扩散界面结合强度分析

扩散条件不同，界面反应产物也不同，扩散连接接头性能有很大的差别。加热温度提高，界面扩散反应充分，使接头强度提高。用厚度为0.5mm的铝箔作中间层对钢与氧化铝进行扩散连接时，加热温度对扩散连接接头抗拉强度的影响如图3-8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。此外，陶瓷与金属扩散连接接头的抗拉强度与金属的熔点有关，在氧化铝与金属扩散连接接头中，金属熔点提高，接头的抗拉强度增大。

图3-8 加热温度对扩散连接接头强度的影响

陶瓷与金属扩连接焊接头抗拉强度σ_b与保温时间t的关系为

σ_b＝B₀t^1/2 （3-10）

式中 B₀———常数。

但是，在一定加热温度下，保温时间存在一个最佳值。

Al₂O₃/Al扩散连接接头中，保温时间对接头抗拉强度的影响如图3-9a所示。用Nb作中间层扩散连接SiC和不锈钢时，时间过长后出现了强度较低、线胀系数与SiC相差很大的NbSi₂相，而使接头抗剪切强度降低，如图3-9b所示。用V作中间层扩散连接AlN时，保温时间过长也由于V₅Al₈脆性相的出现而使接头抗剪切强度降低。

图3-9 保温时间对接头强度的影响

a）保温时间对抗拉强度的影响 b）保温时间对剪切强度的影响

扩散连接中施加压力是为了使接触面处产生微观塑性变形，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。为了防止陶瓷与金属结构件发生较大的变形，扩散连接时所施加的压力一般较小（＜100MPa），这一压力范围足以减小表面局部不平整和破坏表面氧化膜。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陶瓷扩散连接时，施加压力对接头抗剪强度的影响如图3-10a所示。与加热温度和保温时间的影响一样，压力也存在一个获得最佳强度的值，如Al与Si₃N₄陶瓷、Ni与Al₂O₃陶瓷扩散连接时，压力分别为4MPa和15～20MPa。

压力的影响与材料的类型、厚度以及表面氧化状态有关。用贵金属（如金、铂）连接Al₂O₃陶瓷时，金属表面的氧化膜非常薄，随着压力的提高，接头强度提高直到一个稳定值。Al₂O₃与Pt扩散连接时压力对接头抗弯强度的影响如图3-10b所示。

图3-10 压力对扩散连接接头强度的影响

a）压力对剪切强度的影响 b）压力对抗弯强度的影响

图3-11 表面粗糙度对接头抗弯强度的影响(www.xing528.com)

表面粗糙度对扩散连接接头强度的影响十分显著。因为表面粗糙会在陶瓷中产生局部应力集中而容易引起脆性破坏。Si₃N₄/Al接头表面粗糙度对接头抗弯强度的影响如图3-11所示，表面粗糙度由0.1μm改变为0.3μm时，接头抗弯强度从470MPa降低到270MPa。

界面反应与连接环境条件有关。在真空扩散连接中，避免了O、H等参与界面反应有利于提高接头的强度。图3-12示出用Al作中间层连接Si₃N₄时，环境条件对接头抗弯强度的影响。氩气保护下焊接接头强度最高，抗弯强度超过500MPa。空气中焊接时接头强度低，界面处由于氧化产生Al₂O₃，沿Al/Si₃N₄界面产生脆性断裂。虽然加压能破坏氧化膜，但当氧分压较高时会形成新的氧化物层，使接头强度降低。在高温（1500℃）下直接扩散连接Si₃N₄陶瓷时，由于高温下Si₃N₄陶瓷容易分解形成孔洞，在N₂气氛中连接可以限制Si₃N₄陶瓷的分解，N₂压力高时接头抗弯强度较高。在1MPa氮气中连接的接头抗弯强度比在0.1MPa氮气中连接的接头抗弯强度高30%左右。

图3-12 环境条件对接头抗弯强度的影响

对陶瓷/金属连接接头强度评估的方式有拉伸、剪切、弯曲和剥离等多种方式，根据试样的尺寸，多采用剪切强度进行评估。对不同工艺参数下获得的Al₂O₃-TiC/W18Cr4V扩散连接接头，采用线切割方法从扩散界面位置切取剪切试样。

试样表面经磨制后用专用夹具夹持在WEW-600t液压万能实验机上进行剪切试验。在剪切开始阶段，随着载荷的增大位移呈线性增加，当载荷达到最大值后，迅速降低，接头迅速发生断裂，表明接头的塑性变形很小，接头发生了脆性断裂。Al₂O₃-TiC/W18Cr4V扩散连接界面剪切强度的试验结果见表3-16。

表3-16 Al₂O₃-TiC/W18Cr4V扩散连接界面剪切强度

图3-13 加热温度对Al₂O₃-TiC/W18Cr4V 扩散界面剪切强度的影响

扩散连接加热温度从1080℃上升到1130℃，连接压力从10MPa提高到15MPa，Al₂O₃-TiC/W18Cr4V扩散连接界面剪切强度从95.3MPa增加到154MPa，如图3-13所示。由于随着加热温度提高，中间层与两侧母材的反应更充分，界面附近形成良好的冶金结合。压力增大可以使界面接触更紧密，为原子扩散提供更多通道。但是当加热温度升高到1160℃时，Al₂O₃-TiC/W18Cr4V扩散连接界面剪切强度反而开始降低，剪切强度为141MPa。这是由于温度过高时，界面反应形成了较厚的TiC反应层，从而降低了接头的强度。

例如，Al₂O₃-TiC/W18Cr4V扩散连接时，接触界面处容易形成应力集中，使得扩散连接界面在冷却阶段产生较大的收缩，引发微裂纹。这些微裂纹在外部载荷的作用下继续扩展，最终导致Al₂O₃-TiC/W18Cr4V扩散界面的断裂。

Al₂O₃-TiC/W18Cr4V扩散界面Al₂O₃-TiC陶瓷侧易造成应力集中，成为微裂纹源。微裂纹的形成并不一定能够引发解理断裂，只有加于其上的局部应力超过临界应力时，微裂纹才能扩展。此外，因为解理是沿着一定晶面发生的原子键断裂，所以引发解理断裂的微裂纹尖端应有原子间距量级的尖锐度，如果微裂纹顶端因某种原因钝化将阻止引发解理。在剪切试验中，当切应力使Al₂O₃-TiC界面微裂纹扩展形成长度足够大的裂纹时，将造成Al₂O₃-TiC接头的解理断裂。

图3-14所示为Al₂O₃-TiC/W18Cr4V扩散连接界面剪切断裂过程的示意图。施加切应力前，Al₂O₃-TiC侧存在空洞、微裂纹等缺陷，缺陷周围存在高应力区，如图3-14a所示。在切应力作用下，空洞聚集、微裂纹开始扩展如图3-14b所示。随着切应力的进一步增大，微裂纹不断扩展、长大，当弹性释放能远大于表面能时，裂纹把剩余能量积累为动能，裂纹可持续扩展，如图3-14c所示。解理裂纹的扩展是高速进行的，当微裂纹与剪切直接造成的主裂纹汇合后，沿Al₂O₃-TiC/W18Cr4V扩散界面或Al₂O₃-TiC陶瓷基体发生断裂。

图3-14 Al₂O₃-TiC/W18Cr4V扩散连接界面断裂过程示意图

a）初始状态 b）空洞聚集，微裂纹扩展 c）裂纹扩展 d）界面断裂