蔡穎軍，王 剛，檀財(cái)旺，王 秒，趙 禹

(1 安徽工程大學(xué) 機(jī)械與汽車(chē)工程學(xué)院，安徽 蕪湖 241000；2 哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，山東 威海 264200)

近年來(lái)，陶瓷以其優(yōu)異的物理、化學(xué)和力學(xué)性能在航空航天、生物材料和電子領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[1-2]。其中ZrB2-SiC具有高熔點(diǎn)、高熱導(dǎo)性、高強(qiáng)度、高硬度、優(yōu)異的耐腐蝕性能等特點(diǎn)，使其在高溫環(huán)境條件下具有廣闊的應(yīng)用前景[3-4]。但由于其自身的本征脆性與難以加工等缺陷使其發(fā)展和應(yīng)用受到很大限制。通過(guò)焊接的方法將陶瓷與陶瓷自身或金屬連接起來(lái)獲得相應(yīng)的構(gòu)件是一種十分有效的方法，常用的連接方式有釬焊[5-6]，擴(kuò)散焊[7-8]，玻璃中間層法[9]，先驅(qū)體法[10]，其中，釬焊連接是一種最簡(jiǎn)單、最有效的連接方法[11]。

盡管如此，由于陶瓷材料和金屬材料的物理、化學(xué)和力學(xué)性能不同，金屬與Cf/SiC陶瓷材料之間的熱膨脹系數(shù)之差非常大，在界面處容易產(chǎn)生殘余應(yīng)力，導(dǎo)致接頭性能下降。近年來(lái)，研究者們通過(guò)在釬料中引入低膨脹系數(shù)材料[12]、顆粒[13]、軟金屬[14]、泡沫金屬[15]等各種方法來(lái)降低接頭殘余應(yīng)力。Zhu等[16]研究發(fā)現(xiàn)采用厚度適中的泡沫鎳作為中間層可以緩解Al2O3/不銹鋼焊接接頭中的殘余應(yīng)力。Lin等[17]采用泡沫銅中間層釬焊TC4-SiO2f/SiO2，在焊縫中形成了均勻分散的Ti-Cu化合物，有效地提高了釬焊接頭的抗剪強(qiáng)度。Yang等[18]采用Ni片與泡沫Ni釬焊ZrB2-SiC與Nb，通過(guò)釬焊過(guò)程中高溫壓縮得到了高密度的泡沫Ni焊縫，有效地緩解了接頭的殘余應(yīng)力，采用4 mm的泡沫Ni時(shí)得到最優(yōu)剪切強(qiáng)度155.6 MPa。上述結(jié)果均表明添加泡沫金屬中間層對(duì)于提高接頭性能是有效的。

本工作采用AgCu/泡沫Cu/AgCu復(fù)合釬料釬焊ZrB2-SiC(簡(jiǎn)稱(chēng)ZS)與Inconel 600合金(簡(jiǎn)稱(chēng)In 600)，研究泡沫Cu厚度對(duì)釬焊接頭組織和性能的影響，并結(jié)合ABAQUS模擬軟件計(jì)算釬焊接頭中殘余應(yīng)力的大小與分布，驗(yàn)證泡沫Cu中間層緩解釬焊接頭殘余應(yīng)力的作用。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

本工作所用ZrB2-SiC復(fù)合陶瓷由哈爾濱工業(yè)大學(xué)提供，其中SiC體積分?jǐn)?shù)為20%，In 600鎳基合金為商用合金，主要元素為Ni，F(xiàn)e，Cr。實(shí)驗(yàn)前，將ZrB2-SiC陶瓷切割為4 mm×4 mm×4 mm，In 600切割為10 mm×10 mm×4 mm與4 mm×4 mm×4 mm兩種尺寸，分別用于剪切試樣與金相試樣。待焊面用SiC砂紙由100目依次打磨至2000目后，使用無(wú)水乙醇超聲清洗5 min。實(shí)驗(yàn)所用釬料為商用Ag-28Cu(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%，下同)共晶釬料，釬料厚度為100 μm。泡沫Cu尺寸為4 mm×4 mm，分別測(cè)定平均孔徑和孔隙率約為400 μm和80%，如圖1所示，所選厚度分別為1 mm和1.5 mm。陶瓷釬焊時(shí)，若要實(shí)現(xiàn)高質(zhì)量的連接，釬料與陶瓷的潤(rùn)濕角一般應(yīng)小于50°[19]。楊衛(wèi)岐[20]用潤(rùn)濕實(shí)驗(yàn)證明了Ag-28Cu共晶釬料在ZrB2-SiC陶瓷表面潤(rùn)濕良好，故本工作采用AgCu釬料能夠?qū)崿F(xiàn)ZrB2-SiC陶瓷與In 600的有效連接。

圖1 泡沫Cu微觀(guān)結(jié)構(gòu)

工件裝配示意圖見(jiàn)圖2。釬焊實(shí)驗(yàn)在高真空釬焊爐中進(jìn)行，真空度為1×10-3Pa。釬焊工藝如下：以10 ℃ /min的加熱速度加熱至300 ℃后保持30 min，而后以同樣的加熱速度加熱至900 ℃，保溫25 min，最終以5 ℃ /min的速度降溫至300 ℃，待真空爐內(nèi)冷卻至室溫后取出。釬焊實(shí)驗(yàn)完成后，使用掃描電子顯微鏡(SEM)與能量色散X射線(xiàn)光譜儀(EDS)對(duì)焊縫處的組織形貌進(jìn)行觀(guān)察與分析，并使用X射線(xiàn)衍射儀(XRD)分析接頭產(chǎn)物。在室溫下采用萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)焊后樣品進(jìn)行剪切實(shí)驗(yàn)，加載速度為0.5 mm/min，每組參數(shù)進(jìn)行至少三次測(cè)試，最后取平均值。

圖2 工件裝配示意圖

采用ABAQUS有限元分析軟件計(jì)算釬焊接頭中殘余應(yīng)力的大小與分布，驗(yàn)證添加泡沫Cu能否有效地緩解接頭的殘余應(yīng)力。查閱相關(guān)資料，確定ZrB2-SiC，In 600，Ag-28Cu與泡沫Cu的性能參數(shù)，為確保計(jì)算精度，按照原模型實(shí)際尺寸建立模型，因剪切試樣為中間對(duì)稱(chēng)，故建立其半模型進(jìn)行模擬，其模型網(wǎng)格劃分如圖3所示。

圖3 網(wǎng)格模型

2 結(jié)果與分析

2.1 接頭界面結(jié)構(gòu)分析

圖4為釬焊溫度900 ℃保溫25 min時(shí)AgCu釬焊ZrB2-SiC/In 600焊縫區(qū)域的EDS面掃描圖。圖4(a)是焊縫整體形貌圖。圖4(b)，(c)分別為釬料中Ag元素與Cu元素在焊縫中的分布示意圖，可以看出Ag元素與Cu元素主要分布在焊縫中心。圖4(d)為Ni元素在焊縫中的分布，主要分布在In 600側(cè)與焊縫中。從圖4(e)，(f)中可以觀(guān)察到在ZrB2-SiC與釬料連接處存在Cr元素與Fe元素，說(shuō)明隨著反應(yīng)的進(jìn)行元素?cái)U(kuò)散良好，F(xiàn)e元素與Cr元素在ZrB2-SiC一側(cè)形成反應(yīng)層。Zr元素與B元素的元素分布示意圖如圖4(g)，(h)所示，其主要分布在ZrB2-SiC陶瓷母材中。圖4(i)為C元素在焊縫中的元素分布示意圖，可以看到隨著反應(yīng)的進(jìn)行，ZrB2-SiC中的SiC部分溶解，其中的C元素?cái)U(kuò)散至焊縫中。

圖4 釬焊溫度900 ℃，保溫25 min時(shí)，AgCu釬焊ZrB2-SiC/In 600焊縫區(qū)域的顯微組織與元素分布

圖5為釬焊溫度900 ℃，保溫時(shí)間25 min時(shí)，添加泡沫Cu厚度為1 mm，AgCu/泡沫Cu/AgCu復(fù)合釬料釬焊ZrB2-SiC與In 600所得釬焊接頭微觀(guān)形貌。與AgCu直接釬焊ZrB2-SiC與In 600相比，元素分布沒(méi)有太大改變。Ag，Cu，Ni元素主要分布在焊縫中心， Fe元素與Cr元素?cái)U(kuò)散至ZrB2-SiC陶瓷一側(cè)，C元素主要存在于ZrB2-SiC陶瓷中，如圖4所示。添加泡沫Cu后其差異主要體現(xiàn)在釬焊接頭中心的微觀(guān)組織與焊縫寬度的差異。焊縫中心依舊由白色相與灰色相組成，添加泡沫Cu后焊縫中塊狀灰色組織明顯增多。焊縫寬度隨著泡沫Cu的加入隨之變寬，可以從兩個(gè)方面解釋。第一，采用了上下兩層AgCu釬料，如圖2所示。第二，在加熱過(guò)程中，當(dāng)溫度接近釬料的熔點(diǎn)時(shí)，熔融的AgCu釬料潤(rùn)濕母材表面，并且使其中一部分滲透至軟化的泡沫Cu中，故其焊縫尺寸較理論值有所減小。

圖5 釬焊溫度900 ℃,保溫25 min，泡沫Cu厚度為1 mm時(shí)，AgCu/泡沫Cu/AgCu釬焊ZrB2-SiC/In 600焊縫區(qū)域的顯微組織(a)與元素分布(b)

圖6為釬焊溫度900 ℃保溫25 min，不同泡沫Cu厚度下釬焊接頭組織形貌。可以看出添加不同厚度的泡沫Cu均能使ZrB2-SiC與In 600良好地連接，在ZrB2-SiC一側(cè)與In 600一側(cè)均能形成反應(yīng)薄層，并且在焊縫中沒(méi)有發(fā)現(xiàn)微裂紋、氣孔等缺陷。焊縫中心主要由白色相與灰色相組成，隨著泡沫Cu厚度的增加，焊縫中心的灰色相也隨之增加。

圖6 釬焊溫度900 ℃,保溫25 min時(shí)，不同泡沫Cu厚度下釬焊接頭微觀(guān)形貌

圖7為釬焊溫度900 ℃，保溫25 min，泡沫Cu厚度為1 mm時(shí)，AgCu/泡沫Cu/AgCu復(fù)合釬料釬焊ZrB2-SiC與In 600釬焊接頭整體形貌。圖7(a)為焊縫整體形貌圖，可以看到焊縫分為三個(gè)區(qū)域：In 600與釬料連接處為區(qū)域Ⅰ；區(qū)域Ⅱ?yàn)楹缚p中心，主要有白色相與灰色相組成；ZrB2-SiC與釬料連接處為區(qū)域Ⅲ。隨著反應(yīng)的進(jìn)行，In 600部分溶解其元素?cái)U(kuò)散至焊縫中，如圖7(b)中In 600與釬料連接處的局部放大圖所示。圖7(c)為ZrB2-SiC與釬料連接處的局部放大圖，可以看出在ZrB2-SiC與釬料的連接面上有一層大約2 μm厚的連續(xù)反應(yīng)層。對(duì)圖7(b)，(c)中的A，B，C，D四點(diǎn)進(jìn)行EDS分析，其結(jié)果如表1所示。A點(diǎn)位于In 600母材中，且其主要元素為Ni，F(xiàn)e，Cr，故其組織應(yīng)為Ni-Fe-Cr合金。B點(diǎn)位于焊縫中心的白色基體中，其主要組成為Ag元素，并含有一定的Cr元素、Fe元素與C元素，故隨著反應(yīng)的進(jìn)行部分母材溶解，其中的Cr，F(xiàn)e與C元素?cái)U(kuò)散至焊縫中，在焊縫中形成Ag基固溶體。焊縫接頭灰色相中的C點(diǎn)主要元素為Cu元素，故在焊縫中形成了以Cu為主體的Cu基固溶體。D點(diǎn)位于ZrB2-SiC與釬料連接處的反應(yīng)層中，其主要元素均為Fe，Cr，C。其中E點(diǎn)(Cr, Fe)原子與C原子的比例約為7∶3，故其析出相可能為(Cr, Fe)7C3。

圖7 釬焊溫度900 ℃,保溫25 min，泡沫Cu厚度1 mm，AgCu/泡沫Cu/AgCu釬焊/In 600釬焊接頭整體形貌

表1 圖7中各點(diǎn)EDS分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)/%)

研究表明，F(xiàn)e，Cr原子擴(kuò)散至ZrB2-SiC一側(cè)與其中的C原子發(fā)生反應(yīng)，當(dāng)Cr/C當(dāng)量比達(dá)到一定值時(shí)，Cr容易與C反應(yīng)形成M7C3(M=Fe,Cr)[21]。Cr和C之間的主要反應(yīng)如下[22]：

3Cr+2C=Cr3C2

(1)

7Cr+3C=Cr7C3

(2)

23Cr+7C=Cr23C7

(3)

其標(biāo)準(zhǔn)吉布斯自由能ΔG如下[23]：

ΔG(Cr3C2)=-54344-19.57T

(4)

ΔG(Cr7C3)=-92067-41.5T

(5)

ΔG(Cr23C6)=-236331-86.2T

(6)

式中T為釬焊溫度。

由于釬焊溫度為900 ℃，故Cr3C2，Cr7C3與Cr23C6的標(biāo)準(zhǔn)吉布斯自由能分別為-71.96，-129.42，-313.91 J/mol，故Cr23C6的反應(yīng)更易進(jìn)行。由Fe-Cr-C三元相圖得知(Cr，F(xiàn)e)23C6由包晶反應(yīng)L+(Cr，F(xiàn)e)7C3→(Cr，F(xiàn)e)23C6得到，由于(Cr，F(xiàn)e)7C3較為穩(wěn)定且降溫過(guò)程冷卻速度緩慢(5 ℃/min)，因此發(fā)生包晶反應(yīng)較為困難[24]，故在反應(yīng)物中未檢測(cè)到(Cr，F(xiàn)e)23C6。由于在實(shí)驗(yàn)中并未添加C元素，其C元素全部來(lái)自ZrB2-SiC陶瓷中，故反應(yīng)進(jìn)行時(shí)C元素的含量較低，因此反應(yīng)析出相中不存在富碳碳化物(Cr,Fe)3C2[25]。由于(Fe,Cr)7C3的高硬度和良好的抗氧化性使其成為Fe基復(fù)合涂層領(lǐng)域的增強(qiáng)相[26-27]。賴(lài)玉軍等[28]制備(Fe,Cr)7C3/Fe表面梯度復(fù)合材料，其表面為致密的(Fe,Cr)7C3陶瓷層借此來(lái)增強(qiáng)材料的相對(duì)耐磨性，其最大值約為灰鑄鐵基體的7倍。Lu等[29]采用Cu-Sn-Ni-Cr釬焊金剛石與Q235鋼時(shí)，在金剛石表面形成的連續(xù)(Fe,Cr)7C3層，增加了材料的耐磨性能，故釬焊接頭中硬質(zhì)相(Fe,Cr)7C3的存在會(huì)阻礙裂紋的延伸，導(dǎo)致裂紋的彎曲和膨脹路徑更加曲折，從而提高釬焊接頭性能。對(duì)焊縫斷口進(jìn)行XRD分析，所得結(jié)果如圖8所示。故最終確定釬焊接頭界面產(chǎn)物為Ni-Fe-Cr，Agss，Cuss，(Cr, Fe)7C3。

圖8 釬焊溫度900 ℃，保溫25 min，泡沫Cu厚度1 mm時(shí)，ZrB2-SiC/In 600接頭斷口XRD圖譜

圖9為釬焊接頭形成示意圖，圖9(a)所示為釬焊開(kāi)始階段多層復(fù)合釬料和母材的裝配狀態(tài)，隨著加熱溫度的升高，AgCu/Cu泡沫/AgCu釬料發(fā)生塑性變形并相互接觸。當(dāng)溫度達(dá)到AgCu釬料的熔點(diǎn)時(shí)，釬料熔化并滲入ZrB2-SiC陶瓷的表面。同時(shí)，基體元素也部分?jǐn)U散至熔化的釬料中，基體與填料之間的結(jié)合進(jìn)一步增強(qiáng)。此外，In 600合金中的Ni元素也擴(kuò)散到熔化的AgCu釬料中，形成三元Ni-Cr-Fe相。陶瓷側(cè)，F(xiàn)e，Cr原子擴(kuò)散至ZrB2-SiC側(cè)與其中的C原子發(fā)生反應(yīng)，當(dāng)Cr/C當(dāng)量比達(dá)到一定值時(shí)，Cr與C反應(yīng)形成(Cr,Fe)7C3(具體反應(yīng)見(jiàn)上文分析)，同時(shí)，熔融的AgCu釬料流入同時(shí)被壓制的泡沫Cu的孔中，然后在接頭中形成由Ag和Cu組成的Ag-Cu共晶組織，該組織形貌是AgCu釬料釬焊時(shí)獲得的典型微觀(guān)結(jié)構(gòu)特征[30-31]，如圖9(b)所示。隨著溫度進(jìn)一步升高到釬焊溫度，熔融的AgCu釬料繼續(xù)滲透至泡沫Cu中，同時(shí)，從Cu泡沫中溶解出的Cu形成了塊狀Cu基固溶體Cuss并分布在接頭中，如圖9(c)所示。圖9(d)顯示了釬焊后接頭的微觀(guān)結(jié)構(gòu)，形成的Cuss和AgCu共晶在接頭中均勻分布，其中Cuss具有良好的塑性，可以有效地緩解殘余應(yīng)力，而硬質(zhì)的(Cr, Fe)7C3作為增強(qiáng)相，顯著提高了接頭的剪切強(qiáng)度。

圖9 釬焊接頭形成過(guò)程示意圖

2.2 接頭性能分析

圖10為釬焊溫度900 ℃，保溫25 min，不同泡沫Cu厚度下接頭室溫剪切強(qiáng)度變化示意圖，可以看出，隨著泡沫Cu厚度的增加，釬焊接頭室溫抗剪強(qiáng)度呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)。

圖10 釬焊溫度900 ℃保溫25 min，不同泡沫Cu厚度下接頭室溫剪切強(qiáng)度變化示意圖

添加泡沫Cu厚度為1 mm時(shí)，獲得最佳接頭抗剪強(qiáng)度為72.5 MPa。添加泡沫Cu作為中間層，釬焊接頭剪切強(qiáng)度均高于未添加泡沫Cu的接頭剪切強(qiáng)度。由于釬焊接頭的剪切強(qiáng)度受焊縫的微觀(guān)組織和金屬與陶瓷熱膨脹系數(shù)差異引起的殘余應(yīng)力影響。故對(duì)焊縫簡(jiǎn)化建模，計(jì)算殘余應(yīng)力σ，其公式如下[32-33]：

(7)

式中：Em與Ec分別是釬料與母材的彈性模量；αm與αc分別是釬料與母材的熱膨脹系數(shù)；ΔT是釬焊溫度和室溫之間的差異。

AgCu直接釬焊ZrB2-SiC與In 600時(shí)，Em，EZS，EIn 600分別約為67，320，143 GPa，αm，αZS，αIn 600分別約為20.5×10-6，6.46×10-6，16.4×10-6℃-1，ΔT為880 ℃，根據(jù)式(7)分別計(jì)算ZrB2-SiC側(cè)與In 600側(cè)的殘余應(yīng)力σ為-0.684 GPa與-0.164 GPa，故AgCu直接釬焊ZrB2-SiC與In 600釬焊接頭殘余應(yīng)力為-0.424 GPa。AgCu/泡沫Cu/AgCu釬焊ZrB2-SiC與In 600，其釬料為復(fù)合釬料，包含泡沫Cu與AgCu釬料，故該復(fù)合釬料的彈性模量估算如下：

(8)

式中：Es，ECu和Em是復(fù)合釬料、泡沫Cu與AgCu的彈性模量；a是與泡沫Cu的孔隙率有關(guān)的常數(shù)。查閱文獻(xiàn)可知，當(dāng)泡沫Cu孔隙率為80%時(shí)，a設(shè)定為0.3[32]。ECu近似為119 GPa，故根據(jù)式(8)得出Es為84 GPa。

該復(fù)合釬料熱膨脹系數(shù)估算如下：

(9)

式中：Vm與VCu為AgCu與泡沫Cu的體積；αs，αm與αCu為復(fù)合釬料、AgCu與泡沫Cu的熱膨脹系數(shù)；GCu為泡沫Cu的剪切模量；Kc與Km為母材與AgCu的體積模量。根據(jù)實(shí)際情況VCu/Vm+VCu為0.5，αCu為16.5×10-6℃-1，故復(fù)合釬料的熱膨脹系數(shù)αs為17.6×10-6℃-1。根據(jù)式(7)求得ZrB2-SiC側(cè)與In 600側(cè)的殘余應(yīng)力σ為-0.653 GPa與-0.056 GPa，故AgCu/泡沫Cu/AgCu釬焊ZrB2-SiC與In 600釬焊接頭殘余應(yīng)力為-0.3545 GPa。對(duì)比得出添加泡沫Cu作為中間層能夠有效降低釬焊接頭殘余應(yīng)力，從而提高接頭性能。

對(duì)釬焊溫度900 ℃，保溫時(shí)間25 min，不同泡沫Cu厚度(0，1，1.5 mm)條件下的AgCu/泡沫Cu/AgCu復(fù)合釬料釬焊ZrB2-SiC陶瓷與In 600釬焊接頭處殘余應(yīng)力進(jìn)行模擬仿真，數(shù)值模擬結(jié)果如表2所示。結(jié)果表明，在相同釬焊溫度與保溫時(shí)間下，添加泡沫Cu后釬焊接頭各位置殘余應(yīng)力都有所降低。隨著泡沫Cu厚度的增加，釬焊接頭殘余應(yīng)力略微有所下降，但變化并不明顯。殘余應(yīng)力分布圖與分布曲線(xiàn)如圖11所示。圖11(a-1)為AgCu直接釬焊ZrB2-SiC陶瓷與In 600接頭殘余應(yīng)力分布圖，殘余應(yīng)力主要集中在釬縫以及近縫側(cè)母材中，并且從釬料與母材連接面正中心殘余應(yīng)力往外擴(kuò)散，距焊縫1 mm處均有較大殘余應(yīng)力存在。對(duì)圖中縱向位置進(jìn)行殘余應(yīng)力分析，其數(shù)值如圖11(a-2)所示。由于ZrB2-SiC與AgCu之間熱膨脹系數(shù)差異大于In 600與AgCu之間的熱膨脹系數(shù)差異，故ZrB2-SiC側(cè)殘余應(yīng)力較In 600側(cè)大。圖11(b-1)，(c-1)分別為泡沫Cu厚度為1 mm與1.5 mm的AgCu/泡沫Cu/AgCu釬焊ZrB2-SiC陶瓷與In 600接頭殘余應(yīng)力分布圖。等效殘余應(yīng)力均出現(xiàn)在近縫側(cè)母材中，應(yīng)力集中在ZrB2-SiC陶瓷棱邊上。結(jié)果表明，添加泡沫Cu后釬料層殘余應(yīng)力大大降低，且In 600側(cè)殘余應(yīng)力與ZrB2-SiC側(cè)殘余應(yīng)力均有下降，并且In 600側(cè)與ZrB2-SiC側(cè)殘余應(yīng)力大小基本一致，如圖11(b-2)，(c-2)所示，焊縫中心區(qū)域殘余應(yīng)力最小，隨之往母材與釬料連接面處緩緩增大。隨著泡沫Cu厚度的增加，釬焊接頭殘余應(yīng)力隨之降低，說(shuō)明添加泡沫Cu制備的AgCu/泡沫Cu/AgCu復(fù)合釬料能有效地緩解接頭中的殘余應(yīng)力。

表2 不同泡沫Cu厚度下殘余應(yīng)力數(shù)值模擬結(jié)果

圖11 不同厚度泡沫Cu下，接頭殘余應(yīng)力分布圖(1)及虛線(xiàn)處殘余應(yīng)力大小(2)

參照模擬結(jié)果，添加1.5 mm泡沫Cu時(shí)，釬焊接頭等效殘余應(yīng)力最小，故其釬焊接頭性能應(yīng)最佳。前文所得最佳性能參數(shù)為添加1 mm泡沫Cu，與模擬結(jié)果相悖。由于模擬結(jié)果與實(shí)際實(shí)驗(yàn)會(huì)有所偏差，模擬所得結(jié)果：泡沫Cu厚度為1 mm與泡沫Cu厚度為1.5 mm的釬焊接頭殘余應(yīng)力最小值相差1.1 MPa，最大值相差0.4 MPa，其殘余應(yīng)力相差不大。實(shí)驗(yàn)所用泡沫Cu孔隙率為80%，AgCu釬料厚度為100 μm，故泡沫Cu孔隙體積遠(yuǎn)大于釬料體積，由于實(shí)驗(yàn)過(guò)程中給母材施壓，使得部分軟化的泡沫Cu坍塌孔隙減少，使得熔融的釬料能夠填充泡沫Cu的孔隙，從而獲得性能良好的接頭。增加泡沫Cu厚度時(shí)，釬料難以填充滿(mǎn)泡沫Cu孔隙，使得產(chǎn)生孔洞等缺陷而導(dǎo)致釬焊接頭性能降低。Guo等[34]采用AgCuTi釬料添加不同厚度的泡沫Ni(0.2，0.4，0.6 mm)釬焊Invar合金與Si3N4，所得釬焊接頭力學(xué)強(qiáng)度均高于未添加泡沫Ni的釬焊接頭。當(dāng)添加厚度為0.6 mm的泡沫Ni時(shí)，所得接頭中含有大量孔洞缺陷，主要原因就是釬料未填充滿(mǎn)泡沫Ni孔隙從而產(chǎn)生接頭缺陷降低了接頭力學(xué)性能。Sun等[35]采用AgCuTi釬料添加泡沫Ni釬焊Al2O3與1Cr18Ni9Ti，其釬焊接頭也出現(xiàn)了孔洞等缺陷，但添加了泡沫Ni的釬焊接頭力學(xué)性能依舊優(yōu)于未添加泡沫Ni的釬焊接頭。因此，在實(shí)際實(shí)驗(yàn)中添加厚度為1.5 mm的泡沫Cu接頭孔洞可能較1 mm的泡沫Cu的接頭多，使得釬焊接頭力學(xué)性能有所降低。

3 結(jié)論

(1)在900 ℃下保溫25 min時(shí)，采用AgCu/泡沫Cu/AgCu復(fù)合釬料能夠有效地連接ZrB2-SiC陶瓷與In 600鎳基合金，所得接頭界面結(jié)合良好，組織分布均勻，無(wú)微裂紋等缺陷。釬焊接頭主要由Agss，Cuss，(Cr, Fe)7C3三種相組成。

(2)當(dāng)泡沫Cu厚度為1 mm時(shí)，接頭室溫剪切強(qiáng)度達(dá)到72.5 MPa，分析表明，釬焊中心含有良好塑性的Cuss和(Cr, Fe)7C3硬質(zhì)相，有利于提高接頭強(qiáng)度。

(3)模擬結(jié)果表明，接頭殘余應(yīng)力均出現(xiàn)在近焊縫側(cè)母材中，應(yīng)力集中在ZrB2-SiC陶瓷棱邊上。相比較單一的AgCu釬料，復(fù)合釬料可以有效地緩解接頭殘余應(yīng)力。添加泡沫Cu釬焊接頭In 600側(cè)殘余應(yīng)力降低了50.6 MPa，ZrB2-SiC側(cè)降低了110.3 MPa，焊縫中心殘余應(yīng)力下降了136 MPa。

(4)添加合適厚度的泡沫Cu能夠有效地增強(qiáng)釬焊接頭剪切強(qiáng)度，過(guò)厚的泡沫Cu會(huì)導(dǎo)致釬料難以填充滿(mǎn)泡沫Cu空隙，導(dǎo)致產(chǎn)生孔洞等缺陷，從而降低了釬焊接頭剪切強(qiáng)度。