復(fù)合活性釬料釬焊Cu與Al2O3的接頭組織及性能

周英豪， 劉 多， 雷玉珍， 宋曉國(guó),2， 馮吉才,2

(1. 哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海) 山東省特種焊接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 山東 威海 264209; 2. 哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)焊接與連接國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 哈爾濱 150001)

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復(fù)合活性釬料釬焊Cu與Al2O3的接頭組織及性能

周英豪1， 劉 多1， 雷玉珍1， 宋曉國(guó)1,2， 馮吉才1,2

(1. 哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海) 山東省特種焊接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 山東 威海 264209; 2. 哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)焊接與連接國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 哈爾濱 150001)

為改善紫銅與Al2O3陶瓷的連接強(qiáng)度，采用納米-Al2O3增強(qiáng)的AgCuTi復(fù)合釬料(AgCuTip)對(duì)紫銅與Al2O3陶瓷進(jìn)行了真空釬焊.采用掃描電鏡、能譜分析以及剪切試驗(yàn)對(duì)釬焊接頭微觀組織及力學(xué)性能進(jìn)行了分析.釬焊接頭典型界面組織為紫銅/擴(kuò)散層/銅基固溶體+銀基固溶體 + Ti2Cu + Ti3(Cu, Al)3O/Al2O3.納米-Al2O3的添加抑制了Al2O3側(cè)反應(yīng)層的生長(zhǎng)，并促進(jìn)釬縫中形成彌散分布的Ti2Cu相.隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，銅側(cè)擴(kuò)散層和Ti3(Cu, Al)3O反應(yīng)層的厚度逐漸增大.保溫時(shí)間為20 min時(shí)，銅母材向釬料過(guò)度溶解，降低了接頭性能.當(dāng)釬焊溫度為880 °C，保溫10 min時(shí)，接頭抗剪強(qiáng)度最高為82 MPa.納米顆粒的加入細(xì)化了釬縫組織并降低了母材與釬縫熱膨脹系數(shù)的不匹配，因此提高了接頭的連接性能.保溫時(shí)間可影響界面組織及反應(yīng)層的厚度，進(jìn)而影響接頭的連接強(qiáng)度.

釬焊; 復(fù)合釬料; Al2O3陶瓷; T2紫銅; 界面結(jié)構(gòu); 力學(xué)性能; 強(qiáng)化機(jī)理

Al2O3陶瓷具有高強(qiáng)度、高硬度、耐高溫等諸多優(yōu)良性能，因而被廣泛應(yīng)用于航空航天、機(jī)械等多個(gè)領(lǐng)域[1]. 然而Al2O3陶瓷的加工性能較差，難以加工成形狀復(fù)雜的工件，因此在Al2O3陶瓷的實(shí)際應(yīng)用中，需要將其與韌性良好的金屬連接到一起，制成陶瓷-金屬?gòu)?fù)合構(gòu)件[2-3]. 紫銅與Al2O3陶瓷的連接不僅能結(jié)合各自的優(yōu)良性能，而且能降低成本，這對(duì)陶瓷和金屬的應(yīng)用與發(fā)展具有重要意義[4].

陶瓷與金屬的連接一般采用活性釬焊法，即利用釬料中的活性元素Ti、Cr、Zr等與陶瓷反應(yīng)形成反應(yīng)層，實(shí)現(xiàn)陶瓷和金屬冶金結(jié)合[5-6]. 然而，由于Al2O3陶瓷與金屬材料的彈性模量、熱膨脹系數(shù)差異較大，釬焊接頭區(qū)域存在較大的殘余應(yīng)力，惡化了接頭性能[7]. 例如：王險(xiǎn)峰等[8]采用CuSnTi釬焊Al2O3陶瓷與無(wú)氧銅時(shí)發(fā)現(xiàn)，接頭區(qū)存在較大的殘余應(yīng)力，導(dǎo)致接頭整體強(qiáng)度不高，僅有42.8 MPa.

近年來(lái)，國(guó)內(nèi)外學(xué)者在活性釬焊的基礎(chǔ)上，通過(guò)調(diào)整中間層成分或復(fù)合材料技術(shù)控制，一定程度上降低了殘余應(yīng)力，實(shí)現(xiàn)了陶瓷-釬縫-金屬三者間的良好匹配，取得了一定的研究成果[9-12]. 本文采用納米-Al2O3顆粒增強(qiáng)的AgCuTi復(fù)合釬料(AgCuTip)對(duì)紫銅與Al2O3陶瓷進(jìn)行釬焊連接，研究了保溫時(shí)間對(duì)接頭界面組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，并分析了納米-Al2O3顆粒的強(qiáng)化機(jī)制.

1 試 驗(yàn)

試驗(yàn)采用的母材為高純氧化鋁陶瓷、T2紫銅，其化學(xué)成分分別如表1和表2所示.連接前使用內(nèi)圓切片機(jī)將陶瓷切成5 mm × 4 mm × 4 mm，釬焊面積為5 mm ×4 mm.將T2紫銅分別加工成25 mm × 6 mm × 5 mm (力學(xué)性能測(cè)試)和8 mm × 6 mm × 5 mm (界面組織觀察)兩種待焊試件.采用機(jī)械高能球磨方法將納米-Al2O3顆粒與商用AgCuTi (Ag-26.7Cu-4.5Ti)粉末混合制備了AgCuTip釬料，其中納米-Al2O3顆粒的含量為0.3% (wt.%)，直徑約為20 nm.母材及釬料的主要性能參數(shù)如表3所示.釬焊前，首先將紫銅與Al2O3陶瓷的釬焊面用800 #砂紙打磨，然后將待焊試樣放入丙酮中超聲清洗15 min.將試樣按照Cu/AgCuTip/Al2O3陶瓷的順序裝配好后放入真空度約為 3 × 10-3Pa的真空釬焊爐中進(jìn)行釬焊.為保證釬焊過(guò)程母材與釬料之間的良好接觸，在裝配好試樣的上表面施加20 kPa的壓力.

表1 Al2O3陶瓷化學(xué)成分

表2 T2紫銅化學(xué)成分

表3 母材及釬料的主要性能參數(shù)

釬焊過(guò)程中首先以20 ℃/min的速率升溫至700 ℃，保溫5 min后；再以10 ℃/min的速率升溫至釬焊溫度，保溫一定時(shí)間；最后以5 ℃/min的速率降溫到400 ℃后，隨爐冷至室溫取出.采用X-射線衍射儀和差熱分析儀(DSC)對(duì)AgCuTip釬料的物相及熔化特性進(jìn)行分析；采用SEM、EDS、XRD觀察和分析AgCuTip釬料的形貌、成分以及接頭的界面組織；采用Instron-5569型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)同一工藝規(guī)范下連接的4個(gè)試樣接頭的抗剪強(qiáng)度進(jìn)行測(cè)試，加載速度為1 mm/min.

2 結(jié)果與分析

2.1 AgCuTip復(fù)合釬料物相及熔化特性分析

經(jīng)高能球磨后的AgCuTip釬料的二次電子形貌如圖1所示.由于釬料球在球磨過(guò)程中相互碰撞擠壓，因此釬料球表面變得粗糙，并有片層狀的釬料片出現(xiàn)，釬料球的尺寸平均在65 μm左右.

圖1 AgCuTip復(fù)合釬料微觀組織形貌

AgCuTip復(fù)合釬料的X射線衍射分析結(jié)果如圖2所示。從圖2可以看出，XRD結(jié)果中只有Ag、Cu、Ti三種元素衍射峰的存在，說(shuō)明在高能球磨過(guò)程中，Ti元素以及納米-Al2O3顆粒并未與AgCu釬料發(fā)生冶金反應(yīng).另外，由于AgCuTip釬料中納米-Al2O3顆粒含量較少，導(dǎo)致在XRD圖譜中并無(wú)明顯的Al2O3衍射峰的出現(xiàn).

圖2 AgCuTip粉末釬料的XRD圖譜

AgCuTi釬料及AgCuTip釬料的DSC曲線如圖3所示。從圖3可以看出，二者的固相線溫度幾乎一樣，約為776 ℃，說(shuō)明球磨過(guò)程以及納米-Al2O3顆粒的添加整體上并不影響AgCuTi釬料的熔化特性.

(a) AgCuTi

(b) AgCuTip

為分析納米-Al2O3顆粒的添加對(duì)AgCuTi釬料熱膨脹系數(shù)以及彈性模量的影響，給出了復(fù)合釬料熱膨脹系數(shù)以及彈性模量的計(jì)算方法[13]：

式中：αC、αM、αI分別為復(fù)合釬料、AgCuTi以及納米Al2O3的熱膨脹系數(shù)，f為在復(fù)合釬料中納米Al2O3顆粒所占的體積分?jǐn)?shù)，EM、EC、EI分別為復(fù)合釬料、AgCuTi以及納米Al2O3的彈性模量.根據(jù)表3所提供的數(shù)據(jù)可以計(jì)算出復(fù)合釬料AgCuTip的熱膨脹系數(shù)和彈性模量分別為17.43×10-6K-1和99.30 GPa.這說(shuō)明納米-Al2O3顆粒的加入一定程度上降低了AgCuTi釬料本身的熱膨脹系數(shù)并增大了其彈性模量.2.2 Cu/AgCuTip/Al2O3接頭界面組織分析

在釬焊溫度880 ℃，保溫10 min的條件下，采用AgCuTi釬料及增強(qiáng)相含量為0.3% (wt.%)的復(fù)合釬料所獲得的接頭顯微組織分別如圖4所示。從圖4可以看出，采用AgCuTi釬料及復(fù)合釬料均能實(shí)現(xiàn)紫銅和Al2O3陶瓷的連接，在接頭中形成厚度約為120 μm的釬縫，然而不同釬料對(duì)接頭的微觀組織結(jié)構(gòu)影響較大.當(dāng)采用AgCuTi釬料時(shí)，在釬縫中分布著許多大塊狀灰色相以及粗大的AgCu共晶組織，在Al2O3陶瓷一側(cè)形成了厚度大約為5 μm的化合物層.當(dāng)采用AgCuTip復(fù)合釬料釬焊時(shí)，獲得釬焊接頭的典型組織如圖4(b)所示。從圖4(b)可以看出，納米-Al2O3顆粒的加入一定程度上細(xì)化了釬縫組織，抑制了Al2O3陶瓷一側(cè)化合物的生長(zhǎng)，釬縫區(qū)大量灰色相的團(tuán)聚現(xiàn)象減弱，并出現(xiàn)了大量彌散分布的黑色細(xì)顆粒相(如圖4(c)所示)，形成了顆粒相增強(qiáng)的復(fù)合組織.

釬焊過(guò)程中發(fā)生了母材向釬料的溶解，以及釬料向母材的擴(kuò)散，熔融釬料與兩側(cè)母材均發(fā)生了反應(yīng)，形成多種反應(yīng)產(chǎn)物.為了方便描述，將釬焊接頭分為Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ 三個(gè)相區(qū)，如圖4(b)所示. 相區(qū)Ⅰ為母材向釬料中溶解形成的擴(kuò)散層，相區(qū)Ⅱ 為釬縫中間區(qū)域，主要由白色基體和分布于其中的大塊狀灰色顆粒相以及黑色細(xì)顆粒相組成，而反應(yīng)區(qū)Ⅲ 則為靠近Al2O3陶瓷母材側(cè)的連續(xù)反應(yīng)層.

圖4(c)為圖4(b)Ⅱ 區(qū)和Ⅲ 區(qū)的高倍照片，為確定接頭界面反應(yīng)產(chǎn)物，對(duì)圖4(b)和圖4(c)中所示A-E各點(diǎn)進(jìn)行了能譜(EDS)分析.表4列出了各點(diǎn)化學(xué)成分及對(duì)應(yīng)的反應(yīng)相. 從圖4(b)可以看出，在靠近銅一側(cè)形成了一層大約30 μm厚的擴(kuò)散層(反應(yīng)區(qū)Ⅰ)，由母材向釬料中的溶解形成.從圖4(c)可以看出，白色的銀基固溶體上分布著塊狀灰色銅基固溶體和黑色顆粒Ti2Cu相，形成了顆粒增強(qiáng)的銀基復(fù)合組織.顆粒狀Ti2Cu相的形成是由從銅母材溶解到液相釬料中的Cu元素與釬料中的Ti元素反應(yīng)所致.在釬焊過(guò)程中，納米-Al2O3顆粒彌散分布在液相釬料中，這些彌散分布的納米-Al2O3顆?？梢宰鳛門i2Cu相的形核質(zhì)點(diǎn)，使得釬料在較小的過(guò)冷度下即可形核.形核速度的加快也縮短了凝固時(shí)間，使得Ti2Cu相來(lái)不及長(zhǎng)大，促進(jìn)了Ti2Cu相的細(xì)化.另外，在圖4(c)中靠近Al2O3陶瓷一側(cè)形成了一層厚度約為1 μm的反應(yīng)層，通過(guò)EDS分析可知該層化合物主要是Ti、Cu、Al、O四種元素組成，推測(cè)該層化合物由Ti3(Cu, Al)3O所組成。李飛賓[4]與 Kozlova O[14]在研究高純Al2O3陶瓷與銅釬焊時(shí)，也得到了類似的結(jié)果.

(a)采用AgCuTi獲得的接頭界面組織

(b)采用AgCuTip獲得的接頭界面組織

(c)圖(b)中Al2O3陶瓷側(cè)放大圖

Fig.4 Interfacial microstructure of Cu/Al2O3joints brazed at 880 ℃ for 10 min using different brazing fillers

由以上分析可知，采用納米-Al2O3顆粒增強(qiáng)的AgCuTi復(fù)合釬料實(shí)現(xiàn)了紫銅與Al2O3陶瓷的可靠連接.Cu/AgCuTip/Al2O3釬焊接頭的典型界面結(jié)構(gòu)為：Cu/擴(kuò)散層/銅基固溶體+銀基固溶體+ Ti2Cu + Ti3(Cu, Al)3O /Al2O3陶瓷.

表4 圖4中A～E點(diǎn)的能譜(EDS)分析結(jié)果

Tab.4 Element compositions and possible phases of the regions marked in Fig.4 (at.%)

相區(qū)CuAgTiAlO物相A95.152.382.47--擴(kuò)散層B83.4013.483.12--銅基固溶體C9.6485.684.68--銀基固溶體D25.945.7757.056.045.20Ti2CuE13.701.3441.5628.3015.10Ti3(Cu,Al)3O

2.3 保溫時(shí)間對(duì)Cu/AgCuTip/Al2O3釬焊接頭界面結(jié)構(gòu)的影響

影響釬焊接頭界面結(jié)構(gòu)及性能的因素有很多，如釬焊溫度、保溫時(shí)間、壓力等.本文重點(diǎn)分析保溫時(shí)間對(duì)Cu/AgCuTip/Al2O3釬焊接頭界面結(jié)構(gòu)及其性能的影響.

圖5所示為當(dāng)釬焊溫度為880 ℃時(shí)，在不同保溫時(shí)間條件下獲得的Cu/AgCuTip/Al2O3接頭界面組織照片.EDS分析結(jié)果表明保溫時(shí)間的變化對(duì)界面反應(yīng)產(chǎn)物的類型影響不大.同上述分析一致，擴(kuò)散區(qū)仍由銅基固溶體組成，釬縫則由銀基固溶體、銅基固溶體以及Ti2Cu化合物三種相組成，靠近Al2O3陶瓷一側(cè)由一層很薄的Ti3(Cu, Al)3O組成.

隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，雖然釬縫中心層的厚度變化規(guī)律并不是很明顯，但是接頭界面結(jié)構(gòu)呈現(xiàn)了一定規(guī)律的變化.當(dāng)保溫時(shí)間為5 min時(shí)，釬料中的活性元素Ti與Al2O3陶瓷未完全反應(yīng)，致使靠近Al2O3陶瓷一側(cè)的反應(yīng)層較薄且不連續(xù)，另外，擴(kuò)散層相對(duì)較薄，釬縫中心有許多大塊狀銅基固溶體.隨著保溫時(shí)間延長(zhǎng)，Al2O3陶瓷側(cè)界面反應(yīng)層厚度增加，但當(dāng)保溫時(shí)間為15 min時(shí)，銅母材向釬料中的溶解量增加，如圖5(c)所示.因此在保溫時(shí)間為20 min時(shí)，由于銅母材向釬料中發(fā)生了過(guò)度溶解，靠近Al2O3陶瓷一側(cè)的釬縫區(qū)出現(xiàn)了大量銅基固溶體的富集，而母材的過(guò)度溶解是導(dǎo)致接頭力學(xué)性能惡化的原因之一.另外，由于保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，使得釬料與Al2O3陶瓷反應(yīng)更加充分，故Al2O3陶瓷一側(cè)的反應(yīng)層的厚度隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，呈整體變寬的趨勢(shì).

(a) 保溫時(shí)間5 min時(shí)釬焊接頭界面組織

(b) 保溫時(shí)間10 min時(shí)釬焊接頭界面組織

(c) 保溫時(shí)間15 min時(shí)釬焊接頭界面組織

(d) 保溫時(shí)間20 min時(shí)釬焊接頭界面組織

圖5 保溫時(shí)間對(duì)Cu/AgCuTip/Al2O3釬焊接頭界面組織的影響

Fig.5 Effect of holding time on interfacial microstructure of Cu/AgCuTip/Al2O3joints brazed at 880 ℃

2.4 保溫時(shí)間對(duì)Cu/AgCuTip/Al2O3釬焊接頭剪切強(qiáng)度的影響

圖6為在釬焊溫度為880 ℃時(shí)不同保溫時(shí)間下釬焊Cu與Al2O3陶瓷所獲得的釬焊接頭的抗剪強(qiáng)度.從圖6可以看出，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，接頭抗剪強(qiáng)度先升高后降低.當(dāng)保溫時(shí)間為10 min時(shí)，所獲得的接頭強(qiáng)度最高為82 MPa，相比采用純AgCuTi釬料所獲得的接頭強(qiáng)度提高9%.根據(jù)前面對(duì)接頭組織分析可知，采用AgCuTip復(fù)合釬料獲得的釬焊接頭強(qiáng)度提高的主要原因有：一是納米-Al2O3顆粒的加入抑制了Al2O3陶瓷側(cè)反應(yīng)層的生長(zhǎng)；另一方面在釬縫中形成了彌散分布的Ti2Cu相，改善了釬縫組織，并且一定程度上降低了殘余應(yīng)力.

圖6 保溫時(shí)間下Cu/AgCuTip/Al2O3接頭剪切強(qiáng)度的影響

Fig.6 Effect of holding time on shear strength of Cu/AgCuTip/Al2O3joints

2.5 復(fù)合釬料強(qiáng)化機(jī)理分析

2.5.1 抑制反應(yīng)層的生長(zhǎng)

由以上分析可知，復(fù)合釬料中的納米顆粒一定程度上抑制了陶瓷側(cè)的反應(yīng)層的生長(zhǎng)，這可用表面吸附理論來(lái)解釋[15].一般而言，具有最大表面張力的晶面生長(zhǎng)速度最快，同時(shí)吸附表面活性物質(zhì)也最多，因此該晶面的界面能得到了降低，從而降低了晶面的生長(zhǎng)速率.與陶瓷側(cè)Ti3(Cu, Al)3O反應(yīng)層顆粒相比，納米-Al2O3顆粒比表面能很高，因此更容易吸附于Ti3(Cu, Al)3O顆粒表面以抑制其生長(zhǎng).

2.5.2 熱失配強(qiáng)化

假設(shè)釬縫中每個(gè)物相在小范圍內(nèi)是均一和各向同性的，并不考慮各個(gè)相之間的相互作用，那么釬縫的熱膨脹系數(shù)可根據(jù)下式來(lái)計(jì)算[10]：

式中：α、αm、αf分別為釬縫、基體以及增強(qiáng)相的熱膨脹系數(shù)，Vf為增強(qiáng)相的體積分?jǐn)?shù).在釬焊溫度880 ℃，保溫10 min的條件下，對(duì)采用AgCuTi及增強(qiáng)相含量為0.3% (wt.%)的復(fù)合釬料所獲得的釬縫組織的熱膨脹系數(shù)進(jìn)行計(jì)算可得α1=18.1×10-6K-1，α2=16.2×10-6K-1. 從結(jié)果可以看出：采用純AgCuTi釬料所得到的釬焊接頭的釬縫區(qū)的熱膨脹系數(shù)與AgCuTi釬料本身很接近；而采用納米-Al2O3顆粒增強(qiáng)的釬料所得到的釬縫區(qū)的熱膨脹系數(shù)有所降低，接近于銅母材熱膨脹系數(shù)，因此一定程度上降低了母材與釬縫熱膨脹系數(shù)的不匹配，相應(yīng)地緩解了接頭的殘余應(yīng)力.

3 結(jié) 論

1)采用高能球磨方法制備了納米-Al2O3顆粒增強(qiáng)的AgCuTi復(fù)合釬料.Ti元素以及納米-Al2O3顆粒并未與AgCu釬料發(fā)生冶金反應(yīng)，且對(duì)其熔化行為基本無(wú)影響；納米-Al2O3顆粒的加入一定程度上降低了AgCuTi釬料本身的熱膨脹系數(shù)并增大了其彈性模量.

2) 采用AgCuTip釬料實(shí)現(xiàn)了紫銅與Al2O3陶瓷的釬焊連接，接頭典型界面結(jié)構(gòu)為Cu/擴(kuò)散層/銅基固溶體+銀基固溶體+ Ti2Cu + Ti3(Cu, Al)3O/Al2O3陶瓷.納米-Al2O3顆粒的加入抑制了Al2O3陶瓷側(cè)反應(yīng)層的生長(zhǎng)，并在釬縫中形成了彌散分布的Ti2Cu相，改善了釬縫組織.

3)保溫時(shí)間對(duì)接頭界面反應(yīng)產(chǎn)物種類影響不大，但隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，Ti3(Cu, Al)3O的厚度逐漸增大.當(dāng)保溫時(shí)間為20 min時(shí)，銅母材向釬料中過(guò)度溶解，致使釬縫中出現(xiàn)了大量塊狀銅基固溶體，降低了接頭性能.當(dāng)釬焊溫度為880 ℃，保溫10 min時(shí)，接頭抗剪強(qiáng)度最高可達(dá)82 MPa.

4) 復(fù)合釬料強(qiáng)化機(jī)理可總結(jié)為兩部分：一是抑制了陶瓷側(cè)反應(yīng)層的生長(zhǎng)；二是降低了母材與釬縫熱膨脹系數(shù)的不匹配程度，因而緩解了接頭的殘余應(yīng)力.

[1] 陳維平，韓孟巖，楊少鋒. Al2O3陶瓷復(fù)合材料的研究進(jìn)展[J]. 材料工程, 2011(3): 91-96.

CHEN Weiping, HAN Mengyan, YANG Shaofeng. Theresearch progress of Al2O3ceramic composites[J]. Journal of Materials Engineering, 2011(3): 91-96.

[2]李家科，劉磊，劉意春，等. 先進(jìn)結(jié)構(gòu)陶瓷與金屬材料釬焊連接技術(shù)的研究進(jìn)展[J]. 機(jī)械工程材料, 2010,34(4): 1-4.

LI Jiake, LIU Lei, LIU Yichun, et al. Dvelopment of brazing joing technology of advanced structural ceramics to metal materials[J].Journal of Mechanical Engineering Materials, 2010,34(4): 1-4.

[3]李卓然，樊建新，馮吉才. 氧化鋁陶瓷與金屬連接的研究現(xiàn)狀[J]. 宇航材料工藝, 2008(4): 6-10.

LI Zhuoran, FAN Jianxin, FENG Jicai.Process in joining of alumina ceramics to metal[J]. Journal of Aerospace Materials & Technology, 2008(4): 6-10.

[4]李飛賓，吳愛(ài)萍，鄒貴生，等. 高純氧化鋁陶瓷與無(wú)氧銅的釬焊[J]. 焊接學(xué)報(bào), 2008,29(3): 53-56.

LI Feibin, WU Aiping, ZHOU Guisheng,et al. Brazing between high purity alumina ceramic and oxygen-free copper[J]. Welding Journal, 2008,29(3): 53-56.

[5] NING Honglong, LAN Linfeng, WANG Lei, et al. Interface Reaction Thermodynamics of Ag-Cu-Ti Brazing Filler Metal and Alumina Ceramic[J]. Materials Science and Engineering Technology, 2014, 936: 1239-1246. DOI: 10. 4028 / www. scientific. net/AMR.936.1239.

[6] YANG Zhenwen, ZHANG Lixia XUE Qing, et al. Interfacial microstructure and mechanical property of SiO2-BN ceramics and Invar joint brazed with Ag-Cu-Ti active filler metal[J]. Materials Science and Engineering: A, 2012, 534: 309-313. DOI:10.1016/j.msea.2011.11.074.

[7]張笑，呂令濤，楊建鋒，等. 封接工藝對(duì)陶瓷-金屬接頭組織和力學(xué)性能的影響[J]. 稀有金屬材料與工程, 2013,42(1): 145-148.

ZHANG Xiao, LV Lingtao, YANG Jianfeng, et al. Effect of the sealing process on the structure and mechanical properties of ceramic-metal sealing fitting[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2013,42(1): 145-148.

[8]王險(xiǎn)峰. Cu-Ti系活性釬料釬焊高純Al2O3陶瓷/無(wú)氧銅的研究[D]. 長(zhǎng)沙：中南大學(xué), 2014.

WANG Xianfeng. Study of Cu-Ti-based active filler alloy brazing Al2O3ceramics to Cu[D]. Changsha: Central South University, 2014.

[9] YANG Minxuan, LIN Tiesong, HE Peng. Cu + TiB2composite filler for brazing Al2O3and Ti-6Al-4V alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2012, 512(1): 282-289. DOI:10.1016/j.jallcom.2011.09.082.

[10]SONG Xiaoguo, CAO Jian, WANG Yifeng, et al. Effect of Si3N4-particles addition in Ag-Cu-Ti filler alloy on Si3N4/TiAl brazed joint[J]. Materials Science and Engineering: A, 2011, 528(15): 5135-5140. DOI: 10.1016 /j.msea. 2011.03.032.

[11]HALBIG M C, CODDINGTON B P, ASTHANA R, et al. Characterization of silicon carbide joints fabricated using SiC particulate-reinforced Ag-Cu-Ti alloys[J]. Ceramics International, 2013, 39(4): 4151-4162. DOI: 10.1016/ j.ceramint.2012.10.271.

[12]CUI Bin, HUANG Jihua, XIONG Jinhui, et al. Reaction-composite brazing of carbon fiber reinforced SiC composite and TC4 alloy using Ag-Cu-Ti-(Ti + C) mixed powder[J]. Materials Science and Engineering: A, 2013, 562: 203-210. DOI:10.1016/j.msea.2012.11.031.

[13]YANG Jianguo, JI Shude, FANG Hongyuan. Theoretical study and numerical simulation of the stress fields of the Al2O3joints brazed with composite filler materials[J]. China Welding, 2006, 15(3): 74-78.

[14]KOZLOVA O, BRACCINI M, VOYTOVYCH R, et al. Brazing copper to alumina using reactive CuAgTi alloys[J]. Acta Materialia, 2010, 58(4): 1252-1260. DOI:10.1016 / j.actamat.2009.10.029.

[15]TSAO L C, CHANG S Y, LEE C I, et al. Effects of nano-Al2O3additions on microstructure development and hardness of Sn3.5Ag0.5Cu solder[J]. Materials & Design, 2010, 31(10): 4831-4835. DOI:10.1016/j.matdes.2010.04.033.

(編輯 王小唯 苗秀芝)

Microstructure and performance of the Cu/Al2O3joint brazed with active composite filler

ZHOU Yinghao1, LIU Duo1, LEI Yuzhen1, SONG Xiaoguo1,2, FENG Jicai1,2

(1. Shandong Provincial Key Laboratory of Special Welding Technology, Harbin Institute of Technology at Weihai, Weihai 264209, ShandongChina; 2. State Key Laboratory of Advanced Welding and Joining, Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China)

In order to improve the strength of Cu/Al2O3joint, vacuum brazing of copper to Al2O3ceramic was performed using nano -Al2O3strengthened AgCuTi composite filler (abbreviated as AgCuTipfiller). The microstructure and mechanical performance of the brazed joint were investigated by scanning electron microscope (SEM), energy dispersive spectrometer (EDS) and shear strength test. Typical interfacial microstructure of Cu/AgCuTip/Al2O3brazed joint is Cu/diffusion layer/Cu-based solid solution + Ag-based solid solution +Ti2Cu +Ti3(Cu, Al)3O/Al2O3. The addition of nano-Al2O3can improve the interfacial microstructure by inhibiting the growth of reaction layer near Al2O3ceramic side, and promoting the formation of dispersed Ti2Cu phase in brazing seam. Moreover, both thickness of diffusion layer and Ti3(Cu, Al)3O reaction layer thickened with an increasing holding time. Excessive dissolution of copper was occurred when holding time reached 20 min, which deteriorated the performance of the brazed joint. The highest shear strength of 82 MPa can be obtained when brazed at 880 °C for 10 min. The addition of nano-Al2O3particles can refine the microstructure of brazing seam and decrease the mismatch of coefficient of thermal expansion between substrates and brazing seam. Therefore, the performance of brazed joint can be improved. The holding time can affect the microstructure and thickness of reaction layer, thereby affect the strength of brazed joints.

brazing; composite filler; Al2O3ceramic; T2 copper; interfacial microstructure; mechanical properties; strengthening mechanism

10.11918/j.issn.0367-6234.2016.11.011

2015-12-26

國(guó)家自然科學(xué)基金(51505105)

周英豪(1992—)，男，碩士研究生； 馮吉才(1958—)，男，教授，博士生導(dǎo)師

劉 多，liuduo0376@163.com

TG454

A

0367-6234(2016)11-0069-06