异种金属焊接

异种金属焊接技术

何康生、曹雄夫编著机械工业出版社1986年10月第一版

随着现代工业的发展，对结构和材料的要求越来越高，如造船和海洋工程要求解决大面积拼板、大型立体框架结构自动焊及各种低合金高强钢的焊接问题；石油化学工业要求解决各种耐低温及耐各种腐蚀性介质压力容器的焊接问题；航空航天工业中要求解决铝、钛等轻合金结构的焊接问题；重型机械工业中要求解决大截面构件的拼接问题；电子及精密仪表制造工业要求解决微精密焊件的焊接问题。工业产品的结构调整及技术进步对焊接技术提出了更高的要求，同时也促进了传统焊接工艺的变革与新型焊接技术的开发与应用。优质、高效、节能的现代焊接技术正逐步取代能耗大、效率低和工作环境差的传统焊条电弧焊焊接工艺，焊接技术结构性的转变必将对装备制造业技术水平与生产能力的提升发挥更加重要的作用。

现代化动力机械、化工和石油加工设备以及多种食品的许多零部件，都要在高温、巨大的载荷、强烈浸蚀性介质、电磁场或放射性环境中长期工作。因此，用来制造这些零部件的材料，必须是满足上述要求的特殊材料，如高合金钢、有色金属以及专用合金等。

显然，如果整个设备和仪器都采用贵重材料制造，不但会使生产工艺过程大为复杂化、显著提高设备和仪器的造价、更重要的是满足不了使用要求。此外，运载火箭、航天器、超音速飞机、现代化的潜艇等部门的发展更与材料性能紧密相关，这些部门要求使用的材料在低温和高温下有很高的比强度，以及在振动和高速运行时，具有足够的强度和寿命，以保证长期工作的可靠性。目前对所有材料的性能分析表明，单独使用任何一种材料都不能同时满足上述的全部要求。

通常，任何一种构件在使用过程中，其各部分所承受的载荷并不一致，一部分零件的工作条件较差，可能接近许用应力的极限值，而另一部分零件的工作条件可能只承受很小的应力。显然，在这种场合下，应用异种金属焊接结构就比较合理。

把异种金属零件连接成一个整体部件，焊接常常是最好的方法。有时也可以采用钎焊，但接头的强度和耐腐蚀等性能往往受到钎料性能的限制，不容易满足较高的使用要求。现有的机械连接法不但连接工艺复杂，而且在使用过程中多半不能满足可靠性要求。

特种焊接技术的应用范围

电子束焊异种金属时所采用的中间过渡层金属

电子束焊的异种金属组合

电阻焊的异种金属组合

贮能焊的异种金属组合

冷压焊的异种金属组合

注：▲——焊接性良好

超声波焊的异种金属组合

摩擦焊的异种金属组合

注：▲——焊接性良好

爆炸焊的异种金属组合

注：●——焊接性良好。

1、低碳钢；

2、中碳钢；

3、低合金钢；

4、合金钢；

5、铸钢；

6、不锈钢；

7、Ni 及Ni合金；

8、因康洛依；

9、因康镍；10、蒙乃尔；11、哈斯特洛依；12、Cu；13、BeCu；14、黄铜；15、青铜；16、Al；17、Be；18、Nb；19、Nb合金；20、Au；21、铪；22、Mg；23、Mo；24、Pt；25、Ag；26、Ta；27、W；

28、Ti；29、Zr

扩散焊的异种金属组合

1、Al；

2、Be；

3、Pb；4

合金；11、塑料；12、Cu；13、Mo；14、Ni；15、Nb；16、磷青铜；17、Ag；18、碳钢；19、高合金钢；

20、Ta；21、Ti；22、W；23、钢青铜；24、Zr

注：●——焊接性良好。

金属压焊的理论基础

压焊是在低于被焊金属熔点的温度下，不添加填充金属，施加一定的压力，使接头产生必要的塑性变形，实现焊接的方法。

压焊的机理极为复杂，它是理论家和工程师们长期以来所注意的课题，也是长期争论的内容，而且迄今为止，许多机理还远未被人们所揭示和了解。

一、薄膜学说

薄膜理论认为，焊接性并不取决于材料本身的性能，而是决定于零件被焊接表面的状态。只要去掉被焊金属表面的油膜和氧化膜，在协调一致变形（相互接触的两种不同金属在外力作用下，产生变形方向和变形速度相同的塑性变形，称为协调一致的变形）过程中，使被焊零件互相接近到原子间力的作用范围内，就能形成焊接接头。他们把氧化膜分成硬而脆的，和韧而易变形的两类。当金属零件冷变形时，硬而脆的氧化膜即被粉碎，裸露出清洁的金属层，当它们相互接近到原子间力的作用距离时，就牢固的结合在一起；如果金属表面上的薄膜是韧而易变形的，在塑性变形时，易变形的氧化膜就会随同金属一起流动，而阻碍接头的形成。

试验证明，两种被焊材料原子直径不同，对焊接过程的影响最大。用接触面上结晶方向不同的单晶体所做的试验表明，结晶的方向对金属的相互结合力也有很大的影响。此外，目前已经采用压焊的方法焊接金属与非金属材料，例如用扩散焊焊接金属与陶瓷，而陶瓷本身就是氧化物，这一事实已使纯洁金属表面的概念失去其意义。综上所述，薄膜理论虽然可以很好地解释冷压焊的焊接机理，但它已经不能解释其他压焊；实践中不断出现的许多现象，因此，不能用它来作为单纯地解释所有压焊的理论基础。

二、再结晶理论

帕克斯根据金属在变形量很大时，再结晶温度会显著下降的事实提出了再结晶理论。在冷压焊时，形成接头的主要过程是接触区的再结晶过程。也就是说，金属的变形和变形所引起的冷作硬化，在高温的作用下，会使被焊零件界面边缘的晶格原子重新排列，形成同属于两个被焊件的共同晶粒，这样，就使相互接触的金属焊接在一起。

但是，必须指出，再结晶理论首先要求在连接区形成共同的晶粒，其次要求在接触区两边形成晶粒方向一致的晶界。此外，还要求在界面上的晶粒要具有金属内部晶粒的一切特征。因此，我们说，再结晶理论所论证的问题，是接触表面已经产生结合以后的组织变化过程，而没有对结合过程的本身进行论证。

实际上，许多试验说明，赞成这一理论的人并没有掌握令人信服的依据。

三、位错学说

位错学说认为当两个相互接触的金属产生协调一致的塑性变形时，位错迁移到金属的接触表面，从而使金属的氧化膜破除，并产生高度只有一个原子间隔距离的小台阶。把金属接触表面上出现位错看作是塑性变形阻力的减小，因而有利于金属的连接。但从另一个角度来看，金属表面上出现位错，必定会增加表面上的不平度，这就造成接触表面比内部金属大得多的塑性变形。由此可知，结合过程是接触区金属的塑性流动的结果。

四、扩散理论

卡扎柯夫提出了被焊金属在一定温度（0.6～0.8倍的熔化温度）下形成焊接接头的扩散理论。他认为，在接头区域中存在着一层很薄的互扩散理论。他认为，在接头区保证了优质的焊接接头。看来，这一理论也不全面，根据这种扩散理论推断，如果增加互扩散区的厚度，应能提高接头的机械性能。但事实并非完

全如此。在任何形式的固态焊过程中，必这都会产生扩散过程，当然它对接头的形式的固态焊过程中，必定都会产生扩散过程，当然它对接头的形成过程会有所影响。实践证明，对同种金属，扩散确实起到了有利的影响，但它仅是一种次要的影响。异种金属固态焊的实际结果，有时完全相反。

扩散理论的致命弱点是：它没有考虑接触表面的激活过程和相互结合过程可能会限制整个优质接头的形成过程。例如产塑性变形能力相差很大的两种金属在弱作用力下压焊，或者同种金属在较低温度（低于熔化温度的50%）下，接触表面的激活过程和结合过程都会限制优质接头的形成过程。

在被焊金属之间产生扩散过程，显然是要在接触表面已经形成结合以后才能发生。因此，也不能用扩散理论作为单纯地解释所有形式压焊的理论基础。

五、能量学说

西苗诺夫认为，引起金属间相互结合的条件，不是金属原子的扩散，而是金属原子所含有的能量。当被焊材料相互接触时，即使它们的原子已经接近到晶格参数的数量级，只要原子所含有的能量还没有达到某一水平（这一能量水平可以称为该金属结合的最低能量），就不足以使它们之间产生结合。只有当接触处金属原子的能量提高到某一水平，表面之间才会形成金属键，它们之间的界面开始消失而连接在一起。

能量学说应用了激活状态的概念，其实质是从能量的角度来观察接头的形成过程，弥补了上述各种理论的不足之处。但是，也还存在着一些缺点，众所周知，导致晶格能量增加的冷作硬化会使金属的结合能力变差，对这一现象就不能用能量学说来解释。实际上能量学说并没有提示出金属间的结合到底与连接金属的哪些物理-化学性能有关。

压焊理论上的不统一，可能是由于缺乏大量有关焊接参数和焊接条件对焊接质量影响的试验数据。上述各种理论各自都有自己致命的弱点，不能单独地用它们来解释形式众多的压焊机理。但是，它们又是从不同形式压焊实践中总结出来的理论，对局部的现象都有其合理的成分。因而，近来业已居上述各种理论的基础上总结出关于包含各种形式的压焊特征的一些共同的概念。其中焊接过程三阶段的理论是目前公认的压焊过程的理论基础。

压焊焊接过程的三阶段模式：

第一阶段是物理接触的形成阶段，也就是被焊材料的原子依靠塑性变形，在整个接触面上相互接近到能够引起物理作用的距离；或者被焊材料的原子依靠塑性变形相互接近到足以产生弱化学作用距离以内，这时，位错消失而使塑性材料的接触表面激活，形成弱化学键的条件。

第二阶段是接触表面的激活，形成激活中心，然后两个被焊表面之间产生物理和化学的相互作用，最后形成化学键，所以也称化学的相互作用阶段。激活中心的出现及激活时间的长短取决于较硬一侧的被焊材料（如硬质合金、难熔金属等）的塑性变形。

焊接同种金属时，第一阶段与第二阶段是掺和在一起进行的，很难区分开，因为两个接触表面在相互接近过程中，当产生协调一致的塑性变形而使个别凸出点被压平时，其激活过程就已经开始实行了。

已经使物理接触面实现结合后，金属材料通过结合面向周围扩散的阶段叫做第三阶段，在国外文献中，通常也称为“体”的相互作用阶段。在第一阶段，既要在接触面上形成牢固的化学键，而且还要从接触面的“面”发展到“体”。这种发展过程中，当相互分离的中心汇合到一起时，这时在接触面的作用已宣告结束。但“体”的相互作用还要等到应力权弛后才结束。实际上，往往为了提高接头的强度，必须使过程继续进行，以便让其发生诸发再结晶，有时甚至还有异扩散类型的松驰过程。

在焊接同种金属时，第三阶段结束的标志是在接触处产生再结晶过程，在这个过程中开始形成共同的晶粒。在焊接异种金属时，是否需要限制第三阶段中的异扩散过程，取决于扩散区的性质和新相的产生。物理接触的形成阶段

一、去除表面表面膜

在扩散焊接第一阶段，从焊接面上清除掉附层和氧化膜，雨季能形成实际的接触。从工艺的角度来说，在焊前和焊接过程中是否能将被焊表面上的氧化膜彻底清除掉是至关重要的。被焊面的真空中加热，油脂逐渐分解和挥发；吸附的蒸气和各种气体分子就解吸下来。化学吸附气体和氧化膜最难从表面上清除。在扩散焊的条件下，清除速度与氧化物的热稳定性、焊接温度、真空度、真空中残留气体的成分及其它因素有关。

一）、解吸：在焊接条件下，实际上只有银、铜、镍等金属的氧化物才能解吸下来。提高温度经常可

以使金属表面上的氧化物结构发生变化，而提高真空度可以使氧化物开始解吸的温度下降。

二）、升华：只有氧化物的饱和蒸气压高于该氧化物在气相中蒸气分压的时候，才能使处在真空中的氧化膜产生升华。在扩散焊条件下，钼、铬等金属的氧化物可能产生升华。

三）、蒸发：蒸发可以使很多金属的氧化物从表面上清除掉。但是，通常只有在接近于金属熔点的高温时，才能产生强烈的蒸发。当两个被焊零件的表面之间已经相互接触，产生强烈的解析、升华和蒸发等过程的可能性已大大下降。这时，去除金属表面的氧化膜主要依靠氧化膜向基体金属的溶解或依靠母材中所含合金元素的还原作用。如果该金属与其氧化物的塑性、硬度和热膨胀系数相差很大，则机械作用将在接触区的氧化膜去除过程中起决定性的作用。

四）、化学反应：不论采用任何一种真空泵进行抽气，在真空系统中仍会会有水，二氧化碳，氢，氧等化学活性气体；这些气体会与被焊零件表面起氧化-还原的化学反应。对于钢来说，碳是主要的还原元素。当钢与石墨进行扩散焊时，钢表面上的氧化物的直接还原作用很剧烈，甚至可以在气压下进行。对钢零件被焊的表面涂敷一层薄薄的碳，可以净化和加强扩散焊接过程。

五）、溶解：在被焊零件已经接触的条件下，如果金属与其氧化物的塑性、硬度、热膨胀系数相差很大，即使极其微小的变形也会破坏氧化膜的整体性而龟裂成碎片被除去。氧化膜在基体金属中的溶解度取决于温度和氧在该金属中的溶解度与扩散速度。例如氧在钛中的扩散速度和溶解度都特别大，比铁、铝等金属要大1～2个数量级。当用扩散焊焊接钛及其合金时，就是利用这个优点来消除表面氧化膜的。

六）、选择适当的焊接工艺创造除膜的条件：扩散焊接金属材料时，提高真空度，能改善清除氧化膜的条件，因为提高真空度，可以相应地降低焊接的温度和压力，这点对于焊接工艺极为重要。此外，接头强度还与氧化膜的清除程度有关。

二、物理接触的形成

无论采用哪一种焊接方法，表面的物理接触（使表面接近到原子间力的作用范围内）都是形成焊接接头的必要条件。熔焊和钎焊时，由于加入了熔敷金属或液体钎料的浸润，会在瞬间内形成接触的自生现象。压焊时，就必须对被焊件施加压力来实现被焊面之间的物理接触。

表面凹凸变形的接触面积，一般称为物理接触面积。严格说，这不是相同的面积，在这种表面上可能有原子之间的相互作用。现已确定物理接触面积取决于材料的性质和施加的压力。

物理接触（也称实际接触）是作用物质之间产生电子相互交换的过程，是任何化学反应的必要条件。现代的科学概念认为，金属固态结合过程是一种化学反应过程。化学反应的结果，在被焊表面的原子之间形成较为稳定的外层电子。由此可见，物理接触也是压焊的必要条件。在熔焊或熔焊-钎焊时，由于熔化金属原子具有很大的活动性，所以很容易在固态-液态之间形成物理接触。

不论那种形式的压焊，物理接触都是依靠一种（或二种）被焊金属在接触处的塑性变形来实现的。利用压焊中的一些焊接方法，如冷压焊、超声波焊、摩擦焊和需要加热的压焊等，物理接触都很重要，是决定焊接接头强度的主要因素。

在一般的扩散焊过程中，实际接触面积的增加，可以分为变形、流动和使实际接触面积继续增加的扩散几个阶段。加压的初期，只在个别点上的作用应力大大超过屈服点，并引起微观突出的点的弹-塑性变形。但加压后，变形速度立即增大到每分钟为1000%。然后才有下述的关系：

P = F S P——外加的压力；F——接触面上的实际压力；S——实际的接触面积。

经过几秒钟的加压力以后，变形量相应的降低2～3个数量级，并转入不稳定的流动阶段。这时接触区内的塑性变形取决于温度和压力。；实际接触面积可以达到名义接触面积的40～75%。

实际接触面积的继续增长与材料稳定的流动过程有关。比较该过程激活能量，可以初步估计出材料流动的倾向性。在外力场的作用下，从位错运动的热激活概念出发来看待流动时，就可以看出应力、温度、结晶组织中的缺陷密度、杂质和合金元素对材料的流动速度的决定性影响。

但是在一定的焊接参数（压力和温度）下，金属流动值可能接近于零。

焊接同种金属或塑性相近的异种金属时，在协同一致的塑性变形过程中，以及在两个接触表面上有微观凸出点产生流动时，实际接触面积会有所增加。当两种被焊材料的塑性差异很大时，上述规律同样适用。但这时主要靠异种金属中硬度较低的金属微观凸出点的弹-塑性变形来提高物理接触面积。

表面加工精度对形成物理接触的影响很大，扩散焊时，机械清理能获得较好的结果。摩擦焊和爆炸焊

则影响不大。为了提高扩散焊效率，减少焊接时间，降低温度和压力，可采取下列措施：提高表面加工精度；周期性的加压；加塑性好的中间过渡层；提高真空度等。当然这些措施对焊接的整个三阶段都会有影响。

接触表面的激活阶段

一、表面激活的形成

形成实际接触面时，所产生的结合力还不足以产生表面原子间的牢固连接。为了获得原子之间的牢固结合，就必须激活表面上的原子。表面原子的激活会导致原有的原子键的撕裂，此后才有可能使原子间的电子相互作用，这种作用的可能性取决于被焊表面上激活原子或它们的复合体相互间的排列。因此，扩散焊过程的第二阶段又可分为前后两个时期：即前期为被焊金属表面激活时期；后期是被焊面之间形成金属键时期。

金属在外力作用下所产生的切应力和正应力会引起金属表面吸附层的塑性变形和流动。塑性变形和流动会使结晶组织中的缺陷发生振荡、迁移和赶出表面。引时，释放出来的能量决定激活中心的出现。如果升温，就会使位错和空穴迁移的密度和速度增加。表面激活和化学相互作用是连续的。与多晶材料高温塑变形的不均匀性有关。应该说明，用塑性变形的方法来激活表层原子不是唯一的方法。因为任何能使原子从表面上断裂开的作用都可以激活表面。用射线等方法也可以激活表面。表面激活过程与形成物理接触间的联系是十分明显的。但是扩散焊第一阶段的完成，并不意味着出现了表面完全激活。特别是异种金属焊接时尤其如此。此时，形成物理接触是靠这两种金属中硬度较低的金属变形，而表面化学作用的可能性却受到了较硬金属激活条件的限制。因此，异种金属焊接时其中一种材料越硬，需加的压力就越大，或加热的程度就越高，但加热温度不能超过熔点较低材料的熔点。

二、表面原子间的相互作用

把各种金属加工到表面精度相同，然后与铜进行压焊时发现，铜与各种金属之间的物理接触是完全依靠塑性较好的铜的变形来完成的。而且焊接所要求的压力也大致相同。由此可知，是否能在异种金属间形成原子键，首先取决于异种金属中较硬金属表面的激活程度，也取决于所施加压力的大小。其次，也应考虑材料间相互作用的物理化学特性、晶格类型、原子和离子半径的差别、互溶性、弹性模数比值等。虽然这些因素不会妨碍焊接第二阶段的进行，但对过程的发展变化舒服影响。会使表层原子产生应力。

压焊第二阶段后期主要是被焊金属表面已被激活的原子间产生各种相互作用阶段。这时，原子的活动性和振动的振幅都增加了，还出现被吸附气体的解吸过程，由于原子间相互作用而产生结合，可能从接触面向金属内部扩散几个晶格参数的深度。试验发现，铜和钨虽互不溶解，但仍能形成贱个原子直径厚度的过渡层。通常，焊接过程第二阶段的接头区是一个沿着接触面的晶格区。接头区中存在的孔隙和氧化物夹杂是第一阶段焊接过程不彻底所致。接头受静拉伸时，这些分散缺陷不会影响强度和致密性。但如果是贯穿断面的连续缺陷，就会使接头的塑性大幅度下降。

扩散阶段

一、压焊第三阶段的特点

金属材料向周围扩散阶段，即第三阶段。这阶段中会使缺陷（孔洞、氧化物夹杂等）消失；在接触处形成共同的晶粒，并导致内应力松弛。其结果会使接头的使用性能达到与基体金属一致。

如果说在第二阶段中，出现表层原子的反常性能，那么在自由表面已经消失的第三阶段内，材料接触区互相作用的特性将取决于状态图。根据状态图，异种材料体扩散的相互作用，可能引起具有下列成分的过渡区：无限固溶体；有限固溶体；材料间互相化学作用的产物。对于许多不相溶的金属，扩散焊将终止于第二阶段，而不会产生焊接过程的第三阶段。

二、不同金属的第三阶段

1、无限互溶金属：焊接具有无限互溶性的金属时，经过第三阶段的扩散后，在接触区会产生成分不定的固溶区，固溶区的宽度与焊接的温度和时间有关。均质的固溶体塑性很高，强度也高于基体金属。均质固溶体的特点是：在保持高塑性的同时，它的强度要比任何一种基体的强度都高。所以，凡是完成了焊接过程三个阶段的接头，断裂通常都是发生在强度较低的基体金属上。

2、有限互溶金属：具有有限互溶的金属（通常随着温度的上升，溶解度也跟着提高，如铜与铁）的接触面上，会产生浓度不同的固溶体区域。该区域的厚度，取决于过程的温度-压力条件，厚度增加，由于

在接头中形成共晶体脆性层而使接头的塑性和强度下降。

3、产生金属间化合物的金属：有些金属彼此之间会产生金属间化合物（如铜与铝、锆与铁、锆与镍等）。当过渡区中元素达到溶解度的极限时，由于晶格的变化而产生了金属间化合物。因金属间化合物很脆，使接头性能大为降低。通常，能形成金属间化合物的这类金属之间的互溶性都很低。扩散焊时，对共控制是一个极其复杂的课题。

三、再结晶

扩散焊第三阶段的再结晶是在塑性变形和实际接触形成过程的基础上产生。可以把这一过程的进展看作是再结晶中心的形成过程，然后由于结晶中心的增长产生一次再结晶，由于晶界的迁徙而产生汇集再结晶。在一不定期的条件下，个别晶粒可能产生畸形增长，而形成二次再结晶。最后，再结晶就成为稳定而具有某种最低能量的结晶组织。必须指出，在扩散焊的条件下，上述过程具有动态特征。

实际焊接条件下，残留在接触面之间的孔隙和氧化夹杂物往往会阻碍晶界的移动。夹杂物是造成接头表面的晶界能量高于基体的主要原因。因此，扩散焊时，形成共同晶粒的先决条件是把这些孔隙缩小到很低的程度，直到连接边界的能量接近于基体金属晶界的能量。

扩散焊过程中，主要依靠扩散熔合和扩散流动使空隙愈合。接触处空隙愈合的时间，首先取决于过程第一阶段的进行程度和焊接温度。提高焊接时的变形速度，能加速孔隙的“愈合”。

晶界的迁徙并不表明形成接头的过程已经完全结束。在接触面上还可能残留有个别的孔隙，影响接头的塑性。吸人使其继续扩散，才能使焊接的物理过程完全结束。如果对接头的强度、塑性和气密性等有较高的要求，就必须对同种材料和互溶的异种材料的扩散焊接过程作上述三个阶段的区分和分析。

在扩散焊条件下，能够活化扩散过程的因素通常有：提高焊接温度和压力、周期性的改变焊接温度和压力、用射线照射、能以直流电流和对表面进行冷作硬化等。

四、脆性相

1、脆性相的形成

在扩散焊过程中，当形成金属化合物时，通常在整个接触线上还见不到新相层均匀地增长。这不仅因为前两个阶段具有间断性，而且还因为在第三阶段中，原在表面个别区段内的扩散差异极大。众所周知，沿着晶粒边缘的扩散系数要比体扩散系数大得多。有时甚至大几个数量级。因此，沿晶界扩散元素的浓度要比平均浓度高。由于晶界处固溶体的局部过饱和，可能会产生新相的“核”。然后新相的核不断扩大，变成间断的金属间化合物的“岛”。小“岛”不断扩大而连成一体，形成连续的新相层。

在扩散初期，金属间化合物尚未形成连续层时，对接头的机械性能没有多大的影响。当形成厚度≥3微米的连续层时，接头的强度和塑性开始大幅度下降。这是由于新相脆性很大和相间体积的变化而产生内应力所造成的。

2、减少脆性相的方法

锆与不锈钢、铝与铜、铜与钛等异种金属在扩散焊时，必须采取一些工艺措施来控制脆性相的产生，其方法如下：

（1）控制扩散焊过程中第三阶段的时间；

（2）抑制接触面上形成脆性相元素的大量扩散等。根据上述理论，在第二阶段已基本形成焊接接头。如能在第二阶段内控制焊接工艺，或者使焊接接头在第三阶段内停留极短的时间，使其来不及产生脆性相，或者不让脆性相的厚度超过3微米，就能获得满意的接头。

（3）加中间过渡层

抑制形成脆性相元素扩散的工艺措施通常是在异种金属接触面之间加入中间过渡金属层。中间过渡金属分为活化过渡层和印化过渡层两大类。加入活化过渡层可使焊接过程的某一阶段加速进行或者进行得更容易。采用塑性比基体金属好的中间过渡层能使接触面更好地形成物理接触。这是一种减少焊接压力、温度和缩短焊接时间的有效方法。例如，在铝合金中间加入纯铝就可以实现低温扩散焊。在这种温度下，纯铝的流动速度和应力松弛要比铝合金高好几个数量级。

纯化过渡层可以限制、甚至完全消除扩散焊第三阶段的进行，阻止脆性金属间化合物的产生。所选用的纯化层材料，向基体金属的扩散系数最好大于基体金属向纯化层的扩散系数。这样可以使焊接接头在高温下保持较长的作用时间。采用中间过渡层，使扩散焊应用的范围大为扩大了。

接触熔化及其在异种金属焊接中的应用

一、接触熔化

在固态的异种金属接触区内的扩散过程可能会引起“接触熔化”现象，凡低于熔点温度，固态的异种金属在接触处转变为液态的现象叫做接触熔化。不仅共晶体系的异种金属间具有接触熔化的性能，固熔体中也会出现接触熔化现象。如锰-铜体系。可以利用接触熔化现象来连接金属。这是一项比较新的，并有很大发展前途的焊接方法。从某种意义上说，TLP法是介于熔焊与钎焊之间的一种金属连接方法。

接触熔化现象既可应用于焊接工艺也可应用于各种形式的钎焊。应用接触熔化现象连接金属的名称很多，如共晶扩散连接，带熔化夹层的焊接，共晶焊，液相过渡连接（TLP）等。

如果从实验中去测定接触熔化温度，那么，这种温度可能要高于状态图中共晶体熔化温度或固溶体最低温度，因为实测的温度与接触表面状态、物理接触的密度、金属的组织有关。

二、利用接触熔化的焊接

1、焊接特点

任何形式的固态焊接，都能满足第一个要求。由于扩散的结果，可能在固态下形成一个或几个共晶区域。两种固态金属在相互接触情况下，扩散过程就一直会进行下去，直到该温度下的极限溶解度，此后就会出现液相。

异种金属A与金属B，希望把它们连接到一起，需要预先把相互接触的表面精细地加工。两块金属在温度为T1时接触在一起，经时间t1的扩散后，在金属A附近形成α固溶体，靠近金属B形成β固溶体。如果在温度T1保持足够长时间t2，在α相里B金属的浓度比X1大，而在β相里金属的浓度大于X2，这样就会产生液相L。如果延长保温时间，液相的体积会迅速扩大。当把接头冷却到温度T2时（T2＞T E），液相就会凝聚成α+β的形式，并且还带有在A和B结合区域内形成的共晶体。在这个过程里，最重要的条件是温度T1比共晶温度T E高。

利用接触熔化来连接金属，可采用多种形式。如果金属A和金属B形成共晶体，就可以直接应用接触熔化效应对A和B进行连接，把金属A和金属B一起加热到略高于共晶温度，在接触面上就会出现共晶体的熔化。由此可知，液相的出现，并不是事先在被焊件坡口间加入了熔点较低的第三种金属（熔化过渡层或钎料等），而是依靠接触面两表层的本身。这种焊接方法既与熔焊不同，也与钎焊不同（不加钎料）。

2、焊接形式

1）、二种金属利用接触熔化的形式焊接。如甘霖些半导体仪器生产中，铝线和硅片的连接、铜触点与铜或黄铜板的连接等。

2）由于金属A制成的被焊零件之间加入金属B的夹层，而金属A和金属B能够形成共晶体。它与第一种形式不同之外在于液相的数量有限制，液相的数量由金属夹层B的厚度来决定。

3）当不允许在接触面之产明大量的液态共晶体存在时，可以应用第三种形式，这里在被焊件之间除了加入金属B之外，还另外加入两小块金属A，作为夹层形式加入的这两小块金属A的厚度，要略小于与金属B形成共晶体所需的厚度，不够部分就会由被焊零件的接触表面来补充。这样，就可以在一定程度上控制被焊表面的熔化深度。应用第二、第三种形式的实例有：用银箔作夹层来焊接紫铜与黄铜；用铜夹层来焊接铝；以铝和铜粉末作为中间夹层来焊接铝与铜接头。

4）基体金属C并不参与共晶体的形成。这一形式与钎焊几乎没有区别，只不过以最方便的形式应用钎料。如果为了减小共晶体在接触面之间的厚度，还可向被焊件施加压力P，这时液态的共晶混合物就会从接触面之间挤压出来，只在两工件之间没有物理接触的间隙中残留微量的共晶体，这就会提高接头的质量，成为共晶扩散钎焊。

从工艺角度年，第一种形式最难掌握。因为在保温时间内，液态共晶体的数量会不断增加。只有在加热温度下降到低于共晶温度时，这种形成液态共晶体的过程才会停止。即形成共晶体的数量要取决于加热时间。但要精确控制加热时间是困难的。

利用接触熔化的焊接过程如下。首先将中间夹层加入在两焊接表面之间，然后在焊件上加一个很小的压力（0～0.01㎏/mm2）,将焊件加热到共晶温度以上，便会出现液相，并在这个温度下保温扩散，在保温过程中通过液相和固相之间的扩散而逐渐凝固，这个过程是等温凝固过程；等温凝固后形成的接头，其成分还很不均匀。为了获得成分和组织都很均匀、性能与基体金属一样的接头，需要继续进行扩散处理。

实验和理论研究均表明，焊接过程共分三个阶段，熔焊、堆焊和钎焊也不例外。由于在第三阶段中产生再结晶、形成脆性化合物，或因相与相之间的反应扩散而形成各种新相，往往使第二阶段中已经得到的强度又重新下降。有时也不完全如此，如果由于扩散而使焊缝和近缝区的化学成分向有利方向变化，过程的第三阶段也能继续提高焊接接头的强度。

两个被焊的金属表面在压力作用下逐渐接近，表面上的原子间将首先产生物理引力的作用，而能够引起化学结合力的距离还要小得多。因此，为了实现分子或原子之间的化学吸附，还必须使分子或原子具有一定的能量。分子获得这种能量的过程叫做激活过程，当分子获得这种能量以后，激活过程也就结束了。

激活能有多种形式，如热能（热激活）、弹-塑性变形能（机械激活）、慢性子、离子或其它形式。压焊就是靠两个被连接的金属零件在接触中（有时还要进行辅助的升温）产生的共同弹-塑性变形使原子相互接近的。熔焊、熔焊-钎焊和钎焊，则是依靠熔融金属（热能）润湿基体金属而实现原子的接近。

不论采用任何一种焊接方法，都需要一定的时间来实现物理接触的发展过程和两相之间的化学相互作用。烛接过程中温度越低，就越容易区分两个主要阶段。熔融金属与固态基体金属相互作用过程是在高温下进行的（与基体金属的熔化温度对比而言），所以，作用速度快。第一阶段与第二阶段是在润湿过程中一个接着一个地进行，实际上不太可能分开。

根据上述，在熔焊、熔焊-钎焊和钎焊时，紧跟在第二阶段之后就是扩散过程，扩散过程的进行速度极快，在连接有限相互溶解度的异种金属时，实际上很难使熔合区中没有脆性金属间化合物。为了确定焊接工艺，必须有这些过程“允许时间”的概念，以便正确地选择焊接方法、焊接参数和保证获得优质的接头。

根据试验测得钢与铝，或者钢、镍与铜焊接时所需要的激活液相-固相的接触界面的激活能约等于93.6焦耳/千克原子。在温度为700℃时，要使相互间具有物理接触的铝与钢之间产生异扩散而形成焊接接头，至少要有4个小时的扩散时间；为了使钢或镍与铜形成同样的焊接接头，只要在1100℃温度中保温0.5秒钟即可。

压焊的时间是一个主要的焊接参数，这一点与熔焊有所不同，而且它与压焊方法有关。

异种金属焊接接头中新相的形成

一、无限固溶异种金属的焊接

合金在凝固时的状态，取决于合金元素原子间相互作用。合金元素总是超向于形成能量上较稳定的状态，这就决定了合金元素间相互作用的形式。如果溶质金属原子在溶剂金属原子的晶格中占据某一固定位置，从能量动力学上说，呈稳定状态时，这两种合金元素就会形成与溶质金属和溶剂金属都不相同的新相——固溶体。具有无限互相溶解度的两种金属在固态下进行压焊时，甚至只要有微量互扩散的元素存在，也能保证焊缝获得均匀的固溶体，所以焊缝金属是单相的金属，这对于金属的性能来说是有益的。根据库乐纳可夫法则，在连续系列的固溶体中，合金的性质与组成合金元素的性质有所不同。

二、液态互溶、固态无限溶解的异种金属焊接

假如金属A在压力作用下与金属B紧密接触，而且接触界面上的温度不断上升。起初，当加热的温度还没有达到熔化温度，但已超过再结晶温度，在微观的个别点之间相互接触处，由于产生金属A的原子和金属B的原子相互扩散，就会产生固溶体，两种金属的晶粒会结合和互生在一起，这就是压焊过程的开始。如果继续加热，当温度达到了熔点较低金属的熔化温度时，就开始出现液相。随着温度的不断上升，液相逐渐扩大，因而液相中所含较难熔金属量也不断增多，冷却后，形成固溶体。当达到某一温度时，妈了使没有压力作用，液相也足以保证焊接接头的质量。这时固溶体的厚度，即较难熔金属在固溶体中的浓度梯度，将取决于焊接过程的时间和温度。

如果金属A和B的接触面是理想的平面。则扩散区只要有一个分子层的厚度就足以保证整体的连接了。可是，事实上由于接触面的不平整，为了保证整体的连接质量，因此要求具有较大的扩散层。

由于继续扩散，在固溶体边缘层中的化学成分与中心部位的化学成分会有某些不同。从熔化温度开始缓慢结晶时，焊缝的成分必定与上述状态图相一致。这时焊接接头的质量将取决于被焊金属扩散过程进行得充分与否，也就是取决于接触界限上所获得的固溶体。熔焊-钎焊与上述压焊的情况略有不同。这时，起决定性作用的是浸润过程（浸润的时间和温度）。短时间浸润，原则上可以获得优质的焊接接头。长时间浸润，还可能产生被焊金属相互溶解和相互扩散的过程，而这类过程一般地并不会引起有害的作用。

三、液态互溶、固态互不溶解的共晶型及固态形成有限固溶体的异种金属焊接

能够形成平衡的机械混合物——共晶体（一次结晶时形成）和类共晶休（二次结晶时形成）的元素构成的合金，对形成焊接接头有很大的影响。产生这种混合物时，元素在固态下是否形成不含有限固溶体的混合物或具有有限的相互溶解度，这对于形成焊接接头来说是十分重要的。在合金成分中，如果没有有限溶解度的元素，异种金属的熔焊接头的焊缝区从一种相向另一种相逐渐过渡时，就会具有完全均匀的微观组织。

在液态焊接熔池中，金属A与金属B组成均匀的连续互溶液态金属。但液相与基体金属始终保持接触，在A坡口附近的溶液中含金属A的成分就多一些；同样，在另一边靠近B坡口的溶液中含金属B的成分就多一些。焊缝中金属组织和相组成的逐渐转变，保证了从一种金属性质逐渐地过渡到另一种金属的性能。

对这类金属进行固态压焊时，形成接头的过程会受到一定限制，由于金属不熔化，所以坡口上不会产生再结晶，而被焊金属在固态下相互之间溶解度几乎等于零（连有限溶解度都不存在），因此在界限上不可能引起扩散过程。为了获得优质压焊的接头，就必须使清洁的接缝之间紧密接触，创造更多的激活核心，尽量使被焊金属的原子结构和晶格类型一致（如加入不熔化的中间过渡金属夹层等）。

除了两种被焊的金属在液态下互溶，而固态下互不溶解的情况以外，在固态下还往往可能形成具有有限溶解度的固溶体。众所周知，在固态下有限溶解度的情况有两种：形成共晶体和形成包晶体。第一种情况比较典型，突出的例子有钢与紫铜，铜与锌等。对于这类金属来说，形成焊接接头的机理与上述情况显著不同。加热的第一阶段主要产生扩散过程，当达到共晶温度时，在接触处就会出现液相。如温度继续提高，液相会扩大，其成分也相应地要起变化。

在压焊时，异种氏包管这间的相互扩散（即使是有限的扩散）都有特别重要的意义，因为这种扩散是改善焊接接头性能的辅助因素。具有这一类状态图异种金属焊接接头中，不论是在焊缝上，或者在近缝区上，如果出现时效现象都是非常不利的。

四、液态互溶、固态时形成化合物的异种金属焊接

焊接异种金属时，在多种被焊金属之间会产生金属间化合物。该化合物是获得优质焊接接头的主要障碍之一。金属A和金属B在结晶过程中如果产生了金属间化合物C。新化合物C能与金属A和金属B形成共晶混合物，但与其它物质都不互溶。

新的化合物通常由M个金属A的原子和N个金属B的原子组成。金属A的原子和金属B的原子在晶格中的位置是固定不变的。C的晶格与规则的固深体完全不同。所以新物质C的性质与它的组成元素A 和B的性质完全不同。经常会遇到这种情况，即两种金属原来塑性和韧性都很好，其化合物却不是塑性的，而是即硬又脆的金属间化合物（如铁与铝的金属间化合物）。因此，在焊接异种金属时，要特别注意避免形成金属间化合物。

金属间化合物相形成和增大的典型实例

一、典型实例的选择和研究方法

选择Al-Cu和Fe-Al体系研究早期的金属间化合物相形成和增大过程最为合适。这两个体系的特点是：一方面铝与典型金属铜相互作用，而另一方面却与过渡族元素铁相互作用，从固态下的相互溶解度来看，它们也是不同的。铝在铁中和在铜中都能很好地溶解；便是却只有铜才溶解于铝，而铁在铝中的溶解度是极其微小的。Al-Cu合金是著名的时效合金，而在Fe-Al合金中，却存在着有序排列由此可知，这是焊接异种金属时最为典型的两个实例，因为它们包括几乎所有的产生金属间化合物的情况。此外，研究这两个合金体系具有很大的实用价值。

用冷轧的方法，把Fe-Al和Al-Cu两组异种金属轧制成双金属板。轧制过程中的变形率为：Fe-Al54%；Al-Cu48%。从轧制件工切取20×20×10毫米的试件。然后分别在300、400、500、540、570、600、630、650℃的温度下进行真空退火。温度偏差不应超过±5℃。退火时间8～15分钟或10小时。冷却以后，从试件表面去除1.5～2毫米表面层，消除其它干扰。在试件的一侧，垂直于界面切取金相试样。然后在这个磨片上研究组织结构、相组成和元素的分布，研究分析金属间化合物层的特征，测量它的厚度和显微硬度以及确定金属间化合物层增大的特征和规律。

异种金属接头金相试样制作和显示的有关资料，文献中很少涉及。制备和研究异种金属接头金相磨片

的困难在于，被焊金属具有不同的物理化学性能。由于铝、铜和钢的硬度不同，试样中含铝的部分磨损程度要比铁和铜大得多，结果会在异种金属过渡界限形成台阶。由于异种金属电化学势的不同，用腐蚀的方法同时显示试样的两种金属存在困难。因此，研究异种金属焊接金相试片时，试片的制备和显示方法已成为一个重要的课题。

为了对Fe-Al和Al-Cu的焊接接头进行宏观和微观的结构分析，把试件夹在心轴内，并在四周缠上易熔合金或塑料箍。要使两种金属的接触区处在试样的中间，用铲刀加工试件表面，不要用砂轮对四周进行打磨，以免表面被金刚砂和钢的细料所玷污。表面铲平后进行逐级抛光，抛光用的所有粗、细砂纸，事先都要涂上一层石蜡，或者石蜡与煤油的混合物。

二、铝-钢系

对Al-Cu接头焊后状态的试件进行金相分析后表明，接触区内没有金属间化合物相。为了研究Al-Cu 接头在固态下的相互作用，对试件进行退火处理：退火温度从300至500℃，间隔为50℃；并采用不同的保温时间（从5分到12小时不等）。由于Al-Cu接头有时要用于高温工作，因此按照上述的温度范围研究焊接接头的组织状态和相组成，不仅具有实用意义，并且在研究方法方面也有参考价值。

为了排除冷轧件断面各区段不均匀性对扩散过程的影响，用同一工件在不同温度下，研究了退火时间与组织变化之间的关系。在Al-Cu焊接试件上观察到了明电灯泡的潜伏期，潜伏期时间随温度升高而减少。研究Al-Cu试件的组织与加热温度、时间的关系，就可以确定在各种温度下一定尺寸（0.5～10微米）的金属间化合物出现的时间，然后作出曲线图。

在铝与铜的接触区内，在给定温度下，随着退火时间的延长，会出现金属间化合物的过渡层。从加热温度为350℃，加热时间为5分钟开始，在接触区只出现一层棕色层。把加热温度提高到400℃时，出现两种过渡层。靠近铝的过渡层呈阴暗色，靠近铜的呈明亮色，在高倍偏光显微镜下发现，明亮色部分是由两层较薄的过渡层组成。如果加热温度提高到450℃和500℃，过渡层的厚度增大。在加热温度为400℃时，靠近铝的过渡层厚度几乎比靠近铜的过渡层厚度大1倍。

当加热温度达到550℃后，铝与铜相互作用区的组织，就截然与上述的不同。除在铜一侧可以见到光亮过渡层外，还可见到一个相当大的双相区。这个双相区可能是在550℃形成的共晶体。

在各种加热温度下保持5分钟后测量新相的厚度，测得的结果列于图。实际上，靠近铝侧的过渡层处，新相厚度的增长速度最快。

如果保温时间延长到25分钟，就会使金属间化合物过渡层的厚度增加。当温度高于450℃和500℃，铜侧过渡层的厚度比铝侧的要略大些。延长保温时间到1小时，然后到2小时，这时，温度350℃还会形成另两种过渡层，而形成金属间化合物的温度从350℃下降到300℃。铜侧的过渡层比铝侧的增长快，而两过渡层之间的增长很缓慢。过渡层的增大与保温1小时的温度之间的关系曲线在温度470℃左右相交。加热时间延长到2小时，则要在450℃温度时才能见到相交点。如果保温时间延长到4～8小时，铜侧过渡层增大曲线与铝侧过渡层增大曲线在420℃时相交，此外，中间处过渡层比铝侧过渡层的增大速度快，这两条曲线在温度470℃左右相交。

保温时间延长到8和12小时，金属间化合物的增长速度不变。在稍高温度下（400、450、500℃），铜侧过渡层增大得最快，其次是中间过渡层，而铝侧过渡层增大得最快，其次是中间过渡层，而铝侧过渡层没有增大。当温度稍低时，铝侧过渡层增长较快。例如，300℃保温8小时，铝侧过渡层的厚度为3微米，而中间和铜侧过渡层的厚度都只有1～1.5微米。保温时间大于8个小时，出现金属间化合物的温度界限下降到250℃。过渡层厚度随加热温度和加热时间变化的结果列在双对数坐标图内。

分析了从试验中获得的数据后，可以认为，在上述研究的加加温度和加热时间范围内，总的金属间化合物区的增大规律是属于抛物线型的规律。

对上述各过渡层的组织研究分析表明：铝侧过渡层的组织粗大，有接近于同轴晶粒的特征。由于过渡层的晶粒中含铜量不一，过渡层中间部分比较光亮，两边的色泽逐渐变暗。长时间的保温（在400℃保温80小时）会使铝侧过渡层增大的特征发生变化。过渡层本身，可以见到铜在铝中的固溶区段，它没有成为金属间化合物相。铜侧过渡层和中间过渡层很难显示出腐蚀结果，它们之间的颜色；实际上没有差别。扩散区吵的显微硬度明显地反映出三种金属间化合物的过渡层。

铜侧过渡层的显微硬度最高，约等于1000～1050公斤力/平方毫米，铝侧过渡层为500～600公斤力/

平方毫米。在金属间化合物相邻区域发现显微硬度略高（100～120公斤力/平方毫米）距离相邻区域越远，硬度逐渐下降，一直降到铝的硬度（25～30公斤力/平方毫米）。

在250℃保温30小时情况下，过渡线上未发现新相。加热到350℃保温20小时情况下，已经形成可见的过渡层。继续加温到400℃保温20小时，过渡层已经发展到3～12微米厚的直分清晰可见的区段。加热到450℃保温20小时就可以清晰地观察到CuAl2相的过渡层CuAl相的过渡层Cu3Al2相过渡层。

三、铁-铝系

对Fe-Al冷压接头加热后的金相分析证明，在不同加热温度下，需要经过一段孕育时间，才能产生金属间化合物。如加热温度低于540℃，需要无穷大孕育时间，即在540℃根本不会产生金属间化合物。当加热温度为550℃，要经过两小时后，才发现生成金属间化合物。

加热温度如果低于600℃，刚出现金属间化合物时，仅仅是一些孤立的小“岛”，几乎见不到接触线。随保温时间增加，小岛的厚度逐渐增大，且向四周扩大，在整个接触面上将形成一层过渡层。加热温度如果超过630℃，则过渡层厚度的分布情况就会产生急剧的变化。在650℃保温15～30分钟，其厚度为11～14微米。保温时间延长到1小时（或更长些），金属间化合物层与铁之间的边界，呈犬牙交错状，犬牙的齿尖（金属间化合物）深深地楔入到铁侧，此时金属间化合物层厚度增加9倍。如保温1小时，厚度为160微米，2小时为240微米。在650℃下延长保温时间，金属间化合物总厚主要功能的增加主要以“齿尖”增长的形式出现。另然过渡层也会向铝侧增长，但并不明显。应该指出，在650℃时，金属间化合物向铁侧和铝侧“双方向”增长的情况下，氧化物夹渣会残留在金属间化合物过渡层的边界中。

铁与铝在固态下相互作用后只形成一层含铁的（含量为35%）中间过渡层，而固态铁与熔化的铝相互作用时可以产生几层中间过渡层。根据铁在过渡层中的含量可以得出金属间化合物的分子式：Ⅰ——FeAl3＋Al相；Ⅱ——FeAl3相，宽度为50～60微米；Ⅲ——Fe2Al5相，宽度为100～120微米；Ⅳ——FeAl相；Ⅴ——Fe。因为FeAl含量很少，在X射线光谱分析中很难见到FeAl相，而其它二相比较容易找到。

钢与有色金属的焊接

第一节：铝与钢的焊接

一、铝、铁的性质

由于铝与铁的物理化学性能相差很大，因而给铝与钢的焊接带来了极大的困难，铝与铁相比较，铝的密度小、熔点低、导电和电热性能好。铝与氧的亲和力很大，还原性很强，甚至在常温下，铝也容易与空气中的氧化合，化合后生成密度比铝本身高（2.850～3.950公斤力/立方米）的氧化铝，氧化铝与金属铝结合得很牢固，即使铝在熔化状态下，由于表面张力，它也很容易继续保持在液态铝的表面，这使铝的焊妆发生困难。铝是一个典型的“负电”元素，在一般情况下，它与任何化学元素都不会形成连续的固溶体。

实践证明含镁的铝合金，很难采用扩散焊接。若必须对含镁的铝合金进行扩散焊接时，可以加一层纯铝作中间过渡层。

二、铝与其它金属的相互作用

铝与铝合金与各种牌号钢的连接具有很大的实用价值，因为这就把铝的比重小、导电性能好、耐蚀性好的优点与钢的强度高的优点相互结合到一起。

在研究铝与钢、钛、镍等金属的相互作用时，首先应注意接头中金属间化合物相的增大过程。在化学元素周期表中，铁和镍处在同一过渡族中，它们与钛与在同一周期中，故与铝在平衡条件下相互作用时，具有同一类型的状态图。

纯铝与钛或镍相互作用时形成金属间化合物的规律有类似的特征，仅仅在数量上有某些差异。铝与钛、钢、镍相互作用时，如果相互作用的条件相同，其孕育期的排列顺序为钛＞钢＞镍。焊接上述组合金属的最佳（指不产生金属间化合物）方法有：滚轧焊、摩擦焊、扩散焊、冷压焊、爆炸焊、超声波焊等。

由于滚轧焊和摩擦焊的焊接温度低，孕育期就比较长，焊接时间就可能大大延长。对铝与钛、钢、镍进行焊接时，铝中的含的合金成分对孕育期的时间有很大的影响。例如，由于铝中所含镁的不良影响，无论采用摩擦焊、滚轧焊或扩散焊都不能获得可靠的焊接接头。因此，用上述焊接方法焊接铝镁合金时，必须加中间夹层，通常采用纯铝作为中间夹层。

三、铝与钢熔焊特点

铝与钢熔焊的困难是：第一是铝和钢熔点相差很悬殊，焊接时铝开始熔化，而钢才刚刚被加热到一定温度；第二是两种被焊金属的线膨胀系数相差太大，因而会在钢-铝过渡区产生相当大的热应力；第三是被焊金属的导热性和热容量相差太多，这也会助长热应力的产生；第四是铝的难熔氧化膜的存在，会在焊缝中形成夹渣。为了溶解氧化膜，若使用焊铝的专用焊剂，由于这种专用焊剂的熔点很低，流动性很大，不能很好地润湿钢材的表面。如果采用焊钢用的标准焊剂，会跟液态铝产生化学反应，破坏铝的成分，故这两类焊剂均不适合焊接钢与铝；第五，焊接钢与铝和铝合金时，会在过渡区形成脆性金属间化合物。

铁在固态铝中的溶解度极小，在225～600℃时，铁在铝中的固溶界限量为0.01～0.022%。在共晶温度645℃时，铁在铝中的溶解度为0.53%，在室温下，铁完全不溶于铝。

含有微量铁的铝合金，冷却过程中会出现金属间化合物FeAl3的结晶（铝为59.18%）含铁量在1.8%时，在645℃形成A l＋FeAl3。随着铝合金中含铁量的继续增加，就会出现下列化合物，Fe2Al7的结晶（铝为62.93%）；Fe2Al5的结晶（铝为54.71%）；FeAl2的结晶（铝为49.13%）；FeAl的结晶（铝为32.57%）等。由于铝合金中的铁通常总是以金属间化合物形式存在，因此要早衰管窥蠡测的机械强度和加工性能。由此可知，铝中加入铁会提高铝合金的极限强度和硬度，并显著降低铝的塑性。铝合金中的含铁量和钢中的含铝量有影响，含铁8～10%的我铝合金塑性已变得很差，含铁量越高就越脆，因此这种铁铝合金直到现在也没有得到实际应用。室温下铝在铁中的溶解度比铁在铝中的溶解度大600倍，如室温下铝在铁中的溶解度为32%，而在1232℃时为35%。

要想采用一种或几种具有中间物理化学性能的过渡金属来焊接铝与钢，实践证明是很困难的。分析铝与其它元素的二元和三元状态图表明，与铝能形成合金的元素（如镁、硅、铜等）不是在铁中的溶解度极低，就是与铁形成一种或几种金属间化合物。这是绝不允许的。

焊接铝与钢时，必须采用在金属接触界面上不形成金属间化合物的焊接方法。就这种意义来说，闪光焊和摩擦焊、超声波焊、扩散焊、冷压焊等受到了人们的重视，其中各种冷焊方法连接铝与钢用得最多。这些焊接方法有一个共同的缺点，就是焊件的形状受到一定的限制，因而实际应用范围很窄。

铝与钢直接小家伙时困难很大，而且焊接的质量难于控制，但在实践中有时仍需采用熔焊工艺。这时可采用下列方法：在钢表面镀上与铝相匹配的另一种金属（如锌）；在铝与钢之间加入中间层。这两种方法的共同点是都采用一种或几种金属的中间层，但也不一定能保证完全避免界面上金属间化合物的形成。用上述两种方法施焊的接头能随静负荷，但在使用中耐冲击负荷的能力很差。

四、铝与钢的压焊

1、摩擦焊：是一种较为适宜焊接铝与钢的方法。焊接时，金属铝并不熔化，只是受摩擦的局部金属

被加热，冷却也很快，因此金属间的互扩散速度不高，甚至可能来不及扩散之前就已冷却了。铝与钢之间不会形成金属间化合物，即使是形成了一些金属间化合物，在较大压力表的作用下，也会立刻从对接处被挤出去。但仍需有足够长的加热时间，以便：1）使钢的端部能产生塑性变形；2）保证一定的变形量，使整个端面上产生接合力；3）保证能破坏和除去对接面上的氧化膜。为保证摩擦焊质量，钢件端面必须与旋转轴保持严格的垂直度。如果焊件端面含有超过0.2毫米大小的夹杂物，焊接质量立刻下降。此外铝件端部必须清除油脂和其它吸附物。

2、楔焊：也属于冷压焊，是一种适合于塑性相差很大的异种金属焊接方法。该焊接方法是把较硬的焊件加工成尖楔形，压入较软的焊件中去。铝与钢的楔焊共分为两种：一种在A l＋Al3Fe的共晶温度以上焊接，另一种方法是先在钢焊个把上镀铜，镀银或镀锌，然后再进行楔焊。

A l＋Al3Fe的共晶温度为654℃，比铝的熔点稍低一些。因此第一种楔焊温度可以选在654～660℃，这时铝还处于固态下，而共晶体已成液态，但实际上很难实现。因此，可以先在钢件楔面上镀铜，在上述温度下楔面上的铜与铝相接触时，铜与铝就要产生共晶体而形成接头。也可镀色彩，因银比铜不易氧化。当钢向铝楔入时，使表面的氧化膜破碎，然后随着液态菜晶体一起被挤出焊接面，而剩下来的共晶物即成了高熔点钎料。

3、冷压焊：铝与钢直接压焊，接头的抗拉强度和铝合金强度相近似。1Cr18Ni9Ti与LF3压焊接头的抗拉强度可以达到21.5～22.5公斤力/毫米2，断裂发生在LF3合金上。1Cr18Ni9Ti与LF5压焊接头的抗拉强度可以达到29.9～30.2公斤力/毫米2。压焊接头的缺点是对加热很敏感。例如，将1Cr18Ni9Ti与LF5接头加热到350℃保温1～2小时，多数焊接试件的强度只为焊后试件强度的1/15～1/20，而部分试件裂开，在接触区出现了成分不明的二次相。此外，在LF5一侧，离接合区0.5～2.5毫米的冷作层的界面上有产生应力集中的可能。用这种焊接方法施焊的接头都明显地改变了工件的原始尺寸。

4、扩散焊：铝与钢扩散焊容易形成金属化合物，使接头强度不高。加中间层的扩散焊可以得到牢固的接头。中间层可以采用电镀等方法镀上很薄一层金属。中间层的成分可根据合金状态图和在接触区可能形成的新相进行选择。

焊接LF21铝合金与15号钢时，可在15号钢的表面上先镀铜，再镀镍。扩散焊规范如下：焊接温度550℃；焊接压力1.4公斤力/毫米2；焊接时间2分；真空度10-3托。

焊接L4铝合金与15号钢的规范为：焊接温度550℃；焊接压力1.25公斤力/毫米2；焊接时间2分；真空度10-3托。

焊接直径25～32毫米的L2铝与12Cr18Ni10Ti钢棒时，使用的规范为：焊接温度500℃，焊接压力0.75公斤力/毫米2；焊接时间30分；真空度10-2～5×10-4托。接头最大强度为9公斤力/毫米2。在接头中形成了宽4～6微米的过渡区，显微硬度为50～140公斤力/毫米2。

合金元素镁、硅及铜与钢的接头强度的影响最大。镁对焊接性不利，会加速金属间化合物层的增长。随铝合金中含镁量的增加，接头强度明显降低。当焊接时间为20分，温度为525℃时，纯铝与1Cr18Ni9Ti 钢接头的强度为3公斤力/毫米2；如果铝合金含镁量为22%时，接头强度为2.5公斤力/毫米2；焊接时间增加到60分钟时，镁对接头强度的不良影响更为明显强度实际上等于零。由于镁的这种不良影响，迄今扩散焊尚未成功地应用于钢与LF5铝合金的直接焊接。

铝合金中的含硅量小于5%时，对铝合金与1Cr18Ni9Ti钢的焊接性有利，可以提高接头的强度。但是，由于铝合金中含硅量高，使它的抗蠕变能力提高，扩散焊时，焊接时间要显著增加才能获得最大的接头强度。

当铝合金中含有3%的铜时，可以大大提高接头的强度，金相分析表明，在接头区没有任何脆性相。焊接1Cr18Ni9Ti与铝-铜系合金时，焊接温度不应超过525℃。

对LF3合金与1Cr18Ni9Ti钢的接头进行金相分析时发现，在扩散过渡区有两种显微硬度不同的相：HB=600和HB=1000。比较硬的相为金属间化合物，相当于铁-铝平衡状态图的中间部分，即FeAl2或Fe2Al5。这样的接头强度为7.1公斤力/毫米2。电子探针研究表明，发生了铁、铝、镍、铬及镁元素的扩散。

五、爆炸焊：铝与钢也可以用爆炸进行焊接。例如，厚度1.5～4毫米的纯铝与1.5～15毫米的1Cr18Ni9Ti 不锈钢爆炸焊焊接接头的剪切强度可达7.2公斤力/毫米2。

爆炸焊焊接接头金相分析证明，在爆炸冲击作用下，在被焊金属接触面之间形成了波浪形，因此产生

了金属键。因为作用时间很短，所以在接触面上，没有见到脆性金属间化合物相的出现。

第二节铜与钢的焊接

一、铜及铜合金：铜及铜合金具有优良的导电性能、导热性能和良好的成形性能，某些铜合金同时还兼有较高的强度和耐腐蚀性能，因而在电气、化工、制氧、造船、食品、动力、交通及邮电等工业部门都得到了广泛的应用。铜及铜合金通常以颜色的不同可分为紫铜、黄铜、青铜及白铜四大类。

1、紫铜：纯铜外观呈紫红色故称紫铜。它具有极好的导电性、导热性和良好的塑性，对大气、海水及某些化学药品也具有良好的耐腐蚀性能，紫铜还具有良好的耐低温性能，因而被广泛用来制造电缆、散热器、冷凝器和热交换器等。

紫铜不能热处理强化，在退火状态下塑性很高，但强度很低。用冷变形方法可以大大提高紫铜的强度，但塑性却急剧降低。紫铜经退火可以消除冷作硬化。为了完全恢复材料的塑性，须在较高温度（500～700℃），在略有氧化性的气氛中进行退火，以防止在还原气氛中加热时可能引起的“氢脆”。

2、黄铜：以锌作为主要合金元素的铜合金通称黄铜。黄铜颜色随含锌量的增加而由黄红色变到淡黄色。仅由铜和锌组成的合金称为普通黄铜或锌黄铜。普通黄铜的机械性能比纯铜高，价格也便宜，在一般情况下不生锈、不会被腐蚀，塑性好，能很好地承受热压和冷压加工，故广泛用于机械制造业中制造各种结构零件。

为了改善普通黄铜的性质，除加入锌外再加入锡、镍、锰、铅、硅、铝、铁等元素，就成为特殊黄铜，如锡黄铜、镍黄铜、钴黄铜、铅黄铜等。根据工艺性质、机械性能和用途的不同，黄铜可分为压力加工用黄铜和铸造用黄铜两大类。黄铜中的含铁量超过0.03%就有磁性，因此，抗磁黄铜中的含铁量不得超过0.03%。

黄铜也和纯铜一样，一般不能热处理强化，黄铜也是在冷变形时强化的。为了提高黄铜的塑性，需要在（500～700℃）温度范围内，在略呈氧化性的气氛中进行退火。含锌量7%以上的黄铜，在冷作硬化状态时在腐蚀介质作用下有形成裂纹的倾向。诸如H68、H62、HPb59-1等含锌量高的黄铜对季节性裂纹较敏感，因此用含锌量高的黄铜制作零件时，最好进行低温回火（250～300℃）。与纯铜一样，在要求耐蚀的部位，也需要镀锌。

3、青铜：以锡为主要合金元素的铜合金称为锡青铜。青铜也可以分为压力加工用和铸造两大类。铜基合金中不含锡而含有铝、镍、锰、硅、铁、铍等元素（二元或多元）组成的合金，称为无锡青铜或特殊青铜。这类青铜具有高的机械性能、良好的工艺性能和高的耐腐蚀性能。因此，在机器制造业中广泛地用来制造受力耐蚀零件、弹性元件及耐磨零件等。

4、白铜：就是铜镍合金。单由铜和镍组成的合金叫普通白铜；添加锰、铁、锌、铝等元素的铜镍合金分别称为锰白铜、锌白铜等。按照性质和应用范围通常把白铜分为结构白铜和电工白铜。

二、铜与钢焊接的特点

当铁向铜扩散时，形成有限溶解度的ε固溶体。室温下处于平衡状态时，在α铁中溶解的铜不超过0.3%，在铜中溶解的铁不超过0.2%，铜与铁不形成脆性金属间化合物。温度从700℃升高到1000℃时，铁在铜中的溶解度从0.3%～0.35%直线上升到2.6%～2.9%。当铜向α铁扩散时，同样形成有限溶解度的固溶体。在750～835℃温度区间，铜的溶解量达到3.5%。在835℃时，过饱和的α用ε固溶体形成α＋ε的共晶体。在835～910℃温度区间，铜在α铁内的溶解度下降，同时铜降低了铁的α→γ转变温度。铜溶解于铁内要吧有α固溶体和γ固溶体两种形式。铜在γ铁内的极限溶解度大于铜在α铁内的溶解度。如果焊后冷却速度较快，则在扩散过渡区内产生铜、铁的过饱和固溶体，甚至含铁量达到2～2.5%时，也未发现游离状态的铁。熔焊时，铜与钢之间的熔合线十分明显，且含有富铁相。

实际上经常遇到的是铜与钢的焊接，而不是铜与铁的焊接。焊接铜与钢的困难在于铜对氧的化学亲和力很大，铜的熔点比钢低，铜与钢具有不同的导热系数和线膨胀系数等。

众所周知，焊接时金属的结合是依靠原子间相互作用来实现的，这就必须使一种金属的原子与另一种金属的原子接近到小于被焊金属晶格参数的距离。在铜和铁之间所以能够形成牢固的金属键是因为它们具有系列相近的物理化学性能，如：在门捷列夫元素周期表中，铜与铁同在一个横列中，铜和γ铁的晶型都是体心立方体，其晶格参数和原子体积（铜为7.1000,铁为7.089）也都很近。

熔化焊接铜与钢，经常发生铜渗到钢晶粒之间，产生热应力，使焊缝发生断裂。铜与低碳钢的焊接裂