之间。
4.根据权利要求1所述的一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法，其特征在于：在所述α-Al晶粒析出步骤中，所述焊接超声波的作用时间控制在5-8秒；
在所述α-Al晶粒生长步骤中，焊接超声波的作用时间控制在10-15秒；
在所述全α-Al固溶体接头形成步骤中，所述Zn扩散区的厚度为22-28μm，焊接超声波的作用时间控制在15-18秒；
在所述全α-Al固溶体接头成分均匀步骤，焊接超声波的作用时间控制在30-35秒。
5.根据权利要求1所述的一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法，其特征在于：所述第二待焊接母材破除氧化膜步骤，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晶粒析出步骤，超声工具头对待焊组件施加焊接超声波时间为5-8秒；
所述α-Al晶粒生长步骤、全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤，超声工具头对待焊组件施加焊接超声波的总时间为55-60秒。
6.根据权利要求1所述的一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法，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；在所述待焊组件组装步骤中，所述中间反应材料层的厚度为100μm。
7.根据权利要求1所述的一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法，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焊接界面进行打磨，选用400-1500目的砂纸对待焊接母材的焊接界面进行打磨，待焊接母材和85Zn-15Al合金放置于浓度为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。
8.根据权利要求1所述的一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法，其特征在于：在所述上机超声焊接步骤中，将所述超声工具头的压力值设置为0.15MPa。
9.根据权利要求1所述的一种短时间内获全固溶体接头的超声辅助铝合金焊接方法，其特征在于：所述中间反应材料层预涂步骤，所述预涂超声设备的超声作用于所述第一待焊接母材的时间控制在3秒；
所述第二待焊接母材破除氧化膜步骤，将所述85Zn-15Al合金钎料层的反应温度控制在390℃，所述焊接超声波作用时间为3秒；
所述α-Al晶粒析出步骤、所述α-Al晶粒生长步骤、所述全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤，对85Zn-15Al合金液相层的反应温度保持在450-480℃，在α-Al晶粒析出步骤、α-Al晶粒生长步骤、全α-Al固溶体接头形成步骤和全α-Al固溶体接头成分均匀步骤中，施加焊接超声波的总时间为60秒。
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Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101088690A (zh) * 2007-07-20 2007-12-19 哈尔滨工业大学 低温钎焊铝合金获得高温使用性能焊接接头的方法
CN105234555A (zh) * 2015-11-13 2016-01-13 哈尔滨普瑞斯材料科技有限公司 一种超声波辅助过渡液相连接方法
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Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101088690A (zh) * 2007-07-20 2007-12-19 哈尔滨工业大学 低温钎焊铝合金获得高温使用性能焊接接头的方法
CN105880865A (zh) * 2014-12-24 2016-08-24 江苏财发铝业股份有限公司 一种低熔点铝基钎焊材料及其制备方法
CN104708232B (zh) * 2015-02-06 2017-02-08 郑州机械研究所 适用于铜铝异种金属钎焊的复合钎剂
CN105234555A (zh) * 2015-11-13 2016-01-13 哈尔滨普瑞斯材料科技有限公司 一种超声波辅助过渡液相连接方法
CN108637451A (zh) * 2018-05-28 2018-10-12 东莞市新玛博创超声波科技有限公司 一种低温超声辅助镁合金焊接的方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
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Microstructure evolution and mechanical properties of ultrasonic-assisted soldering joints of 2024 aluminum alloys;Yuan-xing LI等;《Transactions of Nonferrous Metals Society of China》;20110930;第21卷(第9期);全文 *

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