卞紅，胡勝鵬，宋曉國,,，周志強(qiáng)，馮吉才,

1.哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150001 2.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，威海 264209

釬焊溫度對(duì)Ti60/AgCu/ZrO2接頭界面組織及性能的影響

卞紅1，胡勝鵬2，宋曉國1,2,*，周志強(qiáng)2，馮吉才1,2

1.哈爾濱工業(yè)大學(xué) 先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，哈爾濱 150001 2.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，威海 264209

采用AgCu釬料實(shí)現(xiàn)了Ti60合金和ZrO2陶瓷的釬焊連接。使用掃描電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope, SEM)、能譜儀(Energy Dispersive Spectrometer, EDS)和X射線衍射儀(X-Ray Diffractometer, XRD)等分析測(cè)試手段，對(duì)不同釬焊溫度下獲得的接頭界面組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行了分析。研究表明，Ti60/AgCu/ZrO2接頭典型界面組織為：Ti60合金/α-Ti+Ti2Cu擴(kuò)散層/TiCu+TiCu2/Ag(s,s)+Cu(s,s)/Ti3Cu3O反應(yīng)層/TiO反應(yīng)層/ZrO2陶瓷。隨著釬焊溫度的升高，α-Ti+Ti2Cu擴(kuò)散層、TiCu+TiCu2層、Ti3Cu3O層及TiO層厚度均逐漸增加，顆粒狀Ti-Cu化合物不斷長大，Ag(s,s)和Cu(s,s)含量逐漸減少。剪切試驗(yàn)表明，在釬焊溫度為900 ℃、保溫時(shí)間為10 min條件下獲得的接頭室溫抗剪強(qiáng)度最高為124.9 MPa，500 ℃和600 ℃抗剪強(qiáng)度分別為83.0 MPa和30.2 MPa。斷口分析表明：接頭沿ZrO2陶瓷/釬料界面和靠近該界面的釬縫發(fā)生斷裂。

AgCu釬料；Ti60合金；ZrO2陶瓷；釬焊；界面組織；力學(xué)性能

鈦合金具有高的比強(qiáng)度、優(yōu)異的耐腐蝕性等特點(diǎn)，在航空、航天和石油化工等領(lǐng)域獲得廣泛應(yīng)用。隨著航空工業(yè)的迅速發(fā)展，高溫鈦合金的研制越來越受到重視[1-2]。高溫鈦合金可用于制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)和風(fēng)扇的盤件、葉片和機(jī)匣等零件，能夠減輕發(fā)動(dòng)機(jī)重量，提高發(fā)動(dòng)機(jī)推重比[3]。Ti60合金是中國自行研制的多元復(fù)合強(qiáng)化的近α型高溫鈦合金，高溫下具有較高的熱強(qiáng)性、抗氧化性和優(yōu)良的熱穩(wěn)定性[4]。Ti60合金優(yōu)良的綜合性能使其成為先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)壓氣機(jī)高溫部件的重要候選材料。ZrO2陶瓷不僅擁有高強(qiáng)度、高斷裂韌性、良好的生物相容性等性能，在高溫下還具有優(yōu)良的離子導(dǎo)電性和化學(xué)穩(wěn)定性，是一種重要的結(jié)構(gòu)陶瓷和功能陶瓷材料[5-7]。ZrO2陶瓷在燃?xì)鉁u輪發(fā)動(dòng)機(jī)、生物醫(yī)藥設(shè)備和固體氧化物燃料電池等方面有重要的應(yīng)用[8-9]。由于ZrO2陶瓷很難裝配到大尺寸和形狀復(fù)雜的部件上，可以通過陶瓷之間或者陶瓷與金屬材料的連接從而克服這一弊端[10]。鑒于Ti60合金與ZrO2陶瓷在多方面的優(yōu)良性能，因此實(shí)現(xiàn)二者之間的連接在諸多領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景，尤其是航空航天領(lǐng)域。

陶瓷與金屬的連接是一個(gè)被廣為關(guān)注但未能得到很好解決的關(guān)鍵技術(shù)問題。目前陶瓷和金屬的連接應(yīng)用到真空釬焊、擴(kuò)散連接和瞬時(shí)液相連接等方法[11-13]。釬焊具有焊接溫度低、焊件變形小、易于精密成型等優(yōu)點(diǎn)，在焊接形狀復(fù)雜的零件、薄壁零件和對(duì)焊接質(zhì)量要求嚴(yán)格的航空航天領(lǐng)域有重要應(yīng)用。由于ZrO2陶瓷表面的難潤濕性，ZrO2陶瓷與金屬釬焊接頭的性能主要是由陶瓷與釬料之間的界面決定的。釬焊工藝條件會(huì)直接影響ZrO2陶瓷與釬料之間的界面反應(yīng)，導(dǎo)致界面結(jié)構(gòu)和反應(yīng)物的差異，因此如何通過調(diào)整釬焊工藝條件控制陶瓷/釬料界面反應(yīng)物組成和反應(yīng)層厚度成為ZrO2陶瓷與金屬釬焊連接的難點(diǎn)。

目前國內(nèi)外針對(duì)Ti60合金與ZrO2陶瓷二者之間的釬焊連接研究較少。AgCu釬料塑性好、流動(dòng)性強(qiáng)，能夠溶解從Ti60母材中擴(kuò)散出的活性元素Ti，有利于Ti元素?cái)U(kuò)散到ZrO2陶瓷側(cè)并與其反應(yīng)，可以改善釬料在ZrO2表面的潤濕性，實(shí)現(xiàn)與陶瓷的冶金結(jié)合。本文采用AgCu釬料實(shí)現(xiàn)了Ti60合金和ZrO2陶瓷的釬焊連接，結(jié)合掃描電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope, SEM)、能譜儀(Energy Dispersive Spectrometer, EDS)、XRD等分析方法，研究釬焊溫度對(duì)接頭界面組織及力學(xué)性能的影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)采用上海泛聯(lián)科技股份有限公司提供的熱壓燒結(jié)ZrO2陶瓷，密度為6.05 g/cm3，熱膨脹系數(shù)為10.5×10-6/K，彈性模量為210 GPa。試驗(yàn)中采用Ti60合金的化學(xué)組成為Ti-5.6Al-4.8Sn-2Zr-1Mo-0.2Nb-0.2Ta-0.35Si，其微觀組織照片如圖1所示，主要由黑色的α-Ti和淺色的β-Ti兩相組成。所用商用AgCu共晶釬料為Ag-28Cu，熔化溫度為780 ℃。

連接前將ZrO2陶瓷和Ti60合金分別加工成5 mm×5 mm×5 mm和20 mm×10 mm×2 mm兩種規(guī)格的待焊試樣。將Ti60合金及ZrO2陶瓷釬焊面打磨后拋光，放入丙酮中超聲清洗15 min，然后按照?qǐng)D2(a)進(jìn)行裝配，并放置于真空度約為1.30×10-3Pa的真空釬焊爐(HIT-VB1600，哈爾濱工業(yè)大學(xué))中進(jìn)行釬焊。裝配時(shí)釬料厚度為100 μm。釬焊溫度分別為870、880、890、900和910 ℃，保溫時(shí)間為10 min。

圖1 Ti60合金的微觀組織
Fig.1 Microstructure of Ti60 alloy

圖2 釬焊裝配和剪切試驗(yàn)
Fig.2 Brazing assembly and shear test

釬焊過程如下：① 以20 ℃/min的速率升溫至750 ℃，保溫10 min；② 以10 ℃/min的速率升溫至釬焊溫度，保溫10 min；③ 以5 ℃/min的速率降溫到300 ℃，待爐冷至室溫取出試樣。采用掃描電鏡(MERLIN Compact，ZEISS)、能譜儀(Octane Plus，EDAX)和X射線衍射儀(DX-2700，丹東浩元)觀察和分析不同釬焊溫度下保溫10 min獲得的接頭界面組織及斷裂路徑。為分析釬焊溫度對(duì)力學(xué)性能的影響，分別選取同一工藝規(guī)范下連接的5個(gè)試樣，采用萬能試驗(yàn)機(jī)(Instron 5967，Instron)對(duì)接頭室溫和高溫抗剪強(qiáng)度進(jìn)行測(cè)試，加載速度為0.5 mm/min。圖2(b)所示為剪切試驗(yàn)示意圖。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 Ti60/AgCu/ZrO2釬焊接頭典型界面組織

圖3所示為釬焊溫度為900 ℃、保溫時(shí)間為10 min條件下，獲得的Ti60/AgCu/ZrO2釬焊接頭的典型界面結(jié)構(gòu)和元素分布。從圖3(a)可以看出，接頭連接良好，根據(jù)微觀形態(tài)的區(qū)別可以將接頭分為4個(gè)反應(yīng)區(qū)：反應(yīng)區(qū)Ⅰ為Ti60母材側(cè)的擴(kuò)散層，反應(yīng)區(qū)Ⅱ?yàn)門i60母材側(cè)反應(yīng)區(qū)，反應(yīng)區(qū)Ⅲ為釬縫中間區(qū)域，反應(yīng)區(qū)Ⅳ為ZrO2陶瓷側(cè)反應(yīng)層。如圖3(c)、圖3(d)和圖3(e)所示，Ti60母材側(cè)擴(kuò)散層(反應(yīng)區(qū)Ⅰ)的組成元素除了母材中的Ti和Al，還有擴(kuò)散進(jìn)母材的Cu元素。從圖3(c)和圖3(d)可以看出，Ti60母材側(cè)反應(yīng)區(qū)(反應(yīng)區(qū)Ⅱ)主要由Cu和Ti元素組成。圖3(b)和圖3(c)顯示，釬縫中間區(qū)域(反應(yīng)區(qū)Ⅲ)主要由Ag元素和少量Cu元素組成。另外，ZrO2陶瓷側(cè)反應(yīng)層(反應(yīng)區(qū)Ⅳ)的組成元素有Cu、Ti和Al元素，如圖3(c)、圖3(d)和圖3(e)所示。在釬焊過程中，活性元素Ti會(huì)從Ti60母材中溶解出來并經(jīng)由釬縫向ZrO2陶瓷一側(cè)擴(kuò)散，在釬料和陶瓷界面處集中形成富含Ti的薄層，說明Ti在Ti60/AgCu/ZrO2接頭的釬焊中起到了重要作用。

圖4所示為圖3(a)中接頭各反應(yīng)區(qū)的高倍照片。為分析接頭界面的反應(yīng)產(chǎn)物，對(duì)圖4中A～H各點(diǎn)進(jìn)行能譜分析，如表1所示列出了A～H各點(diǎn)的化學(xué)成分和可能形成的反應(yīng)相。圖4(a)所示主要為反應(yīng)區(qū)Ⅰ和反應(yīng)區(qū)Ⅱ的形貌，綜合分析表1和Cu-Ti合金相圖[19]，由圖4(a)可知反應(yīng)區(qū)Ⅰ的主要成分是α-Ti(A點(diǎn))和Ti2Cu(B點(diǎn))。Cu元素是鈦合金活性共析型β穩(wěn)定元素，大量進(jìn)入母材中的Cu能夠降低鈦合金β相變溫度，冷卻過程中鈦合金β相可以分解為α相和Ti2Cu。反應(yīng)區(qū)Ⅱ的形成是由于擴(kuò)散到釬縫中的Ti與熔融釬料中的Cu直接反應(yīng)，緊靠擴(kuò)散層形成不同襯度的Ti-Cu化合物層，包括深灰色TiCu(C點(diǎn))和淺灰色TiCu2(D點(diǎn))。圖4(b)顯示了反應(yīng)區(qū)Ⅲ和反應(yīng)區(qū)Ⅳ的形貌，結(jié)合表1分析結(jié)果可知：反應(yīng)區(qū)Ⅲ分布有大量白色的Ag(s,s)(E點(diǎn))和少量未反應(yīng)的Cu(s,s)(F點(diǎn))；反應(yīng)區(qū)IV由Ti3Cu3O化合物層(G點(diǎn))和TiO化合物層(H點(diǎn))構(gòu)成，總厚度<2 μm。其中緊挨ZrO2陶瓷側(cè)的黑色連續(xù)反應(yīng)層(Layer 1)成分為TiO， 厚度約為0.5 μm；釬縫側(cè)的灰色連續(xù)反應(yīng)層(Layer 2)包含Ti、Cu、O和Al元素，主要成分為Ti3Cu3O，厚度約為1.3 μm。

圖3 Ti60/AgCu/ZrO接頭典型界面結(jié)構(gòu)和元素分布
Fig.3 Typical interfacial microstructure and distribution of elements of Ti60/AgCu/ZrO joint

圖4 釬焊溫度為900 ℃、保溫時(shí)間為10 min獲得的Ti60/AgCu/ZrO接頭各區(qū)組織高倍照片
Fig.4 High magnification microstructure of Ti60/AgCu/ ZrO joint brazed at 900 ℃ for 10 min

～
- .

點(diǎn)含量/(at．%)AgCuTiAlZrO可能相A1．065．4177．6115．92α?TiB2．5133．7658．545．19Ti2CuC5．5643．1446．774．53TiCuD4．2161．4928．525．78TiCu2E89．059．560．970．020．40Ag(s，s)F1．9094．992．080．870．16Cu(s，s)G2．8436．0940．536．680．2413．62Ti3Cu3OH0．107．0941．011．184．7345．89TiO

綜合以上分析，在釬焊溫度為900 ℃、保溫時(shí)間為10 min的條件下，采用AgCu釬料實(shí)現(xiàn)了Ti60合金和ZrO2陶瓷的釬焊連接，獲得的Ti60/AgCu/ ZrO2接頭的典型界面組織為：Ti60合金/α-Ti+Ti2Cu擴(kuò)散層/TiCu+TiCu2/Ag(s,s)+Cu(s,s)/Ti3Cu3O反應(yīng)層/TiO反應(yīng)層/ZrO2陶瓷。

2.2 釬焊溫度對(duì)Ti60/AgCu/ZrO2接頭界面組織的影響

為研究釬焊溫度T對(duì)Ti60/AgCu/ZrO2接頭界面組織的影響，固定保溫時(shí)間為10 min，分別在870、880、890、900和910 ℃條件下進(jìn)行釬焊試驗(yàn)。圖5所示為不同釬焊溫度下所獲接頭的界面組織和陶瓷側(cè)反應(yīng)層微觀結(jié)構(gòu)。從圖5可以看出，隨釬焊溫度逐漸升高，各元素?cái)U(kuò)散效率提高，接頭界面反應(yīng)越來越充分，接頭顯微組織也呈現(xiàn)出明顯的規(guī)律性變化：Ti60側(cè)α-Ti+Ti2Cu擴(kuò)散層和連續(xù)的TiCu+TiCu2層厚度增加，顆粒狀Ti-Cu化合物的尺寸不斷增大，Cu(s,s)含量逐漸減少，Ag(s,s)區(qū)域也逐漸變薄，同時(shí)陶瓷側(cè)Ti3Cu3O+TiO層厚度逐漸增大。

當(dāng)釬焊溫度較低(870、880 ℃)時(shí)，如圖5(a)和圖5(b)所示，釬縫中連續(xù)TiCu+TiCu2層的厚度較薄，顆粒狀Ti-Cu化合物很少，而Ag(s,s)和Cu(s,s)含量較多；當(dāng)釬焊溫度較高(890、900、910 ℃)時(shí)，由圖5(c)、圖3(a)和圖5(d)可見，釬縫中連續(xù)TiCu+TiCu2層的厚度增加，顆粒狀Ti-Cu化合物明顯不斷長大并逐漸填充釬縫，尤其是襯度較深的TiCu相，同時(shí)Ag(s,s)和Cu(s,s)含量逐漸變少。

圖6所示為圖5中不同釬焊溫度下獲得的接頭陶瓷側(cè)反應(yīng)層厚度。從圖6可以看出，隨釬焊溫度的升高，接頭ZrO2陶瓷側(cè)反應(yīng)層(包括Ti3Cu3O層和TiO層)厚度逐漸增加。

在釬焊過程中，隨著溫度上升，AgCu釬料融化并轉(zhuǎn)變成液態(tài)。Ti60母材中的Ti部分溶解進(jìn)入液態(tài)釬料中，在濃度梯度的驅(qū)動(dòng)下經(jīng)由釬料向ZrO2陶瓷一側(cè)擴(kuò)散。由于Ti原子對(duì)O原子的強(qiáng)親和性，與ZrO2陶瓷中遷移出來的氧反應(yīng)生成鈦氧化物，同時(shí)ZrO2由于缺氧而變黑[20-21]。EDS分析發(fā)現(xiàn)緊挨陶瓷側(cè)化合物層為TiO，根據(jù)劉桂武等若干報(bào)道[18, 21-23]將此界面反應(yīng)表示為

ZrO2+xTi=xTiO+ZrO2-xx=1或2

(1)

陶瓷側(cè)連續(xù)的TiO層可以改善陶瓷基體的潤濕性，作為粘附層實(shí)現(xiàn)與ZrO2陶瓷的冶金結(jié)合。同時(shí)TiO層會(huì)在一定程度上阻礙Ti元素向陶瓷側(cè)的繼續(xù)擴(kuò)散，使Ti緊挨TiO層聚集，并與釬料中Cu元素反應(yīng)形成三元化合物Ti3Cu3O[18, 22-23]，將此界面反應(yīng)描述為

圖5 不同釬焊溫度下Ti60/AgCu/ZrO接頭界面結(jié)構(gòu)
Fig.5 Interfacial microstructure of Ti60/AgCu/ZrO joints brazed at different temperatures

圖6圖5中不同釬焊溫度下接頭ZrO陶瓷 側(cè)反應(yīng)層厚度
Fig.6 Thickness of reaction layers adjacent to ZrO ceramic at different brazing temperatures in
Fig.5

(2)

生成的TiO和Ti3Cu3O類似于在ZrO2表面形成金屬化層，利于Ti60和ZrO2陶瓷的連接。

隨著釬焊溫度升高，釬料及母材中各元素的相互擴(kuò)散增強(qiáng)，界面反應(yīng)越來越劇烈，導(dǎo)致陶瓷側(cè)反應(yīng)層厚度逐漸增大。

2.3 釬焊溫度對(duì)Ti60/AgCu/ZrO2接頭性能的影響

圖7 不同釬焊溫度條件下接頭抗剪強(qiáng)度 (t=10 min)
Fig.7Shear strength of joints brazed at different temperatures (t=10 min)

圖7所示為不同釬焊溫度、保溫時(shí)間t=10 min的條件下獲得的接頭抗剪強(qiáng)度，由圖可知隨著釬焊溫度的升高，Ti60/AgCu/ZrO2接頭室溫(Room Temprature, RT)抗剪強(qiáng)度先升高后降低，當(dāng)釬焊溫度為900 ℃時(shí)接頭抗剪強(qiáng)度最高，為124.9 MPa。由于采用Ag基釬料釬焊所獲接頭使用溫度不超過600 ℃，對(duì)釬焊溫度為900 ℃、保溫時(shí)間為10 min獲得的接頭在500、600 ℃條件下進(jìn)行高溫剪切試驗(yàn)，結(jié)果表明：500 ℃時(shí)接頭抗剪強(qiáng)度為83.0 MPa，比室溫時(shí)下降了33.5%；600 ℃時(shí)接頭性能急劇下降，抗剪強(qiáng)度為30.2 MPa，不足室溫抗剪強(qiáng)度的1/4。

圖8所示為釬焊溫度為870、900和910 ℃條件下所獲接頭經(jīng)室溫剪切試驗(yàn)后的斷裂路徑。如圖8(a)和圖8(d)所示，當(dāng)釬焊溫度為870 ℃時(shí)，接頭在ZrO2陶瓷/釬料界面Ti3Cu3O層發(fā)生貫穿性斷裂，斷口平整，其中Ti60側(cè)斷裂面邊緣Ti3Cu3O層和TiO層脫離，暴露出釬縫中間區(qū)的Ag(s,s)和Cu(s,s)。而由圖8(b)和8(e)可見，當(dāng)釬焊溫度為900 ℃時(shí)，斷裂發(fā)生在ZrO2陶瓷/釬料界面和靠近該界面的釬縫中，并擴(kuò)展轉(zhuǎn)入釬縫中間。圖8(c)和8(f)顯示了當(dāng)釬焊溫度為910 ℃時(shí)，Ti60側(cè)斷裂面邊緣大部分保留有Ti3Cu3O層和TiO層，甚至有的區(qū)域留有明顯的淺色層片狀ZrO2陶瓷，說明斷裂大部分發(fā)生在ZrO2陶瓷/釬料界面TiO層處，還有部分發(fā)生在ZrO2陶瓷上。

圖9所示為釬焊溫度為900、910 ℃時(shí)獲得的接頭經(jīng)室溫剪切試驗(yàn)后兩側(cè)斷裂面的XRD分析。從圖9(a)可以看出， 在釬焊溫度為900 ℃時(shí)接頭陶瓷側(cè)斷裂面檢測(cè)到Ti3Cu3O、TiO和Ag(s,s)，而在釬焊溫度為910 ℃時(shí)接頭該斷裂面未檢測(cè)到Ag(s,s)，進(jìn)一步說明釬焊溫度為900 ℃的接頭斷裂發(fā)生在ZrO2陶瓷/釬料界面和靠近該界面的釬縫中。同時(shí)從圖9(b)可以看出，釬焊溫度為910 ℃的接頭Ti60側(cè)斷裂面檢測(cè)到ZrO2；而釬焊溫度為900 ℃的接頭該斷裂面未檢測(cè)到ZrO2的存在，表明910 ℃接頭斷裂位置在ZrO2陶瓷/釬料界面和該界面附近的ZrO2陶瓷上。

圖8 不同釬焊溫度條件下Ti60/AgCu/ZrO接頭經(jīng)剪切試驗(yàn)后的斷裂路徑
Fig.8 Fracture paths of Ti60/AgCu/ZrO joints brazed at different temperatures after shear test

圖9 釬焊溫度為900 ℃和910 ℃時(shí)Ti60/AgCu/ZrO接頭經(jīng)剪切試驗(yàn)后的斷口XRD分析
Fig.9 XRD patterns of Ti60/AgCu/ZrO joints brazed at 900 ℃ and 910 ℃ after shear test

ZrO2陶瓷與金屬的釬焊連接主要是通過陶瓷與釬料之間的界面化學(xué)反應(yīng)來實(shí)現(xiàn)的，因此可以通過控制釬焊溫度來控制界面反應(yīng)，調(diào)節(jié)陶瓷側(cè)反應(yīng)層厚度，進(jìn)而改善接頭性能。當(dāng)釬焊溫度較低時(shí)，界面化學(xué)反應(yīng)不充分，陶瓷側(cè)反應(yīng)層比較薄，與陶瓷結(jié)合不緊密，接頭強(qiáng)度較低；當(dāng)釬焊溫度為900 ℃時(shí)，界面反應(yīng)充分進(jìn)行，陶瓷側(cè)反應(yīng)層厚度適中，與陶瓷結(jié)合牢固，接頭沿ZrO2陶瓷/釬料界面和釬縫開裂，此時(shí)接頭抗剪強(qiáng)度最高；當(dāng)釬焊溫度繼續(xù)升高到910 ℃時(shí)，接頭殘余應(yīng)力增強(qiáng)，脆性反應(yīng)層厚度增加，導(dǎo)致接頭沿著ZrO2陶瓷/釬料界面TiO層和ZrO2陶瓷發(fā)生斷裂，接頭強(qiáng)度明顯下降。

3 結(jié) 論

1) 采用AgCu釬料實(shí)現(xiàn)了Ti60合金和ZrO2陶瓷的釬焊連接，當(dāng)釬焊溫度為900 ℃、保溫時(shí)間為10 min時(shí)獲得的Ti60/AgCu/ZrO2接頭典型界面組織為：Ti60合金/α-Ti+Ti2Cu擴(kuò)散層/TiCu+TiCu2/ Ag(s,s)+Cu(s,s)/Ti3Cu3O反應(yīng)層/TiO反應(yīng)層/ZrO2陶瓷。

2) 隨著釬焊溫度的升高，Ti60/AgCu/ZrO2接頭內(nèi)反應(yīng)越來越充分，α-Ti+Ti2Cu擴(kuò)散層、TiCu+TiCu2層厚度都逐漸增加，顆粒狀Ti-Cu化合物不斷長大，Ag(s,s)和Cu(s,s)逐漸減少，同時(shí)Ti3Cu3O+TiO層厚度逐漸增大。

3) 隨著釬焊溫度升高，接頭室溫抗剪強(qiáng)度先增加后減小，釬焊溫度為900 ℃時(shí)接頭抗剪強(qiáng)度達(dá)到最大為124.9 MPa；斷口分析表明，接頭沿ZrO2陶瓷/釬料界面和靠近該界面的釬縫發(fā)生斷裂。另外，釬焊溫度為900 ℃獲得的接頭500 ℃和600 ℃抗剪強(qiáng)度分別為83.0 MPa和30.2 MPa。

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EffectofbrazingtemperatureoninterfacialmicrostructureandmechanicalpropertyofTi60/AgCu/ZrO2joint

BIANHong1,HUShengpeng2,SONGXiaoguo1,2,*,ZHOUZhiqiang2,FENGJicai1,2

1.StateKeyLaboratoryofAdvancedWeldingandJoining,HarbinInstituteofTechnology,Harbin150001,China2.ShandongProvincialKeyLaboratoryofSpecialWeldingTechnology,HarbinInstituteofTechnology(WeihaiExtension),Weihai264209,China

ReliablebrazingofTi60alloyandZrO2ceramicwassuccessfullyachievedusingAgCufillermetal.TheinterfacialmicrostructureandreactionproductsofTi60/AgCu/ZrO2jointsbrazedatdifferenttemperatureswereinvestigatedbytheScanningElectronMicroscope(SEM),EnergyDispersiveSpectrometer(EDS)andX-RayDiffractometer(XRD).ResultsshowthatthetypicalinterfacialmicrostructureoftheTi60/AgCu/ZrO2jointwasTi60alloy/α-Ti+Ti2Cudiffusionlayer/TiCu+TiCu2/Ag(s,s)+Cu(s,s)/Ti3Cu3Olayer/TiOlayer/ZrO2ceramic.Withtheincreaseofthebrazingtemperature,thethicknessofthediffusionlayerofα-Ti+Ti2Cu,TiCu+TiCu2layers,Ti3Cu3OlayerandTiOlayeradjacenttotheZrO2ceramicincreasedgradually,andthegranularTi-CuIMCsgrewgradually,meanwhilethecontentoftheAg-basedsolidsolutionandCu-basedsolidsolutiondecreased.Thesheartestindicatesthatthejointbrazedat900℃for10minexhibitedthehighestshearstrengthof124.9MPatestedatroomtemprature,andthejointtestedat500℃and600℃exhibitedtheshearstrengthof83.0MPaand30.2MPa,respectively.TypicalfractureanalysisdisplaysthatthebrazedjointtendedtofractureattheinterfacebetweentheZrO2ceramicandthebrazingseam,andinthebrazingseamadjacenttotheinterface.

AgCufiller;Ti60alloy;ZrO2ceramic;brazing;interfacialmicrostructure;mechanicalproperty

2017-05-08；

2017-05-21；

2017-06-16；Publishedonline2017-07-311048

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10.7527/S1000-6893.2017.421402

2017-05-08；退修日期2017-05-21；錄用日期2017-06-16；網(wǎng)絡(luò)出版時(shí)間2017-07-311048

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V261.3+4

A

1000-6893(2017)12-421402-09

李世秋,王嬌)