陶瓷组装及连接技术陶瓷与金属的活性钎焊连接氮化物连接

《陶瓷组装及连接技术陶瓷与金属的活性钎焊连接氮化物连接》由会员分享，可在线阅读，更多相关《陶瓷组装及连接技术陶瓷与金属的活性钎焊连接氮化物连接（85页珍藏版）》请在装配图网上搜索。

1、会计学1陶瓷组装及连接技术陶瓷与金属的活性陶瓷组装及连接技术陶瓷与金属的活性钎焊连接氮化物连接钎焊连接氮化物连接3.1 陶瓷与金属连接的基础问题陶瓷与金属连接的基础问题cossgsllg固-液-气三相平衡方程式，也称Young氏方程：式中：cos为“润湿系数”，为润湿角第2页/共85页3.1 陶瓷与金属连接的基础问题陶瓷与金属连接的基础问题钎料钎料成分（质量分数，成分（质量分数，%）熔点或钎焊温度熔点或钎焊温度/Ag-CuAg72Cu28Ag50Cu50779850Au-CuAu80Cu20889Au-Ag-CuAu63Ag27In10850Ag-Cu-InAg68.4Cu26.6Ti5710

2、Ag-Cu-PdAg58Cu32Pd10850Ag-Cu-TiAg68.4Cu26.6Ti5850880Ag-TiAg85Ti151000Ag-ZrAg85Zr151050Cu-TiCu75Ti259001000Cu-Ti -NiCu69Ti21Ni1010001100Ti-NiTi71.5Ni28.59801000Ti-Ni-CuTi60Ni30Cu10900980Ti-Cu-BeTi49Cu49Be210001100Ti-Cr-VTi54Cr25V2115501650Ti-Zr-Ni-CuTi45Zr34Ni13Cu8840900Zr-Nb-BeZr75Nb19Be61050Zr-Ti-B

3、eZr48Ti48Be41050Zr-V-TiZr49V28Ti61250常用活性钎料的成分及熔点高温结构件：高温结构件： 需要钎料的高温性能好；密封结构件：密封结构件：钎料中不宜大量含有Zn、Mg、Li及Bi等高蒸气压元素，以免引起构件泄露。第3页/共85页3.1 陶瓷与金属连接的基础问题陶瓷与金属连接的基础问题活性金属中间层：活性金属中间层：粘附性金属中间层：粘附性金属中间层：Fe、Ni、Co和Fe-Ni等，与某些陶瓷不起反应，但可与陶瓷组元相互扩散形成扩散层V、Ti、Nb、Zr、Hf、Ni-Cr及Cu-Ti等，能与陶瓷相互作用，形成反应产物，并通过生成的反应产物使陶瓷与被连接金属牢固连接

4、在一起中间层的选择主要注意以下几点：中间层的选择主要注意以下几点：(1)容易塑性变形，熔点比母材低；(2)物理化学性能与母材差异比被连接材料之间的差异小；(3)不与母材产生不良的冶金反应，如不产生脆性相或不希望出现的共晶相；(4)不引起接头的电化学腐蚀。(5)可选用单一的金属中间层、多层金属中间层和梯度金属中间层中间层的添加方法主要有：(1)填加薄金属箔片，对难以制成箔片的脆性材料可加工成非晶态箔片；(2)填加粉末中间层，可采用粘结剂混合成膏状，也可低温压成片状；(3)表面镀膜，如蒸镀、PVD、电镀、离子镀、化学镀、喷镀、离子注入等。第4页/共85页3.1 陶瓷与金属连接的基础问题陶瓷与金属连

5、接的基础问题钎焊：钎焊：表面要求不高，有时还需要在一定程度上增加陶瓷表面粗糙度扩散焊：扩散焊：待焊表面必须光滑平整，金属母材表面可加工到Ra 0.631.2m。第5页/共85页3.1 陶瓷与金属连接的基础问题陶瓷与金属连接的基础问题 SiO2f/SiO2表面生长碳纳米管对AgCuTi钎料润湿的影响(a) CNTs生长前 (b) CNTs生长后AgCuTi钎料在SiO2f/SiO2复合材料表面润湿角轮廓随时间的变化(1123K)(a) SiO2f/SiO2表面未生长石墨烯 (b) SiO2f/SiO2表面生长石墨烯保温时间及表面状态对润湿角的影响(1123K)第6页/共85页3.1 陶瓷与金属连

6、接的基础问题陶瓷与金属连接的基础问题Ti元素的影响元素的影响 初始状态65 s100 s500 s520 s1000 s1500 s700 s接触角和铺展直径随保温时间的变化曲线(1153K)液滴在陶瓷表面铺展过程中的典型液滴截面(1153K)第7页/共85页3.1 陶瓷与金属连接的基础问题陶瓷与金属连接的基础问题Zn元素的影响元素的影响 AgCuZn钎料在TiC-Ni金属陶瓷表面的动态润湿角和动态铺展直径AgCuZn钎料在TiC-Ni金属陶瓷表面不同铺展阶段的典型形貌第8页/共85页3.1 陶瓷与金属连接的基础问题陶瓷与金属连接的基础问题 在陶瓷与金属的界面反应中主要取决于陶瓷与金属（包括中

7、间层）的种类。陶瓷与金属扩散连接过程中，各相之间的化学反应在自由能为负值时能够进行，可以用吉布斯-泽尔曼方程式进行计算第9页/共85页3.1 陶瓷与金属连接的基础问题陶瓷与金属连接的基础问题 各种材料弹性模量和热膨胀系数的关系第10页/共85页3.1 陶瓷与金属连接的基础问题陶瓷与金属连接的基础问题 1）材料因素材料因素 材料因素主要包括热膨胀系数、弹性模量、泊松比、界面特性、被连接材料的孔隙率、材料的屈服强度以及加工硬化系数等。其中，异种材料间热形变差（1T1- 2T2）、弹性模量比（E1/E2）、泊松比的比值（ 1/2）是影响热应力的主要因素。2）温度分布的影响温度分布的影响 不同的加热方

8、式，加热温度，加热速度及冷却速度等工艺参数，都会影响热应力的分布。3）接头形状因素接头形状因素 接头形状因素主要包括板厚、板宽、长度、连接材料的层数、层排列顺序、接合面形状和接合面的粗糙度。其中，两种材料的厚度比、接头的长度与厚度之比是影响热应力的主要因素之一。第11页/共85页3.1 陶瓷与金属连接的基础问题陶瓷与金属连接的基础问题 异种材料接头热应力控制方法第12页/共85页v氮化物的性质v氮化硅（Si3N4）陶瓷v氮化硼（BN）陶瓷第13页/共85页HfN (3310)， TiN (2950)，TaN (3100)，VN (2030)，BN、Si3N4、AlN等不存在熔点，而在高温直接升

9、华，不利于真空条件下使用。a) 熔点较高b) 高硬度TiN 21.6GPa，ZrN 19.9GPa，Si3N4 18GPa，H-BN的硬度很低（莫氏硬度为2），c-BN硬度很高，仅次于金刚石。 c) 抗氧化能力到一定温度后，在空气中氮化物就发生氧化，某些氮化物由于氧化时在表面形成保护层，从而阻碍了进一步的氧化。d) 导电性能变化很大导电性: TiN、ZrN、NbN等。绝缘性：BN, AlN, Si3N4 第14页/共85页Si3N4的晶体结构a a-Si3N4:长柱状或针状长柱状或针状b b-Si3N4: 等轴状等轴状由SiN4四面体共用顶角构成三维网络vb-Si3N4:几乎完全对称的六个Si

10、N4组成的六方环层在C轴方向重叠而成va-Si3N4:两层不同且有变形的非六方环重叠而成，结构对称性低，内部应力大。第15页/共85页ABAB层叠CD 层与AB层沿C轴旋转180不可逆的相变不可逆的相变第16页/共85页第17页/共85页反应结合反应结合Si3N4(Reation-Bonding Silicon Nitride, RBSN) 热压烧结热压烧结Si3N4 （Hot-Pressed Silicon Nitride, HPSN）无压烧结无压烧结Si3N4 （Sintered Silicon Nitride, SSN）气氛加压烧结气氛加压烧结Si3N4 (GPSN) 热等静压烧结氮化硅

11、热等静压烧结氮化硅(Hot-Isostaticlly Pressed Silicon Nitride, HIPSN) Si3N4的烧结的烧结第18页/共85页氮化硅陶瓷的性能氮化硅陶瓷的性能氮化硅陶瓷是无机非金属强共价键化合物，具有优异的氮化硅陶瓷是无机非金属强共价键化合物，具有优异的耐高温和耐高温和高强度、高硬度高强度、高硬度性能，硬度可达性能，硬度可达HRA91-93；热硬性好，能承受；热硬性好，能承受1300-1400的高温；的高温；与碳和金属元素化学反应较弱，摩擦系数也较低；本身具有润滑与碳和金属元素化学反应较弱，摩擦系数也较低；本身具有润滑性，并且耐磨损；性，并且耐磨损；除氢氟酸外，

12、它不与其它无机酸反应，抗腐蚀能力强；除氢氟酸外，它不与其它无机酸反应，抗腐蚀能力强；高温时抗氧化；它还能抵抗冷热冲击，在空中加热到高温时抗氧化；它还能抵抗冷热冲击，在空中加热到1000以上，以上，急剧冷却再急剧加热，也不会碎裂；急剧冷却再急剧加热，也不会碎裂；Si3N4陶瓷在很高的温度下，蠕变也很小，就是说在高温和固定陶瓷在很高的温度下，蠕变也很小，就是说在高温和固定负载的作用下，所产生的缓慢塑性形变很小，这也是它比金属优负载的作用下，所产生的缓慢塑性形变很小，这也是它比金属优越的可贵性能，氮化硅陶瓷具有高比强、高比模、耐高温、抗氧越的可贵性能，氮化硅陶瓷具有高比强、高比模、耐高温、抗氧化和耐

13、磨损以及高抗热震性等优点，所以在高温、高速、强腐蚀化和耐磨损以及高抗热震性等优点，所以在高温、高速、强腐蚀介质的工作环境中具有特殊的使用价值。介质的工作环境中具有特殊的使用价值。第19页/共85页3.2 氮化物陶瓷及其与金属的连接第20页/共85页3.2 氮化物陶瓷及其与金属的连接第21页/共85页HARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGYHARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGY3.2 氮化物陶瓷及其与金属的连接第22页/共85页HARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGYHARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGY3.2

14、氮化物陶瓷及其与金属的连接第23页/共85页汽轮机转子叶片气阀等零件HARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGYHARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGY3.2 氮化物陶瓷及其与金属的连接第24页/共85页氮化硼的结构氮化硼的结构l 六方氮化硼(h-BN)l 立方氮化硼(c-BN)c-BNh-BN高温高压高温高压80-90GPa,15002000oC,碱金属或碱土金属触媒h-BN c-BN第25页/共85页六方氮化硼的性六方氮化硼的性质质高熔点高熔点低密度低密度高导热系数、低热膨胀系数高导热系数、低热膨胀系数抗热震，耐烧蚀抗热震，耐烧蚀良好的电绝缘性良好的电绝

15、缘性良好的化学稳定性良好的化学稳定性良好的介电性能良好的介电性能中子吸收能力中子吸收能力发光性发光性层状结构，良好的固体润滑性和良层状结构，良好的固体润滑性和良好的加工性好的加工性n容易氧化容易氧化n力学性能差力学性能差第26页/共85页BN陶瓷存在的主要问题与解决方案陶瓷存在的主要问题与解决方案难以烧结致密难以烧结致密 a) BN为共价化合物，扩散系数小，不易烧结. b) h-BN的层片状结构,烧结时沿板面生长,BN片相互搭接,形成卡片房结构,难以致密. 压力烧结烧结助剂；弹性模量低，强度低弹性模量低，强度低 引入第二相高弹性模量的物质与之复合，以提高强度，并保证其优良的热震稳定性抗氧化性差

16、抗氧化性差 BN在高温时易氧化为B2O3，B2O3熔点低，降低BN复合材料性能。为提高其抗氧化性，在BN复合材料中，引人抗氧化性强的第二相物质或通过一定的热处理，使材料表面形成一层抗氧化膜，阻止材料进一步氧化第27页/共85页HARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGYHARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGY3.2 氮化物陶瓷及其与金属的连接第28页/共85页点热源各向同性材料 具有织构结构的各向异性材料高热导率方向低热导率方向020406080BNM30HP20BNM20HP20 Coefficient of Thermal Diffusion(mm2s-

17、1) Top surface Side surface热导率片晶/片晶/片晶片晶片晶 片晶第29页/共85页HARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGYHARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGY3.2 氮化物陶瓷及其与金属的连接第30页/共85页HARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGYHARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGY3.2 氮化物陶瓷及其与金属的连接第31页/共85页透波盖板透波盖板HARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGYHARBIN INSTITUTE OF TECHNOLOGY第32页/共

18、85页Ag-Cu-TiSiCMoTiNWCSi3N4第33页/共85页利用Ag-Cu-Ti 钎料在900钎焊10min 接头的SEM 照片和元素线扫描Ag-Cu-Ti+SiCp第34页/共85页利用Ag-Cu-Ti+5vol.%SiCp 复合钎料得到接头的SEM 照片和元素面分布图不同位置的成分分析结果Ag-Cu-Ti+SiCp第35页/共85页利用含Ti 的复合钎料连接Si3N4 陶瓷的界面反应层形成示意图Ag-Cu-Ti+SiCp第36页/共85页Ag-Cu-Ti+SiCp 复合钎料接头内SEM 照片和元素面分布图Ag-Cu-Ti+SiCp第37页/共85页SiCp/钎料界面处的形貌及成分

19、分析结果Ag-Cu-Ti+SiCp第38页/共85页不同SiC颗粒含量复合钎料在900钎焊10min 接头的背散射电子像Ag-Cu-Ti+SiCp第39页/共85页SiCp 含量对接头弯曲强度的影响Ag-Cu-Ti+SiCp第40页/共85页不同Ti含量复合钎料头背散射电子元素面分布图a), e) 4wt.%; b), f) 6wt.%; c), g) 8wt.%; d), h) 10wt.%Ag-Cu-Ti+SiCp第41页/共85页钎料内Ti 含量对接头弯曲强度的影响Ag-Cu-Ti+SiCp第42页/共85页Ag-Cu-Ti+Mo利用含5vol.%Mo 复合钎料得到接头的SEM 照片和元

20、素面分布图第43页/共85页Ag-Cu-Ti+Mo接头内背散射电子像和部分元素浓度变化曲线第44页/共85页Ag-Cu-Ti+Mo采用Ag-Cu-Ti+Mo 复合钎料钎焊接头内X 射线结果第45页/共85页Ag-Cu-Ti+Mo不同Mo 含量复合钎料在900钎焊10min 下接头的背散射电子像第46页/共85页Ag-Cu-Ti+Mo钎料内Mo 含量对接头弯曲强度的影响第47页/共85页Au-Ni-VAu-Ni 合金无限互溶，当合金中Ni 成分的含量为3045at.%，合金在较低温度(1228K)即可转变为液相。而且，Au-Ni 合金存在很宽的成分范围内存在一个不对称的混溶间隙，其临界温度和临界

21、成分分别为1083K 和70.6at.%Ni。根据相图分析，确定钎料中Au-Ni 的成分配比为Au-40Ni。第48页/共85页Au-Ni-V第49页/共85页Au-Ni-V利用V5 钎料在1423K 保温60min 得到接头的SEM 照片和元素面分布图第50页/共85页Au-Ni-V利用不同V 含量的钎料在1373K 钎焊30min 接头的显微组织(a) V5 (b) V10 (c) V15 (d) V20 (e) V25 (f) V25第51页/共85页Au-Ni-V利用不同V 含量的钎料在1373K 和1423K 保温30min 得到接头的三点弯曲强度第52页/共85页Au-Ni-V第5

22、3页/共85页Au-Ni-V第I 类断裂，断裂发生在接头的焊缝内，这类断裂大都产生于连接界面的薄弱处，或部分发生在界面上，它表明钎料/陶瓷界面的连接强度不足。一般情况下，这类接头的界面反应层较薄，或者界面结合不好，所以界面反应层是陶瓷接头中最脆弱的位置。在外加载荷作用下，裂纹将在最薄弱处起裂并且扩展，最终形成I 类断裂模式，这类接头的强度一般较低。第54页/共85页Au-Ni-V第II 类断裂，断裂发生在陶瓷母材的近缝区，断口处全部是陶瓷母材，但断裂强度远低于陶瓷本身的强度。这类断裂模式说明陶瓷/钎料界面结合较好，但由于陶瓷母材与金属钎料之间热膨胀系数差异较大，降温过程中陶瓷与钎料合金之间变形

23、不协调，导致在靠近接头的界面区域陶瓷母材受轴向拉应力，且该轴向拉应力的最大值出现在陶瓷近缝区的棱角处。虽然焊缝合金区能够通过塑性变形释放一部分残余应力，但陶瓷的塑性差，应力无法完全释放，所以接头在受到外力作用时，容易在应力集中的陶瓷一侧棱角处产生裂纹，并快速沿着残余应力分布的区域扩展，即陶瓷近缝处，因而断口形貌为圆拱形平滑的陶瓷母材。第55页/共85页Au-Ni-V第III 类断裂，断裂也是发生在陶瓷材料的近缝区，但是裂纹穿越了焊缝，所以在断口处除了有陶瓷母材，还可见撕裂的钎料金属，断裂路径如图所示。这类断裂也是由残余应力引起的，但残余应力值相对较低。在载荷的作用下，裂纹在残余应力与外加载荷之

24、和最大处起裂，裂纹扩展至焊缝处，穿过焊缝，最终断裂。按这类模式断裂的接头强度比第II 类接头的强度高。第56页/共85页Au-Ni-V第IV 类断裂，断裂发生在陶瓷的随机位置，既不在界面处，也不在最大残余拉应力集中分布的区域，性能较高的接头一般断裂在远离焊缝区的陶瓷内部，按照此类断裂模式断裂的接头不仅具有可靠的界面连接，而且接头中没有残余应力或残余应力较小，接头的力学性能往往与陶瓷母材接近。这是一种理想的断裂模式，在钎焊连接中几乎没有获得过这样的接头。第57页/共85页Au-Ni-V-Pd两种不同体系钎料在不同连接温度钎焊60min 接头弯曲强度第58页/共85页Au-Ni-V-Pd接头弯曲强

25、度随试验温度的变化第59页/共85页Si3N4陶瓷与42CrMo钢连接接头应力第60页/共85页数值模拟所采用的材料性能参数第61页/共85页Si3N4 陶瓷/42CrMo 钢钎焊试样的有限元模型a) 模型整体结构；b) 钎缝附近区域放大Si3N4 陶瓷/42CrMo 钢钎焊接头冷却过程中温度-时间的关系曲线第62页/共85页5vol.% TiNp 的复合钎料钎焊Si3N4 陶瓷/42CrMo 钢接头轴向应力分布示意图(a) 轴向应力分布云图；(b) 棱边轴向应力随距离的变化曲线第63页/共85页Si3N4 陶瓷/42CrMo 钢接头不同区域截面轴向应力分布示意图(a) Si3N4陶瓷一侧；(

26、b) Si3N4陶瓷/钎料界面；(c) 钎缝中；(d)42CrMo 钢侧应力分布图第64页/共85页Si3N4 陶瓷/42CrMo 钢接头等效塑性应变分布示意图(a)接头整体等效塑性应变分布云图；(b) 钎缝附近区域等效塑性应变分布云图；(c) 接头棱边处等效塑性应变随距离的变化曲线第65页/共85页不同体积分数TiNp 含量钎料钎焊接头轴向应力分布图(a) 0 vol.%，(b) 5 vol.%，(c) 10 vol.%， (d) 15 vol.%第66页/共85页不同TiNp 含量钎焊接头Si3N4 陶瓷一侧的最大轴向应力变化曲线第67页/共85页第68页/共85页钎焊温度对Si3N4/A

27、gCu/TiAl接头界面组织的影响(t=10min) (a) T=840C (b) T=860C (c) T=880C (d) T=900C (e) T=920C第69页/共85页保温时间对Si3N4/AgCu/TiAl接头界面组织的影响(T=860C)(a) t=0min (b) t=5min (c) t=10min (d) t=20min (e) t=30min第70页/共85页AgCuTi钎料及AgCuTic复合钎料形貌照片(a) AgCuTi钎料 (b) AgCuTic复合钎料(5wt%nano Si3N4)第71页/共85页TiAl/AgCuTic/Si3N4钎焊接头典型界面组织(8

28、80C/5min)TiAl/AgCuTic/Si3N4接头界面高倍背散射电子照(880C/5min)(a) TiAl母材侧 (b) 钎缝中部区域 (c) Si3N4陶瓷侧第72页/共85页纳米Si3N4含量（质量分数）对TiAl/AgCuTic/Si3N4接头界面组织的影响(880C/5min)(a) 0 % (b) 1.5 % (c) 3 % (d) 4.5 % (e) 6 %第73页/共85页(1) 当钎焊温度加热至钎料熔化温度时，AgCu钎料熔化成液态，熔融的钎料在TiAl合金表面润湿并铺展，TiAl母材向钎料中发生溶解，同时钎料中的Ti原子向Si3N4陶瓷侧扩散，如图所示。第74页/共

29、85页(2) 当钎料中溶解的Ti、Al元素浓度达到一定值后，在TiAl母材表面形成了AlCu2Ti化合物层，同时，溶解在液相钎料中的Ti原子在向Si3N4陶瓷侧扩散的过程中与纳米Si3N4颗粒相遇并反应形成TiN及Ti5Si3化合物，且形成的TiN及Ti5Si3颗粒在钎料中弥散分布；陶瓷侧由于Ti元素与Si3N4母材反应形成了连续的TiN化合物层，如图所示。第75页/共85页(3) 进入液相钎料中的Al元素与Cu反应形成Al4Cu9化合物，且该化合物以弥散分布的纳米TiN和Ti5Si3颗粒为形核质点析出，使得Al4Cu9化合物成颗粒状弥散分布于钎料中，如图所示。第76页/共85页(4) 随保温

30、时间的延长，溶入钎料中的Ti元素不断增加，使得钎料中纳米Si3N4颗粒不断消耗，当钎焊冷却时，钎料凝固，在钎缝中形成了微纳米化合物颗粒弥散分布于Ag基固溶体的接头组织，如图所示。第77页/共85页复合钎料中Si3N4含量对钎焊接头抗剪强度的影响(880C/5min)复合钎料中Si3N4含量对钎焊接头高温（400oC）抗剪强度的影响第78页/共85页Si3N4/TiAl钎焊接头装配图及有限元网格划分示意图(a) 连接件示意图 (b) 有限元模型网格 (c) 接头区域网格高倍照片第79页/共85页第80页/共85页 TiAl/Si3N4钎焊接头Z方向应力分布图(a) AgCuTi钎料 (b) (a)图中接头区域 (c) AgCuTic复合钎料 (d) (c)图中接头区域第81页/共85页Z向应力沿Z轴的变化第82页/共85页Si3N4陶瓷表面Y向应力分布(a) AgCuTi钎料 (b) AgCuTic复合钎料第83页/共85页增强相含量对钎焊接头等效残余应力峰值的影响第84页/共85页感谢您的观看！感谢您的观看！第85页/共85页