Effect of Ti on microstructure and properties of laser welding weld of SiC particle reinforced 6092 Al alloy matrix composite
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摘要: 采用不同厚度的Ti箔作为填充材料对SiCp/6092铝基复合材料进行激光焊接，分析不同含量Ti元素对焊缝组织和焊接接头力学性能的影响. 结果表明，Ti箔的加入可以有效改善熔池流动性，从而减少焊缝区的工艺型气孔. 同时，填加Ti箔可以避免激光直接照射在母材上引起的低熔点元素烧损. 在激光的照射下，Ti箔完全熔化并与在热传导作用下部分熔化的母材金属发生冶金反应，Ti元素含量过少时，界面反应得不到有效抑制，焊缝中仍分布有大量的脆性相，Ti元素对焊接接头的力学性能改善不明显；Ti元素含量过多时，Ti元素在熔池中未能扩散开，富余的Ti元素与Al元素反应生成Al3Ti. 过分长大的Al3Ti呈片状，将对接头的力学性能不利. 因此，向熔池中加入适量Ti元素有利于改善熔池冶金反应，从而提升接头力学性能，焊接接头的最大抗拉强度可达206 MPa.Abstract: Ti foils of different thickness are used as filler materials to analysis the effects of different amount of Ti elements on microstructure and mechanical properties during laser welding of SiCp/6092 aluminum matrix composites. The results show that the addition of Ti foil can effectively improve the fluidity of the molten pool, thereby reducing the technologic porosities in the weld zone. At the same time, adding Ti foil can avoid the low melting point element burnt caused by the direct laser irradiation on the base material. Under the irradiation of the laser, the Ti foil is completely melted and metallurgical reacted with the matrix metal which is melted by the action of heat conduction. When the content of Ti element is too little, the interface reaction can not be effectively suppressed, and a large number of brittle phases are still distributed in the weld. Ti element does not significantly improve the mechanical properties of the welded joint. When the content of Ti element is too much, the Ti element fails to diffuse in the molten pool, and the excess Ti element reacts with aluminum to form Al3Ti. The over-grown Al3Ti is in the shape of sheet, which will be detrimental to the mechanical properties of the joint. Therefore, adding an appropriate amount of Ti element to the molten pool is beneficial to improve the metallurgical reaction of the molten pool, thereby improving the mechanical properties of the joint, and the maximum tensile strength of the welded joint can reach 206 MPa.
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0. 序言
Cu/Al异种金属复合件具有质量轻，综合性能优异等优点，在航空航天、新能源汽车和电子电器等工业领域具有广阔的应用前景[1]. 但铜和铝的物理化学性能差异较大，在高温条件下易在连接界面形成脆性金属间化合物，影响接头的强度；而且铝合金表面存在一层致密的氧化铝薄膜，阻碍母材表面的润湿和接头的熔合，若采用熔化焊、固相焊和钎焊等传统方法进行连接，难以获得高质量接头. 因此，对Cu/Al接头高性能连接技术和方法的研究至关重要[2-4].
磁脉冲成形具有工件变形速度大、瞬时速度大和成形时间短等特征，用于辅助进行半固态钎焊将改善传统钎焊由于温度高和保温时间引起的金属间化合物形成与过度生长[5-6]. 并且，能够利用高速变形的冲击作用和剪切射流加速表面氧化膜破坏和剥离，达到去除氧化膜、实现无钎剂钎焊的目的[7-8].
引入集磁器可以有效提升电磁成形能量利用率，但常规集磁器结构仅有一条接缝，由此引起的一些问题不容忽视. Pourabbas等人[9]研究了Cu/Al管在磁脉冲焊不同电压下的变形特性，发现在较低的电压下，接缝处的径向位移与不均匀变形相比其他位置差异较小，而在较高的电压下，接缝处内外管的接触区域产生局部不贴合现象，难以焊接.
在较高的电压下进行磁脉冲辅助半固态钎焊Cu/Al管时，常规的单接缝集磁器由于接缝处电磁力的明显下降引起周向电磁力不均匀分布，使变形的冲击速度以及钎料的剪切流变速度不协调，从而影响变形的均匀性和界面连接质量的均匀性. 文中改进了常规集磁器的结构，采用数值模拟和试验相结合的方法，探究新型集磁器在钎焊过程中的周向电磁力分布和管件的塑性变形行为以及钎料剪切流变行为，并考察集磁器结构对接头界面微观组织和性能的影响.
1. 试验方法
1.1 工艺原理
磁脉冲辅助半固态钎焊的工艺原理，如图1所示. 包括装夹成形和钎焊成形两步工序. 首先进行装夹成形工序；将电容充电至预设电压后放电，铝合金外管在电磁力的作用下产生缩径变形并和铜合金内管贴合. 此过程仅将Cu/Al管进行了机械连接，防止后续工序中半固态钎料向下流出引起焊缝缺料，如图1(a)所示.
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图 1 工艺原理Figure 1. Process principle. (a) clamping forming process; (b) brazing forming processes; (c) oxide film removal mechanism其次进行钎焊成形工序；将管件待焊部位移动至集磁器工作区域，如图1(b)所示. 电容充电到预设电压，用感应加热线圈对Cu管进行加热，监控与测量钎料区域的实时温度，当钎料达到预定的半固态温度后，电容放电即完成钎焊成形工序. 在此过程中，铝合金管在电磁力的作用下产生高速缩径变形，冲击挤压半固态钎料使其高速剪切流动，管壁氧化膜在半固态钎料固相粒子的冲击、挤压和剪切作用下破碎清除，如图1(c)所示.
1.2 研究方案
线圈与集磁器示意图，如图2 所示. 磁脉冲辅助半固态钎焊选用的母材和钎料分为T2紫铜、1060铝合金和Zn15Al. 将Al管作为外管，Cu管作为内管. Al管外径为19 mm，壁厚为1 mm；Cu管的外径为15 mm，壁厚为1. 5 mm；钎料的宽度为7 mm，厚度为0. 45 mm. 图2(a)为成形线圈示意图，其中线圈的材料为T2紫铜，线圈有9匝，横截面为6 mm × 5 mm. 集磁器的材料为T2紫铜，密度为8.5 g/cm3，导电率为56.8 × 106 S/m，其截面参数，如图2(b)所示.
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图 2 线圈与集磁器示意图(mm)Figure 2. Schematic diagram of coil and field-shaper. (a) coil cross-section; (b) field-shaper cross-section; (c) field-shaper由于常规的单接缝集磁器(1号集磁器)进行磁脉冲辅助半固态钎焊时电磁力分布不均，在靠近单接缝一侧的钎焊接头区，会出现Cu/Al管不贴合的现象. 因此，为了改善管件的周向电磁力分布，设计了一种集磁器，如图2(c)所示. 通过在集磁器周向区域增加短接缝，改进集磁器中的电流和电磁力的分布规律，使铝合金外管的变形分布均匀，从而使搭接区域的钎料受到铝合金外管的挤压作用分布均匀，钎料的剪切流变更加合理，有利于改善搭接区域的界面连接质量.
集磁器仅在周向区域增加不同参数的短接缝，用M表示接缝数量，所有接缝都采用周向均布，接缝数量M分别为1，2，3，4和5的集磁器分别对应1号集磁器、2号集磁器、3号集磁器、4号集磁器和5号集磁器，如图2(c)所示. 图2(c)中短接缝深度h为集磁器厚度的一半. 其余的设计参数与常规集磁器保持一致. 为了研究集磁器的结构对接头连接质量的影响，对一系列集磁器钎焊过程进行数值模拟，并用模拟得到的较好结果进行磁脉冲辅助半固态钎焊试验，验证模拟结论和归纳出集磁器的合理结构方案.
2. 钎焊过程数值模拟
2.1 模拟方法
有限元网格划分，如图3所示. 采用$ \mathrm{L}\mathrm{s}\mathrm{d}\mathrm{y}\mathrm{n}\mathrm{a} $平台对$ \mathrm{M}\mathrm{P}\mathrm{A}\mathrm{S}\mathrm{S}\mathrm{B} $成形进行多场耦合作用模拟分析. 对于装夹成形工艺过程，仅涉及到脉冲强磁场与管件的塑性变形，因此需要对相关部件进行电磁—结构耦合作用分析，所有部件均为固体单元，采用$ \mathrm{L}\mathrm{a}\mathrm{g}\mathrm{r}\mathrm{a}\mathrm{n}\mathrm{g}\mathrm{e} $算法，其成形界面有限元模型，如图3(a)所示.
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图 3 有限元网格划分Figure 3. Finite element model meshing. (a) clamping process cross-section; (b) brazing forming process cross-section在钎焊成形工艺过程中，需在半固态温度(试验中设定为435 ℃)下进行钎焊，因此涉及到电磁场—结构场—温度场的耦合. 在该条件下，钎料加热至设定温度，对钎料及管件进行流—固耦合求解，采用ALE算法，其成形界面有限元模型，如图3(b)所示.
2.2 接缝数量与变形规律
为了探究集磁器接缝数量对周向洛伦兹力分布的影响，模拟电压为7kV时装夹成形过程，可以得到铝合金外管的变形轮廓，如图4所示. 不同接缝数量下的洛伦兹力分析，如图5所示. 取铝合金外管截面A，提取A段最外层节点的径向洛伦兹力，如图5(a)所示. 0°位置是长接缝所在位置. 使用1号集磁器时，Al管在接缝附近的径向位移相对其他位置更小，外观轮廓呈锥形，洛伦兹力分布不均匀.
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图 4 铝合金外管变形轮廓Figure 4. Deformation profile of aluminum alloy outer tube. (a) No.1 field-shaper; (b) No.2 field-shaper; (c) No.3 field-shaper; (d) No.4 field-shaper; (e) No.5 field-shaper![]()
图 5 不同接缝数量下的洛伦兹力分析Figure 5. Lorentz force analysis with different number of seams. (a) radial Lorentz forces at different positions; (b) standard deviation of Lorentz force and energy loss使用2号集磁器时，在0°位置和180°位置接缝处的径向位移依旧很小，外观轮廓呈椭圆形，电磁洛伦兹力也小于其他位置. 使用3号集磁器，0°位置、120°位置和240°位置处是接缝位置，与前述情况不同的是，洛伦兹力总体减小不大，且更加均匀，各方位径向位移相差不多. 使用4号集磁器和5号集磁器时，电磁能量消耗更大，且对周向洛伦兹力均匀性的改善相对3号集磁器而言并不明显.
可以用标准差λ来表示截面A所受到周向洛伦兹力的均匀性，标准差为
$$ \lambda = \sqrt{\frac{\displaystyle\sum _{i = 1}^{j}({F}_{i}-\overline{F}{)}^{2}}{j}} $$ (1) 式中：Fi为截面A上结点的径向洛伦兹力；$ \overline{F} $为截面A上所有结点的径向洛伦兹力的平均值；j为截面A结点的数量.
使用不同集磁器结构洛伦兹力的标准差和能量损耗率，如图5(b)所示. 使用1号集磁器，λ的值为10.2 MPa，使用2号集磁器和3号集磁器时，λ的值迅速下降，而能量损耗率持续增加，使用3号集磁器时，标准差λ的值下降为3.8 MPa，能量损耗率为19.1%，而后使用4号集磁器和5号集磁器时，λ的下降越来越缓慢，但能量损耗率显著增加，到使用5号集磁器时，λ的值为2.97 MPa，能量损耗率增加到33.2%. 接缝的存在可以有效改善周向洛伦兹力的分布，集磁器的选择应综合考虑洛伦兹力的均匀性和能量损耗率. 钎焊成形时，电容充电电压为5 kV，加热温度不变，外管在电磁力的驱动下变形并与钎料发生碰撞，从而使钎料发生高速剪切流变.
钎料剪切流变分析，如图6所示. 为了进一步探究集磁器接缝数量对钎料剪切流变的影响，在钎料周边均匀取P1 ~ P8共8个点，如图6(a)所示. 钎料最大剪切流变速度分布情况，如图6(b)所示. 可以看出，P5点是长接缝所在位置，此处铝合金管受到的电磁力相对其它位置更小，铝合金管对钎料的撞击作用更小，因此钎料在此处受到的挤压力也更小；所以无论使用何种结构的集磁器，此位置钎料的剪切流变速度都明显小于其它位置. 使用1号集磁器，在P5点钎料的剪切流变速度为30.1 m/s，然后往两边依次显著增加. 使用2号集磁器，最低点P5点钎料的剪切流变速度为31.9 m/s，钎料剪切流变速度总体呈起伏状态，有两个波峰.
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图 6 钎料剪切流变分析Figure 6. Shear rheological analysis of filler metal. (a) the point position; (b) the maximum shear rheological velocity of the filler metal at different positions; (c) the standard deviation and range of the shear rheological velocity of the filler metal使用3号集磁器，最小的钎料剪切流变速度为39.6 m/s，周向一圈的钎料剪切流变速度起伏平缓，比较均匀. 使用4号集磁器，最低点P5点钎料的剪切流变速度为36.2 m/s，往两边有所增加，但在另外3条短接缝处的剪切流变速度会下降. 使用5号集磁器，钎料的最小剪切流变速度为35.2 m/s，钎料的剪切流变速度比较均匀，但剪切流变速度整体较小. 图6(c)为钎料剪切流变速度的标准差和极差. 当集磁器接缝数量小于3时，剪切流变速度标准差和极差快速衰减，当集磁器接缝数量大于3时，下降速度比较平缓. 这说明当集磁器接缝数量大于3时，改变集磁器接缝数量对钎料剪切流变速度均匀性的改变不再明显.
Cu/Al管与焊缝界面不同位置的剪切应力曲线，如图7所示. 界面剪切应力的分布规律与钎料的剪切流变速度分布规律基本一致. 在长接缝处Al管受到电磁力最小，界面剪切应力数值最低；离集磁器接缝处距离越大，剪切应力数值越高. 用3号集磁器时，周向上Al管、Cu管与焊缝的界面剪切应力数值相差不大，整体上比较均匀. 用4号集磁器和5号集磁器，虽然界面剪切力比较均匀，但整体上剪切应力较小，说明损耗较大. 除此之外，Cu/Al管与焊缝界面剪切应力还存的规律为，Al管与焊缝界面的剪切应力要明显大于Cu管与焊缝界面的剪切应力；Al管与焊缝界面的剪切应力越不均匀，则Cu管与焊缝界面的剪切应力差异性越大. 综合上述现象及前文分析可知，3号集磁器被认为是可用于文中研究的较好的集磁器结构.
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图 7 焊缝界面处的剪切应力Figure 7. Shear stress at the brazing interface. (a)the point position; (b) Al side ; (c) Cu side2.3 接缝深度与变形规律
根据上述分析认为3号集磁器的整体性能更好. 因此在M为3的基础上进一步分析短接缝深度对周向洛伦兹力分布均匀性以及周向上钎料流变速度及界面剪切应力的影响. 用H为长接缝深度(即集磁器厚度)，H为31.5 mm，h为短接缝深度，h为H/2表示短接缝深度是长接缝深度的1/2 短接缝深度h分别取H/2，H/3,H/5,H/10和H/12，即为15.75，10.5，7.875，6.3，3.15 mm和1.575 mm.
不同短接缝深度时的洛伦兹力分析，如图8所示. 图8(a)为电压为7kV装夹成形后得到的铝合金管A截面径向洛伦兹力的周向分布. 当集磁器短接缝深度h为1.575 mm时，由于短接缝深度太小，并不能有效调节洛伦兹力分布的均匀性. 随短接缝深度增加，洛伦兹力分布越均匀，但洛伦兹力的大小逐渐下降，即能量损耗逐渐增加.
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图 8 不同短接缝深度时的洛伦兹力分析Figure 8. Lorentz force analysis at different seam lengths. (a) circumferential distribution of radial Lorentz forces in Al tubes; (b) the standard deviation and energy loss of Lorentz force不同短接缝深度的洛伦兹力标准差λ和能量损耗率η，如图8(b)所示. 对标准差λ来说，随短缝深度h的增加，标准差λ减少，且在短接缝深度h为7.875 mm之后，标准差λ下降的速度更加平缓. 对于能量损耗率来说，随着短接缝深度h的增加，洛伦兹力的损耗越大，达到1.575 mm的短接缝深度时，洛伦兹力的损耗为2.8%，短接缝深度h为7.875 mm时，洛伦兹力能量损耗率为14.4%. 集磁器的选择应综合考虑洛伦兹力的大小和周向分布的均匀性.
电压为5 kV，感应加热温度为435 ℃条件下钎焊成形的剪切应力与剪切流变分析，如图9所示. 由图9(a) ~ 图9(c)可知，钎料剪切流变速度在接缝处下降，在长接缝处降到最低. 当短接缝深度h为1.575 mm时，接缝长度太小对钎料的剪切流变速度影响不大，这说明接缝深度太小无法有效调节应力分布. 短接缝深度h为6.3 mm或短接缝深度7.875 mm，钎料流变速度的周向分布比较均匀. 当h增加到15.75 mm时，钎料的剪切流变速度更加均匀但整体数值大幅下降. Al侧、Cu侧和焊缝界面的剪切应力的变化规律相同，短接缝深度越长，对界面剪切应力均匀性的改善越明显，当集磁器短接缝深度h为6.3 mm或7.875 mm时，界面剪切应力分布相对比较均匀且整体应力下降幅度较小. 综合以上分析可知，集磁器较为合适的短接缝深度h应为6.3 ~ 7.875 mm之间，相对于使用传统集磁器，其外管变形更为均匀，钎料的剪切流变速度更为协调，这有助于基体氧化膜的去除，从而提高Cu/Al接头的连接质量和性能.
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图 9 剪切应力与剪切流变分析Figure 9. Shear stress and shear rheological analysis. (a) shear stress at the Al side interface; (b) shear stress at the Cu side interface; (c) shear rheological velocity of filler metal3. 试验结果与分析
分别使用1号集磁器，短缝深度h为6.3 mm的3号集磁器和短缝深度h为7.875 mm的3号集磁器，装夹成形电压为7 kV，钎焊成形电压为5 kV，加热温度为435 ℃下进行钎焊试验. 在该3种情况下得到的Cu/Al管钎焊接头，如图10所示. 在电磁力作用下，半固态钎料受到外管的挤压，部分被挤出. 使用1号集磁器的试样接头挤出的钎料分布不均，远离长接缝处的位置被挤出钎料更多；使用3号集磁器的试样由于周向电磁力分布得到改善，钎料挤出量较少且分布均匀. 对于钎焊成形，如果钎料挤出过多，会造成接缝处出现缺料和孔洞等缺陷，接头局部无法形成有效冶金结合.
使用3种不同集磁器得到的试样接头在距长接缝180°处的组织形貌，如图11所示. 图11(a)、图11(d)和图11(g)为Al管与焊缝界面的组织形貌. 由图11(a)可知，使用1号集磁器得到的试样接头氧化膜去除不彻底，扩散层不连续，且界面存在空洞缺陷，仅局部位置实现连接，这是由于远离长接缝处的电磁力作用相对较大，半固态钎料所受压力过大导致挤出过多造成缺料，余下的钎料不足以完全去除且带走Al管表面的氧化膜. 图11(j)为图11(a)局部放大，观察到空洞直径为20.56 μm，导致接头出现局部焊接缺陷，无法实现Al侧与钎料的有效冶金结合.
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图 11 不同集磁器钎焊时的焊缝区域形貌Figure 11. Morphology of the brazing seam zone with different field-shapers. (a) Al side of No.1 field-shaper; (b) filler metal of No.1 field-shaper; (c) Cu side of No.1 field-shaper; (d) Al side of 6.3 mm No.3 field-shaper; (e) filler metal of 6.3 mm No.3 field-shaper; (f) Cu side of 6.3 mm No.3 field-shaper; (g) Al side of 7.875 mm No.3 field-shaper; (h) filler metal of 7.875 mm No.3 field-shaper; (i) Cu side of 7.875 mm No.3 field-shaper; (j) enlargement of Fig. 12(a); (k) enlargement of Fig. 12(g); (l) enlargement of Fig. 12(i)图11(b)和图11(c)分别为使用短接缝深度h为6.3 mm的3号集磁器和短接缝深度h为7.875 mm的3号集磁器得到的Al管与焊缝界面的组织形貌. 界面有连续可见的扩散层，未发现裂纹、孔洞等缺陷. 短接缝深度h为6.3 mm的扩散层宽度约为12.5 μm，短接缝深度h为7.875 mm的扩散层宽度约为13.1 μm，说明钎料与Al管形成了有效的冶金结合. Al侧区域主要由灰黑色块状或球状组织以及白色块状组织组成，通过对标记点进行EDS点扫描分析，结果如表1所示，可知灰黑色组织为α-Al相，白色组织为Zn-Al共晶，Cu元素含量很少，说明Cu元素并未扩散到Al侧. 图11(k)为图11(g)局部放大，可以观察到明显的扩散层，界面呈波纹形，但幅度较小，通过点分析可知，扩散层中O元素含量极低，表明氧化层已成功去除，Zn元素含量占比略高，表明Zn元素向Al侧有效扩散.
表 1 标记点的EDS分析结果Table 1. EDS analysis results of labeled points标记点 元素含量 (原子分数，%) 可能存在的相 O Al Cu Zn A 4.30 59.82 0.90 34.98 Al侧扩散层 B 3.80 78.50 0.05 17.65 α-Al C 2.24 69.46 0.11 28.19 α-Al D 3.85 29.35 2.91 63.89 Zn-Al共晶 E 1.35 58.43 18.25 21.97 α-Al + Zn-Al共晶 F 2.81 1.96 19.82 75.41 CuZn5 G 3.20 45.45 36.83 14.52 Al4.2Cu3.2Zn0.7 H 3.23 8.41 57.86 30.50 Cu侧扩散层 I 12.72 15.39 45.29 26.59 CuZn5 + 氧化物 J 28.93 57.00 0 14.07 氧化物 K 23.42 29.95 21.67 24.96 氧化物 图11(b)、图11(e)和图11(h)为钎料区的组织形貌，主要由灰黑色块状或球状组织α-Al相，白色块状组织Zn-Al共晶以及浅色花状组织CuZn5组成. 使用3号集磁器得到的α-Al比使用1号集磁器得到的α-Al晶粒更加细化，结合文献[10]的研究可知，细化的结晶组织可以提高钎料的流动性，从而有效改善氧化膜的剥离效果. 对于多接缝集磁器而言，晶粒更加细化的原因是半固态钎料受到更加均匀的压应力和剪切应力，钎料的剪切流变会更充分、更均匀，从而晶粒会得到更加充分的剪切细化.
图11(c)、图11(f)和图11(i)为Cu管与焊缝界面的组织形貌. 通过点扫描分析可知,Cu侧界面有灰黑色球状的α-Al相，溶解了Zn的α-Al，Zn-Al共晶，在球状α-Al相周围生长的η-Zn相，向焊缝中部生长的浅色花状组织CuZn5以及三元相和扩散层组成. Zn元素向Cu管扩散，但Al元素向Cu管的扩散较弱，Cu管与焊缝界面尚未形成Cu-Al金属间化合物. 图11(c)为使用1号集磁器得到的试样组织形貌，可以看出扩散层并不连续，扩散层宽度较窄(约5.3 μm). 图11(f)和图11(i)中可以观察到界面呈波纹形特征，未发现连续的氧化层，扩散层比较明显，平均宽度分别为7.1 μm和8.2 μm. 图11(l)为图11(i)的局部放大，靠近扩散层有一条锯齿状组织，通过点扫描分析可知，该组织为Al4.2Cu3.2Zn0.7的三元相，结合文献[9]的研究可知，该三元相可以将Cu侧扩散层和钎料固定，从而提高界面的稳定性和可靠性.
通过对使用3号集磁器得到的接头试样焊缝界面组织形貌分析以及点分析，可以观察到Cu侧波形界面的特征更明显，这与Cu管被感应加热线圈直接加热，温度高于Al管，会出现明显的软化现象，管件与半固态钎料之间相互作用力较大，因此Cu侧氧化膜去除充分且钎料对母材的润湿效果好. Al管作为直接受力对象，对钎料的压应力和剪切应力更大，氧化膜在压应力的作用下破碎，在剪切应力的作用下剥离母材表面，因此Al侧的氧化膜被成功去除，从而形成有效的冶金结合.
对比使用不同集磁器得到的试样的界面特征，可以观察到使用3号集磁器比1号集磁器得到的接头试样界面扩散层更宽度更大，主要原因是使用3号集磁器时接头处受到的周向电磁力更均匀，应力分布与剪切流动分布更合理. Huang等人[11]的研究也表明，钎料流动速度会影响钎料的径向扩散速率，如果钎料流动速度过快会阻碍元素的径向扩散. 因此，在使用1号集磁器条件下，接头周向电磁力不均匀，在远离长接缝处电磁力更大，从而钎料的流动速度更快，元素扩散受到阻碍；3号集磁器改善了周向力的分布，从而钎料流动速度更均匀、更合理，原子扩散层深度更大.
对试样进行力学性能测试，采用1号集磁器得到的钎焊接头抗剪强度为48.21 MPa，采用短缝深度h为6.3 mm的3号集磁器钎焊接头的抗剪强度为62.52 MPa，采用短缝深度h为7.875 mm的3号集磁器钎焊接头的抗剪强度为64.08 MPa. 可以看出3号集磁器的钎焊接头抗剪强度比1号集磁器的钎焊接头有明显提高，主要原因是在多接缝集磁器下，半固态钎料受到的作用力更加均匀，钎料挤出较少、缺陷也较少，基体和焊缝界面的扩散层深度更大，冶金连接质量改善，接头的抗剪强度提高.
4. 结论
(1)多缝集磁器能改善洛伦兹力周向分布均匀性，但也会增大电磁能量损耗，综合分析后得到的较好的结构参数包括接缝数量M为3，短缝深度h为6.3 ~ 7.875 mm.
(2)使用常规集磁器时，电磁力分布很难满足半固态钎焊所需的管件与钎料之间相互作用力的协调性要求，接缝对周向区域钎料的流动速度过大，导致该区域界面出现缺料、孔洞等缺陷.
(3)多缝集磁器结构可以解决磁脉冲辅助钎焊过程中接头处出现的周向变形分布不均匀问题，管件与钎料之间相互作用力和半固态钎料的流动速度也更加均匀，有助于增强去除氧化膜的效果，也有助于增大界面的扩散层深度，避免界面连接缺陷的产生.
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图 2 焊接过程示意图
Figure 2. Schematic diagram of welding process. (a) no Ti foil filling; (b) filled with Ti foil
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图 4 焊接接头宏观照片
Figure 4. Macro photo of welded joints. (a) no Ti foil filling; (b) filled with 0.01 mm Ti foil; (c) filled with 0.03 mm Ti foil; (d) filled with 0.10 mm Ti foil
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图 6 不同参数下焊缝中心微观形貌
Figure 6. Microstructure of weld center under different parameters. (a) metallographic of weld without Ti foil; (b) metallographic of weld filled with 0.01 mm Ti foil; (c) metallographic of weld filled with 0.03 mm Ti foil; (d) SEM of weld without Ti foil; (e) SEM of weld filled with 0.01 mm Ti foil; (f) SEM of weld filled with 0.03 mm Ti foil; (g) metallographic of weld filled with 0.10 mm Ti foil; (h) SEM of weld filled with 0.10 mm Ti foil
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图 9 不填加Ti箔和填加0.10 mmTi箔的焊接接头拉伸断口形貌
Figure 9. Tensile fracture morphology of welded joints without Ti and filled with 0.10 mm Ti. (a) no Ti foil filling; (b) filled with 0.10 mm Ti foil
表 1 6092铝合金化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical compositions of 6092 aluminum alloy
Mg Cu Si O Fe Ti Al 0.9 0.8 0.6 0.05 0.7 0.15 余量 
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表 2 气孔内壁附着物的化学成分(质量分数，%)
Table 2 Chemical composition of attachment on pore wall
Al Mg Si 余量 87.25 1.71 1.67 9.37
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表 3 焊缝中心各物相化学成分(原子分数，%)
Table 3 Chemical compositions of each phase in weld center
位置 Al Si C Ti 余量 A 69.06 5.66 25.28 — — B 3.24 68.18 23.60 1.42 3.56 C 31.19 8.62 29.70 24.20 6.29 D 56.13 1.52 — 22.38 19.97
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