Microstructure and performance analysis of laser-MIG hybrid welding joints of aluminum alloy with multi-stranded wire
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摘要: 选用1 × 3结构的ER5356铝合金多股绞合焊丝，进行5A06铝合金激光-多股绞合焊丝MIG复合焊对接试验，通过金相、扫描电镜、电子背散射衍射、拉伸和硬度测试等方法对20 mm厚焊接接头的微观组织和力学性能相关性进行分析. 结果表明，铝合金激光-多股绞合焊丝MIG复合焊工艺性较好，焊缝主要由α(Al)基体和弥散分布的Al3Mg2第二相组成，焊缝中心区以等轴晶为主，晶粒的平均尺寸为34.83 μm；热影响区晶粒细小，存在回复再结晶，晶粒的平均尺寸为10.21 μm. 焊接接头硬度在75 ~ 90 HV之间，其中熔合区硬度值最低，为母材硬度值的84.6 %；焊接接头平均抗拉强度292 MPa，为母材抗拉强度的84 %，拉伸试件断口断裂位置为熔合区附近，呈现出韧性断裂特征.Abstract: The butt welding experiment of 5A06 aluminum alloy laser multi-strand MIG hybrid welding was carried out by 1 × 3 structure ER5356 aluminum alloy multi-strand wire. The mechanical properties and microstructures of 20 mm thick welded joints were studied by scanning electron microscopy, EBSD analysis, tensile and hardness tests. The results showed that the laser multi-strand MIG hybrid welding presented good process performance. The weld was mainly composed of α (Al) matrix and dispersedly distributed Al3Mg2 second phases. The center zone of the weld was mainly equiaxed grains, with the average grain size of 34.83 μm. The grain in the heat affected zone was fine, with the average grain size of 10.21 μm, and there existed recovery and recrystallization. The hardness of the welded joint was between 75 and 90 HV, and that of the fusion zone was the lowest, which was 84.6% of the base metal. The average tensile strength of the welded joint was 291 MPa, which was 84.2% of that of the base metal. The fracture position of the tensile specimen was near the fusion zone, and the fracture showed ductile fracture characteristic.
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Keywords:
- laser-MIG hybrid welding /
- aluminum alloy /
- multi-strand wire
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0. 序言
复相陶瓷、纤维增强陶瓷基复合材料以及热电材料等先进功能材料具有耐高温性能、抗热震和耐腐蚀性能、介电性能、能源转换性能等特性，因此在航空航天构件的应用中备受关注[1-4]. 其中以SiO2-BN，ZrC-SiC(ZS陶瓷)，ZrB2-SiC-C(ZSC陶瓷)，C/C复合材料、C/SiC复合材料、SiCf/SiC复合材料、SiO2f/SiO2复合材料、Bi2Te3、方钴矿(CoSb3)等材料最为典型，应用领域包括发动机推力室喷管、飞行器热防护层、导弹天线罩、热电转换器件等重要结构部件的生产制造[5-11]. 但上述材料往往存在较大的脆硬性导致加工困难，为节省制造成本，方便构件装配以及规模器件组装，往往需要实现其与金属材料的可靠连接[12-14].
与结构材料不同，在先进功能材料的连接中，除了要保证接头能够满足力学性能和服役环境要求，同时还需尽可能地保持母材或接头的功能性不受影响. 因此会使母材遭到破坏的熔化焊方法无法采用，而在高温服役环境和构件轻量化的要求下，胶接和机械连接也难以实现可靠连接.虽然有学者采用扩散焊等固相连接方法实现了连接，但接头强度较低无法满足使用要求，并且该方法对待连接面的焊前处理要求较高，接头装配复杂，焊接效率低，难以在实际生产中推广使用.钎焊是通过熔化的钎料与母材界面反应形成冶金结合，从而实现接头的有效连接，具有装配灵活、焊后对构件尺寸影响小等优势被广泛应用于异种材料的连接中[15-16].
然而功能材料本身的物理化学性质与需要连接的金属材料差异较大，钎焊过程中往往存在界面结合强度差、钎缝组织性能差、接头残余应力大等问题，导致接头力学性能较低，阻碍了功能材料或整个构件的作用发挥[17-19]. 因此大量研究从钎料成分设计，界面组织调控，母材表面及接头结构优化等角度出发，为实现先进功能材料与金属的钎焊连接进行了大量研究，文中分析讨论了近年来部分钎焊方法和理论结果，并对其适用范围、存在问题以及未来发展方向进行总结，期望能够为后续研究提供新的思路.
1. 复相陶瓷
复相陶瓷是以一种陶瓷材料为基体相，一种或多种陶瓷或非陶瓷材料为添加相，均匀混合后制备而成的陶瓷基复合材料[20]. 目前应用较多的复相陶瓷包括SiO2-BN(SiO2 + h-BN)、ZS陶瓷(ZrC + SiC)和ZSC陶瓷(ZrB2 + SiC + C)等. 在保持了陶瓷材料耐高温性能的同时，提高了材料的抗热震性能，使用温度可达2 000 ℃以上，通常用于航天发动机推力室以及飞行器热防护涂层等领域[21-22]. 部分复相陶瓷结合基体相和添加相的特性后，具有较好的透波和介电性能，是制备导弹天线罩的优选材料[23-24].
与单一物相的陶瓷相比，复相陶瓷钎焊所用的钎料需要同时与基体相和添加相反应才能实现较好的润湿铺展. 在陶瓷与金属材料的钎焊连接中，含有Ti，Zr，Cr，V等活性元素的活性钎料被广泛使用[25-26]，而对于复相陶瓷，研究者往往通过调整钎料的成分配比，提高活性元素的含量来增强钎料与复相陶瓷的界面反应，从而改善钎料在其表面的润湿性，在界面形成连续致密的反应层，实现复相陶瓷侧界面的有效结合.但过多的活性元素同时也会增强金属母材侧的界面反应，导致金属母材向液相钎料中过度溶解，大量Fe，Ti，Ni，Cu等元素进入钎缝，在接头界面形成块状的脆性化合物相或连续的脆性层[27]. Yang等人[19]采用Ag-Cu-Ti钎料钎焊SiO2-BN复相陶瓷和Invar合金，钎料与SiO2-BN复相陶瓷界面的应产物为TiN + TiB2，当提高钎料中的Ti元素含量时，界面形成连续致密的反应层，但钎料中Ti含量过高时，脆性的反应层与SiO2-BN复相陶瓷界面出现裂纹，同时钎缝中形成大量Fe2Ti和Ni3Ti脆性化合物，接头质量下降，当钎料中Ti含量为4.5 %(质量分数)时，接头抗剪强度达到最高为31 MPa. 随后Yang等人[27]在钎焊SiO2-BN陶瓷与Invar合金时，设计了含有Cu箔的复合中间层，接头结构为SiO2-BN/AgCuTi/Cu/AgCu/Invar，Cu箔的存在还阻隔了Invar合金中Fe，Ni元素与钎料中Ti的反应，当Cu箔厚度为100 μm时，钎缝中脆性化合物消失，接头抗剪强度达到43 MPa，相比直接连接时提高了207%. 有学者通过对SiO2-BN陶瓷表面进行处理，从而改善润湿性和接头性能，如图1所示. Ba等人[25]在SiO2-BN表面原位合成碳纳米管(CNTs)，随着CNTs生长时间的增加，TiZrNiCu钎料在复合陶瓷表面的润湿角明显降低，在CNTs生长时间为10 min和15 min时润湿角从24º分别降低到5º和4º如图1a和图1b所示，这是由于原位生长的CNTs与钎料存在较高的反应活性，加速了钎料在SiO2-BN表面的润湿铺展，最终促进了TiZrNiCu与SiO2-BN之间的界面反应；继续延长CNTs生长时间到30 min时，由于过多的CNTs与钎料中的活性Ti元素反应生成TiC，钎料的流动粘性提高，并且钎料越过CNTs向前铺展过程的阻力增加，反而导致润湿角增大达到33º. 采用该方法钎焊SiO2-BN和TC4，在CNTs生长时间为15 min时接头抗剪强度达到35 MPa，相比直接钎焊提高了3倍. 为抑制钎缝中脆性化合物的生成，Zhang等人[23]在Invar表面原位生长了垂直少层石墨烯(VFG)，随后采用AgCuTi钎料钎焊SiO2-BN和Invar合金，生长VFG后钎缝中的Fe2Ti、Ni3Ti脆性化合物占比分别从11.5%和10.7%下降到3.7%和2.8%，接头抗剪强度提高20%，如图1c和图1d所示.
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图 1 经SiO2-BN表面处理后润湿性和接头性能Figure 1. Wettability and joints performance after surface modification with SiO2-BN ceramic. (a) microstructure of CNTs; (b) Raman spectra; (c) contact angles with different growth times of CNTs; (d) microstructure of VFG; (e) fracture morphologies of the joint with or without VFG复相陶瓷与金属钎焊接头的断口形貌往往呈现明显的“拱形”，这是由于其烧结致密度较低，断裂韧性较差，在与金属材料钎焊的过程中，残余应力对接头质量的影响较大. 为缓解接头残余应力，提高接头力学性能， Pan等人[28]采用热膨胀系数较低的Mo箔作为中间层，辅助钎焊2Si-B-3C-N陶瓷与金属Nb，Mo中间层的添加降低了钎缝的线膨胀系数，当Mo中间层厚度为250 μm时接头抗剪强度达到48 MPa，而未添加中间层时接头存在贯穿裂纹，无法实现连接. 图2为几种复相陶瓷钎焊接头残余应力的缓解方法. Ba等人[24]采用HF溶液对SiO2-BN复相陶瓷表面进行刻蚀处理形成裸露的BN颗粒，随后通过TiZrNiCu钎料连接SiO2-BN和TC4，在钎焊过程中BN颗粒与Ti原位反应生成TiB晶须如图2a所示，缓解了由热膨胀系数不匹配引起的界面残余应力，当刻蚀时间为15 min时接头抗剪强度达到30 MPa，比直接钎焊提高了130%. Zhang等人[21]以多孔SiC作为中间层，采用AgCuTi钎料连接ZSC复相陶瓷和GH99，硬质的中间层调控了钎缝的热膨胀系数，缓解了接头残余应力，接头抗剪强度从39 MPa提高到102 MPa，如图2b所示. Wang等人[22]在钎焊ZS复相陶瓷和TC4时，为实现接头热膨胀系数的梯度过渡，采用激光熔覆SiC颗粒的方法，在TC4表面制备了三层不同密度的过渡层，如图2c所示，在最佳工艺参数下，接头抗剪强度达到97 MPa，接头残余应力显著降低.
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图 2 复相陶瓷钎焊接头残余应力缓解Figure 2. Residual stress mitigation of the multiphase ceramic brazed joints. (a) in situ growth of TiB whiskers; (b) porous SiC interlayer; (c) gradient composite layers根据目前的研究成果，采用活性钎料或表面改性等方法基本可以解决钎料在复相陶瓷表面的润湿问题，但现有的研究成果仍未能较好地解决钎焊接头残余应力大的问题，尤其是针对待连接面尺寸较大、形状复杂时，中间层和梯度过渡层都难以直接添加或制备，同时该方法会导致接头钎缝尺寸大大增加，无法用于装配精度较高的构件，直接限制了复相陶瓷与金属连接构件的实际应用，因此，后续的研究重点在于如何有效控制接头残余应力，实现连接面积较大、接头强度离散度低、钎缝尺寸均匀的钎焊接头，从而满足实际应用需求.
2. 纤维增强陶瓷基复合材料
纤维增强陶瓷基复合材料在制备时先形成纤维编织的预制体，随后经过多次浸渍热解或沉积过程，最终形成一种非匀相的复合材料，常见的纤维增强陶瓷基复合材料有C/C，C/SiC，SiCf /SiC，SiO2f /SiO2等. 它们除了有较强的化学惰性和极低的热膨胀系数外，特有的编织结构使钎料更难在其表面形成良好润湿铺展. 此外，由于基体与纤维编织预制体之间的界面结合强度较弱，复合材料母材本身也对钎焊接头残余应力十分敏感. 因此，研究者通常从改善钎料润湿性和缓解接头残余应力两个方面入手，提高纤维编织复合材料与金属钎焊接头的力学性能[29-31].
石墨烯、碳纳米管等纳米碳材料与钎料中的活性元素具有较高的反应活性，将其均匀制备在纤维增强陶瓷基复合材料表面后，钎料在反应驱动力的作用下快速铺展并渗入复合材料表面的沟壑和缝隙中，并在界面反应形成Cu3Ti3O，TiSi2，Ti5Si3，TiO2，TiC等反应层. 纳米碳材料在钎缝中的含量极小，对焊后界面组织和反应产物无明显影响，钎料润湿性改善的同时也增大了界面结合面积，因此钎焊接头强度得到了显著增强[12,32-33]. 此外，通过热反应方法可以对纤维增强陶瓷基复合材料进行表面改性形成金属或碳化物、硅化物的改性层，改性层与复合材料界面结合良好，并能够与钎料形成良好润湿，如图3和表1所示[34-36]. 霸金等人[34]在C/SiC表面热渗Ni-Cr-Si合金，形成Ni2Si + Cr3Ni2Si + Cr23C6热渗层，AgCuTi钎料在改性后的C/SiC表面的润湿角随合金中Cr元素的含量增加而降低，当合金中Cr质量分数为15%时润湿角降低至18.1º，在与Nb的钎焊接头中，热渗层的存在还调控了C/SiC侧的热膨胀系数过渡，缓解了接头残余应力，接头抗剪强度提高了36 %，达到115 MPa. Ba等人[35]还在SiO2f /SiO2表面蒸镀0.2 g/cm3金属镁，随后在管式炉中热处理实现镁热反应，制备了MgO + Mg2Si层，随着热处理时间的延长，SiO2f /SiO2表面逐渐形成Si + Mg + Mg2Si结构，在700 ℃保温6 h的热处理条件下，AgCuTi钎料的润湿角从95.9º降低到34.7º，几乎与在纯Si基底表面的润湿角相同. Sun等人[36]首先将SiO2f/SiO2复合材料放入质量分数为10%的苯酚甲醛溶液中浸渍，随后在管式炉中进行热处理，经过900 ℃保温60 min后，SiO2f /SiO2复合材料表面形成2 ~ 30 nm厚度的SiC层，同时有未反应的热解碳层，相比原始表面，SiC层和热解碳层与AgCuTi钎料的反应驱动力较高，在860 ℃保温10 min条件下钎料的润湿角从120º下降到30º，界面形成Ti5Si3 + TiO2相，SiO2f /SiO2复合材料自身钎焊接头的抗剪强度从7 MPa提高到19 MPa.
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图 3 纤维增强陶瓷基复合材料表面处理Figure 3. Surface modification of fiber reinforced ceramic matrix composite. (a) surface metallization of C/SiC; (b) magnesiothermic reduction on SiO2f /SiO2 surface; (c) carbothermal reduction on SiO2f /SiO2 surface位置 Si O C Cu A 5.7 7.8 85.4 1.1 B 10.3 23.9 65.1 0.7 为进一步提高纤维增强陶瓷基复合材料与金属钎焊接头的力学性能，如何缓解接头的残余应力是重要的研究方向. 虽然有学者通过预先对复合材料表面机械加工或腐蚀的方法实现了接头残余应力的缓解[10,33]，但同时也破坏了复合材料母材的编织结构，降低了其本身的力学性能，此外接头的气密性和烧蚀均匀程度也受到严重影响，因此应尽量探求不对母材造成损伤的方法，从而实现接头残余应力的缓解. Wang等人[37]使用添加了碳颗粒的Cu-15Ti钎料钎焊Cf /SiC和304不锈钢，碳颗粒在钎焊过程中与Ti元素反应形成TiC层，降低了钎缝的线膨胀系数，接头抗剪强度从114 MPa提高到178 MPa，但由于碳颗粒的添加，钎料的初始熔化温度提高了130 ℃达到1025 ℃，这导致钎焊温度也大幅升高. Wang等人[38]还向Ag-10Ti钎料中直接添加TiC颗粒钎焊C/C复合材料与GH3044高温合金，随着TiC颗粒含量的增加，钎缝中Ti2Ni脆性化合物的含量降低，热膨胀系数降低，接头残余应力下降，但钎料的流动性变差，当TiC体积分数为24%时接头抗剪强度最高达到67 MPa，继续增加TiC含量，较弱的钎料流动性和界面反应致使接头性能降低. Ba等人[39]在焊接C/SiC复合材料与TC4时，向AgCu钎料中添加ZrP2WO12纳米颗粒，随着添加量的提高，钎缝的热膨胀系数降低，同时C/SiC侧的界面反应层厚度减小，当ZrP2WO12纳米颗粒含量为3%(质量分数)时接头抗剪强度提高了70.8 %，达到146.2 MPa. Zhang和Sun等人[40-41]在SiO2f /SiO2复合材料与Invar合金钎焊的研究中，分别向AgCuTi钎料中添加了TiO2纳米颗粒和W中间层，结果如图4所示，除了降低钎缝的热膨胀系数，TiO2纳米颗粒改善了钎焊接头的应力分布，W中间层则降低了Fe-Ti，Ni-Ti脆性相的生成量，最终钎焊接头的力学性能得到提高，断裂位置从SiO2f /SiO2复合材料侧界面层处改变为近界面处的SiO2f /SiO2复合材料母材.
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图 4 SiO2f /SiO2复合材料与Invar钎焊Figure 4. SiO2f /SiO2 composites brazed with Invar. (a) microstructures of brazed joint with TiO2 nanoparticles; (b) microstructure of brazed joints with or without W interlayer在钎缝中添加硬质颗粒或采用硬质中间层的方法可以有效降低钎缝的热膨胀系数，从而缓解接头残余应力，而在接头中添加塑韧性能较好的中间层也可通过塑性变形的方式降低接头残余应力. Wang等人[42]以泡沫Ni为骨架在其表面制备碳化酚醛树脂层，形成C-Nif中间层并采用Ti-Ni复合箔片钎焊C/C复合材料与金属Nb，如图5和图6所示. 碳化酚醛树脂层的存在阻碍了钎料与泡沫Ni之间的反应，使其骨架结构能够在钎焊界面中得以保存，但过多的碳含量会导致钎焊接头中出现孔洞、裂纹等焊接缺陷，当使用1%C-Nif中间层时钎焊接头抗剪强度最高达到48 MPa，接头在800和1 000 ℃环境下的高温抗剪强度并未明显下降，分别达到41和33 MPa.
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图 5 不同C含量C-Nif中间层显微形貌[42]Figure 5. Microstructure of C-Nif interlayers with different C content由以上研究结果可知，实现纤维增强陶瓷基复合材料优质钎焊接头的必要条件为：①钎料对其表面润湿良好，钎焊过程中能够完全填充其表面孔隙并形成活性反应层；②有效控制钎焊接头残余应力，避免母材中纤维增强相和基体填充相剥离分层. 在后续的研究中，一方面可以在不影响钎缝高温性能的同时尽量降低连接温度，结合目前已有的方法，进一步缓解接头残余应力；另一方面，可以考虑在纤维增强陶瓷基复合材料制备时在待连接面预制过渡层，提高连接面处母材中纤维与基体的结合强度，从而提高整体接头的力学性能.
3. 热电材料
随着科技的发展进步，能源短缺和环境污染等问题在全球范围内日益凸显，开发新型环保能源以及提高能源使用效率成为目前亟待解决的课题. 热电材料是一种可以实现热能和电能相互转化的功能材料，通过材料内电子或空穴的运动实现温差发电或通电制冷等功能[43-45]，其中碲化铋(Bi2Te3)和方钴矿(CoSb3)是目前研究和应用最为广泛的两种热电材料. 根据掺杂元素和载流子的不同，热电材料分为n型(电子)和p型(空穴)两种，在实际应用中，热电器件是由多对n型热电腿和p型热电腿构成，如图7所示，器件中热电材料往往需要与金属电极进行连接，其中电极材料和钎缝的电阻、热阻，连接界面的接触电阻和接触热阻，热电材料的元素扩散等因素均影响整个热电器件的转换效率[46]，目前尽管已有多种热电优值(ZT值)大于1的热电材料被研制出来，但制造的热电器件或热电对的转换效率仍然低于10%. 因此，减小电极与热电材料的连接界面接触效应，降低界面金属间化合物的生成，以及最大程度地减小界面热应力，对提高热电器件的转换效率，延长器件服役寿命，对实现热电器件的商业化应用具有重要意义[47].
电极材料一般选用高电导率和热导率的Cu，Ni金属，然而纯的Cu，Ni金属的热膨胀系数与热电材料差异较大，接头残余应力是影响连接质量的最大问题. 采用添加复合过渡层的方法可以实现接头热膨胀系数的梯度过渡[48]，但这往往又会造成接头厚度明显增加，较多的界面使接头的接触效应恶化，不利于热电器件保持较高的转化效率.有学者通过在电极材料中添加Mo，W等元素制成Cu-Mo[49]，Cu-W[50]等合金电极，直接实现电极材料与热电材料的热膨胀系数匹配，有效解决了接头残余应力大的问题.
通常热电材料中会掺杂多种元素来增加载流子浓度，从而提高ZT值，但钎焊过程中的界面反应和元素扩散会使热电材料的成分配比发生偏离，并且在热电器件较高的服役温度下，界面元素会持续扩散，使热电材料的性能大幅下降甚至失效. 因此在界面形成冶金结合的同时，限制热电材料和钎缝间的元素互扩散是热电材料与电极连接重要的研究方向. Chen等人[51]在AgCu钎料与CoSb3基热电材料之间放置了Co，Ni，Ti 3种缓冲层，分别探究其对元素扩散的阻隔作用，采用Ni，Ti作缓冲层时，AgCu钎料侧界面分别为(Cu, Ni)ss和Ti-Cu化合物，CoSb3侧界面分别为Ni5Sb2 + (Co, Ni)Sb和TiSb + TiSb2 + TiCoSb，而采用Co缓冲层时AgCu侧无明显反应层生成，CoSb3侧形成CoSb2 + CoSb反应层，将添加Co，Ni，Ti 3种缓冲层的接头在450 ℃保温24 h条件下进行时效处理，CoSb3侧反应层厚度分别为2，24和0.4 μm，但采用Ti缓冲层Ti/CoSb3界面反应层容易脱附进入钎缝，综合对比，采用Co作为缓冲层时，Co/CoSb3界面反应层增长速率较低，同时与CoSb3母材有更好的结合强度. Zhu等人[52]采用磁控溅射方法在Bi2Te3表面制备了Cu，Ni和Ni/Cu镀层，对3种样品进行了1000次热震循环测试，探究了镀层的机械附着性能、界面元素扩散情况以及界面接触电阻，发现Ni镀层具有较好的阻隔作用，Bi2Te3/Ni/Cu结构的试样具有较高的力学性能，在经过热震循环测试后仍然有较好的元素阻隔作用，界面比接触电阻率增加幅度小，仅从2.784 × 10−6 Ω·cm2提高到4.248 × 10−5 Ω·cm2，如图8所示. Zhou等人[53]采用真空蒸镀法在Bi2Te2.7Se0.3热电材料表面分别制备了Cu，Ni，Cu/Ni，Al/Cu/Ni镀层，并将镀层直接作为电极使用，Ni镀层的添加显著缓解了Cu和Bi2Te2.7Se0.3之间的界面应力，同时降低了界面的接触电阻，而Al镀层的添加则可以使复合镀层电极形成致密的氧化保护膜，在200 ℃保温72 h的空气退火处理后，界面接触电阻从7.54 mΩ仅提高至22 mΩ，仍保持较低的水平.
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图 8 Bi2Te3/Cu和Bi2Te3/Ni/Cu的界面比接触电阻率对比[52]Figure 8. Comparison for specific contact resistivity changes between Bi2Te3/Cu and Bi2Te3/Ni/CuPark等人[54]在制备CoSb3基热电器件时，采用(Mm, Sm)yCo4Sb12做n型热电腿(Mm代表混合金属，是La，Ce，Pr和Nd的合金，ZTmax=0.9)，DDyFe3CoSb12作p型热电腿(DD代表4.76%Pr + 95.24% Nb，ZTmax=0.7)，在其表面制备了Fe-Ni合金镀层随后与电极进行钎焊，整个器件由8对热电模块构成，在室温下整个器件的内阻仅为42 mΩ，经过真空环境下500 ℃保温10 h的热处理后两种类型的接触电阻无明显变化，如图9所示. 保持热电器件冷端温度为室温(30 ℃)，热端温度达到600 ℃时功率密度达到2.1 W/cm2，是目前报道中相似温差条件下功率密度较高的数值之一. 此外，Zhang等人[55]和Zong等人[56]在制备CoSb3基热电材料时，分别向烧结的粉末中直接添加了多壁碳纳米管(MWCNTs)和还原氧化石墨烯，两种碳纳米材料在热电材料中形成碳纳米网络，降低热电材料电阻和热阻的同时，也能够实现对元素扩散的阻隔作用，采用8对热电模块制成的热电器件最大输出功率分别达到3.8和4.6 W，能量转换效率分别达到8.4%和9.3%，均为目前研究报道中的较优水平.
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图 9 Fe-Ni合金阻隔层在热电器件中的应用[54]Figure 9. Application of Fe-Ni barrier layer in thermoelectric devices. (a) electrical resistivity profiles taken on the interface between the Fe-Ni metallization layer and SKD legs, and SEM images before heat treatment; (b) electrical resistivity profiles taken on the interface between the Fe-Ni metallization layer and SKD legs, and SEM images after heat treatment; (c) photograph of the thermoelectric module; (d) output power characteristics of the thermoelectric module相比于接头的连接强度，热电材料的热电性能以及接头到电极的导电性能是影响热电对实际应用的关键因素，需要在界面形成冶金结合的同时，避免母材元素扩散导致热电材料失效以及生成导电性能差的化合物层. 此外，从目前研究结果来看，接头位置的时效性能仍难以满足实用需求. 因此，在满足热电材料接头基础连接强度的情况下，如何长久保持热电对的电性能是后续研究关注的重点.
4. 结束语
随着人类社会的不断进步和发展，为满足生产制造和应用的需求，越来越多的先进功能材料被研制出来，复相陶瓷、纤维增强陶瓷基复合材料以及热电材料等材料因其广泛的应用场景和巨大的应用潜力备受关注. 针对实际应用中先进功能材料与金属钎焊连接的难点，对近年来的研究成果进行分析讨论.
(1) 对于复相陶瓷和纤维增强陶瓷基复合材料，改善钎料润湿性、提高界面结合强度以及缓解接头残余应力是主要的研究方向，现有的研究基本围绕钎料中添加活性元素、母材表面改性、钎缝添加中间层及增强相等方面开展，但多数成果仅在构件尺寸和待焊面积较小时适用，如何将先进的连接技术进一步推广应用于实际生产是实现产学研转化的重中之重. 随着应用需求的具体化，对接头装配和钎焊工艺都提出了更高的要求，一方面，尽量简化焊前处理步骤，避免造成母材机械损伤和钎缝过厚，在保证接头力学性能和功能性的前提下提高装配精度，降低生产成本；另一方面，先进功能材料的制备工艺及过程对实现高质量接头也存在巨大影响，将焊前表面改性的部分提前至材料制备过程中，预先对材料待连接面进行特殊处理，对简化构件制备工艺，提高生产流程一体化程度有重要意义.
(2) 高性能的热电材料往往通过掺杂少量其它元素制备得到，界面元素的扩散严重影响热电材料和器件的使用性能，对于热电材料与金属电极的钎焊连接，研究的重点则在于如何保证较低的接触电阻和长时间的使用稳定性，设计制备更薄、更稳定的阻隔层将大幅提高热电器件的功率密度和能量转换效率. 此外，在不影响热电性能的前提下，制备热电材料时添加碳纳米材料或其它类似材料，直接降低热电材料本身内部元素的扩散速率也是未来值得探索的研究方向.
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图 1 多股绞合焊丝结构示意图
Figure 1. Schematic diagram of multi-stranded welding wire. (a) welding wires sectional drawing; (b) welding wires physical
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图 5 焊接接头EDS分析
Figure 5. EDS analysis of welded joints. (a) EDS analysis of weld zone; (b) EDS analysis of heat affected zone; (c) EDS analysis of the base metal
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图 6 打底焊不同区域组织
Figure 6. Microstructures in different regions of bottom welding. (a) weld zone; (b) heat affected zone; (c) low magnification fusion zone; (d) high magnification fusion zone
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图 7 填充焊不同区域组织
Figure 7. Microstructures in different regions of filling welding regions. (a) weld zone; (b) heat affected zone; (c) low magnification fusion zone; (d) high magnification fusion zone
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图 9 焊接接头晶粒形貌
Figure 9. Grain morphology of welded joint. (a) weld zone of bottom welding; (b) heat affected zone of bottom welding; (c) weld zone of filling welding; (d) heat affected zone of filling welding
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图 10 热影响区RF图
Figure 10. RF diagram of heat affected zone. (a) bottom welding; (b) filling welding
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图 11 热影响区晶界角度差分布图
Figure 11. Distribution of grain boundary angle difference in heat affected zone. (a) bottom welding; (b) filling welding
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图 12 局部平均取向差分布图
Figure 12. Distribution of local average orientation difference. (a) bottom welding; (b) filling welding
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图 14 拉伸断口形貌
Figure 14. Tensile fracture morphology. (a) low magnification; (b) high magnification
表 1 母材及焊丝的主要化学成分(质量分数，％)
Table 1 Main chemical compositions of base metal and filler material
材料 Mg Fe Si Zn Ti Mn Cu Al 5A06 5.82 0.35 0.072 0.011 0.022 0.69 0.026 余量 ER5356 5.12 0.15 0.052 0.001 0.082 0.148 0.011 余量 
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表 2 焊接试验参数
Table 2 Welding technology parameters
焊层 激光功率
P/kW焊接电流
I/A光丝间距
D/mm离焦量
f/mm焊接速度
v/( m·min−1)打底层 5.5 ~ 6.0 160 ~ 180 4 + 5 0.8 填充层 4.0 ~ 4.5 160 ~ 180 4 + 20 0.8
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表 3 焊接接头的晶粒尺寸
Table 3 Grain size of welded joints
方法 焊缝区晶粒尺寸d1/μm 热影响区晶粒尺寸d2/μm 最大值 最小值 平均值 最大值 最小值 平均值 打底焊 101.03 4.64 37.31 63.29 4.64 10.14 填充焊 98.13 4.53 32.36 65.24 4.53 10.28
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表 4 焊接接头的力学性能
Table 4 Mechanical properties of welded joints
拉伸测试 编号 抗拉强度Rm/MPa 断裂位置 强度系数平均值 数值 均值 母材 1-1 354 347 — 1.0 1-2 339 — 焊接接头 2-1 309 292 熔合线 0.84 2-2 271 熔合线 2-3 295 熔合线
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