Ag-Cu-Ti+W復(fù)合釬料釬焊SiC陶瓷的接頭性能研究

張超 侯桂賢 鐘志宏 王志泉

摘要：通過使用Ag-Cu-Ti釬料釬焊，可以實(shí)現(xiàn)SiC陶瓷的有效連接，但它與陶瓷母材熱膨脹系數(shù)相差較大，釬焊降溫過程中會產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力。通過向Ag-26.7Cu-4.5Ti釬料中復(fù)合不同體積分?jǐn)?shù)的W顆粒，調(diào)節(jié)釬料的熱膨脹系數(shù)，使之更接近于母材。通過改變釬焊溫度和保溫時(shí)間，研究工藝參數(shù)對焊縫的顯微組織和力學(xué)性能的影響。結(jié)果表明，W顆粒均勻分布在基體中且未與其他元素反應(yīng)。當(dāng)添加合適的體積分?jǐn)?shù)的W顆粒，并且在適當(dāng)?shù)拟F焊溫度和保溫時(shí)間下，能夠形成組織均勻、連接良好的復(fù)合接頭。當(dāng)添加的W的體積分?jǐn)?shù)為10%，在釬焊溫度為807 ℃、保溫時(shí)間為10 min的條件下，可獲得高剪切強(qiáng)度為95.05 MPa。

關(guān)鍵詞：SiC陶瓷;釬焊;Ag-Cu-Ti+W復(fù)合釬料;剪切強(qiáng)度

中圖分類號：TG425 ? ? ?文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A ? ? ? ? 文章編號：1001-2003（2021）05-0097-06

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.05.18

0 ? ?前言

SiC陶瓷具有良好的抗熱震性能、穩(wěn)定的高溫性能，優(yōu)良的耐腐蝕性、耐磨損性、耐輻射性能，在航空航天、石化設(shè)備、核電工程等領(lǐng)域中具有良好的應(yīng)用前景。由于SiC陶瓷難以直接制備復(fù)雜的大型構(gòu)件，故其連接技術(shù)的研究也就愈發(fā)重要[1-3]。目前陶瓷的連接主要有SPS燒結(jié)、擴(kuò)散焊、釬焊等手段，而釬焊因其受熱均勻、母材變形小、生產(chǎn)成本低等顯著優(yōu)點(diǎn)，被認(rèn)為是非常有前景的連接手段。

目前，國內(nèi)外一些學(xué)者對Ag-Cu-Ti釬料釬焊陶瓷進(jìn)行了研究，結(jié)果表明釬料中活性元素Ti可以與SiC發(fā)生反應(yīng)，使釬料對陶瓷界面有良好的潤濕性，焊接接頭性能良好。影響接頭連接強(qiáng)度的因素主要有兩個(gè)：一是金屬釬料熱膨脹系數(shù)與陶瓷母材差異較大，在釬焊冷卻過程中會產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力;另一個(gè)是工藝參數(shù)的變化導(dǎo)致釬料相分布和反應(yīng)層的變化[4]。

W顆粒具有良好耐磨、耐腐蝕、抗氧化的特性且熱膨脹系數(shù)與SiC陶瓷相近，通過向Ag-26.7Cu-4.5Ti釬料中復(fù)合不同體積分?jǐn)?shù)的W顆粒，不但可以降低釬料的熱膨脹系數(shù)，還能細(xì)化晶粒，有效提高接頭強(qiáng)度[5-6]。但加入W顆粒后，其釬焊的最佳工藝參數(shù)也會隨之改變。不同的釬焊溫度會影響釬料與母材之間的反應(yīng)層，反應(yīng)層越厚，熱應(yīng)力梯度越小，接頭強(qiáng)度也會越高;但另一方面，反應(yīng)層越厚，熱膨脹錯(cuò)配力也越大，也更易引發(fā)裂紋。因而探尋合適的工藝參數(shù)，以獲得最優(yōu)的連接顯得尤為重要。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 原料的制備和釬焊實(shí)驗(yàn)設(shè)計(jì)

SiC母材由內(nèi)圓切割機(jī)加工成7.5 mm×7.5 mm

×4 mm的原料，并用金剛石研磨拋光懸浮液（3.5 μm，1 μm）進(jìn)行多次拋光，最后用丙酮進(jìn)行超聲清洗。復(fù)合釬料是由Ag-26.7Cu-4.5Ti粉末（200目，純度99.9%）和W粉末（1.0～1.5 μm，純度99.9%）以體積比9∶1經(jīng)球磨機(jī)球磨8 h混合而成。

釬焊實(shí)驗(yàn)在真空度為10-3Pa的真空鉬絲釬焊爐中進(jìn)行。焊后樣品使用金剛石線切割制成8 mm×

5 mm×3 mm的標(biāo)準(zhǔn)樣，并進(jìn)行拋光清洗。

1.2 性能表征

采用JEM-6490LV型掃描電子顯微鏡觀測焊縫顯微組織并進(jìn)行能譜檢測;采用AG-X plus立式系列電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行接頭剪切強(qiáng)度試驗(yàn)，剪切模型如圖1所示;采用鎢燈絲掃描電子顯微鏡觀察斷口形貌。

2 結(jié)果和討論

2.1 W的添加體積對焊縫組織和剪切強(qiáng)度的影響

圖2為在相同釬焊溫度和保溫時(shí)間條件下，添加了不同體積W的Ag-Cu-Ti+W復(fù)合釬料的顯微組織，對比可觀察體積分?jǐn)?shù)對顯微組織的影響。在未添加W顆粒時(shí)，中間層組織粗大，當(dāng)加入W顆粒后，W彌散分布在基體中且未與其他元素反應(yīng)。隨著加入W的體積分?jǐn)?shù)的增加，為固溶體提供了更多的形核中心，促進(jìn)了非均質(zhì)形核，使得組織更加致密，這對于提高接頭的連接強(qiáng)度有促進(jìn)作用。結(jié)合圖3的EDS結(jié)果，中間層主要由Ag基固溶體和Cu-Ti相組成，W顆粒均勻彌散分布在組織中，強(qiáng)化基體組織。釬料與母材通過反應(yīng)層連接，形成牢固的反應(yīng)連接。反應(yīng)層主要由釬料中的Ti與母材中的SiC反應(yīng)生成的Ti5Si3和TiC構(gòu)成，反應(yīng)為：Ti+SiC→Ti5Si3+TiC，在緊鄰SiC一側(cè)生成TiC，與在TiC外側(cè)生成的Ti5Si3組成了反應(yīng)層[7-8]。另一方面加入W顆粒后，在釬焊后形成以Ag-Cu為金屬基，W顆粒為增強(qiáng)相的復(fù)合材料，通過Ag-Cu將硬度高的W粘結(jié)在一起，在外力作用下時(shí)通過金屬延性相的塑性變形和晶界位移產(chǎn)生蠕變吸收能量，可以緩解應(yīng)力集中，達(dá)到增強(qiáng)增韌的目的。W的加入并未影響反應(yīng)層厚度，但隨著W的增多，釬料的流動性變差，在相同釬焊溫度和保溫時(shí)間下，當(dāng)加入15%的W顆粒時(shí)，釬料與母材之間出現(xiàn)未能填充滿的情況，反應(yīng)層間斷不連續(xù)，惡化了接頭性能。同時(shí)中間層出現(xiàn)W的團(tuán)聚，不利于應(yīng)力的釋放，對接頭連接強(qiáng)度產(chǎn)生負(fù)面影響[9-10]。

對應(yīng)不同體積分?jǐn)?shù)的W（見圖2），其相對應(yīng)接頭的剪切強(qiáng)度如圖4所示。當(dāng)未添加W時(shí)，剪切強(qiáng)度為78.58 MPa，當(dāng)加入少量W時(shí)，剪切強(qiáng)度會有顯著的提升，當(dāng)加入體積分?jǐn)?shù)為10%時(shí)，剪切強(qiáng)度最高可達(dá)95.05 MPa，相比于未添加時(shí)剪切強(qiáng)度提高了20.96%。而當(dāng)體積分?jǐn)?shù)繼續(xù)增加時(shí)，強(qiáng)度會出現(xiàn)明顯的下降，甚至低于未添加W時(shí)的剪切強(qiáng)度。此剪切強(qiáng)度結(jié)果與顯微組織觀察到的現(xiàn)象相符。

2.2 釬焊溫度和保溫時(shí)間對焊縫組織和剪切強(qiáng)度的影響

由W的添加體積的研究結(jié)果可知，當(dāng)W的添加體積為10%時(shí)可獲得最大的剪切強(qiáng)度，因而在本節(jié)研究中使用Ag-Cu-Ti+10vol.%W/SiC復(fù)合釬料進(jìn)行焊接。不同釬焊溫度和保溫時(shí)間下的顯微組織如圖5所示，由圖5可知，當(dāng)釬焊溫度過低（787 ℃）時(shí)釬料未能完全熔化，保溫時(shí)間過短（5 min）時(shí)釬料與母材還未能充分反應(yīng)，元素還不能充分?jǐn)U散反應(yīng)，這都直接導(dǎo)致反應(yīng)層出現(xiàn)了不連續(xù)的情況，中間層及反應(yīng)層多處出現(xiàn)疏松和孔洞等連接薄弱區(qū)域，因而未能形成良好的接頭組織。當(dāng)釬焊溫度持續(xù)升高，中間層組織得以細(xì)化，釬料與母材充分反應(yīng)，得到一個(gè)連續(xù)均勻的反應(yīng)層。當(dāng)釬焊溫度過高時(shí)，元素?cái)U(kuò)散劇烈導(dǎo)致反應(yīng)層變厚，緊鄰SiC一側(cè)生成的TiC與SiC物理性質(zhì)相似，晶格對應(yīng)關(guān)系良好，熱膨脹系數(shù)差異小。而Ti5Si3脆性相硬度是TiC的1/3，彎曲強(qiáng)度是TiC的1/7，但熱膨脹系數(shù)是TiC的1.4倍，該脆性相使結(jié)合層強(qiáng)度下降，同時(shí)過厚的反應(yīng)層易對陶瓷界面造成腐蝕，使得界面處晶格錯(cuò)配力增大，造成連接強(qiáng)度下降[11]。對比圖2與圖5的顯微組織，圖2c中釬焊溫度為807 ℃，保溫時(shí)間為10 min時(shí)獲得的顯微組織最為均勻致密，反應(yīng)層連續(xù)平整。

不同釬焊溫度下的剪切強(qiáng)度如圖6所示，不同保溫時(shí)間下的剪切強(qiáng)度如圖7所示。在釬焊溫度為807 ℃、保溫時(shí)間為10 min時(shí)獲得最高的剪切強(qiáng)度95.05 MPa。當(dāng)釬焊溫度為827 ℃時(shí)，反應(yīng)層薄弱，其剪切強(qiáng)度僅有33.76 MPa，可以推測相對于保溫時(shí)間，釬焊溫度對反應(yīng)層厚度的影響更為強(qiáng)烈。當(dāng)釬焊溫度和保溫時(shí)間改變時(shí)，接頭剪切強(qiáng)度變化較大，可見工藝參數(shù)對接頭有很強(qiáng)的影響作用，此結(jié)果與顯微組織觀察到的現(xiàn)象吻合。

2.3 使用Ag-Cu-Ti+W釬料釬焊SiC的接頭斷口研究

對Ag-Cu-Ti +W釬料釬焊SiC陶瓷的接頭進(jìn)行剪切試驗(yàn)，觀察裂紋的斷口裂紋擴(kuò)展情況，裂紋起裂于中間層，穿過界面反應(yīng)層，向陶瓷擴(kuò)展。W的體積分?jǐn)?shù)為10%、釬焊溫度807 ℃、保溫時(shí)間為10 min時(shí)的斷口照片如圖8所示。一方面，W的加入降低了釬料的熱膨脹系數(shù)，從而降低了反應(yīng)層處母材與釬料因熱膨脹系數(shù)差異帶來的錯(cuò)配，另一方面中間層仍保持著良好的塑性，二者綜合作用降低了反應(yīng)層處的殘余應(yīng)力。當(dāng)外加載荷與殘余應(yīng)力疊加時(shí)，裂紋在擴(kuò)展過程中，其尖端在釬料中擴(kuò)展塑性變形需要消耗能量，同時(shí)晶界與W顆粒也會阻礙裂紋的擴(kuò)展[12-13]。而SiC致密度不高，裂紋擴(kuò)展遇到阻礙較少，使得裂紋向陶瓷擴(kuò)展。當(dāng)裂紋在釬料中擴(kuò)展時(shí)，釬料塑性較高，出現(xiàn)韌窩，呈塑性斷裂的特征，而當(dāng)擴(kuò)展至母材后，在陶瓷相上呈明顯的脆性斷裂，因而斷口呈現(xiàn)為塑性斷裂與脆性斷裂的復(fù)合型斷裂，體現(xiàn)為對應(yīng)的剪切強(qiáng)度也較高。

3 結(jié)論

選用Ag-Cu-Ti+W復(fù)合釬料釬焊SiC陶瓷，通過改變添加W的體積分?jǐn)?shù)、釬焊溫度和保溫時(shí)間，結(jié)合所獲接頭相應(yīng)的顯微組織及剪切強(qiáng)度，探究其對焊接性能的影響。

（1）顯微組織中間層主要由Ag基固溶體和CuTi相構(gòu)成，釬料中的Ti與母材中的SiC會反應(yīng)生成Ti5Si3和TiC，形成牢固的反應(yīng)結(jié)合。

（2）W彌散分布在基體中，作為形核中心促進(jìn)非均質(zhì)形核，細(xì)化中間層。加入的W顆粒越多，中間層越致密，但過多的W會影響釬料的流動，同時(shí)出現(xiàn)W的團(tuán)聚現(xiàn)象，不利于應(yīng)力的釋放。

（3）釬焊溫度和保溫時(shí)間會影響反應(yīng)層厚度，釬焊溫度過低或保溫時(shí)間過短時(shí)，反應(yīng)不充分，影響連接質(zhì)量。釬焊溫度過高或保溫時(shí)間過長時(shí)，反應(yīng)層處生成的Ti5Si3脆性相增多，使結(jié)合層強(qiáng)度下降。

（4）在W添加體積為10%，釬焊溫度為807 ℃，保溫時(shí)間為10 min時(shí)獲得最高剪切強(qiáng)度95.05 MPa，觀察剪切后的斷口形貌，斷裂方式為復(fù)合型斷裂。

參考文獻(xiàn)：

唐清秋，張博文，鐘志宏. Al-Si過共晶釬料的制備及其對核用SiC陶瓷的焊接研究[J].電焊機(jī)，2017，47（6）：113-119.

X Y Dai，J Cao，Z Chen，et al. Brazing SiC ceramic using novel B4C reinforced Ag-Cu-Ti composite filler[J]. Ceramics International，2016（42）：6319-6328.

X Y Dai，J Cao，Y T Tian，et al. Effect of holding time on microstructure and mechanical properties of SiC/SiC joints brazed by Ag-Cu-Ti+B4C composite filler[J]. Materials Characterization，2016（118）：294-301.

Singh M，Shpargel T P，Asthana R. Brazing of yttria-stabilized zirconia （YSZ） to stainless steel using Cu，Ag，and Ti-based brazes[J]. Journal of Materials Science，2008，43（1）：23-32.

G B Lin，J H Huang，H Zhang，et al. Microstructure and mechanical performance of brazed joints of Cf/SiC composite and Ti alloy using Ag-Cu-Ti-W[J]. Science and Technology of Welding and Joining，2006，4 （11）：379-383.

林國標(biāo)，黃繼華，張繼綱，等. SiC陶瓷與Ti合金的（Ag-Cu-Ti）-W復(fù)合釬焊接頭組織結(jié)構(gòu)研究[J].材料工程，2005（10）：17-22.

賀艷明.Ag-Cu-Ti+SiCP復(fù)合釬料釬焊氮化硅陶瓷的接頭組織及性能研究[D].黑龍江：哈爾濱工業(yè)大學(xué)，2008.

M Brochu，M D Pugh，R A L Drew. Joining silicon nitride ceramic using a composite powder as active brazing alloy[J].

Materials Science and Engineer A，2004（374）：34-42.

Y Liu，Q Qi，Y Z Zhu，et al. Microstructure and joining strength evaluation of SiC/SiC joints brazed with SiCp/ Ag-Cu-Ti hybrid tapes[J]. Journal of Adhesion Science and Technology，2015，15（29）：1563-1571.

陳哲.復(fù)合釬料釬焊SiC與Nb的工藝和機(jī)理研究[D].黑龍江：哈爾濱工業(yè)大學(xué)，2015.

Y Liu，Z R Huang，X L Liu. Joining of sintered SiC using AgCuTi active brazing alloy[J]. Ceramics International，2009，25（8）：3479-3484.

B Cui，J H Huang，J H Xiong，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 Engineer A，2013（562）：203-210.

M C Halbig，B P Coddington，R Asthana，et al. Characterization of silicon carbide joints fabricated using SiC particulate-reinforced Ag-Cu-Ti alloys[J]. Ceramics International，2013（39）：4151-4162.