铝合金由于密度小、力学性能良好、成形性能优异等优点，被广泛应用于航空航天、汽车、机械等行业^{[1, 2]}。钎焊作为一种传统的连接技术，可以使被连接件的变形控制在极小的范围内，从而为结构复杂的铝合金制件的连接提供技术支撑。铝合金目前常用的钎焊方法有火焰钎焊、气体保护钎焊和真空钎焊^[3-5]。火焰钎焊简便灵活，适用于小尺寸构件，但是加热过程中温度不易精确控制，难以保证接头质量，甚至可能烧坏被焊工件。气体保护钎焊和真空钎焊适应性好，并能较好地保证接头质量，但对设备的依赖性大，操作过程也较为复杂。空气炉中钎焊作为最简单有效的钎焊方法之一，具有加热均匀、设备简单通用、生产效率较高等优点，但因钎焊温度较高时，工件容易发生氧化，难以保证钎焊质量，导致其应用受到一定程度的限制；因此，寻找一种低熔点铝基钎料来降低钎焊温度，对实现铝合金低成本、高质量的钎焊连接具有十分重要的实际意义。

常用的铝基钎料主要是以Al-Si共晶为基础，根据不同的母材特性和钎焊接头性能要求，通过添加一定的合金元素而形成。针对不适宜采用Al-Si共晶钎料钎焊的低熔点铝合金^{[6, 7]}，国内外学者为降低钎料的熔点作了大量研究，结果表明，锗、铟、镱、铜等元素可以降低钎料的熔点；但考虑到材料成本，目前国内主要采用加入Cu元素以达到降低钎料熔点的目的^{[8, 9]}。本工作采用自制的Al-Si-Cu-Zn钎料钎焊3003铝合金，分析钎焊温度对接头组织和性能的影响规律。

1 实验材料与方法

钎焊实验采用空气炉中钎焊工艺，在SX3-4-10-A型箱式电阻炉中进行，所采用的铝合金试件尺寸为15 mm×30 mm×3 mm，其化学成分(质量分数/%)为：Mn 1.12，Si 0.12，Cu 0.07，Fe 0.55，Al为余量。母材的室温抗拉强度为147.3 MPa。

实验钎料为自主研制的箔状Al-Si-Cu-Zn钎料，厚度为0.2 mm。钎料的化学成分及其熔化温度如表 1所示。该钎料以Al-Si为基础，通过添加适量铜和锌降低钎料合金的熔点，改善其流动性^{[4, 10]}；添加微量锰改善钎料对3003铝合金的润湿性，提高钎焊接头的强度和抗腐蚀性能。考虑到空气炉中加热的氧化性和钎焊过程中的去膜作用，采用QJ201钎剂进行保护，QJ201的化学成分为KCl-32LiCl-10NaF-8ZnCl₂，熔点范围为460~520 ℃。

钎焊前，将待钎焊面在SiC砂纸上按180^#，360^#，600^#和800^#顺序进行逐级打磨，接着用10%NaOH溶液去氧化膜，然后用清水冲洗，再用5%HNO₃溶液进行中和处理，最后用清水冲洗、晾干。风干后的钎料置于两钎焊面间组装成搭接接头(如图 1所示)，并施加0.2 MPa的压力，以保证钎焊试样稳固^[11]。钎焊时，先将SX3-4-10-A型箱式电阻炉加热到钎焊温度并保温10 min，使炉膛内温度均匀，然后将装配好的试样放置于电阻炉内，通过快速升温避免钎剂因过早熔化而降低其效用，从达到目标温度开始计时，焊后迅速从电阻炉中取出试样并空冷至室温。本实验钎焊温度为540~580 ℃，保温时间为10 min。

将钎焊接头截面研磨抛光进行金相制样(腐蚀液为0.5%HF水溶液)，采用DMI 5000M金相显微镜、Quanta200环境扫描电子显微镜、Inca 300能谱分析仪和D8 Advance X射线衍射仪等分析试样接头微观组织和断口形貌。采用CMT5105万能材料试验机测试钎焊试样抗剪强度，实验加载速率为0.5 mm/min。

2 结果与讨论 2.1 钎料的XRD和微观组织

图 2(a), (b)分别为Al-Si-Cu-Zn钎料的XRD图谱和微观组织。由XRD结果可知该钎料含有α(Al)，θ(Al₂Cu)，Si和Al₆₅Cu₂₀Fe₉Mn₆ 4个相，结合EDS结果，判断微观组织中浅灰色基体为α(Al)相，灰色网络状为θ(Al₂Cu)相，深灰色细针状为Si相，黑色枝杈状为AlCuFeMn+Si相。

2.2 典型钎焊接头的微观组织

图 3为钎焊温度560 ℃，钎焊时间10 min的接头微观组织。根据钎缝中元素(主要是Al元素)的线扫描结果(见图 3(a))，可以将钎焊接头分成3部分，即钎缝中心区、扩散区和母材^[12]。图 3(a)中间是以钎料合金为主的钎缝中心区(表示为Ⅰ区)，左右两侧是3003母材(表示为Ⅲ区)。Ⅰ区和Ⅲ区之间为Ⅱ区，Ⅱ区是由于钎焊过程中钎料和母材中元素的扩散作用而形成的扩散区。

如图 3(a)所示，根据Al元素的线扫描成分分布将扩散区可以分为单相α(Al)固溶体层(表示为A层)和元素扩散层(表示为B层)两层^{[12, 13]}。从钎缝中心区到母材，Al元素含量先急剧升高，然后趋于稳定(A层)，略微下降之后又开始上升(B层)，最后达到新的稳定值。单相α(Al)固溶体层是指扩散层向钎缝中心方向生长的齿状α(Al)固溶体，它的形成既与Al-Si，Al-Si-Cu共晶反应有关，也与钎料中的Si，Cu元素的扩散有关，合金元素的扩散使母材在低于其熔点的温度下即可发生熔化。图 3(b)是560 ℃时钎焊接头的钎缝中心区微观组织，与钎料的微观组织(见图 2(b))对比，发现两者的相组成基本相同，即浅灰色网络状的θ(Al₂Cu)相、深灰色细针状和细小颗粒状的Si相以及深灰色枝杈状AlCuFeMn+Si相，其余为α(Al)固溶体。

2.3 钎焊温度对接头的微观组织的影响

图 4为不同钎焊温度时钎焊接头的微观组织，可见接头组织均较为致密，呈现出良好冶金结合。由图 4可以看出钎焊温度从540 ℃上升至560 ℃时，钎缝宽度逐渐增加，α(Al)和θ(Al₂Cu)晶粒明显长大，并且α(Al)相在钎缝中所占体积比有所增加，θ(Al₂Cu)相体积比减小。这是由于随着钎焊温度升高母材中的Al原子向钎料合金中扩散以及钎料合金中的合金原子(主要是Cu，Zn，Si原子)向母材的扩散作用均加剧，导致母材溶解增多和钎缝/母材界面向母材一侧推移。当钎焊温度升高至580 ℃时，因钎焊温度过高，钎料黏度过低，导致钎料部分流失，钎缝变窄，钎缝中心区α(Al)相、θ(Al₂Cu)相晶粒明显粗大，且组织较不均匀。对不同钎焊温度时钎焊接头的钎缝中心区的基体组织进行能谱分析，结果如表 2所示。结合Al-Si-Cu三元相图^[6]，推断钎缝基体组织为固溶有Cu，Zn，Si元素的α(Al)固溶体。不同钎焊温度对应的钎缝中心区θ(Al₂Cu)相、AlCuFeMn+Si相的能谱分析结果如表 3所示。

随着钎焊温度的升高，元素扩散作用加剧，扩散区齿状α(Al)固溶体进一步向钎缝中心生长，形成犬牙交错的结合界面，进一步增强钎料与母材的冶金结合能力，使接头性能提高。齿状α(Al)固溶体的适当生长有利于钎焊接头力学性能的提高，但是钎焊温度过高会使母材发生过度溶蚀，接头性能反而恶化^[5]。

2.4 力学性能及断口分析

采用Al-Si-Cu-Zn钎料在不同钎焊温度下对3003铝合金进行搭接钎焊，获得的接头的室温抗剪强度^[12]及断裂位置如表 4所示。由表 4可知，钎焊温度为540~580 ℃，钎焊接头均断裂于扩散区齿状α(Al)/钎缝中心区的交界处。从540 ℃升高至560 ℃，钎焊接头的室温抗剪强度逐渐提高，但温度进一步升高至580 ℃时，强度有所下降。

钎焊温度直接影响元素的扩散能力和接头的冶金结合效果^[14]，钎焊温度为540 ℃时，元素的长程扩散能力较弱，两侧扩散区较窄(见图 3(a))，齿状α(Al)固溶体晶粒较小，钎缝与母材结合界面几乎呈直线，冶金结合相对偏弱，室温剪切时试样断裂在扩散区齿状α(Al)/钎缝中心区的交界处，钎焊接头抗剪强度为54.8 MPa；随着钎焊温度的升高，母材和钎料中元素的长程扩散能力增强，齿状α(Al)固溶体晶粒长大，接头结合界面犬牙交错，接头两侧扩散区逐渐增厚(见图 4(b)，(c))，冶金结合能力逐渐增强，试样剪切断裂时断裂面仍位于扩散区齿状α(Al)/钎缝中心区的交界处，但曲折的界面延缓了裂纹的扩展，使得钎焊接头抗剪强度得到提高。当钎焊温度为560 ℃时，钎焊接头的室温抗剪强度达到最大值92.3 MPa，约为母材强度的62.7%。然而进一步提高钎焊温度，钎料发生部分流失，母材发生轻微溶蚀，扩散区的α(Al)固溶体晶粒不再均匀长大，从而导致钎焊接头的强度反而降低。当钎焊温度上升至580 ℃时，接头的室温抗剪强度下降到61.6 MPa。

图 5为560 ℃钎焊接头的剪切断口形貌。从图 5(a)可以看出断口呈现出许多短而弯曲的撕裂棱，撕裂棱两边由大小不一的解理台阶构成。表 5显示了图 5(a)中3个位置的能谱分析结果，Al和Cu的原子比接近2:1，可以判断剪切断口为θ(Al₂Cu)相。再结合图 5(b)，可以判断接头断裂于扩散区齿状α(Al)/钎缝中心区的交界面，这是由于α(Al)固溶体晶界处存在不连续网状分布的脆性θ(Al₂Cu)相。在应力集中的作用下，脆性θ(Al₂Cu)相沿α(Al)相界面被拉开从而产生裂纹，最终导致接头剪切断口表现为较明显的脆性解理断裂特性^[15]。

3 结论

(1) 采用Al-Si-Cu-Zn箔状钎料在540~580 ℃保温10 min工艺下对3003合金进行钎焊，可获得良好的钎焊接头，它由钎缝中心区、两侧扩散区和母材组成。560 ℃时钎焊接头的室温抗剪强度达到最大值92.3 MPa，约为母材强度的62.7%。

(2) 在540~580 ℃保温10 min时，钎焊试样室温剪切断裂于扩散区齿状α(Al)/钎缝中心区交界面，主要沿扩散区齿状α(Al)固溶体相和脆性θ(Al₂Cu)相的界面产生开裂，断口形貌主要呈现出脆性解理断裂特征。