具体实施方式

以下结合附图，对本发明上述的和另外的技术特征和优点作更详细的说明。

一种适用于激光封焊的铝基组件的管壳材料，包括以下组分：Fe：0.2-0.5％，Si：10-20％， Mg：0.05-0.18％，Mn：0.20-0.38％，Zn：0.01-0.03％，，其余为Al和微量杂质。

一、合金元素对铝合金性能的影响：

1、硅元素

AlSi合金系在共晶温度577℃时，硅在固溶体中的最大溶解度为1.65％。溶解度随温度降低而减少，这类合金一般是不能热处理强化的，铝硅合金具有极好的铸造性能和抗蚀性。若镁和硅同时加入铝中形成铝镁硅系合金，强化相为MgSi。镁和硅的质量比为1.73：1。

2、镁元素

尽管溶解度曲线表明，镁在铝中的溶解度随温度下降而大大地变小，但是在大部分工业用变形铝合金中，镁的含量均小于6％，而硅含量也低，这类合金是不能热处理强化的，但是可焊性良好，抗蚀性也好，并有中等强度。镁对铝的强化是明显的，每增加1％镁，抗拉强度大约升高34MPa。如果加入1％以下的锰，可能补充强化作用。因此加锰后可降低镁含量，同时可降低热裂倾向，另外锰还可以使Mg₅Al₈化合物均匀沉淀，改善抗蚀性和焊接性能。图 2为添加不同含量Mg元素的焊缝质量情况，图2(a)为不添加Mg元素时焊缝形貌，焊缝边缘明显的裂纹。图2(b)为添加0.05％含量的Mg元素后的焊缝，焊缝成型良好，边缘无明显裂纹等缺陷。。

3、锰元素

在共晶温度658℃时，锰在固溶体中的最大溶解度为1.82％。合金强度随溶解度增加不断增加，锰含量为0.8％时，延伸率达最大值。Al-Mn合金是非时效硬化合金，即不可热处理强化。锰能阻止铝合金的再结晶过程,提高再结晶温度,并能显著细化再结晶晶粒。图3为Mg含量为0.05时，添加不同含量Mn元素的焊缝形貌。图3(a)为未添加Mn元素时的焊缝，可见焊缝边缘存在明显的裂纹；图3(b)为添加0.20％的Mn元素后焊缝形貌，由于Mn元素在合金中可以起到细化晶粒，提高韧性和焊接性能的作用，因此在焊缝边缘的裂纹消失，焊缝情况良好。

4、铜元素

铜在铝中的最大溶解度为5.65％，温度降到302℃时，铜的溶解度为0.45％。铜是重要的合金元素，有一定的固溶强化效果，此外时效析出的CuAl₂有着明显的时效强化效果。铝合金中铜含量通常在2.5％-5％，铜含量在4％-6.8％时强化效果最好，所以大部分硬铝合金的含铜量处于这范围。铝铜合金中可以含有较少的硅、镁、锰、铬、锌、铁等元素。

5、锌元素

275℃时锌在铝中的溶解度为31.6％，而在125℃时其溶解度则下降到5.6％。锌单独加入铝中，在变形条件下对铝合金强度的提高十分有限，同时存在应力腐蚀开裂、倾向，因而限制了它的应用，在铝中同时加入锌和镁，形成强化相Mg/Zn₂，对合金产生明显的强化作用。图4为合金中Zn元素含量为0.03％时，添加0.05％Mg元素后的焊缝形貌，同时加入Mg和 Zn元素形成的沉淀强化提升了合金强度，焊缝情况得以改善，

6、其他微量元素对性能的影响

(1)铁

铁在Al-Cu-Mg-Ni-Fe系锻铝合金中，硅在Al-Mg-Si系锻铝中和在Al-Si系焊条及铝硅铸造合金中，均作为合金元素添加，在其他铝合金中，硅和铁是常见的杂质元素，对合金性能有明显的影响，它们主要以FeCl₃和游离硅存在。在硅大于铁时，形成β-FeSiA_l3(或Fe₂Si₂Al₉) 相，而铁大于硅时，形成α-Fe₂SiAl₈(或Fe₃Si₂Al₁₂)，当铁和硅比例不当时，会引起铸件产生裂纹，铸铝中铁含量过高时会使铸件产生脆性。

(2)钛和硼

钛是铝合金中常用的添加元素，以Al-Ti或Al-Ti-B中间合金形式加入。钛与铝形成TiAl₂相，成为结晶时的非自发核心，起细化铸造组织和焊缝组织的作用。Al-Ti系合金产生包反应时，钛的临界含量约为0.15％，如果有硼存在则减速小到0.01％。

(3)铬

铬在Al-Mg-Si系、Al-Mg-Zn系、Al-Mg系合金中常见的添加元素。600℃时，铬在铝中溶解度为0.8％，室温时基本上不溶解，铬在铝中形成(CrFe)A_l7和(CrMn)Al₁₂等金属间化合物，阻碍再结晶的形核和长大过程，对合金有一定的强化作用，还能改善合金韧性和降低应力腐蚀开裂敏感性，但会场增加淬火敏感性，使阳极氧化膜呈黄色，铬在铝合金中的添加量一般不超过0.35％，并随合金中过渡元素的增加而降低。

综上所述，根据合金元素对铝合金性能影响的研究以及实际生产试验，确定制造具有如下合金含量的铝合金进行与铝基材料的封焊配合：Si：10-20％，Mg：0.05-0.18％，Mn： 0.20-0.38％，Fe：0.2-0.5％，Zn：0.01-0.03％，其余为Al和微量杂质，该合金通过控制Si、 Mg、Mn、Fe、等元素含量提高其与铝基材料之间的可焊性，并兼顾了铝合金的力学性能、机加性能

二、封焊工艺对组件壳体的影响

实验设备：激光密封焊接设备系统(波长1064nm,含真空加热系统、Ar气循环生产系统、手套箱等)、氦质谱检漏仪；

试验件：内腔尺寸为3.6、12.8、12.4、15cm³的组件壳体，盖板为本发明材料，外框为铝基材料；

实验方法：将密封试件经清洁、打磨、加热去油污、抽真空、氩气环境下激光焊接后，采用氦质谱检漏仪对试样进行气密性检测(氦加压4个大气压，2小时)。

接头设计：盒体和盖板的接头采用嵌入对接方式，其接头处搭接宽度和盖板厚度的尺寸如图1所示。

图5为不同电流强度的激光封焊后的焊缝形貌。图5(a)为190A激光封焊后的焊缝形貌，图5(b)为200A激光封焊后的焊缝形貌，图5(c)为300A激光封焊后的焊缝形貌，图5(d)为310A激光封焊后的焊缝形貌，电流强度较低时，激光束不能提供足够的焊接热量，盖板和盒体熔合后形成的熔池深度较浅，最终形成的焊缝强度低于焊接残余应力，导致焊核区形成明显的贯穿性裂纹，如图5(a)所示。随着电流强度的提高，激光束所能熔化的铝硅合金足够多，即保证壳体金属得到熔化并参与焊缝熔池的形成，焊后形成的焊缝强度相应提高，能够反作用于残余应力，避免了焊核处冷裂纹的产生，如图5(b)、(c)所示。但值得注意的是，随着电流强度的进一步提高，尽管焊核处未出现明显的冷裂纹，但由于光束中心处能量输出过高，引起焊缝熔池金属蒸发气化甚至在熔池表面存在局部金属飞溅，最终导致在焊缝表面形成大量的气孔等缺陷，如图5(d)所示。

激光封焊后壳体的气密性能如表1所示。由表可见，随着电流强度的逐渐提高，壳体的气密性能呈现先增加后下降的趋势，与焊缝表面质量的变化趋势相吻合。即当电流强度较低时，焊核处存在明显的贯穿性裂纹，壳体的气密性差，不能满足GJB 548B—2005要求。随着电流强度的逐渐提高，焊缝表面质量改善，气密性能相应提高，符合标准要求。但当电流强度过高时，由于焊缝表面存在大量的气孔等缺陷，气密性能显著下降。

表1 不同电流强度激光封焊后的壳体气密性能

不同脉冲宽度的激光封焊处理后，焊核处形貌差别并不明显。但随着脉冲宽度的提高，单个脉冲的作用时间提高，热量输出变大，相应地，激光封焊后焊缝处的聚集残余应力也相应增加。另一方面，当焊缝处残余应力聚集、增大到一定值时，便易在焊缝和盒体的交界处即焊缝在盒体上的热影响区处产生撕裂。脉宽越大，焊缝处聚积的残余应力也就越高，最终盒体处热影响区形成的裂纹也就越长，如图6所示，图6(a)为3ms脉宽激光封焊后的焊缝形貌，图6(b)为6ms脉宽激光封焊后的焊缝形貌，图6(c)为9ms脉宽激光封焊后的焊缝形貌，图6(d)为10ms脉宽激光封焊后的焊缝形貌。

不同脉宽的激光封焊后，壳体的气密性检测结果见表2。由图6可见，脉宽3ms和6ms的激光封焊处理后，气密性能差别并不明显，但随着脉宽的进一步提高，由于盒体处裂纹的产生，导致壳体气密性能显著下降，无法满足标准要求。

表2不同脉宽激光封焊后的壳体气密性能

三、4047铝合金制成的盖板与本发明中管壳材料制成的盖板性能对比

将4047铝合金制成的盖板和本发明材料制成的盖板分别与6061外框进行激光封焊，结果表明，4047-6061壳体在焊缝处易形成气孔、微裂纹等缺陷；局部区域甚至在焊核处形成贯穿性裂纹。而相同参数下，采用本发明所述材料与铝基材料可焊性良好，封焊后可形成高强、致密的焊缝。

随机检测两种加权放大组件和两种T/R组件的气密性能，1组采用本发明材料制成的盖板与6061外框进行激光封焊，2组采用4047铝合金制成的盖板与6061外框进行激光封焊，统计结果如表3所示。

表3气密检测统计结果

由表3可知，本发明材料所制盖板与6061外框激光封焊后，壳体气密性能良好且合格率高，从表3可见，90％以上封焊产品满足GJB 548B-2005的要求。

以上所述仅为本发明的较佳实施例，对本发明而言仅仅是说明性的，而非限制性的。本专业技术人员理解，在本发明权利要求所限定的精神和范围内可对其进行许多改变，修改，甚至等效，但都将落入本发明的保护范围内。