2.2　陶瓷材料的焊接性分析

陶瓷材料与金属之间存在本质上的差别，加上陶瓷本身特殊的物理化学性能，因此陶瓷与金属焊接存在不少问题。陶瓷的线胀系数比较小，与金属的线胀系数相差较大，焊接接头区会产生残余应力，应力较大时会导致接头处产生裂纹，甚至引起断裂。陶瓷与金属焊接中的主要问题包括应力和裂纹、界面反应、结合强度低等。

2.2.1　焊接应力和裂纹

陶瓷与金属的化学成分和热物理性能有很大差别，特别是线胀系数差异很大（见图2.1）。例如SiC和Si3N4的线胀系数分别只有4×10－6K－1和3×10－6K－1，而铝和铁的线胀系数分别高达23.6×10－6K－1和11.7×10－6K－1。此外，陶瓷的弹性模量也很高。在焊接加热和冷却过程中陶瓷、金属产生差异很大的膨胀和收缩，在接头附近产生较大的热应力。由于热应力的分布极不均匀，使接合界面产生应力集中，以致造成接头区产生裂纹。当集中加热时，尤其是用高能密束热源进行熔焊时，靠近焊接接头的陶瓷一侧产生高应力区，陶瓷本身属硬脆性材料，很容易在焊接过程或焊后产生裂纹。

陶瓷与金属的焊接一般是在高温下进行，焊接温度与室温之差也是增大接头区残余应力的重要因素。为了减小陶瓷与金属焊接接头的应力集中，在陶瓷与金属之间加入塑性材料或线胀系数接近陶瓷线胀系数的金属作为中间层是有效的。例如在陶瓷与Fe-Ni-Co合金之间，加入厚度20mm的Cu箔作为过渡层，在加热温度为1050℃、保温时间为10min、压力为15MPa的条件下可得到抗拉强度为72MPa的扩散焊接头。

扩散焊时采用中间层可以降低扩散温度、减小压力和减少保温时间，以促进界面扩散和去除杂质元素，同时也是为了降低接头区产生的残余应力。Al2O3陶瓷与0Cr13铁素体不锈钢扩散焊时，中间层厚度对减小残余应力的影响如图2.2所示。

中间层多选择弹性模量和屈服强度较低、塑性好的材料，通过中间层金属或合金的塑性变形减小陶瓷/金属接头的应力。采用弹性模量和屈服强度较低的金属作为中间层是将陶瓷中的应力转移到中间层中。使用两种不同的金属作为复合中间层也是降低陶瓷/金属焊接应力的有效办法。一般是以Ni作为塑性金属，W作为低线胀系数材料使用。

陶瓷与金属扩散焊常用作中间层的金属主要有Cu、Ni、Nb、Ti、W、Mo、铜镍合金、钢等。对这些金属的要求是线胀系数与陶瓷相近，并且在构件制造和工作过程中不发生同素异构转变，以免引起线胀系数的突变，破坏陶瓷与金属的匹配而导致焊接结构失效。中间层可以直接使用金属箔片，也可以采用真空蒸发、离子溅射、化学气相沉积（CVD）、喷涂、电镀等方法将金属粉末预先置于陶瓷表面，然后再与金属进行焊接。

中间层厚度增大，残余应力降低，Nb与氧化铝陶瓷的线胀系数接近，作用最明显。但是，中间层的影响有时比较复杂，如果界面有化学反应，中间层的作用会因反应物类型与厚度的不同而有所变化。中间层选择不当甚至会导致接头性能恶化。如由于化学反应形成脆性相或由于线胀系数不匹配而增大应力，使接头区出现裂纹等。

陶瓷与金属钎焊时，为了最大限度地释放钎焊接头的应力，可选用一些塑性好、屈服强度低的钎料，如纯Ag、Au或Ag-Cu钎料等；有时还选用低熔点活性钎料，例如，用Ag52-Cu20-In25-Ti3和In85-Ti15铟基钎料真空钎焊AlN和Cu。铟基钎料对AlN陶瓷有很好的润湿性，控制钎焊温度和时间可以形成组织性能较好的钎焊接头，如图2.3所示。

为避免陶瓷与金属接头出现焊接裂纹，除添加中间层或合理选用钎料外，还可采用以下工艺措施：

① 合理选择被焊陶瓷与金属，在不影响接头使用性能的条件下，尽可能使两者的线胀系数相差最小。

② 应尽可能地减小焊接部位及其附近的温度梯度，控制加热速度，降低冷却速度，有利于应力松弛而使焊接应力减小。

③ 采取缺口、突起和端部变薄等措施合理设计陶瓷与金属的接头结构。

陶瓷与钢扩散连接时在接头处产生残余应力。应力产生的原因是：陶瓷与钢之间的热膨胀不匹配，弹性模量差异大。另外，应变硬化系数、屈服应力、中间层厚度也会对应力的形成及分布产生影响。当应力达到一定强度时，可能在接头不同区域产生裂纹。当陶瓷的热膨胀系数低于钢时（αc＜αm），陶瓷与钢扩散接头应力及裂纹分布如图2.4（a）所示，当陶瓷的热膨胀系数高于钢时（αc＞αm），陶瓷与钢扩散接头应力及裂纹分布如图2.4（b）所示。两种情况下，裂纹均产生于陶瓷侧的最大拉应力区，因为陶瓷侧在拉应力作用下易弱化。

例如，在Al2O3-TiC/18-8钢扩散焊接头试样界面附近也观察到微裂纹的存在，裂纹存在于界面附近的Al2O3-TiC陶瓷一则，形成与界面大致平行的纵向裂纹，如图2.5所示。

Al2O3-TiC/18-8钢扩散界面附近的Al2O3-TiC陶瓷内纵向裂纹的形成，是由于Al2O3-TiC陶瓷的热膨胀系数（7.6×10－6K－1）低于18-8不锈钢（16.7×10－6K－1）及界面过渡区反应产物的热膨胀系数，在Al2O3-TiC陶瓷近界面附近形成平行于界面的纵向裂纹。在Al2O3-TiC/18-8钢扩散焊接头试样中间层反应区内也观察到微裂纹，如图2.5所示。该类裂纹位于中间层反应区内，与界面垂直的横向裂纹，如图2.5（b）所示。横向裂纹是陶瓷与金属焊接（扩散焊、钎焊）接头中常见的缺陷，因为在多数情况下扩散反应层的热膨胀系数高于陶瓷基体。

对中间层反应区横向裂纹仔细观察发现，中间层反应区的横向裂纹始于中间层反应区并向中间层反应区与钢侧扩散反应区的交界面扩展，或越过两者的交界面进入钢侧反应区的析出相内而终止扩展，不再越过析出相边界继续扩展。

对于Al2O3-TiC/钢扩散焊接头，纵向裂纹和横向裂纹的产生都与扩散焊过程中元素的界面反应及接头的残余应力有关。上述纵向裂纹和横向裂纹是在Al2O3-TiC/18-8钢扩散焊试验中发现的。

裂纹的形成的两大主要因素是冶金因素和力学因素，对于Al2O3-TiC/18-8钢扩散焊接头，根据Ti-Fe相图，Ti与Fe在液态时完全互溶，固态时有限溶解，Ti与Fe易形成TiFe和TiFe2金属间化合物。扩散焊过程中，复合中间层熔化形成Cu-Ti液相，熔化的Cu-Ti液相向18-8钢中扩散，同时18-8钢中的元素（Fe、Cr、Ni）也向Cu-Ti液相溶解扩散，这样液/固界面前沿将出现Ti、Cu、Fe、Cr、Ni的富集，Ti是活性元素，易于与Cu、Fe、Cr、Ni反应，形成的FexTiy、Fe（Ti），TiFe和TiFe2金属间化合物都是硬脆化合物，均具有高硬度、低塑性特点，这样接头的塑性降低，易出现裂纹，这就是中间层反应区裂纹形成的冶金因素。虽然Ti-Cu、Ti-Ni化合物也可能在Al2O3-TiC/18-8钢界面生成，但这些化合物不是很脆，并具有一定的塑性，由于脆硬Ti-Fe化合物层的存在，因此Al2O3-TiC/18-8钢扩散焊接头更易于在Ti-Fe化合物层撕裂。

Al2O3-TiC/Q235钢扩散焊接头的界面过渡区也可能形成Ti-Fe、Ti-Cu、Ti-Ni等的化合物，但Al2O3-TiC/Q235钢接头断裂时裂纹始于CuTi化合物层，表明Al2O3-TiC/Q235钢界面过渡区内所生成的Ti-Fe化合物层较薄，且界面过渡区内存在高塑性残余Cu，使接头具有一定的塑性，Ti-Fe化合物层较薄时不足以引起破坏；而CuTi化合物层较厚时，界面过渡区内Cu的塑性也不足以抵制较厚的CuTi层所带来的脆性破坏。但由于Cu-Ti化合物的塑性优于Ti-Fe化合物，Al2O3-TiC/18-8钢接头的剪切强度低于Al2O3-TiC/Q235钢接头。

Al2O3-TiC陶瓷与钢之间热物理性能不同，特别是线胀系数不同，这些差异可能引起残余热应力，这是裂纹形成的力学因素。

2.2.2　界面反应及界面形成过程

（1）界面反应产物

陶瓷与金属之间的连接是通过过渡层（扩散层或反应层）而结合的。陶瓷/过渡层/金属材料之间的界面反应对接头的形成和性能有很大的影响。接头界面反应的物相结构是影响陶瓷与金属结合的关键。

在陶瓷与金属扩散焊时，陶瓷与金属界面发生反应形成化合物，所形成的物相结构取决于陶瓷与金属（包括中间层）的种类，也与焊接条件（如加热温度、表面状态、中间合金及厚度等）有关。SiC陶瓷与金属的界面反应一般生成该金属的碳化物、硅化物或三元化合物，有时还生成四元等多元化合物或非晶相，反应式为：

Me＋SiC→MeC＋MeSi

Me＋SiC→MeSixCy

例如，SiC与Zr界面反应生成ZrC、Zr2Si和三元化合物Zr5Si3Cx。SiC陶瓷与金属接头中可能出现的界面反应产物见表2.13。

Si3N4陶瓷与金属的界面反应一般生成该金属的氮化物、硅化物或三元化合物，例如Si3N4与Ni-20Cr合金界面反应生成Cr2N、CrN和Ni5Si2，但与Fe、Ni及Fe-Ni合金则不生成化合物。Si3N4陶瓷与金属接头中可能出现的界面反应产物见表2.14。Si3N4陶瓷与金属Ti、Mo、Nb界面反应中，当分别用N2和Ar作保护气氛时，即使采用相同的加热温度和时间，所得到的界面反应产物也不相同。

Al2O3陶瓷与金属的界面反应一般生成该金属的氧化物、铝化物或三元化合物，例如Al2O3与Ti的反应生成TiO和TiAlx。Al2O3陶瓷与金属接头中可能出现的界面反应产物见表2.15。ZrO2与金属的反应一般生成该金属的氧化物和锆化物，例如ZrO2与Ni的反应生成NiO1－x、Ni5Zr和Ni7Zr2。

（2）扩散界面的形成

用复合中间层扩散连接陶瓷和金属的过程中，由于陶瓷和金属的微观组织、成分、物化性能和力学性能差异很大，中间层元素在两种母材中的扩散能力不同，造成中间层与两侧母材发生反应的程度也不同，因此产生扩散连接界面形成过程的非对称性。

以Al2O3-TiC复合陶瓷与W18Cr4V高速钢扩散焊为例，界面组织结构和元素分布存在明显的不对称现象。为了阐明Al2O3-TiC/W18Cr4V扩散焊过程，图2.6示意了Al2O3-TiC陶瓷与W18Cr4V钢扩散焊界面形成过程的非对称性。Al2O3-TiC/W18Cr4V扩散焊过程分为四个阶段。

第一阶段：Ti-Cu-Ti中间层熔化阶段。

图2.6（a）所示为扩散连接之前，Ti-Cu-Ti复合中间层放置在Al2O3-TiC陶瓷和W18Cr4V钢中间。扩散连接过程开始后，压力逐渐施加在试样的上表面，中间层中的Cu较软发生塑性变形，加快了界面的接触，为原子扩散和界面反应提供了通道。随着加热温度的升高，Al2O3-TiC/W18Cr4V界面之间开始发生固相扩散，由于固态时元素的扩散系数较小，因此元素扩散距离很短。

根据Cu-Ti二元合金相图（图2.7），在Cu/Ti界面上，首先生成CuTi相而不是Cu3Ti2。当温度升高到985℃时，Cu/Ti界面局部接触部位开始出现浓度梯度很大的液相区[图2.6（b）]，随后液相向整个界面蔓延并向Cu和Ti两侧扩展[图2.6（c）]。由于Cu的扩散系数（DCu＝3×10－9m2/s）大于Ti的扩散系数（DTi＝5.5×10－14m2/s），所以Cu比Ti扩散得快，Cu先全部熔化[图2.6（d）]，然后Ti也全部熔化[图2.6（e）]。熔化的Ti和Cu形成有浓度梯度的Cu-Ti液相填充Al2O3-TiC和W18Cr4V的整个界面。由于试样表面施加了压力，在压力的作用下部分液相被挤出界面，Cu-Ti液相区变窄。

由于存在液相扩散和浓度梯度，Ti-Cu-Ti中间层的熔化非常迅速，中间层熔化完成时间与整个连接时间相比非常短（瞬间液相），此阶段Ti向两侧母材的扩散有限。中间层熔化结束后，液相区的中心线仍为原始中间层中心线[图2.6（e）]。

第二阶段：液相成分均匀化。

刚熔化的Cu-Ti液相浓度分布不均匀，所以Cu和Ti之间进一步相互扩散。Ti是活性元素，Cu-Ti液相填充金属对Al2O3-TiC/W18Cr4V钢界面有润湿性。施加的压力促进了Cu-Ti液态合金的扩展。在此过程中，Cu-Ti液相填充金属中的Ti向Al2O3-TiC/W18Cr4V界面两侧扩散并发生反应[图2.6（f）]，母材中的元素也向Cu-Ti液相扩散，使液相区成分均匀化。由于Al2O3-TiC陶瓷的晶粒间有微小的空隙，有利于Ti在Al2O3-TiC陶瓷中扩散。W18Cr4V钢中的C原子很小，扩散速度很快，易于向Cu-Ti液相扩散，在液/固界面与Ti反应生成TiC，阻碍了Ti向W18Cr4V的扩散，所以Ti向Al2O3-TiC中扩散的距离大于向W18Cr4V侧扩散的距离。该阶段结束时，液相中心线向Al2O3-TiC侧偏移。

第三阶段：液相凝固过程。

随着液-固界面上Ti原子的扩散，在Al2O3-TiC与液相界面，Ti与Al2O3-TiC中的Al、O等发生反应，生成Ti-Al、Ti-O化合物反应层；在液相与W18Cr4V界面，Ti与W18Cr4V钢中的Fe、C等反应生成TiC、FeTi等反应层。液相区中的溶质原子逐渐减少，当溶质原子的浓度小于固相线浓度时，液相开始凝固（液-固界面向液相中推进），界面反应层继续长大，Cu-Ti液相逐渐减少，最终液相区全部消失，如图2.6（g）所示。由于Ti向Al2O3-TiC侧的扩散速度大于向W18Cr4V侧的速度，液相凝固结束时，Al2O3-TiC侧反应层的厚度大于W18Cr4V侧反应层的厚度，界面中心线偏移原中间层中心线的位置。

第四阶段：固相成分均匀化。

液相区完全凝固后，随着扩散连接过程的进行，Al2O3-TiC/W18Cr4V界面过渡区元素仍有很大的浓度梯度。通过保温阶段，界面元素之间相互扩散，各反应层中的成分进一步均匀化，形成成分相对均匀的界面层见图2.6（h）。固相成分均匀化需要很长时间，界面一般不能达到完全均匀化。因此，Al2O3-TiC/W18Cr4V界面过渡区组织形态和元素分布呈现出不对称性。

（3）扩散连接界面反应机理

Al2O3-TiC/W18Cr4V扩散接头剪切断口X射线衍射（XRD）分析表明，Al2O3-TiC/W18Cr4V界面过渡区中存在着TiC、TiO、Ti3Al、Cu、CuTi、CuTi2、FeTi、Fe3W3C等多种反应产物。这些反应产物位于Al2O3-TiC/W18Cr4V界面过渡区不同的反应层中，见图2.8。从Al2O3-TiC陶瓷侧到W18Cr4V钢侧分析界面过渡区各反应层发生的界面反应如下。

① Al2O3-TiC/Ti界面（反应层A）Al2O3-TiC复合陶瓷的Al2O3相和TiC相之间，只有在温度大于1650℃时，才有较剧烈的反应。试验中的扩散连接温度为1160℃，远低于1650℃。TiC是NaCl结构的离子键化合物，吉布斯自由能为
ΔG0（TiC）＝－190.97＋0.016T，受温度变化的影响很小。

Ti是过渡金属，活性很大，在陶瓷和金属的连接中被用作活性元素，与陶瓷反应形成反应层。在Al2O3-TiC/Ti界面，主要是Ti-Cu-Ti中间层中的Ti和Al2O3陶瓷之间的反应。

Al2O3-TiC/W18Cr4V扩散连接过程中，Ti与Al2O3发生反应：

3Ti＋Al2O33TiO＋2Al　　（2.1）

生成TiO和Al原子。

根据Ti-Al二元相图，在扩散连接温度下，Ti和Al之间可能发生反应：

Ti＋3AlTiAl3　　（2.2）

Ti＋AlTiAl　　（2.3）

3Ti＋AlTi3Al　　（2.4）

由于最后只生成Ti3Al相，因此还存在着：

TiAl3＋2Ti3TiAl　　（2.5）

TiAl＋2TiTi3Al　　（2.6）

在扩散反应开始时，Ti、Al相互扩散。因Al的扩散速度快，在Ti、Al的界面上首先形成TiAl3，随后在TiAl3和Ti的界面上形成TiAl，最后TiAl和Ti反应生成Ti3Al。

Ti是强碳化物形成元素，所以中间层中的自由Ti与Al2O3-TiC陶瓷中的C反应生成TiC：

Ti＋CTiC　　（2.7）

与Al2O3-TiC中的TiC共存聚集于Al2O3-TiC/Ti界面。通过上述分析可知，反应层A主要生成了TiO、Ti3Al和TiC相。

② Ti-Cu-Ti中间层内（反应层B）　用Ti-Cu-Ti中间层扩散连接Al2O3-TiC陶瓷和W18Cr4V钢的过程中，反应层B中主要是Ti和Cu之间的反应。由于Ti在Cu中的溶解度很小，Ti主要以金属间化合物的形式存在。根据Cu-Ti二元合金相图，在Cu/Ti界面上，当加热温度达到985℃时开始形成Cu-Ti液相。在Cu-Ti液相区内，Ti和Cu的扩散速度很快，能够进行充分的扩散。

该系统中CuTi的生成自由能最低，最易生成。反应产物还与Cu-Ti的相对浓度有关，Cu与Ti除了生成CuTi外，还生成了CuTi2。由于扩散连接中施加了压力，Cu-Ti液相中多余的Cu会在压力的作用下挤出界面。

由于C原子扩散速度很快，Al2O3-TiC陶瓷和W18Cr4V钢中的C很快向Cu-Ti液相内部扩散，与Ti反应生成TiC，弥散分布在Cu-Ti液相中，凝固后以TiC颗粒存在于Cu-Ti固溶体中，增强了界面过渡区的性能。反应层B中的相主要是CuTi、CuTi2和TiC。

③ Ti/W18Cr4V界面Ti侧（反应层C）　Ti-Cu-Ti中间层形成Cu-Ti瞬间液相后，W18Cr4V钢中的C原子会迅速地向Ti/W18Cr4V界面扩散。由于Ti是强碳化物形成元素，在Ti/W18Cr4V界面上Ti和C形成TiC相。随着保温时间的延长，TiC聚集于Ti/W18Cr4V界面，生成连续的TiC层。

Fe和Ti的互溶性很小，主要以Fe-Ti金属间化合物形式存在。Cu-Ti液相中的Ti向W18Cr4V钢中扩散，同时W18Cr4V钢向Cu-Ti液相溶解、扩散。Ti和Fe发生反应：

2Fe＋TiFe2Ti　　（2.8）

Fe＋TiFeTi　　（2.9）

形成FeTi、Fe2Ti，随着反应的进行，Fe2Ti转化为FeTi。

在Ti/W18Cr4V界面上Ti优先与C反应生成TiC，阻碍了Ti向W18Cr4V钢中的扩散，所以FeTi只在Ti/W18Cr4V界面很小的范围内存在。Ti/W18Cr4V界面Ti侧的反应层C主要是TiC相和少量的FeTi相。

④ Ti/W18Cr4V界面近W18Cr4V钢侧（反应层D）　W18Cr4V高速钢中的碳化物数量多，对钢的性能影响很大。扩散连接过程中，W18Cr4V高速钢中的C向Ti/W18Cr4V界面扩散，与Ti反应生成TiC，在W18Cr4V侧形成了一个脱碳层，C浓度降低，该区域主要含Fe、W及少量C，生成Fe3W3C，使得W18Cr4V钢中的碳化物颗粒变得细小，未发生反应的Fe以α-Fe的形式保存下来。所以反应层D主要是Fe3W3C等碳化物和α-Fe。

Al2O3-TiC/W18Cr4V接头从Al2O3-TiC一侧到W18Cr4V侧，界面结构依次为：Al2O3-TiC/TiC＋Ti3Al＋TiO/CuTi＋CuTi2＋TiC/TiC＋FeTi/Fe3W3C＋α-Fe/W18Cr4V，如图2.9所示。界面过渡区相结构的形成与扩散连接参数密切相关。界面过渡区各反应层界限并不明显，有时交叉在一起。由图2.7可见，Ti几乎出现在所有的界面反应产物中，表明Ti参与界面反应的各个过程。在Al2O3-TiC/W18Cr4V扩散连接过程中，Ti是界面反应的主控元素。

2.2.3　扩散界面的结合强度

扩散条件不同，界面反应产物不同，扩散焊接头性能有很大差别。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的铝箔作中间层对氧化铝与钢进行扩散焊时，加热温度对接头抗拉强度的影响如图2.10所示。

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，陶瓷与金属扩散焊接头的抗拉强度与金属的熔点有关，在氧化铝与金属扩散焊接头中，金属熔点提高，接头抗拉强度增大。

陶瓷与金属扩散焊接头抗拉强度（σb）与保温时间（t）的关系为：

σb＝B0t1/2　　（2.10）

其中B0为常数。但是，在一定加热温度下，保温时间存在一个最佳值。

Al2O3/Al扩散焊接头中，保温时间对接头抗拉强度的影响如图2.11（a）所示。用Nb作中间层扩散连接SiC和不锈钢时，时间过长时出现了强度较低、线胀系数与SiC相差很大的NbSi2相，而使接头抗剪强度降低，如图2.11（b）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强度降低。

扩散焊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，扩散焊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陶瓷扩散焊时，施加压力对接头抗剪强度的影响如图2.12（a）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陶瓷扩散焊时，压力分别为4MPa和15MPa～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2.12（b）所示。

表面粗糙度对扩散焊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2.13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。

界面反应与焊接环境条件有关。在真空扩散焊中，避免O、N、H等参与界面反应有利于提高接头的强度。图2.14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气氛中焊接可以限制Si3N4陶瓷的分解，N2压力高时接头抗弯强度较高。在1MPa氮气中焊接的接头抗弯强度比在0.1MPa氮气中焊接的接头抗弯强度高30%左右。

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。

扩散焊加热温度从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95MPa增加到154MPa（图2.15）。随着加热温度提高，界面附近形成良好的冶金结合。但是当加热温度升高到1160℃时，Al2O3-TiC/W18Cr4V界面剪切强度反而降低，剪切强度为141MPa。因为温度过高时界面形成了较厚的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。微裂纹的形成并非一定能够引发解理断裂，加于裂纹尖端的局部应力超过临界应力时，微裂纹才能扩展。

图2.16为Al2O3-TiC/W18Cr4V扩散连接界面剪切断裂过程的示意图。施加剪切力前，Al2O3-TiC侧存在空洞、微裂纹等缺陷，缺陷周围存在高应力区[图2.16（a）]。在剪切力作用下，空洞聚集、微裂纹开始扩展如图2.16（b）所示。随着剪切力的进一步增大，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2.16（c）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。