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低银Ag20Cu35Zn(43.5-x-y)MnxSnyNi1.5箔带钎料的组织和钎焊性能

王学程, 范佳锋, 李小强, 钱浩, 许长羽

王学程, 范佳锋, 李小强, 钱浩, 许长羽. 低银Ag20Cu35Zn(43.5-x-y)MnxSnyNi1.5箔带钎料的组织和钎焊性能[J]. 焊接学报, 2025, 46(4): 103-115. DOI: 10.12073/j.hjxb.20240122002
引用本文: 王学程, 范佳锋, 李小强, 钱浩, 许长羽. 低银Ag20Cu35Zn(43.5-x-y)MnxSnyNi1.5箔带钎料的组织和钎焊性能[J]. 焊接学报, 2025, 46(4): 103-115. DOI: 10.12073/j.hjxb.20240122002
WANG Xuecheng, FAN Jiafeng, LI Xiaoqiang, QIAN Hao, XU Changyu. Microstructure and brazing properties of Ag20Cu35Zn(43.5-x-y)MnxSnyNi1.5 foil-filler brazing alloy[J]. TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION, 2025, 46(4): 103-115. DOI: 10.12073/j.hjxb.20240122002
Citation: WANG Xuecheng, FAN Jiafeng, LI Xiaoqiang, QIAN Hao, XU Changyu. Microstructure and brazing properties of Ag20Cu35Zn(43.5-x-y)MnxSnyNi1.5 foil-filler brazing alloy[J]. TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTION, 2025, 46(4): 103-115. DOI: 10.12073/j.hjxb.20240122002

低银Ag20Cu35Zn(43.5-x-y)MnxSnyNi1.5箔带钎料的组织和钎焊性能

基金项目: 广东省基础与应用基础研究基金资助项目(2023A1515010384);华南理工大学中央高校基本科研业务费项目(2023ZYGXZR005)
详细信息
    作者简介:

    王学程,硕士研究生;主要从事硬质合金与钢钎焊研究;Email: 820994056@qq.com

    通讯作者:

    钱浩,学士,高级工程师;Email: 349552751@qq.com.

  • 中图分类号: TG 454

Microstructure and brazing properties of Ag20Cu35Zn(43.5-x-y)MnxSnyNi1.5 foil-filler brazing alloy

  • 摘要:

    文中研究了添加Mn元素和Sn元素对低银Ag20Cu35Zn(43.5-x-y)MnxSnyNi1.5钎料显微组织、熔化特性以及润湿性能的影响,优化了钎料中Mn元素和Sn元素的含量. 进而采用单辊急冷法制备了Ag20Cu35Zn31Mn10Sn2.5Ni1.5箔带钎料,并采用高频感应钎焊方法,研究了其在钎焊温度为790 ~ 870 ℃钎焊硬质合金YG15与42CrMo异质材料的连接效果. 结果表明,随着Sn元素含量的增加,钎料合金中会形成体积分数较大的粗大脆性相,且脆性相的种类增加. Mn元素含量的增加引起钎料的脆硬相细化,固相线升高,熔化区间缩小,并且在YG15与42CrMo表面的铺展面积呈现先增加后减小的变化趋势. Sn元素和Mn元素的质量分数分别为2.5%和10%时,钎料具有较为优异的综合特性. 采用Ag20Cu35Zn31Mn10Sn2.5Ni1.5箔带钎料在830 ℃时钎焊的YG15与42CrMo接头的抗剪强度最大,达到270.36MPa,与采用商用Ag30CuZn钎料的850 ℃钎焊接头的抗剪强度相当. 剪切断裂在焊缝处,断口呈韧性断裂和部分脆性断裂的混合断裂.

    Abstract:

    The influence of the addition of Mn and Sn elements on the microstructure, melting characteristics, and wettability of low-silver Ag20Cu35Zn(43.5-x-y)MnxSnyNi1.5 brazing alloys was investigated, and the content of Mn and Sn elements in the brazing alloys was optimized. Subsequently, the Ag20Cu35Zn31Mn10Sn2.5Ni1.5 foil-filler brazing alloy was prepared using a single roller cold method. Its performance in connecting YG15 cemented carbide and 42CrMo dissimilar steel material was then investigated through high-frequency induction brazing at 790 ~ 870 ℃. The results showed that an increase in Sn element content lead to the coarse brittle phases with a high volume fraction in the brazing alloy, and the types of the brittle phase were diversified. An increase in Mn element content caused the brazing alloys to undergo brittle phase refinement, elevation of the solidus, and a reduction in the melting range, displaying a trend of increasing and then decreasing surface areas of YG15 and 42CrMo. Optimal comprehensive properties of the brazing alloy are observed when the mass fraction of Sn and Mn elements was 2.5% and 10%, respectively. The joint shear strength between YG15 and 42CrMo brazed with Ag20Cu35Zn31Mn10Sn2.5Ni1.5 foil-filler brazing alloy at a temperature of 830 ℃ reached a maximum value of 270.36 MPa. The shear strength was comparable to that brazed with commercial Ag30CuZn brazing alloy at 850 ℃. The shear fracture was in the weld, and the fracture was a mixture of ductile fracture and partial brittle fracture.

  • 银钎料广泛应用于盾构装备、航空航天、家用电器和汽车工业等领域的零部件制造中,银钎料熔点适中、液态流动性好、自身强度高,具有优良的塑性、导电性、导热性和耐蚀性[1-2]. 然而,银属于贵金属,提高钎料含银量会增加成本,因此有必要开发低含银量,兼具优异钎焊特性的银钎料[2-3].

    早期为了改善低银钎料自身性能及钎焊性能,生产性能较好的低银钎料,通常添加Cd元素. 含Cd元素的银基钎料不但具有熔点低、强度高和钎焊性能优良等特点,而且当添加Cd元素质量分数大于20%时,在保证较好钎焊性能的同时,能够大幅度降低钎料成本. 然而,Cd元素属于有毒重金属元素,含Cd元素的银钎料在生产和使用过程中,容易对人体健康和环境造成危害[4]. 目前,主要采用多元合金化方式研制低银无镉钎料,兼顾绿色环保、低成本和高性能,即在Ag-Cu-Zn体系的基础上,添加Sn元素、Mn元素、Ni元素、In元素和P元素、Ga元素等开发多元合金钎料. 通过优化钎料成分和调控钎缝组织,获得钎焊接头优异的性能. 在主要添加元素中,通常添加Sn元素[1-2]、Ga元素[5]和In元素[3]等低熔点元素以降低钎料熔点,添加Mn元素[6-7]、Ni元素[8]改善钎料及其接头的强韧性、显微硬度、耐蚀性能和高温强度.

    银基钎料具有优异的综合性能,是钎焊硬质合金与钢异质材料的常用钎料,Sn元素含量对合金显微组织影响较大,在银基钎料中添加质量分数为1% ~ 10%的适量Sn元素,可以降低钎料熔化温度,改善钎料对母材的润湿性,同时在一定程度上提高钎焊接头的强度[9],但不同体系下适宜的Sn元素含量范围较小,新型钎料体系中Sn元素的添加量通常需重新系统研究. 适量添加Mn元素可降低钎料熔化温度,改善钎料润湿性,并能适当替代Zn元素,具有二次脱氧作用[6]. 同时Mn元素可提高钎料显微硬度和高温强度[7]. 然而在银基钎料中添加Mn元素的研究仍然较少. Ni既能无限固溶于Cu形成连续固溶体,又能与Mn无限固溶,添加质量分数为0.4% ~ 1.5%的Ni元素就能提高钎缝中富银相的固溶强化效果[8]. 单辊急冷法制备的带状钎料,在焊接过程中表现出优异的化学均匀性和微观结构均匀性,有利于获得高质量接头[10].

    目前缺少钎焊性能可靠的低银无隔钎料. 为满足应用需求,文中在Ag-Cu-Zn钎料体系基础上,添加Mn元素、Sn元素和Ni元素,采用单辊急冷法制备了超细晶箔带钎料,开发钎焊性能优异的新型低银钎料. 随后以新型钎料为连接材料,感应钎焊YG15硬质合金与42CrMo,研究了低银钎料在不同温度下的钎焊成形效果和接头抗剪性能.

    制备钎料的原料采用质量分数大于99.99%的高纯度单质Ag、单质Cu、单质Zn、单质Mn、单质Sn和单质Ni金属颗粒. 各单质金属颗粒的元素熔点相差较大,为减少熔炼过程中Zn元素和Sn元素的烧损,通过两步熔炼法制备钎料. 钎料的化学成分, 如表1所示. 首先按照表1的质量分数配置并熔炼单质Ag、单质Cu、单质Mn和单质Ni原料得到中间合金,再按表1中的质量分数加入单质Zn和单质Sn熔炼得到最终钎料合金.

    表  1  钎料的化学成分(质量分数,%)
    Table  1.  Chemical compositions of brazing alloys
    样品 Ag Cu Sn Mn Ni Zn
    Sn10 20 35 10 10 1.5 余量
    Sn 5 20 35 5 10 1.5 余量
    Sn2.5 20 35 2.5 10 1.5 余量
    Mn 6 20 35 2.5 6 1.5 余量
    Mn 8 20 35 2.5 8 1.5 余量
    Mn10 20 35 2.5 10 1.5 余量
    Mn12 20 35 2.5 12 1.5 余量
    商用Ag30CuZn 30 38 余量
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    用于钎料润湿铺展试验和钎焊工艺研究的YG15硬质合金和42CrMo的化学成分,如表2所示. 润湿铺展试验母材尺寸均为20 mm × 20 mm × 2 mm,试验前使用180 ~ 800目SiC砂纸逐级打磨母材表面,然后用无水乙醇对母材表面进行清洗以去除油污,再将直径为1 mm的100 mg圆柱形钎料置于母材中央,使用FB102钎剂覆盖钎料,炉温加热至830 ℃后放入试样,保温60 s,取出空冷至室温后用柠檬酸清洗干净,拍摄钎料铺展面和剖面图片,采用Image J软件计算钎料铺展面积和润湿角.

    表  2  YG15硬质合金和42CrMo的化学成分(质量分数,%)
    Table  2.  Chemical compositions of YG15 cemented carbide and 42CrMo
    材料 WC Co C Si Mn Cr Mo Fe
    YG15 20 35
    42CrMo 0.41 0.28 0.71 1.12 0.18 余量
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    采用电火花切割方式将熔炼制备的钎料合金铸锭切割成小块,并经过打磨去除表面氧化膜,放入无水乙醇超声清洗5 min后烘干,再使用WK-Ⅱ型真空甩带机,采用单辊急冷法制备宽度约为10 mm、厚度约为80 μm的箔带钎料. 所有待焊母材的表面使用800目SiC砂纸进行终磨后,无水乙醇超声清洗5 min再烘干处理. 钎焊件装配示意图,如图1所示. 将母材和钎料按图1装夹,然后进行感应钎焊,在钎焊夹具侧面开孔后固定热电偶进行测温,钎焊温度分别为790 ℃,830 ℃和870 ℃.

    图  1  钎焊件装配示意图(mm)
    Figure  1.  Schematic diagram of brazing parts assembly

    采用差示扫描量热法(differential scanning calorimeter,DSC)对钎料进行热分析测试,升温速率为10 ℃/min,最高测试温度为900 ℃,高纯氩气保护. 利用X-射线衍射仪(X-ray diffraction, XRD)、扫描电子显微镜(scanning electron microscopy, SEM)和透射电子显微镜(transmission electron microscopy, TEM)对铸态钎料合金、箔带钎料以及钎焊接头和剪切断面的显微组织和元素分布进行分析. 使用UTM-5105电子万能试验机对钎焊接头进行抗剪强度测试,测试试样装配,如图2所示. 剪切加载速率为0.36 mm/min,应变速率为1 × 10−3/s,试验结果为5次测试的平均值.

    图  2  抗剪强度测试示意图
    Figure  2.  Schematic diagram of shear strength test

    不同的Sn元素质量分数的铸态的Ag20 Cu35 Zn(33.5-y) Mn10SnyNi1.5钎料合金的SEM,如图3所示. 当Sn元素含量较高,即质量分数为10%时,组织由条状相、针状相和粗大块状物质组成. 随着Sn元素含量的下降,粗大块状物质消失,合金组织以针状相和球状相为主;当Sn元素质量分数进一步下降到2.5%时,球状相相应减少,组织转变为密集的针/片状相分布于灰色基体中. 图3的EDS分析结果,如表3所示. 试样Sn10的元素EDS面扫描结果,如图4所示. 图3(a)中P1处的粗大块状物质中富含Cu元素、Sn元素、Mn元素和Ni元素,在图4中也可观察到相应元素富集区;图3中P4,P6和P8处的针状相中富含Ag元素、Cu元素和Zn元素;P5和P7处的球状相中富含Cu元素、Sn元素、Mn元素和Ni元素.

    图  3  不同Sn元素含量铸态钎料的显微组织
    Figure  3.  Microstructure of as-cast brazing alloys with different Sn element contents. (a) Sn 10; (b) Sn 5; (c) Sn 2.5
    表  3  EDS分析结果(原子分数,%)
    Table  3.  EDS analysis results
    样品代号 位置 Ag Cu Zn Sn Mn Ni 可能相
    Sn 10 P1 1.21 31.26 3.38 24.38 26.30 13.47 ε-Cu3Sn + Mn2NiSn
    Sn 10 P2 29.11 30.20 25.91 4.92 8.49 1.37 富Ag-(CuZn)
    Sn 10 P3 9.85 40.46 22.97 9.00 13.62 1.10 CuZn + Cu4MnSn
    Sn 10 P4 49.32 16.64 23.46 3.34 7.24 0 Ag(s,s) + CuZn
    Sn 5 P5 3.78 33.30 5.98 21.13 25.28 10.53 ε-Cu3Sn + Mn2NiSn
    Sn 5 P6 36.20 26.35 19.71 6.65 9.30 1.79 Ag(s,s) + CuZn
    Sn 5 P7 10.31 33.08 9.26 17.91 21.74 7.70 ε-Cu3Sn + Mn2NiSn
    Sn 2.5 P8 35.31 27.60 24.21 1.15 10.89 0.84 Ag(s,s) + CuZn
    Sn 2.5 P9 28.42 30.75 23.65 1.32 14.82 1.04 富Ag-(CuZn)
    Sn 2.5 P10 11.20 42.96 30.58 2.79 10.56 1.91 CuZn
    Sn 2.5 P11 42.02 21.51 21.38 1.11 13.34 0.64 Ag(s,s) + CuZn
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    图  4  Sn10的元素EDS面扫描结果
    Figure  4.  Elemental EDS surface scan of the Sn10

    铸态钎料合金XRD分析,如图5所示. 试样Sn2.5和Sn10的相组成均包括Ag(s,s),CuZn和Cu3Sn,与低Sn含量的试样Sn 2.5不同的是,试样Sn10中还含有Mn2NiSn相和Cu4MnSn相. 随着Sn元素的减少,铸态钎料中脆性金属化合物的数量相应减少,形成受到抑制. 结合图4表3可以推测,图3(a)中虚线所包围的粗大块状物质为ε-Cu3Sn相和Mn2NiSn相,均为具有硬、脆特点的金属间化合物,聚集和长大会导致合金强度和塑性下降. 组织中还伴随有图3(a)的P3处的条状CuZn相和Cu4MnSn相,P2处的粗大富Ag的CuZn相,P4处的针状Ag(s,s)相. 降低钎料合金中的Sn含量,图3(b)中钎料显微组织发生细化,试样Sn5中的ε-Cu3Sn相和Mn2NiSn相细化为平均直径为2.5μm的球状相,显微组织为CuZn基体上分布着针状Ag(s,s)相和球状(ε-Cu3Sn + Mn2NiSn)脆性物质. Sn元素含量以进一步降至质量分数为2.5%时,显微组织主要为灰色CuZn相和白色不规则形态的富Ag组织,仅含有微量ε-Cu3Sn相. 富Ag组织主要以3种形式存在,第1种形式是从高温固溶于CuZn相中析出的图3 (c)的P8处针状Ag相,具有一定的方向性. 第2种形式是由于CuZn相析出不完全,形成图3(c)的P9处富Ag-(CuZn)相. 第3种形式是凝固末端,液相中的Ag,Cu发生共晶反应,形成图3 (c)点P11的CuZn相的同时形成粗壮的针状Ag(s,s)相. 与WANG等人[11]的研究结果相近.

    图  5  铸态钎料合金XRD分析
    Figure  5.  XRD analysis of as-cast brazing alloys. (a) different Sn element contents; (b) different Mn element contents

    Sn元素含量的变化对钎料合金的相组成和组织形貌有较大影响. 较高的Sn元素含量会在组织中,形成体积分数较高的粗大脆性ε-Cu3Sn相和Mn2NiSn相,从而恶化钎料合金自身的强韧性,并会导致后续加工成形困难. 为了充分发挥Sn元素在降低钎料熔化温度、改善钎料对母材润湿性和提高钎焊接头的强度等方面的优点的同时避免粗大脆性物质的形成,后续研究中Sn元素的质量分数将保持在2.5%.

    在确定Sn元素含量后,研究不同Mn元素含量对钎料合金显微组织的影响. 图5(b)为不同Mn元素含量铸态钎料合金的XRD分析. Mn元素质量分数在6% ~ 12%范围内变化时,钎料合金的相组成基本相同,由Ag(s,s)相、CuZn相和含量极少的ε-Cu3Sn相构成. 并未发现含Mn元素、Ni元素相的衍射峰,并且随着Mn元素含量的增加,CuZn相的XRD峰逐渐向小角度偏移,这说明Mn元素、Ni元素基本固溶其中. 不同Mn含量铸态钎料合金的显微组织,如图6所示. 虽然钎料的相组成没有明显变化,但是随着Mn元素含量的增加,组织中的ε-Cu3Sn相会逐渐细化. 当Mn元素质量分数为6%时,在凝固边界处形成ε-Cu3Sn相团聚体. 当Mn元素质量分数为8%时,ε-Cu3Sn相没有明显偏聚,形成粒径约为0.70μm的颗粒状ε-Cu3Sn相. 当Mn元素质量分数为10%时,ε-Cu3Sn相进一步细化,粒径约为0.59 μm并呈弥散分布. 在Mn 元素质量分数为12%的合金显微组织中放大10000倍,仍无法观察到ε-Cu3Sn相,推测已经细化至纳米尺度. Mn元素含量的增加引起ε-Cu3Sn相细化的原因为,随着Mn元素含量的增加,Zn元素含量不断减少,根据Cu-Zn二元合金相图可知,液态金属凝固生成CuZn相的温度区间将不断缩小. 在相同冷却速率下,更窄的温度区间缩短了液相存在的时间,从而抑制了液相与Sn在Cu中的固溶体(α-锡青铜相)的包晶反应,避免了粗大ε-Cu3Sn相的形成.

    图  6  不同Mn元素含量铸态钎料合金的显微组织
    Figure  6.  Microstructure of as-cast brazing alloys with different Mn element contents. (a) Mn 6; (b) local enlargement of Fig. 6 (a); (c) Mn 8; (d) local enlargement of Fig. 6 (c); (e) Mn 10; (f) local enlargement of Fig. 6 (e); (g) local enlargement of Fig. 6 (f); (h) Mn 12; (i)local enlargement of Fig. 6 (h)

    结合Ag-Cu二元合金相图、Cu-Zn二元合金相图和Cu-Sn二元合金相图,以及钎料合金的XRD分析结果可以推断,熔融状态的钎料冷却到900 ℃左右开始凝固生成CuZn相. 由于Ag-Cu合金、Cu-Sn合金凝固的温度较低,当温度继续下降至780 ℃左右时,固液界面处液态的Ag元素与Cu元素开始发生共晶反应生成CuZn相和具有一定取向的粗针片状Ag(s,s)相,如图6所示. 图6实线包围区域中,白色相为Ag(s,s)相,黑色相为CuZn相. 随着温度的进一步下降,从图6(c)到图6(g)中固溶在初生CuZn相中的Ag呈针状析出,由于冷却速度较快,最后产物中形成未析出完全的富Ag-(CuZn)相.

    随着温度继续下降,不同Sn元素含量的钎料组织将以3种方式进行凝固. 第1种方式是当Sn元素含量较高,即质量分数为10%时,剩余液相将与Sn元素在Cu元素中的固溶体(α-锡青铜相)进行包晶反应L + α→β,随着温度进一步降低,只在高温状态下存在的β-Cu5Sn相会发生转变β→α + γ,γ-Cu31Sn8相也只存在于相对比较低的温度之下,当温度降至520 ℃以下则会发生共析转变γ→α + δ,δ-Cu4Sn相最后通过共析反应δ→α + ε形成以共析相(α + ε)为基的锡青铜组织,其中ε相是以金属化合物Cu3Sn为基的固溶体. 实际凝固过程并不绝对平衡,因此铸态钎料合金组织中会残存部分硬脆β′相,同时由于钎料中Mn元素的固溶作用,β′相为Cu4MnSn. 第2种方式是当Sn元素质量分数为降至5%时,虽然在钎料凝固过程依然发生L + α→β的包晶反应,但是根据Cu-Sn二元合金相图可知,β-Cu5Sn相后续将发生β→α转变,并最终从α-锡青铜相中析出ε-Cu3Sn相,形成球状(ε + α)组织. 第3种方式是当Sn元素质量分数进一步下降至2.5%时,凝固过程中并不发生L + α→β的包晶反应,而是直接全部凝固形成α-锡青铜相,并最终在温度降至350 ℃以下时析出ε-Cu3Sn相,由于ε-Cu3Sn相在相对较低温度下析出,因此在冷却速度较高的情况下,Sn元素质量分数为2.5%的钎料组织中的ε-Cu3Sn相含量少且尺寸极小.

    在确定Sn元素质量分数为2.5%后,将不同质量分数的Mn元素的Ag20Cu35Zn(33.5-x)MnxSn2.5Ni1.5钎料合金铸锭,通过单辊急冷法制备箔带钎料合金,箔带钎料合金样品SMn6,SMn8,SMn10和SMn12中Mn元素质量分数分别为6%,8%,10%和12%. 箔带钎料合金SMn6背散射图,如图7所示. 箔带钎料合金各区域没有明显衬度区别,元素分布较为均匀. 不同Mn元素含量箔带钎料XRD分析,如图8所示. 箔带钎料合金组织由Ag(s,s)相、CuZn相和极少量的Cu3Sn相构成,并且各相对应的XRD衍射峰半高宽相比于铸态钎料合金明显变宽,特别是Ag(s,s)相的衍射峰,表明箔带钎料合金的晶粒相比铸态明显细化.

    图  7  箔带钎料合金背散射图
    Figure  7.  Backscattered election image of the foil-filler alloy
    图  8  箔带钎料合金XRD分析
    Figure  8.  XRD analysis of foil-filler alloys

    箔带钎料合金TEM分析,如图9所示. 图9(a)中b区的高分辨透射电镜(high resolution transmission electron microscope, HRTEM)形貌,如图9(b)所示. 由图9(f)和9(g)中f区和g区选区电子衍射(selected area electron diffraction,SAED)分析可知,其分别为晶带轴$ [\overline 1 \overline 1 \overline 1 ] $、晶带轴$ [\overline 1 1\overline 1 ] $下的CuZn相,即灰色基底相为CuZn相. 对c区进行快速傅立叶变换(fast Fourier transform,FFT),如图9(c)所示. 包括CuZn相和Cu3Sn相两套衍射斑点,原因为深灰色颗粒Cu3Sn相尺寸极小,在FFT过程中包括了基底的CuZn相. 图9(d)中e区经HRTEM分析和SAED分析可知,黑色针/杆状相是Ag(s,s)相.

    图  9  箔带钎料合金TEM分析
    Figure  9.  TEM analysis of foil-filler alloys. (a) TEM brightfield image; (b) HRTEM of region b; (c) FFT of region c; (d) HRTEM of region d; (e) SAED and HRTEM of region e;(f) SAED and HRTEM of region f;(g) SAED and HRTEM of region g

    箔带钎料合金组织中CuZn和Ag(s,s)相界面处、CuZn和Cu3Sn相界面处的TEM及相应区域的FFT结果,如图10所示. 根据Bramfitt晶格错配理论[12]可知,错配度为5% ~ 15%的界面属于半共格关系. 错配度因子为

    图  10  箔带钎料合金相界面TEM分析
    Figure  10.  TEM analysis of foil-filler alloys at the phase interface. (a) CuZn and Ag(s,s); (b) CuZn and Cu3Sn
    $$ \delta = \overline {\mathop \delta \nolimits_{\mathop {\left( {hkl} \right)}\nolimits_n }^{\mathop {\left( {hkl} \right)}\nolimits_s } } = \frac{{\displaystyle\sum_{i = 1}^3 {\dfrac{{\left| {\left( {\mathop d\nolimits_{[uvw]_s^i} \cos \theta_0 } \right) - \mathop d\nolimits_{[uvw]_n^i} } \right|}}{{\mathop d\nolimits_{[uvw]_n^i} }}} }}{3} \times 100\% $$ (1)

    式中:d为沿对应晶向的晶面间距;θ0为晶向夹角;

    式(1)计算的CuZn相与Ag(s,s)相界面的错配度因子,如表4所示. CuZn相与Cu3Sn相界面的错配度因子,如表5所示. CuZn相和Ag(s,s)相错配度因子为36.08%,可以判断该两相界面为非共格关系;CuZn相和Cu3Sn相错配度因子为10.58%,可以判断该两相界面为半共格关系,具有较强的界面结合力,意味着细小Cu3Sn相的形成有利于钎料箔带在高强度时,依然具有良好的塑性.

    表  4  CuZn相与Ag(s,s)相界面的错配度因子
    Table  4.  Mismatch factors at the interfaces of CuZn phase with Ag(s,s)
    晶带轴 晶面间距 晶向夹角
    θ0/(°)
    错配度因子
    [uvw]CuZn [uvw]Ag(s,s) $\mathrm{\mathit{d}}_{\left[\mathit{\mathit{\mathrm{\mathit{u}}\mathrm{\mathit{v}}\mathrm{\mathit{w}}}}\right]_{_{\mathrm{C}\mathrm{u}\mathrm{Z}\mathrm{n}}}} $/nm $\mathit{\mathit{d}}_{\left[\mathit{\mathit{\mathrm{\mathit{u}}\mathrm{\mathit{v}}\mathrm{\mathit{w}}}}\right]_{_{\mathrm{A}\mathrm{g}(\mathrm{s},\mathrm{s})}}} $/nm $\mathop\delta \nolimits_{\mathop{\left( {hkl} \right)}\nolimits_{_{\mathrm{A}\mathrm{g}(\mathrm{s},\mathrm{s})}}}^{\mathop{\left({hkl}\right)}\nolimits_{{\mathrm{CuZn}}}}$(%) $\overline {\mathop \delta \nolimits_{\mathop {\left( {hkl} \right)}\nolimits_{{\mathrm{Ag(s,s)}}} }^{\mathop {\left( {{\mathrm{hkl}}} \right)}\nolimits_{{\mathrm{CuZn}}} } } $(%)
    $ [01\overline 1 ] $ [200] 3.66 2.10 34.98 42.80 36.08
    [012] [002] 3.01 2.10 0.57 43.33 36.08
    [021] [202] 2.02 1.54 21.42 22.11 36.08
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    表  5  CuZn相与Cu3Sn相界面的错配度因子
    Table  5.  Mismatch factors at the interfaces of CuZn phase with Cu3Sn phases
    晶带轴 晶面间距 晶向夹角
    θ0/(°)
    错配度因子
    [uvw]CuZn $ {[uvw]}_{{{\mathrm{Cu}}}_3{\mathrm{Sn}}}$ $ \mathbf{\mathit{\mathrm{\boldsymbol{\mathbf{\mathbf{\mathit{d}}}}}}}_{\left[\mathit{\mathrm{\mathit{u}}\mathrm{\mathit{v}}\mathrm{\mathit{w}}}\right]_{\mathrm{C}\mathrm{u}\mathrm{Z}\mathrm{n}}} $/nm $ \mathbf{\mathit{\mathrm{\boldsymbol{\mathbf{\mathbf{\mathit{d}}}}}}}_{^{\left[\mathit{\mathrm{\mathit{u}}\mathrm{\mathit{v}}\mathrm{\mathit{w}}}\right]_{_{\mathrm{C}\mathrm{u_3}\mathrm{S}\mathrm{n}_{ }}}}} $/nm $ \mathrm{\mathit{\delta}}_{\left(\mathrm{\mathit{h}}\mathrm{\mathit{kl}}\right)_{\mathrm{C}\mathrm{u}_3\mathrm{S}\mathrm{n}}}^{\left(\mathrm{\mathit{h}}\mathrm{\mathit{kl}}\right)_{\mathrm{C}\mathrm{u}\mathrm{Z}\mathrm{n}}} $(%) $ \overline{\mathit{\delta}_{\left(\mathrm{\mathit{h}}\mathrm{\mathit{kl}}\right)_{\mathrm{C}\mathrm{u}_3\mathrm{S}\mathrm{n}}}^{\left(\mathrm{\mathit{h}}\mathrm{\mathit{kl}}\right)_{\mathrm{C}\mathrm{u}\mathrm{Z}\mathrm{n}}}} $(%)
    $ [01\overline 1 ] $ [010] 2.28 2.43 27.11 16.48 10.58
    [101] $ [\overline 1 01] $ 2.12 1.85 21.51 6.61 10.58
    [110] $ [\overline 1 11] $ 2.08 1.93 32.04 8.64 10.58
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    不同钎料的熔化特性,如图11所示. 图11(a)为不同Mn含量箔带钎料和商用Ag30CuZn钎料的DSC曲线. 文中设计的Ag元素质量分数为20%的钎料相比商用Ag30CuZn钎料具有更低的熔点、宽度更小的熔化区间. 随着Mn元素添加量的增加,钎料固相线逐渐升高,液相线在757.87 ~ 767.87 ℃温度范围内呈现先下降后上升的趋势,而且添加元素质量分数为10%的Mn元素时液相线最低,熔化区间宽度呈现不断减小的趋势. 相比Ag30CuZn钎料,文中钎料的DSC曲线并未产生新的吸、放热峰,说明Mn元素的添加并未明显改变钎料的物相构成. 图11(b)为Mn 元素质量分数为10%的铸态和箔带钎料DSC曲线对比图,箔带钎料的固、液相线温度分别为695.87  ℃和757.87  ℃,熔化区间ΔT = 62.0  ℃. 铸态钎料的固、液相线温度为685.68  ℃和758.23  ℃,熔化区间ΔT = 72.55  ℃. 箔带钎料的熔化范围小于铸态钎料,结合文献[13]认为,箔带钎料更细的微观结构,增加了比表面积和表面能,使钎料熔点降低,同时快速凝固制备的箔带钎料的微观结构是在短距离扩散下结晶形成的,在高于固相线的温度下将快速转化为液态.

    图  11  不同钎料合金的熔化特性
    Figure  11.  Melting characteristics of different foil-filler alloys. (a) DSC curves of foil-filler alloys;(b) DSC curves of Mn10 and SMn10

    润湿性和铺展性是评价钎料钎焊性能的重要指标. 钎焊润湿过程实际上是一个表面张力达到平衡条件的动态过程. 钎料的润湿机理可以用Young方程表示,即

    $$ \gamma_{\mathrm{sv}} = \gamma_{\mathrm{ls}} + \gamma_{\mathrm{lv}} \cos \theta_1 $$ (2)

    式中:γsv为填充金属铺展过程固体 — 气体界面表面张力;γls为填充金属铺展过程液-固界面表面张力;γlv为填充金属铺展过程液-气界面表面张力;θ1为润湿角.

    钎料在YG15合金和42CrMo合金表面的润湿铺展性能,如图12所示. 图12(a)为不同Mn元素含量钎料的润湿试验结果,钎料在YG15合金和42CrMo合金表面的铺展面积均随着Mn元素含量的升高而呈现先增加后减小的趋势,润湿角则呈现先减小后增加的趋势. 当添加质量分数为10%的Mn元素时,钎料在YG15合金和42CrMo合金表面的润湿铺展面积分别为94 mm2和130 mm2,润湿角分别为9°和4°. 结合文献[14]认为,随着钎料熔化温度的升高,在相同润湿温度下金属的过热度降低,过热度较低导致熔融金属的粘度较高、流动性较低,最终表现为润湿角的增加和铺展面积的减少. 此外,钎料在YG15合金表面的润湿铺展面积均小于42CrMo合金. 由于YG15合金由WC相和质量分数为15%的Co粘结相构成,WC相属于不易被液态钎焊合金润湿的材料,而42CrMo合金属于合金钢,结合文献[15]可知,在相同条件下钎料在42CrMo合金上的润湿性更好.

    图  12  钎料在合金表面的润湿铺展性能
    Figure  12.  Spreading and wetting property of brazing alloy at alloy surface. (a) spreading areas and wetting angles; (b) wetting ring

    图12(b)为钎料Mn10在YG15硬质合金表面的润湿铺展,可以观察到最外层环、中间层物质和中心的铺展钎料,EDS分析显示最外层环为钎剂,中间层物质包括钎剂和少量易挥发的Zn元素. 这种分层现象是一种典型的润湿环现象,钎料铺展的非反应流动阶段在表面张力驱动下沿着界面流动,润湿角不断减小形成中间层,在反应流动阶段通过界面的化学反应产生的反应流进一步润湿铺展形成外层润湿环. 在Sn-Pb/Cu[16]、Au-Ag-Ge/Ni[17]和17AgCuZnSn-2Ga/不锈钢[18]等的润湿铺展中都能观察到润湿环现象. 通常而言,在低温和高温钎焊过程中,润湿环的出现对于钎料与母材间的润湿是有利的. 主要原因为钎料率先铺展的部分所发生的传质作用降低了钎料与母材间的表面张力.

    采用Ag20Cu35Zn31Mn10Sn2.5Ni1.5箔带钎料高频感应钎焊YG15硬质合金和42CrMo合金,不同钎焊温度钎焊界面显微组织,如图13所示. 钎焊界面显微组织EDS分析结果,如表6所示. 钎缝中主要为CuZn相、Ag(s.s)相、富Ag-(CuZn)相和FeCo相. FeCo相是源于42CrMo合金侧的Fe元素和YG15合金侧的Co元素向钎料中扩散形成的新相. 当钎焊温度为790 ℃时,钎焊温度相对较低,钎料合金与母材间的元素扩散并不充分,使得钢与钎缝界面处的冶金结合不够,同时由于两侧材料的热膨胀系数差距较大,在冷却过程中该界面处部分区域形成了裂纹,导致抗剪强度较差,仅为140.31 MPa. 随着钎焊温度上升,CuZn相沿42CrMo合金侧异质形核并长大,在830 ℃的钎焊温度下钎料与两侧金属形成了良好冶金结合,接头抗剪强度增至270.36 MPa. 当钎焊温度进一步上升至870 ℃时,钎焊温度较高使钎料流失严重,钎缝宽度比830 ℃时缩小约25%,同时接头抗剪强度下降至188.61MPa. 值得注意的是,在790 ~ 830 ℃的钎焊温度下YG15硬质合金与钎缝界面结合良好,均没有生成严重影响界面结合力的硬脆碳化物相. 商用Ag30CuZn钎料在850 ℃钎焊温度下形成的接头抗剪强度,大于790 ℃和870 ℃的接头抗剪强度,略低于文中的最大的接头抗剪强度.

    图  13  不同钎焊温度钎焊接头界面显微组织
    Figure  13.  Microstructure of the brazed joint interface at different brazing temperatures. (a) 790 ℃; (b) local enlargement of Fig. 13 (a);(c) 830 ℃; (d) local enlargement of Fig. 13 (c);(e) 870 ℃; (c) local enlargement of Fig. 13 (e)
    表  6  钎焊接头界面EDS分析结果(原子分数,%)
    Table  6.  EDS analysis results of brazed joint interface
    位置 Ag Cu Zn Sn Mn Ni Co Fe 可能相
    P12 5.24 56.66 28.88 0.59 2.42 2.31 1.65 2.25 CuZn
    P13 1.14 4.25 3.78 0.27 1.14 1.65 34.39 53.38 FeCo
    P14 49.64 19.23 27.03 1.40 2.59 0.12 Ag(s,s) + CuZn
    P15 39.56 23.37 20.52 7.35 7.26 1.01 Ag(s,s) + CuZn
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    图13(c)中830 ℃钎焊接头的元素EDS线扫描结果,如图14所示. 元素EDS面扫描结果,如图15所示. 由于采用的高频感应钎焊方法具有快热、快冷的特征,试样钎焊时间短,接头界面并未形成明显的扩散区域. 由图14中Co元素线扫描结果可知,钎缝在一定程度上抑制了Co元素向42CrMo基体扩散,抑制了YG15硬质合金侧Co元素的流失,YG15硬质合金侧贫Co区的宽度减小,从而有效提高了YG15硬质合金侧强度. 结合Fe元素、Co元素线扫描结果可知,在42CrMo基体侧形成了FeCo相,说明830 ℃钎焊的接头中42CrMo基体侧也形成较好的界面冶金结合.

    图  14  830 ℃钎焊接头EDS线扫描结果
    Figure  14.  EDS line scanning results of joint brazed at 830 ℃
    图  15  830 ℃钎焊的接头EDS面扫描结果
    Figure  15.  EDS map scanning results of joint brazed at 830 ℃

    不同钎焊温度接头剪切断口形貌,如图16所示. 图16(a)为790 ℃下钎焊的接头沿钎缝与42CrMo界面处的裂纹发生断裂,断面平整,在42CrMo侧断面上检测到部分FeCo相散布. 随着钎焊温度升高剪切断面位置移至钎缝处,图16(b)中830 ℃钎焊接头的剪切断口存在明显韧窝、大量塑性滑移状的界面和部分凹坑,整体表现为韧性断裂并伴有脆性断裂. 韧窝主要出现在Ag(s,s)相的位置,CuZn基体断裂处主要呈现塑性滑移状特征.

    图  16  不同钎焊温度接头剪切断口形貌
    Figure  16.  Shear fracture morphology of the joints brazed at different temperatures. (a) 790 ℃; (b) 830 ℃; (c) 870 ℃

    图16(b)中虚线断口处裂纹主要出现在CuZn基体和Ag(s,s)交界处,原因一方面为Ag(s,s)与CuZn基体无共格关系,与CuZn基体的结合力相比与基体有半共格关系的Cu3Sn更小;另一方面为Cu3Sn的量少且体积极小,弥散分布于钎缝中,因此较难成为裂纹源. 在断面上还存在FeCo相,FeCo相硬度高,断裂时表现为从CuZn基体中拔出形成凹坑. 图16(c)为钎焊温度为870 ℃的断面,断面上出现WC相,韧窝占比减少,滑移状表面消失,整体表现为脆断为主的断裂,断裂发生在近YG15硬质合金侧,韧窝主要出现在Ag(s,s)相的位置. 说明部分断裂发生在YG15硬质合金基体上,钎缝与YG15硬质合金界面结合牢固.

    (1)低银Ag20Cu35Zn(43.5-x-y)MnxSnyNi1.5中脆硬Cu3Sn相的尺寸,随着Sn含量降低而减小,当Sn元素质量分数为2.5%时以细小颗粒形态分布在钎料合金中. 适量Mn元素的加入可起到细化脆硬Cu3Sn相,并缩小钎料熔化区间的作用,Mn元素质量分数为10%时,Cu3Sn相为颗粒状,粒径减小到0.59 μm并呈弥散分布. 快速凝固技术制备钎料进一步细化了各组成相,且钎料中合金元素分布均匀,Cu3Sn相细化至纳米尺度.

    (2)随着Mn元素含量的增加,钎料固相线不断升高,液相线则呈现先降低后升高的趋势,Mn元素质量分数为10%时液相线最低,为757.87 ℃,此时熔化区间ΔT = 62.0 ℃,固、液相线及熔化区间均低于商用Ag30CuZn;钎料在YG15硬质合金和42CrMo合金母材表面上的润湿铺展面积,随着Mn元素含量的呈现先升高后降低的趋势,润湿角呈现先降低后升高的趋势,且在YG15硬质合金表面的润湿铺展面积均小于在42CrMo合金润湿铺展面积,当Mn元素质量分数为10%时,在YG15合金和42CrMo合金表面的润湿铺展面积分别为94 mm2和130 mm2;润湿角分别为9°和4°.

    (3)使用单辊急冷法制备的Ag20Cu35Zn31Mn10Sn2.5Ni1.5钎料钎焊YG15硬质合金和42CrMo合金,接头抗剪强度随钎焊温度升高先增加后减小,在钎焊温度为830 ℃达到最大值270.36 MPa,略高于采用商用Ag30CuZn钎料在850 ℃钎焊接头的抗抗剪强度. 此时钎缝接头断口表现为韧性断裂并伴有脆性断裂.

  • 图  1   钎焊件装配示意图(mm)

    Figure  1.   Schematic diagram of brazing parts assembly

    图  2   抗剪强度测试示意图

    Figure  2.   Schematic diagram of shear strength test

    图  3   不同Sn元素含量铸态钎料的显微组织

    Figure  3.   Microstructure of as-cast brazing alloys with different Sn element contents. (a) Sn 10; (b) Sn 5; (c) Sn 2.5

    图  4   Sn10的元素EDS面扫描结果

    Figure  4.   Elemental EDS surface scan of the Sn10

    图  5   铸态钎料合金XRD分析

    Figure  5.   XRD analysis of as-cast brazing alloys. (a) different Sn element contents; (b) different Mn element contents

    图  6   不同Mn元素含量铸态钎料合金的显微组织

    Figure  6.   Microstructure of as-cast brazing alloys with different Mn element contents. (a) Mn 6; (b) local enlargement of Fig. 6 (a); (c) Mn 8; (d) local enlargement of Fig. 6 (c); (e) Mn 10; (f) local enlargement of Fig. 6 (e); (g) local enlargement of Fig. 6 (f); (h) Mn 12; (i)local enlargement of Fig. 6 (h)

    图  7   箔带钎料合金背散射图

    Figure  7.   Backscattered election image of the foil-filler alloy

    图  8   箔带钎料合金XRD分析

    Figure  8.   XRD analysis of foil-filler alloys

    图  9   箔带钎料合金TEM分析

    Figure  9.   TEM analysis of foil-filler alloys. (a) TEM brightfield image; (b) HRTEM of region b; (c) FFT of region c; (d) HRTEM of region d; (e) SAED and HRTEM of region e;(f) SAED and HRTEM of region f;(g) SAED and HRTEM of region g

    图  10   箔带钎料合金相界面TEM分析

    Figure  10.   TEM analysis of foil-filler alloys at the phase interface. (a) CuZn and Ag(s,s); (b) CuZn and Cu3Sn

    图  11   不同钎料合金的熔化特性

    Figure  11.   Melting characteristics of different foil-filler alloys. (a) DSC curves of foil-filler alloys;(b) DSC curves of Mn10 and SMn10

    图  12   钎料在合金表面的润湿铺展性能

    Figure  12.   Spreading and wetting property of brazing alloy at alloy surface. (a) spreading areas and wetting angles; (b) wetting ring

    图  13   不同钎焊温度钎焊接头界面显微组织

    Figure  13.   Microstructure of the brazed joint interface at different brazing temperatures. (a) 790 ℃; (b) local enlargement of Fig. 13 (a);(c) 830 ℃; (d) local enlargement of Fig. 13 (c);(e) 870 ℃; (c) local enlargement of Fig. 13 (e)

    图  14   830 ℃钎焊接头EDS线扫描结果

    Figure  14.   EDS line scanning results of joint brazed at 830 ℃

    图  15   830 ℃钎焊的接头EDS面扫描结果

    Figure  15.   EDS map scanning results of joint brazed at 830 ℃

    图  16   不同钎焊温度接头剪切断口形貌

    Figure  16.   Shear fracture morphology of the joints brazed at different temperatures. (a) 790 ℃; (b) 830 ℃; (c) 870 ℃

    表  1   钎料的化学成分(质量分数,%)

    Table  1   Chemical compositions of brazing alloys

    样品 Ag Cu Sn Mn Ni Zn
    Sn10 20 35 10 10 1.5 余量
    Sn 5 20 35 5 10 1.5 余量
    Sn2.5 20 35 2.5 10 1.5 余量
    Mn 6 20 35 2.5 6 1.5 余量
    Mn 8 20 35 2.5 8 1.5 余量
    Mn10 20 35 2.5 10 1.5 余量
    Mn12 20 35 2.5 12 1.5 余量
    商用Ag30CuZn 30 38 余量
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    表  2   YG15硬质合金和42CrMo的化学成分(质量分数,%)

    Table  2   Chemical compositions of YG15 cemented carbide and 42CrMo

    材料 WC Co C Si Mn Cr Mo Fe
    YG15 20 35
    42CrMo 0.41 0.28 0.71 1.12 0.18 余量
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    表  3   EDS分析结果(原子分数,%)

    Table  3   EDS analysis results

    样品代号 位置 Ag Cu Zn Sn Mn Ni 可能相
    Sn 10 P1 1.21 31.26 3.38 24.38 26.30 13.47 ε-Cu3Sn + Mn2NiSn
    Sn 10 P2 29.11 30.20 25.91 4.92 8.49 1.37 富Ag-(CuZn)
    Sn 10 P3 9.85 40.46 22.97 9.00 13.62 1.10 CuZn + Cu4MnSn
    Sn 10 P4 49.32 16.64 23.46 3.34 7.24 0 Ag(s,s) + CuZn
    Sn 5 P5 3.78 33.30 5.98 21.13 25.28 10.53 ε-Cu3Sn + Mn2NiSn
    Sn 5 P6 36.20 26.35 19.71 6.65 9.30 1.79 Ag(s,s) + CuZn
    Sn 5 P7 10.31 33.08 9.26 17.91 21.74 7.70 ε-Cu3Sn + Mn2NiSn
    Sn 2.5 P8 35.31 27.60 24.21 1.15 10.89 0.84 Ag(s,s) + CuZn
    Sn 2.5 P9 28.42 30.75 23.65 1.32 14.82 1.04 富Ag-(CuZn)
    Sn 2.5 P10 11.20 42.96 30.58 2.79 10.56 1.91 CuZn
    Sn 2.5 P11 42.02 21.51 21.38 1.11 13.34 0.64 Ag(s,s) + CuZn
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    表  4   CuZn相与Ag(s,s)相界面的错配度因子

    Table  4   Mismatch factors at the interfaces of CuZn phase with Ag(s,s)

    晶带轴 晶面间距 晶向夹角
    θ0/(°)
    错配度因子
    [uvw]CuZn [uvw]Ag(s,s) $\mathrm{\mathit{d}}_{\left[\mathit{\mathit{\mathrm{\mathit{u}}\mathrm{\mathit{v}}\mathrm{\mathit{w}}}}\right]_{_{\mathrm{C}\mathrm{u}\mathrm{Z}\mathrm{n}}}} $/nm $\mathit{\mathit{d}}_{\left[\mathit{\mathit{\mathrm{\mathit{u}}\mathrm{\mathit{v}}\mathrm{\mathit{w}}}}\right]_{_{\mathrm{A}\mathrm{g}(\mathrm{s},\mathrm{s})}}} $/nm $\mathop\delta \nolimits_{\mathop{\left( {hkl} \right)}\nolimits_{_{\mathrm{A}\mathrm{g}(\mathrm{s},\mathrm{s})}}}^{\mathop{\left({hkl}\right)}\nolimits_{{\mathrm{CuZn}}}}$(%) $\overline {\mathop \delta \nolimits_{\mathop {\left( {hkl} \right)}\nolimits_{{\mathrm{Ag(s,s)}}} }^{\mathop {\left( {{\mathrm{hkl}}} \right)}\nolimits_{{\mathrm{CuZn}}} } } $(%)
    $ [01\overline 1 ] $ [200] 3.66 2.10 34.98 42.80 36.08
    [012] [002] 3.01 2.10 0.57 43.33 36.08
    [021] [202] 2.02 1.54 21.42 22.11 36.08
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    表  5   CuZn相与Cu3Sn相界面的错配度因子

    Table  5   Mismatch factors at the interfaces of CuZn phase with Cu3Sn phases

    晶带轴 晶面间距 晶向夹角
    θ0/(°)
    错配度因子
    [uvw]CuZn $ {[uvw]}_{{{\mathrm{Cu}}}_3{\mathrm{Sn}}}$ $ \mathbf{\mathit{\mathrm{\boldsymbol{\mathbf{\mathbf{\mathit{d}}}}}}}_{\left[\mathit{\mathrm{\mathit{u}}\mathrm{\mathit{v}}\mathrm{\mathit{w}}}\right]_{\mathrm{C}\mathrm{u}\mathrm{Z}\mathrm{n}}} $/nm $ \mathbf{\mathit{\mathrm{\boldsymbol{\mathbf{\mathbf{\mathit{d}}}}}}}_{^{\left[\mathit{\mathrm{\mathit{u}}\mathrm{\mathit{v}}\mathrm{\mathit{w}}}\right]_{_{\mathrm{C}\mathrm{u_3}\mathrm{S}\mathrm{n}_{ }}}}} $/nm $ \mathrm{\mathit{\delta}}_{\left(\mathrm{\mathit{h}}\mathrm{\mathit{kl}}\right)_{\mathrm{C}\mathrm{u}_3\mathrm{S}\mathrm{n}}}^{\left(\mathrm{\mathit{h}}\mathrm{\mathit{kl}}\right)_{\mathrm{C}\mathrm{u}\mathrm{Z}\mathrm{n}}} $(%) $ \overline{\mathit{\delta}_{\left(\mathrm{\mathit{h}}\mathrm{\mathit{kl}}\right)_{\mathrm{C}\mathrm{u}_3\mathrm{S}\mathrm{n}}}^{\left(\mathrm{\mathit{h}}\mathrm{\mathit{kl}}\right)_{\mathrm{C}\mathrm{u}\mathrm{Z}\mathrm{n}}}} $(%)
    $ [01\overline 1 ] $ [010] 2.28 2.43 27.11 16.48 10.58
    [101] $ [\overline 1 01] $ 2.12 1.85 21.51 6.61 10.58
    [110] $ [\overline 1 11] $ 2.08 1.93 32.04 8.64 10.58
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    表  6   钎焊接头界面EDS分析结果(原子分数,%)

    Table  6   EDS analysis results of brazed joint interface

    位置 Ag Cu Zn Sn Mn Ni Co Fe 可能相
    P12 5.24 56.66 28.88 0.59 2.42 2.31 1.65 2.25 CuZn
    P13 1.14 4.25 3.78 0.27 1.14 1.65 34.39 53.38 FeCo
    P14 49.64 19.23 27.03 1.40 2.59 0.12 Ag(s,s) + CuZn
    P15 39.56 23.37 20.52 7.35 7.26 1.01 Ag(s,s) + CuZn
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图(16)  /  表(6)
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出版历程
  • 收稿日期:  2024-01-21
  • 网络出版日期:  2025-04-22
  • 刊出日期:  2025-04-24

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