0. 引言

航空航天用微波组件正朝着大功率、轻量化、更优性能和更高可靠性的方向发展,因此对组件框架、壳体等封装材料的性能提出了更高的要求[1-3]。传统、单一的材料已经很难满足新一代发送与接收（T/R）模块封装件所需的综合性能要求[4]。可伐合金是常用的电子封装材料,具有优异的焊接性和机械加工性,且热膨胀系数低,玻璃附着性良好[5],但存在着热导率低、密度高、刚度低等缺点,严重阻碍了其发展。高硅铝合金具有密度小、强度和刚度高、易于加工、热膨胀系数高与微波组件内部的芯片和基板匹配性好、散热性能良好等优点,可以满足航空航天微波组件封装的需要[6-7],但也存在热导率高、脆性大等问题。如将可伐合金与高硅铝合金结合在一起,用高硅铝合金替代可伐合金作为封装壳体,盖板仍使用可伐合金,可以很好地利用二者的优势,克服二者不足。然而高硅铝合金主要构成元素为铝和硅,可伐合金的主要成分是铁、钴、镍,2种材料的物理和化学性质差别较大,这使得钎焊过程中液态钎料与两侧母材的界面反应不尽相同,连接较为困难[8-9]。

获得异种材料高质量钎焊接头的方法包括添加中间层[10]、钎缝复合化[11]、母材表面改性[12-13]、钎料活性元素优选[14]等。铝合金与可伐合金的连接本质是铝与铁的连接[15],适合采用钎料活性元素优选的方法来提高二者钎焊接头的质量。铝合金与可伐合金连接时较适合的钎料主要为Al-Si-Cu系钎料,在该体系中,高硅铝合金母材的主元素是铝元素,有利于钎料与母材的元素相互扩散；硅元素可以降低钎料的热膨胀系数,从而降低接头应力；铜元素的扩散能力较强,有利于冶金结合,但铜含量的增加会导致钎料脆性增大。镍和铜的晶体结构相似,2种元素可以无限固溶形成连续固溶体,用镍元素取代部分铜元素,可以减少Al2Cu脆性金属化合物的生成,提高钎料的韧性和耐腐蚀性能[16]。然而目前,少见有关Al-Si-Cu-Ni钎料钎焊高硅铝合金和可伐合金的报道,为此,作者以不同镍含量的Al-Si-Cu-Ni合金为钎料,研究了镍含量对合金钎料组织和性能以及钎焊高硅铝合金/可伐合金接头力学性能的影响,确定最佳镍含量,并分析了钎焊温度对采用最佳成分钎料钎焊接头组织和抗剪强度的影响。

1. 试样制备与试验方法

母材为喷射沉积法制备的硅质量分数为50%的CE11高硅铝合金板（长沙博朗思达提供）和4J29可伐合金板（沧州科威电子公司提供）,化学成分如表1所示。钎料采用快速凝固法制备而成,名义成分为Al-7.5Si-23Cu-xNi（x取0,0.5,1.0,1.5,2.0,2.5,质量分数/%）,原料为Al-20Si合金（纯度99.95%）、铝（纯度99.99%）、铜（纯度99.99%）、镍（纯度99.99%）。按名义成分配料,使用CXZG-1型真空感应炉将原料熔炼获得铸态钎料,再以25 A·min?1的速率将加热电流增加至75 A,对铸态钎料加热8~10 min后,采用NMS-II型氩气保护甩带机制备成宽度为25 mm、厚度为30~80 μm的箔状钎料。将铸态钎料打磨、抛光后,用体积分数25%的HNO3溶液腐蚀40 s,采用OLYMPUS光学显微镜观察显微组织,采用能谱仪（EDS）进行微区成分分析。使用STA449C型同步热分析仪在高纯氩气下对箔状钎料进行差示扫描量热分析,加热速率为10 ℃·min?1。采用Luborsky平行板压弯法[18]对箔状钎料进行脆韧性测试：将箔状钎料放在2个相互平行的压板之间,缓慢匀速移动一侧的压板,缩小两板间距离直至钎料折断。通过断裂应变的大小来判断脆韧性,断裂应变越大,韧性越好,若断裂应变为0,表示材料呈脆性,韧性差。断裂应变的计算公式为

式中：εf为断裂应变；t为箔状钎料厚度；d为钎料折断时两压板间距离。

将母材切割成尺寸为20 mm×10 mm×2 mm的待焊试样,用400#、600#、800#、1000#砂纸逐级打磨母材,用1000#砂纸对箔状钎料轻微打磨去除氧化膜。将打磨干净的母材及钎料放置于乙醇和丙酮的混合溶液中,超声清洗20 min,超声清洗3次[17]。将母材和钎料进行搭接,搭接长度为6~8 mm,用夹具固定后放入OTL1200型真空管式炉中进行焊接试验,真空度约为1×10?3 Pa,焊接温度分别为560,570,580,590,600 ℃（超过600 ℃高硅铝合金会出现渗铝现象,破坏其结构）,保温时间为30 min,随炉冷却。

表 1 CE11高硅铝合金和4J29可伐合金的化学成分

Table 1. Chemical composition of CE11 high silicon alumimum alloy and 4J29 Kavor alloy

在钎焊接头中部截取金相试样,采用OLYMPUS倒置式光学显微镜和Philips Quanta 200型扫描电镜（SEM）观察接头的显微组织,并用SEM附带的EDS进行元素面扫描。使用CMT5105型万能拉伸试验机测试钎焊接头的抗剪强度,载荷为20 kN,剪切速度为0.1 mm·min?1。按照GJB 548B—2005,在待焊高硅铝合金表面加工出直径为2 mm的通孔,随后与未打孔的可伐合金通过箔状钎料进行焊接,然后用ZQJ-530型氦质谱检漏仪测试接头的气密性。

2. 试验结果与讨论

2.1 镍含量对钎料组织和性能的影响

2.1.1 熔化特性

由表2可知,镍含量的变化对箔状钎料的液/固相线温度影响较小,钎料的熔化温度区间较稳定。根据焊接钎料的选用原则,应选择熔化温度区间尽量小,熔点相对较低的钎料,这样有利于焊接中钎料的润湿和铺展。当镍质量分数为2.0%时,箔状钎料的熔化温度区间最小,熔点最低。

表 2 不同镍质量分数钎料的液/固相线温度和熔化温度区间

Table 2. Liquid/solid phase line temperatures and fusion temperature zone of brazing alloys with different Ni mass fractions

2.1.2 显微组织

由图1可见：不同镍含量铸态钎料的显微组织主要由浅白色α-Al基体、深灰色块状初生硅相以及浅灰色树枝状和柱状共晶相组成。随着镍含量的增加,局部共晶组织增多,柱状晶变粗大。当镍质量分数为2.0%时,铸态钎料组织均匀,共晶相弥散分布。钎料中镍的添加可有效降低钎料的表面张力,促进钎料的润湿铺展[19],有利于焊接性能的提高。当镍质量分数为2.5%时,初生硅相发生聚集,组织分布不均匀。

图 1 不同镍质量分数铸态钎料的显微组织

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

由图2结合表3可以看出：铸态钎料黑色区域（位置A、位置C）的主要成分为铝,为α-Al基体相,基体相中固溶较高含量铜元素（位置C）；柱状组织（位置B）中镍、铝、铜含量较高,推测为Al6Cu3Ni金属间化合物,树枝状组织（位置D)中铜含量很高,推测为Al2Cu相。

图 2 镍质量分数1.0%铸态钎料的SEM形貌

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

2.1.3 韧性

由图3可以看出,添加镍后,Al-Si-Cu系钎料的断裂应变增大,且随着镍含量的增加,断裂应变先升高后降低,当镍质量分数为2.0%时,箔状钎料的断裂应变最大,为30.6×10?3,此时钎料的韧性最好。镍易与铝形成Al3Ni、Al3CuNi、Al6Cu3Ni等化合物,减少脆性相Al2Cu的生成,因此添加镍后箔状钎料的韧性提高[20]。当镍质量分数超过2.0%时,含镍的金属间化合物Al6Cu3Ni和初生硅相会发生部分聚集,造成内部应力集中[21],从而使箔状钎料的韧性下降。

图 3 箔状钎料的断裂应变随镍质量分数的变化曲线

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

2.1.4 焊接性能

由图4可见,钎焊温度580 ℃下接头的抗剪强度随钎料中镍含量的增加呈先升高后降低的趋势。使用未添加镍（镍质量分数为0）钎料得到的接头的抗剪强度最低,为52.70 MPa,这是由于此时钎料的韧性较差,组织中的Al2Cu相较多[21]；随着钎料中镍含量的增加,镍与铜和铝反应形成Al3CuNi,Al6Cu3Ni等化合物,减少了Al2Cu脆性金属化合物的生成,同时钎料的组织更加细化,因此接头的抗剪强度增大；当钎料中镍质量分数为2.0%时,抗剪强度最高,为67.25 MPa,但继续增加钎料中镍质量分数时,钎料组织分布不均匀,初生硅相聚集,接头抗剪强度迅速降低。综上,当镍质量分数为2.0%时,钎料具有最优的熔化特性、显微组织、韧性和焊接性能,因此后续用镍质量分数为2.0%钎料对高硅铝合金与可伐合金进行焊接,研究钎焊温度对接头组织和性能的影响。

图 4 钎焊接头的抗剪强度随钎料中镍质量分数的变化曲线（钎焊温度580 ℃）

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

2.2 钎焊温度对接头组织与性能的影响

2.2.1 组织

由图5可以看出：当钎焊温度为560 ℃时,焊缝与母材界面明显,该温度下钎焊时钎料活性较低,与母材相互作用较弱,只有少量的钎料扩散到母材,大部分钎料仍处于焊缝中；升高温度可以促进元素扩散[22],当钎焊温度为570 ℃时,钎料熔化完全且充分润湿2种母材,焊缝与母材间未见清晰的界面,同时界面处无孔洞、夹渣等缺陷；继续升高钎焊温度到580,590 ℃时,钎料元素继续向母材中扩散,母材部分熔化,母材中的硅元素向焊缝扩散,在焊缝一侧聚集,对焊缝产生破坏作用,同时焊缝中的脆性相Al2Cu增多,对接头性能产生不利影响[23]；当钎焊温度升高到600 ℃时,钎料与母材间的元素扩散加剧,高硅铝合金中硅向近焊缝处扩散并偏聚,液态钎料流动性过高,在压力的作用下溢出,焊缝中出现裂纹。裂纹的形成可能是由于过高的温度导致焊缝处的材料膨胀,其横向受到夹具压应力作用,而纵向是无拘束状态,从而在自身拉应力的作用下产生微裂纹[24]。

图 5 不同钎焊温度下接头的显微组织

Figure 5. Microstructures of joints under different brazing temperatures

由图6可以看出,当钎焊温度为570 ℃时,焊缝与两侧母材界面处结合紧密,钎料与两侧母材之间发生了元素互扩散。铝元素主要分布在高硅铝合金母材及焊缝中,未向可伐合金母材中扩散；硅元素主要分布在高硅铝合金母材中；钎料中的铜元素具有较强的扩散能力,均匀分布于整个焊缝,并向高硅铝合金和可伐合金母材扩散；可伐合金的主要元素铁、镍、钴元素在钎料层中均匀扩散,在焊缝中与其他元素相互作用生成化合物或固溶体。

图 6 570 ℃钎焊温度下接头的元素面扫描区域和结果

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

2.2.2 抗剪强度

由图7可见,随着钎焊温度的升高,钎焊接头的抗剪强度先升后降,钎焊温度为570 ℃下的接头抗剪强度最大,为69.48 MPa。当钎焊温度为570 ℃时,钎料与两侧母材结合紧密,元素充分扩散,因此接头抗剪强度最高；钎焊温度高于570 ℃会导致硅扩散加剧而在焊缝一侧聚集,从而影响接头强度,并且当钎焊温度为600 ℃时,液态钎料流动性过高,与母材间的反应剧烈,同时焊缝中出现裂纹缺陷,导致抗剪强度最低。

图 7 接头的抗剪强度随钎焊温度的变化曲线

Figure 7. Shear strength vs brazing temperature curve of joint

2.2.3 气密性

由表4可见,随着钎焊温度升高,接头的焊后泄漏率呈先降低后升高的趋势,钎焊温度为570 ℃下的接头气密性最好,焊后泄漏率为10?10 Pa·m3·s?1,且在一周后重复测试气密性未发生变化。钎焊温度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,气密性合格。较低温度钎焊时,钎料的流动性及其与母材的结合性能较差,气密性较差；较高温度钎焊后接头处出现硅的聚集,甚至会产生裂纹等缺陷,从而影响钎焊接头的气密性。

表 4 不同钎焊温度下接头的气密性试验结果

Table 4. Air tightness test results of joint under different brazing temperatures

3. 结论

（1）镍含量的变化对Al-Si-Cu-Ni钎料液/固相线影响较小,熔化温度区间较稳定,均在12~18 ℃范围；随着镍含量的增加,铸态钎料局部共晶组织增多,柱状晶变粗大,断裂应变和接头的抗剪强度均先升高后降低。当镍质量分数为2.0%时,钎料的熔化温度区间最小,熔点最低,组织均匀,共晶相弥散分布,钎料的韧性和焊接性能最好。

（2）在钎料中镍质量分数为2.0%条件下,当钎焊温度较低时,钎料熔化不完全,焊缝与母材结合较差；钎焊温度为570 ℃时,钎料与母材之间元素扩散均匀,焊缝与母材结合较好；随钎焊温度继续升高,钎料与母材间的元素扩散加剧,硅相聚集,焊缝中出现裂纹。随着钎焊温度的升高,接头的抗剪强度先升后降,焊后泄漏率先降后升。最佳钎焊温度为570 ℃,此时焊缝与两侧母材结合紧密,接头的抗剪强度最大,为69.48 MPa,气密性最好,焊后以及一周后的泄漏率仅为10?10 Pa·m3·s?1。

文章来源——材料与测试网