0.   引言

航空航天用微波組件正朝著大功率、輕量化、更優(yōu)性能和更高可靠性的方向發(fā)展,因此對組件框架、殼體等封裝材料的性能提出了更高的要求[1-3]。傳統(tǒng)、單一的材料已經(jīng)很難滿足新一代發(fā)送與接收（T/R）模塊封裝件所需的綜合性能要求[4]。可伐合金是常用的電子封裝材料,具有優(yōu)異的焊接性和機械加工性,且熱膨脹系數(shù)低,玻璃附著性良好[5],但存在著熱導率低、密度高、剛度低等缺點,嚴重阻礙了其發(fā)展。高硅鋁合金具有密度小、強度和剛度高、易于加工、熱膨脹系數(shù)高與微波組件內(nèi)部的芯片和基板匹配性好、散熱性能良好等優(yōu)點,可以滿足航空航天微波組件封裝的需要[6-7],但也存在熱導率高、脆性大等問題。如將可伐合金與高硅鋁合金結合在一起,用高硅鋁合金替代可伐合金作為封裝殼體,蓋板仍使用可伐合金,可以很好地利用二者的優(yōu)勢,克服二者不足。然而高硅鋁合金主要構成元素為鋁和硅,可伐合金的主要成分是鐵、鈷、鎳,2種材料的物理和化學性質差別較大,這使得釬焊過程中液態(tài)釬料與兩側母材的界面反應不盡相同,連接較為困難[8-9]。 

獲得異種材料高質量釬焊接頭的方法包括添加中間層[10]、釬縫復合化[11]、母材表面改性[12-13]、釬料活性元素優(yōu)選[14]等。鋁合金與可伐合金的連接本質是鋁與鐵的連接[15],適合采用釬料活性元素優(yōu)選的方法來提高二者釬焊接頭的質量。鋁合金與可伐合金連接時較適合的釬料主要為Al-Si-Cu系釬料,在該體系中,高硅鋁合金母材的主元素是鋁元素,有利于釬料與母材的元素相互擴散；硅元素可以降低釬料的熱膨脹系數(shù),從而降低接頭應力；銅元素的擴散能力較強,有利于冶金結合,但銅含量的增加會導致釬料脆性增大。鎳和銅的晶體結構相似,2種元素可以無限固溶形成連續(xù)固溶體,用鎳元素取代部分銅元素,可以減少Al2Cu脆性金屬化合物的生成,提高釬料的韌性和耐腐蝕性能[16]。然而目前,少見有關Al-Si-Cu-Ni釬料釬焊高硅鋁合金和可伐合金的報道,為此,作者以不同鎳含量的Al-Si-Cu-Ni合金為釬料,研究了鎳含量對合金釬料組織和性能以及釬焊高硅鋁合金/可伐合金接頭力學性能的影響,確定最佳鎳含量,并分析了釬焊溫度對采用最佳成分釬料釬焊接頭組織和抗剪強度的影響。 

1.   試樣制備與試驗方法

母材為噴射沉積法制備的硅質量分數(shù)為50%的CE11高硅鋁合金板（長沙博朗思達提供）和4J29可伐合金板（滄州科威電子公司提供）,化學成分如表1所示。釬料采用快速凝固法制備而成,名義成分為Al-7.5Si-23Cu-xNi（x取0,0.5,1.0,1.5,2.0,2.5,質量分數(shù)/%）,原料為Al-20Si合金（純度99.95%）、鋁（純度99.99%）、銅（純度99.99%）、鎳（純度99.99%）。按名義成分配料,使用CXZG-1型真空感應爐將原料熔煉獲得鑄態(tài)釬料,再以25 A·min−1的速率將加熱電流增加至75 A,對鑄態(tài)釬料加熱8~10 min后,采用NMS-II型氬氣保護甩帶機制備成寬度為25 mm、厚度為30~80 μm的箔狀釬料。將鑄態(tài)釬料打磨、拋光后,用體積分數(shù)25%的HNO3溶液腐蝕40 s,采用OLYMPUS光學顯微鏡觀察顯微組織,采用能譜儀（EDS）進行微區(qū)成分分析。使用STA449C型同步熱分析儀在高純氬氣下對箔狀釬料進行差示掃描量熱分析,加熱速率為10 ℃·min−1。采用Luborsky平行板壓彎法[18]對箔狀釬料進行脆韌性測試：將箔狀釬料放在2個相互平行的壓板之間,緩慢勻速移動一側的壓板,縮小兩板間距離直至釬料折斷。通過斷裂應變的大小來判斷脆韌性,斷裂應變越大,韌性越好,若斷裂應變?yōu)?,表示材料呈脆性,韌性差。斷裂應變的計算公式為 

式中：εf為斷裂應變；t為箔狀釬料厚度；d為釬料折斷時兩壓板間距離。 

將母材切割成尺寸為20 mm×10 mm×2 mm的待焊試樣,用400#、600#、800#、1000#砂紙逐級打磨母材,用1000#砂紙對箔狀釬料輕微打磨去除氧化膜。將打磨干凈的母材及釬料放置于乙醇和丙酮的混合溶液中,超聲清洗20 min,超聲清洗3次[17]。將母材和釬料進行搭接,搭接長度為6~8 mm,用夾具固定后放入OTL1200型真空管式爐中進行焊接試驗,真空度約為1×10−3 Pa,焊接溫度分別為560,570,580,590,600 ℃（超過600 ℃高硅鋁合金會出現(xiàn)滲鋁現(xiàn)象,破壞其結構）,保溫時間為30 min,隨爐冷卻。 

在釬焊接頭中部截取金相試樣,采用OLYMPUS倒置式光學顯微鏡和Philips Quanta 200型掃描電鏡（SEM）觀察接頭的顯微組織,并用SEM附帶的EDS進行元素面掃描。使用CMT5105型萬能拉伸試驗機測試釬焊接頭的抗剪強度,載荷為20 kN,剪切速度為0.1 mm·min−1。按照GJB 548B—2005,在待焊高硅鋁合金表面加工出直徑為2 mm的通孔,隨后與未打孔的可伐合金通過箔狀釬料進行焊接,然后用ZQJ-530型氦質譜檢漏儀測試接頭的氣密性。 

2.   試驗結果與討論

2.1   鎳含量對釬料組織和性能的影響

2.1.1   熔化特性

由表2可知,鎳含量的變化對箔狀釬料的液/固相線溫度影響較小,釬料的熔化溫度區(qū)間較穩(wěn)定。根據(jù)焊接釬料的選用原則,應選擇熔化溫度區(qū)間盡量小,熔點相對較低的釬料,這樣有利于焊接中釬料的潤濕和鋪展。當鎳質量分數(shù)為2.0%時,箔狀釬料的熔化溫度區(qū)間最小,熔點最低。 

2.1.2   顯微組織

由圖1可見：不同鎳含量鑄態(tài)釬料的顯微組織主要由淺白色α-Al基體、深灰色塊狀初生硅相以及淺灰色樹枝狀和柱狀共晶相組成。隨著鎳含量的增加,局部共晶組織增多,柱狀晶變粗大。當鎳質量分數(shù)為2.0%時,鑄態(tài)釬料組織均勻,共晶相彌散分布。釬料中鎳的添加可有效降低釬料的表面張力,促進釬料的潤濕鋪展[19],有利于焊接性能的提高。當鎳質量分數(shù)為2.5%時,初生硅相發(fā)生聚集,組織分布不均勻。 

圖  1  不同鎳質量分數(shù)鑄態(tài)釬料的顯微組織

Figure  1.  Microstructures of as-cast brazing alloys with different Ni mass fractions

由圖2結合表3可以看出：鑄態(tài)釬料黑色區(qū)域（位置A、位置C）的主要成分為鋁,為α-Al基體相,基體相中固溶較高含量銅元素（位置C）；柱狀組織（位置B）中鎳、鋁、銅含量較高,推測為Al6Cu3Ni金屬間化合物,樹枝狀組織（位置D)中銅含量很高,推測為Al2Cu相。 

圖  2  鎳質量分數(shù)1.0%鑄態(tài)釬料的SEM形貌

Figure  2.  SEM morphology of as-cast brazing alloy with Ni mass fraction of 1.0%

2.1.3   韌性

由圖3可以看出,添加鎳后,Al-Si-Cu系釬料的斷裂應變增大,且隨著鎳含量的增加,斷裂應變先升高后降低,當鎳質量分數(shù)為2.0%時,箔狀釬料的斷裂應變最大,為30.6×10−3,此時釬料的韌性最好。鎳易與鋁形成Al3Ni、Al3CuNi、Al6Cu3Ni等化合物,減少脆性相Al2Cu的生成,因此添加鎳后箔狀釬料的韌性提高[20]。當鎳質量分數(shù)超過2.0%時,含鎳的金屬間化合物Al6Cu3Ni和初生硅相會發(fā)生部分聚集,造成內(nèi)部應力集中[21],從而使箔狀釬料的韌性下降。 

圖  3  箔狀釬料的斷裂應變隨鎳質量分數(shù)的變化曲線

Figure  3.  Fracture strain vs Ni mass fraction curve of foil brazing alloys

2.1.4   焊接性能

由圖4可見,釬焊溫度580 ℃下接頭的抗剪強度隨釬料中鎳含量的增加呈先升高后降低的趨勢。使用未添加鎳（鎳質量分數(shù)為0）釬料得到的接頭的抗剪強度最低,為52.70 MPa,這是由于此時釬料的韌性較差,組織中的Al2Cu相較多[21]；隨著釬料中鎳含量的增加,鎳與銅和鋁反應形成Al3CuNi,Al6Cu3Ni等化合物,減少了Al2Cu脆性金屬化合物的生成,同時釬料的組織更加細化,因此接頭的抗剪強度增大；當釬料中鎳質量分數(shù)為2.0%時,抗剪強度最高,為67.25 MPa,但繼續(xù)增加釬料中鎳質量分數(shù)時,釬料組織分布不均勻,初生硅相聚集,接頭抗剪強度迅速降低。綜上,當鎳質量分數(shù)為2.0%時,釬料具有最優(yōu)的熔化特性、顯微組織、韌性和焊接性能,因此后續(xù)用鎳質量分數(shù)為2.0%釬料對高硅鋁合金與可伐合金進行焊接,研究釬焊溫度對接頭組織和性能的影響。 

圖  4  釬焊接頭的抗剪強度隨釬料中鎳質量分數(shù)的變化曲線（釬焊溫度580 ℃）

Figure  4.  Curve of shear strength of brazed joints vs Ni mass fraction in brazing alloy (brazing temperature of 580 ℃)

2.2   釬焊溫度對接頭組織與性能的影響

2.2.1   組織

由圖5可以看出：當釬焊溫度為560 ℃時,焊縫與母材界面明顯,該溫度下釬焊時釬料活性較低,與母材相互作用較弱,只有少量的釬料擴散到母材,大部分釬料仍處于焊縫中；升高溫度可以促進元素擴散[22],當釬焊溫度為570 ℃時,釬料熔化完全且充分潤濕2種母材,焊縫與母材間未見清晰的界面,同時界面處無孔洞、夾渣等缺陷；繼續(xù)升高釬焊溫度到580,590 ℃時,釬料元素繼續(xù)向母材中擴散,母材部分熔化,母材中的硅元素向焊縫擴散,在焊縫一側聚集,對焊縫產(chǎn)生破壞作用,同時焊縫中的脆性相Al2Cu增多,對接頭性能產(chǎn)生不利影響[23]；當釬焊溫度升高到600 ℃時,釬料與母材間的元素擴散加劇,高硅鋁合金中硅向近焊縫處擴散并偏聚,液態(tài)釬料流動性過高,在壓力的作用下溢出,焊縫中出現(xiàn)裂紋。裂紋的形成可能是由于過高的溫度導致焊縫處的材料膨脹,其橫向受到夾具壓應力作用,而縱向是無拘束狀態(tài),從而在自身拉應力的作用下產(chǎn)生微裂紋[24]。 

圖  5  不同釬焊溫度下接頭的顯微組織

Figure  5.  Microstructures of joints under different brazing temperatures

由圖6可以看出,當釬焊溫度為570 ℃時,焊縫與兩側母材界面處結合緊密,釬料與兩側母材之間發(fā)生了元素互擴散。鋁元素主要分布在高硅鋁合金母材及焊縫中,未向可伐合金母材中擴散；硅元素主要分布在高硅鋁合金母材中；釬料中的銅元素具有較強的擴散能力,均勻分布于整個焊縫,并向高硅鋁合金和可伐合金母材擴散；可伐合金的主要元素鐵、鎳、鈷元素在釬料層中均勻擴散,在焊縫中與其他元素相互作用生成化合物或固溶體。 

圖  6  570 ℃釬焊溫度下接頭的元素面掃描區(qū)域和結果

Figure  6.  Elemental surface scanning area (a) and results (b–g) of joint under brazing temperature of 570 ℃

2.2.2   抗剪強度

由圖7可見,隨著釬焊溫度的升高,釬焊接頭的抗剪強度先升后降,釬焊溫度為570 ℃下的接頭抗剪強度最大,為69.48 MPa。當釬焊溫度為570 ℃時,釬料與兩側母材結合緊密,元素充分擴散,因此接頭抗剪強度最高；釬焊溫度高于570 ℃會導致硅擴散加劇而在焊縫一側聚集,從而影響接頭強度,并且當釬焊溫度為600 ℃時,液態(tài)釬料流動性過高,與母材間的反應劇烈,同時焊縫中出現(xiàn)裂紋缺陷,導致抗剪強度最低。 

圖  7  接頭的抗剪強度隨釬焊溫度的變化曲線

Figure  7.  Shear strength vs brazing temperature curve of joint

2.2.3   氣密性

由表4可見,隨著釬焊溫度升高,接頭的焊后泄漏率呈先降低后升高的趨勢,釬焊溫度為570 ℃下的接頭氣密性最好,焊后泄漏率為10−10 Pa·m3·s−1,且在一周后重復測試氣密性未發(fā)生變化。釬焊溫度570,580 ℃下的焊后泄漏率和一周后泄漏率均在1.0×10−8 Pa·m3·s−1以下,氣密性合格。較低溫度釬焊時,釬料的流動性及其與母材的結合性能較差,氣密性較差；較高溫度釬焊后接頭處出現(xiàn)硅的聚集,甚至會產(chǎn)生裂紋等缺陷,從而影響釬焊接頭的氣密性。 

3.   結論

（1）鎳含量的變化對Al-Si-Cu-Ni釬料液/固相線影響較小,熔化溫度區(qū)間較穩(wěn)定,均在12~18 ℃范圍；隨著鎳含量的增加,鑄態(tài)釬料局部共晶組織增多,柱狀晶變粗大,斷裂應變和接頭的抗剪強度均先升高后降低。當鎳質量分數(shù)為2.0%時,釬料的熔化溫度區(qū)間最小,熔點最低,組織均勻,共晶相彌散分布,釬料的韌性和焊接性能最好。 

（2）在釬料中鎳質量分數(shù)為2.0%條件下,當釬焊溫度較低時,釬料熔化不完全,焊縫與母材結合較差；釬焊溫度為570 ℃時,釬料與母材之間元素擴散均勻,焊縫與母材結合較好；隨釬焊溫度繼續(xù)升高,釬料與母材間的元素擴散加劇,硅相聚集,焊縫中出現(xiàn)裂紋。隨著釬焊溫度的升高,接頭的抗剪強度先升后降,焊后泄漏率先降后升。最佳釬焊溫度為570 ℃,此時焊縫與兩側母材結合緊密,接頭的抗剪強度最大,為69.48 MPa,氣密性最好,焊后以及一周后的泄漏率僅為10−10 Pa·m3·s−1。

文章來源——材料與測試網(wǎng)