李俐群, 陶 汪 汪 彬

(1. 哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150001；2. 哈爾濱工業(yè)大學(xué) 金屬精密熱加工國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150001)

Sip/Al復(fù)合材料激光釬焊特性與組織形態(tài)

李俐群1,2, 陶 汪1, 汪 彬1

(1. 哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150001；2. 哈爾濱工業(yè)大學(xué) 金屬精密熱加工國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150001)

采用激光填絲釬焊方法進(jìn)行1.5 mm厚65%(體積分?jǐn)?shù))Sip/4032Al復(fù)合材料對接接頭的連接，研究不同工藝參數(shù)下的釬料潤濕鋪展行為和焊縫成形特性，以及焊縫中共晶硅的形態(tài)變化規(guī)律。結(jié)果表明：接頭開V型坡口非常有利于焊縫的背面成形；光斑直徑為20 mm、激光功率高于1 500 W時(shí)焊縫成形容易控制；與激光熔焊相比，激光釬焊方法更適合于連接高比分Sip/4032Al復(fù)合材料。焊接熱輸入對Si元素的溶解、擴(kuò)散行為影響很大，因此，不同激光功率下，焊縫中硅元素可以板狀、多角狀、瓣?duì)畛跎琛鍡l狀共晶硅等多種形態(tài)出現(xiàn)。焊縫中心由于冷卻速度較慢，還形成了共晶團(tuán)組織，共晶團(tuán)內(nèi)部為均勻分布的短棒狀共晶硅。

Sip/Al復(fù)合材料；激光釬焊；硅結(jié)晶行為

隨著航空航天用電子器件向大功率、輕量化和高性能方向的發(fā)展，對基片襯底材料、框架、殼體和封裝蓋板等材料的性能也提出了更高要求。與傳統(tǒng)的SiC/Al和Al2O3/Al復(fù)合材料相比，環(huán)保型Si/Al復(fù)合材料具有低膨脹系數(shù)、高熱導(dǎo)率和低密度等性能優(yōu)勢，成為國內(nèi)外當(dāng)前電子封裝材料制備領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)[1?4]。伴隨而來的問題就是如何實(shí)現(xiàn)此類高體積分?jǐn)?shù)Sip/Al復(fù)合材料的可靠連接。

目前，應(yīng)用較廣的SiC/Al和Al2O3/Al復(fù)合材料連接技術(shù)包括熔焊、釬焊和固相連接等方法已得到國內(nèi)外較多的研究，其金屬間化合物的控制以及熔焊過程中的氣孔和未熔合等缺陷一直是此類鋁基復(fù)合材料的焊接難點(diǎn)與關(guān)注重點(diǎn)[5?8]。由于Al-Si二元合金相圖非常簡單，鋁和硅之間不存在冶金反應(yīng)，在室溫下僅形成α(Al)相和硅相，主要是以共晶形式存在于焊縫中，因此，Sip/Al復(fù)合材料的焊接特點(diǎn)有所不同，沒有金屬間化合物的控制問題。在焊接過程中保證焊縫中硅元素分布的均勻性與共晶硅相形態(tài)控制是這一材料焊接質(zhì)量控制的關(guān)鍵。此外，也要克服氣孔、未熔合等工藝缺陷。

能量高度集中的激光焊方法在工藝控制方面有獨(dú)特優(yōu)勢，一直是復(fù)合材料連接的優(yōu)選方案。對于Sip/Al復(fù)合材料，激光熔焊方法很容易在焊縫中形成大量氣孔，焊縫中的硅元素結(jié)晶后易形成粗大的板條狀初晶硅，對焊縫性能影響嚴(yán)重。為此，本文作者提出以激光填絲釬焊工藝作為Sip/Al復(fù)合材料的連接方法，選用 Al-12Si共晶焊絲作為填充釬料，研究不同工藝條件下Sip/4032Al復(fù)合材料的焊縫成形特性，以及焊接熱輸入對焊縫中硅元素的擴(kuò)散行為與微觀形態(tài)的影響規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)

圖1 母材與填充金屬的微觀組織Fig.1 Microstructures of base material and filler material:(a) Sip/4032Al composite; (b) Al-12Si filler metal

實(shí)驗(yàn)用Sip/4032Al復(fù)合材料由哈爾濱工業(yè)大學(xué)金屬基復(fù)合材料研究所提供，采用擠壓鑄造方法制備而成，基體為 4032鋁合金，硅顆粒增強(qiáng)相體積分?jǐn)?shù)為65%以上，材料微觀組織如圖1(a)所示。由圖1(a)可以看出，增強(qiáng)相顆粒大小不均勻，最大尺寸達(dá)100 μm，最小的不到10 μm，大的硅顆粒連成網(wǎng)格狀，將鋁基體隔開。選擇4047牌號的Al-12Si共晶合金焊絲作為填充釬料，熔化范圍575～590 ℃。焊絲為藥芯焊絲，中間藥芯為Nocolok粉末狀釬劑，直徑1.2 mm。焊絲微觀組織結(jié)構(gòu)如圖1(b)所示，主要為枝晶結(jié)構(gòu)的α(Al)和共晶硅相。4032鋁基體與4047鋁焊絲的化學(xué)成分在表1中列出。

表1 4032鋁基體與4047鋁焊絲的化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of 4032 Al substrate and 4047 Al filler wire (mass fraction, %)

激光釬焊實(shí)驗(yàn)原理圖如圖2所示。實(shí)驗(yàn)采用德國Rofin擴(kuò)散冷卻 CO2激光器為熱源，最大輸出功率為3 000 W, 試件厚度為1.5 mm, 對接形式，考慮到背面成形，試樣加工成60°的V型坡口。填充焊絲從激光束前方自動送入，氬氣在后方保護(hù)。為保證母材溫度，提高釬料潤濕鋪展性能，采用散焦光斑進(jìn)行加熱，光斑直徑為20 mm。主要工藝參數(shù)包括激光功率P、焊接速度vh和送絲速度vs。

圖2 激光釬焊原理圖Fig.2 Schematic diagram of laser brazing

2 結(jié)果及討論

2.1 焊縫成形特性

采用激光填絲釬焊方法連接 Sip/4032Al鋁基復(fù)合材料，比較容易獲得成形良好的正面、背面焊縫成形，與SiC/Al復(fù)合材料相比，工藝窗口寬很多，焊接過程也穩(wěn)定。

與傳統(tǒng)爐中釬焊不同，激光釬焊是一個(gè)局部加熱過程，液態(tài)釬料的高溫停留時(shí)間很短，釬料是以自動送絲方式加入。因此，焊縫成形質(zhì)量主要取決于焊絲熔化的穩(wěn)定性和短時(shí)間內(nèi)液態(tài)釬料在母材上的鋪展性。通常是固態(tài)母材的溫度越高，液態(tài)釬料的流動性越好，對母材的潤濕鋪展能力越強(qiáng)，但母材過熱或熔化，又容易造成氣孔、咬邊等工藝缺陷。因此，焊接過程中的熱輸入控制尤為重要，激光功率、焊接速度、送絲速度是決定焊縫成形的關(guān)鍵參數(shù)。本研究在以下實(shí)驗(yàn)參數(shù)范圍內(nèi)進(jìn)行了實(shí)驗(yàn)：激光功率為800～3 000 W,焊接速度為 0.2～1.5 m/min, 送絲速度為 0.5～2.0 m/min。表2中給出了幾組典型焊接參數(shù)下的焊縫表面與截面形態(tài)，以進(jìn)行對比分析不同參數(shù)對焊縫成形的影響。

從激光功率的影響看，當(dāng)激光功率小于1 000 W時(shí)，溫度較低，液態(tài)在母材表面無法實(shí)現(xiàn)很好的潤濕鋪展，焊縫表面不連續(xù)。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，只有當(dāng)激光功率高于1 500 W時(shí)，液態(tài)釬料才能有較好的流動性，獲得良好表面成型。當(dāng)激光功率達(dá)到3 000 W時(shí)，由于釬料黏度大大降低，母材溫度也很高，液態(tài)釬料的流動性很好，焊接過程很容易受到外界干擾因素(保護(hù)氣、送絲位置等)的影響，形成咬邊或不連續(xù)缺陷。

表2 不同焊接參數(shù)下的焊縫表面成形與截面形態(tài)Table 2 Seam appearances and cross sections with different process parameters

焊接速度與激光功率共同決定了熔池的熱輸入大小，不過，當(dāng)焊接速度較低時(shí)，熔池的高溫停留時(shí)間相對更長一些。激光功率為2 000 W時(shí)焊接過程比較穩(wěn)定，因此，選擇在此激光功率下比較焊接速度在0.2～1.0 m/min之間變化時(shí)的焊縫成形狀況，送絲速度隨焊接速度變化作相應(yīng)調(diào)整。結(jié)果表明，在實(shí)驗(yàn)參數(shù)范圍內(nèi)，焊接速度在0.5～1.0 m/min之間均可獲得成形較好的焊縫，但需根據(jù)坡口尺寸確定合適送絲速度。

送絲速度對焊縫成形的影響比較簡單，主要是填充量的問題，送絲速度過快，則造成過大的余高，過慢則出現(xiàn)填充不足。

根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果，采用CO2激光器焊接1.5 mm厚的Sip/4032Al復(fù)合材料，對接開V型坡口非常有利于背面成形，光斑直徑為20 mm時(shí)焊縫成形比較容易控制。工藝窗口大致可參考如下：激光功率1 200～2 800 W，焊接速度0.3～1.5 m/min，送絲速度與焊接速度的比在 1.5～3.0之間均可，根據(jù)焊縫的填充情況而定?？傮w來看，激光功率對焊縫表面質(zhì)量的影響較大，功率不合適時(shí)，底部未熔透與氣孔是常出現(xiàn)的主要缺陷，如圖3所示。

圖3 底部未熔透與氣孔缺陷Fig.3 Unfilled and porosity defects of seam

2.2 焊縫組織形態(tài)

根據(jù)圖4所示的Al-Si二元相圖可以看出，鋁與硅主要是以共晶形式存在于焊縫中，因此，熔池中的主要相為共晶硅與α(Al)固溶體。硅可溶于α(Al)固溶體中，而且，硅在液態(tài)鋁中的溶解度隨液態(tài)鋁溫度的升高而逐漸增大，到1 000 ℃時(shí)，硅在液態(tài)鋁中的最大溶解度接近58%。

因此，對于Sip/4032Al復(fù)合材料，焊縫組織主要是不同形態(tài)的共晶硅。焊接熱輸入大小對母材中硅元素向焊縫中的溶解與擴(kuò)散行為有直接影響；溶池中硅含量和冷卻速度的不同造成了共晶硅在形態(tài)的明顯差異。

圖5所示為不同熱輸入條件下焊縫界面硅元素的擴(kuò)散層與不同位置硅元素的含量。由圖5可以看出，在2 000和3 000 W兩個(gè)激光功率下，焊縫都存在一個(gè)明顯的擴(kuò)散層，且激光功率為3 000 W時(shí)的硅元素?cái)U(kuò)散層寬度比為2 000 W時(shí)的寬1倍以上。

圖4 Al-Si二元合金相圖Fig.4 Al-Si binary phase digram

圖5 不同激光功率下的焊縫界面擴(kuò)散層Fig.5 Diffusion layer with different laser powers (vh=1.0 m/min, vs=1.6 m/min): (a) P=2 000 W; (b) P=3 000 W

EDS的分析結(jié)果表明，從母材到焊縫區(qū)，硅含量逐漸減少。同區(qū)相比，在激光功率較大時(shí)(3 000 W)，擴(kuò)散層的硅含量也明顯增大。當(dāng)功率為2 000 W時(shí)，擴(kuò)散層硅含量為17%左右；功率3 000 W時(shí)，焊縫擴(kuò)散層的硅含量則為23%。

焊接過程中，隨著母材中的硅逐漸向液態(tài)釬料中的溶解擴(kuò)散，液態(tài)釬料中的硅含量將超過共晶成分，在焊縫冷卻過程中，硅逐漸結(jié)晶出來。根據(jù)硅元素溶解度與熔池冷卻速度的不同，焊縫中形成的共晶硅形態(tài)也是多樣化的。由于激光釬焊過程液態(tài)釬料的冷卻速度較快，且熔池各部位的冷卻速度也不相同，因此，焊縫中很難獲得非常均勻一致的組織狀態(tài)。忽略局部冷卻速度較快的區(qū)域，總體上來看，在不同的熱輸入條件下，焊縫主要部位的結(jié)晶硅形態(tài)呈現(xiàn)出圖6所示的幾種。

1) 共晶硅組織和樹枝晶初生α(Al)如圖6(a)所示。當(dāng)熱輸入較小時(shí)(P=1 000 W)，焊縫組織為典型的樹枝晶初生α(Al)和共晶組織，這與焊絲直接熔化形成的組織基本一樣(見圖1(b))。說明熱輸入過低，母材中的硅幾乎沒有發(fā)生擴(kuò)散，基本就是焊絲本身的硅發(fā)生熔化與結(jié)晶。

2) 板狀初晶硅如圖6(b)所示，當(dāng)熱輸入增大(P=1 200 W)時(shí)，液態(tài)釬料與母材溫度均有所升高，母材中的Si開始向熔池中擴(kuò)散、溶解，熔池成分達(dá)到過共晶成分。在隨后的冷卻過程中，形成了板狀初生相硅顆粒，彌散分布在焊縫中，且顆粒周圍包圍著鋁原子形成的暈圈。對于 Al-Si過共晶合金而言，鋁為非小平面相，而硅為小平面相，在快速凝固過程中，初晶硅形核后，在過冷的金屬中生長，同時(shí)向周圍外排出鋁原子，初晶硅附近液相的成分將隨著液相線的降低而不斷變化，一旦其成分達(dá)到α(Al)液相線相應(yīng)成分點(diǎn)時(shí)就會發(fā)生α(Al)的形核與生長，形成α(Al)暈圈。這些鋁相以暈圈的形式包圍住硅顆粒，限制了硅顆粒的長大。鋁暈圈的成長受到自身的生長速度以及液相達(dá)到最終共晶溫度的時(shí)間的影響[9]。α(Al)暈圈的形成將導(dǎo)致暈圈?液相界面處的液相成分隨α(Al)液相線的變化而改變，直到過冷度達(dá)到共晶組織生長的要求為止。

圖6 不同熱輸入下的共晶硅形態(tài)Fig.6 Morphologies of eutectic silicon under different heat input (vh= 0.5 m/min): (a) Eutectic silicon and dendrite α(Al),P=1 000 W; (b) Strip primary silicon, P=1 200 W; (c) Polygonal and petal primary silicon, P=2 000 W; (d) Lath-shaped eutectic silicon, P=3 000 W

3) 多角狀與瓣?duì)畛蹙Ч枞鐖D6(c )所示，當(dāng)激光功率增大到2 000 W時(shí)，更多的硅溶解到焊縫中去，冷卻時(shí)也就結(jié)晶出更多的初晶硅。這些初晶硅與圖6(b)所示的相比，在形貌上更加多樣，有塊狀、多角狀和瓣?duì)?，大小不一，分布均勻。硅顆粒周圍仍然有鋁暈圈包圍著，只是更加稀松一些。除了硅顆粒形狀和母材不同，從密度上來看，幾乎不亞于母材，可以作為焊縫中新的增強(qiáng)相，這是我們希望得到的理想焊縫組織。造成兩種不同形態(tài)初晶硅(見圖6(b)與(c))的主要原因是硅含量與焊接溫度的不同。熱輸入較低時(shí)，從母材進(jìn)入到熔池的硅元素相對較少，硅原子團(tuán)聚較為集中；在冷卻過程中，這些原子團(tuán)聚成為核心，迅速長成塊狀。熱輸入增大之后，擴(kuò)散到熔池中的硅元素增加，原子團(tuán)聚相對比較分散，有些原子團(tuán)會被充分溶解，冷卻時(shí)以異質(zhì)形核長大。在高硅鋁合金的凝固組織中，初晶硅顆粒主要有以下基本形態(tài)：板狀初晶硅、五瓣星狀初晶硅、八面體型初晶硅。而形成不同形態(tài)初晶硅的主要原因是凝固過程受到熔體過熱度、冷卻速度以及硅含量的影響[10?13]。焊縫中出現(xiàn)的多角狀一般是棱錐狀或者八面體狀的縱剖面以及橫剖面，是八面體初晶硅被以任意角度隨意的切割而顯現(xiàn)出的二維形貌。

4) 板條狀共晶硅如圖6(d)所示，當(dāng)激光功率高達(dá)3 000 W時(shí)，母材會發(fā)生大量熔化，焊縫中進(jìn)入了大量的硅，最后凝固成長為粗大的板條狀共晶硅，而且焊縫中會出現(xiàn)的縮孔，對焊縫性能影響較大。在焊接過程中要注意避免出現(xiàn)這種母材熔化狀態(tài)。

對焊縫中心區(qū)域進(jìn)行深腐蝕之后，發(fā)現(xiàn)了大小不一的共晶團(tuán)，如圖7( a)所示，共晶團(tuán)中為均勻分布的短棒狀共晶硅，見圖7(b)。從圖7(a)可以看出，眾多孤立的硅短棒起源于一個(gè)共同的核心，徑向輻射向外生長，共晶硅是共晶團(tuán)的領(lǐng)先相，生成位置取決于異質(zhì)形核，有很大的隨機(jī)性，因?yàn)榭梢砸栏叫魏说馁|(zhì)點(diǎn)比較多，各個(gè)共晶團(tuán)同時(shí)生長，直到相互接觸，互相抑制停止生長，鋁、硅兩相交互生長的同時(shí)向外排出合金元素，合金元素在晶團(tuán)界面處聚集。在焊縫中心處，由于冷卻速度較慢，曲率過冷度的作用變得明顯[14]，并有充分的時(shí)間進(jìn)行溶質(zhì)擴(kuò)散，使固、液界面前沿的濃度均勻分布，從而增加了界面的穩(wěn)定性，因此，隨著緩慢而均勻的冷卻，共晶硅以短棒狀形態(tài)生長。

共晶團(tuán)的存在打破了共晶硅以長條狀、網(wǎng)狀的生長模式，抵抗裂紋的能力增強(qiáng)，可以提高鑄態(tài)材料的韌性[15?16]。因此，焊縫中心處出現(xiàn)的短棒狀共晶團(tuán)對焊縫性能也是有幫助的。

共晶團(tuán)的生長并沒有受到初晶硅的影響，如圖7(c)所示，初晶硅存留在共晶團(tuán)內(nèi)部?？赡芤?yàn)槌蹙Ч枋紫冉Y(jié)晶，當(dāng)共晶團(tuán)開始生長的時(shí)候初晶硅已經(jīng)存在，共晶團(tuán)里面的共晶硅可以依附于初晶硅形核長大，這樣初晶硅就作為形核質(zhì)點(diǎn)留在共晶團(tuán)內(nèi)部。若共晶團(tuán)不是依附于初晶硅形核時(shí)，則可能是共晶團(tuán)生長的時(shí)候，初晶硅作為雜質(zhì)是應(yīng)該被排出共晶團(tuán)的，但是由于初晶硅質(zhì)量比較大難以排到相界而留在共晶團(tuán)內(nèi)部，所以，有些共晶團(tuán)內(nèi)部存在初生的硅顆粒。這種共晶團(tuán)的尺寸往往很大。

圖7 共晶團(tuán)的SEM像Fig.7 SEM images of eutectic cell: (a) Morphology of eutectic cell; (b) Short rod-like silicon inside eutectic cell; (c)Eutectic cell with primary silicon

3 結(jié)論

1) 采用激光填絲釬焊方法連接Sip/4032Al復(fù)合材料(Si的體積分?jǐn)?shù)在65%以上)，較容易獲得正反面均成形良好的焊縫，工藝窗口較寬，焊接過程穩(wěn)定。對接接頭開V型坡口可有效保證焊縫的背面成形。合理控制熱輸入，可以得到彌散分布的初晶硅作為新的增強(qiáng)相存在于焊縫中。

2) 激光釬焊過程中，母材中的硅元素一直在向焊縫區(qū)擴(kuò)散、溶解。冷卻后焊縫界面存在明顯的硅元素?cái)U(kuò)散層，焊接熱輸入對擴(kuò)散層寬度與硅含量有明顯影響。

3) 焊縫中的硅主要以共晶形式存在。激光釬焊過程釬料的液態(tài)形態(tài)停留時(shí)間很短，熔池冷卻后形成的共晶硅的形態(tài)對熱輸入非常敏感，不同的熱輸入條件下，共晶硅可以板狀、瓣?duì)?、板條狀等多種形態(tài)出現(xiàn)。在焊縫中心，出現(xiàn)了共晶團(tuán)組織，共晶團(tuán)內(nèi)部為均勻分布的短棒狀共晶硅。

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Characteristics and microstructure of laser brazing Sip/Al composites

LI Li-qun1,2, TAO Wang1, WANG Bin1
(1. State Key Laboratory of Advanced Welding and Joining,Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China;2. National Key Laboratory for Precision Hot Processing of Metals,Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China)

Laser brazing method was used to join 1.5 mm thick 65% (volum fraction) Sip/4032Al composite butt joints.The wetting and spreading behavior of brazing filler metal, characteristics of weld shaping, and morphologies of eutectic silicon with different process parameters were investigated. The results show that the V-groove is favorable to the weld back shaping, the weld shaping is easy to be controlled when the spot diameter is up to 20 mm and the laser power is higher than 1 500 W. Compared with laser fusion welding, the laser brazing method is more suitable for joining high fraction Sip/4032Al composite. Weld heat input has great influence on Si dissolution and diffusion, so various silicon morphologies are found in the weld under different laser powers, including strip, polygonal，petal primary silicon and lath-shaped eutectic silicon. The eutectic cells are formed at the centre of weld because of the lower cool rate.

Sip/Al composite; laser brazing; silicon crystallization behavior

TG115.28

A

1004-0609(2011)09-2139-07

2010-09-13；

2011-03-18

李俐群，副教授，博士；電話：0451-86415506；E-mail: liliqun@hit.edu.cn

(編輯 何學(xué)鋒)