2021年铝合金热力学性能

Material Sciences 材料科学, 2014, 4, 139-144Published Online July 2014 in Hans. /journal/ms/10.12677/ms.2014.44021The Effect of Annealing Technics on theMicrostructures and Properties of 5083Aluminum Alloy SheetHengyang Lu1,2, Yunlai Deng1,2, Qingsong Dai1,2, Jiaqi Zhang1,2, Ping Fu1,21School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha2Key Laboratory of Nonferrous Materials Science and Engineering, Ministry of Education, Central SouthUniversity, ChangshaEmail: dai19890206@, luckdeng@Received: May 22th, 2014; revised: Jun. 19th, 2014; accepted: Jun. 26th, 2014Copyright © 2014 by authors and Hans Publishers Inc.This work is licensed under the Creative Commons Attribution International License (CC BY)./licenses/by/4.0/AbstractThe effect of annealing technics on the microstructures and properties of 5083 aluminum alloy sheet were analysed by metallography, tensile testing, deep drawing and texture analysis. Results indicated that: the sheet started to recrystallize after 270℃/1 h annealing and recrystallization fi-nished after 360℃/1 h annealing. The strength of 5083 Al declined while elongation rised after annealing. The sheet without annealing treatment was prone to generate cracks at the bottom of the cup under deep drawing cups testing, and the deep drawing performance was improved after annealing. The earing rate was only 2.44% when the annealing technics was 360℃/1 h. The tex-ture detection analysis found that the deformation textures of cold-roll sheet were strong, while deformation textures declined and recrystallization textures enhanced after 360℃/1 h annealing.Keywords5083 Aluminum Alloy, Annealing Technics, Microstructures and Properties退火工艺对5083铝合金板材组织性能的影响卢恒洋1,2，邓运来1,2，戴青松1,2，张佳琪1,2，付平1,21中南大学，材料科学与工程学院，长沙2中南大学，有色金属材料科学与工程教育部重点实验室，长沙Email: dai19890206@, luckdeng@收稿日期：2014年5月22日；修回日期：2014年6月19日；录用日期：2014年6月26日摘要采用金相观察、室温拉伸、冲杯实验、织构分析等方法分析了不同退火制度对5083铝合金板材组织性能的影响。

Al-Zr,Al-Y和Zr-Y二元合金熔体热力学性质的计算李红英;鲁晓超;宾杰;魏冬冬;曾翠婷;高兆和【摘要】基于Miedema模型,利用热力学基本原理及元素的基本性质,计算Al-Zr,Al-Y和Zr-Y二元系统的混合焓、过剩熵、过剩吉布斯自由能以及各组元的活度.基于Al-Zr和Al-Y二元合金相图的数据,计算Al3Zr和Al3Y相析出反应的吉布斯自由能.研究结果表明:Al-Zr和Al-Y二元合金熔体的混合焓、过剩熵和过剩吉布斯自由能都小于0J,各组元的活度相对于理想溶液发生了较大的负偏差,而Zr-Y二元合金熔体的混合焓、过剩熵和过剩吉布斯自由能大于0J,各组元的活度相对于理想溶液发生了较大的正偏差,说明Al与Zr和Y原子有较强的相互作用,而Zr和Y原子相互作用不大.2种相析出反应的吉布斯自由能都小于0J,且Al3Y相的吉布斯自由能更小,表明过渡族元素Zr和稀土元素Y同时加入到纯Al时,更容易生成Al3Y；计算结果和实验结果相吻合,证明Miedema模型的合理性.【期刊名称】《中南大学学报（自然科学版）》【年(卷),期】2013(044)005【总页数】7页(P1806-1812)【关键词】Miedema模型;混合焓;过剩熵;过剩吉布斯自由能;活度【作者】李红英;鲁晓超;宾杰;魏冬冬;曾翠婷;高兆和【作者单位】中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙,410083;中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙,410083;中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙,410083;中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙,410083;中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙,410083;中南大学材料科学与工程学院,湖南长沙,410083【正文语种】中文【中图分类】TG146.2铝及铝合金具有比强度高、塑韧性较好和可加工性能好等优点，广泛应用于建筑、航天航空、汽车和电力传输等众多领域。

随着科学技术的不断发展，对铝及铝合金的性能提出了更高的要求，必须开发新型高性能铝合金、提升传统铝合金的综合性能来满足应用需求[1]。

高分子材料的高弹性和粘弹性(word版可编辑修改)编辑整理：尊敬的读者朋友们：这里是精品文档编辑中心，本文档内容是由我和我的同事精心编辑整理后发布的，发布之前我们对文中内容进行仔细校对，但是难免会有疏漏的地方，但是任然希望（高分子材料的高弹性和粘弹性(word版可编辑修改)）的内容能够给您的工作和学习带来便利。

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第二节高分子材料的高弹性和粘弹性本章第二、三节介绍高分子材料力学性能。

力学性能分强度与形变两大块，强度指材料抵抗破坏的能力,如屈服强度、拉伸或压缩强度、抗冲击强度、弯曲强度等；形变指在平衡外力或外力矩作用下，材料形状或体积发生的变化。

对于高分子材料而言,形变可按性质分为弹性形变、粘性形变、粘弹性形变来研究,其中弹性形变中包括普通弹性形变和高弹性形变两部分。

高弹性和粘弹性是高分子材料最具特色的性质.迄今为止,所有材料中只有高分子材料具有高弹性。

处于高弹态的橡胶类材料在小外力下就能发生100-1000%的大变形,而且形变可逆，这种宝贵性质使橡胶材料成为国防和民用工业的重要战略物资.高弹性源自于柔性大分子链因单键内旋转引起的构象熵的改变,又称熵弹性。

粘弹性是指高分子材料同时既具有弹性固体特性，又具有粘性流体特性，粘弹性结合产生了许多有趣的力学松弛现象，如应力松弛、蠕变、滞后损耗等行为。

这些现象反映高分子运动的特点，既是研究材料结构、性能关系的关键问题，又对正确而有效地加工、使用聚合物材料有重要指导意义.一、高弹形变的特点及理论分析（一）高弹形变的一般特点与金属材料、无机非金属材料的形变相比，高分子材料的典型高弹形变有以下几方面特点。

1、小应力作用下弹性形变很大,如拉应力作用下很容易伸长100%～1000%（对比普通金属弹性体的弹性形变不超过1％）；弹性模量低,约10—1～10MPa（对比金属弹性模量，约104～105MPa）。

创新实践培训（论文）题目：变形铝合金的基本性能及分类学院：材料科学与工程学院专业名称：金属材料工程班级学号：学生姓名：指导教师：二O一二年十月变形铝合金的基本性能及分类学生姓名：班级：指导老师：摘要：本课题研究了变形铝合金的基本性能及分类。

变形铝合金在我们日常生活中应用极广，对于了解变形铝合金十分必要。

变形铝合金的基本性能包括物理性能，化学性能，力学性能，电学性能等等，由于篇幅有限，在这里我们只对一些典型、常用型号的铝合金进行了一些相关介绍。

在变形铝合金的分类中我们提到了几种分类方法，主要介绍了国际四位数字体系分类，对比于其他分类方法，其具有容易记忆、便于管理等鲜明特点，也是国际上所共识的分类方法。

于此同时我们还对常用变形铝合金进行了美、日、俄、法等国牌号对照。

关键词：铝合金、分类、基本性能、牌号对照指导老师签名：Basic Broperties And Classification Of Wrought Aluminium AlloyStudent name:Liu jiaan Class:090125Advisor:Zhao QingAbstract:Research and classification of the basic properties of wrought aluminium alloy.Deformation of aluminum alloy at very wide application in our daily lives , are necessary for understanding wrought aluminium alloy.Basic properties of wrought aluminium alloy, including the physical properties and chemical properties, mechanical properties, electrical properties, and so on, because of limited space, we here only for some typical and common models of aluminum alloy for a number of related presentations. In the category of deformed aluminium we mentioned several classification methods , focuseson four-digit international classi-fication system, compared to other classifications, its easy to remember, easy to manage, and so stark, the international consensus on the classification. At the same time we are also commonly used wrought aluminium alloy for the United States, Japan, Russia, France, and other countries.Keyword:Aluminum classification basic properties grades comparisonSignature of Supervisor：目录绪论........................................................................... .. (1)第一章 1×××系铝合金................................................ . (2)1.1 纯铝的一般特性................ .....................................2.1.2 纯铝的性能 (2)1.2.1物理性能 (2)1.2.1 化学性能.......................................... . (3)1.2.3 力学性能 (3)1.3 纯铝的牌号及化学成分 (4)第二章 2×××系铝合金...................................................... .. (4)2.1 概述...................................................................... . (4)2.2 2系铝合金的基本性能 ......................................... (4)2.2.1 物理性能 (5)2.2.2 化学性能 (6)2.2.3 力学性能 (7)2.3 2系铝合金各国牌号对照 (9)第三章 3×××系铝合金...................................... . (10)3.1 化学成分........................................... (10)3.2 3系铝合金的基本性能.......................................... .. (10)3.2.1 物理性能......................................................... (10)3.2.2 化学性能......................................................... (11)3.2.3 电学性能....................................... (11)3.2.4 力学性能.............................................................. . (11)3.3 3×××系铝合金常用牌号对照 (13)第四章 4×××系合金 (13)4.1 典型牌号的化学成分 (13)4.2 4×××系铝合金的基本性能 (14)4.2.1 物理性能 (14)4.2.2 力学性能................................................................ ..14 4.3 4×××系铝合金典型牌号对照............................................. (16)第五章 5×××系铝合金.................................... . (16)5.1 5×××系铝合金的基本性能....................... .................. (16)5.1.1 物理性能 (17)5.1.2 电学性能 (18)5.1.3 化学性能 (19)5.1.4 力学性能 (20)5.2 各国5×××系合金典型牌号对照 (20)第六章 6×××系合金 (21)6.1 合金元素在6×××系铝合金中的作用 (21)6.2 6×××系铝合金常用材料的性能 (22)6.2.1 物理性能............................................................ .. (22)6.2.2化学性能 (23)6.2.3力学性能 (23)6.3 各国6×××系合金典型牌号对照 (27)第七章 7×××系合金 (27)7.1 7×××系铝合金的发展历史................................... . (27)7.2 7×××系铝合金典型牌号的物理性能.......... .. (27)7.2.1 热力学性能...................... .. (27)7.2.2 电力学性能 (28)7.2.3 力学性能 (28)7.3 化学性质 (29)7.4 7×××系铝合金国内外典型牌号对照...................................... .30 第八章 8×××系合金. (30)8.1 8×××系常用铝合金的牌号及化学成分............................. (30)8.2 化学性能................................................................... ..318.3 8×××系铝合金国内外典型牌号对照..................................... ..31 第九章 9×××系合金（备用合金组）. (32)结论................................................................................. . (32)参考文献............................................................................ .. (33)致谢................................................................................ .. (33)附录.............................................................................. . (34)绪论变形铝合金的分类方法很多, 目前, 世界上绝大部分国家通常按以下三种方法进行分类[1]:(1) 按合金状态图及热处理特点分为可热处理强化铝合金和不可热处理强化铝合金两大类。

基于BP 人工神经网络喷射成形7055铝合金的本构模型罗 锐1, 曹 赟1, 邱 宇2, 崔树刚1, 周皓天1, 周易名1,袁 飞1, 张肖佩佩1, 程晓农1*（1．江苏大学 材料科学与工程学院，江苏 镇江 212013；2．中国航空制造技术研究院，北京 100024）摘要：基于Gleeble 热力模拟技术对喷射成形7055铝合金的高温流变应力特征规律进行研究，并构建耦合应变量的唯象型Arrhenius 本构方程用以预测合金的流变应力，同时基于BP 人工神经网络构建该材料的神经网络型本构方程对比预测流变行为。

结果表明：喷射成形7055铝合金的流变应力状况受变形参数的影响较为显著，与变形温度呈负相关，并与应变速率呈正相关。

利用两类本构模型预测该合金的流变应力，其中唯象型Arrhenius 本构方程的平均相对误差δ值大于2%，该模型的预测误差随变形温度升高呈上升趋势，且在热加工温度区间下（450 ℃左右），平均绝对误差及平均相对误差达到峰值，较难精准预测该变形区间内合金的流变应力特征。

而BP 人工神经网络模型的预测准确度更高，平均相对误差δ值仅为0.813%，且具有较高的温度稳定性。

关键词：喷射成形；7055铝合金；本构模型；神经网络；热变形doi ：10.11868/j.issn.1005-5053.2020.000089中图分类号：TG146.2 文献标识码：A 文章编号：1005-5053(2021)01-0035-107055铝合金属于超硬Al-Zn-Mg-Cu 系变形铝合金[1]，该合金具有优异的综合力学性能，目前已被广泛应用于航空航天领域飞行器部件的制造当中，例如空客A380大飞机的压力舱桁条与上机翼桁条均采用7055铝合金[2-4]。

但是在整个零部件制造流程中，传统铸造工艺带来的成分偏析容易使合金发生热裂失效，很难满足高标准航空航天部件的服役要求[5-6]。

而喷射成形是一种“近终形”成形技术，利用合金雾化快速沉积凝固的方式，大幅提高合金元素的固溶程度且晶粒组织均匀细小，有助于后续热加工环节的进行[7]。

第1期纤维复合材料㊀No.1㊀252024年3月FIBER ㊀COMPOSITES ㊀Mar.2024T800H 级环氧基复合材料热力学性能测试乔㊀巍,贾佳乐,路明坤(中建材(上海)航空技术有限公司,上海200120)摘㊀要㊀开展了T800H 级树脂基复合材料的热力学性能测量㊂采用热膨胀分析仪测量了0ħ~170ħ温度范围内复合材料热膨胀系数;对E1806树脂进行了恒温和动态DSC 扫描,基于自催化模型,建立了E1806树脂的固化动力学方程;利用旋转流变仪测量出E1806树脂的凝胶固化度为0.62;采用TMA 法测量出凝胶后单向层合板厚度方向上的收缩应变为0.88%㊂关键词㊀热力学性能;固化动力学方程;收缩应变;试验Thermodynamic Performance Test of T 800H Grade EpoxyMatrix Composite MaterialsQIAO Wei,JIA Jiale,LU Mingkun(CNBM (Shanghai)Aviation Technology Co.,Ltd.,Shanghai 200120)ABSTRACT ㊀This article conducted thermodynamic performance measurements of T800H resin based composite materials.The thermal expansion coefficient of composite materials was measured using a thermal expansion analyzer within the temper-ature range of 0ħto 170ħ;The constant temperature and dynamic DSC scanning were performed on E1806resin,and the curing kinetics equation of E1806resin was established based on an autocatalytic model;The gel curing degree of E1806resin was 0.62measured by rotary rheometer;The shrinkage strain in the thickness direction of unidirectional laminates af-ter gel is 0.88%measured by TMA method.KEYWORDS ㊀thermodynamic performance;curing kinetics equation;shrinkage strain;test基金项目:中国建材集团攻关专项资助(2021YCJS02)通讯作者:乔巍,博士㊂研究方向为复合材料结构设计及固化变形控制㊂E -mail:qiaow@1㊀引言复合材料具有高比强度,高比刚度,且具有良好的可设计性,因此,复合材料越来越多地应用于飞机机身㊁机翼等结构中[1-3]㊂复合材料热力学性能是复合材料固化过程模拟㊁残余应力和固化变形预测的基础,因此需要通过试验获得复合材料热力学性能及在固化过程中的固化反应行为㊂固化动力学方程主要描述固化过程中树脂基体固化反应程度与温度和时间的函数关系㊂众多学者对不同树脂体系固化反应行为进行了大量的理论和试验研究㊂李伟东等[4]和张晨乾等[5]研究了热压罐固化的双马聚酰亚胺树脂固化动力学行为,并绘制了树脂的时间-温度-转变(TTT)图㊂李自强等[6]在Kamal 动力学模型的基础上,通过差示扫描量热分析法(Differential Scanning Calorimetry,纤维复合材料2024年㊀DSC)获得了微波固化的环氧树脂固化反应动力方程㊂江天等[7]研究了热压罐固化的T800/环氧树脂体系的复合材料性能,其中树脂固化动力学方程和玻璃化转变温度方程的研究方法为DSC法㊂贾丽杰[8]利用江天试验测量的材料性能和固化动力学方程建立了复合材料固化变形的有限元模型,研究了结构因素对固化变形的影响㊂在固化过程中,复合材料化学收缩反应会产生收缩应变,目前获得树脂化学收缩应变的方法主要是试验法㊂Li等[9]采用重量法测量了MY750树脂凝胶前后的化学收缩率㊂杨喜等[10]采用王荣秋教授发明的毛细管膨胀计法实时监测了环氧树脂固化过程中化学收缩率的变化㊂丁安心[11]和Hu等[12]将光纤布拉格光栅传感器埋入预浸料内部,测量了固化过程中材料内应变的变化情况㊂Garstka等[13]采用静态热机械分析仪(Thermomechanical Analy-sis,TMA)测量了AS4/8552复合材料的收缩应变,江天等[7]采用了相同的方法监测了T800/环氧预浸料固化过程中的厚度变化情况㊂TMA法是目前比较主流的化学收缩应变测量方法,预浸料在一定的温度历程(复合材料厂推荐的固化工艺温度曲线)下,且在预浸料表面的特定方向上施加一定的机械力以模拟固化压力,这时测量在该方向上预浸料尺寸变化量随温度和时间的变化情况㊂目前研制的T800H环氧基复合材料的材料性能和固化动力学参数等尚不完善,亟需进行相关试验测量材料参数,为后续复合材料固化变形模拟提供输入条件㊂本文利用电液伺服试验机和热膨胀仪分别测量了复合材料力学性能和热膨胀系数,通过差示扫描量热分析仪和旋转流变仪分别研究了E1806环氧树脂的固化动力学方程和凝胶固化度,采用静态热机械分析仪研究了固化过程中T800H/E1806单向预浸料在厚度方向上的收缩应变㊂2㊀热膨胀系数测量复合材料试验件的材料牌号为T800H/E1806,纤维为T800级增强碳纤维,基体为E1806环氧基树脂,采用热压罐固化工艺成型㊂采用MST370系列电液伺服试验机测量复合材料的力学性能,其中复合材料纵向(沿着纤维方向)和横向(垂直纤维方向)弹性模量的试验标准为ASTM D3039,复合材料剪切模量和泊松比的试验标准为ASTM D7078㊂通过NETZSCH公司的DIL402Expedis热膨胀分析仪测量不同温度下复合材料热膨胀系数,试验件为固化好的单向层合板,试验标准为ASTM D696,测量范围为0ħ~170ħ,试验结果如图1所示㊂试验结果表明,复合材料横向热膨胀系数β2远大于纵向热膨胀系数β1,且β1的值很小,这是由于复合材料的纵向性能主要是由纤维性能决定的,且纤维的热膨胀系数很小㊂β1的试验结果随温度变化很小,因此可取均值-0.35με/ħ㊂β2的试验结果随温度的增加而增大,采用一次函数拟合该试验数据,拟合结果如公式(1)所示,拟合优度R2为0.978,接近于1,表明拟合效果良好㊂β2=(0.018T+30.642)με/ħ(1)式中,T为温度㊂图1㊀T800H复合材料热膨胀系数的试验结果3㊀固化动力学方程采用DSC法研究E1806树脂的固化动力学方程,获得树脂在固化过程中固化度随温度和时间的变化历程,为后续的固化变形仿真分析奠定试验基础㊂首先,采用德国NETZSCH公司的DSC200F3型号设备对树脂样品进行变温扫描,DSC试验测量设备如图2所示,样品质量为3mg,流速设定为50ml/min,时间设定为50min,升温速率有两种,分别为5ħ/min和10ħ/min㊂变温下DSC测量的热流-时间曲线如图3所示,获得了单位质量树脂固化反应释放的总热量Hr为452kJ/kg㊂在此基础上,采用DSC进行等温扫描,树脂样品质量约562㊀1期T800H 级环氧基复合材料热力学性能测试mg,流速设定为50ml /min,时间设定为60min,温度分别为165ħ㊁175ħ及185ħ,测量获得的热流-时间曲线如图4所示㊂图2㊀DSC试验测量设备图3㊀DSC 测量的热流-时间曲线图4㊀恒温下DSC 测量的热流-时间曲线假设树脂的固化率与热流变化率成正比,即[14]如公式(2)所示㊂dαdt =1H r dHdt(2)式中,t 为时间;α为固化度;dα/dt 为固化率;H 为热量;dH /dt 为热流变化率㊂将图4中的瞬时热量除以总热量Hr,再对时间进行积分,得到了固化度-固化率曲线,如图5所示㊂目前,固化动力学模型主要有宏观尺度上的唯象模型和细观尺度上的机理模型㊂由于固化反应过程过于复杂,采用机理模型进行建模和计算的难度高,因此现有的固化动力学研究主要以唯象模型为基础,再通过非线性拟合得到模型参数㊂目前常用的固化动力学模型主要有n 级动力学模型㊁Kamal 模型及自催化模型等㊂本文采用自催化模型对E1806树脂的固化反应进行动力学分析,自催化模型的表达式如公式(3)所示㊂dαdt =A exp (-ΔERT)αm (1-α)n (3)式中,A 为频率因子;ΔE 为活化能;m 和n 为动力学常数;R 为普适气体常数㊂根据图5中的固化度-固化率试验结果,采用神经网络优化算法对公式(3)进行非线性拟合,即可得到固化动力学参数㊂拟合优度R 2㊂图5同时给出了试验结果和自催化模型的拟合结果,结果表明,在固化反应阶段,自催化模型的拟合结果与试验结果吻合良好,拟合得到的E1806树脂固化动力学参数如表1所示㊂图5㊀不同温度下固化度-固化率的自催化模型拟合结果与试验结果对比表1㊀拟合的E1806树脂自催化模型固化动力学参数A /minΔE /(J /mol)mn4.824ˑ104 6.544ˑ1040.1636 1.33264㊀凝胶固化度测量随着固化的进行,树脂黏度逐渐增大,基体分子链逐渐增长,开始形成三维网状结构,此时会出72纤维复合材料2024年㊀现凝胶现象,其中树脂的凝胶点是固化反应到达一定程度的标准㊂在等温凝胶试验中,将固化反应到达凝胶点所需要的时间定义为凝胶时间t gel ,此时的固化度称为凝胶固化度αgel ㊂本文采用旋转流变仪研究了E1806树脂的凝胶固化度㊂采用美国TA 仪器公司的ARES -G2旋转流变仪在170ħ和180ħ两种温度下对树脂进行了等温扫描,获得的E1806树脂存储模量和损耗模量变化曲线如图6所示㊂结果表明,随着固化反应的进行,树脂存储模量E 和损耗模量Eᶄ均逐渐增加㊂此外,固化反应开始时E 小于Eᶄ,但到达某个时间点后E 将超过Eᶄ,且通常将E =Eᶄ对应的时刻定义为该温度下树脂的凝胶时间t gel [7],这样170ħ和180ħ对应的凝胶时间t gel 分别为31.05min 和21.12min㊂利用E1806树脂的固化动力学公式(3),计算出在170ħ和180ħ恒温下的凝胶固化度αgel 分别为0.61和0.63,因此本文通过旋转流变仪法测量得到的E1806树脂凝胶固化度取值为0.62㊂图6㊀旋转流变仪测量的E1806树脂存储模量和损耗模量曲线化学收缩应变测量采用TMA 法测量固化过程中T800H /E1806复合材料的化学收缩应变㊂试验所用TMA 为美国热流变科学仪器公司的Q400,如图7(a)所示,其温度精度为ʃ1ħ,位移精度为ʃ0.5nm㊂试验件为单向铺层的预浸料,如图7(b)所示,其面内尺寸4mm ˑ4mm,初始厚度为4.04mm㊂T800H /E1806复合材料的固化工艺温度曲线为:从室温升温至130ħ,保温一个小时,再升温至185ħ,保温两个小时,最后降至室温,升温和降温速率分别为2ħ/min 和-2ħ/min,如图8所示㊂此外,热压罐的固化压力为0.6MPa,真空袋压力为0.1MPa㊂采用TMA 进行测试时,将测量频率设定为1Hz,压头施加压强设定为0.7MPa,温度历程按工艺温度曲线,测量固化过程中试验件在厚度方向上的收缩应变历程㊂图7㊀TMA 试验仪器和试验件通过E1806树脂的固化动力学方程,计算得到135min 时的树脂固化度为0.62,即135min 时树脂将发生凝胶反应㊂由于凝胶前树脂的流动性较好,通常认为凝胶前复合材料内部的残余应变和残余应力都会随着树脂的流动而消失[13],因此可合理假设135min 时的应变为0㊂在此基础上,通过TMA 获得了固化过程中试验件厚度方向上的收缩应变变化曲线,如图8所示㊂结果表明,135min 前试验件厚度方向上的收缩应变为0;135min 至245min 时,试验件厚度方向上的收缩应变绝对值逐渐增加,需要注意的是,这里的收缩应变不仅包含了化学收缩应变,还包含了该时间段内产生的少量热应变;245min 后收缩应变保持恒定,试验件厚度方向上的收缩应变最终达到了-0.88%㊂采用一个三次多项式拟合固化过程中收缩应变的试验结果,获得的拟合式如公式(4)所示,图8表明拟合曲线与试验结果吻合较好㊂εsh 2=εsh3=0,tɤ135min -9.1076ˑ10-9t 3+6.025ˑ10-6t 2-0.00136t +0.0962,135<t <245min -0.0088,tȡ245minìîíïïïïï(4)式中,εsh 2和εsh3分别为复合材料面内横向和厚度方向上的化学收缩应变㊂由于纵向化学收缩应变εsh1主要由纤维性能决定,而纤维发生化学收缩,82㊀1期T800H 级环氧基复合材料热力学性能测试因此εsh1的值非常小,通常取为0㊂图8㊀固化过程中试验件厚度方向上的收缩应变变化曲线6㊀结语采用试验方法研究了T800H 级树脂基复合材料的热力学性能,结论如下:(1)采用热膨胀分析仪测量了E1806树脂0ħ~170ħ温度范围内复合材料热膨胀系数;(2)对E1806树脂进行了恒温和动态DSC 扫描,基于自催化模型,建立了E1806树脂的固化动力学方程;(3)利用旋转流变仪测量出E1806树脂的凝胶固化度为0.62;(4)采用TMA 法测量出凝胶后单向层合板厚度方向上的收缩应变为0.88%㊂参考文献[1]杜善义,关志东.我国大型客机先进复合材料技术应对策略思考[J].复合材料学报,2008(01):1-10.[2]王衡.先进复合材料在军用固定翼飞机上的发展历程及前景展望[J].纤维复合材料,2014,31(04):41-45.[3]张兴金,邓忠林.浅谈纤维复合材料与中国大飞机[J].纤维复合材料,2009,26(02):24-26.[4]李伟东,张金栋,刘刚,等.高韧性双马来酰亚胺树脂的固化反应动力学和TTT 图[J].复合材料学报.2016,33(07):1475-1483.[5]张晨乾,陈蔚,叶宏军,等.具有双峰反应特性的高韧性双马来酰亚胺树脂固化动力学和TTT 图[J].材料工程.2016,44(10):17-23.[6]李自强,湛利华,常腾飞,等.基于微波固化工艺的碳纤维T800/环氧树脂复合材料固化反应动力学[J].复合材料学报.2018,35(09):162-168.[7]江天,徐吉峰,刘卫平,等.整体化复合材料结构分阶段固化变形预报方法及其实验验证[J].复合材料学报.2013,30(5):61-66.[8]贾丽杰,叶金蕊,刘卫平,等.结构因素对复合材料典型结构件固化变形影响[J].复合材料学报.2013(s1):261-265.[9]Li C,Potter K,Wisnom M R,et al.In -situ measurement of chem-ical shrinkage of MY750epoxy resin by a novel gravimetric method [J].Composites Science 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导电银浆在铝合金表面的烧结性能分析孙国基1， 孙钦1， 杨婉春1， 徐鸿博2， 李明雨1(1. 哈尔滨工业大学(深圳) 索维奇智能新材料实验室，深圳，518055； 2. 哈尔滨工业大学(威海)先进焊接与连接国家重点实验室，威海，264209)摘要： 制备一种用于铝合金表面烧结银厚膜的低温烧结型导电银浆，以解决铝合金的软钎焊问题. 采用熔融淬火方法制备玻璃化转变温度(T g )为360 ℃的Bi 2O 3-B 2O 3-ZnO 玻璃粉. 将玻璃粉、亚微米银粉和有机载体混合制成无铅低温烧结型银浆，将该银浆涂覆在6061铝合金表面，并在440，470，500，530 ℃的温度下进行烧结. 研究烧结温度对银厚膜的电阻率、可焊性及与基板结合强度的影响. 当玻璃粉与银粉重量比为1∶9，烧结温度为530 ℃时，烧结银厚膜的电阻率为2.2 μΩ·cm ，抗剪强度为56.0 MPa ；同时Al ，Mg 和Bi 2O 3发生氧化还原反应在银厚膜与铝基板界面产生纳米级Bi 单质，进而实现冶金结合. 结果表明，提高烧结温度可以有效促进玻璃的润湿铺展、Ag 颗粒之间的颈缩和Ag 颗粒的生长，进而明显改善银厚膜软钎焊可焊性.创新点： (1)首次将导电银浆应用于铝合金表面，研究了铝基板和银膜之间界面强度和连接机制. (2)用铺展面积法对银膜锡焊可焊性进行了分析. (3)银浆涂敷采用浸渍工艺，生产效率高.关键词： Bi 2O 3-B 2O 3-ZnO 玻璃；银浆；电阻率；可焊性；抗剪强度中图分类号：TG 425 文献标识码：A doi ：10.12073/j .hjxb .202010050020 序言铝及铝合金因其密度小、高导热、高导电和成本低等优点，成为代替铜用于电子封装的首选材料[1]. 铝及铝合金常用的焊接方法包括氩弧焊、激光焊和搅拌摩擦焊等，此类焊接过程都需要母材局部熔融. 而铝熔点低、热导率高、线膨胀系数大和与氧的亲和力大，使得焊接过程不稳定，容易形成气孔、裂纹、表面塌陷等缺陷，使接头性能降低[2].且熔焊所需的设备复杂，难以实现自动化.软钎焊因其工艺温度低、方法简单等优点被广泛应用于电子封装领域. 铝与传统Sn 基钎料的焊接难度大、可靠性差和成本高等问题成为技术发展和产品更新换代的瓶颈之一[3]. 目前多采用表面电镀Cu ，Ni 或Ag 以改善铝合金基材与Sn 基钎料的焊接性. 电镀本身工序复杂，过程中产生废水、废气等有害物质.文中采用低温烧结型导电银浆改善铝合金的可焊性，其中粘接相选用玻璃化转变温度T g 为360 ℃的Bi 2O 3-B 2O 3-ZnO 玻璃粉. 并研究了烧结温度对烧结银厚膜电阻率、可焊性及与铝基板结合强度的影响，对剪切断口和断裂模式进行分析，以确定接头中的薄弱界面，并阐明界面处的结合机制.1 试验方法1.1 银浆的制备采用熔融淬火法制备Bi 2O 3-B 2O 3-ZnO 玻璃粉. 将按摩尔比为35Bi 2O 3∶50H 3BO 3∶15ZnO 混合物置于氧化铝坩埚中，然后放进箱式电阻炉(KSX-4-13)中，以10 ℃/ min 的加热速率升至1 300 ℃，保温30 min 使成分均质[4]. 然后，将熔融玻璃倒入去离子水中进行淬火以形成灰褐色玻璃颗粒. 通过转速为300 r/min ，时长为250 min 的球磨工艺获得粒径在3 μm 左右的方块状Bi-B-Zn 系玻璃粉.将粒径为500 nm 的球状银粉(99.99%)、Bi-B-收稿日期：2020 − 10 − 05基金项目：国家自然科学基金资助项目(52075125，51605117)第 42 卷 第 1 期2021 年 1 月焊 接 学 报TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTIONVol .42(1):38 − 43, 64January 2021Zn系玻璃粉和有机载体(松油醇，乙基纤维素，大豆卵磷脂，乙酸乙酯，消泡剂和1，2-丙二醇)按重量比为63∶7∶30混合均匀[5].1.2 银厚膜的制备将尺寸为5 mm × 5 mm × 2 mm的6061铝合金用乙醇超声清洗，干燥后，通过浸渍提拉法在其表面涂覆银浆. 将样品以2.5 ℃/ min的加热速率加热至300 ℃，并在100，200和300 ℃下各保温120 min，使有机载体充分挥发分解. 然后，分别在440，470，500和530 ℃温度下烧结10 min，使银厚膜中玻璃粉充分熔化润湿铺展，与铝基板连接起来.1.3 性能检测通过体积电阻率来评估烧结银厚膜的导电性.在Al2O3陶瓷表面掩模浸渍ϕ5 mm圆形图案，使用探针式膜厚测量仪(Dektak 150，VEECO)测量银厚膜厚度，使用RTS-11型金属四探针测试仪测量银厚膜的方阻. 为减小误差，每个样品测量4次，求平均值作为电阻率.为研究银厚膜与铝基板界面结合强度，通过稀盐酸和乙醇去除2 mm × 2 mm × 1 mm尺寸紫铜片表面氧化膜，通过钢网印刷在银厚膜表面印刷尺寸为2 mm × 2 mm × 0.1 mm的Sn96.5Ag3Cu0.5 (SAC305)焊膏，将铜片准确放置在锡膏上，在外加0.3 MPa压力，250 ℃的温度下保温4 min 得到连接接头. 通过推拉力测试机(MFM1200-10031311-L)测得银厚膜与铝板界面抗剪强度[6]. 剪切试验示意图如图1所示.SAC305银膜推力紫铜铝板图 1 剪切试验示意图Fig. 1 Schematic representation of the shearing test银厚膜表面软钎焊可焊性参考IPC-TM-650 2.4.45标准，用“铺展面积法”研究SAC305无铅焊料在银厚膜表面上的润湿行为[7]. 通过钢网印刷在银厚膜表面印刷尺寸为ϕ3 mm × 0.1 mm的焊膏，然后将样品放入255 ℃加热台上保持15 s进行回流，并用ImageJ软件对焊后铺展面积进行测量，测量结果与焊料的原始面积之比即焊料的铺展率.通过X射线衍射仪(XRD，D/Max 2500，Rigaku Corporation)进行断裂面的物相分析，扫描范围为5° ~ 80°，扫描速度为4°/ min. 使用配备有X射线能谱仪(EDS)的扫描电子显微镜(SEM，Hitachi-S4700)观察银厚膜的横截面和断面的微观组织.2 试验结果与分析2.1 烧结温度对银厚膜电阻率的影响图2为电阻率随烧结温度的变化曲线. 随着烧结温度的提高，银厚膜电阻率逐渐下降，在温度为500和530 ℃时下降明显. 当烧结温度440 ℃时，银厚膜电阻率为4.0 μΩ·cm. 当烧结温度530 ℃时，银厚膜电阻率下降至2.2 μΩ·cm.图3为不同烧结温度下银厚膜截面微观组织. 随着烧结温度的升高，银厚膜内孔洞减少，致密度提高. 这是因为当温度升高后，玻璃料的粘度降低，流动性增强，不仅能有效填充银颗粒之间的间隙，且在毛细力作用下能带动银颗粒完成重排，进而促进银粉的紧密堆积.图 2 不同烧结温度下的银厚膜电阻率Fig. 2 Resistivities of the Ag films sintered at different temperatures根据导电机理，导电网络中银颗粒分为直接接触、空隙接触和玻璃夹层接触. 电子无法在空隙和玻璃夹层之间自由传输，但是由于电子具有波粒二象性，当银颗粒之间的阻碍层非常窄( < 10 nm)时，可以通过“隧道效应”穿过空隙或玻璃阻挡层，形成导电通路. 当烧结温度升高时，银厚膜内部的空隙接触减少，玻璃熔体充分浸润银粉表面，而玻璃总量不变，因此，单个银粉间隙内的玻璃夹层厚度减小，电子贯穿夹层的几率增加；同时由于银粉在流动玻璃熔体的带动下重新排列，银颗粒之间接触面积增加，有利于电子在银颗粒间直接传导[8]；另外玻第 1 期孙国基，等：导电银浆在铝合金表面的烧结性能分析39璃熔体在高温下能溶解部分银，大颗粒银的表面凸起和小颗粒银优先在液相中溶解，以网络外体的形式渗入玻璃网格，冷却过程中以类似过饱和的状态析出，最终在玻璃表面形成纳米银颗粒，增大银颗粒之间的接触面积[9]. 这3个因素共同作用使银厚膜的电阻率减小.2.2 烧结温度对银厚膜可焊性的影响在空气气氛下，SAC305焊料在银厚膜表面经过预热、熔化、润湿铺展和凝固后，最终形成焊点，对焊料铺展率(焊后铺展面积/锡膏印刷面积)进行测量. 值得注意的是，在回流工艺下，存在熔融焊料部分区域发生“反润湿”现象，因此，测量铺展面积时该区域不被计算在内. 如图4所示，随着烧结温度的升高，焊料的铺展率逐渐增大.440 ℃烧结的银厚膜焊料铺展率为43.1%，而530 ℃烧结的银厚膜焊料铺展率为70.7%. 一般认为，“反润湿”是由于回流过程中焊盘或焊料被氧化导致，由于锡钎料不能在Bi-B-Zn 玻璃上润湿铺展，因此，Ag 被反应生成Ag 3Sn 后，裸露的玻璃会阻碍锡的润湿铺展.图 4 不同烧结温度下银厚膜焊锡的铺展率Fig. 4 Spreading ratios of solder on silver film sinteredat different temperatures图5为不同烧结温度下银厚膜表面形貌，温度升高焊料铺展率增大有两个方面的原因：一是银颗粒的长大和银与银之间烧结颈变大导致含银通道变宽，能与Sn 反应的银含量增加；二是熔融的玻璃在温度升高的情况下流动性更好，在重力作用向下流淌时上表面玻璃含量下降，进而对焊料润湿铺展的阻碍作用减小.2.3 烧结温度对银厚膜与铝板界面结合强度的影响图6 为抗剪强度曲线，从图中可以看出，抗剪强度随着烧结温度的升高而大幅提高. 在440，470，500和530 ℃温度下烧结的样品中，抗剪强度分别为14.2，42.8，52.7和56.0 MPa . 对于在440 ℃温度下烧结的银厚膜而言，抗剪强度最低. 如图3a 中所示，银厚膜与铝基板的接触界面和银厚膜内部都存在许多孔洞，在抗剪力的作用下，孔洞处容易引起应力集中和裂纹扩展，加速断裂过程，削弱银20 μm20 μm20 μm20 μm(a) 440 ℃(b) 470 ℃(c) 500 ℃(d) 530 ℃图 3 不同烧结温度下的银厚膜截面微观组织Fig. 3 Cross-section microstructure of Ag film sinteredat different temperatures. (a) 440 ℃; (b) 470 ℃;(c) 500 ℃; (d) 530 ℃40焊 接 学 报第 42 卷厚膜的附着强度. 当烧结温度进一步提高时，如图3b~3d ，玻璃的流动性增强，填补了大量空隙，银厚膜的致密度提高，从而降低了应力集中的可能性，提高了抗剪强度.图7为不同烧结温度下剪切断口形貌. 各温度下的铝板侧断裂面都有白色碗状结构残留. 通过EDS 能谱分析，能谱数据如表1所示，1位置是铝合金表面，成分为Al ，Mg ；2位置除了Al ，Mg ，还检测玻璃中的Bi ，O 和Ag . 因此白色碗状结构是铝板上银球剥落后留下的玻璃和微量银. 在剪切力的作用下，玻璃网络发生脆性断裂，绝大部分银直接被拉出，只残留少量的银镶嵌在玻璃网络里发生塑性变形，和玻璃一起破裂. 当烧结温度为440 ℃时，断裂位置主要是在铝基板的表面和玻璃的内部，如图7a . 银颗粒被玻璃隔开，玻璃脆性大，更容易发生裂纹扩展，进而导致抗剪强度低. 随着烧结温度的升高，从图7c, 7d 所示，铝板侧残余的玻璃量增多，玻璃网络更加连续. 这得益于熔融玻璃在重力作用下往下流淌，在铝表面上的铺展面积随着玻璃粘度的降低而增大.图8为断裂位置示意图. 可见银厚膜内部的抗剪强度始终大于与铝板接触界面的抗剪强度. 在440和470 ℃下烧结时，银厚膜与铜通过SAC305焊接在一起，剪切薄弱位置出现在银厚膜与铝板界面. 而当温度升高至500 ℃及以上时，温度升高，在银厚膜与铝板界面的断裂面积减少，在锡膏内部的断裂面积增大. 根据Liu 等人[10]的研究，SAC305锡膏焊接铜焊盘的抗剪强度为54.1 MPa ，剪切断裂发生在SAC305焊料层中，而不是在与铜焊盘的焊接界面处. 当烧结温度增加到500 ℃及以上时，由于玻璃充分熔融并润湿了铝表面，与基板之间形成紧密接触，使得银厚膜与铝基板间的粘合强度超过了银厚膜和锡焊膏自身的强度，如图8c , 8d 所示，断裂路径由银厚膜与铝板界面延伸至SAC305焊料层. 因此，在500和530 ℃下烧结的银厚膜，其与铝基板的界面结合强度大于试验测得的抗剪强度.5 μm5 μm5 μm5 μm(a) 440 ℃(b) 470 ℃(c) 500 ℃(d) 530 ℃图 5 不同烧结温度下的银厚膜表面微观形貌Fig. 5 Surface morphology of the Ag thick films sinteredat different temperatures. (a) 440 ℃; (b) 470 ℃;(c) 500 ℃; (d) 530 ℃图 6 不同烧结温度下的界面抗剪强度Fig. 6 Shear strengths of the interface sintered at diff-erent temperatures第 1 期孙国基，等：导电银浆在铝合金表面的烧结性能分析412.4 银厚膜与铝板界面连接机制由断裂后铝板侧的大量玻璃碗状结构，表明断裂位置主要发生在银与玻璃之间，即玻璃与铝基板之间的结合强度大于玻璃与银之间的结合强度. 而在玻璃与铝接触的地方，通过SEM 可以观察到有大量粒径约40 nm 的球形颗粒出现，如图9所示.对其进行EDS 能谱分析，元素含量如表2所示. 该区域含有Bi 元素，但不含Zn 元素，判断此处的Bi 不再是玻璃网络中的Bi 2O 3，而是析出的Bi 单质.对应反应式为由于反应物和生成物都为固相，熵变∆S 太小，故吉布斯自由能变化∆G ≈焓变∆H . 由文献[11]可知，在室温298.15 K 下的焓变∆H (1) = −1 105 kJ/mo1(试验值)，∆H (2) = −1 234 kJ/mo1(试验值)，都小于零. 由于焓变不随温度变化而变化，因此在烧结温度下，该反应依然是热力学自发反应.表 1 图7a 中各位置元素含量(原子分数, %)Table 1 Element content of each position in Fig. 7a能谱位置Al Mg Ag Bi Zn O 197.32.7————266.23.81.05.41.921.7紫铜SAC305银膜铝板紫铜SAC305银膜铝板紫铜SAC305银膜铝板紫铜SAC305银膜铝板(a) 440 ℃(b) 470 ℃(c) 500 ℃(d) 530 ℃图 8 不同烧结温度的断裂模式Fig. 8 Fracture modes of different sintering temperatures. (a) 440 ℃; (b) 470 ℃; (c) 500 ℃; (d) 530 ℃10 μm1 mm10 μm1 mm10 μm1 mm10 μm 1 mm 21(a) 440 ℃(b) 470 ℃(c) 500 ℃(d) 530 ℃图 7 不同烧结温度的断面模式Fig. 7 Fracture interfaces of different sintering temperatures. (a) 440 ℃; (b) 470 ℃; (c) 500 ℃; (d) 530 ℃42焊 接 学 报第 42 卷由于银浆中玻璃含量很少，为了验证界面反应产物，将纯玻璃粉在铝基板表面烧结，烧结条件为500 ℃，10 min . 玻璃熔融后与铝板紧密结合在一起，为了分析界面，用压片模具使脆性的玻璃破碎分离，分别对剥落的玻璃粉和剥离玻璃后的铝侧进行XRD 表征，结果如图10所示. 对照标准PDF 卡片，发现在铝基板侧的XRD 图显示主要有Al 峰，同时含有少量Bi 峰，由于玻璃未能完全从铝表面剥离，因此还存在一定非晶馒头峰. 而对玻璃压粉的XRD 图谱显示只有非晶峰，这是由于界面反应产物相对含量太少，因此被非晶峰覆盖.图 10 断面两侧的XRD 图Fig. 10 XRD pattern of the fracture surface two sides3 结 论(1) 烧结温度从440 ℃升高到530 ℃时，银厚膜致密度提高，电阻率由4.0 μΩ·cm 下降至2.2 μΩ·cm ，且530 ℃下烧结的银厚膜在255 ℃，15 s 的回流环境下焊锡铺展率为70.7%.(2) 当烧结温度在500和530 ℃时，接头剪切断裂时裂纹由银厚膜与铝板界面延伸至锡焊料层，剪切强度最高可达56.0 MPa .(3) 在银厚膜与铝板的断裂界面存在Bi 单质，表明银厚膜与铝基板之间形成了良好的冶金结合.参考文献王超. 电子封装铝用软钎焊无铅焊锡丝配套助焊剂的研究与应用[D]. 广州: 华南理工大学, 2012.Wang Chao. Research and development of a soldering flux for lead-free solder wires in Al soldering process of electronic pack-aging[D]. 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Email ：************.cn.（编辑： 杨婉春）64焊 接 学 报第 42 卷tion layer expands application ranges for plastic laser transmis-sion welding.(2) The residual stress changes during laser transmission weld-ing of PC/Cu/PC under different laser process parameters were studied.Key words: laser transmission welding；copper film；weld-ing performance；residual stressFatigue crack initiation life prediction based on Tanaka-Mura dislocation model DENG Caiyan， LIU Geng，GONG Baoming， LIU Yong (Tianjin University, Tianjin, 300350, China). pp 30-37Abstract:In order to accurately predict the fatigue life of materials and improve the accuracy of structural fatigue life prediction, the method of ABAQUS finite element numerical simulation to predict the fatigue life of specimens was studied. Based on Tanaka-Mura dislocation theory, ABAQUS was redeveloped by using Python language. The fatigue crack initiation life of S960QL martensitic steel and Ti2AlNb titanium alloy joint was simulated and predicted. The representative volume element is generated by Tyson polygon method, and the micro sub-model is established. Two perpendicular slip bands of bcc structure are considered as potential crack initiation locations, and several parallel slip bands with the same orientation are simulated. The crack initiation life at the critical point from the crack initiation stage to the crack growth stage is given by the calculated crack growth rate change. The simulation results show that the crack initiation life is in good agreement with the experimental data except the columnar crystal structure.Highlights:(1) Based on the script written in Python lan-guage, Tanaka dislocation model is combined with finite ele-ment method, which can easily calculate the fatigue crack initi-ation life in ABAQUS software.(2) On the basis of Tanaka model, the slip bands in two direc-tions perpendicular to each other are considered, and the paral-lel slip bands are regarded as the potential locations of crack initiation, which is more in line with the actual situation.Key words: fatigue；numerical simulation；crack initiation；welded joint Sintering performance analysis of conductive silver paste on aluminum alloy surface SUN Guoji1， SUN Qin1，YANG Wanchun1， XU Hongbo2， LI Mingyu1 (1. Sauvage Laboratory for Smart Materials, Harbin Institute of Technology (Shenzhen), Shenzhen, 518055, China；2. State Key Laboratory of Advanced Welding and Joining, Harbin Institute of Technology (Weihai), Weihai, 264209, China). pp 38-43,64 Abstract: A low-temperature sintered conductive silver paste containing Bi2O3-B2O3-ZnO glass frit was used for sintering thick silver film on the surface of aluminum alloy to realize aluminum alloy soft soldering. First, Bi2O3-B2O3-ZnO glass with glass transition temperature (T g) of 360 °C was synthesized by using a melt-quenching method. Then, it was mixed with submicron silver powder to prepare lead-free low-temperature sintered silver paste, which was coated on the surface of 6061 aluminum alloy and sintered at temperatures of 440, 470, 500 and 530 ℃, respectively. The effects of sintering temperature on the resistivity and the solderability of silver thick film, and the bonding strength of the silver thick film on the substrate were studied. The results show that a thick silver film with glass and silver powder content ratio of 1∶9 (wt.%) sintered at 530℃ for 10 min has a low resistivity of 2.2μΩ·cm and a high shear strength of 56.0 MPa at room temperature. Increasing the sintering temperature can effectively promote the flow, wetting and spreading of the glass, the growth of necking between Ag particles, and the growth of Ag particles, thereby improving the solderability of silver thick film significantly. In addition, the nano-scale elemental bismuth produced by the oxidation-reduction reaction of Al, Mg and Bi2O3 was detected at the interface of silver thick film and aluminum substrate. It shows that an excellent metallurgical bond was formed between the silver thick film and the aluminum substrate.Highlights:(1) The conductive silver paste was applied to the surface of aluminum alloy for the first time, and the inter-face strength and connection mechanism between the alumin-um substrate and the silver film were studied.(2) The tin soldering solderability of silver film was analyzed2021, Vol. 42, No. 1TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION IIIby spreading area method.(3) The silver paste is coated by the dipping method, and the production efficiency is high.Key words: Bi2O3-B2O3-ZnO glass；silver paste；resistivity；solderability；shear strengthExperimental study on deposition rate of high efficiency hot wire GMAW welding process MA Zongbiao1， HUANG Pengfei1， ZHANG Xuanning1， WANG Yachun1， DAI Hongbo1， WANG Guanghui2 (1. Research and Development Center of Modern Welding Equipment, Beijing University of Technology, Beijing, 100124, China；2. Hangzhou Keida Welding Machine Co., Ltd., Hangzhou, 310018, China). pp 44-48Abstract: Alternating current and hot wire GMAW process is a kind of efficient welding process, the main arc of which is the traditional GMAW arc. Under the action of AC pulse preheating current, the filler wire can flow form a closed loop with the welding pool structure in the base metal. The current flows through the loop to generate resistance heat to preheat the filler wire. The filled wire preheated to high temperature will melt rapidly under the thermal influence of the liquid metal after entering the molten pool. In this experiment, the high efficiency hot wire GMAW process was studied. The study found the matching rules among the parameters such as the preheating current of the filler wire, the extension length of the filler wire, the distance between the filler wire, the main arc welding specification, etc. Finally, it was realized the deposition rate above 20 kg/h. Through the analysis of the influence rules of the above factors on the deposition efficiency, the results show that: compared with the traditional welding process, hot wire GMAW has obvious advantages in improving the deposition rate and deposition coefficient. This process has a broad application prospect in the field of high strength steel thick plate welding.Highlights: (1) Based on GMAW welding process, this pro-cess requires that the filler wire be inserted directly into the molten pool and be melted by AC pulse current. Therefore, the filler wire can be melted under the synergistic effect of resist-ance heat and main arc heat energy.(2) By analyzing the key factors affecting and the changing trend of deposition rate, this paper obtained the optimal pro-cess parameter range.Key words: hot wire；process window；deposition rate；de-position coefficientFinite element analysis of solder joint reliability of 3D packaging chip SUN Lei1,2， ZHANG Yi1， CHEN Minghe2， ZHANG Liang3， MIAO Naiming1 (1. Changzhou University, Changzhou, 213164, China；2. Nanjing University of Aeronautics and Astronautics, Nanjing, 210016, China；3. Jia-ngsu Normal University, Xuzhou, 221116, China). pp 49-53 Abstract:In this paper, Sn and Sn3.9Ag0.6Cu solders, which are widely used in industry, were selected as bonding materials for 3D packaging chips. The 3D packaging model was established using ANSYS finite element software. Based on the Garofalo-Arminius’s constitutive equation, the process of thermal cycle under the temperature condition from −55 ~ 125 °C. In addition, the influence of packaging structure and process parameters on the reliability of solder joint was discussed by Taguchi method. The results show that the contact area between Cu pillar and solder joint is the weak area of the whole structure, and the maximum stress appears at the second solder joint in the rightmost row of the intermetallic compound (IMC) solder joint array. Through the Taguchi method and combined with the finite element simulation results, the contribution of the four factors to S/N was obtained as follows: solder joint array, solder joint height, chip thickness, solder joint material, of which the solder joint array has the largest influence, followed by solder joint height and chip thickness, solder joint material has the least influence. Based on the optimization design, the optimal matching combination was solder joint array 3 × 3, solder joint height 0.02 mm, chip thickness 0.2 mm and solder joint material Cu6Sn5.Highlights:(1) Based on Garofalo-Arminius's constitutive equation, the stress of 3D package solder joints under thermal cycling load was simulated to reveal the weak area of the pack-age structure.(2) The 3D package structure was optimized by the Taguchi method, and the optimal combination of structure and process parameters was obtained.Key words: 3D packaging；reliability of solder joint；stress distribution；Taguchi methodIV TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION2021, Vol. 42, No. 1。

Al-Cu-Mg-Ag合金的热变形加工图及其分析曹素芳;潘清林;刘晓艳;陆智伦;何运斌;李文斌【摘要】为确定Al-Cu-Mg-Ag合金的热加工工艺制度提供理论依据以及便捷的途径,基于动态材料模型(DMM)理论和Ziegler失稳判据,采用Al-Cu-Mg-Ag合金的热变形实验数据,建立了热变形加工图,并利用加工图理论分析了该合金在热变形过程中的变形行为.结果表明:Al-Cu-Mg-Ag合金热变形时有2个失稳区域,一是变形温度为300～400℃、应变速率为0.1～10s-1的区域,二是变形温度为450～500℃、应变速率为1.0～10 s-1的区域;该合金的热变形参数建议在变形温度350～450℃、应变速率0.001 s-1的范围内选取.【期刊名称】《材料科学与工艺》【年(卷),期】2011(019)002【总页数】5页(P126-129,134)【关键词】Al-Cu-Mg-Ag合金;加工图;热变形;动态材料模型;流变失稳【作者】曹素芳;潘清林;刘晓艳;陆智伦;何运斌;李文斌【作者单位】中南大学,材料科学与工程学院,长沙410083;中南大学,材料科学与工程学院,长沙410083;有色金属材料科学与工程教育部重点实验室,长沙410083;中南大学,材料科学与工程学院,长沙410083;中南大学,材料科学与工程学院,长沙410083;中南大学,材料科学与工程学院,长沙410083;中南大学,材料科学与工程学院,长沙410083【正文语种】中文【中图分类】TG146国防和航空工业的高速发展对耐热铝合金提出了更高要求，国内外学者先后在2014、2219、2519等合金的基础上，通过向合金中添加Ag、RE(稀土)等元素，研制出一种新型的耐热铝合金Al-Cu-Mg-Ag，该合金不仅具有较高的室温强度及耐损伤性能，而且在150～200℃下仍能保持较高强度和良好韧性［1］，因此，铝合金Al-Cu-Mg-Ag能够广泛地满足新一代高速飞行器、推进器等结构部件的要求.研究表明，热变形条件对Al-Cu-Mg-Ag合金的力学性能有显著影响［2-3］.热变形试验可获得不同条件下的流变应力连续数据，它们不仅能用于流变行为研究，而且可用于获得材料的加工图.加工图是变形温度与应变速率空间中的功率耗散图与失稳图的叠印，根据加工图可判别材料变形过程中的流变失稳区，还可根据非失稳区内最大功率耗散系数区与显微组织制定材料的最佳加工工艺制度(变形温度与应变速率)［4］.本文采用加工图来研究Al-Cu-Mg-Ag合金高温变形特点及其组织变化规律，为确定Al-Cu-Mg-Ag合金的热加工工艺制度提供理论依据.材料在加工过程中的力学行为可以采用包含流变应力(σ)、应变(ε)、应变速率(˙ε)和变形温度(t)的本构方程来描述.Prasad提出用动态材料模型(DMM)描述材料的变形行为［5］.根据动态材料学模型，材料的加工过程服从幂律方程式中K和m均为常数.对于同种材料，不同的加工过程产生的变形量不同，所对应的K和m值也不一样.材料在加工过程中单位体积所吸收的总功率可以分为两部分: 式中:P(≡σ˙ε)为总功率，是2个互补函数的和;G为耗散量;J为耗散协变量.式(2)中2个积分式分别代表G和J.J与G的变化率构成了应变速率敏感指数(m)的定义，即结合式(1)和式(2)，可以得到金属材料热变形从热力学的观点看是一个不可逆变化过程(组织变化和热传递)［6］.结合不可逆热力学和大塑性流变连续介质力学［7-8］，可以证明:0＜m≤1.当材料为理想线性耗散时，m= 1，此时J达到最大值Jmax.功率耗散效率参变量η与尺寸无关，定义为η= 由式(4)可知η是一个量纲为1的参数，反映了材料热加工过程中的功率耗散特征，是ε、˙ε和t的函数，随应变速率和温度的变化便形成了功率耗散图.功率耗散图上的等值线表示与材料的微观结构演化相关的相对熵产生率［9］，即η值的变化对应着材料的微观组织的变化，因此，可用来控制材料在热加工后的显微组织.一般来说，高η值对应着最佳的加工性能区［10］.材料动态模型的连续失稳判据是基于ZIEGLER［11］提出的塑性流变变为不稳定的条件，这一判据是根据不可逆热力学极值原理建立的:式中D(˙ε)是给定温度条件下的耗散函数，是材料本构变形行为具有的特征.根据动态材料模型，D(˙ε)等于耗散协变量J，结合式(3)，得到Ziegler失稳判据:把参数ξ(˙ε)作为温度和应变速率的函数作图，在负值区域会出现流变失稳，这样的图被称作为失稳图.根据加工图可以确定加工的安全区和流变失稳区.安全区在微观机制上与动态再结晶、动态回复和超塑性有关［12］.在材料的安全加工区，η值越大表明材料内在可加工性越好.采用Al-5.3Cu-0.8Mg-0.5Ag-0.3Mn-0.15Zr(质量分数/%)合金为研究对象.压缩试验在Gleeble-1500热模拟机上进行，通过自动控制系统在预设的温度和应变速率下进行恒温、恒应变速率压缩.实验变形速率为0.001、0.01、0.1、1、10 s-1，变形温度为 340、380、420、460、500℃，总压缩量为60%.压缩实验完成后立即对试样进行水淬，以保留合金压缩变形后的变形组织.对合金的热变形实验数据进行分析，根据合金在同一应变、不同应变速率和变形温度下的流变应力绘制出不同温度下Al-Cu-Mg-Ag合金对数应力ln σ与对数应变速率ln˙ε间的关系(见图1).由图1可见，在温度和应变不变的情况下，ln σ与ln˙ε近似为线性关系，因此，可从采用动态材料模型中的计算方法计算加工图，并且能够准确地确定加工图中的流变失稳区域.在给定应变和变形温度的条件下，为保证m值的精度，采用多项式拟合lg σ与lg˙ε的函数关系:式中a1、a2、a3和a4均为常数.再由式(3)可得将lg˙ε值代入式(9)即可获得相应应变速率敏感指数m的值，再将m值代入式(5)就可以计算出不同变形温度和应变速率下Al-Cu-Mg-Ag合热变形时的能量耗散效率值η.在由t和lg˙ε所构成的平面内绘制出等功率耗散效率η值的轮廓曲线图(见图2)，即功率耗散图.功率耗散图实际代表热加工变形过程中的显微组织变化率，因此又被称作“显微组织轨迹”.加工图中局部区域存在功率耗散效率最大值，代表特殊的显微组织机制或流变失稳机制.功率耗散图中高功率耗散区定义为具有最佳加工性能区，然而由于楔形裂纹破坏机制通常也对应高功率耗散效率，因此分析加工图需要进一步的显微组织佐证［13-14］.将式(9)代入式(7)能够得到参数ξ(˙ε)的表达式:在由t和lg˙ε构成的平面内绘制出ξ(˙ε)＜0的区域，在该区域内变形会出现流变失稳，如图2所示.图2为Al-Cu-Mg-Ag合金热变形时应变为0.3和0.5的加工图，其中A区域为流变失稳区，B区域为变形安全区.从图2可以发现，应变为0.3和0.5的加工图基本相似，但是变形量大时其流变失稳区域较大，因此，下面主要分析应变0.5时的加工图分布.从图2(b)可以发现有2个失稳区，一是温度为300～400℃、应变速率为0.1～10 s-1的区域，图3(a)为变形温度340℃、应变速率10 s-1时的SEM照片，可以看出此变形条件下组织发生局部流动，出现了严重的不均匀变形，这主要是因为在变形温度很低、应变速率较高时，变形在很短的时间内完成，大量的塑性功转变成热，在很短的时间内变形热来不及散失，造成局部温度升高，从而产生局部流动［15］;另一个是温度为450～500℃、应变速率为1.0～10 s-1的区域，图3(b)为变形温度500℃、应变速率10 s-1时的SEM照片，此变形条件下，试样出现了裂纹.因此，在这2个区域内的加工条件不适合Al-Cu-Mg-Ag合金进行热加工. 图4为应变速率0.001 s-1时不同温度条件下Al-Cu-Mg-Ag合金的显微组织.在低温区(＜350℃)，随着应变速率的增加，功率耗散系数先逐渐增大，在应变速率0.01 s-1、温度300℃时功耗系数达到峰值26%，随后又逐渐减小，可以看出在整个低温区域功率耗散系数都比较低而且显微组织分布也不均匀，因此该区域并非最佳加工性能区.在中温区(350～450℃)，随着应变速率的增加功率耗散系数先逐渐减小，在应变速率0.001 s-1、温度420℃时功耗系数达到峰值34%，其对应的显微组织如图4(a)所示，其晶粒比较细小.在高温区(450～500℃)，最大耗散效率出现在500℃，应变速率为0.001 s-1，最大值达到38%，其对应的显微组织如图4(b)所示，可以看出，在该变形条件下，Al-Cu-Mg-Ag合金发生了动态再结晶，但是其晶粒尺寸明显增大.从上面的分析可知，Al-Cu-Mg-Ag合金在温度300～500℃、应变速率0.001～10 s-1变形时会出现2个失稳区域.在350℃以上具有很好的塑性.但由于高温区变形时形成的组织粗大，对其力学性能产生影响，而中温区变形的组织细小，因此中温区是该合金的适宜的热变形区，可以进行热锻、热挤压等变形.1)基于动态材料模型和Ziegler失稳判据建立的加工图能够准确直观地反映材料在不同变形条件下的组织演变规律，为材料的热变形工艺提供了更便捷有效的工具. 2)Al-Cu-Mg-Ag合金进行热变形时有2个失稳区域:一是变形温度为300～400℃、应变速率为0.1～10 s-1的区域;二是变形温度为450～500℃、应变速率为1.0～10 s-1的区域.3)在350℃以上Al-Cu-Mg-Ag合金具有很好的塑性，该合金的热变形参数建议在变形温度350～450℃，应变速率为0.001 s-1的范围内选取.【相关文献】［1］刘志义，李云涛，刘延斌，等.Al-Cu-Mg-Ag合金析出相的研究进展［J］.中国有色金属学报，2007，17(20):1905-1915.［2］肖代红，宋旼，陈康华.Al-5.3Cu-0.8Mg-0.6Ag合金的超塑性变形［J］.宇航材料工艺，2007(4):50-54.［3］余日成，刘志义，刘延斌，等.Al-Cu-Mg-Ag系高强耐热合金的热加工工艺研究［J］.金属热处理，2006，31(5):75-79.［4］黄光胜，汪凌云，陈华，等.2618铝合金的热变形和加工图［J］.中国有色金属学报，2005，15(5):763 -767.［5］PRASAD Y V R K，GEGEL H L，DORAIVELU S M，et al.Modeling of dynamic material behaviorin hot deformation:forging of Ti-6242［J］.Metall Trans，1984，15A:1883.［6］鲁世强，李鑫，王克鲁，等.用于控制材料热加工组织与性能的动态材料模型理论及其应用［J］.机械工程学报，2007，43(8):77-85.［7］PRASAD Y V R K.Recent advances in the science of machanical processing［J］.Indian J Technol，1990，28 (6/7/8):435-451.［8］GEGEL H L.Synthesis of atomistics and continuum modeling to describe microstructure computer simulation in materials science［M］.OH:ASM，1986:291-344. ［9］PRASAD Y V R K，SESHACHARYULU T.Modeling of hot deformation for microstructural control［J］.International Materials Reviews，1998，43(6):243-252. ［10］ROBI P S，DIXIT U S.Application of neural networks in generating 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