復合活性釬料釬焊Cu與Al2O3的接頭組織及性能

周英豪， 劉 多， 雷玉珍， 宋曉國,2， 馮吉才,2

(1. 哈爾濱工業大學(威海) 山東省特種焊接技術重點實驗室， 山東 威海 264209; 2. 哈爾濱工業大學 先進焊接與連接國家重點實驗室， 哈爾濱 150001)

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復合活性釬料釬焊Cu與Al2O3的接頭組織及性能

周英豪1， 劉 多1， 雷玉珍1， 宋曉國1,2， 馮吉才1,2

(1. 哈爾濱工業大學(威海) 山東省特種焊接技術重點實驗室， 山東 威海 264209; 2. 哈爾濱工業大學 先進焊接與連接國家重點實驗室， 哈爾濱 150001)

為改善紫銅與Al2O3陶瓷的連接強度，采用納米-Al2O3增強的AgCuTi復合釬料(AgCuTip)對紫銅與Al2O3陶瓷進行了真空釬焊.采用掃描電鏡、能譜分析以及剪切試驗對釬焊接頭微觀組織及力學性能進行了分析.釬焊接頭典型界面組織為紫銅/擴散層/銅基固溶體+銀基固溶體 + Ti2Cu + Ti3(Cu, Al)3O/Al2O3.納米-Al2O3的添加抑制了Al2O3側反應層的生長，并促進釬縫中形成彌散分布的Ti2Cu相.隨著保溫時間的延長，銅側擴散層和Ti3(Cu, Al)3O反應層的厚度逐漸增大.保溫時間為20 min時，銅母材向釬料過度溶解，降低了接頭性能.當釬焊溫度為880 °C，保溫10 min時，接頭抗剪強度最高為82 MPa.納米顆粒的加入細化了釬縫組織并降低了母材與釬縫熱膨脹系數的不匹配，因此提高了接頭的連接性能.保溫時間可影響界面組織及反應層的厚度，進而影響接頭的連接強度.

釬焊; 復合釬料; Al2O3陶瓷; T2紫銅; 界面結構; 力學性能; 強化機理

Al2O3陶瓷具有高強度、高硬度、耐高溫等諸多優良性能，因而被廣泛應用于航空航天、機械等多個領域[1]. 然而Al2O3陶瓷的加工性能較差，難以加工成形狀復雜的工件，因此在Al2O3陶瓷的實際應用中，需要將其與韌性良好的金屬連接到一起，制成陶瓷-金屬復合構件[2-3]. 紫銅與Al2O3陶瓷的連接不僅能結合各自的優良性能，而且能降低成本，這對陶瓷和金屬的應用與發展具有重要意義[4].

陶瓷與金屬的連接一般采用活性釬焊法，即利用釬料中的活性元素Ti、Cr、Zr等與陶瓷反應形成反應層，實現陶瓷和金屬冶金結合[5-6]. 然而，由于Al2O3陶瓷與金屬材料的彈性模量、熱膨脹系數差異較大，釬焊接頭區域存在較大的殘余應力，惡化了接頭性能[7]. 例如：王險峰等[8]采用CuSnTi釬焊Al2O3陶瓷與無氧銅時發現，接頭區存在較大的殘余應力，導致接頭整體強度不高，僅有42.8 MPa.

近年來，國內外學者在活性釬焊的基礎上，通過調整中間層成分或復合材料技術控制，一定程度上降低了殘余應力，實現了陶瓷-釬縫-金屬三者間的良好匹配，取得了一定的研究成果[9-12]. 本文采用納米-Al2O3顆粒增強的AgCuTi復合釬料(AgCuTip)對紫銅與Al2O3陶瓷進行釬焊連接，研究了保溫時間對接頭界面組織和力學性能的影響規律，并分析了納米-Al2O3顆粒的強化機制.

1 試 驗

試驗采用的母材為高純氧化鋁陶瓷、T2紫銅，其化學成分分別如表1和表2所示.連接前使用內圓切片機將陶瓷切成5 mm × 4 mm × 4 mm，釬焊面積為5 mm ×4 mm.將T2紫銅分別加工成25 mm × 6 mm × 5 mm (力學性能測試)和8 mm × 6 mm × 5 mm (界面組織觀察)兩種待焊試件.采用機械高能球磨方法將納米-Al2O3顆粒與商用AgCuTi (Ag-26.7Cu-4.5Ti)粉末混合制備了AgCuTip釬料，其中納米-Al2O3顆粒的含量為0.3% (wt.%)，直徑約為20 nm.母材及釬料的主要性能參數如表3所示.釬焊前，首先將紫銅與Al2O3陶瓷的釬焊面用800 #砂紙打磨，然后將待焊試樣放入丙酮中超聲清洗15 min.將試樣按照Cu/AgCuTip/Al2O3陶瓷的順序裝配好后放入真空度約為 3 × 10-3Pa的真空釬焊爐中進行釬焊.為保證釬焊過程母材與釬料之間的良好接觸，在裝配好試樣的上表面施加20 kPa的壓力.

表1 Al2O3陶瓷化學成分

表2 T2紫銅化學成分

表3 母材及釬料的主要性能參數

釬焊過程中首先以20 ℃/min的速率升溫至700 ℃，保溫5 min后；再以10 ℃/min的速率升溫至釬焊溫度，保溫一定時間；最后以5 ℃/min的速率降溫到400 ℃后，隨爐冷至室溫取出.采用X-射線衍射儀和差熱分析儀(DSC)對AgCuTip釬料的物相及熔化特性進行分析；采用SEM、EDS、XRD觀察和分析AgCuTip釬料的形貌、成分以及接頭的界面組織；采用Instron-5569型萬能試驗機對同一工藝規范下連接的4個試樣接頭的抗剪強度進行測試，加載速度為1 mm/min.

2 結果與分析

2.1 AgCuTip復合釬料物相及熔化特性分析

經高能球磨后的AgCuTip釬料的二次電子形貌如圖1所示.由于釬料球在球磨過程中相互碰撞擠壓，因此釬料球表面變得粗糙，并有片層狀的釬料片出現，釬料球的尺寸平均在65 μm左右.

圖1 AgCuTip復合釬料微觀組織形貌

AgCuTip復合釬料的X射線衍射分析結果如圖2所示。從圖2可以看出，XRD結果中只有Ag、Cu、Ti三種元素衍射峰的存在，說明在高能球磨過程中，Ti元素以及納米-Al2O3顆粒并未與AgCu釬料發生冶金反應.另外，由于AgCuTip釬料中納米-Al2O3顆粒含量較少，導致在XRD圖譜中并無明顯的Al2O3衍射峰的出現.

圖2 AgCuTip粉末釬料的XRD圖譜

AgCuTi釬料及AgCuTip釬料的DSC曲線如圖3所示。從圖3可以看出，二者的固相線溫度幾乎一樣，約為776 ℃，說明球磨過程以及納米-Al2O3顆粒的添加整體上并不影響AgCuTi釬料的熔化特性.

(a) AgCuTi

(b) AgCuTip

為分析納米-Al2O3顆粒的添加對AgCuTi釬料熱膨脹系數以及彈性模量的影響，給出了復合釬料熱膨脹系數以及彈性模量的計算方法[13]：

式中：αC、αM、αI分別為復合釬料、AgCuTi以及納米Al2O3的熱膨脹系數，f為在復合釬料中納米Al2O3顆粒所占的體積分數，EM、EC、EI分別為復合釬料、AgCuTi以及納米Al2O3的彈性模量.根據表3所提供的數據可以計算出復合釬料AgCuTip的熱膨脹系數和彈性模量分別為17.43×10-6K-1和99.30 GPa.這說明納米-Al2O3顆粒的加入一定程度上降低了AgCuTi釬料本身的熱膨脹系數并增大了其彈性模量.2.2 Cu/AgCuTip/Al2O3接頭界面組織分析

在釬焊溫度880 ℃，保溫10 min的條件下，采用AgCuTi釬料及增強相含量為0.3% (wt.%)的復合釬料所獲得的接頭顯微組織分別如圖4所示。從圖4可以看出，采用AgCuTi釬料及復合釬料均能實現紫銅和Al2O3陶瓷的連接，在接頭中形成厚度約為120 μm的釬縫，然而不同釬料對接頭的微觀組織結構影響較大.當采用AgCuTi釬料時，在釬縫中分布著許多大塊狀灰色相以及粗大的AgCu共晶組織，在Al2O3陶瓷一側形成了厚度大約為5 μm的化合物層.當采用AgCuTip復合釬料釬焊時，獲得釬焊接頭的典型組織如圖4(b)所示。從圖4(b)可以看出，納米-Al2O3顆粒的加入一定程度上細化了釬縫組織，抑制了Al2O3陶瓷一側化合物的生長，釬縫區大量灰色相的團聚現象減弱，并出現了大量彌散分布的黑色細顆粒相(如圖4(c)所示)，形成了顆粒相增強的復合組織.

釬焊過程中發生了母材向釬料的溶解，以及釬料向母材的擴散，熔融釬料與兩側母材均發生了反應，形成多種反應產物.為了方便描述，將釬焊接頭分為Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ 三個相區，如圖4(b)所示. 相區Ⅰ為母材向釬料中溶解形成的擴散層，相區Ⅱ 為釬縫中間區域，主要由白色基體和分布于其中的大塊狀灰色顆粒相以及黑色細顆粒相組成，而反應區Ⅲ 則為靠近Al2O3陶瓷母材側的連續反應層.

圖4(c)為圖4(b)Ⅱ 區和Ⅲ 區的高倍照片，為確定接頭界面反應產物，對圖4(b)和圖4(c)中所示A-E各點進行了能譜(EDS)分析.表4列出了各點化學成分及對應的反應相. 從圖4(b)可以看出，在靠近銅一側形成了一層大約30 μm厚的擴散層(反應區Ⅰ)，由母材向釬料中的溶解形成.從圖4(c)可以看出，白色的銀基固溶體上分布著塊狀灰色銅基固溶體和黑色顆粒Ti2Cu相，形成了顆粒增強的銀基復合組織.顆粒狀Ti2Cu相的形成是由從銅母材溶解到液相釬料中的Cu元素與釬料中的Ti元素反應所致.在釬焊過程中，納米-Al2O3顆粒彌散分布在液相釬料中，這些彌散分布的納米-Al2O3顆?？梢宰鳛門i2Cu相的形核質點，使得釬料在較小的過冷度下即可形核.形核速度的加快也縮短了凝固時間，使得Ti2Cu相來不及長大，促進了Ti2Cu相的細化.另外，在圖4(c)中靠近Al2O3陶瓷一側形成了一層厚度約為1 μm的反應層，通過EDS分析可知該層化合物主要是Ti、Cu、Al、O四種元素組成，推測該層化合物由Ti3(Cu, Al)3O所組成。李飛賓[4]與 Kozlova O[14]在研究高純Al2O3陶瓷與銅釬焊時，也得到了類似的結果.

(a)采用AgCuTi獲得的接頭界面組織

(b)采用AgCuTip獲得的接頭界面組織

(c)圖(b)中Al2O3陶瓷側放大圖

Fig.4 Interfacial microstructure of Cu/Al2O3joints brazed at 880 ℃ for 10 min using different brazing fillers

由以上分析可知，采用納米-Al2O3顆粒增強的AgCuTi復合釬料實現了紫銅與Al2O3陶瓷的可靠連接.Cu/AgCuTip/Al2O3釬焊接頭的典型界面結構為：Cu/擴散層/銅基固溶體+銀基固溶體+ Ti2Cu + Ti3(Cu, Al)3O /Al2O3陶瓷.

表4 圖4中A～E點的能譜(EDS)分析結果

Tab.4 Element compositions and possible phases of the regions marked in Fig.4 (at.%)

相區CuAgTiAlO物相A95.152.382.47--擴散層B83.4013.483.12--銅基固溶體C9.6485.684.68--銀基固溶體D25.945.7757.056.045.20Ti2CuE13.701.3441.5628.3015.10Ti3(Cu,Al)3O

2.3 保溫時間對Cu/AgCuTip/Al2O3釬焊接頭界面結構的影響

影響釬焊接頭界面結構及性能的因素有很多，如釬焊溫度、保溫時間、壓力等.本文重點分析保溫時間對Cu/AgCuTip/Al2O3釬焊接頭界面結構及其性能的影響.

圖5所示為當釬焊溫度為880 ℃時，在不同保溫時間條件下獲得的Cu/AgCuTip/Al2O3接頭界面組織照片.EDS分析結果表明保溫時間的變化對界面反應產物的類型影響不大.同上述分析一致，擴散區仍由銅基固溶體組成，釬縫則由銀基固溶體、銅基固溶體以及Ti2Cu化合物三種相組成，靠近Al2O3陶瓷一側由一層很薄的Ti3(Cu, Al)3O組成.

隨著保溫時間的延長，雖然釬縫中心層的厚度變化規律并不是很明顯，但是接頭界面結構呈現了一定規律的變化.當保溫時間為5 min時，釬料中的活性元素Ti與Al2O3陶瓷未完全反應，致使靠近Al2O3陶瓷一側的反應層較薄且不連續，另外，擴散層相對較薄，釬縫中心有許多大塊狀銅基固溶體.隨著保溫時間延長，Al2O3陶瓷側界面反應層厚度增加，但當保溫時間為15 min時，銅母材向釬料中的溶解量增加，如圖5(c)所示.因此在保溫時間為20 min時，由于銅母材向釬料中發生了過度溶解，靠近Al2O3陶瓷一側的釬縫區出現了大量銅基固溶體的富集，而母材的過度溶解是導致接頭力學性能惡化的原因之一.另外，由于保溫時間的延長，使得釬料與Al2O3陶瓷反應更加充分，故Al2O3陶瓷一側的反應層的厚度隨著保溫時間的延長，呈整體變寬的趨勢.

(a) 保溫時間5 min時釬焊接頭界面組織

(b) 保溫時間10 min時釬焊接頭界面組織

(c) 保溫時間15 min時釬焊接頭界面組織

(d) 保溫時間20 min時釬焊接頭界面組織

圖5 保溫時間對Cu/AgCuTip/Al2O3釬焊接頭界面組織的影響

Fig.5 Effect of holding time on interfacial microstructure of Cu/AgCuTip/Al2O3joints brazed at 880 ℃

2.4 保溫時間對Cu/AgCuTip/Al2O3釬焊接頭剪切強度的影響

圖6為在釬焊溫度為880 ℃時不同保溫時間下釬焊Cu與Al2O3陶瓷所獲得的釬焊接頭的抗剪強度.從圖6可以看出，隨著保溫時間的延長，接頭抗剪強度先升高后降低.當保溫時間為10 min時，所獲得的接頭強度最高為82 MPa，相比采用純AgCuTi釬料所獲得的接頭強度提高9%.根據前面對接頭組織分析可知，采用AgCuTip復合釬料獲得的釬焊接頭強度提高的主要原因有：一是納米-Al2O3顆粒的加入抑制了Al2O3陶瓷側反應層的生長；另一方面在釬縫中形成了彌散分布的Ti2Cu相，改善了釬縫組織，并且一定程度上降低了殘余應力.

圖6 保溫時間下Cu/AgCuTip/Al2O3接頭剪切強度的影響

Fig.6 Effect of holding time on shear strength of Cu/AgCuTip/Al2O3joints

2.5 復合釬料強化機理分析

2.5.1 抑制反應層的生長

由以上分析可知，復合釬料中的納米顆粒一定程度上抑制了陶瓷側的反應層的生長，這可用表面吸附理論來解釋[15].一般而言，具有最大表面張力的晶面生長速度最快，同時吸附表面活性物質也最多，因此該晶面的界面能得到了降低，從而降低了晶面的生長速率.與陶瓷側Ti3(Cu, Al)3O反應層顆粒相比，納米-Al2O3顆粒比表面能很高，因此更容易吸附于Ti3(Cu, Al)3O顆粒表面以抑制其生長.

2.5.2 熱失配強化

假設釬縫中每個物相在小范圍內是均一和各向同性的，并不考慮各個相之間的相互作用，那么釬縫的熱膨脹系數可根據下式來計算[10]：

式中：α、αm、αf分別為釬縫、基體以及增強相的熱膨脹系數，Vf為增強相的體積分數.在釬焊溫度880 ℃，保溫10 min的條件下，對采用AgCuTi及增強相含量為0.3% (wt.%)的復合釬料所獲得的釬縫組織的熱膨脹系數進行計算可得α1=18.1×10-6K-1，α2=16.2×10-6K-1. 從結果可以看出：采用純AgCuTi釬料所得到的釬焊接頭的釬縫區的熱膨脹系數與AgCuTi釬料本身很接近；而采用納米-Al2O3顆粒增強的釬料所得到的釬縫區的熱膨脹系數有所降低，接近于銅母材熱膨脹系數，因此一定程度上降低了母材與釬縫熱膨脹系數的不匹配，相應地緩解了接頭的殘余應力.

3 結 論

1)采用高能球磨方法制備了納米-Al2O3顆粒增強的AgCuTi復合釬料.Ti元素以及納米-Al2O3顆粒并未與AgCu釬料發生冶金反應，且對其熔化行為基本無影響；納米-Al2O3顆粒的加入一定程度上降低了AgCuTi釬料本身的熱膨脹系數并增大了其彈性模量.

2) 采用AgCuTip釬料實現了紫銅與Al2O3陶瓷的釬焊連接，接頭典型界面結構為Cu/擴散層/銅基固溶體+銀基固溶體+ Ti2Cu + Ti3(Cu, Al)3O/Al2O3陶瓷.納米-Al2O3顆粒的加入抑制了Al2O3陶瓷側反應層的生長，并在釬縫中形成了彌散分布的Ti2Cu相，改善了釬縫組織.

3)保溫時間對接頭界面反應產物種類影響不大，但隨著保溫時間的延長，Ti3(Cu, Al)3O的厚度逐漸增大.當保溫時間為20 min時，銅母材向釬料中過度溶解，致使釬縫中出現了大量塊狀銅基固溶體，降低了接頭性能.當釬焊溫度為880 ℃，保溫10 min時，接頭抗剪強度最高可達82 MPa.

4) 復合釬料強化機理可總結為兩部分：一是抑制了陶瓷側反應層的生長；二是降低了母材與釬縫熱膨脹系數的不匹配程度，因而緩解了接頭的殘余應力.

[1] 陳維平，韓孟巖，楊少鋒. Al2O3陶瓷復合材料的研究進展[J]. 材料工程, 2011(3): 91-96.

CHEN Weiping, HAN Mengyan, YANG Shaofeng. Theresearch progress of Al2O3ceramic composites[J]. Journal of Materials Engineering, 2011(3): 91-96.

[2]李家科，劉磊，劉意春，等. 先進結構陶瓷與金屬材料釬焊連接技術的研究進展[J]. 機械工程材料, 2010,34(4): 1-4.

LI Jiake, LIU Lei, LIU Yichun, et al. Dvelopment of brazing joing technology of advanced structural ceramics to metal materials[J].Journal of Mechanical Engineering Materials, 2010,34(4): 1-4.

[3]李卓然，樊建新，馮吉才. 氧化鋁陶瓷與金屬連接的研究現狀[J]. 宇航材料工藝, 2008(4): 6-10.

LI Zhuoran, FAN Jianxin, FENG Jicai.Process in joining of alumina ceramics to metal[J]. Journal of Aerospace Materials & Technology, 2008(4): 6-10.

[4]李飛賓，吳愛萍，鄒貴生，等. 高純氧化鋁陶瓷與無氧銅的釬焊[J]. 焊接學報, 2008,29(3): 53-56.

LI Feibin, WU Aiping, ZHOU Guisheng,et al. Brazing between high purity alumina ceramic and oxygen-free copper[J]. Welding Journal, 2008,29(3): 53-56.

[5] NING Honglong, LAN Linfeng, WANG Lei, et al. Interface Reaction Thermodynamics of Ag-Cu-Ti Brazing Filler Metal and Alumina Ceramic[J]. Materials Science and Engineering Technology, 2014, 936: 1239-1246. DOI: 10. 4028 / www. scientific. net/AMR.936.1239.

[6] YANG Zhenwen, ZHANG Lixia XUE Qing, et al. Interfacial microstructure and mechanical property of SiO2-BN ceramics and Invar joint brazed with Ag-Cu-Ti active filler metal[J]. Materials Science and Engineering: A, 2012, 534: 309-313. DOI:10.1016/j.msea.2011.11.074.

[7]張笑，呂令濤，楊建鋒，等. 封接工藝對陶瓷-金屬接頭組織和力學性能的影響[J]. 稀有金屬材料與工程, 2013,42(1): 145-148.

ZHANG Xiao, LV Lingtao, YANG Jianfeng, et al. Effect of the sealing process on the structure and mechanical properties of ceramic-metal sealing fitting[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2013,42(1): 145-148.

[8]王險峰. Cu-Ti系活性釬料釬焊高純Al2O3陶瓷/無氧銅的研究[D]. 長沙：中南大學, 2014.

WANG Xianfeng. Study of Cu-Ti-based active filler alloy brazing Al2O3ceramics to Cu[D]. Changsha: Central South University, 2014.

[9] YANG Minxuan, LIN Tiesong, HE Peng. Cu + TiB2composite filler for brazing Al2O3and Ti-6Al-4V alloy[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2012, 512(1): 282-289. DOI:10.1016/j.jallcom.2011.09.082.

[10]SONG Xiaoguo, CAO Jian, WANG Yifeng, et al. Effect of Si3N4-particles addition in Ag-Cu-Ti filler alloy on Si3N4/TiAl brazed joint[J]. Materials Science and Engineering: A, 2011, 528(15): 5135-5140. DOI: 10.1016 /j.msea. 2011.03.032.

[11]HALBIG M C, CODDINGTON B P, ASTHANA R, et al. Characterization of silicon carbide joints fabricated using SiC particulate-reinforced Ag-Cu-Ti alloys[J]. Ceramics International, 2013, 39(4): 4151-4162. DOI: 10.1016/ j.ceramint.2012.10.271.

[12]CUI Bin, HUANG Jihua, XIONG Jinhui, et al. Reaction-composite brazing of carbon fiber reinforced SiC composite and TC4 alloy using Ag-Cu-Ti-(Ti + C) mixed powder[J]. Materials Science and Engineering: A, 2013, 562: 203-210. DOI:10.1016/j.msea.2012.11.031.

[13]YANG Jianguo, JI Shude, FANG Hongyuan. Theoretical study and numerical simulation of the stress fields of the Al2O3joints brazed with composite filler materials[J]. China Welding, 2006, 15(3): 74-78.

[14]KOZLOVA O, BRACCINI M, VOYTOVYCH R, et al. Brazing copper to alumina using reactive CuAgTi alloys[J]. Acta Materialia, 2010, 58(4): 1252-1260. DOI:10.1016 / j.actamat.2009.10.029.

[15]TSAO L C, CHANG S Y, LEE C I, et al. Effects of nano-Al2O3additions on microstructure development and hardness of Sn3.5Ag0.5Cu solder[J]. Materials & Design, 2010, 31(10): 4831-4835. DOI:10.1016/j.matdes.2010.04.033.

(編輯 王小唯 苗秀芝)

Microstructure and performance of the Cu/Al2O3joint brazed with active composite filler

ZHOU Yinghao1, LIU Duo1, LEI Yuzhen1, SONG Xiaoguo1,2, FENG Jicai1,2

(1. Shandong Provincial Key Laboratory of Special Welding Technology, Harbin Institute of Technology at Weihai, Weihai 264209, ShandongChina; 2. State Key Laboratory of Advanced Welding and Joining, Harbin Institute of Technology, Harbin 150001, China)

In order to improve the strength of Cu/Al2O3joint, vacuum brazing of copper to Al2O3ceramic was performed using nano -Al2O3strengthened AgCuTi composite filler (abbreviated as AgCuTipfiller). The microstructure and mechanical performance of the brazed joint were investigated by scanning electron microscope (SEM), energy dispersive spectrometer (EDS) and shear strength test. Typical interfacial microstructure of Cu/AgCuTip/Al2O3brazed joint is Cu/diffusion layer/Cu-based solid solution + Ag-based solid solution +Ti2Cu +Ti3(Cu, Al)3O/Al2O3. The addition of nano-Al2O3can improve the interfacial microstructure by inhibiting the growth of reaction layer near Al2O3ceramic side, and promoting the formation of dispersed Ti2Cu phase in brazing seam. Moreover, both thickness of diffusion layer and Ti3(Cu, Al)3O reaction layer thickened with an increasing holding time. Excessive dissolution of copper was occurred when holding time reached 20 min, which deteriorated the performance of the brazed joint. The highest shear strength of 82 MPa can be obtained when brazed at 880 °C for 10 min. The addition of nano-Al2O3particles can refine the microstructure of brazing seam and decrease the mismatch of coefficient of thermal expansion between substrates and brazing seam. Therefore, the performance of brazed joint can be improved. The holding time can affect the microstructure and thickness of reaction layer, thereby affect the strength of brazed joints.

brazing; composite filler; Al2O3ceramic; T2 copper; interfacial microstructure; mechanical properties; strengthening mechanism

10.11918/j.issn.0367-6234.2016.11.011

2015-12-26

國家自然科學基金(51505105)

周英豪(1992—)，男，碩士研究生； 馮吉才(1958—)，男，教授，博士生導師

劉 多，liuduo0376@163.com

TG454

A

0367-6234(2016)11-0069-06