李娟，李立新，秦慶東，凃泉，何鵬

(1.貴州理工學(xué)院,貴州省輕金屬材料制備技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,貴陽(yáng),550003；2.中國(guó)航發(fā)貴州黎陽(yáng)航空動(dòng)力有限公司,貴陽(yáng),550014；3.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)

0 序言

SiC 陶瓷因具有高強(qiáng)度與硬度、低密度與熱膨脹系數(shù)以及良好的抗氧化性等優(yōu)異性能而廣泛應(yīng)用于核電、電子信息、機(jī)械等領(lǐng)域.由于SiC 陶瓷脆性大、硬度高且導(dǎo)電性差，因此難以形成大尺寸和復(fù)雜形狀的構(gòu)件，導(dǎo)致其應(yīng)用受到限制.為了滿足其應(yīng)用需求，常需對(duì)SiC 陶瓷進(jìn)行連接，考慮其物理性質(zhì)，釬焊是最合適的方法之一[1].

SiC 陶瓷釬焊時(shí)，常用的釬料是Ag-Cu-Ti 釬料，利用Ti 元素的活化作用促進(jìn)釬料在陶瓷表面的潤(rùn)濕，Ag 元素良好的延展性釋放由釬縫與陶瓷母材之間熱膨脹系數(shù)差異帶來(lái)的殘余應(yīng)力，從而實(shí)現(xiàn)陶瓷的釬焊連接[2-3].Song 等人[4]采用Ag-26.7Cu-4.5Ti粉末釬料直接釬焊SiC 陶瓷，所得接頭的抗剪強(qiáng)度為16 MPa；當(dāng)釬料中添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為1.0%的碳納米管后，生成的TiC 和Ti5Si3減少了接頭的殘余應(yīng)力，接頭抗剪強(qiáng)度提高到38 MPa.Wang 等人[5]采用AgCu/泡沫Cu/AgCu/Ti 多層填充層對(duì)Inconel 600和ZrB2-SiC 復(fù)合陶瓷進(jìn)行釬焊，利用生成的TiC 釋放接頭殘余應(yīng)力，泡沫Cu 阻擋Ti-Ni 金屬間化合物形成，接頭最高抗剪強(qiáng)度為198 MPa.Zhang 等人[6]分別采用AgCuTi 和AgCuTi/多孔SiC 陶瓷復(fù)合釬料對(duì)ZrB2-SiC-C 和GH99 合金進(jìn)行釬焊，接頭的抗剪強(qiáng)度分別為39 和102 MPa，通過(guò)AgCuTi/多孔SiC 陶瓷復(fù)合釬料的應(yīng)用降低接頭殘余應(yīng)力，提高接頭的抗剪強(qiáng)度.Li 等人[7]利用AgCuTi+B4C 釬料降低SiC/Nb 釬焊接頭殘余應(yīng)力，接頭組織結(jié)構(gòu)為SiC/Ti3SiC2/Ag(s,s)+Cu(s,s)+TiB+TiC/TiCu +Nb(s,s)/Nb，最大抗剪強(qiáng)度為98 MPa.Wang 等人[8]采用Ag-V2O5釬料在馬弗爐中釬焊SiC 陶瓷，利用生成的SiO2提高釬料在陶瓷表面的潤(rùn)濕性，當(dāng)V2O5的摩爾分?jǐn)?shù)為8%時(shí)，所得接頭的抗剪強(qiáng)度最大，約為58 MPa.眾多學(xué)者采用AgCuTi 及其復(fù)合釬料對(duì)SiC 陶瓷進(jìn)行了釬焊研究，利用生成原位增強(qiáng)相的方式降低接頭殘余應(yīng)力，提高接頭的抗剪強(qiáng)度，但研究還不夠成熟，釬料生產(chǎn)仍面臨較大的困難.

目前AgCuTi 釬料的制備方法主要有電弧熔煉和真空熔煉兩種.電弧熔煉受電弧加熱范圍限制，每次所得釬料的量較少，易出現(xiàn)Ti 元素偏聚；真空熔煉雖有優(yōu)勢(shì)，但在熱軋為薄片過(guò)程中因Fe，C 等元素的引入惡化釬料性能，無(wú)法制備AgCuTi 箔帶釬料.因此，AgCuTi 釬料不僅因富含貴金屬Ag 而成本較高，且成形困難[9].部分研究者開(kāi)展了適用于陶瓷釬焊的其它體系的釬料研究.Shi 等人[10]采用Ag-Zr 釬料釬焊ZrC-SiC 陶瓷和TiAl，研究了鋯含量對(duì)接頭組織和性能的影響，結(jié)果表明，過(guò)量的鋯會(huì)導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生，所得接頭抗剪強(qiáng)度在鋯質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5 %時(shí)達(dá)到65 MPa.Shi 等人[11]研究了在Ni 基釬料中添加活性Zr 元素，用于釬焊SiC 陶瓷/Inconel 625 合金，利用Zr 元素阻止惡化接頭性能的石墨產(chǎn)生，得到接頭的抗剪強(qiáng)度為82 MPa.Li 等人[12]在1 380 ℃的高溫下采用含有碳納米管的Si-24Ti 釬料對(duì)SiC 陶瓷進(jìn)行了釬焊，結(jié)果表明，釬料在陶瓷表面潤(rùn)濕性良好，釬料與碳納米管反應(yīng)生成SiC 相原位增強(qiáng)釬縫.He 等人[13]采用Si-10Zr 釬料對(duì)SiCf/SiC 和C/C 復(fù)合材料進(jìn)行了潤(rùn)濕性研究，其潤(rùn)濕性良好，在1 460 ℃的高溫下填充該釬料對(duì)兩種復(fù)合材料進(jìn)行釬焊，釬焊過(guò)程中原位生成納米SiC 和粗SiC 層，最佳抗剪強(qiáng)度為32 MPa.Yang 等人[14-15]采用Au 基釬料對(duì)SiCf/SiC 復(fù)合材料和Ni基高溫合金進(jìn)行了釬焊，獲得了具有高溫穩(wěn)定性的接頭，但Au 基釬料成本高.林盼盼等人[16]和Li 等人[17]采用含Ti 釬料分別對(duì)(Cf-SiCf)/SiBCN/Nb 異種材料和SiCp/Al 復(fù)合材料進(jìn)行了釬焊，研究了焊接工藝對(duì)界面組織和接頭力學(xué)性能的影響，結(jié)果表明，獲得了可靠的釬焊接頭，接頭中均原位生成了含Ti 化合物.Wang 等人[18]填充CoFeNiCrCu 高熵合金釬料實(shí)現(xiàn)了ZrB2-SiC 陶瓷和Nb 的異種材料釬焊，生成的齒形Cr2B 改善了界面組織，含軟面心立方和硬Laves 相的復(fù)合組織提高了接頭強(qiáng)度，最大抗剪強(qiáng)度為60 MPa.上述研究均對(duì)適用于SiC陶瓷釬焊的釬料進(jìn)行了研究，但距離工程應(yīng)用還有一定距離，還存在釬焊溫度高、接頭強(qiáng)度偏低、釬料成本高等問(wèn)題，仍需進(jìn)一步探索性能良好、制備工藝簡(jiǎn)單、釬焊溫度適宜、成本較低的新釬料.

文中設(shè)計(jì)了一種泡沫Ti/AlSiMg 釬料，填充該釬料對(duì)SiC 陶瓷進(jìn)行釬焊，分析接頭組織、成分和性能，探討該釬料在SiC 陶瓷釬焊中的適用性.該釬料以鋁合金為基體，其成本低、加工性能良好，以泡沫Ti 為骨架，利用其溶解促進(jìn)Al 基釬料在陶瓷表面的潤(rùn)濕，泡沫Ti 與Al 基釬料之間反應(yīng)生成化合物，原位增強(qiáng)釬縫，減小釬縫金屬熱膨脹系數(shù)，降低焊后接頭殘余應(yīng)力，為SiC 陶瓷釬焊提供一種新的釬料.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)所用SiC 陶瓷通過(guò)無(wú)壓燒結(jié)而成.SiC 陶瓷的密度為3.10～ 3.15 g/cm3，硬度為92～ 94 HRA，熱膨脹系數(shù)為4.0 × 10-6℃-1，其尺寸為20 mm ×20 mm × 5 mm.泡沫鈦是由高純鈦粉經(jīng)分篩、冷等靜壓成型后高溫高真空燒結(jié)而成，其尺寸為100 mm ×50 mm × 0.56 mm，釬焊前剪為20 mm × 16 mm ×0.56 mm，其孔隙率為35%～ 45%，孔隙直徑約為50 μm.文中所用釬料為市售AlSiMg 粉末，顆粒度為200 目，其化學(xué)成分如表1 所示.

表1 AlSiMg 釬料成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Compositions of the AlSiMg filler metal

焊前所有待焊SiC 陶瓷和泡沫Ti 均用丙酮超聲波清洗5 min，然后冷風(fēng)吹干.裝配時(shí)，將AlSiMg粉末釬料或者AlSiMg/泡沫Ti/AlSiMg 復(fù)合釬料置于兩塊SiC 陶瓷之間，如圖1 所示.焊接時(shí)，裝配好的待焊工件置于KMY-5 型真空擴(kuò)散焊爐內(nèi)石墨下壓頭上表面，通過(guò)石墨上壓頭的向下運(yùn)動(dòng)進(jìn)行機(jī)械施壓.選用前期試驗(yàn)得到的最佳釬焊工藝參數(shù)：釬焊溫度700 ℃、保溫時(shí)間60 min 和焊接壓力10 MPa.焊接全過(guò)程施加機(jī)械壓力10 MPa，爐內(nèi)氣壓不高于3.9 × 10-3Pa.

圖1 釬焊裝配示意圖Fig.1 Schematic diagram of brazing assemblies.(a)with AlSiMg filler;(b) with Ti foam/AlSiMg filler

采用光學(xué)顯微鏡、裝配有能譜儀(energy dispersive spectrometer,EDS)的NovaSEM 450 型掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)、SmartLab 9 X 型X 射線衍射分析儀(X-ray diffractometer,XRD)和 JXA-8530F PLUS 型電子探針(electron probe micro analyzer,EPMA)對(duì)接頭組織和成分進(jìn)行研究分析.利用SHT5305 型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)接頭進(jìn)行剪切試驗(yàn)，剪切原理示意圖如圖2 所示，采用SEM 和EDS 對(duì)斷口形貌和成分進(jìn)行觀察與分析.

圖2 剪切原理示意圖Fig.2 Schematic diagram of shear principle

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 微觀組織分析

圖3 為接頭組織形貌.填充AlSiMg 釬料所得接頭釬縫平直，與兩側(cè)陶瓷結(jié)合較為緊密，無(wú)明顯過(guò)渡層，如圖3a 和圖3b 所示.填充泡沫Ti/AlSiMg復(fù)合釬料所得接頭釬縫平直、寬度較大，如圖3c 和圖3d 所示.圖4 為填充泡沫Ti/AlSiMg 釬料所得接頭界面形貌.從圖4 能清晰看出，釬縫與SiC 陶瓷結(jié)合處有兩層界面，釬縫內(nèi)部主要有白色基體相A 和灰色增強(qiáng)相B.

圖3 接頭的微觀組織Fig.3 Microstructure of the joints.(a) morphology of the joint filled with AlSiMg;(b) enlarged area Ⅰ in Fig.3a;(c) morphology of the joint filled with foam Ti/AlSiMg;(d) enlarged area Ⅱ in Fig.3c

圖4 填充泡沫Ti/AlSiMg 復(fù)合釬料所得接頭界面形貌Fig.4 Interface morphology of the joint filled with Ti foam/AlSiMg composite filler metal

圖5 為接頭剪切斷口的XRD 分析結(jié)果.如圖5a 所示，填充AlSiMg 釬料時(shí)，結(jié)果顯示含Al 相和SiC 相，Al 相來(lái)源于釬縫金屬，SiC 相來(lái)源于母材.對(duì)填充泡沫Ti/AlSiMg 復(fù)合釬料的接頭斷口含釬縫側(cè)進(jìn)行了XRD 測(cè)試，結(jié)果如圖5b 所示，結(jié)果顯示含有Al，Ti，SiC 和Ti(Al,Si)3相.

圖5 XRD 分析結(jié)果Fig.5 XRD analysis results.(a) with AlSiMg filler metal;(b) with foam Ti/AlSiMg filler metal

對(duì)圖3d 中1～ 3 點(diǎn)進(jìn)行EPMA 分析，結(jié)合XRD 分析，成分和物相分析結(jié)果如表2 所示.根據(jù)圖3d 和表2 可知，與SiC 直接接觸的界面層1 為鋁合金薄層，界面層2 為T(mén)i(Al,Si)3層，釬縫主要以Ti 為基體，沿泡沫Ti 孔隙生成大量的Ti(Al,Si)3化合物，原位增強(qiáng)Ti 基釬縫.接頭組織結(jié)構(gòu)為SiC/Al/Ti(Al,Si)3/Ti(Al,Si)3原位增強(qiáng)Ti 基釬縫/Ti(Al,Si)3/Al/SiC.

表2 接頭的成分分析(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 2 Compositions analysis of the joints

圖6 為填充泡沫Ti/AlSiMg 釬料的接頭的線掃描結(jié)果.從SiC 陶瓷到釬縫內(nèi)部，有 Ⅲ，Ⅳ 兩層不同成分區(qū)域，區(qū)域 Ⅲ 主要為Al 元素，區(qū)域 Ⅳ 主要為含Al，Ti 和Si 元素的化合物.圖7 和圖8 分別為填充泡沫Ti/AlSiMg 釬料所得接頭界面的形貌和電子探針面掃描結(jié)果.圖7 和圖8 的上部為SiC 陶瓷，下部為釬縫，中間有兩層界面，靠近SiC 陶瓷的界面主要含Al 元素，靠近釬縫的界面層主要含Al，Si 和Ti 元素.線掃描和面掃描結(jié)果均與表2 所示分析結(jié)果相吻合.

圖6 填充泡沫Ti/AlSiMg 復(fù)合釬料所得接頭線掃描結(jié)果Fig.6 Line scanning results of the joint with Ti foam/AlSiMg composite filler

圖7 填充泡沫Ti/AlSiMg 復(fù)合釬料所得接頭界面形貌Fig.7 Interface morphology of the joint with foam Ti/AlSiMg composite filler

圖8 填充泡沫Ti/AlSiMg 復(fù)合釬料所得接頭的面掃描結(jié)果Fig.8 Surface scanning results of the joint with Ti foam/AlSiMg composite filler.(a) element distribution of Al;(b)element distribution of Si;(c) element distribution of Ti;(d) element distribution of Mg;(e) element distribution of C

2.2 力學(xué)性能及斷口分析

圖9 為接頭的抗剪強(qiáng)度.填充AlSiMg 釬料和泡沫Ti/AlSiMg 釬料的接頭抗剪強(qiáng)度分別為86 和111 MPa，泡沫Ti 的加入使得接頭抗剪強(qiáng)度提高約29.1%.圖10 為接頭的剪切斷口形貌.填充AlSiMg釬料的接頭在剪切過(guò)程中SiC 陶瓷及釬料全部破碎，從破碎殘片中選擇了一塊尺寸較大的進(jìn)行斷口分析；填充泡沫Ti/AlSiMg 釬料的接頭在剪切過(guò)程中SiC 陶瓷全部破碎，釬料未破碎，對(duì)釬料側(cè)進(jìn)行斷口分析.填充兩種釬料的接頭均斷于SiC 陶瓷與釬料界面處.斷口中區(qū)域4 和5 的成分如表3 所示.填充AlSiMg 釬料所得接頭的斷口整齊，其表面為Si 含量較高的Al 合金，如圖10a 所示.填充泡沫Ti/AlSiMg 釬料所得接頭的斷口中釬料表面殘留部分SiC 陶瓷，如圖10b 所示，成分分析結(jié)果表明，斷裂發(fā)生在Al 合金層（即圖4 中界面層1）與SiC 陶瓷之間.釬焊過(guò)程中少量Ti 溶解于鋁合金液相中，提高了鋁合金界面層與SiC 陶瓷之間的界面結(jié)合力，使得接頭斷裂后仍有部分SiC 陶瓷殘留在釬料表面上.

圖9 接頭的抗剪強(qiáng)度Fig.9 Shearing strength of the joints

圖10 斷口形貌Fig.10 Morphology of the fractures.(a) with AlSiMg filler;(b) with foam Ti/AlSiMg filler

表3 圖10 中不同區(qū)域元素含量(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 3 Element contents in different regions in Fig.10

3 結(jié)論

(1)填充AlSiMg 釬料和泡沫Ti/AlSiMg 釬料分別對(duì)SiC 陶瓷進(jìn)行了釬焊.填充AlSiMg 釬料時(shí)，釬縫主要為Al 合金相；填充泡沫Ti/AlSiMg 釬料時(shí)，接頭組織結(jié)構(gòu)為SiC/Al/Ti(Al,Si)3/Ti(Al,Si)3原位增強(qiáng)Ti 基釬縫/ Ti(Al,Si)3/Al/SiC.

(2)對(duì)填充AlSiMg 和泡沫Ti/AlSiMg 釬料的接頭分別進(jìn)行了剪切試驗(yàn)，其抗剪強(qiáng)度分別為86 和111 MPa，填充泡沫Ti/AlSiMg 的接頭抗剪強(qiáng)度相比填充AlSiMg 釬料時(shí)提高29.1%.