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摘 要钛合金因其优异的性能，如密度低、耐高温、优异的蠕变和抵抗腐蚀能力等，在航空航天、能源、汽车、建筑、包装与交通运输等诸多领域中得到了广泛应用。然而传统钛合金的高温性能较低，将钛合金与陶瓷连接起来制备成复合结构有助于获得质量较轻、高温性能优良的构件。钎焊在医疗、电力电子和汽车等领域应用广泛，被各国学术界认为是陶瓷/金属异质连接中最有效、最具有发展的潜在能力的连接方式。综述了钛合金与Al 2 O 3 、ZrO 2 等常见陶瓷及ZrB 2 -SiC及ZrC-SiC等陶瓷基复合材料的钎焊技术探讨研究现状，并介绍了如中间层法等常用的缓解钛合金与陶瓷接头中残余应力的方法，阐述了中间层与复合钎料中增强相的选取，最后指出钛合金/陶瓷异质钎焊技术探讨研究和发展过程中存在的不足，并展望了钛合金/陶瓷异质钎焊技术未来的发展趋势，为钛合金/陶瓷异质材料连接的相关研究和工程应用提供理论依照和技术支撑。
钛合金具有较高的比强度，被大范围的应用于航空航天、能源、汽车与生物医疗等领域，但传统钛合金耐高温氧化性较差，高温强度较低，在某些特定的程度上限制了其进一步的推广应用 ［1］ 。陶瓷材料一般具有强度高、高温性能好、密度低、耐腐性能好等优点，但其硬度较高，一般很难被加工成复杂的结构，并且陶瓷一般具有较大的脆性，往往需要与金属材料连接制备成复合结构来实现工程应用 ［2］ 。钛合金与陶瓷的连接结构在很多领域已实现了工程应用，如氧化铝陶瓷与钛合金的连接件在核电、高压电力与电子领域所占据的市场规模已超越了200亿元。碳化硅、氮化硅及氧化锆陶瓷与钛合金的连接件也在航空航天、汽车发动机结构中得到了较多的应用 ［3-5］ 。
陶瓷和钛合金的熔点差异较大，因此无法通过较为常用的熔化焊接方式实现二者的连接。钛合金和陶瓷的连接存在以下难点 ［6-7］ ：（1）陶瓷与钛合金的弹性模量和热膨胀系数存在比较大的差异，降温过程中热失配导致接头残余应力较大，极度影响接头质量；（2）钛合金与陶瓷化学性质差距较大，常规的金属钎料无法与陶瓷和钛合金同时形成良好的冶金结合；（3）在活性钎料中加入中间层可促进钎料与陶瓷表面润湿，但活性元素的加入通常会导致脆性反应层的出现，降低了接头的结合质量。
钎焊由于实施方便、成本效益高，并能在钛合金和陶瓷之间形成高质量接头等优点成为连接钛合金和陶瓷的主要方法 ［8］ 。本文将介绍目前针对钛合金与氧化铝、氧化锆以及高温陶瓷连接的研究现状，综述钎焊在钛合金与陶瓷连接中的应用，概括常用的缓解陶瓷钛合金接头中残余应力的方法，并分析接头微观结构与力学性能之间的关系，最后对钛合金与陶瓷连接未来的发展的新趋势进行展望。
氧化铝陶瓷具备优秀能力的机械性能、抵抗腐蚀能力、耐热性和化学稳定性，但其固有的脆性限制了其潜在应用。开发氧化铝陶瓷与钛合金的可靠连接对于扩大其应用至关重要 ［9-10］ 。
钎焊氧化铝陶瓷的核心问题是解决其表面氧化物的润湿问题，能够最终靠在钎焊过程中增加压力，打破氧化层并产生更好的润湿性来解决。然而，高压会导致钎焊接头出现较大的残余应力，故一般会用含有活性元素或具有调节残余应力和减少金属间化合物形成功能的钎料来改善钛合金和陶瓷的结合性能 ［11］ 。因此，目前已发表的钛合金和氧化铝陶瓷之间的连接研究大多分布在在商用钎料的改性和新型钎料的生产，以获得具有高机械性能的钎焊接头。
Yang等人 ［12］ 用添加钨的Ag-Cu-Ti钎料对TiAl合金与氧化铝陶瓷钎焊界面的微观结构和力学性能进行了表征，钎焊实验在860~920 ℃的温度范围内进行，线 min，Ag-Cu-Ti+W复合钎料由Ag-Cu-Ti粉末和钨颗粒的混合物通过机械研磨制成。研究根据结果得出，在焊钎温度880 ℃保温10 min的条件下，接头能够形成良好的界面，抗剪强度值较高（148 MPa）。保温时间10 min，W含量20 wt. %时，钎焊温度对Al 2 O 3 /Ag-Cu-Ti+W/TiAl接头微观结构的影响如图1所示，界面由银固溶体、TiCu、AlCu 2 Ti、W颗粒和Ti 3 （Cu，Al） 3 O相组成。在复合填料上添加W颗粒起到了释放冷却过程中形成的残余应力的作用。钎焊温度的升高导致由Ti 3 （Cu，Al） 3 O和AlCu 2 Ti组成的反应层厚度增加，最终使得剪切强度值降低。
Niu等人 ［13］ 评估了使用Ag-27.5Cu-2.5Ti和Ag-28Cu钎料以及不同含量的TiH 2 在真空氛围下钎焊TiAl合金和氧化铝陶瓷的可能性，钎焊温度840~940 ℃，保温时间为0~30 min。以880 ℃下保温10 min的Ag-Cu-Ti钎料得到的钎焊接头为例，钎焊界面未观察到缺陷，反应层由AlCu 2 Ti、银基固溶体Ag（s，s）、铜基固溶体Cu（s，s）、AlCuTi、Ti 3 （Cu，Al） 3 O和Ti（Cu、Al）组成。钎焊温度或保温时间的增加使得钎焊界面层厚度增加，由AlCu 2 Ti和Ti 3 （Cu，Al） 3 O组成的反应层受钎料中Ti含量的强烈影响（见图2）。根据结果得出，Ti作为液体钎料中的活性元素，向氧化铝母材中扩散，形成Ti 3 （Cu，Al） 3 O反应层，Ti含量的增加会导致该反应层的厚度增加。在TiAl侧，通过形成AlCu 2 Ti聚集体来实现连接，该聚集体也随着Ti含量的增加而增加。这些相的含量会对接头的力学行为产生显著影响，Ti含量为2%时两种母材连接效果最好，力学性能最佳。
Niu等人 ［14］ 还研究了在钎焊TiAl-Al 2 O 3 时，B含量对两种钎料（商用Ag-Cu-Ti钎料和Ag-28Cu+TiH 2 ）钎焊接头组织和性能的影响。钎焊过程中，钎焊温度从880 ℃升高至960 ℃，保温时间10 min。根据结果得出，当B含量逐渐增加到钎料的0.5 wt .%时，界面处微观结构逐渐变化，接头剪切强度明显提高，B含量对TiAl/Al 2 O 3 接头微观结构的影响如图3所示。使用Ag-Cu-Ti+TiH 2 +0.5B（ wt .%）作为钎料，钎焊温度900 ℃时获得最大剪切强度为96 MPa，界面上的相为TiB晶须、（Ag）、AlCu 2 Ti、Ti（Cu，Al）和Ti 3 （Cu，Al） 3 O。在钎料中添加B元素能够调整母材热膨胀系数之间的差距，释放残余应力，最终获得完整的接头，确保钛合金与陶瓷之间的可靠连接。
Yang等人 ［15］ 研究了Ti 6 Al 4 V和Al 2 O 3 钎焊接头中TiB晶粒的原位合成过程。钎料通过向Ag-26.4Cu-4.5Ti钎料中添加不同体积分数的B粉末来制备，线 min。采用Ag-Cu-Ti+B制备的Ti 6 Al 4 V/Al 2 O 3 钎焊接头界面由四个区域组成：（1）Al 2 O 3 -陶瓷侧的连续反应层I；（2）与连续反应层Ⅰ相邻的不连续反应层Ⅱ；（3）存在一些反应相的接头中间的固溶体Ⅲ；（4）钎焊层和Ti 6 Al 4 V合金之间的反应层Ⅳ。在钎焊过程中，随着温度升至875 ℃以上，Ti 3 Cu 2 AlO、TiB和TiB 2 首先生成Ti 2 Cu，然后形成Ti（Cu，Al）、Ti 2 （Cu，Al）和Ti 3 Al。同时，Ti 3 Al、Ti 2 Cu和TiCu也能与B反应生成TiB晶须。B含量的增加导致TiB晶须的体积分数和尺寸增加，从而形成均匀精细的（Ag）和Ti（Cu，Al）反应层。使用含40%（体积分数）TiB晶须的钎料制备的接头剪切强度最高值为77.9 MPa。
Qiu等人 ［16］ 探讨了银铜钎料中B含量对Ti 6 Al 4 V合金与Al 2 O 3 陶瓷钎焊接头界面微观结构和力学性能的影响。使用Ag-Cu共晶钎料，在880 ℃钎焊温度下保温10 min，钎焊接头界面无缺陷。图4为使用不添加B的Ag-Cu共晶钎料的钎焊界面微观结构，图5为在880 ℃下使用添加不同B含量的Ag-Cu共晶钎料保温10 min后钎焊接头的SEM图像。能够准确的看出，钎料中的B对微观结构和界面强度有特别大的影响，使用复合钎料的钎焊界面中反应层的Ti-Cu化合物厚度减小，剪切强度由Ag-Cu钎料钎焊界面的82 MPa增加到Ag-Cu+B钎料钎焊界面的111 MPa。上述性能改善不仅归因于微观结构的变化，还来源于添加B元素原位形成的TiB晶须释放了冷却过程中钎焊接头的残余应力。
（a）接头；（b）Ti6Al4V/钎料界面放大图；（c）钎料/Al 2 O 3 界面放大图；（d）区域I和II的元素EDS谱线
尽管使用商业银基钎料的钎焊接头表面上没有缺陷，但受反应层厚度的限制难以获得机械性能优异的接头。钎焊界面显示出复杂的微观结构：几个不同的层和金属间晶粒彼此完全分离，或在特定条件下倾向于聚集。上述现象可以用液体或第二固相完全和不完全润湿晶界来解释。众所周知，晶界润湿相变可以在各种系统中发生。在多晶材料中，第二相或第二固相的平衡润湿夹层可以在晶界润湿相变温度下形成，从而使第一相的晶粒彼此分离。在几种合金中已经观察到固相润湿的晶界相变。上述现象在很大程度上取决于起始材料的成分以及加工温度。接头的力学性能与构成界面的相的结构和形态紧密关联。例如，界面处（Ag）的形成也是一个坏因，会降低接头的使用温度。添加B、T和W等元素能够减少和释放钎焊温度冷却时形成的残余应力，提高接头的机械性能。将这些元素添加到钎料中，特别是将W添加到AgCuTi钎料中的另一个优点是，在改善接头的机械性能的同时无需增加加工条件。
钛合金和氧化锆构件具有密度低、高温下强度高、抗氧化能力强以及热化学稳定性高等优点，其材料组合作为一种重要的结构和功能材料，被视为飞机涡轮机中潜在替代高温合金的材料，因此钛合金和氧化锆之间连接技术的发展引起了研究者的极大兴趣。使用银基钎料钎焊可获得可靠的接头，同时基于其他元素（如Ti）的钎料也能够适用于这种金属-陶瓷系统的钎焊。
Liang等人 ［17］ 研究了使用Ag-Cu钎料钎焊TiAl和ZrO 2 接头的微观结构演变和力学性能，钎焊温度为860~940 ℃，在线 min。研究之后发现，钎焊温度为880 ℃、保温时间10 min时接头的剪切强度较高。TiAl/ZrO 2 接头的典型界面结构为TiAl合金/TiAl/AlCuTi/AlCu 2 Ti/Cu 3 Ti 3 O+TiO/ZrO陶瓷。钎焊温度对TiAl/ZrO 2 接头的组织演变和剪切强度有特别大的影响，不一样的温度下接头的显微组织如图6所示，随着钎焊温度的升高，与TiAl母材相邻的反应区和与ZrO 2 陶瓷相邻的反应层厚度显著增加。此外，钎焊温度为940 ℃时的钎焊界面中心观察到聚集的AlCu 2 Ti相分布，这些微观结构的变化导致接头的机械性能急剧恶化。
的TiAl-ZrO 2 接头的影响，钎焊实验在880 ℃下进行，线 min。研究之后发现，当保温时间为5 min时接头拥有非常良好的机械性能，剪切强度在保温时间10 min时达到最大值48.4 MPa之后随保温时间的延长而不断下降。接头界面由不同的反应区组成，并显示出不同的相，如AlCu 2 Ti、（Ag）、Cu 3 Ti 3 O和TiO。保温时间对接头界面的微观结构影响显著，如图7所示，保温时间增加导致TiAl侧的AlCu 2 Ti和ZrO 2 侧的Cu 3 Ti 3 O+TiO反应层厚度增加。反应层一定要有足够的厚度来确保界面可靠结合，但当厚度超过某个值时则可能会促进弱粘合。此外，在保温时间为5 min和10 min的接头中，AlCu 2 Ti颗粒细小且均匀分布，但随着保温时间增加这些颗粒出现团聚和生长，有几率会成为导致机械性能恶化的微裂纹的来源。
Dai等人 ［19］ 研究了由商业Ag-Cu钎料钎焊的Ti 6 Al 4 V/ZrO 2 接头的界面反应行为和力学性能，820~900 ℃的温度下在线 min接头界面的SEM图像，结果显示了四个不一样的区域（Ⅰ区为靠近TiC4侧的扩散层，Ⅱ区为TC4与填充金属之间的反应区，Ⅲ区为银基固溶体，Ⅳ区为靠近ZrO 2 侧的反应层）以及Ag、Cu、Ti、Al、V和Zr的元素分布。在870 ℃下保温10 min的接头达到最大抗剪强度值（52.2 MPa），界面由Ti 2 Cu、TiCu、（Ag）、Cu 3 Ti 3 O和TiO相组成，这些相是在钎焊过程中由钎料和母材反应形成的。当钎焊温度不高于870 ℃时，由于反应层厚度的增加，钎焊温度的升高不能明显提高接头的剪切强度。
（a）微观结构；（b）~（f）Ag、Cu、Ti、Al、V和Zr的元素分布
虽然使用商业钎料会形成无缺陷的界面，但其机械性能低于预期，原因为脆性相的形成，此外残余应力的消除可能不足以提高接头性能。改善异质接头机械性能的一种可行方法是使用活性元素，如WB、Ti。Dai等人 ［20］ 研究了添加WB对Ag-28Cu（ wt. %）钎料的影响，钎焊温度为830~890 ℃，保温时间10 min，WB含量为5 wt. %~10 wt. %。研究根据结果得出，添加WB至Ag-Cu钎料可以有效促进界面微观结构的细化；钎焊温度对Ti和WB颗粒的反应有显著影响，钎焊温度的升高导致界面上出现大量TiB晶须和W颗粒。在Ag-Cu钎料中添加7.5 wt. %的WB在870 ℃下成功实现了Ti 6 Al 4 V与ZrO 2 的可靠连接，接头剪切强度高达83 MPa。
Liu等人 ［21］ 的研究表明，使用非晶态钎料可实现钛合金与ZrO 2 陶瓷的可靠连接。使用Ti-28Zr-14Cu-11Ni非晶钎料在850~1 000 ℃进行Ti 6 Al 4 V与ZrO 2 异种钎焊，钎焊温度对无缺陷界面有显著影响，钎焊温度850 ℃、保温时间30 min时接头具有最大的剪切强度（63 MPa）。图9为三种不一样的温度下接头界面的SEM图像，结合剪切强度值的显微结构表征表明，TiO+TiO 2 +Cu 2 Ti 4 O+Ni 2 Ti 4 O连续反应层的形成对接头强度至关重要。温度上升会导致脆性Ti相过度生长，从而损害力学性能。
Cao等人 ［23］ 将NiCrSiB非晶钎料用于Ti 6 Al 4 V和ZrO 2 陶瓷的钎焊，钎焊实验在950~1 050 ℃温度范围内保温10 min。显微结构表征结果为，在界面处形成了由TiO、Ti 2 Ni、Ti 5 Si 3 和β-Ti组成的多个反应层。SEM图像和元素分布如图11所示，尽管在950 ℃时产生无缺陷接头，但在1 025 ℃时接头剪切强度值最高。分析认为是随着温度的升高，Ti扩散变得更强烈，TiO层的厚度增加，也导致了更强的结合。同时，Ti 2 Ni含量随β-Ti含量的增加而减少。
商业银基填料似乎是克服润湿性和残余应力有关问题的合适选择。然而，接头的机械性能通常低于母材性能。为了更好的提高接头的机械性能，必须添加元素，如Ti、B和W，以改善接头微观结构，从而与陶瓷母材形成更牢固的结合，并进一步消除钎焊温度冷却时形成的残余应力。当使用非晶态钎料时，可获得更加优异的机械性能，是因为钎料本身厚度较薄，具有在钎焊过程中加速原子扩散和表面反应的特殊性，同时能降低钎焊温度，减小残余应力。然而，实现较高接头强度所需的钎焊条件非常苛刻，在高温下获得的接头一般具有更加好的机械性能。
虽然以往的研究大多分布在在将氧化铝和氧化锆等陶瓷作为钛合金异种连接的母材，但其他陶瓷也显示出独特的优势。超高温陶瓷复合材料是一个典型代表，由于其具有高熔点、高硬度、热化学稳定性、高导热性和导电性以及抗冲击能力，适用于涉及高温、高热流等极端使用环境，金属与超高温陶瓷复合材料的连接为部件设计提供了更多可能性。
Valenza等人 ［24］ 使用TiCu基非晶钎料钎焊Ti 6 Al 4 V与ZrB 2 -SiC陶瓷，取得了显著成果。所用钎料化学成分为Ti-41.83Cu-19.76Zr-8.19Ni，当接触压力1.4 kPa、钎焊温度910 ℃、保温20 min时获得了无缺陷的接头界面。在钎焊连接过程中，母材和钎料之间发生强烈的扩散。图12为钎焊接头可能的形成机制，钎焊初始步骤包括钎料开始熔化（见图12d）和润湿母材表面（见图12e）。同时，部分母材溶解到熔融钎料中，Ti 5 Si 3 、TiC、TiB、TiB 2 、Ti 2 Cu和TiCu相（见图12f~12h）。（Ti，Zr） 2 （Cu，Ni）和β-Ti的形成发生在冷却过程中（见图12i）。该现象说明复杂界面的形成与晶界润湿和晶界扩散现象之间具有密切关系。不同保温时间下钎焊接头测试根据结果得出，由于界面处形成了大量共晶组织和脆性金属间化合物，剪切强度随保温时间的延长先增大后减小，保温20 min时的接头最大剪切强度为345 MPa。
（a）~（c）钎料和母材之间的相互作用；（d）钎料开始熔化；（e）熔融钎料润湿母材表面；（f）Ti 5 Si 3 和TiC的形成；（g）TiB和TiB 2 的形成；（h）Ti 2 Cu和TiCu的形成；（i）冷却过程中（Ti，Zr） 2 （Cu，Ni）和b-Ti的形成
ZrC-SiC是另一种典型超高温陶瓷，凭借其优异的性能成为结构应用的理想候选材料，如火箭发动机、结构部件或核工业中的扩散屏障，ZrC-SiC陶瓷与金属部件的可靠连接是其能否成功应用的关键。Shi等人 ［25］ 使用商业AgCuTi钎料制备了Ti 6 Al 4 V/ZrC-SiC接头，熔融钎料与形成Cu-Ti的基底材料和扩散层之间的反应确保了Ti 6 Al 4 V侧的连接。在靠近陶瓷一侧，Ti在界面上的扩散导致了Ti 3 SiC 2 和TiC相的形成。钎焊过程的温度和保温时间对界面的微观结构有特别大的影响，图13为界面的微观结构随温度的变动情况。能够准确的看出，随着钎焊温度的升高，界面层厚增加，并促进了Cu-Ti化合物的形成。钎焊温度为810 ℃、保温时间5 min时接头的最大抗剪强度为39 MPa。
（a）790 ℃；（b）810 ℃；（c）830 ℃；（d）850 ℃；（e）870 ℃；（f）相厚度随钎焊温度的变化
钛合金材料与陶瓷材料已经在航空航天、化工等多个领域得到了广泛应用，制备钛合金与陶瓷复合构件有助于结合两种材料的优点，获得强度高、高温性能好的结构。钎焊是常用的较为灵活的连接钛合金材料与陶瓷的方法，可实现结构较为复杂的钛合金与陶瓷的焊接。为获得性能更优异的钛合金和陶瓷连接构件，未来可以从以下方面开展工作：
（4）钎焊接头裂纹扩展机制的研究。在钛合金与陶瓷的钎焊接头中，陶瓷及靠近陶瓷侧的区域通常是钎焊接头中性能最薄弱区域，在进行有关力学性能测试过程中，裂纹通常首先在陶瓷或靠近陶瓷侧区域内产生、扩展。在缓解钎焊接头残余应力后，陶瓷或靠近陶瓷侧区域内裂纹扩展路径出现变化，形成不同断口形貌。为了更深入地分析接头断裂规律，缓解接头残余应力，需要对钎焊接头裂纹扩展机制进行更为深入的研究。
1. 龙伟民， 何鹏， 顾敬华. 中国有色金属焊接材料的发展现状及展望［J］. 焊接， 2011（11）：7-10，70.
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3. 龙伟民， 张青科， 朱坤， 等. 绿色钎焊材料及无害化钎焊技术的发展［J］. 焊接， 2014（01）：3-7，68.
7. 曹健，贺宗晶，亓钧雷，等. 采用（Ti/Si/Cu）f多层箔钎焊C/C复合材料与TiAl合金［J］. 机械工程学报，2018，54（9）：108-114.
作者简介：赵明远（1994—），男，博士，主要是做陶瓷与金属焊接的研究。
通讯作者：沈元勋（1982—），男，正高级工程师，博士。E-mail：。
