第7章-先進材料的焊接-材料焊接性-教學課件

第7章先進材料的焊接

先進材料是指采用先進技術新近開發(fā)或正在開發(fā)的具有獨特性能和特殊用途的材料。它的發(fā)展和應用對推動科技進步、促進社會發(fā)展起著重要的作用。例如新型的金屬結構材料、先進陶瓷材料、金屬間化合物和復合材料的開發(fā)與應用，為開發(fā)能源、開發(fā)太空和海洋、探索航空航天等領域提供了重要的物質基礎。先進材料的焊接也受到人們的密切關注。第7章先進材料的焊接先進材料是指采用先進技術新近開17.1先進材料的分類及性能特點7.1.1

先進材料的分類根據(jù)其使用性能大致可分為：結構材料和功能材料。

功能材料包括半導體材料、信息材料、超導材料、形狀記憶合金、儲能材料等；結構材料具有高強度、高韌性、耐高溫、耐腐蝕等優(yōu)異的性能。與焊接技術相關的主要是先進結構材料。根據(jù)組織和性能特點，可分為：先進陶瓷材料、金屬間化合物和復合材料等。7.1先進材料的分類及性能特點2(1)先進陶瓷材料陶瓷是指以各種金屬的氧化物、氮化物、碳化物、硅化物為原料，經(jīng)適當配料、成形和高溫燒結等人工合成的無機非金屬材料。先進陶瓷在組成、性能、制造工藝等方面都與傳統(tǒng)的陶瓷截然不同，組成已由原來的SiO2、Al2O3、MgO等發(fā)展到了Si3N4、SiC和ZrO2等；采用先進的物理、化學方法能夠制備出超細粉末。燒結方法也已由普通的大氣燒結發(fā)展到在控制氣氛中的熱壓燒結和微波燒結等先進的燒結方法。(1)先進陶瓷材料3(2)金屬間化合物

屬于金屬鍵結合，具有長程有序的超點陣結構。它不遵循傳統(tǒng)的化合價規(guī)律，具有金屬的特性，晶體結構與組成它的兩個金屬組元的結構不同，兩個組元的原子各占據(jù)一定的點陣位置，呈有序排列。

典型的長程有序結構主要形成于金屬的面心立方、體心立方和密排六方三種主要晶體結構。例如Ni3Al為面心立方有序超點陣結構，Ti3Al為密排六方有序超點陣結構，F(xiàn)e3Al為體心立方有序超點陣結構。(2)金屬間化合物4(3)復合材料

是指由兩種或兩種以上的物理和化學性質不同的物質，按一定方式、比例及分布方式組合而成的一種多相固體材料。復合材料一般有兩個基本相：連續(xù)相(基體)；分散相(增強相)。增強相包括顆粒增強、晶須增強及纖維增強，分別以下標p、w、f表示。例如，碳化硅粒子增強鋁基復合材料表示為SiCP/Al。按照基體材料的不同，有樹脂基復合材料、金屬基復合材料、陶瓷基復合材料和碳-碳復合材料等，與焊接密切相關的是金屬基復合材料。(3)復合材料57.1.2先進材料的性能特點材料的性能特點：高強度、耐高溫、耐腐蝕、抗氧化等。陶瓷材料與金屬材料相比，熱膨脹系數(shù)比較低，熔點（或升華、分解溫度）高很多。因此，陶瓷作為高溫結構材料用于航空發(fā)動機、切削刀具和耐高溫部件等，具有廣闊的應用前景。

金屬間化合物與無序合金相比，長程有序超點陣結構保持很強的金屬鍵結合，具有許多特殊的物理、化學性能，如電學性能、磁學性能和高溫力學性能等。7.1.2先進材料的性能特點6有些超點陣結構的金屬間化合物具有反常的強度和溫度關系，屈服強度隨溫度的升高而增加，達到一定峰值后開始隨溫度的升高而下降（見圖7-1）。

含Al、Si的金屬間化合物還具有很高的抗氧化和抗腐蝕的能力。由輕金屬組成的金屬間化合物密度小，比強度高，特別適合于航空航天工業(yè)的應用要求。

有些超點陣結構的金屬間化合物具有反常的強度和溫度關系，屈7圖7-1金屬間化合物屈服強度和溫度的關系

第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件8

復合材料與單一材料相比，最大特點是具有優(yōu)異的綜合性能和可設計性。它是根據(jù)預期的性能指標將不同材料通過復合工藝按一定的設計要求復合在一起，充分發(fā)揮其優(yōu)點，如比強度和比模量高，耐高溫、耐低溫、耐熱沖擊，線膨脹系數(shù)小、尺寸穩(wěn)定性好、耐磨等，見圖7-2。復合材料在航空、航天等高新技術中發(fā)揮了重要的作用，并在能源、交通運輸、化工和機械等領域得到了廣泛的應用。復合材料與單一材料相比，最大特點是具有優(yōu)異的綜合性能和9圖7-2復合材料比強度和比模量與溫度的關系a)比強度b）比模量第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件107.2

陶瓷材料與金屬的焊接7.2.1陶瓷的分類及性能分類：結構陶瓷和功能陶瓷結構陶瓷強調(diào)材料的力學性能等，在工程領域得到廣泛應用，常用的結構陶瓷主要有氧化鋁、氮化硅、碳化硅以及部分穩(wěn)定氧化鋯陶瓷。結構陶瓷按其化學組成分為氧化物陶瓷和非氧化物陶瓷兩大類，見表7.1。

功能陶瓷包括電子陶瓷、高溫陶瓷、光學陶瓷、高硬度陶瓷等。

7.2陶瓷材料與金屬的焊接11表7.1常見結構陶瓷的分類陶瓷的化學和組織結構十分穩(wěn)定。在它的離子晶體中，金屬原子被非金屬原子所包圍，受到非金屬原子的屏蔽，因而形成極為穩(wěn)定的化學結構。由于化學結構穩(wěn)定，大多數(shù)陶瓷具有較強的抵抗酸、堿、鹽類的腐蝕，以及抵抗熔融金屬腐蝕的能力。表7.1常見結構陶瓷的分類12表7.2列出常用結構陶瓷的物理性能和力學性能。陶瓷材料多為離子鍵構成的晶體（如Al2O3）或共價鍵組成的共價晶體（如Si3N4、SiC），這類晶體結構具有明顯的方向性。多晶體陶瓷的滑移系很少，受外力作用時幾乎不能產(chǎn)生塑性變形，常常發(fā)生脆性斷裂，抗沖擊能力較差。由于離子晶體結構的關系，陶瓷的硬度和室溫彈性模量較高。陶瓷內(nèi)部存在大量的氣孔，致密程度比金屬差很多，所以抗拉強度很低。表7.2列出常用結構陶瓷的物理性能和力學性能。陶瓷材料多為13表7.2常用結構陶瓷的物理性能和力學性能第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件147.1.2陶瓷與金屬的焊接性分析陶瓷與金屬焊接時，由于陶瓷材料與金屬原子結構之間存在本質上的差別，加上陶瓷本身特殊的物理化學性能，因此，陶瓷與金屬的焊接存在不少問題。陶瓷的線膨脹系數(shù)比較小，與金屬的線膨脹系數(shù)相差較大，陶瓷與金屬焊接時，接頭區(qū)域會產(chǎn)生殘余應力，殘余應力較大時還會導致接頭處產(chǎn)生裂紋，甚至引起裂破壞。陶瓷與金屬焊接中的主要問題包括裂紋、界面潤濕性差等。7.1.2陶瓷與金屬的焊接性分析15(1)焊接裂紋陶瓷與金屬的化學成分和物理性能有很大差別，特別是線膨脹系數(shù)差異很大，如SiC和Si3N4的線膨脹系數(shù)分別只有4×10-6/K和3×10-6/K，而Al和Fe的線膨脹系數(shù)則分別高達23.6×10-6/K和11.7×10-6/K。

陶瓷的彈性模量也很高。在焊接加熱和冷卻過程中陶瓷、金屬各自產(chǎn)生差異較大的膨脹和收縮，在接頭附近產(chǎn)生較大的熱應力，造成接頭區(qū)產(chǎn)生裂紋。(1)焊接裂紋16陶瓷與金屬的焊接一般是在高溫下進行，因此，焊接溫度與室溫之差也是增加接頭殘余應力的重要因素。為了減小陶瓷與金屬焊接接頭的應力集中，在陶瓷與金屬之間加入塑性材料或線膨脹系數(shù)接近陶瓷線膨脹系數(shù)的金屬作為中間層是有效的。

中間層多選擇彈性模量和屈服強度較低、塑性好的材料，通過中間層金屬本身的塑性變形減小陶瓷中的應力。常用做中間層的金屬主要有Cu、Ni、Nb、Ti、W、Mo、銅鎳合金、鋼等。陶瓷與金屬的焊接一般是在高溫下進行，因此，焊接溫度與室17陶瓷與金屬擴散焊時采用中間層，不僅降低了接頭產(chǎn)生的殘余應力，還可以降低加熱溫度，減小壓力和縮短保溫時間，促進擴散和去除雜質元素。Al2O3陶瓷與鐵素體不銹鋼0Cr13擴散焊時，中間層降低殘余應力的作用如圖7-3所示。但中間層選擇不當甚至會引起接頭性能惡化。如由于化學反應激烈形成脆性反應物而使接頭抗彎強度降低，或由于線膨脹系數(shù)不匹配而增大殘余應力，或使接頭耐腐蝕性能降低等。陶瓷與金屬擴散焊時采用中間層，不僅降低了接頭產(chǎn)生的殘余18圖7-3中間層厚度對接頭殘余應力的影響(1300℃,30min,100MPa)第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件19陶瓷與金屬釬焊時，為了最大限度地釋放釬焊接頭的應力，選用一些塑性好、屈服強度低的釬料，銦基釬料對AlN陶瓷有很好的潤濕性，控制釬焊溫度和時間可以形成組織性能較好的釬焊接頭，如圖7-4所示。

為避免陶瓷與金屬接頭出現(xiàn)焊接裂紋，除添加中間層或合理選用釬料外，可采用的工藝措施有：

①合理選擇被焊陶瓷與金屬，在不影響接頭使用性能的條件下，盡可能使兩者的線膨脹系數(shù)相差最??；陶瓷與金屬釬焊時，為了最大限度地釋放釬焊接頭的應力，選用20②應盡可能地減少焊接部位及其附近的溫度梯度，控制加熱和冷卻速度，降低冷卻速度，有利于應力松弛而使應力減??；③采取缺口、突起和端部變薄等措施合理設計陶瓷與金屬的接頭結構。②應盡可能地減少焊接部位及其附近的溫度梯度，控制加熱和冷卻21圖7-4釬焊溫度和時間對接頭承載力的影響

第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件22(2)界面潤濕性差陶瓷材料含有離子鍵或共價鍵，表現(xiàn)出非常穩(wěn)定的電子配位，很難被金屬鍵的金屬釬料潤濕，所以用通常的熔焊方法使金屬與陶瓷產(chǎn)生熔合是很困難的。

為了改善被焊陶瓷表面的潤濕性，可采用如下2種方法：1）陶瓷表面的金屬化處理（也稱為陶瓷金屬化法）

陶瓷表面的金屬化處理有Mo-Mn法、蒸發(fā)法、噴濺法、離子注入法等。

(2)界面潤濕性差23

Mn-Mo法由陶瓷表面處理、金屬膏劑化、配制與涂敷、金屬化燒結、鍍鎳等工序組成，是最常用的一種陶瓷表面金屬化法。

蒸發(fā)法是利用真空鍍膜機在陶瓷上蒸鍍金屬膜。優(yōu)點是溫度低（300-400℃），能適應各種不同的陶瓷。

噴濺法是將陶瓷放入真空容器中并充入氬氣，在電極之間加直流電壓，形成氣體輝光放電，利用氣體放電產(chǎn)生的正離子轟擊靶面，把靶面材料濺射到陶瓷表面上形成金屬化膜。Mn-Mo法由陶瓷表面處理、金屬膏劑化、配制與涂敷、金屬24

離子注入法是將Ti等活性元素的離子直接注入陶瓷中，使陶瓷形成可以被一般釬料潤濕的表面。2）活性金屬化法

在釬料中加入活性元素，使釬料與陶瓷之間發(fā)生化學反應，使陶瓷表面分解形成新相，產(chǎn)生化學吸附，形成結合牢固的陶瓷與金屬結合界面，這種方法稱為活性金屬化法?；钚越饘倩ǔＳ玫幕钚越饘偈沁^渡族金屬，如Ti、Zr、Hf、Nb、Ta等。離子注入法是將Ti等活性元素的離子直接注入陶瓷中，使陶25過渡族金屬具有很強的化學活性，這些金屬元素對氧化物、硅酸鹽等具有較大的親和力，可以通過化學反應在陶瓷表面形成反應層。由于過渡族金屬元素比較活潑，活性釬焊時應注意對活性元素的保護。因為這些元素一旦被氧化后就不能再與陶瓷發(fā)生反應。因此活性釬焊過程一般是在10-2Pa以上的真空或在高純惰性保護氣氛中進行，一次完成釬焊過程。

過渡族金屬具有很強的化學活性，這些金屬元素對氧化物、硅26陶瓷與金屬釬焊用釬料含有活性元素Ti、Zr或Ti、Zr的氧化物和碳化物，它們對氧化物陶瓷具有一定的活性，在一定的溫度下能夠直接發(fā)生反應。用于釬焊陶瓷與金屬的高溫活性釬料見表7.3。陶瓷與金屬釬焊用釬料含有活性元素Ti、Zr或Ti、Zr的27表7.3釬焊陶瓷與金屬用的高溫活性釬料第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件28(3)界面反應陶瓷與金屬接頭在界面間存在著原子結構能級的差異，陶瓷與金屬之間是通過過渡層(擴散層或反應層)而焊接結合的。陶瓷與金屬擴散焊時，陶瓷與金屬界面發(fā)生反應形成化合物，所形成的化合物種類與焊接條件（如溫度、表面狀態(tài)、中間合金及厚度等）有關。不同類型陶瓷與金屬接頭中可能出現(xiàn)的界面反應產(chǎn)物見表7.4。(3)界面反應29表7.4不同類型陶瓷與金屬接頭中可能出現(xiàn)的界面反應產(chǎn)物第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件30擴散條件不同，界面反應產(chǎn)物不同，接頭性能有很大差別。加熱溫度提高，界面擴散反應充分，使接頭強度提高。用厚度0.5mm的鋁作中間層對鋼與氧化鋁進行擴散焊時，加熱溫度對接頭抗拉強度的影響如圖7-5所示。但是，溫度過高可能使陶瓷的性能發(fā)生變化，或出現(xiàn)脆性相而使接頭性能降低。擴散條件不同，界面反應產(chǎn)物不同，接頭性能有很大差別。加熱31圖7-5加熱溫度對擴散焊接頭強度的影響

第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件32陶瓷與金屬擴散焊接頭抗拉強度（σb）與保溫時間(t)的關系為：σb=B0

t1/2,其中B0為常數(shù)。Al2O3/Al擴散焊接頭中，保溫時間對接頭抗拉強度的影響如圖7-6a所示。用Nb作中間層擴散焊SiC時，時間過長后出現(xiàn)了強度較低、線膨脹系數(shù)與SiC相差很大的NbSi2相，而使接頭抗剪強度降低（見圖7-6b）。

陶瓷與金屬擴散焊接頭抗拉強度（σb）與保溫時間(t)的關33圖7-6保溫時間對接頭強度的影響a)對抗拉強度的影響b)對抗剪強度的影響第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件34擴散焊中施加壓力是為了使接觸面處產(chǎn)生塑性變形，減小表面不平整和破壞表面氧化膜，增加表面接觸面積，為原子擴散提供條件。壓力較小時，增大壓力可以使接頭強度提高，如Cu或Ag與Al2O3陶瓷、Al與SiC陶瓷焊接時，施加壓力對接頭抗剪強度的影響如圖7-7a所示。壓力的影響與材料的類型、厚度以及表面氧化狀態(tài)有關。壓力對接頭抗彎強度的影響如圖7-7b所示。擴散焊中施加壓力是為了使接觸面處產(chǎn)生塑性變形，減小表面35圖7-7壓力對擴散焊接頭強度的影響a)對抗剪強度的影響b)對抗彎強度的影響第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件36表面粗糙度對擴散焊接頭強度的影響十分顯著。對接頭抗彎強度的影響如圖7-8所示，表面粗糙度由0.1m變?yōu)?.3m時，接頭抗彎強度從470MPa降低到270MPa。表面粗糙度對擴散焊接頭強度的影響十分顯著。對接頭抗彎強度37圖7-8表面粗糙度對接頭抗彎強度的影響第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件38

界面反應與焊接環(huán)境條件有關。在真空擴散焊中，避免O、H等參與界面反應，有利于提高接頭的強度。圖7-9示出用Al作中間層連接Si3N4時，環(huán)境條件對接頭強度的影響。

界面反應與焊接環(huán)境條件有關。在真空擴散焊中，避免O、H等39圖7-9環(huán)境條件對接頭抗彎強度的影響第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件407.2.3陶瓷與金屬的焊接工藝特點隨著陶瓷與金屬的焊接結構應用范圍的逐漸擴大，對陶瓷與金屬焊接接頭性能的要求也越來越高。須滿足如下基本要求：

①所形成的陶瓷與金屬的焊接接頭，必須具有較高的強度；②焊接接頭必須具有真空的氣密性；③接頭殘余應力應最小，焊接接頭在使用過程中應具有耐熱、耐蝕和熱穩(wěn)定性能；④焊接工藝應盡可能簡化，工藝過程穩(wěn)定，生產(chǎn)成本低。7.2.3陶瓷與金屬的焊接工藝特點41(1)陶瓷與金屬的釬焊陶瓷與金屬常用的釬焊工藝有陶瓷金屬化法和活性金屬化法。其中陶瓷金屬化法是先在陶瓷表面進行合金化后再用普通釬料進行釬焊；活性金屬化法是采用添加活性元素的釬料直接對陶瓷與金屬進行釬焊。1)陶瓷金屬化法釬焊工藝陶瓷金屬化法是采用燒結或其他方法在陶瓷的表面涂敷一層金屬作為中間層，然后再用釬料把表面涂敷層和金屬釬焊在一起。(1)陶瓷與金屬的釬焊42陶瓷與金屬釬焊多是在氫氣爐或真空中進行，采用陶瓷金屬化法釬焊真空電子器件時，對釬料的基本要求是：①釬料不含有飽和蒸汽壓高的化學元素，如Zn、Cd、Mg等，以免釬焊過程中這些化學元素污染電子器件或造成電介質漏電；②釬料的含氧量不能超過0.001%，以免在氫氣中釬焊時生成水氣；③釬焊接頭要有良好的松弛性，能最大限度地減小陶瓷與金屬線膨脹系數(shù)差異而引起的熱應力。陶瓷與金屬釬焊多是在氫氣爐或真空中進行，采用陶瓷金屬化43陶瓷金屬化法釬焊常用的釬料見表7.5。陶瓷金屬化法釬焊應用廣泛的是BAg72Cu釬料。也可以根據(jù)需要，選用其他的釬料。表7.5陶瓷金屬化法釬焊常用的釬料陶瓷金屬化法釬焊常用的釬料見表7.5。陶瓷金屬化法釬焊應442)活性金屬化法釬焊工藝活性金屬化法釬焊的關鍵是采用活性釬料，在釬料能夠潤濕陶瓷的前提下，還要考慮高溫釬焊時陶瓷與金屬熱膨脹差異引起的裂紋，以及夾具定位等問題。表7.6是陶瓷/金屬活性金屬化法釬焊工藝的特點及應用。2)活性金屬化法釬焊工藝45

表7.6陶瓷/金屬活性金屬化法釬焊工藝的特點及應用

46活性金屬化法釬焊所用的釬料通常以Ti作為活性元素，可適用于釬焊氧化物陶瓷和非氧化物陶瓷。除考慮釬料的選擇外，活性金屬化法釬焊工藝還應注意對活性元素的保護。為提高陶瓷與金屬釬焊接頭性能，應嚴格控制釬焊溫度(一般在釬料的液相線溫度以上50-100℃)和保溫時間。釬焊溫度一般在800-1100℃之間，即使是采用熔點較低的Sn或Pb基活性釬料，由于需要足夠的熱力學活性，也應在這個溫度范圍下釬焊?；钚越饘倩ㄢF焊所用的釬料通常以Ti作為活性元素，可適用47(2)擴散焊陶瓷與金屬可以采用擴散焊的方法實現(xiàn)焊接。主要優(yōu)點是接頭強度高，工件變形??；不足之處是保溫時間長、成本高、試件尺寸和形狀受到真空室限制。

影響擴散焊接頭強度的主要因素是加熱溫度、保溫時間、壓力、被焊件的表面狀態(tài)以及陶瓷與金屬之間的化學反應和物理性能的匹配，其中加熱溫度對擴散過程的影響最顯著。擴散焊時，元素之間相互擴散引起的化學反應可以形成足夠的界面結合。反應層的厚度(X)與加熱溫度和保溫時間的關系如下：(2)擴散焊48

（7-1）式中K0－常數(shù)；t－保溫時間（s）；n－時間指數(shù)；Q－擴散激活能（J/mol）；T－加熱溫度（K）；R－氣體常數(shù)，8.314J/mol·K。表7.7列出常見陶瓷與金屬擴散焊的工藝參數(shù)及接頭強度。

49表7.7常見陶瓷與金屬擴散焊的工藝參數(shù)及接頭強度注：①A代表四點彎曲試驗，B代表三點彎曲試驗。第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件50(3)電子束焊電子束焊是利用高能密度的電子束，轟擊焊件使局部加熱、熔化而將工件焊接起來。電子束經(jīng)聚焦能形成很細小的直徑，可小到0.1-1.0mm范圍，功率密度可提高到107-109W/cm2。電子束穿透力很強，加熱面積很小，焊縫熔寬小、熔深大，熔寬與熔深之比可達到1:10-1:50。這樣不僅焊接熱影響區(qū)小，而且應力變形也極其微小，能夠保證焊后結構的精度。(3)電子束焊51陶瓷與金屬的電子束焊由于是在真空條件下，能防止空氣中的氧、氮等污染，有利于陶瓷與活性金屬的焊接，焊后的氣密性良好。陶瓷與金屬真空電子束的工藝過程包括：①把焊件表面處理干凈，將工件放在預熱爐內(nèi)進行預熱；②當真空室的真空度達到10-2Pa之后，開始對工件進行預熱，在30min內(nèi)由室溫上升到1200-1800℃；③在預熱恒溫下，讓電子束掃射被焊工件的金屬一側，開始焊接；陶瓷與金屬的電子束焊由于是在真空條件下，能防止空氣中的氧52④焊后降溫退火，預熱爐要在10min之內(nèi)使電壓降到零值，然后使焊件在真空爐內(nèi)自然冷卻1h以后出爐。選擇合適的焊接參數(shù)可以使焊縫形狀、強度、氣密性等達到設計要求。陶瓷與1Cr18Ni9Ti不銹鋼電子束焊的工藝參數(shù)見表7.8。④焊后降溫退火，預熱爐要在10min之內(nèi)使電壓降到零值53表7.8陶瓷與1Cr18Ni9Ti不銹鋼電子束焊的工藝參數(shù)第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件547.3金屬間化合物的焊接7.3.1金屬間化合物的分類及性能近年來在工程中受到關注的金屬間化合物主要為Ni-Al系、Ti-Al系及Fe-Al系的A3B和AB型金屬間化合物。其中A3B型金屬間化合物主要為Ni3Al、Ti3Al、Fe3Al等，AB型金屬間化合物主要為NiAl、TiAl和FeAl等。幾種金屬間化合物的物理性能見表7.9。7.3金屬間化合物的焊接55表7.9幾種金屬間化合物的物理性能第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件56(1)Ni-Al系金屬間化合物Ni3Al金屬間化合物具有獨特的高溫性能，低于800℃時屈服強度隨溫度升高而增加。在Ni3Al中加入Fe和Mn，通過置換Ni和Al，改變原子間鍵合狀態(tài)，也可提高室溫塑性。加入15%Fe或9%Mn，Ni3Al的室溫伸長率可分別達到15%和8%。

NiAl金屬間化合物呈體心立方有序超點陣結構，具有較高的抗氧化性。

(1)Ni-Al系金屬間化合物57在NiAl中加入Fe，可以通過形成雙相組織(Ni,Fe)(Fe,Ni)和(Ni,Fe)3(Fe,Ni)來提高強度和改善伸長率；可加入Ta或Nb通過析出第二相粒子強化，提高蠕變強度。(2)Ti-Al系金屬間化合物

Ti3Al為密排六方有序超點陣結構，高溫下（800-850℃）具有良好的高溫性能，密度較?。?.1-4.7g/cm3），彈性模量較高（110-145GPa），與鎳基高溫合金相比可減輕質量40%。

在NiAl中加入Fe，可以通過形成雙相組織(Ni,Fe58Ti-Al合金狀態(tài)圖見圖7-10。幾種典型Ti3Al基合金的常溫力學性能和高溫持久壽命見表7.10。

Ti-Al合金狀態(tài)圖見圖7-10。幾種典型Ti3Al基合59圖7-10Ti-Al合金狀態(tài)圖

第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件60表7.10幾種Ti3Al基合金的常溫力學性能和高溫持久壽命注：合金含量為摩爾分數(shù)，①高溫持久壽命測量條件偽650℃，380MPa。第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件61

TiAl具有面心四方有序超點陣結構，具有密度?。?.7-3.9g/cm3）、彈性模量高（160-180GPa）、高溫強度和抗蠕變性能好以及抗氧化能力強等特點。

(3)Fe-Al系金屬間化合物Fe3Al的彈性模量較大，熔點較高，比重較小，在室溫下具有鐵磁性特征。Fe3Al由于在很低的氧分壓下能形成致密的氧化鋁保護膜，因此具有優(yōu)良的抗高溫氧化性。Fe3Al的力學性能受Al含量的影響，見圖7-11。TiAl具有面心四方有序超點陣結構，具有密度小（3.7-62圖7-11Al含量對Fe3Al屈服強度和伸長率的影響

第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件63Cr是改善Fe3Al室溫塑性的有效元素，Cr含量從2%增加到6％，F(xiàn)e3Al的室溫屈服強度由279MPa降低到230MPa，伸長率由4%上升到8%-10%。FeAl彈性模量大，熔點較高，比強度較大。Al含量低(22%Al)的FeAl有嚴重的環(huán)境脆性，Al含量高(27%Al)的FeAl由于晶界本質弱，表現(xiàn)出極低的塑性和較大的脆性，即使細化晶粒也很難增加FeAl的塑性，因此FeAl在實際工程中應用較少。Cr是改善Fe3Al室溫塑性的有效元素，Cr含量從2%增647.3.2金屬間化合物的焊接性分析(1)焊接裂紋金屬間化合物由于塑性和韌性較差，焊接中的主要問題是焊縫及熱影響區(qū)易出現(xiàn)裂紋。因此，防止金屬間化合物焊接裂紋的措施主要是提高母材的塑韌性、選用合適的填充材料和控制焊接工藝參數(shù)等。提高Ni3Al金屬間化合物塑韌性主要是通過添加B元素實現(xiàn)的。Ni3Al焊接裂紋的產(chǎn)生與焊接速度和B含量有關。隨著焊接速度的增加，Ni3Al的裂紋率顯著增加，如圖7-12a所示。7.3.2金屬間化合物的焊接性分析65雖然加入B能改善晶界的結合，但當含量超過一定限量時會導致裂紋傾向的增加，如圖7-12b所示。改善Ti3Al的塑性通常是加入一些體心立方的β相穩(wěn)定元素，如Nb、V、Mo和W等，形成一些以Ti3Al為基的三元或多元合金。在這些合金中除了有序α相外，還含有少量的無序體心立方β相，使Ti3Al的塑性得到改善。在焊接熱循環(huán)條件下，Ti3Al的（α＋β）雙相組織可能受到破壞，產(chǎn)生硬脆的馬氏體。雖然加入B能改善晶界的結合，但當含量超過一定限量時會導致66圖7-12焊接速度和B含量對Ni3Al裂紋傾向的影響

(a)焊接速度的影響(b)B含量的影響第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件67Fe3Al脆性較大，易導致焊接冷裂紋。Fe3Al的熱塑性曲線見圖7-13，從其較低的線膨脹系數(shù)和相對高的導熱系數(shù)來看（圖7-14），F(xiàn)e3Al焊接時產(chǎn)生較大的熱應力，是引起裂紋的主要原因。Fe3Al的焊接性隨合金成分和填充材料的改變而變化。采用鎢極氬弧焊時，填充材料對不同合金成分的Fe3Al裂紋傾向的影響見表7.11。Fe3Al脆性較大，易導致焊接冷裂紋。Fe3Al的熱塑性68圖7-13Fe3Al的熱塑性曲線(a)加熱(b)冷卻第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件69圖7-14溫度對Fe3Al線膨脹系數(shù)與導熱系數(shù)的影響(a)對線膨脹系數(shù)的影響(b)對導熱系數(shù)的影響第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件70表7.11填充材料對Fe3Al焊接裂紋傾向的影響第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件71

防止金屬間化合物產(chǎn)生焊接裂紋的主要措施有焊前預熱、控制焊接工藝參數(shù)、降低冷卻速度和焊后熱處理。焊前預熱可使金屬間化合物的溫度梯度變緩，降低冷卻速度，減小收縮量，降低應力，使材料處于性能較好的溫度區(qū)，在一定程度上抑止了裂紋傾向。降低焊接電流，采用較小的焊接熱輸入，熔池內(nèi)部溫度梯度小，熱影響區(qū)窄，從母材到熔合區(qū)，金屬間化合物晶粒增長趨勢減緩，晶粒尺寸較小，接頭性能明顯提高。防止金屬間化合物產(chǎn)生焊接裂紋的主要措施有焊前預熱、控制72

降低冷卻速度也能有效防止金屬間化合物產(chǎn)生焊接裂紋。冷卻速度對Ti-Al48合金接頭裂紋傾向的影響如圖7-15所示。降低冷卻速度也能有效防止金屬間化合物產(chǎn)生焊接裂紋。冷卻速73圖7-15冷卻速度對裂紋傾向的影響(由1400℃冷卻至800℃)

第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件74(2)界面反應金屬間化合物由于室溫脆性容易引起焊接裂紋，所以常采用非熔焊方法進行焊接，如釬焊、擴散焊等。這樣接頭發(fā)生界面反應生成不同類型的化合物也對其焊接性有重要的影響。

界面反應生成化合物的類型取決于被焊母材和釬料（或中間合金）的物理、化學性質以及焊接工藝參數(shù)。

例如，用非晶態(tài)釬料BNi-3擴散焊接NiAl和NiAl-Ni時，在1065℃下，用BNi-3釬料擴散連接NiAl大約需要21h才能完成等溫凝固(2)界面反應75從圖7-17可見，NiAl-Ni接頭完成等溫凝固的時間較短，類似于Ni-Ni接頭，但NiAl接頭所需的時間很長。

從圖7-17可見，NiAl-Ni接頭完成等溫凝固的時間較76圖7-17保溫時間對共晶區(qū)寬度的影響(1065℃)1—Ni-Ni,2—NiAl-Ni,3—NiAl-NiAl第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件77(3)接頭強度低金屬間化合物采用熔焊方法時，室溫脆性易引起焊接裂紋，降低接頭強度；采用釬焊和擴散焊方法，盡管能夠避免焊接裂紋，但接頭的強度仍然不高。因此，提高接頭強度是擴大金屬間化合物焊接結構應用的重要因素。通過控制擴散焊工藝參數(shù)和改善環(huán)境氣氛可以提高金屬間化合物接頭的強度。例如，圖7-18顯示了不同溫度下Ti-Al38擴散焊接頭的抗拉強度。(3)接頭強度低78圖7-18不同溫度下Ti-Al38擴散焊接頭的抗拉強度（焊接條件：1200℃,64min,15MPa，真空度2.6×10-2Pa）

第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件79真空度對1000℃時Ti-Al38擴散焊接頭抗拉強度的影響見圖7-19。

圖7-19真空度對Ti-Al38擴散焊接頭抗拉強度的影響（焊接條件：1200℃,64min,15MPa）

真空度對1000℃時Ti-Al38擴散焊接頭抗拉強度的影807.3.3金屬間化合物的焊接工藝特點金屬間化合物焊接時容易出現(xiàn)裂紋，采用鎢極氬弧焊時，焊前須進行預熱處理。對于這類脆性大的材料，目前常采用熱量集中的電子束焊或固態(tài)擴散焊及釬焊等。(1)鎢極氬弧焊金屬間化合物氬弧焊時，由于焊接過程冷卻速度比較快，在熔池壁連接母材處的晶粒適宜作為焊縫金屬結晶的現(xiàn)成表面，加上成分的連續(xù)過渡，焊縫組織容易在母材的基礎上實現(xiàn)外延生長，沿熱傳導方向擇優(yōu)生長成柱狀晶。因此金屬間化合物氬弧7.3.3金屬間化合物的焊接工藝特點81焊時，必須選擇成分與母材相近的焊絲作為填充材料。金屬間化合物氬弧焊時，為避免產(chǎn)生焊接裂紋，必須采取焊前預熱的措施。(2)電子束焊Ti-Al金屬間化合物電子束焊時，接頭容易產(chǎn)生脆性馬氏體組織，導致焊縫和熱影響區(qū)的脆化。因此，焊前預熱、提高焊接速度、減小焊接熱輸入、降低冷卻速度是保證Ti-Al金屬間化合物接頭性能的關鍵。焊時，必須選擇成分與母材相近的焊絲作為填充材料。82提高焊接速度，減小焊接熱輸入可以明顯改善Ti3Al接頭的性能，降低接頭脆性。圖7-20示出不同焊接條件下Ti-Al14-Nb21電子束焊接頭的顯微硬度分布。提高焊接速度，減小焊接熱輸入可以明顯改善Ti3Al接頭的83圖7-20不同焊接條件下Ti-Al14-Nb21電子束焊接頭的顯微硬度分布

第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件84采用電子束焊焊接厚度10mm的TiAl時，預熱750℃可使焊縫轉變?yōu)殡p相組織，并且須嚴格控制焊接熱循環(huán)。采用電子束焊焊接TiB2顆粒強化的Ti-Al48合金時，合適的焊接工藝參數(shù)和相應的熱影響區(qū)冷卻速度見表7.12。表7.12Ti-Al48合金電子束焊的工藝參數(shù)及熱影響區(qū)冷卻速度

采用電子束焊焊接厚度10mm的TiAl時，預熱750℃可85(3)擴散焊及釬焊Fe3Al擴散焊時，由于Fe、Al在加熱過程中會產(chǎn)生一系列物理、化學、力學和冶金方面的變化，這些變化直接或間接地影響到擴散焊接頭質量，而加熱溫度是這一工藝的關鍵因素。擴散焊也可以焊接Fe3Al與異種金屬。試驗表明，采用真空擴散焊工藝，嚴格控制工藝參數(shù)，可以獲得強度較高的Fe3Al與鋼接頭，見表7.13。Fe3Al與鋼接頭區(qū)沒有出現(xiàn)高硬度脆性相（見圖7-22），擴散焊接頭具有良好的剪切強度性能。(3)擴散焊及釬焊86表7.13Fe3Al與鋼擴散焊工藝參數(shù)及接頭強度第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件87圖7-22Fe3Al/Q235擴散焊接頭附近的顯微硬度分布

第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件887.4金屬基復合材料的焊接金屬基復合材料是以金屬作為基體的復合材料，增強相可以是纖維，也可以是晶須、顆粒等彌散分布的填料。金屬基復合材料的焊接性不但取決于基體性能、增強相的類型，而且與雙相界面性質和增強相的幾何特征有著密切的關系。7.4.1金屬基復合材料的分類及性能

金屬基復合材料的分類方法主要有三種。根據(jù)增強相形態(tài)，可分為連續(xù)纖維增強、非連續(xù)增強和層板金屬基復合材料；

7.4金屬基復合材料的焊接89

根據(jù)基體材料，可分為鋁基、鈦基、鎂基、鋅基、銅基等復合材料；根據(jù)材料的用途，可分為結構復合材料、功能復合材料和智能復合材料。(1)連續(xù)纖維增強金屬基復合材料連續(xù)纖維增強金屬基復合材料纖維的端點位于復合材料的邊界，纖維排布有明顯的方向性，復合材料具有各向異性。與非連續(xù)纖維增強金屬基復合材料相比，連續(xù)纖維增強復合材料在纖維方向上具有特別高的強度和模量。根據(jù)基體材料，可分為鋁基、鈦基、鎂基、鋅基、銅基等復合90連續(xù)纖維增強金屬基復合材料常用的纖維有B纖維、C纖維、SiC纖維、Al2O3纖維、B4C纖維、W纖維等。這些纖維具有很高的強度、模量及很低的密度，用于增強金屬時，可使強度顯著提高，而密度變化不大。表7.14和表7.15給出幾種連續(xù)纖維增強金屬基復合材料的性能。連續(xù)纖維增強金屬基復合材料常用的纖維有B纖維、C纖維、S91表7.14硼纖維增強Al基復合材料的性能第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件92表7.15SiC纖維增強Ti基復合材料的性能（SiC體積分數(shù)為28%）第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件93(2)非連續(xù)增強金屬基復合材料非連續(xù)增強金屬基復合材料是由短纖維、晶須、顆粒為增強相與金屬基體組成的復合材料，其中發(fā)展最早和應用最廣的是Al基復合材料，如SiCp/Al、SiCw/Al、Al2O3p/Al、Al2O3f/Al等。表7.16給出了幾種非連續(xù)增強金屬基復合材料的性能。

(2)非連續(xù)增強金屬基復合材料94表7.16幾種非連續(xù)增強金屬基復合材料的性能第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件957.4.2金屬基復合材料的焊接性分析金屬基復合材料的基體是一些塑、韌性好的金屬，焊接性一般較好；增強相則是一些高強度、高熔點、低線膨脹系數(shù)的非金屬纖維或顆粒，焊接性一般較差。金屬基復合材料焊接時，不僅要解決金屬基體的結合，還要考慮到金屬與非金屬之間的結合。因此，金屬基復合材料的焊接問題，關鍵是非金屬增強相與金屬基體以及非金屬增強相之間的結合。7.4.2金屬基復合材料的焊接性分析96(1)

界面反應金屬基復合材料的金屬基體與增強相之間，在較大的溫度范圍內(nèi)是熱力學不穩(wěn)定的，焊接加熱到一定溫度時，兩者的接觸界面上會發(fā)生化學反應，生成對材料性能不利的脆性相，這種反應稱為界面反應。防止界面反應是這類復合材料焊接中要考慮的首要問題，可通過冶金和工藝兩個措施來解決。1)冶金措施

加入一些活性比基體金屬更強的元素或能阻止界面反應的元素來防止界面反應。

(1)界面反應97金屬基復合材料瞬時液相擴散焊時，為避免發(fā)生界面反應，應選用能與復合材料的基體金屬生成低熔點共晶或熔點低于基體金屬的合金作為中間層。應嚴格控制焊接時間及中間層的厚度。而采用合金作中間層時，只要加熱到合金的熔點以上就可形成瞬時液相。2)

改善焊接工藝

通過控制加熱溫度和焊接時間避免或限制界面反應的發(fā)生或進行。例如采用低熱量輸入或固態(tài)焊的焊接方法，嚴格控制焊接熱輸入，降低熔池的溫度并縮短液態(tài)Al與金屬基復合材料瞬時液相擴散焊時，為避免發(fā)生界面反應，應98SiC的接觸時間，可以控制制SiCf/Al復合材料的界面反應。擴散焊時，為防止發(fā)生界面反應，必須嚴格控制加熱溫度、保溫時間和焊接壓力。隨著溫度的增加，界面反應越容易發(fā)生，反應層的增大速度加快，但加熱到一定時間以后，反應層厚度增大速度變慢，如圖7-23所示。SiC的接觸時間，可以控制制SiCf/Al復合材料的界99圖7-23擴散焊溫度和保溫時間對復合材料界面反應層厚度的影響

第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件100采用中間層可以避免界面上纖維的直接接觸，使界面易于發(fā)生塑性流變，因此利用直接擴散焊及瞬時液相擴散焊能較容易地實現(xiàn)焊接。用Ti-6Al-4V鈦合金中間層擴散焊接含有體積分數(shù)30%的SiC纖維增強的Ti-6Al-4V復合材料時，中間層厚度對接頭強度的影響見圖7-24。采用中間層可以避免界面上纖維的直接接觸，使界面易于發(fā)生塑101圖7-24中間層厚度對接頭強度的影響

第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件102(2)

熔池流動性和界面潤濕性差基體金屬與增強相的熔點相差較大，熔焊時基體金屬熔池中存在大量未熔化的增強相，這大大增加了熔池的粘度，降低了熔池金屬的流動性，不但影響了熔池中的傳熱和傳質過程，還增大了氣孔、裂紋、未熔合和未焊透等缺陷的敏感性。

采用熔焊方法焊接纖維增強金屬基復合材料時，金屬與金屬之間的結合為熔焊機制，金屬與纖維之間的結合屬于釬焊機制。因此要求基體金屬對纖維具有良好的潤濕性。(2)熔池流動性和界面潤濕性差103采用電弧焊方法焊接非連續(xù)增強金屬基復合材料時，基體金屬不同時，復合材料焊接熔池的流動性也明顯不同。采用軟釬焊焊接金屬基復合材料，由于釬料熔點低，熔池流動性好，可將釬焊溫度降低到纖維開始變差的溫度以下。共晶擴散釬焊是將焊接表面鍍上中間擴散層或在焊接表面之間加入中間層薄膜，加熱到適當?shù)臏囟龋鼓覆幕w與中間層之間相互擴散，形成低熔點共晶液相層，經(jīng)過等溫凝固以及均勻化擴散等過程后形成一個成分均勻的接頭。采用電弧焊方法焊接非連續(xù)增強金屬基復合材料時，基體金屬104(3)接頭強度低金屬基復合材料基體與增強相的線膨脹系數(shù)相差較大，在焊接加熱和冷卻過程中產(chǎn)生很大的內(nèi)應力，易使結合界面脫開。由于焊縫中纖維的體積分數(shù)較小且不連續(xù)，致使焊縫與母材間的線膨脹系數(shù)也相差較大，在熔池結晶過程中易引起較大的殘余應力，降低接頭強度。焊接過程中如果施加壓力過大，會引起增強纖維的擠壓和破壞。(3)接頭強度低105釬焊時復合材料纖維組織的變化與釬料和復合材料之間的相互作用有關。經(jīng)擠壓和交叉軋制的SiCW/6061Al復合材料中，Si的擴散較明顯；但在未經(jīng)過二次加工的同一種復合材料的熱壓坯料中，Si擴散程度很小，不會引起基體組織的變化。連續(xù)纖維增強金屬基復合材料在纖維方向上具有很高的強度和模量，保證纖維的連續(xù)性是提高纖維增強金屬基復合材料焊接接頭性能的重要措施，這就要求焊接時必須合理設計接頭形式。釬焊時復合材料纖維組織的變化與釬料和復合材料之間的相互作106為保證增強纖維的連續(xù)性，合理的焊接接頭形式如圖7-25所示。圖7-25連續(xù)纖維增強金屬基復合材料合理的接頭形式

為保證增強纖維的連續(xù)性，合理的焊接接頭形式如圖7-25所107

瞬間液相擴散焊時中間層類型、厚度以及工藝參數(shù)影響接頭的強度。表7.17列出利用不同中間層焊接的體積分數(shù)為15%的Al2O3顆粒增強的6061Al復合材料接頭的強度。用Ag與BAlSi-4作中間層時能獲得較高的接頭強度。用Cu作中間層時對焊接溫度較敏感，接頭強度不穩(wěn)定。瞬間液相擴散焊時中間層類型、厚度以及工藝參數(shù)影響接頭的強108表7.17體積分數(shù)為15%的Al2O3顆粒增強的6061Al復合材料接頭的強度第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件109此外，非連續(xù)增強金屬基復合材料焊接時，除界面反應、熔池流動性差等問題，還存在較強的氣孔傾向、結晶裂紋敏感性和增強相的偏聚問題。由于熔池金屬粘度大，氣體難以逸出，因此，焊縫及熱影響區(qū)對形成氣孔很敏感。為了防止氣孔，需在焊前對復合材料進行真空除氫處理。此外，非連續(xù)增強金屬基復合材料焊接時，除界面反應、熔池1107.4.3金屬基復合材料的焊接工藝特點(1)連續(xù)纖維增強金屬基復合材料的焊接特點連續(xù)纖維增強金屬基復合材料的焊接方法主要有氬弧焊、激光焊、釬焊、擴散焊等。表7.18給出連續(xù)纖維增強復合材料常用的焊接方法及接頭強度。7.4.3金屬基復合材料的焊接工藝特點111表7.18連續(xù)纖維增強復合材料常用的焊接方法及接頭的強度第7章--先進材料的焊接-材料焊接性-教學ppt課件1121)氬弧焊（TIG、MIG）用氬弧焊焊接連續(xù)纖維增強金屬基復合材料時，。由于連續(xù)增強金屬基只能采用對接接頭及搭接接頭復合材料熔池的流動性很差，為了能夠焊透，需要開大角度坡口，坡口角通常為60-90°。

連續(xù)纖維增強金屬基復合材料氬弧焊的主要問題是易引起界面反應、易導致纖維斷裂等。為了防止界面反應，常采用脈沖TIG、MIG進行焊接，通過嚴格控制焊接熱輸入、縮短熔池存在時間。1)氬弧焊（TIG、MIG）113Wf/Ti復合材料手工交流TIG焊的工藝參數(shù)及接頭力學性能見表7.19。表7.19Wf/Ti復合材料TIG焊的工藝參數(shù)及接頭力學性能Wf/Ti復合材料手工交流TIG焊的工藝參數(shù)及接頭力學性能見1142)釬焊釬焊是金屬基復合材料焊接的主要方法之一。釬焊溫度較低，基體金屬不熔化。一般采用搭接