Effect of Sn on the microstructure and properties of Cu-Sn-Ti brazing filler metal
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摘要:
为揭示Sn调控Cu-Sn-Ti钎料显微组织与力学性能的规律，采用真空非自耗熔炼法制备Cu-Sn-Ti钎料，利用扫描电镜、X射线衍射仪、能谱仪、万能材料试验机等，研究了Sn对Cu-Sn-Ti钎料的显微组织、显微硬度、剪切强度及断口形貌的影响. 结果表明，钎料显微组织随Sn含量增加而演变的规律为：枝晶状初生α-Cu基体相 + 共晶组织 + 晶间组织→初生α-Cu基体相 + 共晶组织→共晶组织→初生CuSn3Ti5相 + 粗化共晶组织 + α-Cu基体相(富Sn) + Cu41Sn11相 + SnTi3相，其中晶间组织为α-Cu相和CuSn3Ti5相的混合组织 + 少量的(SnTi3 + CuTi相 + Cu3Ti相). 随着Sn含量的增加，钎料显微硬度呈先增大后减小的趋势，钎料剪切强度呈逐渐减小的趋势，断口形貌由准解理断裂向解理断裂 + 准解理断裂的混合形态转变. 增加Sn含量促使钎料形成粗化的CuSn3Ti5相和共晶组织是导致钎料剪切强度下降的主要原因.
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关键词:
- Cu-Sn-Ti钎料 /
- 显微组织 /
- 剪切强度 /
- 显微硬度
Abstract:In order to reveal the regulation of Sn on the microstructure and mechanical properties of Cu-Sn-Ti brazing filler metal, Cu-xSnxTi10 brazing filler metals were prepared by vacuum non-self-consumption melting method, and the effects of Sn on the microstructure, microhardness, shear strength and fracture morphology of Cu-Sn-Ti brazing filler metals were investigated by using scanning electron microscopy (SEM), X-ray diffractometer (XRD), energy spectrometer (EDS), and universal material testing machine, etc. the results showed that:the microstructure evolution of the solder with the increase of Sn content was as follows : dendritic primary α-Cu matrix phase + eutectic tissue + intergranular tissue → primary α-Cu matrix phase + eutectic tissue → eutectic tissue → primary CuSn3Ti5 phase + coarsened eutectic tissue + α-Cu matrix phase (Sn-rich) + Cu41Sn11 phase + SnTi3 phase, in which the intergranular tissue was a mixed structure of α-Cu phase and CuSn3Ti5 phase + a small amount of SnTi3 + CuTi phase + Cu3Ti phase. With the increase of Sn content, the microhardness of filler metal increases first and then decreased, the shear strength of filler metal decreasing gradually, and the fracture morphology changed from the quasi-cleavage fracture to the mixture of cleavage fracture and quasi-cleavage fracture. The increase of Sn content promoted the formation of coarsened CuSn3Ti5 phase and eutectic tissue in the filler metal, which was the main reason for the decrease of shear strength of brazing metal.
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Keywords:
- Cu-Sn-Ti brazing filler metal /
- microstructure /
- shear strength /
- microhardness
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0. 序言
钎焊法制备金刚石工具能提高金刚石工具的使用寿命和加工效率，已成为国内外科研机构研究的热点.其原理是借助活性钎料与金刚石、基体之间的化学冶金反应，实现基体对金刚石磨粒的牢固把持[1-4]. 钎焊金刚石工具具备金刚石的出露度高、锋利度好、容屑空间大等优点，其磨削性能和使用寿命分别为电镀金刚石工具的3.5倍和3倍以上.
低温高强活性钎料工艺是加工钎焊金刚石工具的关键工艺之一. 目前，所有活性钎料中Cu-Sn-Ti钎料具有适中的钎焊温度和良好的经济性，因而被广泛应用于金刚石工具的钎焊[5-7]. Hsieh等人[8]的研究表明，当Sn元素的质量分数为15%、Ti元素的质量分数为10%时，Cu-Sn-Ti钎料具有最佳的润湿性. 关砚聪等人[9]将CuSn粉和Ti粉混合制备成Cu-Sn-Ti钎料，对金刚石进行活性钎焊，结果表明，金刚石/钎缝界面处形成了连续致密的化合物层. Huang等人[10]采用Cu-15Sn-10Ti钎料钎焊金刚石，结果发现：瞬时激光钎焊时金刚石界面形成厚度较小的、约为100 nm的断续TiC层. 真空钎焊时金刚石界面形成厚度较大的、约为300 nm连续的TiC层. 赵鹏程等人[11]在制备陶瓷基金刚石砂轮时向结合剂中加入Cu-Sn-Ti钎料，提高了胎体的抗弯强度.
目前，国内外学者对Cu-Sn-Ti钎料的研究,主要关注Cu-Sn-Ti钎料在金刚石表面的润湿性[12-16]和钎焊金刚石的界面结构[17-22]，而对Cu-Sn-Ti钎料的显微组织和力学性能鲜有报道. 而且，现有文献所用Cu-Sn-Ti钎料的状态(预合金态、混合态)、形态(粉末、丝、带或片等)及成分比例均不尽相同，因而仅通过文献综述难以构建Cu-Sn-Ti钎料“成分−组织−性能”的关系模型. 由Cu-Sn、Sn-Ti相图可知，Sn可以分别与Cu、Ti反应生成脆性相，降低铜基钎料熔化温度，影响钎料的润湿性和力学性能. 为此，该文采用单因素试验研究不同Sn含量Cu-Sn-Ti钎料的显微组织和力学性能，揭示Sn调控Cu-Sn-Ti钎料的显微组织和力学性能规律. 为钎焊法制备面向不同加工对象的金刚石工具，Cu-Sn-Ti钎料的选用及其性能的进一步改善提供科学依据和技术支撑.
1. 试验方法
1.1 钎料制备
钎料配制：以纯铜(≥99.95%)、纯锡(≥99.99%)和纯钛(≥99.90%)为原材料. 将原材料超声清洗、吹干后，按表1所示化学成分，采用电子天平配制钎料1 ~ 钎料4各100 g. 钎料熔炼：采用吸尘器清除高真空非自耗电弧熔炼炉(简称熔炼炉)内残渣，利用沾取丙酮的百洁布将熔炼炉的铜坩埚擦洗干净，并利用热式吹风机将铜坩埚吹干.
表 1 Cu-Sn-Ti钎料化学成分(质量分数，%)Table 1. Chemical composition of Cu-Sn-Ti filler metal编号 Cu Sn Ti 1 85 5 10 2 80 10 10 3 75 15 10 4 70 20 10 将所配制的4种钎料分别置入不同的铜坩埚内，关闭炉门后对熔炼炉抽真空. 当炉内真空度低于5 × 10−3 Pa时关闭真空泵向炉内充入高纯氩气，当炉内压力达到500 Pa时停止充气，反复抽充3次. 启动循环水，调整电弧枪高度，使其钨极靠近原料；开启电弧电源，使电弧枪钨极放电形成电弧，熔炼钎料，熔炼过程中通过电弧产生的推力搅拌熔融合金. 待原料完全熔化并充分混合后，关闭电弧电源，完成1次熔炼. 翻动铸锭反复熔炼3 ~ 5次，熔炼铸锭如图1所示.
1.2 测试分析
对铸锭1 ~ 铸锭4进行300 ℃ × 2 h真空退火处理，采用线切割从铸锭中制取金相试样、硬度试样和剪切试样，取样位置如图2所示. 采用MTS C45.105万能材料试验机测量剪切强度；借助HV-1000A显微硬度计测试显微硬度；利用TESCAN VEGA3型钨灯丝扫描电镜对铸锭的显微组织和剪切断口形貌进行分析，并利用日本理学Smartlab的X射线衍射仪(XRD)及牛津能谱仪(EDS)测试钎料物相组成.
2. 结果与讨论
2.1 Sn对Cu-Sn-Ti钎料显微组织的影响
图3为Cu-xSn-10Ti (x = 5, 10, 15, 20)钎料1 ~ 钎料4的的显微组织，图4为图3中对应测试点的能谱分析. 结合图5钎料XRD分析结果，分析不同Sn含量钎料的物相组成. 当Sn元素的质量分数为5%时，钎料1的显微组织主要由粗大树枝状α-Cu基体相、共晶组织和分布于枝晶间的呈腐蚀态未知组织及深灰色块状SnTi3相组成，如图3(a)所示. 结合图5中XRD结果可知，钎料1还含有CuTi相和Cu3Ti相，由于两者含量较少，扫描电镜下仅发现黑色点状CuTi相，未发现Cu3Ti相. 采用EDS-mapping对图3(a)中未知组织进一步分析，元素分布如图6所示.
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图 3 不同Sn元素质量分数的钎料显微组织Figure 3. Microstructure of filler metals with different Sn element mass fraction. (a) 5%; (b) 10%; (c) 15%; (d) 20%![]()
图 4 图3中对应测试点的EDS能谱分析Figure 4. EDS analysis of the midpoint of Fig.3. (a) point A:α-Cu; (b) point B:SnTi3; (c) point C:CuSn3Ti5; (d) point D:unknown phase; (e) point E:eutectic structure; (f) point F:eutectic structure; (g) point G:SnTi3; (h) point H:CuSn3Ti5; (i) point I:Cu41Sn11; (j) point J:α-Cu![]()
图 5 不同Sn含量钎料XRD分析Figure 5. XRD analysis of filler metals with different Sn element additions![]()
图 6 Sn元素质量分数为5%的钎料局部区域元素分布Figure 6. EDS of local region of filler metal with 5% Sn element mass fraction相比初生α-Cu而言，未知组织中含有较高含量且均匀分布的Sn， Ti元素. 根据图4(d)中EDS-point分析知，未知组织的Cu元素， Ti 元素和Sn元素的原子比为85.80%， 9.48%和4.72%. 由图4(e)和图4(f)可知，该未知组织中Sn， Ti元素的原子比低于Sn元素质量分数分别为 5%和15%的钎料1和钎料3中的共晶组织成分. Sn元素质量分数为 5%的钎料1中的共晶组织Cu元素， Ti 元素和Sn元素的原子比为分别为 72.25%， 19.60%和8.16%；Sn元素质量分数为 15%的钎料3为69.30%， 19.89%和Sn 10.81%. 这表明钎料凝固时，α-Cu基体相首先以粗大树枝状析出，大量的Sn， Ti向枝晶间扩散和偏聚，枝晶间形成富含Sn， Ti的液相.但由于Sn含量较低，枝晶间液相中Sn， Ti浓度不能全部达到共晶成分，只有液相中局部区域Sn， Ti浓度达到共晶成分，发生伪二元共晶反应[23-24]形成共晶组织，即
$$ \mathrm{L} \rightarrow \alpha\text{-}\mathrm{Cu}+\mathrm{CuSn}_3 \mathrm{Ti}_5 $$ (1) 随着温度的降低，枝晶间剩余液相进一步凝固形成未知组织及分布在其上的少量SnTi3相.对图3(a)共晶组织中C点粗化的浅灰色相进行EDS分析如图4(c)所示，C点Ti元素、Sn元素和Cu元素的原子比分别为48.19%，29.33%和22.48%，基本与CuSn3Ti5相的化学计量数一致，进一步证实了共晶组织为α-Cu与CuSn3Ti5伪二元共晶.根据文献[25]的800 ℃下计算的Cu-Sn-Ti三元等温截面相图可推测，在未知组织的成分下其形成的组织仍由α-Cu相和CuSn3Ti5相组成，只是未形成规则的共晶组织，因此未知组织为α-Cu相和CuSn3Ti5相的混合组织.
当Sn元素的质量分数增加至10%时，钎料2显微组织中初生α-Cu相含量减少，共晶组织比例增大，且在扫描电镜下未观察到未知组织、SnTi3相和CuTi相，与XRD标定的物相组成一致. 其原因是随着Sn含量的增加，先生成少量的α-Cu相时，枝晶间液相中Sn，Ti浓度可全部达到共晶成分，从而使枝晶间组织全部为共晶组织，且在共晶组织团边界处形成粗化的CuSn3Ti5相，如图3(b).
当Sn元素的质量分数为15%时，钎料3显微组织主要由棒状、层状共晶组织组成，初生α-Cu相显著减少. 仅在局部区域发现少量α-Cu相，共晶组织团边界处仍形成粗化的CuSn3Ti5相，如图3(c). 当Sn元素的质量分数增加至20%时，钎料4显微组织发生显著变化. 液态钎料凝固时初生相由α-Cu相向CuSn3Ti5相转变，先形成粗大的不规则多边形状CuSn3Ti5相. 与共晶组织中CuSn3Ti5相不同，初生CuSn3Ti5相在1300 ℃以上由包晶反应[24]生成，包晶反应为
$$ \mathrm{L}+\mathrm{Sn}_3 \mathrm{Ti}_5+\mathrm{SnTi}_2 \rightarrow \mathrm{CuSn}_3 \mathrm{Ti}_5 $$ (2) 该相具有中心或侧面孔洞缺陷，这与包晶反应消耗内部相有关. 除初生CuSn3Ti5相外，Cu-20Sn-10Ti钎料显微组织还有粗化的棒状或层状共晶组织、富Sn的α-Cu相及网状的Cu41Sn11相，其中粗化的层状共晶组织沿初生CuSn3Ti5相侧面垂直生长. 此外，钎料中还发现少量SnTi3相依附在CuSn3Ti5相上，少量的SnTi3相存在可能与包晶反应未完全消耗有关.基于上述分析可知，在Sn元素的质量分数在5% ~ 20%范围内，随着Sn元素的质量分数的增加，Cu-xSn-10Ti钎料显微组织的演变规律为：初生α-Cu相(富Ti) + 共晶组织 + 晶间组织→初生α-Cu相 + 共晶组织→共晶组织→初生CuSn3Ti5相 + 粗化共晶组织 + α-Cu相(富Sn) + Cu41Sn11相 + SnTi3相. 其中晶间组织的组成为α-Cu相和CuSn3Ti5相的混合组织 + 少量(SnTi3 + CuTi相 + Cu3Ti相).
2.2 Sn对Cu-Sn-Ti钎料显微硬度的影响
加工过程中，金刚石磨粒可能会从钎料合金上脱落，造成钎料合金不可避免地参与切割或磨削. 因此，钎料合金具有适当的硬度便可使金刚石及时裸露. 既能满足锋利度又能减少残余应力，增大对金刚石的把持力，提高加工效率和使用寿命.图7为不同Sn含量 Cu-xSn-10Ti钎料的显微硬度，可以看出随着Sn含量的增加，钎料显微硬度呈先增大后减小的趋势. 当Sn元素的质量分数大于15%时，钎料显微硬度急剧减小. Sn元素的质量分数为15%、20%的钎料3、钎料4与10%的钎料2相比，显微硬度分别降低30.0%、34.7%.当Sn含量较低时，由Cu-Ti二元相图可知，虽然钎料显微组织主要为富Ti的α-Cu相和粗大的共晶组织，但是伴随着α-Cu相的生长，Sn、Ti元素发生偏聚、脱溶沉淀，形成的第二相CuTi和Cu3Ti，对α-Cu基体相具有弥散强化作用，对应钎料较高的显微硬度；当Sn元素质量分数为10%时，钎料中α-Cu相枝晶减小，固溶比Ti原子半径更大的Sn含量增加，增加α-Cu相晶格畸变程度，且共晶组织片层减薄，综合作用提高钎料显微硬度；当Sn元素质量分数增加至15%时，钎料中共晶组织的片层粗化，降低了钎料的显微硬度；当Sn元素质量分数为20%时，虽然钎料形成大量CuSn3Ti5脆硬相，但是其共晶组织严重粗化或球化，CuSn3Ti5相尺寸显著增大. 这不仅对α-Cu相不具有第二相强化作用，而且易产生如图8所示的裂纹而导致钎料具有较低的显微硬度.
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图 7 不同Sn含量Cu-Sn-Ti钎料显微硬度对比Figure 7. Comparison of the microhardness of Cu-Sn-Ti filler metals with different Sn content![]()
图 8 Cu-xSn-10Ti钎料的显微硬度压痕Figure 8. Microhardness indentation of Cu-xSn-10Ti filler metals2.3 Sn对Cu-Sn-Ti钎料剪切强度的影响
Cu-xSn-10Ti钎料的剪切强度随着Sn含量的增加，呈逐渐减小的趋势如图9所示.与添加质量分数5%的Sn元素的钎料1的抗剪强度相比，添加质量分数10%，15%和20%的 Sn元素的钎料2、钎料3和钎料4的抗剪强度分别降低了22.1%、32.1%和32.3%.
为揭示Cu-xSn-10Ti钎料的剪切断裂机制，采用扫描电镜观察钎料断口形貌，如图10所示. 图10(a) ~ 图10(d)分别为添加5%，10%，15%和20%的 Sn元素质量分数的钎料1、钎料2、钎料3和钎料4的断口形貌. 随着Sn含量的增加，钎料剪切断口形貌由准解理断裂向解理断裂 + 准解理断裂的混合形态转变. 解理断裂是沿着特定晶面发生的脆性穿晶断裂，具有光滑平坦的解理刻面. 准解理断裂是解理断裂的变种，其断口由小解理刻面和撕裂脊组成，小解理刻面被塑变拉的翘曲，低倍观察呈现凹坑状.
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图 10 不同Sn元素质量分数Cu-xSn-10Ti钎料断口微观形貌Figure 10. Fracture morphology of Cu-xSn-10Ti filler metals with different Sn mass fraction. (a) 5%; (b) 10%; (c) 15%; (d) 20%当Sn元素质量分数为5%时，钎料断口呈准解理断裂. 断口形成大量的塑变翘曲的小解理刻面和撕裂脊，如图10(a)所示. 图10(a)方框区域面扫描分层图如图11所示，结合图3显微组织分析证实，撕裂脊主要由α-Cu相和未知组织塑断形成.小解理刻面主要由共晶组织、SnTi3相断裂形成. 大量撕裂脊的存在，消耗较多的裂纹扩展功，对应较高的剪切强度. 随着Sn含量的增加，钎料断口中小解理刻面增多、尺寸增大，撕裂脊减少、尺寸减小，还发现了光滑的解理刻面，如图10(b) ~ 图10(c)所示. 其中解理刻面主要由CuSn3Ti5相断裂形成，解理刻面的出现会显著降低裂纹扩展功，这是钎料剪切强度急剧减小的主要原因. 当Sn元素质量分数增加至20%时，钎料断口中解理刻面比例、尺寸显著增大，粗大的解理刻面周围有细条状小解理刻面和大量类似韧窝的小凹坑，如图10(d)所示. 解理刻面主要由初生CuSn3Ti5相断裂形成，细条状小解理刻面由片状共晶组织断裂形成，类似韧窝的小凹坑主要由棒状共晶组织和Cu41Sn11相断裂形成.
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图 11 图10a方框区域面扫描分层图Figure 11. Surface scanning layer diagram of box region in Fig.10(a)为揭示钎料剪切过程中裂纹起裂及其扩展行为，采用扫描电镜观察断口纵剖面，如图12、图13所示. 图12(a) ~ 图12(d)分别为Sn元素质量分数为5%，10%，15%和20% 的钎料断口纵剖面的BSE图像，图12为Sn元素质量分数为5%的钎料断口纵剖面元素分布. 结合图12、图13可知，Sn元素质量分数为5%时，钎料断口纵剖面未发现内部裂纹. 这表明剪切断裂时起裂源较少，但仔细观察图13发现，初始裂纹形成主要在共晶组织中较大的CuSn3Ti5片或SnTi3相处，并在枝晶间未知组织(α-Cu相和CuSn3Ti5相的混合组织)内扩展. Sn元素质量分数为10%时，钎料断口纵剖面发现少量内部裂纹，然而由于钎料共晶组织的片层厚度较小，裂纹的形成主要在共晶组织边界粗化的CuSn3Ti5片处，起裂后沿共晶组织团与α-Cu相界面处扩展，如图12(b)所示. Sn元素质量分数为15%时，钎料断口纵剖面内部裂纹显著增多. 由于钎料共晶组织中CuSn3Ti5片或棒比Sn元素质量分数为10%的钎料2更加粗化，裂纹主要在CuSn3Ti5片或棒处起裂，沿共晶组织团界面或团内粗化的CuSn3Ti5片或棒相界处扩展，如图12(c)所示.Sn元素质量分数为20%时，钎料断口纵剖面内部发现大量的裂纹，内部裂纹主要分布在断口附近的初生CuSn3Ti5相、共晶组织中粗化的CuSn3Ti5片或棒上，表明裂纹起裂主要在初生CuSn3Ti5相、共晶组织中粗化的CuSn3Ti5片或棒处，如图12(d)所示.综合钎料断口形貌及裂纹起裂、扩展行为分析发现，Sn元素通过调控钎料微观组织改善其力学性能，其剪切断裂行为主要受物相组成、尺寸和形态的影响. Sn含量较低时，大量的Ti固溶于α-Cu相，对α-Cu相具有固溶强化作用. 因为钎料中共晶组织团、未知组织和SnTi3相尺寸小，需要较大的应力集中才能引起脆硬相或相界开裂，所以Cu-5Sn-10Ti钎料具有较高的剪切强度. 脆硬相起裂行为可由Smith理论解释，在忽略晶格阻力条件下脆硬相起裂条件计算式为
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图 12 不同Sn元素质量分数Cu-xSn-10Ti钎料断口纵剖面BSE图像Figure 12. BSE figure of fracture profile of Cu-xSn-10Ti filler metals with different Sn mass fraction. (a) 5%; (b) 10%; (c) 15%; (d) 20%![]()
图 13 Sn元素质量分数5%钎料断口纵剖面元素分布Figure 13. EDS of longitudinal section fracture of filler metal with 5% Sn mass fraction$$ {\tau _{\text{c}}} \geqslant {\left[ {\frac{{4E{\gamma _{\text{c}}}}}{{\text{π} \left( {1 - {v^2}} \right)d}}} \right]^{1/2}} $$ (3) 式中：τc为裂纹形成的临界切应力；E为杨氏模量；γc为脆硬相的比表面能；ν为泊松比；d为脆硬相尺寸.
由式(3)可知，脆硬相尺寸d越小临界切应力则越大，裂纹形成所需的形核功越大，对应剪切强度较高. 随着Sn含量的增加钎料中出现粗化的CuSn3Ti5相，该相的出现不但在凝固过程中形成较大的残余应力，而且在剪切过程中不能与邻近相协调变形，引起CuSn3Ti5相界区的应力集中. 当应力集中超过临界应力时，造成CuSn3Ti5相界面或内部产生裂纹，成为钎料脆性断裂的起裂源. 同时由式(3)可知，CuSn3Ti5相尺寸d越大，临界切应力τc越小，裂纹形成所需的形核功越小. 因此，随着Sn含量的增加，CuSn3Ti5相尺寸逐渐增大，这成为钎料抗剪强度显著降低的主要原因.CuSn3Ti5相起裂后，裂纹在共晶组织中扩展受到共晶组织中CuSn3Ti5相片层厚度的控制，计算式为
$$ {\sigma _{\text{f}}} \geqslant {\left[ {\frac{{4E{\gamma _{\text{p}}}}}{{\text{π} \left( {1 - {v^2}} \right){c_0}}}} \right]^{1/2}} $$ (4) 式中：σf为扩展应力；E为杨氏模量；ν为泊松比；γp为共晶组织的比表面能；c0为共晶组织中CuSn3Ti5相片层厚度.
由式(4)可知，c0越小，σf越大，即共晶组织中片层越薄，裂纹扩展应力越大. 因此，与Sn 元素质量分数为10%钎料2相比，Sn元素质量分数为15%和20%的钎料3和钎料4中共晶组织粗化，钎料的抗剪强度降低.
3. 结论
(1)随着Sn含量的增加，Cu-xSn-10Ti钎料显微组织的演变规律为：枝晶状初生α-Cu基体相 + 共晶组织 + 晶间组织→初生α-Cu基体相 + 共晶组织→共晶组织→初生CuSn3Ti5相 + 粗化共晶组织 + α-Cu基体相(富Sn) + Cu41Sn11相 + SnTi3相，其中晶间组织为α-Cu相和CuSn3Ti5相的混合组织 + 少量(SnTi3 + CuTi相 + Cu3Ti相).
(2)随着Sn含量的增加，钎料显微硬度呈先增大后减小的趋势. Sn对α-Cu相的固溶强化和共晶组织的细化是Sn元素质量分数为10%的钎料2显微硬度增加的原因；共晶组织粗化和CuSn3Ti5相脆裂是降低Sn元素质量分数为15%和20%的钎料2和钎料3的显微硬度的主要原因.
(3)随着Sn含量的增加，钎料剪切强度呈现逐渐减小的趋势，剪切断口形貌由准解理断裂向解理断裂 + 准解理断裂的混合形态转变. 增加Sn含量促使钎料形成粗化的CuSn3Ti5相和共晶组织，分别降低了裂纹形成的临界切应力和裂纹扩展应力，共同导致钎料抗剪强度的下降.
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图 3 不同Sn元素质量分数的钎料显微组织
Figure 3. Microstructure of filler metals with different Sn element mass fraction. (a) 5%; (b) 10%; (c) 15%; (d) 20%
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图 4 图3中对应测试点的EDS能谱分析
Figure 4. EDS analysis of the midpoint of Fig.3. (a) point A:α-Cu; (b) point B:SnTi3; (c) point C:CuSn3Ti5; (d) point D:unknown phase; (e) point E:eutectic structure; (f) point F:eutectic structure; (g) point G:SnTi3; (h) point H:CuSn3Ti5; (i) point I:Cu41Sn11; (j) point J:α-Cu
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图 5 不同Sn含量钎料XRD分析
Figure 5. XRD analysis of filler metals with different Sn element additions
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图 6 Sn元素质量分数为5%的钎料局部区域元素分布
Figure 6. EDS of local region of filler metal with 5% Sn element mass fraction
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图 7 不同Sn含量Cu-Sn-Ti钎料显微硬度对比
Figure 7. Comparison of the microhardness of Cu-Sn-Ti filler metals with different Sn content
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图 8 Cu-xSn-10Ti钎料的显微硬度压痕
Figure 8. Microhardness indentation of Cu-xSn-10Ti filler metals
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图 10 不同Sn元素质量分数Cu-xSn-10Ti钎料断口微观形貌
Figure 10. Fracture morphology of Cu-xSn-10Ti filler metals with different Sn mass fraction. (a) 5%; (b) 10%; (c) 15%; (d) 20%
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图 11 图10a方框区域面扫描分层图
Figure 11. Surface scanning layer diagram of box region in Fig.10(a)
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图 12 不同Sn元素质量分数Cu-xSn-10Ti钎料断口纵剖面BSE图像
Figure 12. BSE figure of fracture profile of Cu-xSn-10Ti filler metals with different Sn mass fraction. (a) 5%; (b) 10%; (c) 15%; (d) 20%
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图 13 Sn元素质量分数5%钎料断口纵剖面元素分布
Figure 13. EDS of longitudinal section fracture of filler metal with 5% Sn mass fraction
表 1 Cu-Sn-Ti钎料化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical composition of Cu-Sn-Ti filler metal
编号 Cu Sn Ti 1 85 5 10 2 80 10 10 3 75 15 10 4 70 20 10 
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