Si調控Cu-20Sn-15Ti釬料顯微組織與性能的演變行為

摘要" 為通過成分調控改善Cu-Sn-Ti釬料的顯微組織及性能，采用掃描電子顯微鏡、X射線衍射儀及EDS能譜分析等設備，研究了Si對Cu-20Sn-15Ti釬料顯微組織與性能的影響規(guī)律。結果表明：Cu-20Sn-15Ti釬料的顯微組織為大尺寸多邊形狀CuSn3Ti5相、共晶組織和α-Cu相。添加少量的Si（質量分數(shù)≤2.0%）可細化釬料中多邊形狀CuSn3Ti5相，并生成小尺寸Si3Ti5相，較多的Si（質量分數(shù)≥3.0%）會造成多邊形狀CuSn3Ti5相分化離散、共晶組織粗化減少，Si3Ti5相含量增加且粗化，當Si含量增至5.0%時，釬料不再生成多邊形狀CuSn3Ti5相和共晶組織，Ti主要用于生成Ti5Si3相，顯微組織主要為Ti5Si3相、α-Cu相、Cu41Sn11相和少量條狀CuSn3Ti5相；與Cu、Sn相比，Si與Ti具有更強的化學親和力，Si優(yōu)先與Ti反應生成Ti5Si3相；Ti5Si3相的三維組織形貌為棱柱狀，且呈團聚附生特征，粗條狀Ti5Si3相具有中心或側面孔洞缺陷，孔洞的形成主要與其生長機制有關；隨著Si含量的增加，釬料的剪切強度呈“升高-降低-升高”的趨勢，斷口形貌由準解理斷裂和解理斷裂的混合形態(tài)向解理斷裂轉變；CuSn3Ti5相易破碎開裂成為起裂源，不同粗大狀態(tài)CuSn3Ti5相的存在均在一定程度上惡化釬料剪切強度。

關鍵詞" Cu-Sn-Ti釬料；金剛石；顯微組織；CuSn3Ti5相

金剛石具有極高的硬度和優(yōu)良的耐磨性，是制造脆性材料加工工具的理想磨料，被廣泛應用于石油鉆探、地質開采、石材加工等領域[1-3]。為提高金剛石工具的使用壽命和加工效率，國內外研究機構嘗試采用釬焊法制備金剛石工具，并借助活性釬料與金剛石、砂輪基體之間的化學冶金反應，實現(xiàn)金屬結合劑對金剛石磨粒的牢固把持，滿足重負荷高效加工要求[4-7]。

目前，市售活性釬料主要有鎳基、銀基和銅基活性釬料[8]。與鎳基、銀基相比，銅基活性釬料熔化溫度適中，對金剛石的熱損傷小，生產成本低，具有較好的經(jīng)濟性，因而備受關注。銅錫鈦釬料是一種典型的銅基活性釬料，該釬料以Cu為基體，通過添加Sn元素降低熔化溫度，添加Ti元素改善液態(tài)釬料對金剛石的潤濕性。然而，在實際使用中發(fā)現(xiàn)，Cu-Sn-Ti釬料在高溫條件下強度低、耐磨性差，工作時釬焊層易剝離，剝離處的基體表面存在釬縫合金薄層。因此，對Cu-Sn-Ti釬料的性能進行優(yōu)化與調控成為研究熱點。盧金斌等[9]將Ni粉與Cu、Sn、Ti單質粉混合，對金剛石進行真空釬焊，釬縫顯微硬度高于CuSnTi釬料。高先哲等[10]采用Fe、Al、Si混合粉末改性CuSnTi活性釬料，實現(xiàn)了金剛石的無損傷釬焊，當Fe、Al、Si質量分數(shù)均為1.7%時，預混合釬料具有較好的綜合性能。崔冰等研究了稀土[11]、Ga[12]、Ge[13]、增強相[14-15]改性銅錫鈦釬料釬焊金剛石的組織及性能，結果表明，稀土可以細化釬料組織，提高剪切強度和金剛石保持力；Ga可以顯著降低釬料熔化溫度，提高顯微硬度和剪切強度，當Ga含量為1%時，釬料具有最大的剪切強度；當Ge含量為1% 時，金剛石釬焊接頭可獲得無缺陷顯微形貌和最高的金剛石出刃度；當添加15% ZrC的Cu-Sn-Ti釬料真空釬焊金剛石時，釬焊接頭結合界面處釬料潤濕且鋪展均勻，金剛石出刃度高，未發(fā)現(xiàn)裂紋等缺陷，具有最佳的綜合性能。

由Cu-Si二元相圖可知，添加少量的Si不僅可顯著降低釬料熔化溫度，還能形成銅基固溶體，起到固溶強化作用，但Si改性Cu-20Sn-15Ti釬料合金的研究尚未見報道，因此，本文嘗試通過在Cu-20Sn-15Ti釬料合金中添加適量Si，研究Si調控Cu-20Sn-15Ti釬料顯微組織的演變行為，以期在保證低成本和低熔化溫度的前提下，使釬料具有適宜的潤濕性、較高的強度和耐磨性，從而為Cu-Sn-Ti釬料的性能調控提供理論依據(jù)。

1" 試驗材料與方法

1.1" 釬料制備

釬料配制：試驗采用純銅（99.95%）、純錫（99.99%）、純鈦（99.90%）和銅硅合金（CuSi17）為原材料。根據(jù)Cu-Si二元相圖，設計釬料名義成分如表1所示。將原材料進行超聲清洗，吹干后備用，按表1所示名義化學成分，采用高精度電子天平配制1#～6# 釬料各100 g。

釬料熔煉：試驗釬料采用ZDF-5227型非自耗真空電弧爐進行熔煉。具體步驟：（1）采用蘸取丙酮的百潔布將熔煉爐內銅坩堝擦洗干凈，并將其吹干；（2）將配制的1#～6# 釬料分別置于不同的銅坩堝內，關閉爐門，對熔煉爐抽真空，當爐內真空度低于5 × 10?3Pa時，關閉真空泵，同時向爐內充入高純氬氣，當爐內壓力達到500 Pa時，停止充氣，反復抽充3次；（3）啟動循環(huán)水，調整電弧槍高度，使其鎢極靠近釬料，開啟電弧電源，使電弧槍鎢極放電形成電弧，熔煉釬料，熔煉過程中借助電弧推力攪拌熔融合金，待原料完全熔化后，關閉電弧電源，完成1次熔煉；（4）翻動鑄錠，反復熔煉3～5次，使原料組分充分混合均勻，完成釬料熔煉。熔煉鑄錠如圖1所示。

1.2" 表征方法

采用線切割從1#～6# 鑄錠中制取金相試樣、X射線衍射（XRD）試樣和剪切試樣，取樣位置如圖1b所示。采用熱鑲法對金相試樣進行鑲嵌，對鑲嵌后的金相試樣依次進行80#、120#、200#、400#、800#、1500#水砂紙打磨、拋光，采用5 g FeCl3+ 10 ml HCl + 100 ml H2O腐蝕液腐蝕4 s，隨后吹干備用；采用MTS C45.105萬能力學試驗機測量釬料剪切強度；利用TESCAN VEGA3型鎢燈絲掃描電鏡對釬料顯微組織和剪切斷口形貌進行觀察分析，并采用日本理學Smartlab的X射線衍射儀（XRD）及牛津能譜儀（EDS）測試釬料物相組成。

2" 實驗結果

2.1" Cu-20Sn-15Ti-xSi釬料顯微組織

圖2為不同Si含量Cu-20Sn-15Ti鑄態(tài)釬料（試樣1#～6#）的顯微組織SEM照片，表2為圖2中對應測試點的能譜分析（EDS）結果，結合圖3釬料XRD分析圖譜，分析不同Si含量Cu-20Sn-15Ti釬料的物相組成。

由圖2a可知，未含Si的Cu-20Sn-15Ti鑄態(tài)釬料主要由多邊形狀白色相、共晶組織和α-Cu相組成。EDS結果表明多邊形狀白色相（點1）的化學成分為Ti（52.17）、Sn（34.43）、Cu（13.41），與CuSn3Ti5相的化學計量數(shù)一致，結合XRD結果可以確定多邊形狀白色相為CuSn3Ti5相，與文獻[16]分析結果一致。共晶組織呈片狀共晶和棒狀共晶，2類共晶組織均由灰白相和灰黑相交替排列而成，整體化學成分為Ti（14.88）、Sn（8.42）、Cu（76.71）（點2），共晶組織中粗化的灰白色相（點3）化學成分為Ti（49.83）、Sn（32.64）、Cu（17.53），與測試點1成分一致，推測為CuSn3Ti5相，共晶組織邊緣灰黑相（點4）化學成分為Ti（2.65）、Sn（1.06）、Cu（96.29），為固溶Ti、Sn的α-Cu相，結合XRD結果表明，共晶組織為α-Cu與CuSn3Ti5相的二元共晶。

由圖2b～圖2e可知，當Cu-20Sn-15Ti釬料中添加Si時，其顯微組織除含有多邊形狀CuSn3Ti5相、共晶組織和α-Cu相外，還形成了大量顆粒狀、條狀或多邊形狀的黑色相；當Si含量增至5.0%時，顯微組織中未發(fā)現(xiàn)多邊形狀CuSn3Ti5相和共晶組織，而形成了大量網(wǎng)塊狀相。EDS分析表明黑色相（點5、點7、點9）主要成分為Ti、Si及少量的Cu、Sn，Ti、Si原子分數(shù)比例接近5∶3，結合XRD可以確定黑色相為Ti5Si3相；網(wǎng)塊狀相（點8）主要成分為Cu、Sn及少量的Ti、Si，所含Cu、Sn原子分數(shù)比例與Cu41Sn11相一致，結合XRD確定網(wǎng)塊狀相為Cu41Sn11相。

Si對Cu-20Sn-15Ti-xSi釬料中多邊形狀CuSn3Ti5相、共晶組織、α-Cu相和Ti5Si3相的形貌均具有一定程度的影響。當Si含量為0.5%～2.0%時，釬料中CuSn3Ti5相仍保持未含Si釬料的多邊形幾何形貌，但多邊形狀CuSn3Ti5相尺寸顯著減小，表明添加少量Si可細化多邊形狀CuSn3Ti5相；當Si含量為3.0%時，多邊形狀CuSn3Ti5相開始分化離散，多邊形棱邊鋸齒化、棱角鈍化，形成大量小尺寸塊狀或條狀CuSn3Ti5相，見圖2e；當Si含量增加至5.0%時，顯微組織中未形成多邊形狀CuSn3Ti5相，僅發(fā)現(xiàn)少量條狀CuSn3Ti5相分布在網(wǎng)格狀Cu41Sn11相邊緣，見圖2f。

當Si含量為0.5%～2.0%時，隨著Si含量的增加，釬料中共晶組織略微粗化，但含量比例變化不大；當Si含量增至3.0%時，共晶組織顯著粗化，且含量比例急劇減小，粗化的共晶組織中原細小棒狀、薄片狀CuSn3Ti5相演變?yōu)樾K狀、條狀CuSn3Ti5相，與由多邊形狀CuSn3Ti5相分化離散的CuSn3Ti5相混合，游離分布在α-Cu基體相上，見圖2e；當Si含量增至5.0%時，釬料中未發(fā)現(xiàn)共晶組織，取而代之的為網(wǎng)塊狀Cu41Sn11相，見圖2f。

隨著Si含量逐漸從0.5%增至5.0%，Ti5Si3相的尺寸和體積分數(shù)均增大，并呈現(xiàn)出不同的二維截面形貌。當Si含量較少時，Ti5Si3相的二維截面形貌呈顆粒狀、細條狀或多邊形狀；隨著Si含量的增加，Ti5Si3相尺寸增大，且逐漸呈粗條狀、棒狀或空心多邊形狀。

基于上述分析可知，Si與Ti具有較強的結合能力，當Si含量為0.5%～5.0%時，添加少量的Si可以顯著細化釬料中粗大的多邊形狀CuSn3Ti5相，但對共晶組織整體形貌影響較??；添加較多的Si會造成多邊形狀CuSn3Ti5相分化離散、共晶組織粗化減少，甚至釬料不再形成多邊形狀CuSn3Ti5相和共晶組織；基于Si對多邊形狀CuSn3Ti5相和共晶組織的影響，α-Cu相由未含Si釬料富Ti向含Si釬料富Sn轉變（見表2中測試點3和6），且隨著Si含量增加，α-Cu相中富Sn程度增大，導致XRD圖譜中α-Cu相衍射峰左移。

2.2" Si3Ti5相三維組織形貌表征

圖4為4#試樣典型區(qū)域SEM照片及其EDS-mapping圖譜。由圖4可知，顆粒狀、條狀及多邊形狀黑色相具有相同的元素分布，均由Ti、Si元素組成，表明具有不同二維截面形貌的黑色相均為Ti5Si3相。鑄態(tài)釬料中Ti5Si3相在三維空間的生長方向是任意的，因而在金相顯微組織中呈現(xiàn)不同的二維截面形貌。

為揭示Ti5Si3相的三維真實形貌，采用王水對4#、6#鑄態(tài)釬料進行深腐蝕，基體部分被王水選擇性腐蝕掉，顯露出Ti5Si3相，并對其進行SEM觀察，如圖5所示。由圖5可知，深腐蝕試樣中未觀察到CuSn3Ti5相，表明Ti5Si3相更耐王水腐蝕而保留真實形貌，2種釬料生成的Ti5Si3相呈形態(tài)迥異的棱柱形貌。4#試樣（2% Si）中Ti5Si3相的棱柱形貌多為長徑比較大的細長條狀及少量粗條狀，且條狀Ti5Si3相多呈團聚附生特征，部分粗條狀Ti5Si3相棱柱中心或側面存在空洞缺陷，與圖2d中小顆粒狀、條狀及多邊形狀二維截面形貌相對應；6#試樣（5.0% Si）中Ti5Si3相的棱柱形貌多呈長徑比較小的短粗條狀及少量細條狀，且仍具有團聚附生特征和棱柱中心或側面孔洞缺陷，與圖2f中空心多邊形狀二維截面形貌相對應。

Ti5Si3相生長形貌取決于自身晶體結構及其生長環(huán)境。Ti5Si3相的晶體結構為D88復雜六方，晶格參數(shù)為a=b= 0.7461 nm，c= 0.5143 nm，α=β= 90°，γ= 120°。晶體的生長形貌與晶格參數(shù)有關[17]，當晶格參數(shù)滿足a≈b≈c時，晶體傾向于生長為高對稱形貌；當晶格參數(shù)為a≈bgt;c時，晶體易于生長為長棱柱形貌；當晶格參數(shù)滿足a≈blt;c時，晶體易于生長為扁平片狀形貌。Ti5Si3相的晶格參數(shù)為a≈bgt;c，該相平行于c軸晶向的生長速率大于垂直于c軸晶向的生長速率，因此，Ti5Si3相最終生長為多邊形棱柱形貌。此外，生長環(huán)境對最終晶體形貌具有一定的影響，當Si含量較低時，Ti5Si3相成核率較小，Ti5Si3相的生長不受空間約束，易生長成細長條狀棱柱形貌；隨著Si含量的增加，Ti5Si3相的形核率增大，Ti5Si3相之間競相生長，有限的生長空間使Ti5Si3相發(fā)生碰撞的概率增大，限制了Ti5Si3相單一晶向的自由生長，Si、Ti原子吸附在棱柱側面，促進棱柱的徑向生長，導致Ti5Si3相直徑增大，長度減小。

由圖5可知，Ti5Si3相存在平行附生和不規(guī)則附生等團聚附生現(xiàn)象。Ti5Si3相團聚附生現(xiàn)象與晶體生長的表面自由能最小化原理相關。在Ti5Si3相的生長過程中，液相中相鄰Ti5Si3相易相互聚集、耦合，排列成一個板狀或束狀的棱柱結構，從而降低系統(tǒng)總比表面能。

Ti5Si3相棱柱中心或側面孔洞缺陷的形成與其生長機制有關。晶體生長理論[18]認為，晶體生長的主要驅動力為系統(tǒng)過飽和度。當系統(tǒng)過飽和度較低時，晶體生長由螺位錯驅動；增大系統(tǒng)過飽和度，晶體生長逐漸轉變?yōu)閷訝钌L；進一步增大系統(tǒng)過飽和度，晶體生長模式為枝晶生長。由于文中Si含量較少，認為Ti5Si3相〈0001〉晶向生長模式由螺位錯驅動，側面的生長模式為層狀生長，較小飽和度下螺位錯驅動生長速率大于層狀生長的，促使Ti5Si3相生長成棱柱狀，但隨著晶體的不斷生長，液相中Ti5Si3相附近Ti、Si含量降低，為維持Ti5Si3相棱柱〈0001〉晶向和側面的生長，Ti5Si3相棱柱螺位錯的芯部因具有較高能量發(fā)生溶解，溶解的Si、Ti原子補償因棱柱〈0001〉晶向和側面的生長而引起的原子消耗，最終導致Ti5Si3相呈孔洞棱柱形貌。

2.3" 組織演變機理討論

圖6為Si含量分別為0%、2%、5%時液態(tài)釬料凝固過程組織演變示意圖。根據(jù)圖6并結合Cu-Ti、Sn-Ti二元相圖可知，Sn3Ti5相和SnTi2相為高熔點化合物，當液態(tài)釬料凝固時，在高溫下首先從液相中形核析出，與液相熱力學平衡共存。隨著液相溫度的降低，液相中Sn3Ti5相、SnTi2相附近Ti、Sn原子不斷向其擴散、聚集，促使Sn3Ti5相、SnTi2相不斷形核、長大，并消耗大量Ti、Sn原子。當Sn3Ti5相、SnTi2相及其附近液相中混合化學成分濃度接近Cu（11.1）、Sn（33.3）、Ti（55.6）時，液相發(fā)生包晶反應[19]：L + Sn3Ti5+ SnTi2→CuSn3Ti5（≥1300 ℃），生成三元CuSn3Ti5相。由圖2、圖3可知，釬料顯微組織中未發(fā)現(xiàn)Sn3Ti5相和SnTi2相，說明液相中先析的Sn3Ti5相、SnTi2相全部生成三元CuSn3Ti5相。隨著液相的進一步凝固，CuSn3Ti5相不斷長大，呈大尺寸多邊形狀特征。值得注意的是，大部分多邊形狀CuSn3Ti5相含有明顯的開口或閉口孔洞，基于CuSn3Ti5相的包晶反應生成機制與Ti5Si3相中孔洞形成機制不同，CuSn3Ti5相上孔洞的形成可能與包晶反應消耗Sn3Ti5、SnTi2相遺留孔洞而未能生長閉合有關，孔洞的存在對釬料力學性能產生一定影響。

隨著CuSn3Ti5相的形核生長，附近液相中Sn、Ti濃度不斷減小，當液相中Sn、Ti濃度降至滿足Cu-CuSn3Ti5偽二元共晶成分時（見圖7），發(fā)生偽二元共晶反應[20]：L→α-Cu + CuSn3Ti5。EDS分析點2的Ti原子分數(shù)為14.88（見表2），接近圖7中Ti元素的共晶成分點，進一步證實了圖2中共晶組織為α-Cu和CuSn3Ti5共晶。

對Cu-20Sn-15Ti-xSi釬料而言，合金體系涉及Cu、Sn、Ti、Si 4種元素，而Ti是一種活潑的化學元素，液相釬料凝固時勢必存在Sn、Si、Cu與Ti的競相反應。根據(jù)鍵參數(shù)理論[21-22]，采用式（1）計算活性元素Ti與釬料Cu、Sn、Si的化學親和力，結果如表3所示。

式中：η為化學親和力參數(shù)，η越大表明A、B元素具有較強的化學親和性；Z為金屬元素的電荷數(shù)；rlt;k為原子半徑；Δx為A、B元素的電負性差。

由表3可知，Ti和Si的化學親和力大于Ti和Sn、Cu的化學親和力，表明Cu-20Sn-15Ti-xSi釬料中Si比Sn更容易與Ti反應形成化合物，計算結果與圖2中觀察到的現(xiàn)象一致。

根據(jù)計算結果，結合圖6分析可知，當Si含量≤2.0%時，液相釬料凝固時CuSn3Ti5、Ti

5Si3兩相競相生長，Si優(yōu)先消耗大量Ti生成Ti5Si3相，抑制CuSn3Ti5相形核生長，從而細化CuSn3Ti5相尺寸，由于Si含量較少，盡管共晶組織略微粗化，但整體形貌影響較小。Si消耗Ti的同時，富余的Sn固溶于α-Cu，使α-Cu相由未含Si時的富Ti轉變?yōu)楹琒i時的富Sn。由Cu-Sn二元相圖可知，大量Sn固溶于α-Cu相中，可以降低液相線溫度，因此，隨著Si含量的增加，α-Cu相固溶Sn含量增大，液相線溫度降低，液相凝固時間增長，從而導致共晶組織層片略微粗化。當Si含量≥3.0%時，由于釬料中生成大量的Ti5Si3相，不僅奪取多邊形狀CuSn3Ti5相中的Ti，使其分化離散，還顯著減少共晶組織比例。當Si含量增至5.0%時，釬料中已不再生成多邊形狀CuSn3Ti5相和共晶組織，Ti主要用于生成Ti5Si3相。

2.4" Cu-20Sn-15Ti-xSi釬料抗剪強度表征

對于釬焊金剛石工具，金剛石顆粒通過釬料金屬固結在基體上，其使用壽命主要取決于釬縫金屬對金剛石的把持力，金剛石磨粒脫落后，釬縫金屬不可避免地參與切割或磨削，因此，釬料金屬必須具有較高的強度。由于金剛石工具在切割或磨削時主要承受剪切載荷，本文通過剪切試驗表征其力學性能。

圖8為不同Si含量Cu-Sn-Ti-xSi釬料的剪切性能，圖8a為剪切試驗的力-位移曲線，由圖8a可知，1#～6# 試樣的力-位移曲線中未有屈服和塑性變形階段，試樣受力達到一定值后直接斷裂。將圖8a曲線中最大力除以剪切面積，可得1#～6# 試樣的剪切強度，繪制剪切強度隨Si含量的變化曲線，如圖8b所示。由圖8b可知，隨著Si含量的增加，釬料的剪切強度呈“升高-降低-升高”的趨勢，當Si含量為0.5%～1.0%時，釬料剪切強度略大于未含Si釬料的，且當Si含量為0.5%時，釬料剪切強度最大（280 MPa）；當Si含量為2%～5%時，釬料剪切強度顯著小于未含Si釬料的，呈先減小后增大趨勢，當Si含量為3%時釬料剪切強度最?。?47 MPa）。

為揭示Cu-20Sn-15Ti-xSi釬料的剪切斷裂機制，采用掃描電鏡觀察釬料斷口形貌，如圖9所示，圖9中各點能譜分析結果如表4所示。圖9a～圖9d分別為0%、0.5%、3.0%、5.0%Si含量釬料的斷口形貌，由此可知，隨著Si含量的增加，釬料剪切斷口形貌由準解理 + 解理斷裂的混合形態(tài)向解理斷裂轉變。

由圖9a可知，未含Si釬料斷口存在大量灰色光滑的解理刻面、塑變翹曲的小解理刻面和少量分布在小解理刻面之間的撕裂脊，灰色解理刻面上有較多解理臺階和微裂紋，小解理刻面從形貌上分為類似韌窩的等軸狀小解理刻面和條狀小解理刻面，由EDS能譜分析可知，灰色解理刻面主要由多邊形狀CuSn3Ti5相脆斷形成（點A），小解離刻面由共晶組織斷裂形成（點B），結合組織分析可推測，等軸狀小解理刻面由棒狀共晶組織橫向拔斷形成，條狀小解理刻面由片狀共晶組織斷裂形成。當Si含量增加至0.5%時，斷口中灰色解理刻面尺寸減小，小解離刻面和撕裂脊占比略微增加，并發(fā)現(xiàn)少量黑色光滑平整的解理刻面，見圖9b；由EDS能譜分析可知，黑色解理刻面由Si3Ti5相斷裂形成（點C），且經(jīng)高倍觀察發(fā)現(xiàn)，黑色Si3Ti5相對裂紋擴展有一定的阻礙作用（圖11），大量小解離刻面和撕裂脊的存在，以及Si3Ti5相的止裂作用，使裂紋擴展消耗較多功，對應較高的剪切強度。當Si含量為3.0%時，斷口主要呈解理斷裂形貌，黑色解理刻面占比增加，灰色解理刻面尺寸減小，但灰色解理刻面之間相互連接，界面間過渡較平整，無大臺階、扭折等，表明裂紋形成與擴展所需能量較小，對應較小的剪切強度，見圖9c。當Si含量增至5.0%時，釬料斷口主要有黑色解理刻面、帶有河流花樣的解理刻面，以及少量小尺寸條狀解理刻面，而未觀察到灰色解理刻面，見圖9d；由EDS能譜分析可知河流花樣解理刻面應由Cu41Sn11相斷裂形成（點D），小尺寸條狀解理刻面由分布在Cu41Sn11相周圍的CuSn3Ti5相斷裂形成（點E），對比圖10c發(fā)現(xiàn)黑色準解刻面占比較3.0% Si釬料顯著增加，且斷面微裂紋明顯減少，有利于剪切強度的提高。

為揭示釬料剪切過程中裂紋起裂及其擴展行為，采用掃描電鏡觀察斷口縱剖面，如圖11所示。圖11a～圖11d分別為0%、0.5%、3.0%、5.0% Si含量釬料斷口縱剖面。由圖11c可知，在剪切變形外力作用下，CuSn3Ti5相比黑色Si3Ti5相更容易破碎形成裂紋，該裂紋與斷口中灰色解理刻面上的微裂紋一致，仔細觀察發(fā)現(xiàn)CuSn3Ti5相的易裂現(xiàn)象主要發(fā)生在多邊形狀CuSn3Ti5相（見圖11b）、共晶組織中的CuSn3Ti5相片層或棒（見圖11a、圖11c），以及分布在Cu41Sn11相周圍的條狀CuSn3Ti5相（見圖11d），因此可判定釬料剪切時初始裂紋的形成主要發(fā)生在不同狀態(tài)的CuSn3Ti5相。根據(jù)脆硬相起裂Smith理論[23]可知，脆硬相尺寸d越大，促使起裂所需的臨界切應力越小，因此，凡是引起CuSn3Ti5相粗化的行為均能在不同程度上惡化釬料剪切強度。

對于未含Si釬料，外力作用下初始裂紋首先在大尺寸多邊形狀CuSn3Ti5相形成，起裂后主要沿多邊形狀CuSn3Ti5相/共晶組織界面、共晶組織/共晶組織界面和共晶組織中粗化的CuSn3Ti5相片層之間擴展。0.5% Si釬料的顯微組織比未含Si釬料的細小，消耗更多裂紋形成功和擴展功，且0.5% Si釬料中存在小尺寸Si3Ti5相，對裂紋擴展具有阻礙作用，進而提高釬料的剪切強度。3.0% Si釬料中多邊形狀CuSn3Ti5相分化離散，共晶組織顯著粗化，形成較多小塊狀、條狀CuSn3Ti5相，外力作用下，小塊狀、條狀CuSn3Ti5相起裂形成大量的微裂紋，微裂紋擴展連接成大裂紋，盡管Si3Ti5相對裂紋擴展具有一定阻礙作用，但大量微裂紋的存在顯著降低裂紋擴展功，這是3.0% Si釬料剪切強度急劇減小的主要原因。當Si含量為5.0%時，釬料中僅在Cu41Sn11相周圍分布有少量條狀CuSn3Ti5相，剪切斷裂時起裂源較少，且釬料中含有較多Si3Ti5相，在裂紋擴展路徑上不可避免地經(jīng)受Si3Ti5相阻礙，因此其剪切強度比3.0% Si釬料的高。但由于分布在Cu41Sn11相周圍的條狀CuSn3Ti5相呈網(wǎng)絡化分布，有利于裂紋的擴展，因此其剪切強度仍低于0% Si和0.5% Si釬料。

3" 結論

（1）隨著Si含量的增加，Cu-20Sn-15Ti-xSi （0%≤x≤5.0%）釬料顯微組織的演變規(guī)律為：大尺寸多邊形狀CuSn3Ti5相 + 共晶組織 +α-Cu相→小尺寸多邊形狀CuSn3Ti5相 + 共晶組織 +α-Cu相 + Ti5Si3相→Ti5Si3相 +α-Cu相 + Cu41Sn11相 + 少量條狀CuSn3Ti5相。

（2）與Cu、Sn相比，Si與Ti具有更強的化學親和力，Si優(yōu)先與Ti反應生成Ti5Si3相，Ti5Si3相的三維形貌為棱柱狀，且呈團聚附生特征，隨著Si含量的增加，Ti5Si3相由細長條狀棱柱向短粗條狀轉變，部分粗條狀Ti5Si3相具有中心或側面孔洞缺陷，孔洞的形成主要與其生長機制有關。

（3）隨著Si含量的增加，釬料的剪切強度呈“升高-降低-升高”的趨勢，斷口形貌由準解理 + 解理斷裂的混合形態(tài)向解理斷裂轉變；當Si含量為0.5%時，釬料剪切強度最大（280 MPa），當Si含量為3.0%時釬料剪切強度最?。?47 MPa）。

（4）CuSn3Ti5相比黑色Si3Ti5相更易破碎開裂，成為剪切斷裂的起裂源，Cu-20Sn-15Ti-xSi釬料理想的顯微組織應不含CuSn3Ti5相，或形成少量細小且不離散分布的CuSn3Ti5相。

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