碳纤维增强铝基复合材料(C_f/Al)具有密度低、比强度高、耐腐蚀性能好、抗拉性能好等优点，在汽车制造、航空航天、电子等领域应用广泛^[1]。钛合金因具有耐高温性好、比强度高、密度低、导热率低等优点而被广泛应用于航空航天及船舶制造领域^[2]。同作为航空航天领域中应用潜力极大的材料，这两种材料的配合使用可以综合各方优点，取长补短，充分发挥二者的优势。

然而，这两种材料间的高强度焊接成为限制其广泛使用的瓶颈之一。由于熔点、热导率、线膨胀系数、原子半径等的差异，传统焊接方法在连接钛/铝异种合金时总存在各种各样的问题。例如，商乔等人^[3]使用电子束焊接对Ti6Al4V和AlSi10Mg进行连接，发现当焊接过程中电子束偏铝侧时，接头表面、内部均存在大量气孔；电子束偏向钛侧可明显减少焊接缺陷。王伟等人^[4]使用激光-GMAW复合焊接对6061铝合金与Ti-6Al-4V合金进行焊接，结果发现当激光功率较小时，对接面下方无法产生有效的冶金结合；激光功率增大时，界面化合物明显增厚。搅拌摩擦焊作为一种固相连接方法，在降低焊接温度，避免金属间化合物方面具有很大潜力^[5,6]。刘浩等人^[7]使用无针搅拌摩擦点焊方法成功焊接铝钛异种合金，发现界面TiAl₃层厚度较小，且分布均匀，接头强度高。然而，由于C_f/Al中碳纤维的含量很高，搅拌摩擦焊过程中强烈的搅拌作用会不可避免地将纤维打断，从而破坏母材的性能^[8,9]。

超声波钎焊是一种可在大气环境中直接进行焊接的方法^[10,11]，它不需要钎剂，因此可省掉后续复杂的钎剂清理过程。由于液态钎料中声空化现象产生的高温^[12,13]、高压^[14]等特殊效应，超声波钎焊可在较低的温度下实现对各种金属、陶瓷等材料的焊接^[15-17]。德国学者Tillmann等人^[18]使用超声波钎焊对TC4合金进行焊接，发现声强不足时氧化膜的去除效果不好，声强过高时会将钎料挤出焊缝。Li等人^[19]使用超声波钎焊的方法焊接了C_f/Al，发现使用ZnAl钎料，超声波作用60 s时接头的剪切强度可达23.5 MPa，为母材的77.5%。以上文献可证明超声波作为一种新的焊接方法，在焊接钛合金和铝基复合材料方面的潜力较大。基于此，本文尝试使用超声波钎焊的方法对TC4合金与C_f/Al进行焊接，研究焊接工艺参数对接头组织和力学性能的影响规律。

1.   实验材料及方法

本文所用母材为厚度为2 mm的TC4合金与厚度为3 mm的C_f/Al。C_f/Al中碳纤维的含量约占50%。实验前，将TC4切割成尺寸为13 mm × 15 mm的小块，将铝基复合材料切割成10 mm×10 mm的小块。将两种母材经过500#砂纸打磨后，放入至丙酮溶液超声清洗5 min。为降低焊接温度，在焊接实验前，将TC4表面进行热浸改性。具体方法为：将TC4合金放入至700℃的纯铝溶液中，施加超声振动10 s，超声后保温5 min至30 min。热浸的目的是在钛合金的表面附着一层铝，从而在与C_f/Al焊接时可认为是铝/铝同种材料的焊接，实验过程如图1(a)。

图  1  实验过程示意图

Figure  1.  Schematic of the experiment

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将TC4表面改性后，进行超声辅助钎焊实验。实验用钎料为Zn5Al，熔点为381℃，其由纯铝和纯锌金属按照质量比为19∶1在高频加热炉中制备。焊接过程前，先将TC4与C_f/Al分别润湿，润湿实验所用设备为型号为UPM-U-P1010A01的超声波设备，设备的工作频率为20 kHz，最大功率为1000 W。润湿实验如图1(b)所示，首先将ZnAl钎料放入特定夹具中加热至420℃后使其熔化，然后将TC4与C_f/Al浸入至钎料中，开启超声，超声波的作用时间为10 s，超声波功率为1000 W。润湿实验结束后，将两种母材搭接放置在特定的夹具中，将超声波置于C_f/Al的上表面开启超声振动，振动时间为10 s，超声波的功率为333.3 W，666.7 W和1000 W，如图1(c)所示。焊接实验结束后，将接头空冷至室温。

随后，接头经过打磨和抛光，使用蔡司扫描电子显微镜观察接头的显微组织特征。在型号为G200的纳米压痕仪上测量接头的硬度，测试力为10 g，保压时间为10 s。在型号为AG-X Plus 250 kN/50 kN的电子万能试验机上测试接头的剪切强度，剪切速度为0.5 mm/min，每个参数至少测试3个接头以保证数据的准确性。

2.   结果与讨论

2.1   热浸后TC4表面特征

图2所示为超声波时间为10 s，保温为5 min与30 min所得TC4母材的热浸效果。图2(a)为保温为5 min时的界面特征，可以看出，TC4表面形成了一层颗粒状的金属间化合物。通过成分扫描可得此化合物中Ti和Al原子的比例为1∶3，推测其为TiAl₃。此时，化合物层的厚度不均匀，约为10-20 μm左右，其原因是保温时间较短，Ti元素扩散至铝溶液中的量少，形成的TiAl₃层较薄。此情况下，TiAl₃颗粒的数量较少，不足以在焊后流入至焊缝中并起到强化作用。图2(b)为保温时间为30 min所得的钛/铝界面形貌。此时，界面TiAl₃颗粒层的厚度增长至80 μm左右。该情况下，TiAl₃的数量足以在焊后流入至焊缝中，形成比较明显的增强焊缝的作用。因此，后续所用TC4母材都是经过30 min保温的。

图  2  热浸后TC4/Al界面形貌

Figure  2.  Microstructure at the TC4/Al interface after hot dipping

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2.2   不同超声功率所得接头的横截面特征

图3所示为不同超声功率所得接头的横截面形貌。图3(a)是功率为333.3 W时焊接接头的横截面形貌。可以看出，接头中心存在明显的ZnAl钎料层，钎料层中存在少量的TiAl₃颗粒和碳纤维。接头上界面处部分C_f/Al被钎料溶解，且部分钎料扩散至C_f/Al母材内；接头下半部分处仍存在明显的TiAl₃颗粒层。因焊接过程中超声波的功率较低，ZnAl钎料中的空化强度较弱，空化泡的密度较低，空化作用对两侧母材的溶解较轻。然而，此时，液态钎料中仍可形成较为明显的声流作用，仍有部分碳纤维和TiAl₃颗粒会迁移至焊缝中。图3(b)是超声波功率为666.7 W所得接头的横截面。此时焊缝中溶解的碳纤维与TiAl₃颗粒的数量明显增多。这与高超声功率导致的更强的声空化作用，从而导致更明显的母材的溶解有关。接头下半部分仍存在明显的TiAl₃颗粒层，这也可间接证明焊接过程中的声空化效应不足。图3(c)是超声波功率为1000 W所得接头的横截面特征。更高的超声波功率意味着母材的振动更强，会导致更明显的钎料挤出，因此图3(c)中焊缝的宽度较图3(a)与图3(b)更窄。此外，更高的超声波功率意味着更明显的声流作用，因此焊缝中可观察到大量的碳纤维与TiAl₃颗粒。焊缝下部的TiAl₃层消失，原因是在铝基体被溶解之后，部分TiAl₃颗粒通过液态钎料的声流作用迁移至焊缝内部，另外有部分TiAl₃颗粒经母材的振动而被挤出焊缝。

图  3  不同超声功率所得C_f/Al-TC4接头的横截面形貌

Figure  3.  Cross section morphologies of C_f/Al-TC4 joints using different ultrasonic powers

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由图3的结果可知，提高超声波的功率可以增强铝基复合材料与TiAl₃改性层的溶解，碳纤维和TiAl₃颗粒可经液态钎料的声流作用迁移至焊缝内部。当超声波功率为1000 W时，可形成由TiAl₃颗粒层和碳纤维协同增强的焊缝。

图4为不同功率所得接头的显微组织特征。图4(a)为超声波功率为333.3 W时C_f/Al母材与界面焊缝的界面。此时，由于ZnAl液态钎料的声空化作用，C_f/Al表面的氧化膜被完全去除。由于钎料对母材的溶解，母材中的部分碳纤维裸露出来，在声流的作用下向焊缝内部迁移，因此，图4 a中钎料内部可观察到少量的碳纤维的存在。另外，图4(a)中还可观察到TiAl₃颗粒的存在，其迁移过程与碳纤维相似。图4(b)是功率为333.3 W所得接头的钎料与TiAl₃层的界面组织特征。与图4(a)相似，TiAl₃改性层的基体也为铝，其在润湿/焊接过程中会被钎料溶解，导致TiAl₃颗粒裸露，并逐渐向焊缝中心迁移。图4(c)是超声波功率为333.3 W时焊缝内部的组织特征。此时，超声波的功率较低，焊接过程中液态钎料的空化泡密度低，声空化效应较弱，因此C_f/Al母材与TiAl₃层溶解的程度较轻，裸露并迁移至焊缝内部的碳纤维和TiAl₃颗粒的数量较少，对焊缝起到的强化作用较轻。随着功率的提高，液态钎料的空化效应变强，C_f/Al母材与TiAl₃层被溶解的程度逐渐增加，因此裸露并迁移至焊缝内部的碳纤维和TiAl₃颗粒的数量增加。如图4(d)所示，当超声波功率提高至666.7 W时，焊缝中碳纤维与TiAl₃颗粒的数量明显增多。如图4(e)，当功率提高至1000 W时，可获得由大量TiAl₃颗粒可碳纤维增强的焊缝。图4(f)为焊缝与TC4母材界面的纤维组织特征，此时TC4界面仍存在一定数量的TiAl₃颗粒。但因焊接温度较低(420℃)，界面不重新生成新的TiAl₃颗粒，之前存在的TiAl₃颗粒仍呈颗粒状分布。

图  4  不同功率所得C_f/Al-TC4焊缝界面/中心的显微组织特征

Figure  4.  Microstructure of the center/interface of the C_f/Al-TC4 joint using different ultrasonic powers

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为进一步验证所得接头内增强相的分布规律，使用SEM-EDS面扫描对用超功率为1000 W所得接头进行分析。图5(a)所示为整个焊缝的元素分布。从铝元素与钛元素的分布可以看出，TiAl₃颗粒在焊缝中分布均匀，但在TC4母材附近仍存在少量TiAl₃颗粒的集中。但如上文中4(f)所述，由于TC4表面的TiAl₃颗粒呈弥散分布，因此其仍可对接头起到弥散强化的作用。从碳元素的分布可以看出，碳纤维在焊缝中均匀分布。如5(b)为图4(e)中由碳纤维和TiAl₃颗粒协同增强的焊缝。同样，通过铝元素与钛元素的分布可以看出，TiAl₃颗粒在焊缝中的均匀分布状态。另外，碳元素(碳纤维)和锌元素在焊缝中也呈均匀分布的状态，此结果可证实当超声功率为1000 W时可形成碳纤维和TiAl₃颗粒协同增强的焊缝。

图  5  C_f/Al-TC4接头元素分析

Figure  5.  Element distribution of the C_f/Al-TC4 joint

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2.3   接头的力学性能

2.3.1   不同位置处的纳米压痕硬度

图6为焊缝内部不同区域的纳米压痕硬度。图6(a)所示为不同区域的纳米压痕硬度与模量，其中TiAl₃颗粒的硬度和模量值最高，分别为7.56 GPa与181.73 GPa。如图6(b)，TiAl₃上压痕的尺寸也更小。TC4母材的硬度和模量值次之，分别为4.31 GPa和130.69 GPa，其压痕尺寸较TiAl₃化合物稍大。碳纤维处的硬度和模量值最小，分别为1.43 GPa与28.84 GPa，如图6(b)，该处的压痕尺寸最大。

图  6  C_f/Al-TC4接头纳米压痕

Figure  6.  Nanoindentation hardness of the C_f/Al-TC4 joint

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2.3.2   接头的剪切强度

图7为不同超声功率所得接头的剪切强度与断口形貌。如图7(a)所示，当超声功率为333.3 W时，接头的强度为23.41 MPa，结合图7(b)，可以看出，此时接头的边缘存在润湿不良的情况，这可能与超声功率较低导致的液态钎料中的空化强度较弱有关系。随着超声功率的提高，接头的剪切强度逐渐增大。当超声功率为666.7 W时，接头的剪切强度提高至25.76 MPa；当超声波的功率提高至1000 W时，接头的剪切强度达到30.16 MPa，几乎与C_f/Al母材等强。从图7(c)可以看出，此时接头的断裂位置位于C_f/Al母材内，这意味着由碳纤维和TiAl₃化合物协同增强的焊缝的强度高于C_f/Al母材本身。

图  7  C_f/Al-TC4超声钎焊接头强度及断裂位置分析

Figure  7.  Shear properties and fracture positions of the C_f/Al-TC4 ultrasonic soldered joints

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焊接过程中，母材的熔化极易在焊后导致较大的变形、残余应力，还容易在接头内形成气孔、热裂纹等缺陷。另外，由于本文的其中一种母材是C_f/Al，焊接过程中如果铝熔化，则还易生成Al₄C₃化合物，影响接头的性能。因此本文在焊接过程中首先想到的是降低焊接温度。在铝/钛异种材料的焊接过程中，对钛合金表面改性是降低其焊接温度的一种可行的方法。先前的文献中也发现^[20]，在钛合金表面附着一层铝可明显降低其后续的焊接温度。本文中，首先使用超声波辅助加保温的方法在钛合金表面覆盖一层铝，且研究发现，在热浸过程中TC4表面会生成颗粒状的TiAl₃化合物，这与传统方法在铝/钛界面生成的层状、连续的化合物不相同，且该化合物可在铝中弥散分布^[21]，起到颗粒增强的作用^[22,23]。

在改性后的钛合金与C_f/Al的焊接过程中，使用ZnAl钎料既可以保证低温焊接，又因ZnAl钎料与铝极高的互溶度可保证界面不生成新的硬脆的化合物。且当焊接过程中母材被部分溶解之后，裸露的碳纤维和TiAl₃颗粒会迁移到焊缝中，起到弥散强化的作用。在超声波功率较高时，仅需10 s超声波作用时间即可保证焊缝由碳纤维和TiAl₃颗粒二者协同增强，使焊缝不再是整个接头的薄弱区域。

3.   结 论

(1)保温时间对热浸效果有十分明显的影响。当保温时间为5 min时，TC4表面仅生成一层厚度为10-20 μm的TiAl₃化合物改性层；当保温时间为30 min时，改性层的厚度可生长至80 μm。

(2)超声波功率对焊缝组织有明显的影响。当超声波功率为333.3 W时，钎料中的空化效应较弱，焊缝中TiAl₃与碳纤维的数量较少；当超声波功率为1000 W时，可获得由TiAl₃颗粒和碳纤维协同增强的焊缝。

(3)纳米压痕测试结果表明，TiAl₃颗粒的硬度和模量分别为7.56 GPa与181.73 GPa，均高于接头其他区域。

(4)超声波功率的升高有利于接头剪切性能的提高。当超声波功率为1000 W时，接头的剪切强度高达30.16 MPa，几乎与C_f/Al母材等强。