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SiCp/LD2 复合材料不但具有比强度高、比模量大、耐磨、热膨胀系数小等优点, 而且其制造成本较低, 可大批量生产, 因此, 被认为是一种具有广泛潜在应用前景的新结构材料。同任何其他结构材料一样,SiCp /LD2 复合材料的推广应用离不开焊接技术的支持, 因此, 研究其焊接性具有重要的意义。目前这种材料一般利用扩散焊、摩擦焊、钎焊等非熔焊方法进行焊接[1]。由于SiC粒子与液态Al 基体间极易发生界面反应生成脆性相Al4C3, 因此SiCp /LD2 被认为是一种难以用熔化焊焊接的材料[1, 2]。本文利用MIG 焊, 通过选用不同的焊丝对SiCp /LD2 复合材料进行焊接, 分析焊丝成分对焊缝组织及性能的影响, 探索利用MIG 焊焊接这种材料的可行性。
1 试验材料及方法
试验材料为通过搅拌铸造法制造的SiCp /LD2 复合材料, 其中SiC 粒子的体积百分数为10%。材料的厚度为4 mm。由于Al 基复合材料中氢的含量很高( 大约为同类基体金属的10 倍) , 因此焊前对试验材料进行真空去氢处理以消除接头中的氢气孔, 处理工艺为: 在10-4 Pa 的真空下加热到500℃, 保温36 h。采用V 型坡口, 坡口角度为60°, 留0.5 mm 的钝
边。利用XMT 300 CC/CV 型MIG 焊机进行对接焊,采用的焊丝为Al-Si 及Al-Mg 二种, 其成分如表1 所示, 焊前仔细去除油污及氧化膜。采用MIG, 焊接工艺参数如表2 所示。
表1 Al-Si 和Al-Mg 焊丝的化学成分(质量分数,%)
表2 MIG 焊焊接工艺参数
用Neophto-20 光学显微镜及H-800STEM 电子显微镜进行组织观察, 拉伸试验在MTS-810 型试验机上进行。
2 试验结果及分析
2.1 焊缝的显微组织
图1 为母材的显微组织, SiC 粒子在基体中的分布较均匀。图2 为SiCp /LD2 复合材料的MIG 焊焊缝显微组织。可看出, 利用Al-Mg 焊丝焊接时, 焊缝中除了Al 基体与少量的SiC 外, 还有一些针状组织, 见图2(a) , 这种针状组织为Al 与SiC 粒子之间的反应产物Al4C3[1,2]; 与母材相比, 焊缝中的SiC 粒子数量大大减少, 这一方面是由于焊丝对焊缝的稀释作用, 另一方面是由于大部分SiC 因与Al 发生反应而消失。采用Al-Si 焊丝焊接时, 焊缝中的针状Al4C3 数量显著减少, 长度变短, 而残留的SiC 粒子数量较多, 见图2(b) 。这说明, 利用Al-Si 焊丝焊接时可减轻Al 与SiC间的界面反应。
图1 母材的金相显微组织(未浸蚀)
图2 MIG 焊焊缝的显微组织
利用透射电镜( TEM) 对针状Al4C3 及Al-SiC 界面进行了分析。分析发现, 光镜下的针状Al4C3 是由许多块状Al4C3 堆积而成的, 如图3 所示, 进一步分析表明, 各个块状Al4C3 的晶体学位向并不相同。MIG 焊焊缝, 残留SiC 粒子的表面凹凸不平, 有严重溶解迹象,
附近一般有条块状Al4C3 生成, 如图4 所示。Al4C3 被
认为是下列反应的产物[3]:
4Al (液) + 3SiC (固) → Al4C3 (固) + 3Si (固)
图3 针状Al4C3 的TEM 形貌
图4 焊缝中SiC-Al 的界面特征
Carol 等[3]研究表明, 该反应为多步反应, 通过以下几个步骤进行: ① SiC 溶解到液态Al 并分解为Si和C; ②C 由SiC-Al 界面向Al 中扩散; ③ C 与Al 反应生成块状Al4C3。整个反应的速度决定于SiC 的分解。由于SiC 的分解决定于其表面状态, 不同状态的表面分解速度不同[3], 因此Al4C3 总是在SiC 易于分解的部位附近形成一些孤立的条块状产物, 而不是在SiC表面形成一连续的覆盖层, 如图4。由于在SiC 的不同部位分别形成独立的条块状Al4C3, 因此, 一块SiC 完全溶解后, 留在SiC 原来位置的是一堆条块状Al4C3。这些块状Al4C3 堆积在一起形成了光镜下的针状Al4C3 组织, 各个块状Al4C3 之间的结合非常松散, 中间可能还会夹杂一些未反应的SiC 或Al, 而且Al4C3本身很脆, 因此, 针状Al4C3 的强度及韧性很差。另外,Al4C3 遇水后还极易发生分解, 因此, 含有Al4C3 的焊缝其性能较差。与采用Al-Mg 焊丝焊接的焊缝相比,采用Al-Si 焊丝焊接的焊缝中产生的针状Al4C3 明显
减少。利用连续电流MIG 焊焊接时, 熔池的温度较高、存在时间较长, 界面反应充分。
2.2 焊缝中的裂纹
利用Al-Mg 焊丝焊接时, 熄弧处观察到了大约10mm长的纵向穿透性裂纹。利用Al-Si 焊丝焊接的焊缝上未发现宏观裂纹, 仅在熄弧处发现了少量显微裂纹,如图5 所示。从裂纹的形态上来看, 这些裂纹为结晶裂纹。产生结晶裂纹的原因有二个: ①焊缝中存在低熔点共晶组织构成的“液态薄膜”, ②焊缝在凝固过程中受到拉伸应力。在凝固过程的最后阶段, 由于液态金属薄膜的量较少, 且流动性较差, 在拉伸应力作用下产生的微小缝隙无法得以填充, 于是就形成了裂纹。与Al 合金相比, 由于SiC 粒子的存在, 在凝固过程的最后阶段, SiCp /LD2 焊缝中液态金属的流动性更差, 加之焊缝的膨胀系数比母材大( 因为焊丝的稀释作用) , 焊缝在凝固过程中所受的拉伸应力也较大, 因此, SiCp /LD2焊缝的裂纹敏感性比LD2 更大。与采用Al-Mg 焊丝相比, 采用Al-Si 焊丝时, 结晶过程最后阶段的Al-Si 共
晶液态金属的含量大大增大, 流动性也较大, 它可以流到已裂开的微小裂纹中, 使之“愈合”, 因此, 利用Al-Si焊丝时可降低SiCp /LD2 焊缝的裂纹敏感性。
图5 焊缝中的微裂纹(Al-Si 焊丝)
2.3 焊缝性能
试验结果如表3 所示。可见, 采用Al- Mg 焊丝焊接的焊缝强度及伸长率均比用Al- Si 焊丝焊接的低,尤其伸长率更为明显。采用Al-Si 焊丝的MIG 焊焊缝中的Al4C3 生成量很
表3 SiCp/LD2 复合材料MIG 焊接接头的拉伸强度
小,Al4C3 的尺寸也较小, 因此, 强度及伸长率也较高。采用Al-Mg 焊丝的MIG 焊焊缝
中的Al4C3 生成量大, Al4C3 的尺寸也大, 因此, 强度及伸长率也最低。由于Al4C3 很脆, 因此, 它对伸长率的影响比对强度的影响更大。接头的硬度分布是相同的, 只是具体的硬度值稍有差别。图6 给出了填充Al-Si 焊丝的MIG 焊焊缝(焊态) 的硬度分布图。真空处理后的SiCp /LD2 复合材料的维氏硬度为79～91 HV; 热影响区的硬度逐渐从母材的硬度上升到162 HV; 焊缝的硬度最低, 只有58～62 HV。Ahearn 等[5]在SiC 晶须增强的Al 基复合
材料的TIG 焊焊缝中也发现了类似的分布规律。这种硬度分布与一般锻铝接头的硬度分布具有明显不同,在一般的锻铝接头中, 热影响区的硬度不会增加。造成这种差别的可能原因是, 由于SiC 粒子的存在, Al基体中产生了的大量晶格缺陷, 在焊接过程中热影响
区内Al 基体中的强化相易于析出。
图6 焊接接头的维氏硬度分布(Al-Si 焊丝)
3 结论
(1) 采用Al-Mg 焊丝焊接时, 熔池中Al-SiC 间的界面反应程度均较重, 生成的针状Al4C3 较多, Al4C3的尺寸也较大。采用Al-Si 焊丝焊接时, MIG 焊熔池中的界面反应程度显著降低, 焊缝仅生成了少量尺寸很小的针状Al4C3。
(2) 利用Al-Mg 焊丝焊接时, 熄弧处易产生宏观结晶裂纹。而利用Al-Si 焊丝焊焊接时焊缝上没有发现任何宏观裂纹。 |
