非连续纤维增强金属基复合材料的性能及焊接特点

纤维增强金属基复合材料发展很快，其连续长纤维增强复合材料的性能好，但是造价昂贵，并且各向异性，因此采用高强度、高弹性模量、低密度的颗粒或晶须等非连续纤维增强金属基复合材料得到了人们的重视。

1.2.2.1 非连续纤维增强金属基复合材料的分类

非连续纤维增强金属基复合材料包括晶须增强金属基复合材料、颗粒增强金属基复合材料及短纤维增强金属基复合材料等。其增强相包括单质元素（如石墨、硼、硅等）、氧化物（如Al₂O₃、TiO₂、SiO₂、ZrO₂等）、碳化物（SiC、B₄C、TiC、VC、ZrC等）、氮化物（Si₃N₄、BN、AlN等）的颗粒、晶须及短纤维（分别以下标p、w、sf表示）。表1-12给出了常用的增强颗粒及晶须的性能。

表1-12 常用的增强颗粒及晶须的性能

非连续纤维增强金属基复合材料的基体金属包括Al、Mg、Ti等轻金属，Cu、Zn、Ni、Fe等重金属及金属间化合物，其中用得最多的是轻金属（主要是Al）。

非连续纤维增强金属基复合材料的制备方法有：粉末冶金法、铸造法及喷雾沉积法等。

1.2.2.2 非连续纤维增强金属基复合材料的性能

1.短纤维增强铝基复合材料的性能

可作为铝基复合材料增强相的有氧化铝、硅酸铝、碳化硅等，其中用得最多的是氧化铝。氧化铝为Al₂O₃的结晶态，也可以添加其他氧化物，如添加SiO₂，构成3Al₂O₃·2SiO₂。

短纤维增强铝基复合材料的常温抗拉强度并不比铝合金高，但是其高温抗拉强度比铝合金高，弹性模量在常温和高温下均比铝合金高，线胀系数比铝合金低，耐磨性比铝合金高。

表1-13给出了氧化铝短纤维增强铝基复合材料的性能，表1-14给出了硅酸铝短纤维增强铝基复合材料的性能。

表1-13 氧化铝短纤维增强铝基复合材料的性能

表1-14 硅酸铝短纤维增强铝基复合材料的性能

2.晶须和颗粒增强铝基复合材料的性能

晶须和颗粒增强铝基复合材料最大的优点是可以用常规的方法制造和加工。这类材料主要有SiC_p/Al（SiC颗粒增强铝）、SiC_w/Al（SiC晶须增强铝）、Al₂O_3p/Al（Al₂O₃颗粒增强铝）、B₄C_p/Al（B₄C颗粒增强铝）等。

这类复合材料有良好的力学性能和摩擦性能，并且这些性能随增强相含量的提高而提高，线胀系数都低于基体。表1-15～表1-18分别给出了Al₂O_3p/Al和B₄C_p/Al复合材料、SiC颗粒增强铝基复合材料、SiC晶须增强铝基复合材料、硼化铝晶须增强Al-12%Si铝合金基复合材料的性能。

表1-15 典型的Al₂O_3p/Al和B₄C_p/Al复合材料的性能

表1-16 SiC颗粒增强铝基复合材料的性能

（续）

表1-17 SiC晶须增强铝基复合材料的性能

（续）

表1-18 硼化铝晶须增强Al-12%Si铝合金基复合材料的性能

1.2.2.3 非连续纤维增强金属基复合材料的焊接性

非连续纤维增强金属基复合材料在熔化焊时存在以下问题。

1.界面反应

大部分非连续纤维增强金属基复合材料的基体与增强相之间在高温下会发生化学反应，在界面上生成脆性化合物，降低复合材料的性能。

（1）SiC颗粒或晶须增强铝基复合材料 固态铝不会与SiC发生化学反应，但是液态铝会与SiC发生如下化学反应：

4Al_液+3SiC_固＝Al₄C_3固+3Si_固 （1-2）

该反应不仅消耗了复合材料中的SiC增强相，而且产生了脆性相Al₄C₃，使接头显著脆化。Al₄C₃还可与水发生化学反应生成乙炔，因此在潮湿环境中接头易发生低应力腐蚀开裂。所以，防止界面反应是焊接这类复合材料时的主要问题。

防止和减轻界面反应的方法如下：

1）采用含Si量高的Al合金作为基体或采用含Si量高的Al合金焊丝，以提高焊接熔池中的含Si量，可防止和减轻界面反应。

2）采用低热输入的焊接方法，可缩短Al与SiC的反应时间。

3）增大坡口角度，以减少母材进入熔池中。

4）采用含有活性元素的焊接材料来抑制Al与SiC的反应。如在焊丝中加入Ti，由于Ti与C的亲和力比Al强，可以抑制Al与SiC反应，而且生成的TiC还可起到强化基体的作用。但是，如果加入的Ti太多，则熔池中过多的Ti将生成金属间化合物溶入铝基体中，其反应式如下：

5Ti+2Al_液+SiC_固＝TiC_固+Si+（Ti₃Al+TiAl） （1-3）

（2）Al₂O₃颗粒或短纤维增强铝基复合材料

1）如果铝合金基体中有Mg存在时，将发生如下反应：

3Mg+4Al₂O_3固＝3MgAl₂O_4固+2Al （1-4）

尖晶石MgAl₂O₄（或写成MgO·Al₂O₃）虽不会影响复合材料的性能，但这种反应却消耗Mg，从而降低了焊接接头强度。

2）Al₂O₃颗粒或短纤维增强镁基复合材料

Al₂O₃颗粒或短纤维增强镁基复合材料熔化焊时，上述反应非常强烈，将消耗大量增强颗粒，从而降低了焊接接头强度。

但是，B₄C/Al、SiC/Mg、B₄C/Mg等复合材料熔化焊时，却不会发生界面反应。

2.增强相偏聚

增强相偏聚将降低颗粒增强效果。

3.熔池粘度大、流动性差

由于基体金属与纤维的熔点相差较大，采用熔化焊时基体金属熔池中存在大量的固体纤维，因而流动性差，易于形成气孔、未焊透和未熔合等缺陷。而且加重了基体金属的裂纹敏感性。通过采用高硅焊丝或者加大坡口角度可改善熔池的流动性；采用高镁焊丝也可改善熔池金属对Al₂O₃的润湿作用，防止增强相偏聚。

4.气孔和结晶裂纹敏感性大

由于熔池粘度大，气体不易排出。特别当用粉末冶金法制造金属基复合材料时，其含氢量很高，因此焊缝和热影响区的气孔敏感性很大。为了避免有害气体，一般在焊前对母材进行真空处理。由于增强相偏聚的结果，在结晶的最后阶段，液态金属中的SiC含量很大，流动性很差，因此易于产生结晶裂纹。

5.接头区的不连续性

由于熔化焊采用的是基体金属焊丝，焊缝中增强相的含量降低，破坏了接头区的连续性。

1.2.2.4 非连续纤维增强金属基复合材料氩弧焊

非连续纤维增强铝基复合材料TIG焊可以添加焊接材料，也可以不添加焊接材料。添加焊接材料时，其中应该含有一定的Si，它可以抑制SiC与Al基体发生反应形成Al₄C₃脆性相。例如采用ER4043或者ER4047焊丝。

1.2.2.5 非连续纤维增强金属基复合材料的高能密度焊接

由于激光焊和电子束焊等高能密度焊接具有加热、冷却速度快，熔池小且存在时间短等特点，因而对纤维增强金属基复合材料的焊接有利，但是对于不同的纤维有不同的作用。

1.激光焊(www.xing528.com)

（1）SiC_p/Al或SiC_w/Al由于激光焊和电子束焊等高能密度焊接的熔池温度高，在SiC_p/Al或SiC_w/Al的焊接中，很难避免SiC与Al之间的化学反应。特别是激光焊，由于激光束优先加热电阻率较大的增强相，使之严重过热、溶解，并与金属基体发生化学反应。为了防止这种反应，可采用如下措施：

1）SiC_p/Al或SiC_w/Al激光焊时，在两焊件之间插入一个含硅量较大的铝薄片或钛合金薄片，就可以抑制金属基体与增强相之间发生化学反应。薄片的厚度应与激光束直径相当。

2）采用脉冲激光焊可以通过调节波宽比来控制焊接热输入。表1-19给出了SiC_w/Al复合材料脉冲激光焊的焊接参数，表1-20给出了1.5mm厚φ（SiC）=15%的SiC_p/6063Al复合材料的脉冲激光焊的参数与接头抗拉强度之间的关系。

表1-19 SiC_p/Al或SiC_w/Al复合材料脉冲激光焊的焊接参数

注：焊接速度为25mm/s，激光模式为TEM₁₀，激光束偏振为环形，聚焦点位于焊件表面之下0.5mm，保护气体为纯氩，保护气流量为4L/min，同轴下吹。

表1-20 1.5mm厚φ（SiC）=15%的SiC_p/6063Al复合材料脉冲激光焊的参数与接头抗拉强度之间的关系

（2）Al₂O_3p/Al复合材料 用激光焊焊接Al₂O_3p/Al复合材料时，金属基体和增强相之间不发生化学反应。但若Al₂O₃因过热熔化而形成熔渣，会给焊接造成困难。

2.电子束焊

电子束焊和激光焊的加热机理不同，电子束可对金属基体和增强相均匀加热，因此适当控制焊接参数可以将界面反应控制在较小的范围内。若焊接以Al-Si合金为基体的SiC非连续纤维增强复合材料时，由于基体的含Si量较高，界面反应易于控制，因而效果较好。

利用电子束焊来焊接Al₂O₃颗粒增强Al-Mg基或Al-Mg-Si基复合材料时，也可得到良好的结果。

对于采用搅拌复合工艺制备的厚度4mmφ（SiC）=20%的SiC_p/ZL101A复合材料，部分试件在焊前进行固溶处理加不完全人工时效[T5态：（540±5）℃×8h，70℃水冷；（155±5）℃×7h，空冷]处理。试件在焊前进行化学清洗（10%NaOH×60℃×60s，水冲洗，再用15%NaOH×25℃×30s，水冲洗，晾干）。用两种铝合金箔AlSi12（Al-11.7%Si）和AlSi7（Al-6.69%Si）作为中间层材料，进行真空电子束焊接，加速电压为60kV，焊件装配示意图见图1-1，接头抗拉强度在表1-21中列出。

图1-1 采用中间层焊接20%SiC_p/ZL101A复合材料的电子束焊接示意图

表1-21 采用中间层进行20%SiC_p/ZL101A复合材料的电子束焊接头抗拉强度

1.2.2.6 非连续纤维增强金属基复合材料的扩散焊

1.非连续纤维增强金属基复合材料扩散焊的主要问题

非连续纤维增强金属基特别是铝基复合材料扩散焊的主要问题是表面氧化。由于铝对氧的亲和力很大，极易形成表面氧化膜，妨碍扩散焊的进行，因此焊前必须把氧化膜清理干净，并且在焊接过程中有良好的保护。

当采用50～150μm的Al-Cu合金作为中间层进行SiC_w/2124Al复合材料的扩散焊时，只有达到40%的大变形时，才能依靠塑性流变的机械作用破坏界面上的氧化膜以获得优质的焊接接头；而在相同的情况下，采用Al-Li合金作为中间层，就可以在较小变形的情况下（比如20%）得到优质的焊接接头。其主要原因是由于Li更为活泼，在焊接过程中与氧化铝膜发生反应，形成一种比氧化铝容易破坏和较易溶解的氧化物（Li₂O、LiAlO₂、LiAl₃ O₅等）。采用Ag作为中间层，首先通过形成Al-Ag金属间化合物来溶解氧化铝膜，也能够获得优质的焊接接头。比如采用Al-Li合金作为中间层对φ（SiC）=13%的SiC_p/2024Al复合材料进行扩散焊时，就得到了良好的焊接接头；而采用3μm的Ag箔作为中间层对φ（SiC）=13%的SiC_p/2024Al复合材料进行扩散焊时，也可得到良好的焊接接头。

在进行纤维增强铝基复合材料的扩散焊时，必须去除连接表面的氧化铝膜。用机械方法去除氧化铝膜，要消耗大量能量，且连接区要发生很大的塑性变形，所以其应用受到了限制。因此，采用的中间层必须能够破坏纤维增强铝基复合材料表面的氧化铝膜，且不能形成脆性的金属间化合物，这样才能进行有效、优质的扩散焊接。此外，还必须采用合理的焊接参数：如焊接温度、保温时间、应力、连接表面的清理方法、表面粗糙度等，才能得到优质的纤维增强铝基复合材料的扩散焊接头。

采用电解抛光、机械切削和钢丝刷刷除等方式进行预处理时，电解抛光的接头强度最高；钢丝刷刷除的接头强度最低；机械加工会引起结合面上产生较大的残余应力，使得增强纤维容易断裂，断裂的碎片集聚在交界面上，使得接头强度大大下降。

焊接参数对接头抗拉强度也有明显的影响。研究发现，当焊接温度和压力较小时，随着焊接温度和压力的增大，接头的抗拉强度呈线性增大，在达到最大值后，焊接温度和压力即使发生很小的变化，比如焊接温度变化10℃或压力变化1MPa都会引起接头强度的明显改变。研究表明，焊接温度是复合材料扩散焊最重要的参数。

由于非连续纤维增强铝基复合材料表面不可避免地存在着氧化物薄膜，这种氧化物薄膜严重地阻碍了两焊件表面的接触，因此非连续纤维增强铝基复合材料的直接扩散焊是很困难的，需要较高的温度、压力及真空度。在不采用中间层的情况下，进行纤维增强铝基复合材料的直接扩散焊，将会发生如图1-2a所示的三种结合方式：增强相-增强相（P-P）、增强相-基体（P-M）、基体-基体（M-M）。增强相-基体（P-M）之间和基体-基体（M-M）之间的连接还比较容易，而增强相-增强相（P-P）之间的连接就很困难。所以多采用加中间层的方法进行。

图1-2 加中间层前后的界面情形

采用加中间层的扩散焊，不仅可以在较低的温度和较小的压力下实现扩散焊接，而且可将原来的增强相-增强相（P-P）接触改变为增强相-基体（P-M）接触。P-M接触比P-P接触的接头强度大得多。加中间层的扩散焊有两种：固相扩散焊和瞬时液相扩散焊。

2.加中间层的固相扩散焊

采用加中间层的固相扩散焊的关键是选择中间层材料。选择中间层材料的原则是：中间层材料能够在较小变形的条件下去除氧化膜，易于发生塑性变形，而且基体金属与增强相之间不会发生不利的相互作用。对于非连续纤维增强铝基复合材料加中间层的固相扩散焊，可用于中间层材料的金属及合金有Al-Li合金、Al-Cu合金、Al-Mg合金、Al-Cu-Mg合金、Ag等。

（1）利用Al-Li合金作为中间层Li化学性质活泼，能与Al₂O₃反应生成比Al₂O₃更容易破碎或更容易溶解的氧化物（Li₂O、LiAlO₂、LiAl₃ O₅），因此Al-Li合金具有通过化学反应破坏Al₂O₃膜的作用。所以用Al-Li合金焊接SiC/2124Al或Al₂O₃/2124Al时，在较低变形量（≤20%）的条件下，就能得到较高的接头强度（约70.7MPa）。

（2）利用Al-Cu合金作为中间层Al-Cu合金对Al的润湿性较差，所以采用较大的变形量（≥40%），才能取得较满意的结果。

（3）利用Ag作为中间层 利用Ag作为中间层时，在界面上会形成一薄层稳定的金属间化合物δ相。虽然，形成δ相有利于破坏Al₂O₃膜，促进焊接界面的接合，但是δ相含量较多时，接头将脆化，使接头强度大大降低。当中间层足够薄时（2～3μm），可防止焊接界面形成连续的δ相，还能得到较高的接头强度。例如，在焊接界面上镀一层3μm厚的银，在450～530℃，1.5～6MPa，保温60min扩散焊接条件下，才能取得较满意的结果（抗剪强度约30MPa）。

3.加中间层的瞬时液相扩散焊

由于颗粒增强复合材料中存在大量的位错、亚晶界、晶界及相界面，中间层很容易在这里扩散，从而可以大大缩短焊接时间。

（1）中间层的选择

1）采用纯金属作为中间层。采用加中间层的瞬时液相扩散焊时，应当慎重选择中间层材料。比如能够与铝形成低熔点共晶的元素有Li、Ga、Ge、Zn、Mi、Si、Cu、Ag、Ni等。其中Al-Ga的共晶温度最低（只有26.4℃），温度太低，扩散太慢，而且在界面产生脆性相；Al-Li的共晶温度是180℃，也容易形成脆性相，脆化接头；Al-Zn、Al-Ge、Al-Mg的共晶温度分别是382℃、424℃、437～450℃，Mg和Si容易蒸发，可以采用惰性气体保护，但是在真空下加热比较困难，Ge与Zn一样不能制成箔片，只能喷涂到工件上；Al-Si的共晶温度是577℃，它超过了某些铝合金的固相线温度，如2024、7075，它们的固相线温度分别为554℃、477℃；Al-Cu、Al-Ag的共晶温度分别为548℃、566℃，因此Cu作为中间层得到人们的关注；另外，Ag如果过多溶入铝基体，会形成δ脆性相；Al-Ni的共晶温度超过627℃，它因为在铝基体中的扩散速度较快而得到重视。

2）采用合金作为中间层。从以上分析可知，虽然能够与铝形成低熔共晶的元素很多，但是适合作为中间层进行纤维增强铝基复合材料瞬时液相扩散焊的元素不多。

可作为中间层的合金有B-Al-Si、Al-Cu、Al-Mg及Al-Cu-Mg等。表1-22为不同中间层时焊接φ（Al₂O₃）=15%的Al₂O_3p/6061 Al复合材料的焊接参数及接头强度。可以看出，采用Ag与B-Al-Si4作为中间层时，都能获得较高的接头强度。而用Cu作为中间层时，对焊接温度敏感，使接头强度不稳定。

表1-23为不同中间层时焊接φ（Al₂O₃）=15%的Al₂O_3s/6063Al复合材料的焊接参数及接头强度。可以看出，在不加中间层时，尽管也能得到较高的接头强度，但是其焊接参数的范围非常狭窄。而采用Ag、Cu或2017Al合金作为中间层时，在焊接参数之内，都能获得较高的接头强度。

表1-22 不同中间层液相扩散焊φ（Al₂O₃）=15%的Al₂O_3p/6061 Al复合材料的焊接参数及接头强度

表1-23 不同中间层液相扩散焊φ（Al₂O₃）=15%的Al₂O_3p/6063Al复合材料的焊接参数及接头强度

（2）焊接温度Ag、Cu、Mg、Ge、Zn及Ga与Al的共晶温度分别为566℃、547℃、438℃、424℃、382℃及147℃，利用这些金属作为中间层时，瞬时液相扩散焊的焊接温度应略高于共晶温度。同样，利用B-Al-Si、Al-Cu、Al-Mg及Al-Cu-Mg等合金作为中间层时，焊接温度应略高于这些合金的熔点。在中间层达到熔化状态下，焊接温度应尽量降低；焊接温度过高，接头强度反而下降。

（3）焊接时间 焊接时间是影响接头性能的重要参数之一。时间过短，中间层来不及扩散，残留过多的中间层，接头的抗拉强度不高；时间过长，对复合材料的性能不利，对接头性能也不利。只有足够的焊接时间使中间层基本消失，接头的抗拉强度才能达到最大。例如，用0.1mm厚的Ag作中间层，在580℃的焊接温度及0.5MPa的压力下焊接Al₂O_3sf/Al复合材料，当保温时间为20s时，接头中间残留较多的中间层，接头的抗拉强度只有约56MPa；当保温时间为100s时，接头的抗拉强度约95MPa，达到最高值；当保温时间提高到240s时，接头的抗拉强度又降低到约72MPa。

（4）焊接压力 焊接压力也同样是影响接头性能的重要参数。压力太小，不能形成足够的塑性变形，焊接界面不能够与中间层达到紧密接触，接头焊合不佳，接头的抗拉强度不高；压力太大，熔化的中间层金属易从界面间挤出，也不能牢固地结合，接头焊合不佳，接头的抗拉强度也不高。

必须指出，焊接压力还应与焊接时间相配合。

（5）中间层厚度 中间层太薄，熔化后产生的液相不足以去除焊接界面的氧化膜，不能够充分润湿焊接界面上的基体金属，甚至于无法避免界面上的P-P接触，接头的抗拉强度不高；中间层太厚，易形成金属间化合物，对接头性能也不利。

（6）焊接表面处理方法 比较了电解抛光、机械加工及用钢丝刷等方法对焊接表面进行不同的处理，结果表明，用电解抛光处理时的接头抗拉强度最高，而用钢丝刷处理时的接头抗拉强度最低。

1.2.2.7 非连续纤维增强金属基复合材料的钎焊

钎焊与扩散焊是比较适合于非连续纤维增强金属基复合材料的，但是并不是适合于钎焊铝合金的钎料都适合于钎焊非连续纤维增强铝基复合材料。这主要是钎焊非连续纤维增强铝基复合材料时，不仅要求钎料对铝合金要有良好的润湿性，还要求钎料对增强相要有良好的润湿性；而且还要求钎焊温度尽量降低，以避免热循环过程对增强相的不良影响。Ag、Al-Si、Al-Ge和Zn-Al这几种用于铝合金的钎料对SiC_w/6061Al、SiC_p/LD₂、Al₂O_3p/Al复合材料等都有较好的润湿性，可以钎焊这些复合材料。用Al-Si或Al-Ge钎料钎焊这些复合材料时，由于熔化钎料中的Si或Ge易向复合材料的基体中扩散破坏母材的组织结构，因此降低接头性能。这是因为在钎焊保温过程中，Si或Ge向复合材料的基体中扩散，引起金属基体中Si或Ge含量的提高，使液相线温度下降。若液相线温度下降到钎焊温度以下，金属基体会发生部分熔化，在随后的冷却结晶过程中，增强相SiC将被推向尚未结晶的钎缝两侧的金属基体中，从而使增强相SiC发生集聚，形成富SiC的层状组织，破坏母材的组织结构，降低接头性能。因此，用Al-Si、Al-Ge钎料钎焊这些复合材料时，应选择合适的钎焊温度和保温时间。相比之下，Zn-Al共晶与上述这些复合材料的作用较弱，Zn向复合材料基体中的扩散也少。

1.2.2.8 非连续纤维增强金属基复合材料的摩擦焊

适合非连续纤维增强金属基复合材料摩擦焊的有旋转摩擦焊和搅拌摩擦焊。

1.旋转摩擦焊

旋转摩擦焊是利用摩擦产生的热量来加热焊件，使之达到塑性状态，并给以顶锻力使之发生较多的塑性变形来实现焊接的。在焊接过程中母材不发生熔化，因此是焊接SiC_p/6061Al、SiC_p/LD₂、Al₂O_3p/Al复合材料等的好方法。但是由于焊件表面附近需要发生较多的塑性变形，因此这种方法不适合焊接连续纤维增强复合材料。

对于颗粒增强复合材料来说，在旋转摩擦焊中，材料只发生塑性变形，颗粒增强相与基体金属中的相对位置、分布并不发生改变。在其界面及其附近的增强颗粒被破碎，使之变细，增强效果加强。同时，塑性变形区的部分基体金属晶粒被细化（可达到约1μm），也有利于改善接头性能。

2.搅拌摩擦焊

搅拌摩擦焊是1991年由英国焊接研究所发明的一种新的焊接方法。搅拌摩擦焊时，搅拌头插入工件连接表面之间的间隙中，然后边旋转边沿着该间隙移动，由于搅拌头的搅拌、摩擦作用，使被焊工件加热至塑性状态。在搅拌头高速旋转的条件下，处于塑性状态下的材料沿着搅拌头侧面向后移动，在搅拌头移动方向的后面形成焊缝。这是一种固相焊接。用搅拌摩擦焊焊接SiC_p/Al、SiC_w/Al及Al₂O_3p/Al复合材料时，由于温度低不会发生金属基体与增强相之间的界面反应，也不会产生气孔、裂纹等缺陷。而且由于激烈的搅拌作用，接头中的增强相颗粒和金属基体晶粒得到细化，增强相分布均匀，因而用搅拌摩擦焊方法来焊接非连续纤维增强金属基复合材料是一种很好的选择。

1.2.2.9 非连续纤维增强金属基复合材料的电阻点焊

由于电阻点焊加热时间短、可控性好，能有效地防止金属基体与增强相之间发生界面反应。特别是在采用搭接接头的情形下，可把纤维增强金属基复合材料的焊接在很大程度上变为金属基体之间的焊接，因此这种焊接方法很适合于焊接复合材料。但是电阻点焊焊接非连续纤维增强金属基复合材料时，在熔核中易发生增强相的严重偏聚。通过减小熔核尺寸可减轻这种现象。由于基体金属的电阻率和热导率比复合材料高，因此为得到相同尺寸的熔核，可用较小的焊接功率。

1.2.2.10 非连续纤维增强金属基复合材料的电容放电焊

电容放电焊是焊接纤维增强金属基复合材料的最好方法。焊接时，由于加热（放电）时间很短（约0.4s），熔核的冷却速度极快（约10⁶℃/s），因此在界面上只发生极少量的熔化，也极少有界面反应的发生，而且不会产生气孔、裂纹等缺陷，因此这种焊接方法得到的接头强度很高，其缺点是焊接面积很小，应用范围有限。