異種金屬擴(kuò)散連接技術(shù)研究全景與智能化發(fā)展綜述：多材料體系（鋼/鎳/鈦/銅/鋁/高溫合金/高熵合金）界面行為表征、工藝創(chuàng)新、性能優(yōu)化及面向航空航天/核能/精密電子領(lǐng)域的工程化與智能化發(fā)展趨勢(shì)

隨著現(xiàn)代工業(yè)，尤其是航空航天、新能源交通工具、精密儀器與核能裝置等領(lǐng)域?qū)Y(jié)構(gòu)性能、輕量化與功能集成化要求的不斷提升，異種材料連接技術(shù)已從一種輔助和特種加工工藝躍升為高端裝備研發(fā)與制造的核心環(huán)節(jié)之一。在眾多連接方法中，擴(kuò)散連接（diffusion bonding）作為一種先進(jìn)的固相連接技術(shù)，展現(xiàn)出其獨(dú)特的技術(shù)優(yōu)勢(shì)。

擴(kuò)散連接主要依靠熱與壓力的共同作用，使相互緊密接觸的母材界面發(fā)生蠕變與塑性變形，以及原子間的互擴(kuò)散，最終實(shí)現(xiàn)界面處的冶金結(jié)合。該過程母材始終保持固態(tài)，不經(jīng)歷熔化與凝固的循環(huán)過程，這使其特別適用于因物理、化學(xué)性能差異巨大而難以通過熔化焊接方式實(shí)現(xiàn)可靠連接的材料組合體系，例如鈦合金與不銹鋼、鋼與鋯合金、銅與鋁合金等，圖 1 所示的是異種金屬材料擴(kuò)散連接機(jī)理以及典型的應(yīng)用場(chǎng)景。以這些典型的異種金屬體系為代表的擴(kuò)散連接技術(shù)在尖端工業(yè)領(lǐng)域的應(yīng)用日益廣泛且在短期難以替代。如在航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)中，為實(shí)現(xiàn)高溫強(qiáng)度與耐腐蝕性的最佳匹配，常采用鈦合金與不銹鋼的擴(kuò)散連接部件；在核反應(yīng)堆的精密結(jié)構(gòu)中，鋯合金與不銹鋼的可靠連接依賴于擴(kuò)散工藝；而在精密電子封裝領(lǐng)域，為解決散熱與電導(dǎo)率的協(xié)同問題，銅合金與鋁合金的擴(kuò)散鍵合已成為滿足高可靠性需求的重要技術(shù)途徑。

由于擴(kuò)散連接過程中母材不熔化，可有效避免熔焊中常見的氣孔、熱裂紋、偏析和粗大鑄造晶粒等固有缺陷，同時(shí)能顯著減小因異種材料熱膨脹系數(shù)失配而導(dǎo)致的宏觀殘余應(yīng)力和結(jié)構(gòu)變形，擴(kuò)散為異種材料實(shí)現(xiàn)高性能、高精度的連接提供了極具潛力的解決方案。

盡管擴(kuò)散連接在理論上具有上述諸多優(yōu)勢(shì)，但在實(shí)際連接異種金屬時(shí)，其過程涉及復(fù)雜的物理、化學(xué)與冶金學(xué)現(xiàn)象，仍面臨一系列基礎(chǔ)共性的科學(xué)與技術(shù)挑戰(zhàn)，而這些挑戰(zhàn)根據(jù)異種材料組合的材料性質(zhì)的不同有所區(qū)別。通常，異種金屬材料擴(kuò)散連接材料體系可分為冶金相容性較好的體系、冶金相容性差的體系（化學(xué)冶金反應(yīng)極弱），以及有脆性相生成的體系。3 種異種材料體系與組合的技術(shù)難點(diǎn)和對(duì)應(yīng)的解決方向有所區(qū)別。

1）對(duì)于冶金相容性較好的異種金屬擴(kuò)散連接體系，典型的有異種鋼之間、銅/鎳、鈦/鋯等材料組合。由于其本身的元素互溶度很高，且原子極易發(fā)生互擴(kuò)散，因此該體系材料通常采用直接擴(kuò)散連接，以獲得更高的連接強(qiáng)度。目前，針對(duì)該體系的擴(kuò)散連接研究主要聚焦于工藝參數(shù)優(yōu)化，探索合適的工藝參數(shù)窗口達(dá)到擴(kuò)散連接接頭強(qiáng)度性能與母材加熱導(dǎo)致的性能退化的平衡。

2）對(duì)于冶金相容性差的異種金屬擴(kuò)散連接體系，如銅/鐵、鎢/銅、鉬/銅等材料組合。這類材料之間的冶金相容性差，其本質(zhì)是原子間缺乏相互溶解和結(jié)合的驅(qū)動(dòng)力。其連接主要依賴于擴(kuò)散接觸界面的機(jī)械互鎖和有限的表面原子擴(kuò)散，因此獲得高強(qiáng)度接頭非常困難。應(yīng)對(duì)這類問題的挑戰(zhàn)思路主要有兩種，首先是通過界面酸洗或者離子處理等方式實(shí)現(xiàn)表面活化，并配合較大的擴(kuò)散連接壓力和較高的加熱溫度，以最大限度實(shí)現(xiàn)界面原子擴(kuò)散，但這種技術(shù)方案獲得的擴(kuò)散接頭強(qiáng)度通常有一定限制，當(dāng)連接界面元素達(dá)到組合材料的最大固溶度后，擴(kuò)散將減弱。另一種技術(shù)方案是根據(jù)異種材料的特點(diǎn)，針對(duì)性地在界面加入與兩側(cè)材料均有冶金相容性的第三組元材料中間層，如在鐵/銅擴(kuò)散體系中，加入與鐵和銅合金均具有焊接冶金相容性的鎳合金中間層，其可以通過鎳與兩側(cè)母材的擴(kuò)散與反應(yīng)實(shí)現(xiàn)銅/鐵的優(yōu)質(zhì)擴(kuò)散連接。

3）對(duì)于有脆性化合物（intermetallic compounds, IMCs）相生成的異種金屬擴(kuò)散連接體系，如鈦/鋼、銅/鈦、鎳/鈦、鋁/鋼、鋁/銅等。這類材料體系的擴(kuò)散連接中主要挑戰(zhàn)是界面反應(yīng)生成硬脆性的金屬間化合物相，其與母材之間巨大的材料性質(zhì)差異容易引發(fā)較大的集中應(yīng)力，在承載服役的條件下極易成為微裂紋的萌生源和擴(kuò)展路徑，嚴(yán)重劣化接頭的強(qiáng)度與韌性，導(dǎo)致其發(fā)生低應(yīng)力脆性斷裂。要實(shí)現(xiàn)這類材料體系良好的擴(kuò)散連接，目標(biāo)不是完全避免 IMC 的生成，而是精確控制 IMC 層的類型、厚度和形貌，抑制其過度生長(zhǎng)，從而使得界面 IMC 不至于成為引發(fā)接頭失效的主要因素。目前的研究表明，可通過優(yōu)化工藝參數(shù)實(shí)現(xiàn)較低焊接溫度和較短保溫時(shí)間下的擴(kuò)散連接，抑制 IMC 的過度生長(zhǎng)。另外，通過添加中間層的方法也可以實(shí)現(xiàn)這一目標(biāo)，如在鈦/鋼之間加入鉭、鈮、釩等塑性好的金屬作為中間層，這些金屬與鈦和鐵均能夠有限固溶，且不易生成脆性相。

對(duì)于異種材料的擴(kuò)散連接，除上述 3 種材料體系因元素間冶金化學(xué)反應(yīng)類型的差異導(dǎo)致的不同擴(kuò)散行為之外，一些限制異種材料擴(kuò)散連接質(zhì)量的共性問題也值得深入探究。首先，異種材料之間物理性能存在差異，特別是熱膨脹系數(shù)（coefficient of thermal expansion，CTE）的失配，是影響連接質(zhì)量的另一關(guān)鍵因素。在擴(kuò)散連接的加熱和隨后的冷卻過程中，兩側(cè)材料因 CTE 不同將產(chǎn)生不協(xié)調(diào)的膨脹與收縮量。這種變形不匹配在界面及其附近區(qū)域會(huì)產(chǎn)生巨大的熱應(yīng)力。冷卻至室溫后，此應(yīng)力無法完全釋放，即保留為有害的殘余應(yīng)力。較大的殘余拉應(yīng)力不僅會(huì)間接降低接頭的疲勞壽命和承載能力，還可能直接引發(fā)界面開裂或促進(jìn)微裂紋的擴(kuò)展，對(duì)于高可靠性要求的應(yīng)用場(chǎng)景（如航空發(fā)動(dòng)機(jī)、核反應(yīng)堆）而言，這一問題尤為突出。

如何通過創(chuàng)新性的工藝與結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)，例如引入 CTE 漸變的梯度中間層、添加塑性良好的軟質(zhì)中間層（如Ni、Cu、V 箔）來協(xié)調(diào)變形，或采用非晶中間層以利用其超塑性變形能力，從而實(shí)現(xiàn)接頭應(yīng)力的有效緩解與重新分布，仍是當(dāng)前該領(lǐng)域的難點(diǎn)與研究前沿。

另一方面，高精密制造領(lǐng)域的發(fā)展依賴于加工變形與過程溫度的嚴(yán)格控制，對(duì)異種材料擴(kuò)散連接技術(shù)提出了更為苛刻的要求，包括但不限于低溫連接、高精度連接以及快速連接等。理想的擴(kuò)散連接需要在足以驅(qū)動(dòng)原子充分?jǐn)U散的高溫下進(jìn)行，但高溫會(huì)帶來一系列負(fù)面效應(yīng)。因此，工藝上迫切需要通過降低連接溫度來抑制這些副作用。然而，降低溫度會(huì)急劇削弱原子的擴(kuò)散動(dòng)能，導(dǎo)致界面擴(kuò)散不充分，難以實(shí)現(xiàn)完整、可靠的冶金結(jié)合。這一“低能場(chǎng)”與“高效擴(kuò)散”之間的固有矛盾，構(gòu)成了實(shí)現(xiàn)高精度快速擴(kuò)散連接的最大技術(shù)壁壘。當(dāng)前的研究重點(diǎn)集中于如何通過多種活化手段在低溫下實(shí)現(xiàn)原子的快速遷移，例如：制備超平整的接觸表面以增加接觸面積；通過對(duì)擴(kuò)散表面的細(xì)晶和納米化處理以增加擴(kuò)散驅(qū)動(dòng)力；利用等離子體去除表面氧化膜并以提高表面活性；采用短時(shí)超快加熱技術(shù)從而實(shí)現(xiàn)超短時(shí)間下的擴(kuò)散連接過程。利用這些方式，可以在一定程度上突破傳統(tǒng)熱擴(kuò)散的局限，實(shí)現(xiàn)低溫、低壓、短時(shí)條件下的高精度高效連接，這也是拓展擴(kuò)散連接技術(shù)應(yīng)用邊界的關(guān)鍵所在。

綜上所述，擴(kuò)散連接技術(shù)為實(shí)現(xiàn)異種材料的高性能連接開辟了重要途徑，但其實(shí)際應(yīng)用仍深受界面反應(yīng)、殘余應(yīng)力和擴(kuò)散溫度高三大基礎(chǔ)共性問題的制約。近年來，隨著先進(jìn)表征技術(shù)的應(yīng)用和表面處理技術(shù)的開發(fā)，異種金屬擴(kuò)散連接研究取得了系列重要突破。但鑒于金屬材料種類繁多，異種材料組合更為繁雜多樣，本文在對(duì)異種材料擴(kuò)散連接研究進(jìn)行展開時(shí)，依據(jù)擴(kuò)散連接技術(shù)在該材料中的應(yīng)用廣泛程度以及技術(shù)成熟度的高低來分類與排序。具體地，以鋼合金為代表的黑色金屬材料是工業(yè)化應(yīng)用最為廣泛、研究也最深入的金屬材料體系，其擴(kuò)散連接技術(shù)相對(duì)成熟，常作為與其他金屬連接的“基準(zhǔn)”。其次是在有色金屬體系中擴(kuò)散連接需求較大，并且高溫應(yīng)用廣泛的鎳及鎳基合金。隨后，依據(jù)在有色金屬材料范圍中熔點(diǎn)的高低，依次以鈦合金、銅合金以及鋁合金的順序展開討論。本文旨在系統(tǒng)梳理異種金屬擴(kuò)散連接的研究現(xiàn)狀，總結(jié)界面結(jié)構(gòu)調(diào)控、工藝創(chuàng)新與接頭性能優(yōu)化方面的主要進(jìn)展，為擴(kuò)散連接新工藝的開發(fā)提供方案參考，并對(duì)未來發(fā)展趨勢(shì)作出展望，以推動(dòng)擴(kuò)散連接技術(shù)在高性能裝備中的更廣泛應(yīng)用。

1、鋼合金與異種金屬擴(kuò)散連接

1.1 鋼與異種鋼、鎳合金的擴(kuò)散連接

在鋼與異種材料的擴(kuò)散連接中，異種鋼（包括碳鋼、合金鋼、不銹鋼等）之間以及鋼與鎳合金之間的擴(kuò)散連接廣泛用于高性能部件制造，如航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤（鋼/高溫鎳基合金）、核電壓力容器（耐蝕合金異種鋼）的拼接，或需避免熔焊熱影響區(qū)性能下降的場(chǎng)景（異種鋼精密組合模具）。異種鋼之間以及鋼與鎳合金之間的冶金相容性好，接頭連接機(jī)制主要為擴(kuò)散形成固溶體組織，主元元素之間無金屬間化合物生成，擴(kuò)散連接關(guān)鍵點(diǎn)在于工藝參數(shù)優(yōu)化、促進(jìn)界面結(jié)合、減少缺陷，從而提升接頭性能[1-2]，因此將這兩類

異種材料組合單獨(dú)討論。

1.1.1 異種鋼的擴(kuò)散連接

在石油、石化、核和海洋工業(yè)等行業(yè)中，異種鋼合金的焊接接頭因具有高抗拉強(qiáng)度和良好的韌性，在一些復(fù)合過渡接頭以及承載結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)中有大量的應(yīng)用。由于具有相似的材料屬性和晶格結(jié)構(gòu)，異種鋼之間通過直接擴(kuò)散的方式就可實(shí)現(xiàn)較好的連接。如在 X70 鋼與雙相不銹鋼的擴(kuò)散連接中，Baghdadi 等 [3]采用1150 ℃的連接溫度和 5 h 的保壓時(shí)間工藝就實(shí)現(xiàn)了二者的直接擴(kuò)散連接。界面顯微組織結(jié)果顯示，界面發(fā)生良好冶金結(jié)合，無明顯孔隙或裂紋等缺陷。XRD 結(jié)果表明擴(kuò)散焊接過程不會(huì)在界面處形成新相，F(xiàn)e、Cr 和 Ni 原子在界面上的相互擴(kuò)散是實(shí)現(xiàn)焊接的主要機(jī)制。

為了提高異種鋼擴(kuò)散焊接接頭的質(zhì)量，一些學(xué)者基于對(duì)焊接方法的改進(jìn)和添加中間層的方式也獲得了良好的研究效果。其中脈沖壓力輔助擴(kuò)散焊接（impulse pressure assisted diffusion bonding, IPADB）是通過周期性壓力脈沖在界面產(chǎn)生微觀變形，減少微孔隙并增加金屬接觸位點(diǎn)，從而產(chǎn)生高質(zhì)量的接頭。Sharma等 [4]對(duì) 304 不銹鋼 IPADB 接頭進(jìn)行了研究。當(dāng)焊接溫度從 850 ℃升高至 950 ?℃時(shí)，界面結(jié)合率從 51.36%提高到 91.25%，接頭抗拉剪能力從 25.41 kN 增加到 34.42 kN。Sharma 等[5]通過調(diào)整擴(kuò)散連接初期的壓力脈沖，實(shí)現(xiàn)了發(fā)電廠關(guān)鍵部件 P92 鋼與 316L 奧氏體不銹鋼接頭的 IPADB，研究表明，壓力脈沖是促進(jìn)接觸面的塑性變形以及動(dòng)態(tài)再結(jié)晶的主要因素，從而使得界面實(shí)現(xiàn)牢固的冶金結(jié)合，如圖 2 所示。值得注意的是，該技術(shù)的主要價(jià)值還體現(xiàn)在，通過施加脈沖壓力實(shí)現(xiàn)界面接觸，可以在機(jī)加工表面狀態(tài)下的高質(zhì)量直接連接，省去了耗時(shí)的表面拋光預(yù)處理，進(jìn)而顯著提升異種鋼材料的擴(kuò)散連接在電力與發(fā)電行業(yè)應(yīng)用的生產(chǎn)效率。

添加中間層可以在連接界面形成一定的成分濃度梯度，促進(jìn)界面間原子的擴(kuò)散，顯著縮短擴(kuò)散連接時(shí)間。陳永充等 [6]選擇純 Fe 作為中間層擴(kuò)散連接低活化鐵素體/馬氏體鋼。結(jié)果表明，擴(kuò)散連接接頭的顯微組織由母材的板條馬氏體、連接界面的 Fe-Cr 固溶體擴(kuò)散層和中心層未發(fā)生擴(kuò)散的純 Fe 層組成（圖 3），無脆性金屬間化合物生成；溫度從 950 ℃升至 1100 ℃時(shí)，Cr 在純 Fe 中的擴(kuò)散系數(shù)從 1.2×10?1? m2/s 增至1.3×10?1? m2/s，擴(kuò)散層厚度隨之增加。Bukovská等 [7]采用 Ni 中間層成功擴(kuò)散焊接了 304 不銹鋼和 316L 不銹鋼，并測(cè)量了 Ni 在兩種鋼中的擴(kuò)散系數(shù)。基于 Arrhenius 方程，制定了用于 304、316L 不銹鋼和 Ni 中間層間界面擴(kuò)散區(qū)寬度的廣義方程，計(jì)算值與實(shí)測(cè)值吻合良好。

Sun 等 [8]采用真空擴(kuò)散焊接法制備 304 不銹鋼/20 碳鋼雙金屬接頭，研究了固溶處理前后的界面微觀結(jié)構(gòu)和結(jié)合強(qiáng)度。304 鋼和 20 碳鋼在 1380 ℃/60 min 條件下形成了牢固的冶金結(jié)合，沒有未焊合等缺陷。Cr 和 Ni 原子從 304 鋼擴(kuò)散到 20 碳鋼，C 原子從 20 碳鋼擴(kuò)散到 304 鋼，形成滲碳區(qū)域。在 20 碳鋼側(cè)形成平均寬度約為 20 μm 的珠光體區(qū)域。固溶處理后，滲碳區(qū)形成奧氏體化，并伴有孿晶的形成。獲得擴(kuò)散接頭的界面結(jié)合強(qiáng)度為 485 MPa，經(jīng)固溶處理后增加到 547 MPa。

對(duì)異種鋼擴(kuò)散連接最優(yōu)工藝下接頭的力學(xué)性能進(jìn)行匯總，結(jié)果見表 1。

表 1 異種鋼擴(kuò)散連接最優(yōu)工藝下接頭的力學(xué)性能 [1,2,4,8-9]

1.1.2 鋼與鎳合金的擴(kuò)散連接

鎳基高溫合金以高熔點(diǎn)、優(yōu)異的高溫強(qiáng)度、耐蝕性及抗氧化性著稱，是航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片、燃燒室、導(dǎo)向葉片等高溫部件的核心材料。鋼與鎳基高溫合金的擴(kuò)散連接需求集中于高溫承力構(gòu)件的一體化制造。

由于鋼與鎳基高溫合金（以 Ni 為基體，含 Cr、Mo、W、Co 等）的主元元素固溶度較高，且 Fe 與 Ni 無化合物生成，因此鋼與鎳基合金的焊接相容性較好。但需要注意的是，鋼合金與鎳基合金中的強(qiáng)化相（如γ'相 Ni?Al、碳化物 M??C?）通常在連接界面處富集會(huì)形成擴(kuò)散壁壘，擴(kuò)散連接存在一定的挑戰(zhàn)。

近年來，國(guó)內(nèi)外學(xué)者圍繞界面行為調(diào)控、工藝參數(shù)優(yōu)化、表面/中間層改性等方向開展了系統(tǒng)研究。Zhang等 [10]基于分子動(dòng)力學(xué)（molecular dynamics, MD）模擬揭示了 304 不銹鋼與純 Ni 的擴(kuò)散焊接機(jī)理，研究表明，粗糙界面的凹凸結(jié)構(gòu)為原子擴(kuò)散提供更多的短程路徑，顯著促進(jìn)擴(kuò)散。溫度在界面擴(kuò)散中起著主要作用，隨著溫度的升高，擴(kuò)散的原子數(shù)量增加，擴(kuò)散距離也增加。壓力通過變形界面粗糙結(jié)構(gòu)增加接觸面積（促進(jìn)擴(kuò)散），總體影響弱于溫度。Negemiya 等 [11]探究了工藝參數(shù)對(duì) 410 馬氏體不銹鋼和 Su 718 鎳基高溫合金擴(kuò)散焊接接頭組織和力學(xué)性能的影響，研究結(jié)果顯示，焊接溫度對(duì)對(duì)接頭質(zhì)量有顯著影響。980 ℃時(shí)，界面生成大量δ相，接頭強(qiáng)度下降；超過 1000 ℃，鋼與鎳基合金晶粒過度長(zhǎng)大，導(dǎo)致晶界弱化，接頭延伸率降低。接頭斷口表明，鎳基合金側(cè)呈現(xiàn)晶間斷裂，馬氏體不銹鋼側(cè)為延性穿晶斷裂，斷裂面形成 Fe2Ti、

FeNi3、NiTi2、Cr2Ti、NbNi3等金屬間化合物和γ（Fe，Ni）相。

由于鋼合金中的微量元素 Ti 金屬活性較高，極易與鎳合金中的 Fe 或 Al 之間發(fā)生化學(xué)反應(yīng)生成金屬間化合物，影響接頭性能，通過添加中間層可以有效阻隔不利于接頭的反應(yīng)進(jìn)程。Peng 等 [12]采用純 Ni 中間層真空擴(kuò)散焊接 Ni3Al 基高溫合金和 S31042 鋼，結(jié)果表明，焊接過程中形成的 AlN 相阻礙了原子擴(kuò)散，降低了接頭性能。當(dāng) Ni 層間厚度為 15 μm 時(shí)，接頭強(qiáng)度達(dá)到 Ni3Al 基合金的 96%，伸長(zhǎng)率為 Ni3Al 基金屬的 320%和 S31042 合金的 62%（圖 4），γ'相均勻沉淀和晶界互熔有助于接頭的高強(qiáng)度和高伸長(zhǎng)率。接

頭斷裂機(jī)制為韌性斷裂，斷口處存在韌窩。

表 2 總結(jié)了鋼和鎳基高溫合金擴(kuò)散焊最優(yōu)工藝下接頭的力學(xué)性能。

表 2 鋼和鎳基高溫合金擴(kuò)散焊最優(yōu)工藝下接頭的力學(xué)性能 [11-15]

1.2 鋼與銅、高熵合金等擴(kuò)散連接

在鋼與異種材料的連接組合中，鋼/銅以及鋼/高熵合金等材料體系之間具有較差的冶金相容性，界面兩側(cè)元素互擴(kuò)散程度較低，同時(shí)主元元素又無較為明顯的冶金化學(xué)反應(yīng)，無金屬間化合物產(chǎn)生。通常通過工藝參數(shù)優(yōu)化，以及添加能與兩側(cè)材料具有較好冶金相容性的材料實(shí)現(xiàn)二者的緊密連接。因此將這兩類材料組合一并討論。

1.2.1 鋼與銅合金的擴(kuò)散連接

鋼與銅合金的擴(kuò)散連接在航空航天、核能領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用需求。鋼與銅合金（以 Cu 為基體，含Zn、Al、Ni、Be 等）的擴(kuò)散連接核心優(yōu)勢(shì)，在于結(jié)合鋼的高強(qiáng)度與銅合金的高導(dǎo)電性、高導(dǎo)熱性及耐腐蝕性。這種復(fù)合結(jié)構(gòu)廣泛應(yīng)用于電力電子、軌道交通和航空航天等領(lǐng)域。脆性金屬間化合物的生成及較大的殘余應(yīng)力是鋼與銅合金擴(kuò)散連接的難點(diǎn)。

Akbar 等 [16]對(duì) 304 不銹鋼與無氧銅進(jìn)行了直接擴(kuò)散連接，發(fā)現(xiàn)界面生成 Cu-Ni 固溶相，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá) 153 MPa，是冷拔銅的 66.5%，斷裂模式為銅側(cè)延性穿晶斷裂。Sebastian 等 [17]采用 Ni 中間層，發(fā)現(xiàn) Cu/Ni和鎳/鋼界面形成獨(dú)立擴(kuò)散區(qū)，825 ℃/30 min/5 MPa 參數(shù)下剪切強(qiáng)度最大。Ekrami 等 [18]采用 Ni/Ag 復(fù)合中間層擴(kuò)散連接 316 不銹鋼與純銅。750 ℃下，界面處即可實(shí)現(xiàn)良好結(jié)合，接頭抗拉強(qiáng)度為 158 MPa，但不銹鋼/鎳界面仍形成 FeNi3金屬間相。

對(duì)于擴(kuò)散連接工藝的改進(jìn)以及新工藝的應(yīng)用可以實(shí)現(xiàn)更為高效的擴(kuò)散連接。如 Kaya 等 [19]采用外加電流輔助擴(kuò)散連接 304 不銹鋼和銅合金。當(dāng)施加外部電流時(shí)，連接試樣的抗拉強(qiáng)度更高，原子的擴(kuò)散距離更遠(yuǎn)。Yuan 等 [20]采用脈沖壓力輔助擴(kuò)散焊接技術(shù)，結(jié)果顯示，脈沖壓力有利于減少微孔數(shù)量，添加 Ni 中間層后，微孔數(shù)量進(jìn)一步減少。Ni 作為過渡層和阻擋層，可以阻礙 Fe、Cr 和 Cu 元素的相互擴(kuò)散。

1.2.2 鋼與高熵合金的擴(kuò)散連接

高熵合金（high-entropy alloys, HEA）是由 5 種及以上主元（如 Fe、Co、Cr、Ni、Al 等）以等原子比或近等原子比混合形成的新型合金，具有高熵效應(yīng)、高硬度、優(yōu)異的耐蝕性及寬溫域穩(wěn)定性等獨(dú)特優(yōu)勢(shì)，是航空航天、核能、高端裝備等領(lǐng)域的“性能革命性材料”。鋼與高熵合金擴(kuò)散焊接的難點(diǎn)在于脆性金屬間化合物的生成及擴(kuò)散速率差異導(dǎo)致的成分偏析。

李娟等[21]研究了 CoCrFeNiCu 高熵合金和 304 不銹鋼在不同溫度下的固相擴(kuò)散焊，研究表明：低溫下界面處殘留有孔洞；隨著溫度的升高，擴(kuò)散能力增強(qiáng)，界面處氣孔消失；在擴(kuò)散層內(nèi)沒有發(fā)現(xiàn)金屬間化合物，形成了全固溶組織，厚度在 10~31 μm。Sun 等 [22]將 Cr0.8FeMn1.3Ni1.3 高熵合金和 316 不銹鋼擴(kuò)散連接，發(fā)現(xiàn)冷軋變形引起的位錯(cuò)介導(dǎo)擴(kuò)散途徑能夠增強(qiáng)界面原子擴(kuò)散。位錯(cuò)密度增加時(shí)（形變量 20%），擴(kuò)散活化能會(huì)大幅（約 41%）。同時(shí)，鐵從 316 鋼到 HEA 的擴(kuò)散系數(shù)從 9.35×10-15 m2/s 顯著增加到 2.15×10-14m2/s，極限抗拉強(qiáng)度提高了 9%。

由于材料自身的遲滯效應(yīng)特征，高熵合金與異種金屬的緩慢擴(kuò)散限制了其在實(shí)際應(yīng)用中與其他成分的擴(kuò)散結(jié)合。Gao 等[23]對(duì) CoCrFeMnNi 高熵合金和 304 不銹鋼進(jìn)行表面機(jī)械研磨處理（surface mechanicalattrition treatment, SMAT），在相對(duì)較低的溫度下進(jìn)行擴(kuò)散焊接。研究結(jié)果表明，SMAT 后 Fe 原子的擴(kuò)散距離顯著增加，HEA/不銹鋼接頭在 850 ℃（約 0.63 Tm，Tm 熔化溫度）下即可達(dá)到 320 MPa 的抗拉強(qiáng)度。如圖 5 所示的分子動(dòng)力學(xué)模擬表明，由于晶界處的快速擴(kuò)散，F(xiàn)e 在多晶模型中的表觀擴(kuò)散率明顯高于單晶模型。在實(shí)驗(yàn)中，界面 EDS 線掃描結(jié)果驗(yàn)證了，未作表面處理以及 SMAT 處理 2h 和 4 h 對(duì)應(yīng)的不銹鋼中的 Fe 穿過界面，在高熵合金側(cè)的擴(kuò)散深度依次為 3.1、5.2 和 11.0 μm，證實(shí)了 SMAT 表面處理對(duì)于界面元素?cái)U(kuò)散速率具有顯著的提升作用。

表 3 總結(jié)了鋼和銅合金、高熵合金擴(kuò)散焊最優(yōu)工藝下接頭的力學(xué)性能。

表 3 鋼和銅合金、高熵合金擴(kuò)散焊最優(yōu)工藝下接頭的力學(xué)性能 [16-18,19-26]

1.3 鋼與鋁、鈦、鋯等合金擴(kuò)散連接

隨著輕量化設(shè)計(jì)需求的激增，一些鋼合金/與鋼有 IMCs 生成的異種金屬擴(kuò)散連接接頭得到廣泛應(yīng)用，如鋁鋼/鋁、鋼/鈦以及鋼/鋯合金等。這些復(fù)合結(jié)構(gòu)固然能發(fā)揮異種材料良好的性能，但其結(jié)構(gòu)強(qiáng)度與服役性能嚴(yán)重依賴界面的連接質(zhì)量，須重點(diǎn)關(guān)注對(duì)于界面 IMCs 層的類型、厚度和形貌的調(diào)控，抑制其過度生長(zhǎng)。

1.3.1 鋼與鋁合金的擴(kuò)散連接

鋁/鋼復(fù)合結(jié)構(gòu)（如汽車車身、軌道交通部件）因兼具鋁合金的低密度與不銹鋼/碳鋼的高強(qiáng)度，成為替代單一金屬的必然趨勢(shì)。然而，鋁（Al）與鋼（Fe 基合金）的晶體結(jié)構(gòu)、物理性能及化學(xué)活性差異顯著，導(dǎo)致其擴(kuò)散焊接性極差，主要體現(xiàn)在以下 3 個(gè)方面：Al 表面極易形成穩(wěn)定而致密的氧化膜，焊接時(shí)氧化膜難以破碎，阻礙原子擴(kuò)散并引發(fā)夾雜物，破壞接頭連續(xù)性；連接界面易生成脆性的金屬間化合物，接頭易因孔洞、微裂紋擴(kuò)展而脆斷；Al 與鋼的熱膨脹系數(shù)差異導(dǎo)致冷卻時(shí)界面產(chǎn)生顯著熱應(yīng)力，進(jìn)一步加劇微裂紋萌生。早在 1999 年，Kuroda 等[27]對(duì) A6061 鋁合金與 SUS316 不銹鋼的直接真空擴(kuò)散焊進(jìn)行了較為詳細(xì)的研究，其擴(kuò)散連接壓力為 9.8 MPa，擴(kuò)散時(shí)間 0.3~9.0 ks。EDS 結(jié)果顯示界面生成的金屬間化合物主要是Fe2Al5和 FeAl3，且反應(yīng)層的生長(zhǎng)符合拋物線規(guī)律。在擴(kuò)散焊初期，由于表面氧化膜的作用，反應(yīng)層生長(zhǎng)極慢，隨著氧化膜的破碎，反應(yīng)層按拋物線規(guī)律正常生長(zhǎng)，其激活能為 187 kJ/mol，生長(zhǎng)速度受控于 Fe 原子在 A6061 鋁合金中的擴(kuò)散；當(dāng)反應(yīng)層厚度為 1～2 μm 時(shí)接頭強(qiáng)度達(dá)到最大值 200 MPa。反應(yīng)層厚度過小，

母材間擴(kuò)散反應(yīng)不充分。厚度過大，反應(yīng)層易產(chǎn)生孔洞和微裂紋等缺陷。

目前，避免和減少 Fe-Al 金屬間化合物的產(chǎn)生是獲得高強(qiáng)度鋁/鋼接頭的關(guān)鍵，在鋁合金和鋼之間添加適當(dāng)?shù)闹虚g層是限制脆性金屬間化合物生長(zhǎng)的有效方法之一，可有效提高接頭的力學(xué)性能。Yu 等 [28]采用熱補(bǔ)償電阻擴(kuò)散焊技術(shù)，在 6061 鋁合金與 304 不銹鋼間引入 Ni 中間層，成功制備了大面積鋁/鎳/鋼接頭（圖 6）。在最終的鋁/鋼接頭中，鋁合金和中間層之間形成了一個(gè)明顯的擴(kuò)散層，其主要成分是 Al（s, s）。界面結(jié)構(gòu)為鋁合金、擴(kuò)散層、中間層和鋼，有效阻隔 Fe 與 Al 直接接觸。實(shí)驗(yàn)表明，Al/Ni/鋼焊接接頭的

拉伸剪切載荷達(dá)到 1793.3 N，是直接擴(kuò)散焊獲得的鋁/鋼接頭的 3 倍。斷裂主要發(fā)生在鋁合金和 Ni 中間層之間的界面，XRD 分析結(jié)果證實(shí)，在斷裂表面生成了 Al（s, s）、Fe（s, s）和 Ni（s, s）等固溶體。

Salman 等 [29]對(duì) 7075 鋁合金和 304L 不銹鋼進(jìn)行了擴(kuò)散接合，并對(duì)所得接合界面的力學(xué)、微觀結(jié)構(gòu)、納米壓痕和壓痕蠕變進(jìn)行了評(píng)估。結(jié)果顯示，在鋁/鋼結(jié)合界面上形成了 FeAl3、FeAl2、FeNi3和 Fe3Ni2等金屬間化合物，硬度達(dá) 3.5 GPa，比 304L 鋼高 15%、比鋁合金高 454%；連接界面的蠕變深度分別比 7075

鋁合金和 304L 鋼基體小 49%和 5%，金屬間化合物的形成顯著降低了接頭的強(qiáng)度，平均抗剪強(qiáng)度僅為 67MPa，約為鋁合金基體的 58%。

表 4 總結(jié)了鋼和鋁合金擴(kuò)散焊最優(yōu)工藝下接頭的力學(xué)性能。

表 4 鋼和鋁合金擴(kuò)散焊最優(yōu)工藝下接頭的力學(xué)性能 [27,28,29]

1.3.2 鋼與鈦合金的擴(kuò)散連接

鈦具有密度小、比強(qiáng)度高、耐蝕性優(yōu)異等優(yōu)點(diǎn)，純鈦或鈦合金與不銹鋼結(jié)合形成的復(fù)合構(gòu)件，既能保留不銹鋼的優(yōu)良性能，又能減輕質(zhì)量。航空航天領(lǐng)域中的很多部件，如衛(wèi)星燃料噴注器及姿態(tài)推動(dòng)控制系統(tǒng)中的部件、航天器的自鎖閥、某些飛行器推進(jìn)系統(tǒng)的管路連接等，都需要兼有鈦和鋼的優(yōu)良特性的異種材料復(fù)合連接件。2017 年，徐家磊等 [30]等對(duì) TA2 純鈦與 14MnMoVN 鋼的真空擴(kuò)散焊的研究表明，界面形成斷續(xù)的化合物層，主要為 Ti-Fe 金屬間化合物。接頭抗拉強(qiáng)度僅為 182 MPa，遠(yuǎn)低于鈦母材和鋼母材的抗拉強(qiáng)度。Chen 等[31]使用真空擴(kuò)散焊成功實(shí)現(xiàn)純鈦和中碳鋼的連接。實(shí)驗(yàn)表明，保溫時(shí)間小于 2 h 時(shí)，界面未實(shí)現(xiàn)完全連接，保溫時(shí)間延長(zhǎng)至 3 h 時(shí)，界面生成 TiC、TiFe、Fe?Ti 混合相，接頭強(qiáng)度隨保溫時(shí)間呈先增后降的趨勢(shì)（圖 7），斷口上發(fā)現(xiàn)層狀結(jié)構(gòu)的 TiC，表明 TiC 脆性相厚度是影響接頭力學(xué)性能的關(guān)鍵因素。

由于鈦和鋼的物理和機(jī)械性能差異極大，通過施加塑性較好的銅過渡層可以有效緩解接頭殘余應(yīng)力集中，改善接頭的性能。郭悅等 [32]在 TA2 鈦與 14MnMoVN 鋼間引入 Cu 箔，形成“鈦/銅/鋼”復(fù)合界面。Cu 與 Ti 反應(yīng)生成 Cu-Ti 金屬間化合物相，但 Cu 與鋼（Fe 基體）形成良好的擴(kuò)散過渡區(qū)，最終接頭抗拉強(qiáng)度提升至 299 MPa，相比于鈦鋼直接擴(kuò)散焊接接頭的強(qiáng)度有大幅提高，斷裂發(fā)生在 Cu-Ti 結(jié)合區(qū)。Szwed等[33]使用鎳箔作為中間層，對(duì)純鈦和 X5CrNi18-10 不銹鋼進(jìn)行瞬時(shí)液相擴(kuò)散焊接。擴(kuò)散界面無裂紋，僅在材料邊緣觀察到柯肯達(dá)爾孔洞。焊接溫度為 950 ℃時(shí)，鈦側(cè)的結(jié)構(gòu)由共析混合物αTi+Ti2Ni 和金屬間相 Ti2Ni、TiNi 和 TiNi3層組成，鎳中間層阻止了 Ti 向不銹鋼側(cè)的擴(kuò)散，避免了 Fe-Ti 金屬間相的形成，鎳和不銹鋼之間形成固溶體γFe+Ni 層。但溫度升至 1000 ℃時(shí)，Ti 原子突破 Ni 層擴(kuò)散至鋼側(cè)，生成 FeTi 相，導(dǎo)致接頭強(qiáng)度下降。

Ti 和 Ag 之間的界面反應(yīng)產(chǎn)物為 TiAg，盡管其具有金屬間化合物的性質(zhì)，但表現(xiàn)出顯著的斷裂韌性，而 Fe-Ag 體系中不會(huì)形成金屬間化合物。因此 Feng 等[34]采用 Ag 中間層對(duì)純 Ti 與 17-4PH 不銹鋼進(jìn)行擴(kuò)散連接，結(jié)果顯示：Ag 中間層可以有效抑制 Ti 與 17-4PH 不銹鋼之間的相互擴(kuò)散和反應(yīng)，避免了 Ti-Fe 金屬間相的形成。短時(shí)間保溫（<30 min）時(shí)，界面由 TiAg 層、殘余 Ag 層及 Ag-Fe 擴(kuò)散層組成，接頭抗拉強(qiáng)度達(dá) 420 MPa，斷裂模式為 Ag 層的延性斷裂。

表 5 總結(jié)了鋼和鈦合金擴(kuò)散焊最優(yōu)工藝下接頭的力學(xué)性能。

表 5 鋼和鈦合金擴(kuò)散焊最優(yōu)工藝下接頭的力學(xué)性能 [27-36]

1.3.3 鋼與鋯合金的擴(kuò)散連接

鋯合金因其良好的中子截面、足夠的機(jī)械性能和優(yōu)異的耐腐蝕性而廣泛應(yīng)用于核工業(yè)，鋼與鋯合金的擴(kuò)散連接集中于核反應(yīng)堆內(nèi)部承力構(gòu)件的一體化制造，如燃料包殼與鋼制端塞、壓力管與鋼制支撐環(huán)的連接，旨在通過無焊縫設(shè)計(jì)提升結(jié)構(gòu)可靠性與抗輻照性能。Zr-2 和 Zr-4 合金的熔點(diǎn)為 1850 ℃，高于銅和鈦的熔點(diǎn)，其與鋼的擴(kuò)散連接通常在更高的溫度下進(jìn)行，并且界面處會(huì)有脆性相生成與成分偏析。

Abdelatif 等 [37]對(duì) 304L 不銹鋼和 Zr-4 合金進(jìn)行了直接擴(kuò)散連接，結(jié)果表明，在 820 ℃下界面未實(shí)現(xiàn)有效連接，原因是鋼和鋯合金化學(xué)元素的互溶性非常低。在 950 ℃下，鋼/Zr-4 合金界面處形成了一個(gè)由 3層組成的反應(yīng)區(qū)。鋼側(cè)的第 1 層（α-（Fe，Cr））和 Zr-4 側(cè)的第 3 層（Zr2（Fe，Ni））是單相的。中間層是兩相的（ε-Zr（Cr，F(xiàn)e）2+Zr2（Fe，Ni）），硬度最大，約 1120 HV。斷裂位于中間層，屬于穿晶斷裂。Bhanumurthy 等[38]使用 Ni-Cu-Nb 夾層將 304L 不銹鋼連接到 Zr-2 合金，結(jié)果顯示，鋼/鎳、Ni/Cu、Cu/Nb和 Nb/Zr-2 界面發(fā)生了元素的相互擴(kuò)散，且不存在任何金屬間化合物。870 ℃/2 h 參數(shù)下接頭的最大抗拉強(qiáng)度達(dá) 400 MPa，所有試樣在銅/鈮或銅層內(nèi)部斷裂，斷口中存在等軸韌窩，表明其為延性斷裂。Kumar 等[39]采用擴(kuò)散焊接工藝，使用鎳合金夾層連接超雙相不銹鋼和鋯合金。在雙相鋼/鎳界面未發(fā)現(xiàn)金屬間化合物，但在 Ni/Zr 界面處觀察到分層的 Ni5Zr、Ni10Zr7、NiZr 和 NiZr2金屬間相，反應(yīng)層的寬度隨焊接溫度的升高而增加（圖 8）。900 ℃下接頭抗拉強(qiáng)度達(dá) 370 MPa（伸長(zhǎng)率 7.9%），但高溫下易發(fā)生脆斷。

綜上所述，鋼與異種金屬的擴(kuò)散連接通過冶金結(jié)合實(shí)現(xiàn)結(jié)構(gòu)一體化，接頭兼具鋼的高強(qiáng)度、高韌性及異種金屬的獨(dú)特性能，是高端裝備輕量化、高性能化的關(guān)鍵技術(shù)。其中，脆性金屬間化合物生成、界面殘余應(yīng)力、擴(kuò)散速率差異與成分偏析，是獲得鋼與異種金屬高質(zhì)量接頭的難點(diǎn)，未來通過新型中間層設(shè)計(jì)、先進(jìn)工藝創(chuàng)新等手段，有望突破技術(shù)瓶頸，推動(dòng)復(fù)合擴(kuò)散接頭在航空航天、核能、電力電子等領(lǐng)域的更廣泛應(yīng)用。

2、鎳合金與異種金屬擴(kuò)散連接

鎳基合金以其良好的力學(xué)性能及優(yōu)秀的加工性、耐腐蝕性，目前廣泛應(yīng)用于航空航天、能源等領(lǐng)域 [40-42]。通常，由于鎳合金本身的材料特性，其可與多種金屬元素可發(fā)生化學(xué)反應(yīng)；同時(shí)又由于鎳金屬對(duì)于雜質(zhì)元素具有高度敏感性，因此在使用常規(guī)熔焊技術(shù)對(duì)其進(jìn)行連接時(shí)接頭內(nèi)易形成塊狀金屬間化合物和凝固裂紋，焊接殘余應(yīng)力和變形大，導(dǎo)致焊縫惡化 [43- 44]。擴(kuò)散焊接可以在避免裂紋的同時(shí)，使組織表現(xiàn)出連續(xù)的微觀結(jié)構(gòu)和較高的接頭強(qiáng)度。而針對(duì)異種鎳合金之間以及鎳/銅合金之間的擴(kuò)散連接，由于界面兩側(cè)冶金相容性較好，固溶度較高，其較為適合直接擴(kuò)散連接。研究工作應(yīng)更關(guān)注于對(duì)于該異種材料體系擴(kuò)散連接的工藝參數(shù)優(yōu)化，或者低熔點(diǎn)中間層的實(shí)現(xiàn)液相擴(kuò)散焊，以及連接溫度的降低，避免高溫對(duì)于母材性能的損傷。

2.1 異種鎳合金間的擴(kuò)散連接

鎳基高溫合金因其優(yōu)異的高溫強(qiáng)度、卓越的抗氧化/耐腐蝕性能及良好的組織穩(wěn)定性，成為制造航空發(fā)動(dòng)機(jī)、燃?xì)廨啓C(jī)等熱端部件的關(guān)鍵材料。隨著裝備性能的不斷提升，單一牌號(hào)的鎳合金往往難以滿足同一部件在不同部位對(duì)承溫能力、力學(xué)性能及環(huán)境耐受性的差異化需求。因此，異種鎳基高溫合金的擴(kuò)散連接具有較高的需求。由于異種鎳合金之間主元元素相同，兩側(cè)母材的冶金相容性較好，選取合適的工藝參數(shù)較易實(shí)現(xiàn)二者的可靠擴(kuò)散連接。

Peng 等 [45]通過固定擴(kuò)散焊接溫度為 1120 ℃，擴(kuò)散壓力 10 MPa 下，對(duì) DD5 單晶高溫合金與 GH4169多晶高溫合金采用 90~180 min 的擴(kuò)散焊接，并在 730 ℃/180 min 的時(shí)效工藝條件下，獲得了 DD5 單晶高溫合金與 GH4169 多晶高溫合金的可靠連接。研究表明，在不同焊接條件下，整個(gè)接頭處γ'相的大小、分布和形貌均有差異。在 1120 ℃擴(kuò)散焊接 180 min 后，并在 730 ℃下進(jìn)行額外時(shí)效處理 180 min 后，γ'顆粒形貌由近立方形變?yōu)椴灰?guī)則形。此外，在 1120 ℃/10 MPa/180 min 下焊接，并在 730 °C 下時(shí)效加熱 180 min時(shí)，接頭的最佳抗拉強(qiáng)度為 1058 MPa，斷裂發(fā)生在母材區(qū)。原位拉伸實(shí)驗(yàn)表明，接頭的損傷和斷裂行為是由于碳化物滑移和裂紋的增加造成的。焊接過程中，并未引起 DD5 晶體取向的顯著變化，也沒有改變GH4169 的晶粒結(jié)構(gòu)。

Zhang 等 [46]采用 BNi-2 填充合金對(duì) DD5 單晶與 GH4169 高溫合金進(jìn)行了瞬時(shí)液相擴(kuò)散連接（TLP）。

研究了不同焊接溫度和時(shí)間對(duì) TLP 接頭微觀組織和力學(xué)性能的影響。TLP 接頭形成了明顯的擴(kuò)散影響區(qū)和等溫凝固區(qū)，且區(qū)域?qū)挾燃?GH4169 的擴(kuò)散影響區(qū)中細(xì)晶粒尺寸隨著擴(kuò)散焊接溫度和時(shí)間的增加而增加。硼原子會(huì)在 GH4169 的擴(kuò)散影響區(qū)的晶界處積累。TLP 接頭的形成順序?yàn)?BNi-2 填充合金的熔化，接著形成 M5B3 型沉淀，隨后從 DD5 側(cè)到 GH4169 側(cè)等溫定向凝固，以及形成γ固溶體。在 1100 ℃下保溫 120 min的試件具有梯度晶粒結(jié)構(gòu)，抗拉強(qiáng)度（928.63 MPa）和斷裂應(yīng)變（1.62 %）達(dá)到了 DD5 母材抗拉強(qiáng)度的86.8%和斷裂應(yīng)變量的 51.7%。

在鎳基合金的擴(kuò)散連接中，銅也是較為常見的中間層材料，因?yàn)?Ni-Cu 在擴(kuò)散焊接過程中傾向于形成固溶體，可以實(shí)現(xiàn)更低溫度的擴(kuò)散連接，然而由于純銅強(qiáng)度較低，Cu 通常作為合金元素出現(xiàn)在合金中間層中 [47-48]。Mo-Cu 合金作為一種新型的高溫合金材料，既具有高熔點(diǎn)、低膨脹系數(shù)等性能，又具備高延展性、高導(dǎo)電導(dǎo)熱性等特性 [49- 50]，在散熱結(jié)構(gòu)中具有廣泛的應(yīng)用。Wang 等 [51]采用不同厚度 Cu 中間層對(duì)GH4099/Mo-Cu 擴(kuò)散連接接頭進(jìn)行了對(duì)比分析，其采用的方法是 PVD 制備 Cu 中間層，在一定的工藝參數(shù)下進(jìn)行連接。結(jié)果表明，Cu 中間層有利于 GH4099/Mo-Cu 連接，PVD 鍍層作中間層的連接效果優(yōu)于箔紙。

Xu 等 [52]以 Cu 作為中間層，在 600、650、700、750 和 800 ℃，15 MPa 壓力下，采用真空擴(kuò)散連接 Cu-0.15Zr與 GH3030 合金。結(jié)果表明隨著焊接溫度的升高，擴(kuò)散區(qū)寬度增大，擴(kuò)散區(qū)孔洞減少，α-Cu 相、富 Cr、Ni、Al 碳化物相在界面中分布均勻。在 750 ℃時(shí)，強(qiáng)化相數(shù)量增加，但出現(xiàn)了許多 Kirkendall 空隙，同時(shí)該溫度下嚴(yán)重軟化的 Cu-0.15Zr 導(dǎo)致接頭發(fā)生較大變形，拉伸試樣在 Cu-0.15Zr 側(cè)斷裂。由此可以看出，由于純 Cu 熔點(diǎn)較低，限制了其在高溫復(fù)雜環(huán)境下的應(yīng)用，同時(shí) Cu-Ni 固溶體的強(qiáng)度也限制了接頭力學(xué)性能的提升。未來鎳基合金/銅合金擴(kuò)散焊接將需要實(shí)現(xiàn) 400~600 ℃服役環(huán)境下高熱流、高可靠、長(zhǎng)壽命異質(zhì)結(jié)構(gòu)件的工程化制造，因此，通過工藝改進(jìn)和中間層的選擇，來擴(kuò)大焊接工藝窗口，提高接頭的質(zhì)量具有重要的研究意義。

2.2 鎳與鈦合金的擴(kuò)散連接

在航空航天等領(lǐng)域，鎳基高溫合金與輕質(zhì)高強(qiáng)鈦合金的綜合應(yīng)用滿足了部件對(duì)于輕量化與耐高溫的雙重要求[53-54]。例如在航空發(fā)動(dòng)機(jī)的減重設(shè)計(jì) [55]中，鎳/鈦合金異種材料零部件的焊接得到了廣泛應(yīng)用。而傳統(tǒng)的熔焊利用局部加熱和較高的加熱和冷卻速率，會(huì)使接頭內(nèi)存在較大的殘余應(yīng)力，誘使裂紋的產(chǎn)生，而目前采用擴(kuò)散連接工藝，則可以較好保留母材的優(yōu)良性能同時(shí)降低內(nèi)應(yīng)力。此外，又由于二者材料間在焊接過程中易發(fā)生劇烈的化學(xué)反應(yīng)生成金屬間化合物，因此，對(duì)于化合物的調(diào)控也是鎳/鈦合金擴(kuò)散連接研究中的重點(diǎn)關(guān)注方向。該部分對(duì)以鎳/鈦異種金屬材料為代表的有金屬間化合物生成的材料組合進(jìn)行討論。

目前相關(guān)學(xué)者針對(duì)采用中間層的方法實(shí)現(xiàn)鎳/鈦異種材料擴(kuò)散連接開展了廣泛的研究。Li 等 [55]設(shè)計(jì)了一種高熵夾層（TiZrHfNb）95Al5，用于 Ti2AlNb 與 GH4169 的真空擴(kuò)散連接。研究了擴(kuò)散焊接溫度對(duì)所得接頭界面微觀組織形貌、力學(xué)性能和斷裂行為的影響。接頭形成了 Ti2AlNb/B2/固溶體/(Ti, Zr, Hf)2(Ni, Nb)+(Ti, Zr, Hf)(Ni, Nb)+(Ti, Zr, Hf)(Ni, Nb)2+固溶體/(Ti, Zr, Hf)(Ni, Nb)+(Cr, Ni, Fe)ss/(Cr, Ni, Fe)ss/富鉻(Cr, Ni, Fe）ss/富鎳(Cr, Ni, Fe)ss/GH4169 的典型界面微觀組織。在 980 ℃以下，隨著擴(kuò)散焊接溫度的升高，界面反應(yīng)層厚度逐漸增大，剪切強(qiáng)度逐漸增大，最高剪切強(qiáng)度達(dá)到 376 MPa。GH4169 側(cè)存在最高顯微硬度區(qū)域，為 11.79 GPa，主要由(Ti, Zr, Hf)(Ni, Nb)和(Cr, Ni, Fe)ss 相組成。同時(shí)，該區(qū)域附近形成的界面兩側(cè)彈性模量有較大差別。斷口表面形貌表現(xiàn)出典型的脆性裂縫特征，主要裂紋始于(Ti, Zr, Hf)(Ni, Nb)相+(Ti, Zr, Hf)2(Ni, Nb)相，逐漸擴(kuò)展至(Cr, Ni, Fe)ss相。

?etinkaya 等 [56]通過實(shí)驗(yàn)研究了 Ni 和 Ti-6Al-4V 材料擴(kuò)散連接的微觀組織和界面反應(yīng)。采用銀箔作為中間層改善層間和連接質(zhì)量。在 5 MPa 壓力下，分別在 850 、900 和 950 ℃的擴(kuò)散溫度下保溫 60 min。研究發(fā)現(xiàn)，富銀區(qū)域呈現(xiàn)低硬度值，在壓力為 5 MPa，950 ℃的工藝溫度下，保溫 60 min 實(shí)現(xiàn)了可靠的擴(kuò)散連接，最高接頭強(qiáng)度為 244 MPa。Zhou 等[57]分別以銅箔和銅鈦合金作中間層，擴(kuò)散連接 TiAl 合金與 GH3536高溫合金，在 935 ℃/10 MPa/1 h 工藝參數(shù)下，采用銅箔中間層的接頭主要由 Ti（Cu、Al）2、AlCu2Ti 和AlNi2Ti 相組成。整個(gè)接頭出現(xiàn)少量微裂紋，相應(yīng)的室溫平均抗剪強(qiáng)度僅為 31 MPa。在 935 ℃、3 MPa 和10 min 的工藝參數(shù)下，利用 Cu-Ti 雙夾層也可實(shí)現(xiàn)二者的擴(kuò)散連接，在接頭中心部分可見 Cu-Ti 夾層的殘余相，厚度約為 5 μm。將保溫時(shí)間延長(zhǎng)至 1 h，中間層與母材均擴(kuò)散完全，接頭的最大抗剪強(qiáng)度為 180 MPa。

在 20 MPa 的壓力和 2 h 的保溫時(shí)間下，接頭中形成了 AlNi2Ti 相，其平均剪切強(qiáng)度下降到 90 MPa。除箔片外，銅中間層也可通過沉積或者鍍層的形式添加進(jìn)界面處，Cavaleiro 等[58]對(duì)比研究了使用磁控濺射 Ni/Ti納米多層中間層和Ni/Ti商業(yè)微米箔片作為中間層材料的NiTi與Ti-6Al-4V的擴(kuò)散行為。連接過程利用Ni-Ti系統(tǒng)的放熱反應(yīng)特性，在連接過程中提供額外的能量。在較低的總體熱輸入條件下實(shí)現(xiàn)了良好的焊接接頭。

在擴(kuò)散連接之前，將總厚度為 2.5 μm、調(diào)制周期為 12 或 25 nm 的 Ni/Ti 多層沉積到母材上。或者，在母材之間放置 20 個(gè)交替的微米箔片。將材料通過感應(yīng)加熱到擴(kuò)散連接溫度，并通過吹氦氣淬火至室溫，在連接中施加 10 MPa 的壓力。使用薄微米箔片時(shí)，需要加熱到 650 ℃來促進(jìn)連接，而使用多層涂層材料時(shí)，在 600 ℃時(shí)就獲得良好的接頭。

Jian 等 [59] 在 950 ℃對(duì) Ni80Cr20 合金與 TC4 合金進(jìn)行了真空擴(kuò)散連接，并研究了中間層對(duì)接頭界面微觀組織和性能的影響。在不添加中間層的情況下，TiNi 層的生長(zhǎng)速率隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而增加，Ni和 Cr 元素在 Ti(Ni，Cr)3 + CrSS反應(yīng)層中呈現(xiàn)互補(bǔ)的特征。當(dāng) Cu 箔作為中間層時(shí)，Ti 和 Cu 原子的不對(duì)稱擴(kuò)散導(dǎo)致 Kirkendall 孔洞降低了 Ni80Cr20/TC4 接頭的界面結(jié)合強(qiáng)度。Cu+Ti 復(fù)合中間層在擴(kuò)散連接過程中促進(jìn)在 950 ℃下形成界面液相，固體擴(kuò)散是 Cu 和 Ni 原子在形成瞬態(tài)液相之前的主要擴(kuò)散模式。晶界通常被認(rèn)為是固體擴(kuò)散過程中原子的快速擴(kuò)散路徑，在高溫下，液相通道使高能原子在晶界處的擴(kuò)散變得容易。

在 30 和 60 min 的保溫時(shí)間下，Cu+Ti 復(fù)合夾層接頭的顯微硬度峰值遠(yuǎn)高于其他兩種。以 Cu+Ti 為復(fù)合夾層，保溫 90 min 時(shí)接頭最大抗剪強(qiáng)度為 72.4 MPa。裂紋沿脆性 TiCu 相邊界擴(kuò)展，在應(yīng)力集中較高的區(qū)域，裂紋可以穿過脆性相并擴(kuò)展到精細(xì)的微觀組織。

Zhang 等 [60]通過使用 Nb 和 Nb/Ni 中間層擴(kuò)散連接氫化 TC4 合金與 GH3128 高溫合金接頭。研究了不同保溫和持續(xù)時(shí)間對(duì)氫化 TC4/GH3128 接頭微觀組織的影響。Nb 夾層的加入能夠成功抑制 Ti-Ni 的脆性形成，TC4-0.3H/Nb/GH3128 接頭的典型微觀組織為 TC4-0.3H/(Ti, Nb)/Nb/Ni6Nb7/Ni3Nb/(Ni, Cr)SS/GH3128。

隨著擴(kuò)散焊接溫度和保溫時(shí)間的增加，TC4-0.3H/Nb 界面處的(Ti, Nb)反應(yīng)層和 Nb/GH3128 界面處的 Ni6Ni7, Ni3Nb 和(Ni, Cr)SS反應(yīng)層增厚，未焊合孔隙逐漸減少。在 10 MPa 下，在 860 ℃/60 min 下擴(kuò)散連接的最大接頭強(qiáng)度達(dá)到 245 MPa，接頭斷裂主要發(fā)生在 Ni3Nb 層和 GH3128 合金之間，以及部分在 Ni3Nb 和 Nb 層。

Nb/Ni夾層的設(shè)計(jì)成功地消除了與單個(gè)Nb夾層結(jié)合時(shí)形成的未焊合空隙和Ni-Cr層。在860 ℃下，在10 MPa下保溫 80 min 時(shí)，最大剪切強(qiáng)度為 270 MPa，而后脆性相 Ni6Nb7的形成降低了接頭強(qiáng)度。圖 9 為在 860 ℃，10 MPa 下擴(kuò)散連接不同保溫時(shí)間的 Nb/Ni 界面的微觀組織。

目前對(duì)于鎳基合金與鈦合金擴(kuò)散連接工藝較為成熟，主要是通過優(yōu)化工藝參數(shù)或改進(jìn)工藝方式降低擴(kuò)散連接溫度，獲得薄層的金屬間化合物的接頭。采取中間層的方式來阻隔或者抑制兩側(cè)母材的反應(yīng)也是一種研究思路。但目前的工業(yè)生產(chǎn)中，鎳/鈦合金擴(kuò)散連接仍然存在脆性相導(dǎo)致力學(xué)性能較低和殘余應(yīng)力大等問題，尤其在高溫服役時(shí)，鎳基合金側(cè)會(huì)產(chǎn)生比鈦合金更強(qiáng)烈的形變，導(dǎo)致內(nèi)應(yīng)力增大引起開裂。在未來的研究中，應(yīng)研發(fā)新型的固溶成分或者耐高溫高熵合金中間層，抑制脆性相的生成或者降低殘余應(yīng)力，以支撐復(fù)雜使用環(huán)境下輕質(zhì)結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)及應(yīng)用。

3、鈦合金與異種金屬擴(kuò)散連接

鈦合金憑借其優(yōu)異的性能，如高比強(qiáng)度、低密度、優(yōu)異的耐腐蝕性和生物相容性等特點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于航空航天、能源、生物醫(yī)學(xué)等領(lǐng)域。而在這其中，Ti-6Al-4V(TC4)鈦合金是目前應(yīng)用最廣泛的鈦合金，占據(jù)了超過 50%的鈦合金使用量 [61-62]。但由于高活性的鈦元素與常見的金屬材料通常均能發(fā)生化學(xué)反應(yīng)生成金屬間化合物。因此，針對(duì)鈦合金與異種金屬的擴(kuò)散連接，大體上可以分為以異種鈦合金組合為代表的冶金相容性較好的體系，以及鈦合金與其他可生成金屬間化合物的異種材料體系兩大類。

3.1 異種鈦合金的擴(kuò)散焊接

異種鈦合金之間冶金相容性良好，通過界面原子互擴(kuò)散即可形成緊密結(jié)合的擴(kuò)散接頭，具有獨(dú)特的技術(shù)特點(diǎn)，因此，本文對(duì)于該材料組合展開單獨(dú)討論。

TA15 鈦合金是一種近α型鈦合金，同時(shí)兼具α型鈦合金的熱穩(wěn)定性和α+β型鈦合金的塑韌性[63]。Li 等 [64]采用擴(kuò)散焊接制備了 TA15/TC4 異質(zhì)層壓板。在合適的參數(shù)(900 ℃/1 h/8 MPa)下，得益于兩者均以可焊性良好的α相為基質(zhì)，界面處除極少量氣孔，接合良好，晶粒充分?jǐn)U散，較硬的β相得到細(xì)化。該層壓板具有良好的力學(xué)性能，除屈服強(qiáng)度低于 TC4 母材，抗拉強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率均略高于兩種母材。TC17 鈦合金是一種近β型鈦合金，具有優(yōu)異的斷裂韌性和抗疲勞性能，可用于飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)風(fēng)扇葉片 [65]。Sun 等 [66-67]對(duì) TC4/TC17 擴(kuò)散界面的微觀組織和晶體結(jié)構(gòu)進(jìn)行了研究。隨著連接溫度、保溫時(shí)間、壓力的提升，界面處孔洞的尺寸顯著減小，結(jié)合率明顯提升。孔洞通常形成與 TC4 一側(cè)或者α相界面晶界處，這可能是由于擴(kuò)散與塑性變形的協(xié)同作用，原子從β相向界面孔洞的擴(kuò)散速度快于從α相擴(kuò)散，并且β相的塑性變形能力優(yōu)于α相。由于 TC17 側(cè)顯著的α→β相變效應(yīng)增強(qiáng)了 TC4 與 TC17 的相互滲透，使得連接界面發(fā)生明顯變形而變得彎曲，這有助于提升接頭的強(qiáng)度。此外，Sun 等通過高分辨透射顯微鏡和選區(qū)電子衍射分析，發(fā)現(xiàn)界面處晶體結(jié)構(gòu)分布為 bcc-Ti(TC17)/fcc-Ti/晶格畸變層/hcp-Ti(TC4)。

以 TB5、TB8 為代表的亞穩(wěn)β型鈦合金，強(qiáng)度高，熱處理能力強(qiáng)，且具有優(yōu)異的冷成型性能，被廣泛用于航空航天[68]。Li 等[69]對(duì)比了有/無 Ti 箔對(duì) TB5/TC4 擴(kuò)散界面的影響。在未添加 Ti 箔時(shí)，連接界面可分為兩層：靠近 TB5 一側(cè)的α相和β相細(xì)晶層以及靠近 TC4 一側(cè)的由α相粗晶和β相枝晶組成的反應(yīng)層。從圖 10 可以看出，連接界面處的β相具有高度一致的晶體取向。而添加 Ti 箔后，由于純 Ti 在連接溫度下(900 ℃)會(huì)發(fā)生α相向β相的完全轉(zhuǎn)變，在隨后的爐冷過程中α相析出物可逐漸成核并生長(zhǎng)，多個(gè)α相析出物相互包裹

并進(jìn)一步生長(zhǎng)，因此 Ti 箔呈現(xiàn)出粗大α相析出物包裹樹枝狀β相的形貌。該β相枝晶還會(huì)侵入 TB5 母材中。

與 TB5/TC4 接頭不同，TB8/TC4 連接界面僅由一層混有細(xì)晶α析出相的β相基體組成，且厚度更薄 [70]。而添加 Ti 箔后，TB8/Ti/TC4 連接界面則與 TB5/Ti/TC4 類似[71]。

Ti-Al 系金屬間化合物具有低密度、高強(qiáng)度、高蠕變抗力等優(yōu)點(diǎn)，被視為替代鎳基高溫材料的理想材料 [72]，代表有 TiAl、Ti3Al 以及 Ti2AlNb 合金。Wang 等[73]對(duì) TiAl 與 TC4 合金進(jìn)行了直接擴(kuò)散連接，發(fā)現(xiàn)連接界面主要由 B2 相(β-Ti 的有序相)和α2相(Ti3Al)兩層反應(yīng)層組成，且兩相界面有少量的孔洞存在，如圖11 所示。脆性化合物α2相和孔洞的存在均會(huì)對(duì)接頭的力學(xué)性能造成不利影響。在 Ti2AlNb/TC4 擴(kuò)散接頭中[74]，α2層相較于 TiAl/TC4 接頭更薄，且厚度不均勻。這是由于 Nb 元素的存在，抑制了α→α2相的轉(zhuǎn)變。

此外，TC4 一側(cè)還額外生成了一層 B2 相，這得益于 Nb 元素的擴(kuò)散，促進(jìn)了 TC4 母材中的α相向β相轉(zhuǎn)變。Zhao 等[75]采用 CoCuFeNiTiV0.6高熵合金作為中間層，期望利用高熵效應(yīng)，以減少 TiAl/TC4 擴(kuò)散連接過程中金屬間化合物的生成。然而，在 TiAl 合金與中間層之間依然形成了連續(xù)的 Al(Cu, Ni)Ti 和 Al(Co, Ni)2Ti化合物層，后續(xù)的剪切試驗(yàn)中接頭均斷裂于化合物層/中間層界面處。Huang 等[76]采用 Ti91.91Mo8.09中間層對(duì) TiAl 和 Ti2AlNb 合金進(jìn)行擴(kuò)散焊接。研究發(fā)現(xiàn)，TiAl 側(cè)反應(yīng)層為α2/α-Ti/α-Ti+β-Ti 三層，而在 Ti2AlNb 一側(cè)，由于 Al 元素含量的降低以及 Nb 元素含量的升高，未發(fā)現(xiàn)α2 相。精細(xì)的α-Ti/α-Ti+β-Ti 反應(yīng)層結(jié)構(gòu)有效緩解了 TiAl/中間層界面處的應(yīng)力集中問題，接頭的抗拉強(qiáng)度弱于 TiAl 母材，但延伸率大于 TiAl 母材。

Ti 是一種金屬活性較高的元素，其與多種金屬材料間都會(huì)發(fā)生化學(xué)反應(yīng)，通常伴隨硬脆的二元或三元金屬間化合物生成，這對(duì)于鈦與異種金屬件的擴(kuò)散連接有不利的影響。本小節(jié)以應(yīng)用較為廣泛的鈦/銅和鈦/鋁異種材料擴(kuò)散連接為典型組合進(jìn)行單獨(dú)討論。針對(duì)該材料體系擴(kuò)散連接的研究主要以抑制金屬間化合物的產(chǎn)生和降低界面殘余應(yīng)力為主。

3.2.1 鈦與銅合金的擴(kuò)散連接

Ti/Cu 復(fù)合構(gòu)件兼具鈦合金的高強(qiáng)度、密度低、耐蝕以及銅合金的高導(dǎo)電、高導(dǎo)熱的特性，應(yīng)用前景廣闊。然而，Ti 和 Cu 之間的物理性能如熔點(diǎn)、熱膨脹系數(shù)差距極大，且直接連接易產(chǎn)生 TixCuy脆性化合物，導(dǎo)致 Ti/Cu 的焊接性很差。目前，國(guó)內(nèi)外學(xué)者主要通過添加中間層或調(diào)控工藝參數(shù)改善 Ti/Cu 的連接界面。

Aydin 等[77]對(duì)電解銅和 TC4 合金進(jìn)行直接擴(kuò)散連接。研究發(fā)現(xiàn)，連接界面處由 Cu4Ti、Cu2Ti、Cu3Ti2、Cu4Ti3 和 CuTi 多種脆性化合物組成，接頭剪切強(qiáng)度僅為 28 MPa。Wu 等[78]采取焊后兩步緩冷的工藝方式對(duì) T2 銅和 TC4 合金進(jìn)行擴(kuò)散連接，在冷卻過程中分別在 760 和 500 ℃分別保溫 5 min。研究發(fā)現(xiàn)，當(dāng)連接溫度低于 880 ℃時(shí)，連接界面為β-Ti+Ti2Cu+Ti3Cu/Ti2Cu/TiCu/TiCu2/TiCu3/TiCu4，如圖 12 所示，而高于880 ℃時(shí) TiCu3和 TiCu4相轉(zhuǎn)化為 TiCu 和 TiCu2相，故反應(yīng)層由 6 層轉(zhuǎn)變?yōu)?4 層。采用兩步緩冷工藝降低了接頭殘余應(yīng)力釋放速率，可以有效地抑制接頭界面的開裂傾向，剪切強(qiáng)度也提升至 111 MPa，斷口出現(xiàn)大量凹坑，表面接頭有較好的韌性。該學(xué)者在此基礎(chǔ)上，添加 VCrAl1.86Ni1.86共晶中熵合金(EMEA)作為中間層 [79]，研究發(fā)現(xiàn)，在 EMEA/T2 界面處形成了 BCC+FCC 雙相固溶體組織，這有利于提升接頭的韌性。

接頭的剪切強(qiáng)度提升至 215MPa，接頭仍斷裂于 T2 銅一側(cè)，這是因?yàn)?EMEA/T2 界面處各相間晶格錯(cuò)配度較大。

3.2.2 鈦與鋁合金的擴(kuò)散連接

Ti/Al 復(fù)合構(gòu)件因其密度低、強(qiáng)度高、耐蝕性好等優(yōu)點(diǎn)而備受關(guān)注。與 Ti/Cu 類似，Ti 和 Al 的焊接難點(diǎn)也在于物理性能差異大，且易產(chǎn)生 TiAl3 脆性化合物。Alhazaa 等[80]采用 Cu 箔作為中間層，對(duì) Al7075與 TC4 合金進(jìn)行瞬時(shí)液相擴(kuò)散焊。研究發(fā)現(xiàn)，在 Al 合金內(nèi)部晶界處形成了包括 Al2Cu、Al2Mg3Zn3和 Al13Fe在內(nèi)的共晶相，而在 Ti/Cu 界面處生成了 Cu3Ti2相。Mofid 等學(xué)者 [81]則對(duì)比了直接采用 Cu-37Zn 箔片和通過熱噴涂工藝在 Al2024 合金表面制備 Cu-Zn 層，對(duì)于 Al2024/TC4 接頭的影響，如圖 13 所示。結(jié)果表明，通過熱噴涂制備中間層得到的接頭強(qiáng)度相較于直接采用箔片的強(qiáng)度提升了近 80%(24.8 MPa→44 MPa)。作者認(rèn)為這得益于熱噴涂涂層具有適宜的表面粗糙度，使得連接初期塑性形變較大，氧化膜較易破碎。此外，與箔片相比，熱噴涂涂層中缺陷和空隙的比例更高，這會(huì)提高 Ti 和 Al 元素在界面處的擴(kuò)散勢(shì)能，加快擴(kuò)散速率，從而進(jìn)一步提升連接界面的結(jié)合強(qiáng)度。

4、銅合金與異種金屬擴(kuò)散連接

銅合金具有優(yōu)異的導(dǎo)電性、導(dǎo)熱性（紫銅熱導(dǎo)率約 400 W/m?K）及塑性變形能力，由于材料屬性的特殊性質(zhì)，銅合金通常集中應(yīng)用于傳熱、散熱以及導(dǎo)電過渡接頭等場(chǎng)合。如在航空航天領(lǐng)域，發(fā)動(dòng)機(jī)噴管等熱管理部件，需同時(shí)滿足輕量化和高散熱需求的情況。鎢、鉬、鈮等難熔金屬因具有良好的熱穩(wěn)定性、變形小、優(yōu)異的高溫強(qiáng)度，使其在極端服役環(huán)境下具有獨(dú)特優(yōu)勢(shì)。為充分利用銅的高導(dǎo)熱能力和難熔金屬的熱穩(wěn)定性，實(shí)現(xiàn)銅合金與難熔金屬的可靠連接是前提條件。另一方面在新能源電池、電力電子設(shè)備等領(lǐng)域，注重結(jié)構(gòu)輕量化與高導(dǎo)電能力，鋁的密度約為銅的 30%，成本不足銅的一半。因此實(shí)現(xiàn)銅/鋁的有效連接既可減輕系統(tǒng)質(zhì)量又能節(jié)約成本 [82]。該部分主要圍繞銅/難熔金屬及銅/鋁這兩個(gè)典型的銅合金與異種金屬擴(kuò)散連接需求的場(chǎng)景展開。但這兩種材料組合又代表了不同的異種材料連接體系。銅與鎢、鉬、鈮等難熔金屬之間在擴(kuò)散連接溫度下冶金相容性較差，原子互擴(kuò)散程度有限。而銅/鋁之間可生成多種硬脆的 Al-Cu金屬間化合物。因此，從不同的方面展開針對(duì)這兩種擴(kuò)散材料體系的研究。

4.1 銅合金與難熔金屬擴(kuò)散連接

銅合金與難熔金屬擴(kuò)散連接的主要問題是界面冶金結(jié)合能力弱以及連接界面的熱應(yīng)力問題。銅合金的熱膨脹系數(shù)約為 17×10^-6/K，約為鎢、鉬等難熔金屬的 2~3 倍，降溫過程中，由于巨大的熱膨脹系數(shù)差異導(dǎo)致界面通常保有較高的應(yīng)力水平，降低了接頭的機(jī)械性能 [83]。另一方面，常規(guī)條件下銅與難熔金屬難以形成固溶體或化合物，可以發(fā)現(xiàn)在 Cu 的熔點(diǎn)以下，Cu 與難熔金屬并無相互作用，兩相單獨(dú)存在。為解決上述問題，研究人員提出了兩種方案：優(yōu)化工藝參數(shù)及添加中間層擴(kuò)散連接，表 6 列舉了 Cu 與難熔合金擴(kuò)散連接的相關(guān)研究。

擴(kuò)散連接的主要工藝參數(shù)包括連接溫度、壓力及保溫時(shí)間，為實(shí)現(xiàn) Cu與難熔金屬的可靠連接，可從上述 3 個(gè)角度入手，如提高連接溫度至 Cu 熔點(diǎn)的 80%~90%，T≈0.8~0.9Tm(Cu)，或在高壓狀態(tài)下長(zhǎng)時(shí)間保溫。Huang 等[84]利用高溫高壓長(zhǎng)時(shí)間保溫的方法有效實(shí)現(xiàn)了 Cu-W 直接擴(kuò)散連接，選取的連接溫度為980 ℃(約為 Cu 熔點(diǎn)的 90.4%)，單軸壓力 106 MPa，保溫 180 min。所得接頭典型微觀組織及元素分布如圖14 所示，可以發(fā)現(xiàn) Cu 與 W 之間發(fā)生了相互擴(kuò)散，擴(kuò)散層厚度約為 22 nm，實(shí)現(xiàn)了界面冶金結(jié)合。接頭最高抗拉強(qiáng)度為 172 MPa，呈現(xiàn)韌性斷裂，斷裂位置靠近接頭的 Cu 合金處。Wu 等 [85]利用分子動(dòng)力學(xué)深入探討了 Cu-W 直接擴(kuò)散連接機(jī)理，研究發(fā)現(xiàn) W 原子的擴(kuò)散激活能大于 Cu 原子，因此擴(kuò)散連接過程的動(dòng)力學(xué)行為應(yīng)該是 Cu 原子向 W 一側(cè)的擴(kuò)散，Cu 原子沿著晶體缺陷擴(kuò)散，擴(kuò)散層厚度和原子無序度隨連接溫度和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而增加。擴(kuò)散系數(shù)受連接溫度和金屬蠕變的雙重影響，因此保溫時(shí)間過度延長(zhǎng)可能會(huì)導(dǎo)致擴(kuò)散效果不理想，這為 Cu/W 擴(kuò)散連接工藝參數(shù)優(yōu)選提供了新思路。

由于 Cu 很難與難熔合金發(fā)生相互作用，且過度提高連接溫度或延長(zhǎng)保溫時(shí)間會(huì)對(duì) Cu 合金母材造成損傷，因此研究人員通常采用填加過渡金屬中間層的形式來規(guī)避這一問題。同樣對(duì)于 Cu-W 合金，當(dāng)采取填加 AgCu 中間層的方式進(jìn)行擴(kuò)散連接時(shí)，連接溫度和保溫時(shí)間相對(duì)直接擴(kuò)散連接更低 [86]，如表 6 所示。

表 6 Cu 與難熔合金的擴(kuò)散連接：材料體系、中間層、參數(shù)、強(qiáng)度 [85-89]

Ni、Ti 是常用的擴(kuò)散連接中間層，Cu 與 Ni 可以無限固溶，Cu-Ti 能形成多種金屬間化合物。

4.2 銅與鋁合金的擴(kuò)散連接

Cu-Al 高質(zhì)量擴(kuò)散連接面臨的一大難題是 Cu、Al 元素間易生成金屬間化合物，導(dǎo)致影響接頭性能。

Wei 等[90]研究發(fā)現(xiàn)，Cu-Al 直接擴(kuò)散連接接頭典型微觀組織為：Cu/Al4Cu9/Al3Cu4/AlCu/Al2Cu/Al，如表 7所示，接頭存在大量脆性化合物，抗拉強(qiáng)度小于 5 MPa。經(jīng)考察，Ni 與 Cu 和 Al 均具備較好的相容性，采用 Ni 作為擴(kuò)散連接中間層，所得接頭組織為：Cu/CuNi 固溶體/AlNi/Al3Ni/Al，Ni 中間層的引入有效抑制了 Al 的擴(kuò)散進(jìn)而減少了金屬間化合物的厚度，接頭抗拉強(qiáng)度提高至約 11MPa，增幅 140%，如圖 15 所示。Wei 等[91]提出利用 Ag 作為中間層阻隔 Al 原子的擴(kuò)散，研究發(fā)現(xiàn)，Ag 的加入有效抑制了 Cu-Al 間脆性化合物的生成，在連接過程中 Ag 擴(kuò)散到 Al 基體晶界中，界面處主要為很窄的 AlCu 和 Al2Cu 化合物層。同時(shí)發(fā)現(xiàn)，Ag 的引入使 Cu-Al 接頭電化學(xué)腐蝕電位顯著提升，改善了接頭耐腐蝕性能。

表 7 Cu-Al 擴(kuò)散連接：中間層、參數(shù)、接頭典型組織 [90-91]

5、鋁合金與異種金屬擴(kuò)散連接

鋁合金因其卓越的比強(qiáng)度、優(yōu)異的耐腐蝕性能及易加工特性，已成為航空航天、新能源汽車、船舶制造等高端裝備的戰(zhàn)略性結(jié)構(gòu)材料 [92-94]。航天燃料貯箱通過 2060 鋁鋰合金擴(kuò)散連接，實(shí)現(xiàn)壁厚減薄 40%，結(jié)構(gòu)效率提升 25%。鎂合金作為最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料（密度 1.74 g/cm³），與鋁合金組合可實(shí)現(xiàn)梯度減重與功能集成，在航天器支架、新能源汽車電池托盤等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景廣闊。該部分主要介紹鋁合金擴(kuò)散連接及鋁合金與鎂合金擴(kuò)散連接技術(shù) [95-97]。由于涉及鋁合金的異種金屬擴(kuò)散連接研究工作較少，本

部分分為異種鋁合金之間以及鋁與鎂合金之間的擴(kuò)散連接進(jìn)行展開。

5.1 異種鋁合金擴(kuò)散連接

在異種鋁合金的擴(kuò)散連接中，除需要考慮如何通過界面原子互擴(kuò)散實(shí)現(xiàn)界面結(jié)合外，由于鋁金屬化學(xué)性質(zhì)較為活潑且塑性蠕變強(qiáng)度較低，異種鋁合金擴(kuò)散連接的難點(diǎn)還有表面氧化膜難去除和以及焊接結(jié)構(gòu)易變形。研究表明，鋁合金表面生成的致密 Al2O3膜不僅會(huì)阻斷原子擴(kuò)散通道，氧化膜破碎后殘留的微孔洞還會(huì)成為界面裂紋源。研究發(fā)現(xiàn)，未處理的 6061 鋁合金擴(kuò)散接頭因氧化膜存在，強(qiáng)度不足母材的 40%。

針對(duì)去膜問題，學(xué)者們開發(fā)了多種新型焊接形式，如表 8 所示。

Zhao 等[98]創(chuàng)新性提出了保留氧化膜并在空氣中低溫連接 Al 合金技術(shù)。采用 Zn 中間在 360 ℃下實(shí)現(xiàn)了 6060 鋁合金擴(kuò)散連接。研究發(fā)現(xiàn)，Zn 通過氧化層的裂紋擴(kuò)散到 Al 合金中，接頭典型組織為：Al/擴(kuò)散層/氧化層/Zn/氧化層/擴(kuò)散層/Al，如圖 16 所示。擴(kuò)散層由 Zn-Al 共析體組成，氧化層由納米晶和非晶 Al2O3組成，接頭最高抗剪強(qiáng)度約 30 MPa，該方法成功驗(yàn)證了空氣氣氛下鋁合金連接的可行性。Yan 等[99]開發(fā)了超聲輔助擴(kuò)散連接技術(shù)，研究選取 Sn9Zn 中間層連接 6063 鋁合金，Sn 元素的加入有效降低了鋁合金連接溫度。研究發(fā)現(xiàn) Zn 元素和超聲振動(dòng)能夠促進(jìn) Sn 在鋁合金中的擴(kuò)散，接頭主要由 Al/Al 界面組成。超聲振動(dòng)通過聲空化效應(yīng)可以使氧化膜破裂，為元素?cái)U(kuò)散提供通道。該方法在 300 ℃即可實(shí)現(xiàn)鋁合金擴(kuò)散連接，在 400 ℃的測(cè)試溫度下，接頭抗拉強(qiáng)度仍維持在母材的 78%。

鋁合金擴(kuò)散連接的參數(shù)選取對(duì)連接質(zhì)量至關(guān)重要，溫度或壓力過高鋁合金變形率大，可能破壞原始結(jié)構(gòu)，而較低的連接溫度又很難實(shí)現(xiàn)有效結(jié)合。Liu 等[100]采用純鋁作為中間層擴(kuò)散連接 6061 鋁合金，研究表明，相較于直接連接，接頭有效結(jié)合率提高了 11%，變形率減小了約 24%。該學(xué)者認(rèn)為，連接質(zhì)量的改善與濃度梯度驅(qū)動(dòng)下的原子擴(kuò)散密切相關(guān)，中間層 Al 含量高于母材，在連接過程中純 Al 中間層的 Al 原子在濃度梯度驅(qū)動(dòng)下向母材側(cè)大量擴(kuò)散，加快了焊接進(jìn)程，有效提升了接頭質(zhì)量。

表 8 Al 合金擴(kuò)散連接 [98-101]

5.2 鋁與鎂合金擴(kuò)散連接

根據(jù) Al-Mg 相圖可知，Al 和 Mg 具有良好的反應(yīng)性，Al-Mg 直接擴(kuò)散連接接頭易生成脆性金屬間化合物，對(duì)接頭性能造成影響 [102]。Balasubramanian 等[103]系統(tǒng)性探究了 AA6061 鋁合金與多種牌號(hào)鎂合金擴(kuò)散連接的最佳工藝窗口（表 9），建立了含工藝參數(shù)的鎂合金和 AA6061 鋁合金擴(kuò)散連接接頭剪切強(qiáng)度的經(jīng)驗(yàn)關(guān)系，在 95%置信水平下，該經(jīng)驗(yàn)關(guān)系可有效預(yù)測(cè)擴(kuò)散連接接頭的剪切強(qiáng)度。

表 9 鋁合金與鎂合金優(yōu)選擴(kuò)散連接參數(shù) [103]

Al 合金與 Mg 合金直接擴(kuò)散連接界面典型物相主要有 [104-105]：MgAl, Mg3Al2, Mg2Al3。Mg 基體附近的Mg3Al2相含量高于 Al 基體附近 Mg3Al2相含量，界面附近 Mg、Al 的濃度分布以及原子間的相互擴(kuò)散決定了 Mg-Al 化合物形成的化學(xué)反應(yīng)過程。在 Mg 晶界附近發(fā)現(xiàn)了塊狀 Mg3Al2化合物，Mg3Al2為面心立方結(jié)構(gòu)與 Mg 基體和擴(kuò)散區(qū)匹配度很高，有利于提高 Mg/Al 擴(kuò)散連接接頭的強(qiáng)度和抗裂性。

針對(duì) Al-Mg 擴(kuò)散連接易生成脆性金屬間化合物的問題，研究人員通常采用填加中間層的方法來阻礙Al-Mg 之間的過度反應(yīng)。Pan 等[106]采用 Zn-Sn 中間層擴(kuò)散連接 Mg/Al，有效降低了連接溫度并提高接頭強(qiáng)度。連接過程中 Zn-Sn 易形成液相，Zn-Sn 共晶液相的形成降低了 Al/Mg 擴(kuò)散連接溫度約 70 ℃，但受 Mg/Zn界面擴(kuò)散和反應(yīng)的限制，連接溫度范圍較窄，連接溫度的微小變化對(duì)接頭組織有顯著影響。接頭典型組織為：AZ31 Mg/Mg(Zn)/α-Mg+Mg7Zn3+τ/Mg-Al-Zn 固溶體/5083 Al，如圖 17 所示。Yin 等[107]通過等離子噴涂在合金表面制備 Ni 層的方法改善了 Al-Mg 合金界面反應(yīng)。研究發(fā)現(xiàn) Ni 中間層有效阻礙了 Mg-Al 之間可能的不良界面反應(yīng)。在 Mg/Ni 界面處形成了 Mg2Ni 化合物層，Al/Ni 界面處生成少量的 AlNi 金屬間化合物，且接頭抗拉強(qiáng)度增幅約 70%。

上述研究表明 Al 合金與 Mg 合金擴(kuò)散連接都面臨著表面氧化及脆性化合物生成的問題，通過開發(fā)新型焊接方法，如超聲輔助擴(kuò)散連接，或填加中間層的方式，均能夠有效改善界面反應(yīng)，提高接頭可靠性。

6、低溫?cái)U(kuò)散連接

除了前文所述的針對(duì)不同材料以及異種材料體系的常規(guī)擴(kuò)散連接外，目前擴(kuò)散連接技術(shù)正向低溫、高精度與快速連接等方向發(fā)展。以低溫?cái)U(kuò)散連接為代表的擴(kuò)散連接新工藝的開發(fā)與研究近年來得到了日益增長(zhǎng)的關(guān)注。

為獲得較高的連接強(qiáng)度，常規(guī)擴(kuò)散連接通常需要在較高的連接溫度（0.6~0.8 Tm[108]，Tm 為母材熔點(diǎn)）下進(jìn)行。首先，經(jīng)歷擴(kuò)散連接的高溫?zé)嵫h(huán)后，母材晶粒粗化，力學(xué)性能降低。其次，高溫下材料容易發(fā)生塑性變形，降低了擴(kuò)散連接的精度。因此，尋求更低連接溫度一直是研究的前沿與追求目標(biāo)。目前，低溫?cái)U(kuò)散連接主要思路是通過對(duì)連接表面進(jìn)行處理，以降低擴(kuò)散激活能，從而實(shí)現(xiàn)后續(xù)的低溫?cái)U(kuò)散連接。連接表面處理的主要方法包括制氫、離子活化和表面細(xì)晶處理。

6.1 置氫

置氫技術(shù)是一種通過向金屬材料表層引入氫原子作為臨時(shí)元素的表面改性方法，本質(zhì)上是利用氫的間隙擴(kuò)散特性來激活材料表面，從而增強(qiáng)原子互擴(kuò)散能力，尤其適用于鈦合金、鋯合金等含吸氫元素的金屬體系（如 TC4 鈦合金[109-111]、Zr-4 鋯合金[112-114]以及鈮合金[115]）。同時(shí)，利用表面置氫可以改善金屬材料表面的塑性[116-117]，促進(jìn)擴(kuò)散連接過程中的界面材料物理接觸，從而實(shí)現(xiàn)低溫?cái)U(kuò)散連接。

有研究表明，鈦合金經(jīng)過置氫處理后，其擴(kuò)散連接性能呈現(xiàn)顯著變化。Liu 等[110]通過控制氫含量（0wt.%~0.5 wt.%）對(duì) Ti-6Al-4V 合金進(jìn)行表面置氫處理，并與純鈦進(jìn)行低溫?cái)U(kuò)散連接。研究發(fā)現(xiàn)，隨著氫含量增加，β-H 相體積分?jǐn)?shù)逐步提升，當(dāng)氫含量達(dá)到 0.3wt.%時(shí)，開始形成 fcc 結(jié)構(gòu)的δ鈦氫化物，而 0.4wt.%以上氫含量，則誘發(fā)針狀α馬氏體相變。這種具有較好塑性的馬氏體相提高了擴(kuò)散接觸面積，同時(shí)，焊接中的脫氫反應(yīng)提高了鈦合金表面活性以及界面元素?cái)U(kuò)散速率。在 800 ℃/3 MPa/60 min 的連接條件下，未氫

化樣品界面存在明顯孔洞，而 0.5wt.%氫含量樣品則實(shí)現(xiàn)近乎完全的界面結(jié)合。

除鈦合金外，表面置氫處理也可以實(shí)現(xiàn) Zr-4 合金的低溫?cái)U(kuò)散連接。在 Wang 等[112]的研究中，其通過700 ℃氫化處理，并在材料中引入 0.2wt.%氫含量，使后續(xù)擴(kuò)散連接溫度顯著降低了 150 ℃。如圖 18 所示的系列連接溫度下的界面顯微組織，反映出隨著連接溫度從 600 ℃升至 700 ℃，再結(jié)晶晶粒比例從 15.9%增至 84.1%，界面處形成明顯的晶界凸起結(jié)構(gòu)。分析認(rèn)為，擴(kuò)散過程中氫化物（α向β-Zr 相）的相變使得接頭的塑性變形增加，并導(dǎo)致界面處積聚的高密度位錯(cuò)。高能量的高密度位錯(cuò)促進(jìn)了界面晶界的遷移和動(dòng)態(tài)

再結(jié)晶，從而使得擴(kuò)散連接界面基本消失，最終在 700 ℃/15 MPa/60 min 條件下獲得剪切強(qiáng)度達(dá) 257 MPa的接頭，相當(dāng)于母材強(qiáng)度的 66%。

6.2 表面離子活化

離子清洗是通過聚焦一定能量的離子束轟擊材料表面，從而去除材料表面的氧化膜與雜質(zhì)的工藝，該工藝可以降低材料表面粗糙度，并可提高材料表面活性。將表面離子清洗技術(shù)與擴(kuò)散連接相結(jié)合，可以改善材料界面的擴(kuò)散行為，實(shí)現(xiàn)低溫?cái)U(kuò)散連接。這種方法尤其適用于自身元素活性較高，容易形成致密氧化膜表面的金屬材料，如鋁、鈦、鎂等合金[118-120]。但由于這些元素易氧化的特點(diǎn)，對(duì)其進(jìn)行表面離子清洗后表面活性增強(qiáng)更加速了其氧化膜的生成，因此，通常需要在如圖 19 所示的可實(shí)現(xiàn)聯(lián)動(dòng)傳送動(dòng)作的真空腔室中進(jìn)行前序表面離子活化與后序低溫?cái)U(kuò)散連接兩個(gè)過程[121]，整個(gè)過程全程在真空氛圍中進(jìn)行。郭萬博等[118]采用 900 eV 轟擊能量的氬離子對(duì) AZ31B 鎂合金表面進(jìn)行了離子清洗，獲得了最佳的鎂合金氧化膜去除效果，并在 425 °C/90 min/6 MPa 的低溫連接條件下實(shí)現(xiàn)了 AZ31B 鎂合金自身的擴(kuò)散連接。

研究表明，接頭界面無未焊合缺陷且抗剪強(qiáng)度達(dá)到 37.13 MPa，與未處理表面的直接擴(kuò)散連接接頭相比，提高了 6.75 倍，且接頭基本無焊接形變產(chǎn)生，精度較高。

與鎂合金類似，鋁合金的擴(kuò)散連接也受限于表面致密的氧化膜影響，難以獲得高質(zhì)量擴(kuò)散連接接頭。而根據(jù) Niu 等[119-120]的研究，采用氬離子清洗后，1060 純鋁表面氧化膜得以基本去除，且表面粗糙度降低到最小 0.61 nm 后，擴(kuò)散界面接觸面積增大，有利于界面擴(kuò)散連接。在如圖 20 所示，從 400~1000 eV 的離子轟擊能量下，450 ℃獲得的鋁合金擴(kuò)散界面孔洞逐漸消失，直至獲得無明顯界限的界面，EBSD 方法獲得的晶粒 IPF 圖顯示，界面由于發(fā)生擴(kuò)散誘導(dǎo)再結(jié)晶，新生成的晶粒占據(jù)原先的界面位置，連接線消失。

離子清洗后低溫?cái)U(kuò)散連接接頭剪切強(qiáng)度為 45.9 MPa，相比于未處理的擴(kuò)散連接接頭強(qiáng)度提高了 60%。

6.3 表面細(xì)晶處理

接觸界面的原子相互擴(kuò)散是擴(kuò)散連接過程中的一個(gè)重要過程。而短路缺陷（晶界或位錯(cuò)）的引入會(huì)對(duì)相互擴(kuò)散過程產(chǎn)生強(qiáng)烈影響，一般而言，原子擴(kuò)散速率通常沿著這些缺陷顯著增加[122]。實(shí)驗(yàn)證明，沿晶界的擴(kuò)散率比晶格中的擴(kuò)散率高幾個(gè)數(shù)量級(jí)[123]。具有高密度晶界的細(xì)晶材料中的原子擴(kuò)散速率預(yù)計(jì)將遠(yuǎn)高于粗晶材料。因此，通過以表面機(jī)械研磨處理（surface mechanical attrition treatment，SMAT）和表面噴丸處理為代表的表面大塑性變形（severe plastic deformation，SPD）方式對(duì)塊體材料表面進(jìn)行細(xì)晶處理，可以提高界面擴(kuò)散系數(shù)，降低擴(kuò)散連接溫度。

Lin 等[124]使用 SMAT 技術(shù)在純 Ti 板上制備了細(xì)晶結(jié)構(gòu)表面層，并在 750 ℃/30 min/5 MPa 條件下實(shí)現(xiàn)了純鈦的低溫?cái)U(kuò)散連接，連接溫度比未進(jìn)行表面細(xì)晶處理的接頭降低了至少 100 ℃。由于擴(kuò)散溫度遠(yuǎn)高于納米晶 Ti 的失穩(wěn)溫度，因此原始納米結(jié)構(gòu)表層發(fā)生了完全再結(jié)晶和顯著的晶粒生長(zhǎng)。晶界能計(jì)算表明，新形成的晶界中保持了高能非平衡狀態(tài)，這可能主要?dú)w因于晶格的不完全弛豫和。這些高能非平衡晶界在低溫?cái)U(kuò)散中充當(dāng)超快原子擴(kuò)散路徑。對(duì)于鈦/鋯異種金屬接頭，其擴(kuò)散溫度通常高于 800 ℃，而 Li 等[125]通過SMAT 技術(shù)在界面引入超細(xì)晶結(jié)構(gòu)，可以提高互擴(kuò)散系數(shù)，從而在最低 650 ℃下實(shí)現(xiàn)了二者的有效連接。

圖 21 為不同溫度下 SMAT 處理表面獲得的鈦/鋯擴(kuò)散界面。結(jié)合力學(xué)性能結(jié)果，隨著溫度的升高，界面擴(kuò)散深度之間增大，對(duì)應(yīng)接頭剪切強(qiáng)度也逐漸升高。

表面細(xì)晶處理實(shí)現(xiàn)低溫?cái)U(kuò)散連接的方法適應(yīng)性較廣，理論上適用于所有晶體金屬材料。對(duì)于不便進(jìn)行表面處理的塊體材料，可通過針對(duì)中間層的機(jī)械細(xì)晶處理來實(shí)現(xiàn)界面快速擴(kuò)散和低溫連接。根據(jù) Lin 等[126]的研究，在哈氏合金表面電沉積平均晶粒尺寸約 27 nm 的納米超細(xì)晶純鎳，再將其應(yīng)用于 Hastelloy-X 合金的擴(kuò)散連接中，獲得的不同連接溫度下的界面顯微組織 EBSD 圖如圖 22 所示。納米細(xì)晶層促進(jìn)界面處擴(kuò)散誘導(dǎo)再結(jié)晶的形成，使得溶質(zhì)元素可以以比靜態(tài)晶界大幾個(gè)數(shù)量級(jí)的速率沿移動(dòng)邊界快速擴(kuò)散。所獲得的接頭的最大抗拉強(qiáng)度達(dá)到 833 MPa，幾乎與母材強(qiáng)度相當(dāng)。在 700 ℃下即可實(shí)現(xiàn)界面有效連接，與加入細(xì)晶處理中間鎳層的 Hastelloy-X 合金擴(kuò)散接頭連接溫度相比降低了 250 ℃以上。

與 SMAT 實(shí)現(xiàn)細(xì)晶處理的機(jī)制類似，表面噴丸處理是通過高動(dòng)能小球與材料表面碰撞，對(duì)處理材料施加壓應(yīng)力實(shí)現(xiàn)其塑性變形和高密度位錯(cuò)，誘導(dǎo)其再結(jié)晶形成細(xì)小晶粒。Peng 等[127]利用表面噴丸處理，在Ni3Al 高溫合金和 S31042 鋼表面制備了平均晶粒尺寸約為 5 和 19 nm 的超細(xì)晶結(jié)構(gòu)。由于表面嚴(yán)重塑性變形，Ni3Al 合金中的有序 L12結(jié)構(gòu)的γ'相轉(zhuǎn)變?yōu)闊o序的γ固溶體相。經(jīng)過表面納米化處理的母材在 1000 °C 的連接溫度下可以獲得接頭 710 MPa 的良拉伸強(qiáng)度，而未處理的 Ni3Al/S31042 接頭在 1100 °C 的連接溫度下獲得的最大拉伸強(qiáng)度為 532 MPa。經(jīng)過 1000 °C/2 h 的擴(kuò)散連接后，近界面的原始納米晶粒雖然已經(jīng)發(fā)生了粗化，在界面附近形成新的細(xì)晶粒區(qū)，但仍保留遠(yuǎn)低于母材晶粒的尺寸。

Han 等[128]通過噴丸工藝對(duì) TA17 鈦合金和 0Cr18Ni9Ti 不銹鋼表面進(jìn)行處理，分別制備了平均晶粒尺寸約為 33 和 50 nm 的超細(xì)晶表面，大大增強(qiáng)了二者的界面擴(kuò)散能力。研究表明，噴丸細(xì)晶處理后，TA17鈦合金中 Fe 原子的擴(kuò)散激活能比粗晶樣品減小了 65%，F(xiàn)e 原子的擴(kuò)散系數(shù)在 800 ~900 °C 的連接溫度下均高于未噴丸處理的粗晶樣品，從而顯著提高了接頭強(qiáng)度。

綜上所述，置氫、表面離子活化以及表面細(xì)晶處理，均可作為實(shí)現(xiàn)低溫?cái)U(kuò)散連接的表面處理方式。根據(jù)不同金屬的特性以及擴(kuò)散連接的需求，可選擇對(duì)應(yīng)的表面處理方法。例如，具有吸氫特性的鈦、鋯、鈮等合金，可用置氫處理的方式獲得界面更好的接觸塑性及更高的擴(kuò)散系數(shù)；對(duì)于鋁、鎂等活潑金屬，其表面易生成致密氧化膜，阻礙擴(kuò)散的正常進(jìn)行，可考慮采用表面離子清洗的方式去除氧化膜和雜質(zhì)，激活界面擴(kuò)散，實(shí)現(xiàn)低溫?cái)U(kuò)散連接；而對(duì)于表面機(jī)械細(xì)晶處理，其適用范圍更廣，理論上所有塑性金屬均可采用此方法獲得高密度晶界，從而提高界面擴(kuò)散能力，實(shí)現(xiàn)低溫?cái)U(kuò)散連接。

7、總結(jié)與展望

異種金屬擴(kuò)散連接作為實(shí)現(xiàn)高性能輕量化結(jié)構(gòu)的關(guān)鍵固相技術(shù)，其核心在于通過熱-力耦合作用下界面原子的互擴(kuò)散與冶金反應(yīng)實(shí)現(xiàn)可靠結(jié)合。本文系統(tǒng)綜述了鋼/鎳/鈦/銅等合金以及鋁鎂等輕質(zhì)金屬等典型材料體系組合的擴(kuò)散連接界面行為、工藝優(yōu)化與性能調(diào)控策略。研究表明，界面反應(yīng)層的形成與演化直接決定接頭性能，通過中間層設(shè)計(jì)及連接參數(shù)（溫度、時(shí)間、壓力）的調(diào)控，可有效抑制脆性金屬間化合物的連續(xù)生長(zhǎng)，促進(jìn)形成彌散強(qiáng)化相與韌性過渡層。此外，低溫?cái)U(kuò)散連接具有界面化合物生長(zhǎng)抑制，以及接頭形變量極小等優(yōu)勢(shì)，可實(shí)現(xiàn)低溫、低壓下的高質(zhì)量連接。

未來有關(guān)異種材料擴(kuò)散連接的研究重點(diǎn)應(yīng)集中于以下幾個(gè)方向. 1) 深入揭示連接過程中界面原子的遷移規(guī)律、反應(yīng)相的形成與演化動(dòng)力學(xué)，運(yùn)用跨尺度模擬方法（從第一性原理到有限元分析）揭示界面反應(yīng)動(dòng)力學(xué)與應(yīng)力演化機(jī)制。通過將精細(xì)的實(shí)驗(yàn)表征、多尺度計(jì)算模擬與創(chuàng)新的工藝設(shè)計(jì)（如外場(chǎng)輔助、納米中間層）相結(jié)合，實(shí)現(xiàn)對(duì)這些過程的精確預(yù)測(cè)與主動(dòng)調(diào)控。

2) 以異種材料連接的應(yīng)用場(chǎng)景為導(dǎo)向，開發(fā)低應(yīng)力無缺陷的擴(kuò)散連接新工藝新方法，進(jìn)行多場(chǎng)耦合下的異種材料擴(kuò)散連接殘余應(yīng)力測(cè)量與調(diào)控策略開發(fā)。同時(shí)結(jié)合先進(jìn)原位表征技術(shù)，如高溫 SEM 與同步輻射 X 射線成像，實(shí)現(xiàn)對(duì)擴(kuò)散路徑、相變行為與缺陷形成的動(dòng)態(tài)觀測(cè)。

3) 借助人工智能與材料基因工程等新興技術(shù)，在連接材料設(shè)計(jì)與工藝優(yōu)化中實(shí)現(xiàn)輔助研究，以新技術(shù)優(yōu)勢(shì)對(duì)異種金屬擴(kuò)散連接技術(shù)中存在的，如工藝參數(shù)優(yōu)化，以及工業(yè)控制等研究工作進(jìn)行智能化升級(jí)或替代。推動(dòng)包括擴(kuò)散連接先進(jìn)工藝裝備以及微觀層面原子擴(kuò)散行為仿真等領(lǐng)域的研究，進(jìn)一步向智能化控制、高性能高通量開發(fā)計(jì)算等方向發(fā)展，為高端工業(yè)領(lǐng)域提供更為可靠的連接解決方案。

參考文獻(xiàn)

[1] 郭志芳, 孟凡昌, 許小波, 等. 擴(kuò)散焊工藝對(duì) 316L 鋼接頭力學(xué)性能影響及優(yōu)化研究 [J]. 焊接技術(shù), 2022, 51(7): 22

GUO Zhifang, MENG Fanchang, XU Xiaobo, et al. Research on the influence and optimization of diffusion welding process on the mechanical properties of 316L steel joints [J]. Welding Technology, 2022, 51(7): 22.DOI:10.13846/j.cnki.cn12-1070/tg.2022.07.018

[2] 安子良, 軒福貞, 涂善東. 316L 不銹鋼擴(kuò)散焊接工藝與接頭性能的研究 [J]. 上海應(yīng)用技術(shù)學(xué)院學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版), 2012, 12(4): 257

AN Ziliang, XUAN Fuzhen, TU Shandong. Study on mechanical properties and diffusion bonding parameters of 316L stainless steel [J]. Journal of Shanghai Institute of Technology (Natural Science), 2012, 12(4): 257

[3] BADHDADI L, BOUMERZOUG Z, BRISSET F, et al. Solid-state diffusion bonding of X70 steel to duplex stainless steel [J]. Acta Metall Slovaca, 2022, 28(2): 106-12.DOI : 10.36547/ams.28.2.1504

[4] SHARMA G, DWIVEDI D K. Diffusion bonding of 304 austenitic stainless-steel using pressure pulses [J]. Mater Today: Proc, 2021, 44: 2135-41.DOI:10.1016/j.matpr.2020.12.275

[5] SHARMA G , DWIVEDI D K .A novel pathway for joining power plant dissimilar steels by diffusion bonding in as-machined surface condition[J].Manuf Lett, 2023, 38:69.DOI:10.1016/j.mfglet.2023.09.010

[6] 陳永充, 王均安, 何亞利, 等. 溫度對(duì)純鐵中間層連接低活化鋼擴(kuò)散行為的影響 [J]. 上海金屬, 2022, 44(2): 15

CHEN Yongchong, WANG Junan, HE Yali, et al. Effect of temperature on diffusion behavior of reduced activation steel joining with pure iron interlayer [J]. Shanghai Metals, 2022, 44(2): 15

[7] BUKOVSKá ?, MORAVEC J, ?VEC M. Kinetics of nickel diffusion into austenitic stainless steels AISI 304 and 316L and calculation of diffusion coefficients [J]. Materials, 2023, 16(20): 6783.DOI:10.3390/ma16206783

[8] SUN L L, LI Z, GAO S, et al. Microstructure evolution of vacuum diffusion-bonded 304 stainless steel/20 carbon steel bimetallic interface after solution treatment [J]. ACS Appl Mater Interfaces, 2024, 16(38): 51649.DOI:10.1021/acsami.4c09965

[9] HAFIZI M, KASIRI-ASGARANI M, NAALCHIAN M, et al. The effect of holding time on dissimilar transient liquid-phase-bonded properties of super-ferritic stainless steel 446 to martensitic stainless steel 410 using a nickel-based interlayer [J]. Micromachines, 2022, 13(11): 1801.DOI:10.3390/mi13111801

[10] ZHANG Y Q, JIANG S Y. Atomistic investigation on diffusion welding between Sstainless steel and pure Ni based on molecular dynamics simulation [J]. Materials, 2018, 11(10): 1957.DOI:10.3390/ma11101957

[11] ARULSAMY A N, SELVARAJAN R, VISVALINGAM B. Influence of high temperature diffusion bonding process parameters on mechanical and metallurgical characteristics of nickel superalloy to martensitic stainless steel [J]. Microsc Res Techniq, 2020, 83(3): 318-28.DOI:10.1002/jemt.23417

[12] PENG Y Y, LI C, LI H J, et al. Effect of interlayer on microstructure and mechanical properties of diffusional-bonded Ni3Al-based superalloy/S31042 steel joint [J]. J Manuf Process, 2021, 72: 252.DOI:10.1016/j.jmapro.2021.10.026

[13] PENG Y Y, LI C, GUO Q Y, et al. Vacuum diffusion bonding between Ni3Al-based superalloy and S31042 steel by surface self-nanocrystallization treatment [J]. Mater Charact, 2023, 202.DOI:10.1016/j.matchar.2023.113031. [14] LEO J R D, FITZPATRICK M E. Development of a diffusion bonding route for joining oxide-dispersion-strengthened (ODS) Ssteels for nuclear applications [J]. Metall Mater.Trans A, 2024, 55(3): 827.DOI:10.1007/s11661-023-07288-2

[15] YANG M, ZHANG B, DING R, et al. Improving tensile properties of dissimilar TLP bonding joints of IN718

nickel-based superalloy/316LN austenitic steel by long-term post-bonded homogenization treatment [J]. Metall Mater Trans A, 2024, 55(6): 1958.DOI:10.1007/s11661-024-07371-2

[16] ALI A, AKBAR A, SAMI A, et al. Optimization of diffusion bonding of pure copper (OFHC) with stainless steel 304L[J]. Al-Khwarizmi Eng J, 2018, 14(2): 30.DOI:10.1080/24701556.2019.1597885

[17] SEBASTIAN S, SUYAMBURAJAN V. Microstructural analysis of diffusion bonding on copper stainless steel [J]. Mate. Today: Proc, 2021: 1706.DOI:10.1016/j.matpr.2020.07.244

[18] EKRAMI M, KARAMI J S, ARAEE A, et al. Fabrication of copper/stainless steel bimetallic couple, by diffusionbonding using silver and nickel foils as interlayers [J]. Inorg. Nano-Met Chem, 2019, 49(5): 152.DOI:10.1080/24701556.2019.1597885

[19] KAYA Y, KAHRAMAN N, DURGUTLU A, et al. A novel approach to diffusion bonding of copper to stainless steel [J]. P I Mech Eng B, 2012, 226(B3): 478.DOI:10.1177/0954405411423333

[20] YUAN X J, TANG K L, DENG Y Q, et al. Impulse pressuring diffusion bonding of a copper alloy to a stainless steel with/without a pure nickel interlayer [J]. Mater Des, 2013, 52: 359.DOI:10.1016/j.matdes.2013.05.057. [21] 李娟, 趙宏龍, 周念, 等. CoCrFeNiCu 高熵合金與 304 不銹鋼真空擴(kuò)散焊 [J]. 金屬學(xué)報(bào), 2021, 57(12): 1567

LI Juan, ZHAO Honglong, ZHOU Nian, et al. Diffusion bonding of CoCrFeNiCu high-entropy alloy to 304 stainless

steel [J]. Acta Metall Sin, 2021, 57(12): 1567

[22] SUN H T, BI P, HASHIMOTO N, et al. Controlling the diffusion behavior in diffusion bonded reduced activation Cr0.8FeMn1.3Ni1.3 high entropy alloy/316SS joints through dislocations [J]. Mater Des, 2025, 257: 114447.DOI:10.1016/j.matdes.2025.114447. [23] GAO H T, HE G Q, LI Q, et al. Diffusion bonding of high entropy alloy and stainless steel at a relative lower temperature via surface nano-crystallization treatment [J]. J Mater Res Technol, 2023, 24: 475.DOI:10.1016/j.jmrt.2023.03.026. [24] XIONG J T, XIE Q, LI J L, et al. Diffusion bonding of stainless steel to copper with tin bronze and gold interlayers [J]. J.Mater Eng Perform, 2012, 21(1): 33.DOI:10.1007/s11665-011-9870-y

[25] YE J Y, LI X F, LI S Y, et al. Microstructure and mechanical properties of diffusion bonding joints of 42CrMo steel and tin bronze with nickel interlayer [J]. Weld World, 2025, 69(7): 2063.DOI: 10.1007/s40194-025-02005-6

[26] SUN H T, HASHIMOTO N, OKA H. Vacuum diffusion bonding between equiatomic CoCrNi-based concentrated solid solution alloys system and 316 stainless steel by spark plasma sintering [J]. Mat Sci Eng A-Struct, 2023, 879: 145297.DOI: 10.1016/j.msea.2023.145297

[27] 黒田晉一, 才田一幸, 西本和俊. A6061とSUS316の直接接合部の組織と特性-アルミニウム合金とステンレス鋼の拡散接合に関する研究(第 1 報(bào)) [J]. 溶接學(xué)會(huì)論文集, 1999, 17(3): 484

SHINICHI K, KAZUYUKI C, KAZUO N. Microstructure and properties of directly bonded joint of A6061 aluminum alloy to SUS316 stainless steel-Study on diffusion bonding of aluminum alloy to stainless steel (Report 1) [J]. Proceedings of the Welding Society, 1999, 17(3): 484

[28] YU J, FAN Y, ZHANG H, et al. Interfacial evolution of thermo-compensated resistance diffusion welding of Al/steel joint with Ni interlayer via resistance seam welding [J]. J Mater Eng Perform, 2024, 33(13): 8.DOI: 10.1007/s11665-023-08418-y

[29] KHAN S, KHADIJA, JUNAID M, et al. Evaluations of nanomechanical and indentation creep of diffusion-bonded aluminum and austenitic stainless steel joint interface [J]. P I Mech Eng L-J Mat, 2025, 239(7): 1353.DOI: 10.1177/14644207241290447

[30] 徐家磊, 高福洋, 齊風(fēng)華, 等. 油井管用鈦/鋼真空擴(kuò)散焊工藝研究 [J]. 熱加工工藝, 2017, 46(11): 58

XU Jialei, GAO Fuyang, QI Fenghua, et al. Research on vacuum diffusion bonding of titanium and steel for oil well pipe [J]. Hot Working Technology, 2017, 46(11): 58

[31] CHEN X, XIAO H, SHI Y M, et al. The influence of bonding time on microstructure and mechanical properties of vacuum diffusion bonded joints between commercial pure titanium and medium carbon steel [J]. Vacuum, 2023, 214: 112158.DOI: 10.1016/j.vacuum.2023.112158

[32] 郭悅, 高福洋, 高奇, 等. 添加銅過渡層的鈦鋼異種金屬真空擴(kuò)散焊研究 [J]. 材料開發(fā)與應(yīng)用, 2020, 35(02): 62

GUO Yue, GAO Fuyang, GAO Qi, et al. Study on vacuum diffusion welding of titanium steel with copper transition layer [J]. Material Development and Application, 2020, 35(2): 62

[33] SZWED B, KONIECZNY M. Structural changes during the formation of diffusion bonded joints between titanium and stainless steel [J]. IOP Conf Ser: Mater Sci Eng, 2018, 461: 012082.DOI: 10.1088/1757-899X/461/1/012082

[34] FENG B, DENG Y Q, FENG X W, et al. Interfacial reaction and mechanical properties of diffusion bonded titanium/17-4PH stainless steel dissimilar joint using a silver interlayer [J]. Mater Res Express, 2020, 7(11): 116518.DOI: 10.1088/2053-1591/abc910

[35] CHENG P, LIU J. High strength diffusion bonding joint of TC21 titanium alloy with G50 steel using Mo/Ni interlayer [J]. Materials Letter, 2025, 388: 138296.DOI: 10.1016/j.matlet.2025.138296

[36] LI P, LI C, DONG H, et al. Vacuum diffusion bonding of TC4 titanium alloy to 316L stainless steel with AlCoCrCuNi2 high-entropy alloy interlayer [J]. J Alloy Compd, 2022, 909: 164698.DOI: 10.1016/j.jallcom.2022.164698

[37] LEBAILI A, TAUOINET M, LEBAILI S. Microstructural aspects of the zircaloy-4/SS-304L interface Oobtained by diffusion bonding technique [J]. Solid State Phenom, 2019, 297: 17.DOI: 10.4028/www.scientific.net/SSP.297.17

[38] BHANUMURTHY K, KRISHNAN J, KALE G B, et al. Transition joints between Zircaloy-2 and stainless steel by diffusion bonding [J]. J Nucl Mater, 1994, 217(1): 67.DOI: 10.1016/0022-3115(94)90305-0

[39] KUMAR A, DHAR A, THIRUNAVUKARASU G, et al. Effect of processing temperature on interface microstructure of diffusion welded joint of super-duplex stainless steel and zirconium alloy with nickel alloy interlayer [J]. Mater Chem Phys, 2024, 322: 129312.DOI: 10.1016/j.matchemphys.2024.129312

[40] ZONG C, LIU S, MA G, et al. A Study of the Internal Deformation Fields and the Related Microstructure Evolution during Thermal Fatigue Tests of a Single-Crystal Ni-Base Superalloy [J]. Materials, 2024, 17(12): 2821.DOI: 10.3390/ma17122821

[41] ZHANG X, WANG S, LIU H, et al. Microstructure evolution and mechanical properties of additively manufactured Ni-based GH4099 superalloy via hot isostatic pressing and heat treatment [J]. Materials Science and Engineering: A, 2024, 903: 146696.DOI: 10.1016/j.msea.2024.146696

[42] CHE H, ZHENG T, WANG T, et al. Wettability of GH4099 and MHC alloys by AgCuTi, TiZrCuTi and NiCrSiB filler metals and evaluation of diffusion-brazability [J]. Journal of Manufacturing Processes, 2021, 64: 1089.DOI: 10.1016/j.jmapro.2021.02.035

[43] HU M, LI C, YU L, et al. Microstructure evolution and mechanical properties of a Fe, Cr-rich multiphase Ni3Al-based superalloy during transient liquid phase bonding process [J]. Journal of Materials Research and Technology, 2022, 19: 2837.DOI: 10.1016/j.jmrt.2022.06.058

[44] TAZIKEH H, MIRSALEHI S E, SHAMSIPUR A. Relationship of isothermal solidification completion and precipitate formation with mechanical properties of Inconel 939 joints vacuum TLP bonded by an amorphous Ni-Cr-Fe-Si-B filler alloy [J]. Journal of Materials Research and Technology, 2022, 18: 4762.DOI: 10.1016/j.jmrt.2022.04.139

[45] PENG Y, LI J, LI S, et al. Microstructure evaluation and fracture mechanism of dissimilar diffusion bonded joint of single crystal superalloy DD5 and polycrystalline superalloy GH4169 [J]. Materials Characterization, 2022, 189: 111999.DOI: 10.1016/j.matchar.2022.111999

[46] ZHANG X, LI K-S, YAO N, et al. Transient liquid phase bonding of DD5 single crystal and GH4169 superalloy using BNi-2 interlayer: From microstructural evolutions to mechanical properties [J]. Materials Science and Engineering: A, 2025, 923: 147723.DOI: 10.1016/j.msea.2024.147723

[47] LIU H, ZHANG X, YUAN Z, et al. The influence of TiC on microstructure and properties of Cu-Ti alloy [J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2025, 128: 107067.DOI: 10.1016/j.ijrmhm.2025.107067

[48] CHEN X-X, HUANG H, YI L-Y, et al. Synergistic effect of infinite and finite solid solution enabling ultrathin Li–Cu–Ag alloy toward advanced Li metal anode [J]. Rare Metals, 2025, 44(1): 121.DOI: 10.1007/s12598-024-02922-3

[49] CHU J, JIANG X, SUN H, et al. Effect of Ti and Zr on high temperature mechanical and thermal properties of MoCu composites [J]. Materials Characterization, 2024, 208: 113635.DOI: 10.1016/j.matchar.2024.113635

[50] PETH D, KURUSTA T, KRISTALY F, et al. The effect of ball to powder ratio on the processing of a novel Mo-Cu-Al2O3 composite [J]. International Journal of Refractory Metals and Hard Materials, 2021, 101: 105657.DOI: 10.1016/j.ijrmhm.2021.105657

[51] 王鐵軍, 張龍戈, 車洪艷, 等. Cu 中間層對(duì) GH4099 與 Mo-Cu 合金 HIP 擴(kuò)散焊接頭的影響 [J]. 材料導(dǎo)報(bào), 2021,35(2): 2098

WANG T, ZHANG L, CHE H, et al. Effect of Cu Interlayer on GH4099 and Mo-Cu Joint of HIP Diffusion Bonding [J]. Cailiao Daobao, 2021, 35(2): 2098

[52] [1]徐玉松,范繼,仇潞,等.以鍍層銅為中間層的 Cu-0.15Zr/GH3030 擴(kuò)散焊接頭組織性能分析[J].焊接學(xué)報(bào),2017,38(1):125

XU Y, FAN J, QIU L, et al. Research on microstructure and properties in interface of diffusion bonding for Cu-0.15Zr and GH3030 with Cu as interlayer [J]. Transactions of the China Welding Institution, 2017, 38(1): 125

[53] GUEZMIL M, SALEM A, BENSALAH W, et al. Investigation of the Tribological Behavior of TiAl6V4 for Bio-application [J]. Arabian Journal for Science and Engineering, 2024, 49(8): 10561.DOI: 10.1007/s13369-023-08413-4

[54] YANG D, SUN H, JI G, et al. Effect of Electrolytic Plasma Polishing on Surface Properties of Titanium Alloy [J]. Coatings, 2024, 14(5): 615.DOI: 10.3390/coatings14050615

[55] LI P, WANG Y, ZHANG L, et al. High strength diffusion bonding of Ti2AlNb to GH4169 with (TiZrHfNb) 95Al5 high entropy interlayer [J]. Materials Science and Engineering: A, 2024, 902: 146558.DOI: 10.1016/j.msea.2024.146558

[56] CETINKAYA S, KEJANLI H. Investigation of Microstructure and Interfacial Reactions of Diffusion Bonding of Ni-Ti6Al4V Materials Joined by Using Ag Interlayer [J]. Materials, 2024, 17(18): 4462.DOI: 10.3390/ma17184462

[57] 周媛,熊華平,陳波,等.以銅和 Cu-Ti 作為中間層的 TiAl/GH3536 擴(kuò)散焊[J].焊接學(xué)報(bào),2012,33(2):17

ZHOU Y, XIONG H, CHEN B, et al. Diffusion bonding of TiAl and GH3536 superalloy with Cu and Cu-Ti as interlayers [J]. Transactions of the China Welding Institution, 2012, 33(2): 17

[58] CAVALEIRO A J, RAMOS A S, BRAZ FERNANDES F M, et al. Follow-up structural evolution of Ni/Ti reactive nano and microlayers during diffusion bonding of NiTi to Ti6Al4V in a synchrotron beamline [J]. Journal of Materials Processing Technology, 2020, 275: 116354.DOI: 10.1016/j.jmatprotec.2019.116354

[59] JIAN S, LIU K, LI J, et al. Effect of interlayer on interfacial microstructure and properties of Ni80Cr20/TC4 vacuum diffusion bonded joint [J]. Vacuum, 2023, 208: 111738.DOI: 10.1016/j.vacuum.2022.111738

[60] ZHANG L, CHANG Q, SUN Z, et al. Diffusion bonding of hydrogenated TC4 alloy and GH3128 superalloy using composite interlayers [J]. Journal of Materials Processing Technology, 2019, 274: 116266.DOI: 10.1016/j.jmatprotec.2019.116266

[61] PUSHP P, DASHARATH S M, ARATI C. Classification and applications of titanium and its alloys[J]. Materials Today: Proceedings, 2022, 54: 537.DOI:10.1016/j.matpr.2022.01.008

[62] YUA H L, YAN M, LI J T, et al. Mechanical properties and microstructure of a Ti-6Al-4V alloy subjected to cold rolling, asymmetric rolling and asymmetric cryorolling[J]. Materials Science and Engineering: A, 2018, 710(5): 10.DOI: 10.1016/j.msea.2017.10.075

[63] ZHOU S, YU H Y, AN J L, et al. Study on fatigue crack growth behavior of the TA15 titanium alloy repaired by laser deposition[J]. Engineering Failure Analysis, 2024, 161: 108276.DOI: 10.1016/j.engfailanal.2024.108276. [64] LI T L, WU H P, WANG B, et al. Fatigue crack growth behavior of TA15/TC4 dissimilar laminates fabricated by diffusion bonding[J]. International Journal of Fatigue, 2022, 156:106646.DOI: 10.1016/j.ijfatigue.2021.106646

[65] LIU J T, LI J L, JIN F, et al. Macro and micro structural responses of dissimilar TC4/TC17 titanium alloy joints in linear friction welding and post-welding heat treatment processes and their effects on tensile and fatigue performance[J]. Journal of Materials Research and Technology, 2025, 37: 484.DOI:10.1016/j.jmrt.2025.06.049

[66] SUN L X, LI M Q, LI L. Characterization of crystal structure in the bonding interface between TC17 and TC4 alloys[J]. Materials Characterization, 2019, 153: 169.DOI: 10.1016/j.matchar.2019.04.037

[67] SUN L X, LI M Q. Interfacial voids, microstructure and shear strength of TC4/TC17 bond[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2019, 270: 265.DOI: 10.1016/j.jmatprotec.2019.03.004

[68] 王之祺.TiB 納米晶須增強(qiáng) TB8 鈦合金基復(fù)合材料制備與強(qiáng)韌化機(jī)制[D].哈爾濱:哈爾濱工業(yè)大學(xué),2022

WANG Zhi Qi. Preparation and strengthening toughening mechanism of TiB nano-whisker reinforced TB8 titaniumalloys matrix composites [D]. Harbin: Harbin Institute of Technology, 2022

[69] LI T L, ZHANG Q W, HAN Y B, et al. Two kinds of α/β phase transformations and enhanced strengths of the bonded interface in laminated Ti alloys[J]. Materials Science and Engineering: A, 2023, 869: 144811.DOI: 10.1016/j.msea.2023.144811

[70] LI T L, ZHOU F J, LONG L Z, et al. Fatigue crack growth and mechanical properties of laminated TC4/TB8 titanium alloys fabricated by diffusion bonding[J]. Materials Characterization, 2023, 200: 112825.DOI: 10.1016/j.matchar.2023.112825

[71] LI T L, WU R H, SAGONG M J, et al. Diffusion bonding of TC4/TB8 titanium alloys with an interlayer by regulating temperature: Microstructure and mechanical performance[J]. Thin-Walled Structures, 2025, 208: 112760.DOI: 10.1016/j.tws.2024.112760

[72] 烏彥全,周軍,張春波,等.Ti-Al 系金屬間化合物焊接技術(shù)研究現(xiàn)狀[J].電焊機(jī),2019,49(5):32

WU Yan Quan, ZHOU Jun, ZHANG Chun Bo, et al. Research status of welding technology for Ti-Al intermetallic compound[J]. Electric Welding Machine, 2019, 49(5): 32

[73] WANG X R, YANG Y Q, LUO X, et al. An investigation of Ti-43Al-9V/Ti-6Al-4V interface by diffusion bonding[J]. Intermetallics 2013, 36: 127.DOI: 10.1016/j.intermet.2012.12.018

[74] FENG G J, WEI Y, HU B X, et al. Vacuum diffusion bonding of Ti2AlNb alloy and TC4 alloy[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2021, 31: 2677.DOI: 10.1016/S1003-6326(21)65684-4

[75] ZHAO G X, ZHANG J, ZHANG S Z, et al. Interfacial microstructure and mechanical properties of TiAl alloy/TC4 titanium alloy joints diffusion bonded with CoCuFeNiTiV0.6 high entropy alloy interlayer[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2023, 935: 167987.DOI: 10.1016/j.jallcom.2022.167987

[76] HUANG L B, DONG H G, LI J C, et al. Regulating the interfacial microstructure in TiAl/Ti2AlNb vacuum diffusion bonded joints for superior mechanical performance[J]. Materials Science and Engineering: A, 2023, 887: 145761.DOI: 10.1016/j.msea.2023.145761

[77] AYDIN K, KAYA Y, KAHRAMAN N. Experimental study of diffusion welding/bonding of titanium to copper[J]. Materials Design, 2012, 37: 356.DOI: 10.1016/j.matdes.2012.01.026

[78] WU B S, DONG H G, LI P, et al. Vacuum diffusion bonding of TC4 titanium alloy and T2 copper by a slow cooling heat treatment[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2022, 305: 117595.DOI: 10.1016/j.jmatprotec.2022.117595

[79] WU B S, DONG H G, MA Y T, et al. Improving strength and toughness of Ti-6Al-4V alloy/pure copper diffusion bonded joint with VCrAl1.86Ni1.86 eutectic medium-entropy alloy interlayer[J]. Materials Science and Engineering: A, 2023, 887: 145737.DOI: 10.1016/j.msea.2023.145737

[80] ALHAZAA A, KHAN T I, HAQ I, et al. Transient liquid phase (TLP) bonding of Al7075 toTi-6Al-4V alloy[J]. Materials Characterization, 2010, 61: 312.DOI: 10.1016/j.matchar.2009.12.014

[81] MOFID M A, NEJAD A M. Flame spray assisted TLP bonding of Ti alloy to Al alloy[J]. Materials Chemistry and Physics, 2021, 263: 124404.DOI: 10.1016/j.matchemphys.2021.124404

[82] 彭勝, 初銘強(qiáng), 張書彥, 等. 鋁銅接頭的擴(kuò)散焊連接研究現(xiàn)狀 [J]. 金屬世界, 2002, 2: 4

PENG Sheng, CHU Mingqiang, ZHANG Shuyan, et al. Research Status of Diffusion Welding in Al-Cu Joints [J]. Metal World, 2002, 2: 4

[83] SHIE K C, GUSAK A M, TU K N, et al. A kinetic model of copper-to-copper direct bonding under thermal compression [J]. J Mater Res Technol-JMRT, 2021, 15: 2332.DOI: 10.1016/j.jmrt.2021.09.071

[84] ZHANG J, HUANG Y, LIU Y, et al. Direct diffusion bonding of immiscible tungsten and copper at temperature close to Copper's melting point [J]. Mater Des, 2018, 137: 473.DOI: 10.1016/j.matdes.2017.10.052

[85] XIU L, WU J F. Atomic diffusion behavior in W/Cu diffusion bonding process [J]. J. Fusion Energy, 2015, 34(4): 769.DOI:10.1007/s10894-015-9884-9

[86] 代野, 李忠盛, 戴明輝, 等. 鎢銅合金與銅擴(kuò)散連接界面結(jié)構(gòu)及性能研究 [J]. 兵器裝備工程學(xué)報(bào), 2021, 41(10):170

DAI Ye, LI Zhongshenng, DAI Minghui, et al. Microstructure and Mechanical Properties of Diffusion Bonding Joints Between WCu10 and Cu [J]. Journal of Ordnance Equipment Engineering, 2021, 41(10): 170

[87] ZHANG J, SHEN Q, LUO G, et al. Microstructure and bonding strength of diffusion welding of Mo/Cu joints with Ni interlayer [J]. Mater Des, 2012, 39: 81.DOI: 10.1016/j.matdes.2012.02.032

[88] 劉玉林, 羅永春, 趙丹, 等. 高熵合金(CoCrFeMnNi)/銅真空擴(kuò)散連接的界面行為及接頭性能研究 [J]. 機(jī)械工程學(xué)報(bào), 2017, 53(2): 84

LIU Yulin, LUO Yongchun ZHAO Dan, et al. Interfacial behavior and joint performance of high-entropy alloy CoCrFeMnNi and pure cu joints obtained by vacuum diffusion welding [J]. Journal of Mechanical Engineering, 2017, 53(2): 84

[89] LIU M, BAI L, DENG Y. Facilitating strong interfacial bonding of immiscible Nb/Cu system using consumable Ti interlayer [J]. Vacuum, 2022, 196: 110782.DOI: 10.1016/j.vacuum.2021.110782

[90] TENG Q, LI X, WEI Q. Diffusion bonding of Al 6061 and Cu by hot isostatic pressing [J]. J. Wuhan Univ. Technol.-Mat. Sci. Edit., 2020, 35(1): 183.DOI: 10.1007/s11595-020-2242-4

[91] 魏艷妮,羅永光,曲洪濤,等.Ag 元素對(duì)真空擴(kuò)散焊 Cu/Al 界面組織及性能的影響[J].熱加工工藝,2017,46(15):94

WEI Y, LUO Y, QU H, et al. Effects of Ag on interface microstructure and properties of Cu/Al Vacuum diffusion welding [J]. Hot Working Technology, 2017, 46(15): 94

[92] 洪騰蛟, 董福龍, 丁鳳娟, 等. 鋁合金在汽車輕量化領(lǐng)域的應(yīng)用研究 [J]. 熱加工工藝, 2020, 49(4): 1

HONG Tengjiao, DONG Hulong, DING Fengjuan, et al. Application of aluminum alloy in automotive lightweight [J]. Hot Working Technology, 2020, 49(4): 1

[93] 劉志華, 趙兵, 趙青. 21 世紀(jì)航天工業(yè)鋁合金焊接工藝技術(shù)展望 [J]. 導(dǎo)彈與航天運(yùn)載技術(shù), 2002, (5): 63

LIU Zhihua, ZHAO Bing, ZHAO Qing, et al. Prospects for welding technology of aluminum alloy in aerospace industry in 21st century [J]. Missiles and Space Vehicles, 2002, (5): 63

[94] 張志勇, 田志凌, 彭云. 鋁合金先進(jìn)焊接工藝 [J]. 焊接, 2023, (7): 5

ZHANG Zhiyong, TIAN Zhiling, PENG Yun, et al. Advanced weldingtechnology of aluminumalloy [J]. Welding, 2023, (7): 5

[95] 王元良, 屈金山, 晏傳鵬, 等. 鋁合金焊接性能及焊接接頭性能 [J]. 中國(guó)有色金屬學(xué)報(bào), 1997, (1): 72-77. WANG Yuanliang, QU Jinshan, YAN Chuanpeng, et al. Aluminum alloy welding performance and welding joint performance [J]. The Chinese Journalof Nonferrous Metals, 1997, (1): 72

[96] 張文毓. 鋁合金焊接技術(shù)研究進(jìn)展 [J]. 輕金屬, 2010, (4): 53

ZHANG Wenyu. Aluminum alloy welding engineering in research progress [J]. Light Metal, 2010, (4): 53

[97] 農(nóng)琪, 謝業(yè)東, 金長(zhǎng)義, 等. 鋁合金焊接技術(shù)的研究現(xiàn)狀與展望 [J]. 熱加工工藝, 2013, 42(9): 160

NONG Qi, XIE Yedong, JIN Changyi, et al. Research Status and Perspectives of Welding Process for Aluminum Alloy [J]. Hot Working Technology, 2013, 42(9): 160

[98] ZHAO P, LI Z, XU Z, et al. Migrating behaviors of interfacial elements and oxide layers during diffusion bonding of 6063Al alloys using Zn interlayer in air [J]. J Mater Sci Technol, 2023, 155: 119.DOI: 10.1016/j.jmst.2022.12.067

[99] ZHAO P, LI Z, XIA Y, et al. Ultrasonic-assisted liquid phase diffusion bonding of Al alloys under low temperature and pressure for high-temperature resistance applications [J]. Mater Des, 2023, 225: 111544.DOI: 10.1016/j.matdes.2022.111544

[100] LIU D, XU J, LI X, et al. Influence of Al foil interlayer on performance of vacuum diffusion bonding joint of 6061

aluminium alloy [J]. J Iron Steel Res Int, 2024, 31(10): 2404.DOI: 10.1007/s42243-024-01302-6

[101] MURATO?LU M, YILMAZ O, AKSOY M. Investigation on diffusion bonding characteristics of aluminum metal matrix composites (Al/SiCp) with pure aluminum for different heat treatments [J]. J Mater Process Technol, 2006, 178(1-3): 211.DOI: 10.1016/j.jmatprotec.2006.03.168[102] 周正, 丁云龍, 孫巖, 等. 鎂/鋁異種金屬焊接技術(shù)的研究進(jìn)展 [J]. 焊接, 2024, 12: 33

ZHOU Zheng, DING Yunlong, SUN Yan, et al. Research progress on welding technology of Mg/Al dissimilar metal [J]. Welding, 2024, 12: 33

[103] BALASUBRAMANIAN V, FERNANDUS M J, SENTHILKUMAR T. Development of processing windows for diffusion bonding of aluminium/magnesium dissimilar materials [J]. Weld World, 2013, 57(4): 523.DOI: 10.1007/s40194-013-0048-0

[104] LIU P, LI Y, GENG H, et al. Investigation of interfacial structure of Mg/Al vacuum diffusion-bonded joint [J]. Vacuum, 2006, 80(5): 395.DOI: 10.1016/j.vacuum.2005.07.002

[105] LIU P, LI Y, GENG H, et al. A study of phase constitution near the interface of Mg/Al vacuum diffusion bonding [J]. Mater Lett, 2005, 59(16): 2001.DOI: 10.1016/j.matlet.2005.02.038

[106] TAN T, GUO Y, CHEN G, et al. Influence of bonding temperature on microstructure and mechanical properties of AZ31/Zn/Sn/5083 diffusion joint [J]. Materials, 2024, 17(24): 6110.DOI: 10.3390/ma17246110

[107] YIN F, LIU C, ZHANG Y, et al. Effect of Ni interlayer on characteristics of diffusion bonded Mg/Al joints [J]. Mater Sci Technol, 2018, 34(9): 1104.DOI: 10.1080/02670836.2018.1424382

[108] DING W, LIU N, FAN J, et al. Diffusion bonding of copper to titanium using CoCrFeMnNi high-entropy alloy interlayer[J]. Intermetallics, 2021, 129: 107027.DOI: 10.1016/j.intermet.2020.107027

[109] ZHANG L X, SUN Z, SHI J M, et al. Low-temperature direct diffusion bonding of hydrogenated TC4 alloy and GH3128 superalloy [J]. Int J Hydrog Energy, 2019, 44(7): 3906.DOI: 10.1016/j.ijhydene.2018.11.206

[110] LIU H, CAO J, HE P, et al. Effect of hydrogen on diffusion bonding of commercially pure titanium and hydrogenated Ti6Al4V alloys [J]. Int J Hydrog Energy, 2009, 34(2): 1108.DOI: 10.1016/j.ijhydene.2008.10.071

[111] ZHANG L X, CHANG Q, SUN Z, et al. Diffusion bonding of hydrogenated TC4 alloy and GH3128 superalloy using composite interlayers [J]. J Mater Process. Technol., 2019, 274: 116266.DOI: 10.1016/j.jmatprotec.2019.116266

[112] WANG Y, LI Y X, CHEN H, et al. Interface microstructure evolution and bonding mechanism of low-temperature diffusion bonding of hydrogenated Zr-4 alloy [J]. J Mater Res Technol, 2023, 26: 7857.DOI: 10.1016/j.jmrt.2023.09.120

[113] WANG Y, LI Y X, CHEN H, et al. In situ TEM investigation on the microstructure and phase evolution of hydrogenated Zr-4 alloy [J]. Scr Mater, 2024, 238: 115773.DOI: 10.1016/j.scriptamat.2023.115773

[114] WANG D, CAO J, LI W J, et al. Zr hydrogenation by cathodic charging and its application in TC4 alloy diffusion bonding [J]. Int J Hydrog Energy, 2017, 42(9): 6350.DOI: 10.1016/j.ijhydene.2016.11.170

[115] WANG Z C, LI C, QI J L, et al. Characterization of hydrogenated niobium interlayer and its application in TiAl/Ti2AlNb diffusion bonding [J]. Int J Hydrog Energy, 2019, 44(13): 6929.DOI: 10.1016/j.ijhydene.2019.01.133

[116] SENKOV O, FROES F. Thermohydrogen processing of titanium alloys [J]. Int J Hydrog Energy, 1999, 24(6): 565.DOI: 10.1016/S0360-3199(98)00112-8

[117] MURZINOVA M A, SALISHCHEV G A, AFONICHEV D D. Formation of nanocrystalline structure in two-phase

titanium alloy by combination of thermohydrogen processing with hot working [J]. Int J Hydrog Energy, 2002, 27(7-8): 775.DOI: 10.1016/S0360-3199(01)00155-0

[118] 郭萬博. 表面離子清洗活化 AZ31B 鎂合金擴(kuò)散焊接工藝及機(jī)理研究[D]. 哈爾濱: 哈爾濱工業(yè)大學(xué), 2024

GUO W B. Research on diffusion bonding process and mechanism of surface ion cleaning activated AZ31B magnesium alloy [D]. Harbin: Harbin Institute of Technology, 2024

[119] NIU C N, ZHOU W L, SONG X G, et al. Surface modification of pure aluminum via Ar ion bombardment for Al/Al solid-state diffusion bonding [J]. Mater Charact, 2022, 187: 111886.DOI: 10.1016/j.matchar.2022.111886

[120] NIU C N, HAN J Y, HU S P, et al. Surface modification and structure evolution of aluminum under argon ion bombardment [J]. Appl Surf Sci, 2021, 536: 147819.DOI: 10.1016/j.apsusc.2020.147819

[121] CHEN H Y, CAO J, TIAN X Y, et al. Low-temperature diffusion bonding of pure aluminum [J]. Appl Phys A, 2013, 113(1): 101-104.DOI: 10.1007/s00339-013-7860-7[122] Paul A, Laurila T, Vuorinen V, et al. Thermodynamics, diffusion and the kirkendall effect in solids [M]. New York: Springer, 2014: 429.DOI: 10.1007/978-3-319-07461-0

[123] KAUR I, GUST W, KOZMA L. Handbook of grain and interphase boundary diffusion data [M]. Stuttgart: Ziegler Press, 1989: 1

[124] LIN T, LI C, ZHENG M S, et al. Role of nanostructured surface layers in enhancing pure titanium diffusion bonding above their destabilization temperatures [J]. Mater Charact, 2024, 217: 114383.DOI: 10.1016/j.matchar.2024.114383

[125] LI C, SI X Q, BIAN S W, et al. Diffusion bonding of Ti and Zr at ultra-low temperature via surface nano-crystallization treatment [J]. Mater Sci Eng A, 2020, 785:139413.DOI: 10.1016/j.msea.2020.139413

[126] LIN T, LI C, CHEN Y, et al. Role of nanostructured Ni surface layer in enhanced Hastelloy alloy diffusion bonding at temperatures far beyond recrystallization [J]. Scr Mater, 2024, 239: 115826.DOI：10.1016/j.scriptamat.2023.115826

[127] PENG Y Y, LI C, GUO Q Y, et al. Vacuum diffusion bonding between Ni?Al based superalloy and S31042 steel by surface self-nanocrystallization treatment [J]. Mater Charact, 2023, 202: 113031.DOI: 10.1016/j.matchar.2023.113031

[128] HAN J, SHENG G M, ZHOU X L. Diffusion bonding of surface self-nanocrystallized Ti-4Al-2V and 0Cr18Ni9Ti by means of high energy shot peening [J]. ISIJ Int, 2008, 48(9): 1238.DOI: 10.2355/isijinternational.48.1238

（注，原文標(biāo)題：異種金屬材料擴(kuò)散連接研究進(jìn)展）

相關(guān)鏈接