焊接冶金学--材料焊接性李亚江第7章课件教学优质PPT.ppt

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先进陶瓷材料、金属间化合物和复合材料等。

（1）先进陶瓷材料陶瓷是指以各种金属的氧化物、氮化物、碳化物、硅化物为原料，经适当配料、成形和高温烧结等人工合成的无机非金属材料。

先进陶瓷在组成、性能、制造工艺等方面都与传统的陶瓷截然不同，组成已由原来的SiO2、Al2O3、MgO等发展到了Si3N4、SiC和ZrO2等；

采用先进的物理、化学方法能够制备出超细粉末。

烧结方法也已由普通的大气烧结发展到在控制气氛中的热压烧结和微波烧结等先进的烧结方法。

（2）金属间化合物属于金属键结合，具有长程有序的超点阵结构。

它不遵循传统的化合价规律，具有金属的特性，晶体结构与组成它的两个金属组元的结构不同，两个组元的原子各占据一定的点阵位置，呈有序排列。

典型的长程有序结构主要形成于金属的面心立方、体心立方和密排六方三种主要晶体结构。

例如Ni3Al为面心立方有序超点阵结构，Ti3Al为密排六方有序超点阵结构，Fe3Al为体心立方有序超点阵结构。

（3）复合材料是指由两种或两种以上的物理和化学性质不同的物质，按一定方式、比例及分布方式组合而成的一种多相固体材料。

复合材料一般有两个基本相：

连续相（基体）；

分散相（增强相）。

增强相包括颗粒增强、晶须增强及纤维增强，分别以下标p、w、f表示。

例如，碳化硅粒子增强铝基复合材料表示为SiCP/Al。

按照基体材料的不同，有树脂基复合材料、金属基复合材料、陶瓷基复合材料和碳-碳复合材料等，与焊接密切相关的是金属基复合材料。

7.1.2先进材料的性能特点先进材料的性能特点材料的性能特点：

高强度、耐高温、耐腐蚀、抗氧化等。

陶瓷材料与金属材料相比，热膨胀系数比较低，熔点（或升华、分解温度）高很多。

因此，陶瓷作为高温结构材料用于航空发动机、切削刀具和耐高温部件等，具有广阔的应用前景。

金属间化合物与无序合金相比，长程有序超点阵结构保持很强的金属键结合，具有许多特殊的物理、化学性能，如电学性能、磁学性能和高温力学性能等。

有些超点阵结构的金属间化合物具有反常的强度和温度关系，屈服强度随温度的升高而增加，达到一定峰值后开始随温度的升高而下降（见图7-1）。

含Al、Si的金属间化合物还具有很高的抗氧化和抗腐蚀的能力。

由轻金属组成的金属间化合物密度小，比强度高，特别适合于航空航天工业的应用要求。

图7-1金属间化合物屈服强度和温度的关系复合材料与单一材料相比，最大特点是具有优异的综合性能和可设计性。

它是根据预期的性能指标将不同材料通过复合工艺按一定的设计要求复合在一起，充分发挥其优点，如比强度和比模量高，耐高温、耐低温、耐热冲击，线膨胀系数小、尺寸稳定性好、耐磨等，见图7-2。

复合材料在航空、航天等高新技术中发挥了重要的作用，并在能源、交通运输、化工和机械等领域得到了广泛的应用。

图7-2复合材料比强度和比模量与温度的关系a）比强度b）比模量7.27.2陶瓷材料与金属的陶瓷材料与金属的焊接焊接7.2.17.2.1陶瓷的陶瓷的分类及性能分类及性能分类分类：

结构陶瓷和功能陶瓷结构陶瓷强调材料的力学性能等，在工程领域得到广泛应用，常用的结构陶瓷主要有氧化铝、氮化硅、碳化硅以及部分稳定氧化锆陶瓷。

结构陶瓷按其化学组成分为氧化物陶瓷和非氧化物陶瓷两大类，见表7.1。

功能陶瓷包括电子陶瓷、高温陶瓷、光学陶瓷、高硬度陶瓷等。

表7.1常见结构陶瓷的分类陶瓷的化学和组织结构十分稳定。

在它的离子晶体中，金属原子被非金属原子所包围，受到非金属原子的屏蔽，因而形成极为稳定的化学结构。

由于化学结构稳定，大多数陶瓷具有较强的抵抗酸、碱、盐类的腐蚀，以及抵抗熔融金属腐蚀的能力。

表7.2列出常用结构陶瓷的物理性能和力学性能。

陶瓷材料多为离子键构成的晶体（如Al2O3）或共价键组成的共价晶体（如Si3N4、SiC），这类晶体结构具有明显的方向性。

多晶体陶瓷的滑移系很少，受外力作用时几乎不能产生塑性变形，常常发生脆性断裂，抗冲击能力较差。

由于离子晶体结构的关系，陶瓷的硬度和室温弹性模量较高。

陶瓷内部存在大量的气孔，致密程度比金属差很多，所以抗拉强度很低。

表7.2常用结构陶瓷的物理性能和力学性能7.1.27.1.2陶瓷与金属的陶瓷与金属的焊接性分析焊接性分析陶瓷与金属焊接时，由于陶瓷材料与金属原子结构之间存在本质上的差别，加上陶瓷本身特殊的物理化学性能，因此，陶瓷与金属的焊接存在不少问题。

陶瓷的线膨胀系数比较小，与金属的线膨胀系数相差较大，陶瓷与金属焊接时，接头区域会产生残余应力，残余应力较大时还会导致接头处产生裂纹，甚至引起裂破坏。

陶瓷与金属焊接中的主要问题包括裂纹、界面润湿性差等。

（1）

（1）焊接裂纹焊接裂纹陶瓷与金属的化学成分和物理性能有很大差别，特别是线膨胀系数差异很大，如SiC和Si3N4的线膨胀系数分别只有410-6/K和310-6/K，而Al和Fe的线膨胀系数则分别高达23.610-6/K和11.710-6/K。

陶瓷的弹性模量也很高。

在焊接加热和冷却过程中陶瓷、金属各自产生差异较大的膨胀和收缩，在接头附近产生较大的热应力，造成接头区产生裂纹。

陶瓷与金属的焊接一般是在高温下进行，因此，焊接温度与室温之差也是增加接头残余应力的重要因素。

为了减小陶瓷与金属焊接接头的应力集中，在陶瓷与金属之间加入塑性材料或线膨胀系数接近陶瓷线膨胀系数的金属作为中间层是有效的。

中间层多选择弹性模量和屈服强度较低、塑性好的材料，通过中间层金属本身的塑性变形减小陶瓷中的应力。

常用做中间层的金属主要有Cu、Ni、Nb、Ti、W、Mo、铜镍合金、钢等。

陶瓷与金属扩散焊时采用中间层，不仅降低了接头产生的残余应力，还可以降低加热温度，减小压力和缩短保温时间，促进扩散和去除杂质元素。

Al2O3陶瓷与铁素体不锈钢0Cr13扩散焊时，中间层降低残余应力的作用如图7-3所示。

但中间层选择不当甚至会引起接头性能恶化。

如由于化学反应激烈形成脆性反应物而使接头抗弯强度降低，或由于线膨胀系数不匹配而增大残余应力，或使接头耐腐蚀性能降低等。

图7-3中间层厚度对接头残余应力的影响（1300,30min,100MPa）陶瓷与金属钎焊时，为了最大限度地释放钎焊接头的应力，选用一些塑性好、屈服强度低的钎料，铟基钎料对AlN陶瓷有很好的润湿性，控制钎焊温度和时间可以形成组织性能较好的钎焊接头，如图7-4所示。

为避免陶瓷与金属接头出现焊接裂纹，除添加中间层或合理选用钎料外，可采用的工艺措施有：

合理选择被焊陶瓷与金属，在不影响接头使用性能的条件下，尽可能使两者的线膨胀系数相差最小；

应尽可能地减少焊接部位及其附近的温度梯度，控制加热和冷却速度，降低冷却速度，有利于应力松弛而使应力减小；

采取缺口、突起和端部变薄等措施合理设计陶瓷与金属的接头结构。

图7-4钎焊温度和时间对接头承载力的影响

（2）

（2）界面润湿性差界面润湿性差陶瓷材料含有离子键或共价键，表现出非常稳定的电子配位，很难被金属键的金属钎料润湿，所以用通常的熔焊方法使金属与陶瓷产生熔合是很困难的。

为了改善被焊陶瓷表面的润湿性，可采用如下2种方法：

1）陶瓷表面的金属化处理（也称为陶瓷金属化法）陶瓷表面的金属化处理有Mo-Mn法、蒸发法、喷溅法、离子注入法等。

Mn-Mo法由陶瓷表面处理、金属膏剂化、配制与涂敷、金属化烧结、镀镍等工序组成，是最常用的一种陶瓷表面金属化法。

蒸发法是利用真空镀膜机在陶瓷上蒸镀金属膜。

优点是温度低（300-400），能适应各种不同的陶瓷。

喷溅法是将陶瓷放入真空容器中并充入氩气，在电极之间加直流电压，形成气体辉光放电，利用气体放电产生的正离子轰击靶面，把靶面材料溅射到陶瓷表面上形成金属化膜。

离子注入法是将Ti等活性元素的离子直接注入陶瓷中，使陶瓷形成可以被一般钎料润湿的表面。

2）活性金属化法在钎料中加入活性元素，使钎料与陶瓷之间发生化学反应，使陶瓷表面分解形成新相，产生化学吸附，形成结合牢固的陶瓷与金属结合界面，这种方法称为活性金属化法。

活性金属化法常用的活性金属是过渡族金属，如Ti、Zr、Hf、Nb、Ta等。

过渡族金属具有很强的化学活性，这些金属元素对氧化物、硅酸盐等具有较大的亲和力，可以通过化学反应在陶瓷表面形成反应层。

由于过渡族金属元素比较活泼，活性钎焊时应注意对活性元素的保护。

因为这些元素一旦被氧化后就不能再与陶瓷发生反应。

因此活性钎焊过程一般是在10-2Pa以上的真空或在高纯惰性保护气氛中进行，一次完成钎焊过程。

陶瓷与金属钎焊用钎料含有活性元素Ti、Zr或Ti、Zr的氧化物和碳化物，它们对氧化物陶瓷具有一定的活性，在一定的温度下能够直接发生反应。

用于钎焊陶瓷与金属的高温活性钎料见表7.3。

表7.3钎焊陶瓷与金属用的高温活性钎料（3）（3）界面反应界面反应陶瓷与金属接头在界面间存在着原子结构能级的差异，陶瓷与金属之间是通过过渡层（扩散层或反应层）而焊接结合的。

陶瓷与金属扩散焊时，陶瓷与金属界面发生反应形成化合物，所形成的化合物种类与焊接条件（如温度、表面状态、中间合金及厚度等）有关。

不同类型陶瓷与金属接头中可能出现的界面反应产物见表7.4。

表7.4不同类型陶瓷与金属接头中可能出现的界面反应产物扩散条件不同，界面反应产物不同，接头性能有很大差别。

加热温度提高，界面扩散反应充分，使接头强度提高。

用厚度0.5mm的铝作中间层对钢与氧化铝进行扩散焊时，加热温度对接头抗拉强度的影响如图7-5所示。

但是，温度过高可能使陶瓷的性能发生变化，或出现脆性相而使接头性能降低。

图7-5加热温度对扩散焊接头强度的影响陶瓷与金属扩散焊接头抗拉强度（b）与保温时间（t）的关系为：

b=B0t1/2,其中B0为常数。

Al2O3/Al扩散焊接头中，保温时间对接头抗拉强度的影响如图7-6a所示。

用Nb作中间层扩散焊SiC时，时间过长后出现了强度较低、线膨胀系数与SiC相差很大的NbSi2相，而使接头抗剪强度降低（见图7-6b）。

图7-6保温时间对接头强度的影响a）对抗拉强度的影响b）对抗剪强度的影响扩散焊中施加压力是为了使接触面处产生塑性变形，减小表面不平整和破坏表面氧化膜，增加表面接触面积，为原子扩散提供条件。

压力较小时，增大压力可以使接头强度提高，如Cu或Ag与Al2O3陶瓷、Al与SiC陶瓷焊接时，施加压力对接头抗剪强度的影响如图7-7a所示。

压力的影响与材料的类型、厚度以及表面氧化状态有关。

压力对接头抗弯强度的影响如图7-7b所示。

图7-7压力对扩散焊接头强度的影响a）对抗剪强度的影响b）对抗弯强度的影响表面粗糙度对扩散焊接头强度的影响十分显著。

对接头抗弯强度的影响如图7-8所示，表面粗糙度由0.1m变为0.3m时，接头抗弯强度从470MPa降低到270MPa。

图7-8表面粗糙度对接头抗弯强度的影响界面反应与焊接环境条件有关。

在真空扩散焊中，避免O、H等参与界面反应，有利于提高接头的强度。

图7-9示出用Al作中间层连接Si3N4时，环境条件对接头强度的影响。

图7-9环境条件对接头抗弯强度的影响7.2.37.2.3陶瓷陶瓷与金属的焊接与金属的焊接工艺工艺特点特点随着陶瓷与金属的焊接结构应用范围的逐渐扩大，对陶瓷与金属焊接接头性能的要求也越来越高。

须满足如下基本要求：

所形成的陶瓷与金属的焊