摘 要: 为实现 Al2 O3 陶瓷与 5005 铝合金的低温连接，采用 Ag-Cu-Ti 粉末对 Al2 O3 陶瓷表明上进行活性金属化处 理． 根据结果得出，当活性金属化温度为 880 ～ 900 ℃ ，保温时间 10 min 时，在 Al2 O3 陶瓷界面形成连续致密无缺陷的 Ti3 Cu3 O 反应层． 采用 Al-Si 钎料对活性金属化 Al2 O3 陶瓷与 5005 铝合金进行高频感应钎焊，研究了接头的典型界 面组织及其形成过程． 根据结果得出，当温度为 600 ℃ ，保温时间为 1 min 时，铝合金侧由团状 α-Al 和晶间渗入的 AlAg-Cu 共晶组织构成，团状 α-Al 上有板条状初晶硅出现，Al2 O3 陶瓷侧有弥散分布的过共晶 Al-Si 组织，Ti3 Cu3 O 反 应层的形成是实现 Al2 O3 陶瓷与 5005 铝合金可靠连接的关键，接头的最大抗剪强度达到 52 MPa． 关键词: 活性金属化; 间接钎焊; Al2 O3 陶瓷; 铝合金 中图分类号: TG 454 文献标识码: A 文章编号: 0253 － 360X( 2015) 06 － 0035 － 04

　　随着钎焊温度的升高钎缝中al形核长大使钎缝组织塑性增加有利于缓解接头的残余应力接头的室温抗剪强度在620时可达52mpa3结论1采用agcuti粉末活性金属化al2o3陶瓷界面组织受温度和保温时间的影响均较大温度过高或保温时间过长均会导致陶瓷侧反应层碎裂温度在880900之间保温时间不超过10min能够获得厚度适当连续致密无缺陷的陶瓷侧反应层

　　5005 铝合金试样由水砂纸逐级打磨到 800 号， 钎焊前将待焊试样放在丙酮中超声清洗． Al2 O3 陶 瓷活性金属化温度范围是 860 ～ 950 ℃ ，保温时间是 5 ～ 30 min，加热速率为 15 ℃ / min，降温速率为 10 ℃ / min． 高 频 感 应 钎 焊 温 度 为 600 ℃ ，保 温 时 间 1 min，加热速率为 15 ℃ / min． 采用电子扫描显微镜 ( SEM，S-3400) 对金属化界面和钎焊接头界面形貌 进行观察，并对局部区域进行能谱分析，从而确定接 头的界面组织 和 结 构． 利 用 电 子 万 能 试 验 机 ( IN-

　　由于铝合金的熔点低，限制了 Al2 O3 陶瓷与铝 合金的连接温度，导致在直接钎焊的情况下陶瓷侧 润湿性差难以形成可靠的反应层，没办法得到完整的 接头，目前无直接钎焊的文献报道． 因此就需要焊前 对 Al2 O3 陶瓷表明上进行金属化． 目前 Al2 O3 陶瓷表 面金属 化 的 常 用 方 法 有 金 属 粉 末 烧 结 法［4］、化 学 镀［5］、化学气相沉积［6］、热浸镀［7］，但是以上方法在 陶瓷侧无反应层或反应层薄弱，限制了接头的强度， 而活性金属元素可以在高温下与陶瓷反应生成致密 的反应层． 已有文献所研究的真空钎焊和扩散焊方 法，在铝合金母材上存在溶蚀现象，对接头的性能影 响很大． 而采用高频感应钎焊可以轻松又有效的控制铝合 金的溶蚀． 因此试验首先采用含活性元素 Ti 的 AgCu-Ti 粉末对 Al2 O3 陶瓷进行活性金属化，然后采用 Al-Si 钎料对活性金属化 Al2 O3 陶瓷与 5005 铝合金进 行高频感应钎焊，研究了界面组织形成及演化过程．

　　试验使用的 Al2 O3 陶瓷为多晶 95 瓷，以 Al2 O3 为主晶相，包含少量玻璃相． 铝合金牌号为 5005，主 要合金元素是 Mg． 试验中所选用的钎料为 Al-Si 丝 状钎料及 Ag-Cu-Ti 粉末，其化学成分、熔化温度及 厚度或粒度列于表 1． 钎剂牌号为 1291X，熔化温度 约为 570 ℃ ，适用于铝基钎料的钎焊．

　　间 1 min 下未完全反应界面组织的背散射电子像，结 合 Al-Cu-Ag 三元相图来解释反应产物的生成过程．

　　钎焊温度为 600 ℃ ，保温时间 1 min 时的背散射电 子像，可以观察到铝合金侧由连续白灰相间相( 图 6 中 D 区) 、零散分布的黑色条块状相( 图 6 中 E 区) 和团状灰色相( 图 6 中 F 区) 组成． 表 3 给出了图 6 中各反应产物的能谱分析结果，根据结果得出，白灰相间 相为 Al-Ag-Cu 共晶体，灰色相为 α-Al，黑色条块为 硅． 在陶瓷界面上有连续 Ti3 Cu3 O 反应层( 图 6 中 A 层) ，紧邻其有密集分布黑色相( 图 6 中 B 区) ，灰 色相及白色相( 图 6 中 C 区) ，由能谱可知灰色相为 α-Al，白色相为 ξ-Ag2 Al，黑色相为 AlSi 合金． 2． 3 高频感应钎焊接头界面组织的反应过程

　　图 5 所示为金属化温度为 880 ℃ ，保温时间对 Al2 O3 陶瓷侧界面组织的影响． 随着活性金属化时 间的增加，陶瓷侧反应层厚度基本不变，当保温时间 达到 30 min 时，陶瓷界面反应层及陶瓷基体碎裂．

　　综上所述，当金属化温度过高时，陶瓷侧的反应 层过厚，导致微裂纹的产生; 而随着保温时间的延 长，陶瓷及其反应层有碎裂． 由于反应层不连续或 厚度太小，不足以保证连续致密，厚度太大则反应层 自身会产生裂纹，造成性能直线下降． 因此保温时间不 应超过 10 min，活性金属化温度应为 880 ～ 900 ℃ ， 可得致密无缺陷的陶瓷侧反应层． 2． 2 高频感应钎焊接头的界面组织

　　( 哈尔滨工业大学 先进焊接与连接国家重点实验室，哈尔滨 150001)

　　通过如上界面组织分析可知反应产物较为复 杂，因此下面利用图 7 所示钎焊温度 580 ℃ ，保温时

　　2． 1 Al2 O3 陶瓷的活性金属化层的形成和演化 活性金属化后陶瓷侧界面反应层的厚度直接影

　　响 Al2 O3 陶瓷与 5005 铝合金接头的性能，因此必须 确定活性金属化的工艺参数． 图 1 所示为金属化后 Al2 O3 陶瓷在 880 ℃ 保温时间 10 min 时的典型界面 背散射电子像． 由图 1 可见，金属化过程中，Ag-CuTi 钎料在陶瓷侧形成了连续的界面反应层( 图 1 中 A 层) ，反应层厚度约为 3 μm，致密无缺陷． 由表 2 所示能谱分析结果结合图 2 所示元素线扫描结果分 析可知，该反应层主要含有 Ti，Cu，O 三种元素，且 Ti，Cu，O 的原子比接近 3 ∶ 3 ∶ 1． 采用逐层剥离的方 式，并用 50% 硝酸溶液腐蚀去除残留的银和铜 ，对 界面反应层进行 XＲD 分析，结果如图 3 所示，确定 该层为 Ti3 Cu3 O． 金属化层主要由大片连续白色相 及分布在其上的灰黑色相组成． 能谱分析结果为 分别为银 基 固 溶 体 ( 图 1 中 B 区) 和 铜 基 固 溶 体 ( 图 1 中 C 区) ． 金属化层上还弥散分布有黑色颗 粒，能谱分析结果为为 Ti-Cu 金属间化合物( 图 1 中 D 区) ． 图 4 所示为保温时间为 10 min 时，金属化 温度对 Al2 O3 陶瓷侧界面反应层组织的影响． 从图 4 中可见，随着活性金属化温度的升高，Al2 O3 陶瓷侧 界面反应层逐渐变厚，当金属化温度为 950 ℃ 时，陶 瓷侧反应层的厚度达到 5 μm． 由于 Ti3 Cu3 O 反应层 的热膨胀系数与 Al2 O3 陶瓷的热膨胀系数不同，过 厚的反应层必将产生大的残余应力，进而导致反应 层出现裂纹，如图 4c 所示． 与此同时，固溶体上弥 散分布的 Ti-Cu 化合物量慢慢地减少，当活性金属化 温度高于 900 ℃ 时，Ti-Cu 金属间化合物基本消失， 这是由于 Ti3 Cu3 O 化合物层的增厚消耗了钎料中部 分的 Cu 元素．

　　Al2 O3 陶瓷具有介电常数低、比体积电阻大、介 质消耗小和耐热冲击强度高等优点，是一种极为重 要的 结 构 陶 瓷，广 泛 应 用 于 陶 瓷 与 金 属 封 接 构 件［1，2］． 铝合金的密度小、热导率和电导率高，是核 工业应用中首选的金属材料． 实现 Al2 O3 陶瓷与铝 合金的高致密封接，可以充分的发挥它们各自的优点， 扩大 Al2 O3 陶瓷和铝合金的应用场景范围［3］．