氆麴２０１０年４月摘方法的发展前景。第２９卷第４期中国材料进展ＭＡＴＥＲＩＡＬＳＣＨＩＮＡＶｏｌ－２９Ｎｏ．４Ａｐｒ．２０１０铝基复合材料焊接的研究现状与展望马宗义，肖伯律，王东，王全兆，毕敬（中国科学院金属研究所沈阳材料科学国家（联合）实验室，辽宁沈阳１１００１６）要：介绍了铝基复合材料几种典型的熔化焊、钎焊、固相焊接方法。从焊接的特点，所面临的问题等方面介绍了这几种焊接方法的研究进展，并重点介绍了目前最受关注的搅拌摩擦焊接技术在铝基复合材料中的研究进展。最后展望了这些焊接关键词：复合材料；铝；焊接；颗粒中图分类号：ＴＧｌ４６．２文献标识码：Ａ文章编号：１６７４—３９６２（２０１０）０４—０００８—０９ＰｒｏｇｒｅｓｓａｎｄＯｕｔｌｏｏｋｉｎＷｅｌｄｉｎｇｏｆＡｌｕｍｉｎｕｍＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＭＡＺｏｎｇｙｉ，ＸＩＡＯＢｏｌｉｉ，ＷＡＮＧＤｏｎｇ，ＷＡＮＧＱｕａｎｚｈａｏ，ＢＩＪｉｎｇ（ＳｈｅｎｙａｎｇＮａｔｉｏｎａｌＬａｂｏｒａｔｏｒｙｆｏｒＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ，ＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＭｅｔａｌＲｅｓｅａｒｃｈ，ＣｈｉｎｅｓｅＡｃａｄｅｍｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅｓ，Ｓｈｅｎｙａｎｇ１１００１６，Ｃｈｉｎａ）Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｉｎｔｈｉｓｐａｐｅｒ，ｓｅｖｅｒａｌｔｙｐｉｃａｌｗｅｌｄｉｎｇｍｅｔｈｏｄｓｓｕｃｈａｌｕｍｉｎｕｍｍａｔｒｉｘａｓｆｕｓｉｏｎｗｅｌｄｉｎｇ，ｂｒａｚｉｎｇ，ａｎｄｓｏｌｉｄ—ｓｔａｔｅｗｅｌｄｉｎｇｏｆｗａｇｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ（ＡＭＣｓ）ｗｅｒｅｉｎｔｒｏｄｕｃｅｄ．ＴｈｅｒｅｓｅａｒｃｈｐｒｏｇｒｅｓｓｏｆｔｈｅｓｅｗｅｌｄｉｎｇｍｅｔｈｏｄｓｆｏｒｔｈｅＡＭＣｓｒｅｖｉｅｗｅｄｆｒｏｍｔｈｅｃｈａｒａｃｔｅｒｓａｎｄｔｅｄ．Ｆｉｎａｌｌｙ，ｗｅｋｅｙｄｉｓｃｕｓｓｅｄｔｈｅｉｒｆｕｔｕｒｅｏｕｔｌｏｏｋｏｆｌ＇ｅＳｅａｌ℃ｈａｎｄａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ．ｉｓｓｕｅｓｏｆｔｈｅｓｅｍｅｔｈｏｄｓ．ＴｈｅｆｒｉｃｔｉｏｎｓｔｉｒｗｅｌｄｉｎｇｏｆｔｈｅＡＭＣｗｅｒｅｅｓｐｅｃｉａｌｌｙｐｒｅｓｅｎ－Ｋｅｙｗｏｒｄｓ：ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ；ａｌｕｍｉｎｕｍ；ｗｅｌｄｉｎｇ；ｐａｒｔｉｃｌｅ１前言金属基复合材料（ＭＭＣ）不仅具有轻质、高强的特随着ＤＲＡ的发展，各种焊接技术被尝试用于焊接ＤＲＡＨ。５３。氩弧焊作为最常用的一种焊接方式，首先在ＤＲＡ中尝试Ｈ１。但在焊接过程中增强相与基体发生剧点，还具有良好的抗疲劳、抗蠕变、耐热、耐磨、高热导、低热膨胀、减振及尺寸稳定等一系列优点，成为国民经济发展和国防建设领域的重要结构材料…。不连续烈反应，形成有害的脆性相，并使焊缝区产生增强相偏聚、气孑Ｌ等缺陷，这导致非常低的接头性能。进入到上世纪９０年代，随着激光焊接技术的发展，有学者尝试增强铝基复合材料（ＤＲＡ）因其基体质量轻，制造工艺简单，且可用常规金属加工方法如铸造、挤压、轧制等制造各种形状的型材和零件，因而适于工业化批量生产，成为目前价格最便宜、应用最广的一种ＭＭＣ。美、日等国已成功地将ＤＲＡ用于飞机机身盖板、转向架，汽车传动轴、活塞、连杆、制动盘及铁道车辆零部件的使用激光焊接技术进行ＤＲＡ的焊接。虽然激光焊接的加热区很小，但是仍然会出现氩弧焊中的问题，导致焊缝质量较差ｂ。１。随后，其它焊接技术，如摩擦焊、钎焊、瞬间液相扩散焊等也被用于ＤＲＡ的焊接＂。９】。但这些焊接方法在焊接ＤＲＡ时均存在较大问题。比如复合材料摩擦焊接时，焊缝处增强相颗粒的破碎会降低焊缝的强度。批量生产，取得显著的经济效益和社会效益¨。１。由于陶瓷增强相与基体合金性能的巨大差异，给ＤＲＡ的焊接带来了很大困难旧１，这了ＤＲＡ构件的进入到２１世纪后，随着各种ＤＲＡ制备技术的逐渐发展和成熟，以及ＤＲＡ应用范围的不断扩大。ＤＲＡ的焊接引起人们更多的关注。在对现有复合材料焊接技术进行深入研究的同时，一些新的焊接技术，如电子柬焊、设计，成为其应用的严重障碍。自上世纪８０年代以来，收稿日期：２００９—１２—０２基金项目：国家杰出青年科学基金项目（５０５２５１０３）通信作者：马宗义。男。１９６３年生，研究员，博士生导师液相冲击扩散焊、搅拌摩擦焊（ＦｒｉｃｔｉｏｎＳｔｉｒＷｅｌｄｉｎｇ，ＦＳｗ）等被用于焊接ＤＲＡ¨””。。特别值得一提的是，Ｆｓｗ作为一种新型固态焊接技术，可以获得性能良好的万方数据第４期马宗义等：铝基复合材料焊接的研究现状与展望９ＤＲＡ接头，成为近年来ＤＲＡ焊接研究的热点‘１２。１引。本文回顾了各种焊接工艺方法在ＤＲＡ焊接中的应用，对焊接过程中的微观机构变化和缺陷产生机制进行了系统评述。重点介绍现阶段热点ＤＲＡ搅拌摩擦焊的研究现状，并展望了ＤＲＡ焊接的发展前景。２铝基复合材料焊接技术的研究现状２．１熔化焊接技术熔化焊作为金属焊接领域应用最为广泛的一类焊接方法，是最早对ＤＲＡ进行焊接的方法之一。熔化焊主要包括以下几种：氩弧焊、激光束焊、电子束焊等。由于使用熔化焊接技术对ＤＲＡ进行焊接时均会使ＤＲＡ加热到熔化，这样尽管使用的加热源不同，熔化焊接技术均面临着一些相似的问题。如当基体溶化时，基体会与增强相发生反应，生成脆性的金属间化合物；焊缝区的增强相会发生团聚；在焊缝中会产生大量的气孔；经焊接热循环后在基体与增强体界面上产生较大的微区残余应力。这些微观结构演化都会降低接头的性能¨’１６Ｊ。下面分别对这３种焊接方法的研究进展进行评述。２．１．１氩弧焊氩弧焊是利用电极与工件之间产生的电弧，使得工件加热熔化并连接在一起，焊接时可添加焊丝，也可以在电极附近加入保护气体。在ＤＲＡ的焊接研究中，最常用的两种氩弧焊分别为钨极惰气保护焊（ＴＩＧ）和金属极惰气保护焊（ＭＩＧ）¨“１８】。氩弧焊具有设备简单，操作方便，焊接成本低的特点，但接头性能并不够理想。使用氩弧焊焊接复合材料时，基体会与增强相发生反应，如ＳｉＣ增强的ＤＲＡ，基体会与ＳｉＣ反应生成脆性的针状Ａ１４ｃ，金属间化合物（图ｌａ）。而在Ａ１：０，增强的ＤＲＡ中，Ａ１：Ｏ，会发生分解，使焊缝处增强相含量降低，从而降低接头的性能。另外在焊后冷却时，由于增强相易于浮在液体表面，同时增强相与基体润湿性差会造成初生的口相排斥增强相，使得在焊缝凝固时增强相分布不均匀。另外，焊缝溶化时，增强相的存在大大降低了熔池金属的流动性，增加其粘度，使得气体难于逸出．从而在焊缝形成气孔。对于粉末冶金制备的ＤＲＡ，其中也会混有气孔，焊接时气体难于排出，从而在焊缝形成气孔‘１６’１９埘］。在ＡＩ，Ｏ，ｐ／６０６１Ａ１的ＴＩＧ焊接头中可以观察到明显的气孔及Ａｌ：０，的偏聚，如图１ｂ所示。Ｓｔｏｒｊｏｈａｎｎ等人¨刊的研究表明，减小热输入，降低焊接时的温度，可有效的控制增强相的分解与反应。Ｗａｎｇ等人嵋¨使用Ａｌ—ｓｉ合金作为焊丝进行了ＳｉＣｐ／６０６１ＡＩ的ＴＩＧ焊接，表万方数据明Ｓｉ的加入可以有效地抑制Ａｌ。Ｃ，的形成及气孔的产生，但ＳｉＣ颗粒仍然发生较严重的偏聚，接头的力学性能为母材的７０％。Ｇａｒｃｉａ等人【２２坷１研究了ＴｉＣｐ／ＩＯＩＯＡｌ及ＳｉＣ：ｐ／Ａ３５９的ＭＩＧ焊接，以２０２４Ａ１合金作为焊丝，当使用间接电弧法时，可以减缓Ａｌ与ＴｉＣ及ＳｉＣ之间的反应，同时也抑制了增强相的分解，并减少了气孔。图１ＤＲＡ氩弧焊接头典型金相组织：（ａ）ＳｉＣｐ／２０１４ＡＩ的ＴＩＧ焊接头中Ａ１４Ｃ３的分布，（ｂ）Ａ１２０３ｐ／６０６１Ａｌ的ＴＩＧ焊接头中的气孔及ＡＩ：０３偏聚Ｆｉｇ．１ＴｙｐｉｃａｌｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓｈｏｗｉｎｇＴＩＧｗｅｌｄｓｏｆＤＲＡＡ１２０３ｐ／６０６１Ａｌ：（ａ）Ａ１４Ｃ３ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎｉｎＴＩＧｗｅｌｄｓｏｆＳｉＣｐ／２０１４Ａｌａｎｄ（ｂ）ｐｏｒｅａｎｄＡ１２０３ｓｅｇｒｅｇａｔｉｏｎｉｎＴＩＧｗｅｌｄｓｏｆＡ１２０３ｐ／６０６１Ａ１２．１．２激光束焊激光束焊接是利用高能量密度的激光束与工件表面相互作用产生耦合效应，使ＤＲＡ熔融焊接在一起。与氩弧焊相比，激光焊接的激光束斑尺寸小、能量密度高，因而焊缝熔池小、热影响区窄，并且焊接效率高，同时可精确地控制焊接参数。虽然激光焊熔池尺寸与氩弧焊相比较小，但焊接过程中基体仍会熔化，因此与氩弧焊类似，激光焊也面临溶化焊的问题。增强相与基体反应和偏聚、气孔等缺陷也会在激光焊缝中出现Ⅲ１。Ｈｕａｎｇ等人∞３的研究表明，随着增强相体积分数的增加，焊接熔池基体的流动性变差。Ｎｉｕ等人啪１研究了脉冲激光焊接ＳｉＣｗ／６０６１Ａ１，利用脉冲对熔池的震荡搅拌作用，可以增加熔池中液体的流动性，有助于焊缝的成形。同时通过控制熔池中Ｓｉ的浓度，可以有效的控制ＳｉＣ与基体的直接反应。Ｗａｎｇ等人旧¨研究了１０中国材料进展第２９卷２５％ＳｉＣｐ／６０６１ＡＩ的激光束焊接，并在焊接过程中添加Ｔｉ。研究表明，Ｔｉ的加入可以有效地抑制ＳｉＣ与基体的直接反应，在焊缝没有发现明显的Ａｌ。Ｃ，针状相。然而在焊缝发现ＴｉＣ，Ｔｉ，Ｓｉ３和Ａｌ，Ｔｉ的生成，并且有较大的气孔产生。Ｙｕｅ等人Ⅲ１研究了ＳｉＣｐ／２１２４ＡＩ的激光束焊接，发现通过控制合适的激光强度和持续时间，可以控制ＳｉＣ与基体的反应，同时由于熔池的蒸汽压较大，使得ＳｉＣ颗粒向熔池两侧严重偏析，造成ＳｉＣ颗粒分布不均匀。电子束焊接是利用真空中被静电场聚焦并加速的电子束轰击待焊工件接头处，将电子束的能量施加于工件使其熔化，从而实现焊接的过程。电子束焊与激光焊类似，具有极高的能量密度，良好的可控性等特点，但焊接需要在真空中完成，焊接工件尺寸受设备的制约。同时与激光焊相似，虽然焊接熔池尺寸较小，但焊接时仍会出现液相。熔化焊的缺点也不可避免。Ｌｉｅｎｅｒｔ等人¨叫研究了ＳｉＣｐ／Ａ３５６的电子束焊接，并与激光焊相比较、结果表明，与激光焊相比，电子束焊加热更加均匀，可以减少ＳｉＣ与基体的反应，同时提高焊接速度也有助于抑制反应的发生。Ｃｈｅｎ等人Ⅲ１也发现降低热输Ｍｇ元素挥发形成的气体在凝固时不能全部排出，会导钎焊也是研究较多的一类ＤＲＡ焊接方法。钎焊包的一些问题。同时钎焊对工件的尺寸和形状的要求并不由于ＤＲＡ自身的特点，其钎焊工艺也面临较严重的挑万方数据两侧有较小的聚集区。张洋等人∞¨研究了５５％ＳｉＣｐ／Ａ３５６的超声波辅助搭接钎焊，发现，超声振动时间的增加能够增加钎料和ＳｉＣ的直接润湿性，接头的剪切强度与母材的剪切强度相似。王少刚等人口２１研究了２０％ＳｉＣｐ／ＺＬｌ０１的氩气保护钎焊及真空钎焊，发现钎缝区出现共晶组织，并且ＳｉＣ扩散到钎缝中，其剪切强度分别为母材的６４％及５０％。固相焊接中没有ＤＲＡ的熔化，因此可避免熔焊中出现的增强相与基体反应、增强相偏聚、气孔等问题。同时，与钎焊相比工件不需要整体加热，避免了可热处理强化ＤＲＡ钎焊后必须重复热处理的不足。此外，由于不添加或仅添加少量焊料，因此受添加焊料降低接头强度的影响较小。这些特点使得固相焊接头的强度系数摩擦焊是利用工件相对高速运动所产生的摩擦热在扩散焊通过压力保证焊件紧密结合，在一定温度下２．１．３电子束焊２．３固相焊接技术一般要高于钎焊，有望成为实现ＤＲＡ工业化焊接的一类重要的焊接技术。固相焊接技术目前研究的热点主要包括摩擦焊、扩散焊、搅拌摩擦焊，下面分别探讨这几种焊接方法的研究进展。２．３．１摩擦焊顶锻压力作用下产生塑性流变来实现连接。常见的摩擦方式有旋转、直线运动以及振动。摩擦焊接时，ＤＲＡ虽然摩擦升至较高温度，但并不发生熔化，因此没有熔化焊接通常出现的焊接缺陷。但摩擦焊受工件尺寸影响入可有效抑制增强相与基体的反应。另外，Ｈｕａｎｇ等人嗌１研究２０％ＳｉＣｐ／６０６１ＡＩ的电子束焊时发现，焊接时致在焊缝产生大量的气孔。２．２钎焊技术较大，不适合焊接尺寸较大以及形状复杂的工件。李杏瑞等人＂纠研究了ｓｉｃｐ／ＬＤ２与ＬＤ２铝合金的摩擦焊接。发现在合适的焊接工艺下，焊缝区结合致密，无气孔、裂纹等缺陷，ＤＲＡ与基体ＬＤ２以带状形式交替混合。括真空钎焊、电阻钎焊、保护气氛炉中钎焊、火焰钎焊、扩散钎焊及加压钎焊等。使用钎焊焊接时焊接温度较低，母材处于固态并不熔化，因此会减少熔化焊面临此外，增强相ＳｉＣ与基体Ａｌ没有界面反应，在焊缝区部分ＳｉＣ颗粒发生破裂，这与其它一些报道相似。Ｚｈｏｕ和ＺｈａｎｇⅢ１研究了Ａ１２０，ｐ／６０６１Ａ１的摩擦焊接，结果表严格，焊接也相对简单易行。但进行ＤＲＡ的钎焊时，明，焊缝区破碎的ＡＩ：０，颗粒与基体的结合变弱，同时在焊缝部分区域出现颗粒的偏聚，这两种情况导致接头的抗冲击强度降低。Ｍｉｄｌｉｎｇ等人＂≯副针对ＤＲＡ的摩擦焊．建立了一个模型描述主要工艺参数（摩擦压力、顶战。主要表现为：①铝基体非常容易氧化，表面生成一层氧化膜，氧化膜以及材料中的增强体严重阻碍了钎料在母材表面的润湿与铺展，使得连接难以实现；②ＤＲＡ采用的铝合金基体中，除６０６１铝合金的软、硬钎料的锻压力、旋转速度、翻卷尺寸等）与接头微观组织、性能的关系，成功的预测了焊缝的组织演变及焊缝热影响区的强度及硬度。２．３．２扩散焊钎焊性良好外，其它铝合金的钎焊性均较差；③钎焊温度需要严格控制，当低于最佳温度时，接头剪切强度低；当高于该温度时，则发生界面反应，损伤基体的性能；④钎焊过程中母材发生退火软化，焊后必须进行热处理来提高强度㈦２９】。邹家生等人‘∞１研究了ＳｉＣｐ／２０２４Ａ１的真空钎焊，发现焊缝中有少量ＳｉＣ颗粒存在，且分布不均匀。在靠近母材处出现贫化区，在钎缝中心实现连接表面原子相互扩散形成结合。扩散焊分为固相扩散焊及液相扩散焊，可以得到性能良好的焊接接头。但是，一般扩散焊的工艺较复杂，成本高，采用真空扩散焊接时，对设备的要求较高，并且对工件的大小形状第４期马宗义等：铝基复合材料焊接的研究现状与展望１１也有一定要求，了它在实际生产中的应用。由于在非真空环境的扩散焊接，Ｌｅｅ等人Ｍ¨研究了ＤＲＡ在空气环境下的扩散焊接，在连接前对材料施加一定载荷，在载荷作用下使待连接件在平行于连接面上发生旋ＤＲＡ的基体是铝合金，因此在ＤＲＡ的表面易形成一层致密的氧化膜，在扩散焊接时氧化膜会阻碍原子的扩散，在焊接接头形成氧化膜夹杂，降低接头性能。牛济泰等人Ⅲｏ研究了Ａ１，Ｏ，ｐ／６０６１Ａ１的扩散焊接，表明随焊接温度的升高。接头氧化膜的含量逐渐减少，当扩散焊的温度高于复合材料基体的固相线温度时，接头区域的氧化膜细化，含量减少，接头强度升高。为减小氧化膜的影响，可通过添加中间层的方法来实现，Ｕｒｅｎａ等人口”研究了纯Ａｇ作为中间层通过形成Ａｌ—Ａｇ金属间化合物来溶解铝的氧化膜，可获得性能良好的接头。Ｆｅｎｇ转，使母材表面的氧化物层破碎并去除，保持一个清洁的连接界面，实现在空气环境下的扩散焊接，接头强度可达到母材的７７．７％。为了进一步提高扩散焊接在ＤＲＡ中的应用，近年发展了一种介于扩散焊与钎焊之间的新方法——瞬间液相扩散焊接（ＴＬＰＤ）。在低于母材和填充钎料熔点的温度下，通过母材与钎料界面的互扩散，达到低熔点共晶成分而熔化形成液态，然后在此温度下保持恒定温度使其继续扩散，达到液相线与固相线之间的成分，凝固后等人＂驯研究了Ｎｉ作为中间层焊接ＳｉＣ：ｐ／２０１４Ａｌ，发现Ｎｉ可与基体生成化合物Ｎｉ３Ａ１，ＮｉＡｌ，ＮｉＡｌ３。Ｚｈａｎｇ等继续保持恒温扩散，完全均匀化后即形成具有均匀组织的焊缝接头。刘黎明等人¨２１以Ａｌ—ｃｕ混合粉末作为中间层对ＳｉＣｗ／６０６１Ａ１进行了ＴＬＰＤ研究，发现铝合金中的Ｍｇ元素分别与ｃｕ粉颗粒表面的氧化铜和焊接工件表面的氧化膜发生反应，降低了氧化物对焊接过程中原子扩散的阻碍作用。同时提高焊接温度以及延长保温时间均可提高接头强度，接头强度最高可达母材的７０％。Ｈｕａｎｇ等人”１研究了以Ａ１．Ｃｕ．Ａｇ．Ｔｉ粉末作为中间层的ＳｉＣｐ／２６１８ＡＩ的ＴＬＰＤ，Ｔｉ可以有效的缩短共晶凝固时间，减少气孔以及抑制ＳｉＣ向焊缝扩散（图２），提高了人哺１研究表明，随ＤＲＡ中ＳｉＣ颗粒含量的增加，接头强度逐渐降低。Ｈｕａｎｇ等人旧引研究以Ａｌ—Ｓｉ和Ａｌ—Ｃｕ粉末为添加物焊接１５％ＳｉＣｐ／６０６３Ａ１，发现焊缝形成亚共晶，接头强度较高。当使用Ａｌ—Ｓｉ—ＳｉＣ粉末作为添加物时，在焊缝会形成ＳｉＣ增强的ＤＲＡ，但焊缝ＳｉＣ易于发生偏聚，并且在焊缝形成较多的气孔。当添加Ｔｉ元素时，可以有效的抑制ＳｉＣ的偏聚，从而提高接头的力学性能。刘黎明等人Ⅲ１提出了一种不添加中间层的液相扩散焊接方法，在ＤＲＡ处于固液两相区时进行扩散焊接，可以显著的减少氧化膜，有效的加强基体和增强相焊缝的剪切强度。Ｙａｈ等人旧１使用ＣｕＮｉ中间层对Ａ１：０３ｐ／６０６１进行ＴＬＰＤ，与ｃｕ作为中间层相比显著降低焊接温度，并缩短了焊接时间。的润湿，改善结合面的接触状态，得到的ＡＩ：Ｏ，ｐ／６０６１Ａｌ接头的强度可达到母材的６０％。为了实现ＤＲＡ图２Ａｌ—Ａｇ．ｃｕ粉末作为中间层的ＳｉＣｐ／２６１８ＡＩ扩散焊接头（ａ，ｂ）和Ａｌ—Ａｇ—ｃｕ－Ｔｉ粉末作为中间层的ＳｉＣｐ／２６１８ＡＩ扩散焊接头（ｅ，ｄ）的ＳＥＭ照片Ｆｉｇ．２ＳＥＭｍｉｅｒｏｇｒａｐｈｓｏｆｊｏｉｎｔｓｏｆｄｉｆｆｕｓｉｏｎｗｅｌｄｅｄＳｉＣ：ｐ／２６１８ＡｌｕｓｉｎｇｕｓｉｎｇＡＩ—Ａｇ—Ｃｕｐｏｗｅｒ８．８ｔｈｅｉｎｔｅｒｌａｙｅｒｍｅｔａｌ（ａ，ｂ）ａｎｄＡＩ—Ａｇ・Ｃｕ—Ｔｉｐｏｗｅｒ∞ｔｈｅｉｎｔｅｒｌａｙｅｒｍｅｔａｌ（ｅ，ｄ）万方数据１２中国材料进展第２９卷近年来，Ｇｕｏ等人…。在扩散焊的基础上又提出一种新的扩散焊接方法——液相冲击扩散焊。将工件加热到液固相线时短时间内施加一个载荷，使得工件焊接在一起。该方法可有效缩短扩散焊接时间，焊接接头的强度可达到母材的７８％。但是由于施加的冲击力和加热的时间较短，焊接时间难以控制。２．４新型固态焊接技术——搅拌摩擦焊搅拌摩擦焊（ＦＳＷ）是由英国焊接研究所于１９９１年发明的新型固态连接技术，是一种连续的、纯机械的连接技术，焊接时高速旋转搅拌头与待焊工件接缝处摩擦产生温升使材料软化，接缝两侧材料在搅拌头带动下产生剧烈塑性流变和混合，搅拌头沿接缝移动形成均匀致密的焊缝，由此形成的焊缝具有锻态组织特点，此外，ＦＳＷ适合于焊接尺寸较大的工件，因此，ＦＳＷ被认为是实现ＤＲＡ工业化焊接生产的一种理想选择，成为目前的研究热点¨…。２．４．１微观结构特征ＤＲＡ的ＦＳＷ接头与铝合金的相似，主要分为３个区域：焊核区、热机影响区和热影响区。焊核区呈现洋葱环结构。Ｕｚｕｎ等人以及Ｓｔｏｒｊｏｈａｎｎ等人¨３’驯在ＳｉＣｐ／２１２４Ａ１和Ａ１：０，ｐ／６０６１Ａ１的ＦＳＷ研究中发现，焊核的洋葱环结构是焊接过程中增强相的偏聚导致的。而Ｆｅｎｇ等人¨４１在使用相对较高应变速率进行ＳｉＣｐ／２００９Ａ１的ＦＳＷ时，认为洋葱环结构是由细小的Ａｌ—Ｃｕ－Ｆｅ—Ｍｇ和Ａ１．Ｃｕ．Ｆｅ相组成，ＳｉＣ颗粒在较高应变速率下焊接时在焊核处并不会发生明显的偏聚。在ＤＲＡ中由于制备工艺的影响，增强相在基体中经常会发生偏聚。ＦＳＷ后，由于焊接工具的搅动，使得增强相在基体中的分布更加均匀（图３）。Ｕｚｕｎ等人¨纠在Ａ１：Ｏ，ｐ／６０６１ＡＩ中发现，经ＦＳＷ后，焊核区部分增强相的尖角被磨圆，另外细小的增强相数量增多，说明在焊接过程中，焊接工具造成增强相的磨损和破碎。Ｍａｒｚｏｌｉ等人Ｍ１在ＳｉＣｐ／２１２４Ａ１的ＦＳＷ中也发现相似现象。Ｉｎｅｍ等人Ⅲ１报道在ＤＲＡ中，增强相为再结晶提供了更多的形核位置，同时增强相也会抑制再结晶晶粒的长大。Ｆｅｎｇ等人¨４１发现，在ＳｉＣｐ／２００９Ａ１中，经ＦＳＷ后焊缝的晶粒尺寸由母材的大约１０Ｉｘｍ降低到５斗ｍ（图３），当焊缝重新进行固溶处理后，焊核的晶粒尺寸仅升至８．０“ｍ，说明ＳｉＣ阻碍了再结晶晶粒的长大。而２０００系列铝合金经ＦＳＷ并热处理后焊核的晶粒会发生异常长大。Ｆｅｎｇ等人¨４１研究了挤压态ＳｉＣｐ／２００９Ａｌ经ＦＳＷ后各个区域析出相的变化，表明经ＦＳＷ后，母材中粗大的０（Ａ１：Ｃｕ）相消失，在焊核出现细小的矿相。接头经万方数据图３Ａ１２０３ｐ／６０６１ＡＩ的搅拌摩擦焊接头的典型金相组织：（ａ）母材，（ｂ）焊核Ｆｉｇ．３ＴｙｐｉｃａｌｏｐｔｉｃａｌｍｉｃｍｓｔｍｃｔｕｒｅｓｈｏｗｉｎｇＦＳＷｏｆＡ１２０３ｐ／６０６１ＡＩ：（ａ）ｂａｓｅｍｅｔａｌａｎｄ（ｂ）ｗｅｌｄｉｎｇｎｕｃｌｅｕｓ的变化需要进一步的研究。在垂直于焊接方向的剖面上，与可热处理强化铝合出典型的Ｗ型。硬度最低点为热影响区。这是由于这ｍｍ／ｍｉｎ，由Ｔ４处理后，焊核处的∥相数量增多，同时出现针状的Ｓ’（Ａ１：ＣｕＭｇ）相。目前，关于可热处理强化的ＤＲＡ经ＦＳＷ后，析出相的变化报道的较少，关于焊后析出相２．４．２搅拌摩擦焊接头的力学性能金ＦＳＷ接头类似，可热处理强化ＤＲＡ的硬度分布呈现一区域析出相的粗化和溶解所致。焊核区的硬度高于热影响区但低于母材，这也归由于焊接过程中析出相的溶解。表１列出了目前报道的ＤＲＡ的ＦＳＷ接头的拉伸性能，可以看出，复合材料ＦＳＷ接头的抗拉强度可达到母材的７０％一９０％，明显高于其它焊接方法取得的效果。研究显示，有较多的因素影响接头的拉伸性能。Ｃｅｓｃｈｉｎｉ等人ｍ１发现，当焊接速度为３００于焊接速度过快导致材料流动不充分，在焊核出现缺陷，Ａｌ：０，ｐ／７００５Ａｌ的ＦＳＷ接头强度为母材的８２％。Ｆｅｎｇ等人¨４１报道，由于焊接工具磨屑进入到焊核，ＳｉＣｐ／２００９Ａ１的ＦＳＷ接头经重新Ｔ４处理后，接头强度仍低于母材Ｔ４处理的强度。而Ｍａｒｚｏｌｉ等人Ⅲｏ报道使用超硬材料焊接Ａ１：０，ｐ／６０６１ＡＩ时，焊接工具没有明显磨损，与６０６１ＡＩ合金ＦＳｗ接头相同，拉伸时接头断裂在热影响区，其抗拉强度为母材的７０％。Ｃｅｓｃｈｉｎｉ等人Ⅲ１研究了Ａｌ：０，ｐ／７００５Ａ１的ＦＳＷ接头的疲劳性能，由于第４期马宗义等：铝基复合材料焊接的研究现状与展望１３ＦＳＷ后增强相颗粒被打碎，并分布更加均匀，因此与母材相比，接头的疲劳断口很少能观察到断裂的颗粒。表１Ｔａｂｌｅ１但是由于其较高的焊接速度（３００ｒａｍ／ｒａｉｎ）导致在焊核区出现缺陷，因此接头的疲劳性能低于母材。典型ＤＲＡ在不同焊接参数下得到的ＦＳＷ接头的拉伸性能ＦＳＷｊｏｉｎｔｓｉｎＶａｒｉｏｕｓｗｅｌｄｉｎｇｐａｒａｍｅｔｅｒｓｆｏｒｔｙｐｉｃａｌＤＲＡＴｅｎｓｉｌｅＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆ２．４．３搅拌摩擦焊面临的挑战现，工具钢的磨屑与基体反应生成金属间化合物Ｃｕ：ＦｅＡＩ，，在焊核区Ｃｕ２ＦｅＡｌ，有两种存在方式，一种在尽管ＦＳＷ用于ＤＲＡ的焊接已取得良好效果。但也面临着一些重要挑战，主要表现在以下两个方面。首ＳｉＣ颗粒附近形成单晶Ｃｕ：ＦｅＡｌ，，另外一种在ＳｉＣ颗粒表面形成纳米晶Ｃｕ：ＦｅＡｌ，并与ｓｉｃ呈（１０１２）。。∥（２１２）ｃ幽从取向关系（图４）。Ｃｕ：ＦｅＡｌ，在ＳｉＣ表面形成不仅减弱了ＳｉＣ与基体的结合，同时也消耗了基体中的ｃｕ，减少了析出相的数量，使得焊缝的强度降低。为了减少工具的磨损，不同学者报道了尝试使用耐磨材料来制作焊接丁具。Ｃｅｓｃｈｉｎｉ等人Ⅲ’使用Ｆｅｒｒｏ．Ｔｉ．ｔａｎｉｔ合金工具焊接Ａ１２０，ｐ／７００５ＡＩ，接头强度可达母材的８Ｉ％，但没有给出磨损情况的详细报道。“ｕ等人”ｕ使用ＷＣ－Ｃｏ硬质合金焊接ＳｉＣｐ／ＡＣＡＡ，焊接分７次进行，每次焊接２４０—２７０ｍｍ，工具的磨损速度随焊接速度的降低而升高。并且在第一次焊接时工具的磨损最为严重。当行进速度为２５ｍｍ／ｍｉｎ时，第１次焊接工具的直径减少１１％，而第７次焊接结束后直径共减少２７％。与此类似，Ｓｈｉｎｄｏ等人及Ｐｒａｄｏ等人口２’”１报道了在焊接Ａ１：０，ｐ／６０６１ＡＩ及ＳｉＣｐ／Ａ３５９时，工具磨损会形成最优形状，当工具磨损成该形状后，基本不发生磨损，这为焊接工具的结构设计提供了一个思路。先，由于ＤＲＡ的塑性较差，因此了ＦＳＷ参数的选择，使得ＤＲＡ的适焊参数一般局限在一个较窄的范围内。其次，ＤＲＡ的增强相通常为坚硬的陶瓷颗粒，在使用钢制工具焊接ＤＲＡ时，陶瓷增强相造成焊接工具的严重磨损。这不仅减少焊接Ｔ具的使用寿命，工具磨屑也会污染焊缝区，降低接头的力学性能。表２列出了目前报道的关于ＤＲＡ的Ｆ’ｓｗ使用的工具材料及磨损情况。可知，当使用工具钢焊接１＝具时，工具的磨损均非常严重。Ｎｅｌｓｏｎ等人Ｈ刊使用硬度大于５２Ｒｃ的Ｈ１３钢制工具进行了Ｂ。Ｃｐ／６０６１ＡＩ的ＦＳＷ。在焊接转速６７０ｒｐｍ、焊接速度１１４～１３８ｍｍ／ｍｉｎ下，焊接２５４ｔｏｎｉ后，搅拌针的螺纹基本消失，同时轴肩磨损大约２ｍｍ。ＳＥＭ分析结果表明，磨屑均匀分布在焊核的厚度方向及焊缝表面。Ｐｒａｄｏ等人旧１发现，使用０ｌ工具钢焊接Ａ１，Ｏ，ｐ／６０６１Ａ１时，工具磨损速度随焊接转速的增加而增加。然而当转数升至ｌ０００ｒＰ１７１时，材料的流动性逐渐变好，磨损速率不再增加。Ｆｅｎｇ等人惮。在ＳｉＣｐ／２００９Ａ］的Ｆｓｗ中发表２典型ＤＲＡ在不同焊接参数下的工具磨损情况Ｔａｂｌｅ２ＷｅａｒｉｎｇｃｏｎｄｉｔｉｏｎｏｆｔｏｏｌｓｕｓｅｄｆｏｒＦＳＷｉｎｖａｒｉｏｕｓｐａｒａｍｅｔｅｒｓｆｏｒｔｙｐｉｃａｌＤＲＡ万方数据１４中国材料进展第２９卷图４ＳｉＣｐ／２００９Ａｌ的搅拌摩擦焊接头中Ｃｕ２ＦｅＡｌ７的ＨＲＥＭ照片及选区电子衍射花样Ｆｉｇ．４ＨＲＥＭｍｉｃｒｏｇｒａｐｈｓｏｆＣｕ２ＦｅＡｌ７ｐｈａｓｅｉｎｊｏｉｎｔｏｆＦＳＷＳｉＣｐ／２００９ＡｌａｎｄｉｔｓＳＡＥＤ３铝基复合材料焊接技术的发展前景３．１熔化焊接技术ＤＲＡ熔化焊的研究结果表明，在熔化状态下增强相与基体发生反应，在焊缝处增强相会发生团聚，并产生气孔等缺陷。对于氩弧焊，通过控制焊接参数，发展新的焊接填充材料与焊后处理工艺，有望对熔焊缺陷进行控制。激光焊、电子束焊等高能束焊接热输入集中，焊缝热影响区小，而且焊接参数控制较精确，因而可控制熔池大小与冷却速度。如果能在焊接过程中添加焊料以控制偏析和缩孔产生，应该能获得较理想的力学性能。３．２钎焊技术ＤＲＡ钎焊的主要问题是，焊接温度过高、焊接接头的强度较低以及焊接需要真空或保护气体。开发新型钎料。实现低温焊接，或高效消除氧化膜对接头性能的影响。从而提高焊接头强度成为研究重点。而拓宽钎焊技术在复合材料与其它工程材料连接中的应用，也具有重要的工程意义。另外发展新型钎焊工艺与设备，使焊接可在空气中进行或局部加热，可以有效的简化焊接过程，为ＤＲＡ钎焊的实际应用奠定基础。３．３固态焊接技术固态焊接技术由于焊接时工件没有熔化，因此能有效避免增强相与基体的反应及气孔生成等一系列问题，万方数据是ＤＲＡ焊接技术发展的一个重要方向。摩擦焊虽然能得到较好的焊接接头，但接头形式与尺寸受较大，对焊件形状要求很高，其应用范嗣受到一定。目前发展的瞬间液相扩散焊、液相冲击扩散焊等，其中间层的合金成分是研究的热点之一。寻找焊接温度更低的中间层合金是研究的一个重要方向，另外焊接工艺（如压力，保温时间等）对微观组织影响如颗粒分布与破碎的表征也需要系统的研究。搅拌摩擦焊是目前最受关注的ＤＲＡ焊接方法，其均匀的接头组织、优良的接头性能以及可实现自动化和大规格工件的焊接，使得ＦＳＷ成为最具实用化前景的ＤＲＡ焊接方法。其中中国学者在焊接工具设计、工艺探索和微观组织表征等方面取得了一系列成果。但ＤＲＡ的ＦＳＷ目前还面临一些问题，也是下一步ＦＳＷ研究的重点。如何扩大焊接参数范围，在尽量减少热输入的前提下得到性能优良的接头，需要对焊接过程中的材料流变、微观结构演化进行深入探索。这不仅需要进行焊接工艺、焊接１＝具设计系统研究，还需要具有铝基复合材料设计与加工技术研究作为基础。另一方面，寻找强度、韧性及耐磨性好的焊接工具材料，设计合理的焊接工具形状，以避免或减少焊接时工具磨损，是拓宽焊接参数实现ＤＲＡ的高质量和长距离焊接的基础。此外，复合材料与其它工程材料的ＦＳＷ连接研究还需要对复合材料流变性及其与其它材料的化学相容性等进行深入了解，才能对焊接头的综合性能及可靠性进行控制。目前的研究结果已表明ＦＳＷ是ＤＲＡ连接中可能最快获得应用的技术，最近在焊接工具设计与工艺研究中已有许多突破，进一步完善ＦＳＷ焊接中的微观结构控制技术的原理研究，可推动该技术的应用步伐。４展望随着金属基复合材料在工业领域中的应用推广。焊接技术的重要性逐渐显现出来。相比于铝基复合材料的制备加工技术发展历史，其焊接技术研究明显滞后。目前的研究表明铝基复合材料的焊接面临着巨大的挑战，但同时不断有难点被突破也显示出复合材料焊接的可行性。今后的研究应将铝基复合材料的特性与焊接技术研究成果相结合，通过定制专属于复合材料的焊接工艺与技术装备，或根据焊接工艺实现复合材料的成分与性能优化，必将实现铝基复合材料的高质量焊接，从而为高技术装备的发展提供先进材料与先进制造技术支持。参考文献Ｒｅｆｅｒｅｎｃｅｓ［１］ＬｌｏｙｄＤＪ．Ｐａｒｔｉｃｌｅ－ＲｅｉｏｆｏｃｅｄＡｌｕｍｉｎｕｍＭａｔｒｉｘａｎｄＭａｇｎｅｓｉｕｍ第４期马宗义等：铝基复合材料焊接的研究现状与展望１５ＭａｔｒｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｖｉｅｗｓ，１９９４，３９：１—２３．［２］ＴｊｏｎｇＳｃ。ＭａＺＹ．ＭｉｃｍｓｔｒｕｃｔｕｒａｌａｎｄＭｅｃｈａｎｉｃａｌＣｈａｒａｃｔｅｒｉｓ—ｔｉｃｓｏｆｉｎＳｉｔｕＭｅｔａｌＭａｔｒｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＲ，２０００，２９：４９—１１３．［３］ＥｌｌｉｓＭＢＤ．ＪｏｉｎｉｎｇｏｆＡｌｕｍｉｎｉｕｍＢａｓｅｄＭｅｔａｌＭａｔｒｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｖｉｅｗｓ，１９９６，４１：４１—５８．［４］Ｒｏｇｏｖｓｋｙ，ＡｌｅｘａｎｄｅｒＪ，ＨｏｌｍｑｕｉｓｔＧＲ．ＮｏｎｄｅｓｔｒｕｃｔｉｖｅＩｎｓｐｅｃ・ｌｉｏｎｏｆＭｉｎｉａｔｕｒｅＡｌｕｍｉｎｕｍＷｅｌｄｓｉｎＣｏｍｐｏｓｉｔｅＳｔｒｕｃｔｕｒｅ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＥｖａｌｕａｔｉｏｎ，１９８４，４２：３１８—３２４．［５］ＤａｈｏｔｒｅＮＢ，ＮａｒｅｎｄｒａＢ，ＭｃＣａｙＭＨ，ｅｔａ１．ＰｕｌｓｅＬａｓｅｒＰｒｏ－ｅｅｓｓｉｎｇｏｆａＳｉＣ／ＡＩ－ＡｌｌｏｙＭｅｔａｌＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅ【Ｊ］．ＪｏｕｍａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｓｅａｒｃｈ，１９９１，６：５１４—５２９．［６］ＤａｈｏｔｒｅＮＢ，ＭｃＣａｙＭＨ，ＭｃＣａｙＴＤ，ｅｔａ１．ＬａｓｅｒＷｅｌｄｉｎｇｏｆａＳｉＣ／Ａ１一ＡｌｌｏｙＭｅｔａｌＭａｔｒｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅ［Ｊ］．矾（ＬａｓｅｒＩｎｓｔｉｔｕｔｅｏｆＡ，ｎ日记口），１９９１，７１：３４３—３５６．［７］Ｍｉｄｌｉｎｇ０Ｔ，ＧｒｏｎｇＱ．ＡＰｒｏｃｅｓｓＭｏｄｅｌｆｏｒＦｒｉｃｔｉｏｎＷｅｌｄｉｎｇｏｆＡ１一Ｍｇ－ＳｉＡｌｌｏｙｓａｎｄＡ１・ＳｉＣＭｅｔａｌＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ—Ｉ．ＨＡＺＴｅｍｐｅｒａｔｕｒｅａｎｄＳｔｒａｉｎＲａｔｅＤｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ［Ｊ】．ＡｃｔｓＭｅｔａＵｕｒｇｉｃａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，１９９４，４２：ｌ５９５—１６０９．［８］ＺｈａｎｇＸＰ，Ｑｕａ．ＧＦ，ＷｅｉＷ．ＰｒｅｌｉｍｉｎａｒｙＩｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｏｎＪｏｉｎｉｎｇＰｅｒｆｏｒｍａｎｃｅｏｆＳｉＣｐ—ＲｅｉｎｆｏｒｃｅｄＡｌｕｍｉｎｉｕｍＭｅｔａｌＭａｒｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅ（ＡＩ／ＳｉＣｐ－ＭＭＣ）ｂｙＶａｃｕｕｍＢｒａｚｉｎｇ［Ｊ］．ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＡ。１９９９。３０：８２３—８２７．［９】ＨｕａｎｇＪＨ，ＷａｎＹ，ＺｈａｎｇＨ，ｄａ１．ＴＩＰＢｏｎｄｉｎｇｏｆＳｉＣｐ／２６１８Ａ１ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＵｓｉｎｇＭｉｘｅｄＡ１一Ａｇ・ＣｕＳｙｓｔｅｍＰｏｗｄｅｒｓ∞Ｉｎｔｅｒｌａｙｅｒｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ，２００７，４２：９７４６—９７４９．［１０］ＬｉｎｅｒＴＪ，ＢｒａｎｄｏｎＥＤ，ｌｉｐｐｏｌｄＪＣ．ＬａｓｅｒａｎｄＥｌｅｃｔｒｏｎＢｅａｍＷｅｌｄｉｎｇｏｆＳｉＣｐＲｅｉｎｆｏｒｃｅｄＡｌｕｍｉｎｕｍＡ－－３５６ＭｅｔａｌＭａ—ｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅ［Ｊ］．ＳｃｒｉｐｔｓＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｅａｅｔＭａｔｅｒｉａｌｉａ，１９９３，２８：ｌ３４１—１３４６．［１１］ＧｕｏＷ，ＨｕａＭ，ＨｏＪＫＬ．ＳｔｕｄｙｏｎＬｉｑｕｉｄ－Ｐｈａｓｅ—ＩｍｐａｃｔＤｉｆ－ｆｕｓｉｏｎＷｅｌｄｉｎｇＳｉＣｐ／ＺＬｌ０１【Ｊ］．ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈ—ｎｏｌｏｇｙ，２００７，６７：１０４１—１０４６．［１２］ＭｉｓｈｒａＲＳ，ＭａｚＹ．ＦｒｉｃｔｉｏｎＳｔｉｒＷｅｌｄｉｎｇａｎｄＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＲ，２００５，５０：１－７８．［１３］ＵｚｕｎＨ．ＦｒｉｃｔｉｏｎＳｔｉｒＷｅｌｄｉｎｇｏｆＳｉＣＰａｒｔｉｃｕｌａｔｅＲｅｉｎｆｏｒｃｅｄＡＡ２１２４ＡｌｕｍｉｎｉｕｍＡｌｌｏｙＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＤｅｓｉｇｎ，２００７，２８：ｌ４４０一ｌ４４６．［１４］ＦｅｎｇＡＨ，ＸｉａｏＢＬ，ＭａＺＹ，ＥｆｆｅｃｔｏｆＭｉｃｒｃｓｔｒｕｃｔｕｒａｌＥｖｏｌｕ—ｔｉｏｎｏｎＭｅｃｈａｎｉｃａｌＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＦｒｉｃｔｉｏｎＳｔｉｒＷｅｌｄｅｄＡＡ２００９／ＳｉＣｐＣｏｍｐｏｓｉｔｅ［Ｊ］．ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００８，６８：２１４１—２１４８．［１５］ＰｒａｄｏＲＡ，ＭｕｒｒＬＥ，ＳｏｔｏＫＦ，ｅｔａ１．Ｓｅｌｆ－ＯｐｔｉｍｉｚａｔｉｏｎｉｎＴｏｏｌＷｅａｒｆｏｒＦｒｉｃｔｉｏｎ－ＳｔｉｒＷｅｌｄｉｎｇｏｆＡ１６０６１＋２０％Ａ１２０３ＭＭＣ【Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００３，３４９：１５６一１６５．［１６】ＷａｎｇＳｈａｏｇａｎｇ（王少刚），ＸｕＪｉｕｈｕａ（徐九华），Ｊｉａｎｇ万方数据Ｃｈｅｎｇｙｕ（姜澄宇）．铝基复合材料焊接中的若干技术问题．ＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙｆｏｒＡｅｒｏｓｐａｃｅＭａｔｅｒｉａｌ（宇航材料工艺），２００６，４：１—６．［１７］ＧａｒｃｉａＲ，ＭａｎｚａｎｏＡ，ＬｏｐｅｚＶＨ，ｅｔａ１．ＣｏｍｐａｒａｔｉｖｅＷｅｌｄ・ｉｎｇＳｔｕｄｙｏｆＭｅｔａｌＭａｔｒｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓｗｉｔｈｔｈｅＭＩＧＷｅｌｄｉｎｇＰｒｏｃｅｓｓＵｓｉｎｇＤｉｒｅｃｔａｎｄＩｎｄｉｒｅｃｔＥｌｅｃｔｒｉｃＡｒｅ［Ｊ］．Ｍｅｔａｌｌｕ僧ｉｃｄａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＢ，２００２，３３：９３２—９３７．［１８］ＳａｌａｚａｒＪＭＧ，ＳｏｆｉａＡ，ＢａｒｒｅｎａＭＩ．ＷｅｌｄｉｎｇｏｆＡＡ６０６１一（Ａ１２０３）ＰＣｏｍｐｏｓｉｔｅ：ＥｆｆｅｃｔｏｆＷｅｌｄＰｒｏｃｅｓｓＶａｒｉａｂｌｅｓａｎｄＰｏｓｔ—ＷｅｌｄｉｎｇＨｅａｔＴｒｅａｔｍｅｎｔｏｎＭｉｃｒｃｓｔｍｃｔｕｒｅａｎｄＭｅｃｈａｎｉｃａｌＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓ［Ｊ］．Ｓｃ／ｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙｏｆＷｅｌｄｉｎｇａｎｄＪｏｉｎｉｎｇ，２００５。１０：３３９—３４３．［１９］ＳｔｏｒｊｏｈａｎｎＤ，ＢａｒａｂａｓｈＯＭ，ＢａｂｕＳＳ，甜ａ／．ＦｕｓｉｏｎａｎｄＦｒｉｃｔｉｏｎＳｔｉｒＷｅｌｄｉｎｇｏｆＡｌｕｍｉｎｕｍ—Ｍｅｔａｌ—ＭａｔｒｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ。２００５。３６：３２３７—３２４７．［２０］ＧｕｏＳｈａｏｑｉｎｇ（郭绍庆），ＧｕＷｅｉｈｕａ（谷卫华），“Ｙａｎ（李艳），ｅｔａ１．ＳｉＣｐ／Ａ１的熔化焊及高能束焊研究现状［Ｊ］．ＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙｆｏｒＡｅｒｏｓｐａｃｅＭａｔｅｒｉａｌ（宇航材料工艺），２００５，４：１９—２４．［２１］ＷａｎｇＸＨ，ＮｉｕＪＴ，ＧｕａｎＳＫ，ｅｔａ１．ＩｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｏｎＴＩＧＷｅｌｄｉｎｇｏｆＳｉＣｐ—ＲｅｉｎｆｏｒｃｅｄＡｌｕｍｉｎｕｍ・－ＭａｍｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅＵｓｉｎｇＭｉｘｅｄＳｈｉｅｌｄｉｎｇＧａｓａｎｄＡ１一ＳｉＦｉｌｌｅｒ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００９，４９９：１０６—１１０．［２２］ＧａｃｃｉａＲ，ＬｏｐｅｚＶＨ，ＫｅｎｎｅｄｙＡＲ，ｄａ／．Ｗｅｌｄｉｎｇｏｆ．４１—３５９／２０％ＳｉＣｐＭｅｔａｌＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓｂｙｔｈｅＮｏｖｅｌＭＩＧＰｒｏｃｅｓｓｗｉｔｈＩｎｄｉｒｅｃｔＥｌｅｃｔｒｉｃＡｒｃ（ＩＥＡ）［Ｊ］．．ｔｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉ－ａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ，２００７，４２：７７９４—７８００．［２３］ＧａｒｃｉａＲ，ＬｏｐｅｚＶＨ，ＢｅｄｏｌｌａＥ，ｅｔａ１．ＡＣｏｍｐａｒａｔｉｖｅＳｔｕｄｙｏｆｔｈｅＭＩＧＷｅｌｄｉｎｇｏｆＡ１／ＴｉＣＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＵｓｉｎｇＤｉｒｅｃｔａｎｄＩｎｄｉ－ｆｅｅｔＥｌｅｃｔｒｃａｒｅＰｒｏｃｅｓｓｅｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ，２００３，３８：２２７１—２７７９．［２４］ＹｕｅＴＭ，ＸｕＪＨ，ＭａｎＨＣ．ＰｕｌｓｅｄＮｄ—ＹＡＧＬａｓｅｒＷｅｌｄｉｎｇｏｆＡＳｉＣＰａｒｔｉｃｕｌａｔｅＲｅｉｌｌｆ：ｏｒｃｅｄＡｌｕｍｉｎｉｕｍＡｌｌｏｙＣｏｍｐｏｓｉｔｅ［Ｊ］．ＡｐｐｌｉｅｄＣｏｍｐｏｓｉｔｅＭａｔｅｒｉａｌｓ，１９９７（４）：５３一“．［２５］ＨｕａｎｇＲＹ，ＣｈｅｎＳＣ，ＨｕａｎｇＪＣ．ＥｌｅｃｔｒｏｎａｎｄＬａｓｅｒＢｅａｍＷｅｌｄｉｎｇｏｆＨｉｓｈＳｔｒａｉｎＲａｔｅＳｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃＡ１—６０６１／ＳｉＣＣｏｍｐｏｓ－ｉｔｅｓ［Ｊ］．ＭｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌａｎｄＭａｔｅｒｉａｌｓＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓＡ，２００１，３２：２５７５—２５８４．［２６］ＮｉｕＪＴ，ＰａｎＬｘ，ＷａｎｇＭＺ，ｅｔａ１．ＲｅｓｅａｒｃｈｏｎＬａｓｅｒＷｅｌｄ—ｉｎｇｏｆＡｌｕｍｉｎｕｍＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅＳｉＣｗ／６０６１［Ｊ］．Ｖａｃｕｕｍ，２００６．８０：１３９６—１３９９．［２７］ＷａｎｇＨＭ，ＣｈｅｎＹＬ，ＹｕＬＧ．Ｉｎ—ＳｉｔｕＷｅｌｄ－ＡＨｏｙｉｎｇ／ＬａｇｅｒＢｅａｍＷｅｌｄｉｎｇｏｆＳｉＣｐ／６０６１Ａ１ＭＭＣ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２０００，２９３：ｌ一６．［２８］ＣｈｅｎＭＡ，ｗｕｃＳ，ＺｏｕＺＤ．ＥｌｅｃｔｒｏｎＢｅａｍＷｅｌｄｉｎｇｏｆＳｉＣｐ／ＬＤ２Ｃｏｍｐｏｓｉｔｅ【ｊ］．ＴｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓｏｆＮｏｎｆｅｒｒｏｕｓＭｅｔａｌｓＳｏ－ｃ曲钞ｏｆＣｈｉｎａ，２００６，１６：８１８—８２３．［２９］ＸｕＲｕｑｉａｎｇ（许如强），ＺｏｕＪｉａｓｈｅｎｇ（邹家生），ＨａｎＹｉｓｈｅｎｇ】６中国材料进展（韩逸生）．铝基复合材料的钎焊连接技术［Ｊ］．ＷｅｌｄｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ（焊接技术），２００２，３１：１—４．Ｐｒｏｃｅｓｓｉｎｇ第２９卷Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，１９９９，８９／９０：３２６—３３０．［４２］ＬｉｕＬｉｍｉｎｇ（刘黎明），ＧａｏＺｈｅｎｋｕｎ（高振坤）．ＳｉＣｗ／６０６１ＡＩ［３０］ＺｏｕＪｉａｓｈｅｎｇ（邹家生），ＸｕＲｕｑｉａｎｇ（许如强），ＺｈａｏＱｉｚｈａｎｇ（赵其章），ｅｔａ１．用Ａｌ—Ｃｕ—Ｓｉ—Ｍｇ钎料钎焊ＳｉＣｐ／ＬＹｌ２复合铝基复合材料粉末夹层瞬间液相扩散焊接工艺【Ｊ］．ＣｈｉｎｅｓｅＪｏｕｒｎａｌｏｆＮａｎｆｅｒｒｏｕｓＭｅｔａｌｓ（中国有色金属学报），２００５，１５：材料的接头强度及断裂［Ｊ］．ＲａｒｅＭｅｔａｌＭａｔｅｒｉａｌｓａｎｄＥｎｇｉ一８４９—８５３．ｎｃｅｒｉｎｇ（稀有金属材料与工程），２００４，３３：９７２—９７５．［３１］ＺｈａｎｇＹａｎｇ（张洋），ＹａｎＪｉｕｃｈｕｎ（闫久春）．高体积分数ＳｉＣ颗粒增强铝基复合材料的超声波钎焊［Ｊ］．Ｗｅｌｄｉｎｇ（焊接），２００８（８）：２９—３１．［３２］ＷａｎｇＳｈａｏｇａｎｇ（王少刚），ｕｕＨｏｎｇｘｉａ（刘红霞）．ＳｉＣ颗粒增强铝基复合材料的钎焊性［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｅｒｇｙｉｎｇ（材料科学与工程学报），２００９，２７：１８６一１８９．［３３］ＬｉＸｉｎｇｒｕｉ（李杏瑞），ＴｕＹｉｍｉｎ（涂益民），ＨｕａｎｇＪｉｎｌｉａｎｇ（黄金亮），ｅｔａ／．ＳｉＣ：ｐ／ＡＩ复合材料与ＬＤ２的摩擦焊研究［Ｊ］．ＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙｆｏｒＨｅａｔＷｏｒｋｉｎｇ（热加工工艺），２００４（３）：２１一２２．［３４］ＺｈｏｕＹ，ＺｈａｎｇＪ．ＴｈｅＭｅｃｈａｎｉｃａｌＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆＦｒｉｃｔｉｏｎＷｅｌｄｅｄＡｌｕｍｉｎｕｍ，ＢａｓｅｄＭｅｔａｌ—ＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅＭａｔｅｒｉａｌｓ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ，１９９７，３２：３８８３—３８８９．［３５］ＭｉｄｌｉｎｇＯＴ，ＧｒｏｎｇＱ．ＡＰｒｏｃｅｓｓＭｏｄｅｌｆｏｒＦｒｉｃｔｉｏｎＷｅｌｄｉｎｇｏｆＡｌ－Ｍｇ—ＳｉＡｌｌｏｙｓａｎｄＡ１一ＳｉＣＭｅｔａｌＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓ－ＩＩ．ＨＡＺＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＳｔｒｅｖｌｓｔｈＥｖｏｌｕｔｉｏｎ［Ｊ］．ＡｃｔａＭｅｔａＵｕｒｇ＆ａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，１９９４，４２：ｌ６１１一ｌ６２２．［３６］ＮｉｕＪｉｔａｉ（牛济泰），ＷａｎｇＭｕｚｈｅｎ（王慕珍），ＬｉｕＬｉｍｉｎｇ（刘ｐｏｓｉｔｅｓ［Ｊ】．Ａｐｐｌｉｅｄ黎明），ｅｔａ１．扩散焊条件下Ａ１２０３ｐ／６０６１Ａ１复合材料中氧化膜的行为［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＲｅｓｅａｒｃｈ（材料研究学报）。２０００，１４：２４４—２４８．［３７］ＵｒｅｎａＡ．ＤｉｆｆｕｓｉｏｎＢｏｎｄｉｎｇｏｆＤｉｓｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓｌｙＲｅｉｎｆｏｒｃｅｄＳｉＣ／ＰｒｅｌｉｍｉｎａｒｙＡＩＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅ：ｔｈｅＲｏｌｅｏｆＩｎｔｅｒｌａｙｅｍ［Ｊ］．ＫｅｙＥｎｇ／ｎｃｅｒ－ｉｎｇＭａｔｅｒｉａｌｓ，１９９５，１０４／１０７：５２３—５４０．【３８］ＦｅｎｇＴ，ＣｈｅｎＸＺ，ｗｕＬＨ，ｅｔａ１．ＤｉｆｆｕｓｉｏｎＷｅｌｄｉｎｇｏｆＳｉＣｐ／２０１４ＡＩＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＵｓｉｎｇＮｉ鼬Ｉｎｔｅｒｌａｙｅｒ［Ｊ］．，ｏｕｒｎａｌｏｆＵｎｉｖｅｒｓｉｔｙｏｆＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙＢｅｉｊｉｎｇ，２００６，１３：２６７一２７１．［３９］ＨｕａｎｇＪＨ，ＤｏｎｇＹＬ，ＷａｎＹ．ＩｎｖｅｓｔｉｇａｔｉｏｎｏｎＲｅａｃｔｉｖｅＤｉｆ－ｆｕｓｉｏｎＢｏｎｄｉｎｇｏｆＳｉＣｐ／６０６３ＭＭＣｂｙＵｓｉｎｇＭｉｘｅｄＰｏｗｄｅｍ酗Ｉｎｔｅｒｌａｙｅｍ［Ｊ］．Ｊｏｕｒｎａ／ｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＰｒｏｃｅｓｓｉｎｇＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ。Ｔｏｏｌ２００７．１９０：３１２—３１６．［４０］ＬｉｕＬＭ，ＺｈｕＭＬ，ＰａｎＬＸ．ＳｔｕｄｙｉｎｇｏｆＭｉｃｒｏ—ＢｏｎｄｉｎｇｉｎＤｉｆｆｕｓｉｏｎＷｅｌｄｉｎｇＪｏｉｎｔｆｏｒＣｏｍｐｏｓｉｔｅ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇＡ，２００１，３１５：１０３—１０７．［４１］ＬｅｅＣＳ，ＬｉＨ，ＣｈａｎｄｅｌＲＳ．Ｖａｃｕｕｍ—ＦｒｅｅＤｉｆｆｕｓｉｏｎＢｏｎｄｉｎｇｏｆＡｌｕｍｉｎｉｕｍＭｅｔａｌＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓ万方数据［４３］ＹａｎＪＣ，ＸｕＺＷ，ｗｕＧＨ，ｅｔａ１．ＩｎｔｅｒｆａｃｅＳｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＭｅｃｈａｎｉｃａｌＰｅｒｆｏｒｍａｎｃｅｏｆＴＬＰＢｏｎｄｅｄＪｏｉｎｔｓｏｆＡ１２０ｓｐ／６０６１ＡＩＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＵｓｉｎｇＣｕ／ＮｉＣｏｍｐｏｓｉｔｅＩｎｔｅｄａｙｅｒｓ［Ｊ］．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２００４，５１：１４７—１５０．［４４］ＭａｒｍｌｉＬＭ。ＳｔｒｏｍｂｅｃｋＡＶ，ＳａｎｔｏｓＪＦＤ，ｅｔａ１．ＦｒｉｃｔｉｏｎＳｔｉｒＷｅｌｄｉｎｇｏｆａＮＡＡ６０６１／Ａ１２０３／２０ｐＲｅｉｎｆｏｒｃｅｄＡｌｌｏｙ［Ｊ］．ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００６，６６：３６３—３７１．［４５］ＩｎｅｍＢ．ＤｙｎａｍｉｃＲｅｃｒｙｔａｌｌｉｚａｔｉｏｎｉｎａＴｈｅｒｍｏｍｅｃｈａｎｉｃａｌｌｙＰｒｏ－ｃｅｓｓｅｄＭｅｔａｌ—ＭａｔｒｉｘＣｏｍｐｏｓｉｔｅ［Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＥｎｇｉ－ｎｃｅｎｎｇＡ，１９９５，１９７：９１—９５．［４６］ＣｅｓｃｈｉｎｉＬ，ＢｏｒｏｍｅｉＩ。ＭｉｎａｋＧ。ｅｔａ１．ＥｆｆｅｃｔｏｆＦｒｉｃｔｉｏｎＳｔｉｒＷｅｌｄｉｎｇｏｎＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，ＴｅｎｓｉｌｅａｎｄＦａｔｉｇｕｅＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｏｆｔｈｅＡＡ７００５／１０Ｖ０１．％Ａ１２０３ｐＣｏｍｐｏｓｉｔｅ［Ｊ］．ＣｏｍｐｏｓｉｔｅｓＳｃｉｅｎｃｅａｎｄＴｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，２００７，６７：６０５—６１５．［４７］Ｎｅｌ∞ｎＴＷ，ＺｈａｎｇＨ，ＨａｙｎｅｓＴ．ＦｒｉｃｔｉｏｎＳｔｉｒＷｅｌｄｉｎｇｏｆＡｌｕ一ｍ／ｎｕｍＭＭＣ６０６１一ＢｏｒｏｎＣａｒｂｉｄｅ【Ｍ］．Ｇｏｔｈｅｎｂｕｒｇ：［Ｂ．ｎ．］，２０００．［４８］ＣａｖＭｉｅｒｃＰ，ＣｅｒｒｉＥ，ＭａｒｚｏｌｉＬ，ｅｔａ１．ＦｒｉｃｔｉｏｎＳｔｉｒＷｅｌｄｉｎｇｏｆＣｅｒａｍｉｃＰａｒｔｉｃｌｅＲｅｉｎｆｏｒｃｅｄＡｌｕｍｉｎｉｕｍＢａｓｅｄＭｅｔａｌＭａｔｒｉｘＣｏｍ一ＣｏｍｐｏｓｉｔｅＭａｔｅｒｉａｌｓ，２００４，１１：２４７一２５８．［４９］ＰｒａｄｏＲＡ，ＭｕｒｒＬＥ，ＳｈｉｎｄｏＤＪ，ｅｔａ／．ＴｏｏｌＷｅａｒｉｎｔｈｅＦｒｉｃｔｉｏｎ—ＳｔｉｒＷｅｌｄｉｎｇｏｆＡｌｕｍｉｎｕｍＡｌｌｏｙ６０６１＋２０％Ａ１２０３：ａＳｔｕｄｙ［Ｊ］．Ｓｃ却纽Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ，２００１，４５：７５—８０．［５０］ＦｅｎｇＡＨ，ＭａｚＹ．ＦｏｒｍａｔｉｏｎｏｆＣｕ２ＦｅＡｌ７ＰｈａｓｅｉｎＦｒｉｃｔｉｏｎ—Ｓｔｉｒ－ＷｅｌｄｅｄＳｉＣ：ｐ／ＡＩ—Ｃｕ—ＭｇＣｏｍｐｏｓｉｔｅ［Ｊ］．ＳｃｒｉｐｔａＭａｔｅｒｉａｌｉａ，２００７，５７：１１１３一ｌ１１６．［５１］ＬｉｕＨＪ，ＦｅｎｇＪＣ，ＦｕｊｉｉＨ，ｅｔａ／．ＷｅａｒＣｈａｒａｃｔｅｒｉｓｔｉｃｓｏｆａＷＣ・ＣｏＴｏｏｌｉｎＦｒｉｃｔｉｏｎＳｔｉｒＷｅｌｄｉｎｇｏｆＡＣ４Ａ＋３０ｖ０１％ＳｉＣｐＣｏｍｐｏｓｉｔｅ［Ｊ］．ＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｃｈｉｎｅＴｏｏｌｓａｎｄＭａｎ一ｕｆａｃｔｕｒｅ，２００５，４５：ｌ６３５—１６３９．［５２】ＳｈｉｎｄｏＤＪ，ＲｉｖｅｒａＡＲ，ＭｕｒｒＬＥ．ＳｈａｐｅＯｐｔｉｍｉｚａｔｉｏｎｆｏｒＷｅａｒｉｎｔｈｅＦｒｉｃｔｉｏｎ—ＳｔｉｒＷｅｌｄｉｎｇｏｆＣａｓｔＡＢ５９—２０％ＳｉＣＭＭＣ［Ｊ］．ＪｏｕｒｎａｌｏｆＭａｔｅｒｉａｌｓＳｃｉｅｎｃｅ，２００２，３７：４９９９一５００５．［５３］ＡｍｉｒｉｚａｄＭ，ＫｏｋａｂｉＡＨ，ＧｈａｒａｅｈｅｈＭＡ，ｅｔａ／．ＥｖａｌｕａｔｉｏｎｏｆＭｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅａｎｄＭｅｃｈａｎｉｃａｌＰｒｏｐｅｒｔｉｅｓｉｎＦｒｉｃｔｉｏｎＳｔｉｒＷｅｌ一ｄｅｄＡ３５６＋１５％ＳｉＣｐＣａｓｔＣｏｍｐｏｓｉｔｅ【Ｊ］．ＭａｔｅｒｉａｌｓＬｅｔｔｅｒｓ。２００６，６０：５６５—５６８．
