0 前言
碳化硅陶瓷具有优异的高温强度、良好的耐腐蚀抗氧化及耐磨性能，是应用于高温场合的一种重要的材料。与其它陶瓷材料一样, SiC陶瓷也存在延性和冲击韧性低､加工性能差等缺点，将SiC陶瓷和金属连接在一起使用可以获得彼此互补的优势，有利于扩大SiC陶瓷的应用。SiC陶瓷与钛合金可靠连接在航空航天领域具有重要的应用价值，该连接可供选择的主要方法有钎焊和扩散焊[1]
[2] [3]。扩散焊要求焊接面光滑平整，并要求较高的压力，为了能在无压或小压力、较低温度下且能对复杂构件进行连接，选用粉末熔化钎焊方法连接碳化硅和钛合金。选用碳化硅陶瓷为再结晶碳化硅，选用的钛合金为有较好性能常用的TC4钛合金。在各种方法制备的碳化硅陶瓷中，烧结类碳化硅性能较高，研究比较多，再结晶碳化硅研究较少。再结晶碳化硅材料的纯度高，但力学性能低。比较陶瓷与陶瓷之间的连接，金属与陶瓷之间连接，由于热膨胀系数和杨氏模量的差别，在冷却过程中，容易产生较大的热应力，连接更为困难[4]。为降低接头的热应力和强化接头，本文探讨在Ag-Cu-Ti粉末中加入较低热膨胀系数TiC粉，希望通过真空钎焊在Ag-Cu-Ti基体合金中形成TiC晶粒强化的复合接头，并对形成接头的微观组织及反应产物进行研究。
1 实验方法
焊接母材为市售的再结晶SiC陶瓷与TC4钛合金，再结晶SiC的密度为2.60-2.70g/cm3，气孔率为15-16%，纯度大于99%，室温抗弯强度80-90
Mpa。TC4钛合金的组分为Ti-6AI-4V（wt%）。再结晶SiC陶瓷为7mm厚的板材，用金刚石锯片切成30´25´7mm大小的方块，棒状的钛合金用线切割切成小圆柱，尺寸为f15´5mm。SiC陶瓷用酒精清洗干净，钛合金表面用60目砂纸研磨并清洗干净。使用钎料粉末为预合金化的67.6wt%Ag-26.4wt%Cu-6wt%Ti粉或用单质粉末取代一半合金化粉，外加一定量的TiC粉，加入的量根据每种组份的真密度换算成一定的体积百分比加入。将配好的粉末加分散剂、连接剂，混合均匀，将呈膏状的浆料涂在SiC陶瓷与钛合金之间，控制好焊料预置厚度，用一高比重合金压在上面用以固定相对位置，产生的压力为微压，合217Pa。Ag粉粒度—200目、Cu粉—250目、Ti粉—300目，TiC粉—200目，纯度均大于99.9%，Ag-Cu-Ti合金粉末粒度—320目。实验是在真空条件下完成的，真空度高于6´10-3Pa，焊接工艺为920C×30min，升温速率10°C/min，降温速率~3°C/min。用扫描电镜能谱对连接层、反应界面进行了观察分析。将SiC陶瓷层完全除掉，用X-射线衍射对焊缝相结构进行分析。
2 实验结果与讨论
用合金化Ag-Cu-Ti钎料粉末或部分单质粉、部分合金化粉构成的Ag-Cu-Ti粉末真空焊接SiC陶瓷和TC4钛合金，冷却到室温，由于热应力作用，接头从邻近连接层的SiC陶瓷中自行开裂。钎料对陶瓷和钛合金均有很好的润湿性和连接性，特别对于钛合金，钎料沿着表面上升。断裂的形式表明在界面附近存在较大的残余应力。在上述Ag-Cu-Ti钎料粉末中，外加15-30%vol的TiC粉，均能形成连接良好的完整接头，并具有一定的接头强度。实验表明，通过加入TiC粉，明显降低接头热应力。由于连接层中TiC的热膨胀系数大大低于Ag-Cu-Ti金属，降低了连接层与SiC陶瓷的热膨胀系数差，形成了由钛合金到SiC陶瓷热膨胀系数逐渐降低的过渡层，导致界面附近陶瓷中热应力降低，接头强度提高。
图1：合金化Ag-Cu-Ti+30%volTiC连接接头背散射相
Fig 1: Backscattered electron image of a joint brazed with alloying Ag-Cu-Ti +30%vol TiC.
图1为Ag-Cu-Ti合金钎料粉末中加入30vol%TiC粉形成接头的背散射照片，上部分黑色区域是SiC陶瓷，中间为焊缝区域，下面为Ti合金。图2为连接层组织的放大相。根据X-衍射分析，连接层中有Ag相、Cu-Ti相、TiC相，结合能谱分析，图1连接层中白色为Ag相，含少量的Cu，灰色为Cu-Ti化合物相，能谱成分为（at%）：51.74Ti-37.85Cu-10.41Al，黑色能谱分析主要含Ti，判定为TiC。连接层与图中下面的钛合金连接良好，连接层中的Cu和钛合金中的Ti彼此相互扩散，形成不同Ti含量的Cu-Ti化合物扩散带，Ti含量越高颜色越深，根据能谱分析并结合Ag-Cu-Ti三元相图[5]，扩散带中相依次为：钛合金/共晶CuTi2+Ti/薄层CuTi2/CuTi+Ag相（部分连接层）。图2为图1连接层组织的放大相，由
(a) 连接层内
（b）TiC 晶粒
图2：连接层的背散射放大相
Fig 2: Magnification of the interlayer
图2（a）可见，TiC晶粒分布比较均匀，其周围均有一层灰色的Cu-Ti相，能谱成分为（at%）:13.64Al-49.63Ti-36.45Cu-0.28
Ag，该成分与图1连接层中灰色相成分相近，根据相图所示的Cu-Ti相：CuTi2、CuTi 、Cu4Ti3等，推论其组成应为CuTi相。图2（a）（b）中的浅色部分为Ag相，图2（b）中TiC晶粒中黑点，经与其周围基体成分能谱分析比较，没有变化应为孔洞。结合图1、图2，TiC晶粒局部相对集中，呈一块一块的分布在Ag相中，TiC晶粒彼此之间并不接触，而被CuTi相所隔开。包裹TiC晶粒的CuTi相中Ti可能来自于加入TiC晶粒，因为Ti-C化合物的形式可为TiC1-x,
该Ti元素与连接层中的Cu形成Cu-Ti相，该Cu-Ti相与连接层中的Cu-Ti相，经过一段时间的扩散平衡，即形成CuTi化合物相。
为降低成本，我们探讨用的Ag、Cu、Ti单质粉末取代一半Ag-Cu-Ti合金化的粉末真空钎焊SiC陶瓷和钛合金，粉末成分组成、TiC含量及焊接工艺均不变。图3为获得接头连接层背散射照片，比较图3和图2（a），组织形态发生了变化，图中呈黑色TiC主要分布在Cu-Ti相中。图4为该接头连接层及部分连接层与钛合金的界面的X-衍射图谱，可见存在有Ag、TiC、CuTi2、CuTi
、Cu4Ti3相，图3中两种Cu-Ti相，结合能谱分析，其中浅灰色应为Cu4Ti3相，灰色应为CuTi相，连接层与钛合金界面扩散带有CuTi2、CuTi，因此X-衍射还有CuTi2相。TiC颗粒周围的Ti含量仍高于基体Cu4Ti3相，这是由于TiC含中多余Ti向周围基体扩散，形成较周围基体Ti含量高的CuTi相。与使用完全是预合金化粉末的Ag-Cu-Ti钎料相比较，加入部分单质Ag、Cu、Ti粉末后，反应组织变得较不均匀如图3，且有大块CuTi相，这可能由于单质粉末的分布不能完全均匀，因而形成的组织也不完全一致。单质粉末在钎焊时有一个反应合成过程，Cu、Ti通过扩散趋向于与较高含Ti量的TiC聚集在一起，并形成Cu-Ti相，因而TiC主要分布在Cu-Ti相中；而完全是合金化Ag-Cu-Ti焊料，其中各相在钎焊前已经形成，其Cu-Ti化合物相难以通过扩散与TiC聚集在一起。
图3：（50%合金化+50%单质）Ag-Cu-Ti+30%volTiC连接接头连接层的背散射相
Fig 3: Backscattered electron image of joint brazed with（50% alloying +
50%elemental）Ag-Cu-Ti +30%volTiC.
