一种纯Zn作为中间反应材料层的40%碳化硅颗粒增强铝基复合材料的焊接方法与流程

本发明涉及碳化硅颗粒增强铝基复合材料焊接技术领域，尤其是涉及一种纯zn作为中间反应材料层的40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的焊接方法。

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。

技术实现要素：

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40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的焊接方法，能获得碳化硅颗粒增强的全固溶体接头，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40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的焊接方法，包括待焊接母材和中间反应材料层，待焊接母材选用40％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，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形成接触面，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波传导至待焊接组件，对待焊接组件进行加载超声，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中间反应材料层，加热设备功率控制在4-6kw，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395-405℃，超声工具头对待焊接组件施加焊接超声波，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波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中间反应材料层，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，中间反应材料层的反应温度控制在425-435℃，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，待焊接组件等温凝固完成，得到全sic颗粒增强的α-al固溶体接头；

其中，在破除氧化膜与增强相释放步骤中，对施加焊接超声波作用时间为8-12秒，在增强相的再分布步骤中，施加焊接超声波的时间为205-215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，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。

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，待焊接母材与中间反应材料层之间的气体在焊接超声波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在焊接超声波作用下全部被挤出所述待焊接组件。

进一步的技术方案中，在所述中间反应材料层筛选步骤中，所述中间反应材料层的厚度选用0.28-0.32mm。

进一步的技术方案中，所述破除氧化膜与增强相释放步骤，优选地，所述中间反应材料层的反应温度控制在400℃，优选地，对所述待焊接组件施加所述焊接超声波作用时间为10秒；所述增强相的再分布步骤，所述中间反应材料层的反应温度控制在430℃，对待焊接组件施加焊接超声波的时间为210秒。

进一步的技术方案中，所述中间反应材料层的焊接界面大于所述待焊接母材的焊接界面；在所述中间反应材料层筛选步骤中，所述锌箔选用纯锌制成的锌箔，锌箔的厚度优选为0.3mm。

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40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的焊接，得到全sic颗粒增强的α-al固溶体接头，接头力学性能高，焊接时间短，焊接效果好。

2.在待焊接组件中施加焊接超声波，焊接超声波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，从而获得全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波辅助过渡液相扩散焊接结构示意图。

图2是本发明的al-zn二元相图。

图3-6是本发明对待焊接组件施加焊接超声波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7是本发明图3的放大示意图。

图8是本发明施加一次焊接超声波作用5秒的不同焊接温度形成接头的剪切强度关系示意图；

图9是本发明对待焊接组件在焊接温度为400℃施加焊接超声波5秒获得接头的断裂路径示意图。

图10-11是本发明对待焊接组件施加一次焊接超声波时间为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12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13-14是本发明在焊接温度为400℃对待焊接组件分别施加焊接超声波为10秒和30秒的接头截面组织形貌示意图。

图15是本发明图13的放大示意图。

图16是本发明图14的放大示意图。

图17是本发明焊接温度为400℃对待焊接组件分别施加焊接超声波为60秒的接头截面组织形貌示意图。

图18-19分别是本发明焊接温度为400℃对待焊接组件分别施加焊接超声波为240秒的接头截面组织形貌示意图。

图20是本发明的接头剪切强度与施加焊接超声波时间的关系示意图。

图21-23是本发明在焊接温度为400℃分别施加焊接超声波时间为10秒、30秒和60秒的接头剪切断裂路径示意图。

图24-25是本发明在焊接温度为400℃对待焊接组件分别施加焊接超声波为5秒和30秒的接头断口形貌示意图。

图26-28是本发明在对待焊接组件在400℃施加一次焊接超声波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29是本发明在400℃施加一次焊接超声波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30是本发明本发明在400℃施加一次焊接超声波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31-32是本发明本发明在400℃施加一次焊接超声波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。

图中：1、超声工具头2、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。

一种纯zn作为中间反应材料层的40％碳化硅颗粒增强铝基复合材料的焊接方法，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％碳化硅颗粒增强铝基复合材料，图1所示，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。

中间反应材料层的材料设计原则主要包括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；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；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；4)中间反应材料层4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根据以上条件，选用中间反应材料层4为纯锌箔；

根据以上条件，选用中间反应材料层4为纯锌箔；选用zn作为中间反应材料层4的原因是：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℃，符合条件一；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，符合条件三；zn与待焊接母材3的主要元素al之间的固溶度达到83.1％，符合条件二；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。

中间反应材料层4的厚度选用0.28-0.32mm，选用膜状或片状的纯锌箔作为中间反应材料层4；优选地，锌箔选用纯锌制成的锌箔，锌箔的厚度为0.3mm。中间反应材料层4大于待焊接母材3的焊接界面；具体地，待焊接母材3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4的上面，下基板待焊接母材放置于中间反应材料层4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。

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夹持在两个待焊接母材3的焊接界面之间，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；

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，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将焊接超声波传导至待焊接组件，对待焊接组件进行加载超声，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中间反应材料层4，加热设备功率控制在4-6kw，加热设备频率控制在200-250khz，将中间反应材料层4的反应温度控制在395-405℃，优选地，中间反应材料层4的反应温度控制在400℃，超声工具头1对待焊接组件施加焊接超声波，优选地，对所述待焊接组件施加所述焊接超声波作用时间为10秒，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波作用下被挤出所述待焊接组件，待焊接母材3与中间反应材料层4的实现初步焊接；

具体地，在对待焊接组件施加焊接超声波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，中间反应材料层4中的zn原子往待焊接母材3扩散，待焊接母材3中的al原子往中间反应材料层4扩散，zn/al界面处zn的浓度沿zn-al二元相图固溶线变化，如图2所示。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。采用在中间反应材料层4的反应温度控制在400℃焊接时，在对待焊接组件施加焊接超声波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(焊接温度指的是中间反应材料层4的反应温度)低于中间反应材料层4的熔点420℃但高于中间反应材料层4与待焊接母材3的共晶温度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。

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中间反应材料层4，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，中间反应材料层4的反应温度控制在425-435℃，优选地，中间反应材料层4的反应温度控制在430℃，对待焊接组件施加所述焊接超声波作用时间为210秒，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，待焊接组件等温凝固完成，得到全sic颗粒增强的α-al固溶体接头；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在焊接超声波作用下全部被挤出待焊接组件。在此步骤中，连接层由α-al固溶体和sic颗粒组成，在焊接超声波的作用下，使连接层中的sic颗粒增强相均匀地分布在连接层中，得到全sic颗粒增强的α-al固溶体接头组织。

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波作用时间为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波的时间为205-215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，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。

本发明的焊接方法机理如下：

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。采用厚0.3mm的纯锌箔连接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和对待焊接组件施加焊接超声作用时间。

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波作用破除待焊接母材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。当中间反应材料层4的反应温度高于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，中间反应材料层4的反应温度继续下降，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7中各标定点化学成分及对应物相(at.％)

图3-7显示了在不同焊接温度下对待焊接组件施加焊接超声作用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。采用在中间反应材料层4的反应温度为400℃连接时，在对待焊接组件施加焊接超声波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3和7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波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4所示。若焊接温度继续提升，待焊接母材3的溶蚀增多，但是在焊接超声波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5和6所示。

当中间反应材料层4的反应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，ρl＝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7可知，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施加一次焊接超声波作用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8和表2所示。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％。中间反应材料层4的反应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9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10-11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10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11所示。

图12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锌箔熔点，已经熔化的锌箔被迅速挤出，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，虽然焊接温度高可以获得连接层为sic颗粒增强的固溶体的接头，焊接温度高指的是高于400℃的温度，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、施加焊接超声波时间对焊接的影响

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，论述延长施加焊接超声波时间对改善接头内的碳化硅颗粒增强相的分布的影响。对待焊接组件施加焊接超声作用下，对中间反应材料层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波不同时间，以探究施加焊接超声波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波时间从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13和15所示。当对待焊接组件施加焊接超声波时间为30秒时，因施加有充足的焊接超声波时间使得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14和16所示。

当对待焊接组件施加焊接超声波作用时间延长至60秒后，施加焊接超声波作用下更多的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17所示。当对待焊接组件施加240秒的焊接超声作用后，焊接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波时间的延长，接头中央的增强相贫化区进一步减小，如图18和19所示。

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

图20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波时间的变化规律。随着对待焊接组件施加焊接超声波时间由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波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波时间。

图21-23所示，给出了对待焊接组件施加焊接超声波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波时间从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21所示。因为延长对待焊接组件施加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，在对待焊接组件施加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24-25所示。

上述结果表明，对待焊接组件长时间地施加焊接超声波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波作用溶解的待焊接母材3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施加更长的焊接超声波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

若在中间反应材料层4的反应温度控制在400℃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波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，这是因为中间反应材料层4的反应温度过低，待焊接母材3溶解有限无法释放足够的sic颗粒增强相；若提高中间反应材料层4的反应温度，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波的作用下被挤出，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波10秒，增加二次超声保温过程，在此过程中适当提升保温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波促进sic颗粒在液相中的均匀分布，避免较长的焊接超声时间，目的是提高连接效率。图26-28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波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4的反应温度继续提升温度至460℃，对待焊接组件施加焊接超声波的时间可以缩短至150秒，然而因为中间反应材料层4的反应温度过高，导致中间反应材料层4液相流动性更好，在对待焊接组件施加二次焊接超声波作用下液相被大量挤出，导致接头液相降低，并出现了沿着中间结合线偏聚sic颗粒。若将中间反应材料层4的反应温度提升490℃，对待焊接组件施加焊接超声波时间缩短至90秒即可获得连接层sic颗粒增强的全α-al固溶体的接头。但同样也是中间反应材料层4的反应温度的提升，液体流动性增大，在待焊接组件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，这些都对接头强度不利。

总之，当对待焊接组件施加二次焊接超声波的中间反应材料层4的反应温度超过460℃时，对待焊接组件长时间的焊接超声波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29所示，接头剪切强度随着对待焊接组件施加二次焊接超声波的中间反应材料层4的反应温度的升高而呈现弱下降趋势。对待焊接组件二次施加焊接超声波对中间反应材料层4的反应温度为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30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波对中间反应材料层4的反应温度为490℃保温时连接接头的强度降低至220mpa，主要原因是温度过高，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31为中间反应材料层的反应温度为430℃，对待焊接组件施加二次焊接超声作用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32为中间反应材料层的反应温度为490℃，对待焊接组件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，本发明的焊接方法确定了纯锌箔是优选焊接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且中间反应材料层4的反应温度400℃时，对待焊接组件施加焊接超声波作用5秒时，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波作用下被挤出，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℃焊接温度条件下需要延长对待焊接组件的焊接超声波时间至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波作用10秒连接后，再将中间反应材料层4的反应温度升温至430℃，对待焊接组件施加210秒的二次焊接超声波，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，达到了母材强度的95％。一次超声连接指的是对中间反应材料层4的反应温度控制在400℃，对待焊接组件施加焊接超声波10秒，二次超声保温指的是对对中间反应材料层4的反应温度升温控制在430℃，对待焊接组件施加210秒的焊接超声波。

本发明的焊接方法可以分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的反应温度进行一次加热保温并对待焊接组件施加焊接超声波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。若对待焊接组件施加一次焊接超声波连接完毕后继续对中间反应材料层的反应温度升温保温并对待焊接组件施加二次焊接超声波处理，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，最终获得均匀分散sic颗粒的全连接层组织形态。本发明中的焊接超声波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。在破除氧化膜与增强相释放步骤中的焊接超声波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波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，

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。

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，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波作用时间为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波作用时间为210秒，中间反应材料层4的反应温度控制在430℃。

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，中间反应材料层4的反应温度控制在395℃，对待焊接组件施加焊接超声波作用时间为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波作用时间为210秒，中间反应材料层4的反应温度控制在425℃。

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，中间反应材料层4的反应温度控制在405℃，对待焊接组件施加焊接超声波作用时间为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波作用时间为210秒，中间反应材料层4的反应温度控制在435℃。

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。