隨著現代工業，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域對結構性能、輕量化與功能集成化要求的不斷提升，異種材料連接技術已從一種輔助和特種加工工藝躍升為高端裝備研發與制造的核心環節之一。在眾多連接方法中，擴散連接（diffusion bonding）作為一種先進的固相連接技術，展現出其獨特的技術優勢。

擴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生蠕變與塑性變形，以及原子間的互擴散，最終實現界面處的冶金結合。該過程母材始終保持固態，不經歷熔化與凝固的循環過程，這使其特別適用于因物理、化學性能差異巨大而難以通過熔化焊接方式實現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散連接機理以及典型的應用場景。以這些典型的異種金屬體系為代表的擴散連接技術在尖端工業領域的應用日益廣泛且在短期難以替代。如在航空航天發動機中，為實現高溫強度與耐腐蝕性的最佳匹配，常采用鈦合金與不銹鋼的擴散連接部件；在核反應堆的精密結構中，鋯合金與不銹鋼的可靠連接依賴于擴散工藝；而在精密電子封裝領域，為解決散熱與電導率的協同問題，銅合金與鋁合金的擴散鍵合已成為滿足高可靠性需求的重要技術途徑。

由于擴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，同時能顯著減小因異種材料熱膨脹系數失配而導致的宏觀殘余應力和結構變形，擴散為異種材料實現高性能、高精度的連接提供了極具潛力的解決方案。

盡管擴散連接在理論上具有上述諸多優勢，但在實際連接異種金屬時，其過程涉及復雜的物理、化學與冶金學現象，仍面臨一系列基礎共性的科學與技術挑戰，而這些挑戰根據異種材料組合的材料性質的不同有所區別。通常，異種金屬材料擴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（化學冶金反應極弱），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難點和對應的解決方向有所區別。

1）對于冶金相容性較好的異種金屬擴散連接體系，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，且原子極易發生互擴散，因此該體系材料通常采用直接擴散連接，以獲得更高的連接強度。目前，針對該體系的擴散連接研究主要聚焦于工藝參數優化，探索合適的工藝參數窗口達到擴散連接接頭強度性能與母材加熱導致的性能退化的平衡。

2）對于冶金相容性差的異種金屬擴散連接體系，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，其本質是原子間缺乏相互溶解和結合的驅動力。其連接主要依賴于擴散接觸界面的機械互鎖和有限的表面原子擴散，因此獲得高強度接頭非常困難。應對這類問題的挑戰思路主要有兩種，首先是通過界面酸洗或者離子處理等方式實現表面活化，并配合較大的擴散連接壓力和較高的加熱溫度，以最大限度實現界面原子擴散，但這種技術方案獲得的擴散接頭強度通常有一定限制，當連接界面元素達到組合材料的最大固溶度后，擴散將減弱。另一種技術方案是根據異種材料的特點，針對性地在界面加入與兩側材料均有冶金相容性的第三組元材料中間層，如在鐵/銅擴散體系中，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母材的擴散與反應實現銅/鐵的優質擴散連接。

3）對于有脆性化合物（intermetallic compounds, IMCs）相生成的異種金屬擴散連接體系，如鈦/鋼、銅/鈦、鎳/鈦、鋁/鋼、鋁/銅等。這類材料體系的擴散連接中主要挑戰是界面反應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差異容易引發較大的集中應力，在承載服役的條件下極易成為微裂紋的萌生源和擴展路徑，嚴重劣化接頭的強度與韌性，導致其發生低應力脆性斷裂。要實現這類材料體系良好的擴散連接，目標不是完全避免 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，從而使得界面 IMC 不至于成為引發接頭失效的主要因素。目前的研究表明，可通過優化工藝參數實現較低焊接溫度和較短保溫時間下的擴散連接，抑制 IMC 的過度生長。另外，通過添加中間層的方法也可以實現這一目標，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。

對于異種材料的擴散連接，除上述 3 種材料體系因元素間冶金化學反應類型的差異導致的不同擴散行為之外，一些限制異種材料擴散連接質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（coefficient of thermal expansion，CTE）的失配，是影響連接質量的另一關鍵因素。在擴散連接的加熱和隨后的冷卻過程中，兩側材料因 CTE 不同將產生不協調的膨脹與收縮量。這種變形不匹配在界面及其附近區域會產生巨大的熱應力。冷卻至室溫后，此應力無法完全釋放，即保留為有害的殘余應力。較大的殘余拉應力不僅會間接降低接頭的疲勞壽命和承載能力，還可能直接引發界面開裂或促進微裂紋的擴展，對于高可靠性要求的應用場景（如航空發動機、核反應堆）而言，這一問題尤為突出。

如何通過創新性的工藝與結構設計，例如引入 CTE 漸變的梯度中間層、添加塑性良好的軟質中間層（如Ni、Cu、V 箔）來協調變形，或采用非晶中間層以利用其超塑性變形能力，從而實現接頭應力的有效緩解與重新分布，仍是當前該領域的難點與研究前沿。

另一方面，高精密制造領域的發展依賴于加工變形與過程溫度的嚴格控制，對異種材料擴散連接技術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。理想的擴散連接需要在足以驅動原子充分擴散的高溫下進行，但高溫會帶來一系列負面效應。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，降低溫度會急劇削弱原子的擴散動能，導致界面擴散不充分，難以實現完整、可靠的冶金結合。這一“低能場”與“高效擴散”之間的固有矛盾，構成了實現高精度快速擴散連接的最大技術壁壘。當前的研究重點集中于如何通過多種活化手段在低溫下實現原子的快速遷移，例如：制備超平整的接觸表面以增加接觸面積；通過對擴散表面的細晶和納米化處理以增加擴散驅動力；利用等離子體去除表面氧化膜并以提高表面活性；采用短時超快加熱技術從而實現超短時間下的擴散連接過程。利用這些方式，可以在一定程度上突破傳統熱擴散的局限，實現低溫、低壓、短時條件下的高精度高效連接，這也是拓展擴散連接技術應用邊界的關鍵所在。

綜上所述，擴散連接技術為實現異種材料的高性能連接開辟了重要途徑，但其實際應用仍深受界面反應、殘余應力和擴散溫度高三大基礎共性問題的制約。近年來，隨著先進表征技術的應用和表面處理技術的開發，異種金屬擴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，本文在對異種材料擴散連接研究進行展開時，依據擴散連接技術在該材料中的應用廣泛程度以及技術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化應用最為廣泛、研究也最深入的金屬材料體系，其擴散連接技術相對成熟，常作為與其他金屬連接的“基準”。其次是在有色金屬體系中擴散連接需求較大，并且高溫應用廣泛的鎳及鎳基合金。隨后，依據在有色金屬材料范圍中熔點的高低，依次以鈦合金、銅合金以及鋁合金的順序展開討論。本文旨在系統梳理異種金屬擴散連接的研究現狀，總結界面結構調控、工藝創新與接頭性能優化方面的主要進展，為擴散連接新工藝的開發提供方案參考，并對未來發展趨勢作出展望，以推動擴散連接技術在高性能裝備中的更廣泛應用。

1、鋼合金與異種金屬擴散連接

1.1 鋼與異種鋼、鎳合金的擴散連接

在鋼與異種材料的擴散連接中，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散連接廣泛用于高性能部件制造，如航空發動機渦輪盤（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性能下降的場景（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，接頭連接機制主要為擴散形成固溶體組織，主元元素之間無金屬間化合物生成，擴散連接關鍵點在于工藝參數優化、促進界面結合、減少缺陷，從而提升接頭性能[1-2]，因此將這兩類

異種材料組合單獨討論。

1.1.1 異種鋼的擴散連接

在石油、石化、核和海洋工業等行業中，異種鋼合金的焊接接頭因具有高抗拉強度和良好的韌性，在一些復合過渡接頭以及承載結構設計中有大量的應用。由于具有相似的材料屬性和晶格結構，異種鋼之間通過直接擴散的方式就可實現較好的連接。如在 X70 鋼與雙相不銹鋼的擴散連接中，Baghdadi 等 [3]采用1150 ℃的連接溫度和 5 h 的保壓時間工藝就實現了二者的直接擴散連接。界面顯微組織結果顯示，界面發生良好冶金結合，無明顯孔隙或裂紋等缺陷。XRD 結果表明擴散焊接過程不會在界面處形成新相，Fe、Cr 和 Ni 原子在界面上的相互擴散是實現焊接的主要機制。

為了提高異種鋼擴散焊接接頭的質量，一些學者基于對焊接方法的改進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散焊接（impulse pressure assisted diffusion bonding, IPADB）是通過周期性壓力脈沖在界面產生微觀變形，減少微孔隙并增加金屬接觸位點，從而產生高質量的接頭。Sharma等 [4]對 304 不銹鋼 IPADB 接頭進行了研究。當焊接溫度從 850 ℃升高至 950 ?℃時，界面結合率從 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]通過調整擴散連接初期的壓力脈沖，實現了發電廠關鍵部件 P92 鋼與 316L 奧氏體不銹鋼接頭的 IPADB，研究表明，壓力脈沖是促進接觸面的塑性變形以及動態再結晶的主要因素，從而使得界面實現牢固的冶金結合，如圖 2 所示。值得注意的是，該技術的主要價值還體現在，通過施加脈沖壓力實現界面接觸，可以在機加工表面狀態下的高質量直接連接，省去了耗時的表面拋光預處理，進而顯著提升異種鋼材料的擴散連接在電力與發電行業應用的生產效率。

添加中間層可以在連接界面形成一定的成分濃度梯度，促進界面間原子的擴散，顯著縮短擴散連接時間。陳永充等 [6]選擇純 Fe 作為中間層擴散連接低活化鐵素體/馬氏體鋼。結果表明，擴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 固溶體擴散層和中心層未發生擴散的純 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，Cr 在純 Fe 中的擴散系數從 1.2×10?1? m2/s 增至1.3×10?1? m2/s，擴散層厚度隨之增加。Bukovská等 [7]采用 Ni 中間層成功擴散焊接了 304 不銹鋼和 316L 不銹鋼，并測量了 Ni 在兩種鋼中的擴散系數。基于 Arrhenius 方程，制定了用于 304、316L 不銹鋼和 Ni 中間層間界面擴散區寬度的廣義方程，計算值與實測值吻合良好。

Sun 等 [8]采用真空擴散焊接法制備 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構和結合強度。304 鋼和 20 碳鋼在 1380 ℃/60 min 條件下形成了牢固的冶金結合，沒有未焊合等缺陷。Cr 和 Ni 原子從 304 鋼擴散到 20 碳鋼，C 原子從 20 碳鋼擴散到 304 鋼，形成滲碳區域。在 20 碳鋼側形成平均寬度約為 20 μm 的珠光體區域。固溶處理后，滲碳區形成奧氏體化，并伴有孿晶的形成。獲得擴散接頭的界面結合強度為 485 MPa，經固溶處理后增加到 547 MPa。

對異種鋼擴散連接最優工藝下接頭的力學性能進行匯總，結果見表 1。

表 1 異種鋼擴散連接最優工藝下接頭的力學性能 [1,2,4,8-9]

1.1.2 鋼與鎳合金的擴散連接

鎳基高溫合金以高熔點、優異的高溫強度、耐蝕性及抗氧化性著稱，是航空發動機渦輪葉片、燃燒室、導向葉片等高溫部件的核心材料。鋼與鎳基高溫合金的擴散連接需求集中于高溫承力構件的一體化制造。

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化相（如γ'相 Ni?Al、碳化物 M??C?）通常在連接界面處富集會形成擴散壁壘，擴散連接存在一定的挑戰。

近年來，國內外學者圍繞界面行為調控、工藝參數優化、表面/中間層改性等方向開展了系統研究。Zhang等 [10]基于分子動力學（molecular dynamics, MD）模擬揭示了 304 不銹鋼與純 Ni 的擴散焊接機理，研究表明，粗糙界面的凹凸結構為原子擴散提供更多的短程路徑，顯著促進擴散。溫度在界面擴散中起著主要作用，隨著溫度的升高，擴散的原子數量增加，擴散距離也增加。壓力通過變形界面粗糙結構增加接觸面積（促進擴散），總體影響弱于溫度。Negemiya 等 [11]探究了工藝參數對 410 馬氏體不銹鋼和 Su 718 鎳基高溫合金擴散焊接接頭組織和力學性能的影響，研究結果顯示，焊接溫度對對接頭質量有顯著影響。980 ℃時，界面生成大量δ相，接頭強度下降；超過 1000 ℃，鋼與鎳基合金晶粒過度長大，導致晶界弱化，接頭延伸率降低。接頭斷口表明，鎳基合金側呈現晶間斷裂，馬氏體不銹鋼側為延性穿晶斷裂，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 之間發生化學反應生成金屬間化合物，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進程。Peng 等 [12]采用純 Ni 中間層真空擴散焊接 Ni3Al 基高溫合金和 S31042 鋼，結果表明，焊接過程中形成的 AlN 相阻礙了原子擴散，降低了接頭性能。當 Ni 層間厚度為 15 μm 時，接頭強度達到 Ni3Al 基合金的 96%，伸長率為 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度和高伸長率。接

頭斷裂機制為韌性斷裂，斷口處存在韌窩。

表 2 總結了鋼和鎳基高溫合金擴散焊最優工藝下接頭的力學性能。

表 2 鋼和鎳基高溫合金擴散焊最優工藝下接頭的力學性能 [11-15]

1.2 鋼與銅、高熵合金等擴散連接

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，界面兩側元素互擴散程度較低，同時主元元素又無較為明顯的冶金化學反應，無金屬間化合物產生。通常通過工藝參數優化，以及添加能與兩側材料具有較好冶金相容性的材料實現二者的緊密連接。因此將這兩類材料組合一并討論。

1.2.1 鋼與銅合金的擴散連接

鋼與銅合金的擴散連接在航空航天、核能領域有著廣泛的應用需求。鋼與銅合金（以 Cu 為基體，含Zn、Al、Ni、Be 等）的擴散連接核心優勢，在于結合鋼的高強度與銅合金的高導電性、高導熱性及耐腐蝕性。這種復合結構廣泛應用于電力電子、軌道交通和航空航天等領域。脆性金屬間化合物的生成及較大的殘余應力是鋼與銅合金擴散連接的難點。

Akbar 等 [16]對 304 不銹鋼與無氧銅進行了直接擴散連接，發現界面生成 Cu-Ni 固溶相，接頭抗拉強度達 153 MPa，是冷拔銅的 66.5%，斷裂模式為銅側延性穿晶斷裂。Sebastian 等 [17]采用 Ni 中間層，發現 Cu/Ni和鎳/鋼界面形成獨立擴散區，825 ℃/30 min/5 MPa 參數下剪切強度最大。Ekrami 等 [18]采用 Ni/Ag 復合中間層擴散連接 316 不銹鋼與純銅。750 ℃下，界面處即可實現良好結合，接頭抗拉強度為 158 MPa，但不銹鋼/鎳界面仍形成 FeNi3金屬間相。

對于擴散連接工藝的改進以及新工藝的應用可以實現更為高效的擴散連接。如 Kaya 等 [19]采用外加電流輔助擴散連接 304 不銹鋼和銅合金。當施加外部電流時，連接試樣的抗拉強度更高，原子的擴散距離更遠。Yuan 等 [20]采用脈沖壓力輔助擴散焊接技術，結果顯示，脈沖壓力有利于減少微孔數量，添加 Ni 中間層后，微孔數量進一步減少。Ni 作為過渡層和阻擋層，可以阻礙 Fe、Cr 和 Cu 元素的相互擴散。

1.2.2 鋼與高熵合金的擴散連接

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、高硬度、優異的耐蝕性及寬溫域穩定性等獨特優勢，是航空航天、核能、高端裝備等領域的“性能革命性材料”。鋼與高熵合金擴散焊接的難點在于脆性金屬間化合物的生成及擴散速率差異導致的成分偏析。

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，擴散能力增強，界面處氣孔消失；在擴散層內沒有發現金屬間化合物，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 不銹鋼擴散連接，發現冷軋變形引起的位錯介導擴散途徑能夠增強界面原子擴散。位錯密度增加時（形變量 20%），擴散活化能會大幅（約 41%）。同時，鐵從 316 鋼到 HEA 的擴散系數從 9.35×10-15 m2/s 顯著增加到 2.15×10-14m2/s，極限抗拉強度提高了 9%。

由于材料自身的遲滯效應特征，高熵合金與異種金屬的緩慢擴散限制了其在實際應用中與其他成分的擴散結合。Gao 等[23]對 CoCrFeMnNi 高熵合金和 304 不銹鋼進行表面機械研磨處理（surface mechanicalattrition treatment, SMAT），在相對較低的溫度下進行擴散焊接。研究結果表明，SMAT 后 Fe 原子的擴散距離顯著增加，HEA/不銹鋼接頭在 850 ℃（約 0.63 Tm，Tm 熔化溫度）下即可達到 320 MPa 的抗拉強度。如圖 5 所示的分子動力學模擬表明，由于晶界處的快速擴散，Fe 在多晶模型中的表觀擴散率明顯高于單晶模型。在實驗中，界面 EDS 線掃描結果驗證了，未作表面處理以及 SMAT 處理 2h 和 4 h 對應的不銹鋼中的 Fe 穿過界面，在高熵合金側的擴散深度依次為 3.1、5.2 和 11.0 μm，證實了 SMAT 表面處理對于界面元素擴散速率具有顯著的提升作用。

表 3 總結了鋼和銅合金、高熵合金擴散焊最優工藝下接頭的力學性能。

表 3 鋼和銅合金、高熵合金擴散焊最優工藝下接頭的力學性能 [16-18,19-26]

1.3 鋼與鋁、鈦、鋯等合金擴散連接

隨著輕量化設計需求的激增，一些鋼合金/與鋼有 IMCs 生成的異種金屬擴散連接接頭得到廣泛應用，如鋁鋼/鋁、鋼/鈦以及鋼/鋯合金等。這些復合結構固然能發揮異種材料良好的性能，但其結構強度與服役性能嚴重依賴界面的連接質量，須重點關注對于界面 IMCs 層的類型、厚度和形貌的調控，抑制其過度生長。

1.3.1 鋼與鋁合金的擴散連接

鋁/鋼復合結構（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/碳鋼的高強度，成為替代單一金屬的必然趨勢。然而，鋁（Al）與鋼（Fe 基合金）的晶體結構、物理性能及化學活性差異顯著，導致其擴散焊接性極差，主要體現在以下 3 個方面：Al 表面極易形成穩定而致密的氧化膜，焊接時氧化膜難以破碎，阻礙原子擴散并引發夾雜物，破壞接頭連續性；連接界面易生成脆性的金屬間化合物，接頭易因孔洞、微裂紋擴展而脆斷；Al 與鋼的熱膨脹系數差異導致冷卻時界面產生顯著熱應力，進一步加劇微裂紋萌生。早在 1999 年，Kuroda 等[27]對 A6061 鋁合金與 SUS316 不銹鋼的直接真空擴散焊進行了較為詳細的研究，其擴散連接壓力為 9.8 MPa，擴散時間 0.3~9.0 ks。EDS 結果顯示界面生成的金屬間化合物主要是Fe2Al5和 FeAl3，且反應層的生長符合拋物線規律。在擴散焊初期，由于表面氧化膜的作用，反應層生長極慢，隨著氧化膜的破碎，反應層按拋物線規律正常生長，其激活能為 187 kJ/mol，生長速度受控于 Fe 原子在 A6061 鋁合金中的擴散；當反應層厚度為 1～2 μm 時接頭強度達到最大值 200 MPa。反應層厚度過小，

母材間擴散反應不充分。厚度過大，反應層易產生孔洞和微裂紋等缺陷。

目前，避免和減少 Fe-Al 金屬間化合物的產生是獲得高強度鋁/鋼接頭的關鍵，在鋁合金和鋼之間添加適當的中間層是限制脆性金屬間化合物生長的有效方法之一，可有效提高接頭的力學性能。Yu 等 [28]采用熱補償電阻擴散焊技術，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明顯的擴散層，其主要成分是 Al（s, s）。界面結構為鋁合金、擴散層、中間層和鋼，有效阻隔 Fe 與 Al 直接接觸。實驗表明，Al/Ni/鋼焊接接頭的

拉伸剪切載荷達到 1793.3 N，是直接擴散焊獲得的鋁/鋼接頭的 3 倍。斷裂主要發生在鋁合金和 Ni 中間層之間的界面，XRD 分析結果證實，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 7075 鋁合金和 304L 不銹鋼進行了擴散接合，并對所得接合界面的力學、微觀結構、納米壓痕和壓痕蠕變進行了評估。結果顯示，在鋁/鋼結合界面上形成了 FeAl3、FeAl2、FeNi3和 Fe3Ni2等金屬間化合物，硬度達 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度，平均抗剪強度僅為 67MPa，約為鋁合金基體的 58%。

表 4 總結了鋼和鋁合金擴散焊最優工藝下接頭的力學性能。

表 4 鋼和鋁合金擴散焊最優工藝下接頭的力學性能 [27,28,29]

1.3.2 鋼與鈦合金的擴散連接

鈦具有密度小、比強度高、耐蝕性優異等優點，純鈦或鈦合金與不銹鋼結合形成的復合構件，既能保留不銹鋼的優良性能，又能減輕質量。航空航天領域中的很多部件，如衛星燃料噴注器及姿態推動控制系統中的部件、航天器的自鎖閥、某些飛行器推進系統的管路連接等，都需要兼有鈦和鋼的優良特性的異種材料復合連接件。2017 年，徐家磊等 [30]等對 TA2 純鈦與 14MnMoVN 鋼的真空擴散焊的研究表明，界面形成斷續的化合物層，主要為 Ti-Fe 金屬間化合物。接頭抗拉強度僅為 182 MPa，遠低于鈦母材和鋼母材的抗拉強度。Chen 等[31]使用真空擴散焊成功實現純鈦和中碳鋼的連接。實驗表明，保溫時間小于 2 h 時，界面未實現完全連接，保溫時間延長至 3 h 時，界面生成 TiC、TiFe、Fe?Ti 混合相，接頭強度隨保溫時間呈先增后降的趨勢（圖 7），斷口上發現層狀結構的 TiC，表明 TiC 脆性相厚度是影響接頭力學性能的關鍵因素。

由于鈦和鋼的物理和機械性能差異極大，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”復合界面。Cu 與 Ti 反應生成 Cu-Ti 金屬間化合物相，但 Cu 與鋼（Fe 基體）形成良好的擴散過渡區，最終接頭抗拉強度提升至 299 MPa，相比于鈦鋼直接擴散焊接接頭的強度有大幅提高，斷裂發生在 Cu-Ti 結合區。Szwed等[33]使用鎳箔作為中間層，對純鈦和 X5CrNi18-10 不銹鋼進行瞬時液相擴散焊接。擴散界面無裂紋，僅在材料邊緣觀察到柯肯達爾孔洞。焊接溫度為 950 ℃時，鈦側的結構由共析混合物αTi+Ti2Ni 和金屬間相 Ti2Ni、TiNi 和 TiNi3層組成，鎳中間層阻止了 Ti 向不銹鋼側的擴散，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，Ti 原子突破 Ni 層擴散至鋼側，生成 FeTi 相，導致接頭強度下降。

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

表 5 總結了鋼和鈦合金擴散焊最優工藝下接頭的力學性能。

表 5 鋼和鈦合金擴散焊最優工藝下接頭的力學性能 [27-36]

1.3.3 鋼與鋯合金的擴散連接

鋯合金因其良好的中子截面、足夠的機械性能和優異的耐腐蝕性而廣泛應用于核工業，鋼與鋯合金的擴散連接集中于核反應堆內部承力構件的一體化制造，如燃料包殼與鋼制端塞、壓力管與鋼制支撐環的連接，旨在通過無焊縫設計提升結構可靠性與抗輻照性能。Zr-2 和 Zr-4 合金的熔點為 1850 ℃，高于銅和鈦的熔點，其與鋼的擴散連接通常在更高的溫度下進行，并且界面處會有脆性相生成與成分偏析。

Abdelatif 等 [37]對 304L 不銹鋼和 Zr-4 合金進行了直接擴散連接，結果表明，在 820 ℃下界面未實現有效連接，原因是鋼和鋯合金化學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由 3層組成的反應區。鋼側的第 1 層（α-（Fe，Cr））和 Zr-4 側的第 3 層（Zr2（Fe，Ni））是單相的。中間層是兩相的（ε-Zr（Cr，Fe）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，結果顯示，鋼/鎳、Ni/Cu、Cu/Nb和 Nb/Zr-2 界面發生了元素的相互擴散，且不存在任何金屬間化合物。870 ℃/2 h 參數下接頭的最大抗拉強度達 400 MPa，所有試樣在銅/鈮或銅層內部斷裂，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/鎳界面未發現金屬間化合物，但在 Ni/Zr 界面處觀察到分層的 Ni5Zr、Ni10Zr7、NiZr 和 NiZr2金屬間相，反應層的寬度隨焊接溫度的升高而增加（圖 8）。900 ℃下接頭抗拉強度達 370 MPa（伸長率 7.9%），但高溫下易發生脆斷。

綜上所述，鋼與異種金屬的擴散連接通過冶金結合實現結構一體化，接頭兼具鋼的高強度、高韌性及異種金屬的獨特性能，是高端裝備輕量化、高性能化的關鍵技術。其中，脆性金屬間化合物生成、界面殘余應力、擴散速率差異與成分偏析，是獲得鋼與異種金屬高質量接頭的難點，未來通過新型中間層設計、先進工藝創新等手段，有望突破技術瓶頸，推動復合擴散接頭在航空航天、核能、電力電子等領域的更廣泛應用。

2、鎳合金與異種金屬擴散連接

鎳基合金以其良好的力學性能及優秀的加工性、耐腐蝕性，目前廣泛應用于航空航天、能源等領域 [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生化學反應；同時又由于鎳金屬對于雜質元素具有高度敏感性，因此在使用常規熔焊技術對其進行連接時接頭內易形成塊狀金屬間化合物和凝固裂紋，焊接殘余應力和變形大，導致焊縫惡化 [43- 44]。擴散焊接可以在避免裂紋的同時，使組織表現出連續的微觀結構和較高的接頭強度。而針對異種鎳合金之間以及鎳/銅合金之間的擴散連接，由于界面兩側冶金相容性較好，固溶度較高，其較為適合直接擴散連接。研究工作應更關注于對于該異種材料體系擴散連接的工藝參數優化，或者低熔點中間層的實現液相擴散焊，以及連接溫度的降低，避免高溫對于母材性能的損傷。

2.1 異種鎳合金間的擴散連接

鎳基高溫合金因其優異的高溫強度、卓越的抗氧化/耐腐蝕性能及良好的組織穩定性，成為制造航空發動機、燃氣輪機等熱端部件的關鍵材料。隨著裝備性能的不斷提升，單一牌號的鎳合金往往難以滿足同一部件在不同部位對承溫能力、力學性能及環境耐受性的差異化需求。因此，異種鎳基高溫合金的擴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，兩側母材的冶金相容性較好，選取合適的工藝參數較易實現二者的可靠擴散連接。

Peng 等 [45]通過固定擴散焊接溫度為 1120 ℃，擴散壓力 10 MPa 下，對 DD5 單晶高溫合金與 GH4169多晶高溫合金采用 90~180 min 的擴散焊接，并在 730 ℃/180 min 的時效工藝條件下，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，整個接頭處γ'相的大小、分布和形貌均有差異。在 1120 ℃擴散焊接 180 min 后，并在 730 ℃下進行額外時效處理 180 min 后，γ'顆粒形貌由近立方形變為不規則形。此外，在 1120 ℃/10 MPa/180 min 下焊接，并在 730 °C 下時效加熱 180 min時，接頭的最佳抗拉強度為 1058 MPa，斷裂發生在母材區。原位拉伸實驗表明，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 的晶粒結構。

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

研究了不同焊接溫度和時間對 TLP 接頭微觀組織和力學性能的影響。TLP 接頭形成了明顯的擴散影響區和等溫凝固區，且區域寬度及 GH4169 的擴散影響區中細晶粒尺寸隨著擴散焊接溫度和時間的增加而增加。硼原子會在 GH4169 的擴散影響區的晶界處積累。TLP 接頭的形成順序為 BNi-2 填充合金的熔化，接著形成 M5B3 型沉淀，隨后從 DD5 側到 GH4169 側等溫定向凝固，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構，抗拉強度（928.63 MPa）和斷裂應變（1.62 %）達到了 DD5 母材抗拉強度的86.8%和斷裂應變量的 51.7%。

在鎳基合金的擴散連接中，銅也是較為常見的中間層材料，因為 Ni-Cu 在擴散焊接過程中傾向于形成固溶體，可以實現更低溫度的擴散連接，然而由于純銅強度較低，Cu 通常作為合金元素出現在合金中間層中 [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、低膨脹系數等性能，又具備高延展性、高導電導熱性等特性 [49- 50]，在散熱結構中具有廣泛的應用。Wang 等 [51]采用不同厚度 Cu 中間層對GH4099/Mo-Cu 擴散連接接頭進行了對比分析，其采用的方法是 PVD 制備 Cu 中間層，在一定的工藝參數下進行連接。結果表明，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，采用真空擴散連接 Cu-0.15Zr與 GH3030 合金。結果表明隨著焊接溫度的升高，擴散區寬度增大，擴散區孔洞減少，α-Cu 相、富 Cr、Ni、Al 碳化物相在界面中分布均勻。在 750 ℃時，強化相數量增加，但出現了許多 Kirkendall 空隙，同時該溫度下嚴重軟化的 Cu-0.15Zr 導致接頭發生較大變形，拉伸試樣在 Cu-0.15Zr 側斷裂。由此可以看出，由于純 Cu 熔點較低，限制了其在高溫復雜環境下的應用，同時 Cu-Ni 固溶體的強度也限制了接頭力學性能的提升。未來鎳基合金/銅合金擴散焊接將需要實現 400~600 ℃服役環境下高熱流、高可靠、長壽命異質結構件的工程化制造，因此，通過工藝改進和中間層的選擇，來擴大焊接工藝窗口，提高接頭的質量具有重要的研究意義。

2.2 鎳與鈦合金的擴散連接

在航空航天等領域，鎳基高溫合金與輕質高強鈦合金的綜合應用滿足了部件對于輕量化與耐高溫的雙重要求[53-54]。例如在航空發動機的減重設計 [55]中，鎳/鈦合金異種材料零部件的焊接得到了廣泛應用。而傳統的熔焊利用局部加熱和較高的加熱和冷卻速率，會使接頭內存在較大的殘余應力，誘使裂紋的產生，而目前采用擴散連接工藝，則可以較好保留母材的優良性能同時降低內應力。此外，又由于二者材料間在焊接過程中易發生劇烈的化學反應生成金屬間化合物，因此，對于化合物的調控也是鎳/鈦合金擴散連接研究中的重點關注方向。該部分對以鎳/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行討論。

目前相關學者針對采用中間層的方法實現鎳/鈦異種材料擴散連接開展了廣泛的研究。Li 等 [55]設計了一種高熵夾層（TiZrHfNb）95Al5，用于 Ti2AlNb 與 GH4169 的真空擴散連接。研究了擴散焊接溫度對所得接頭界面微觀組織形貌、力學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，隨著擴散焊接溫度的升高，界面反應層厚度逐漸增大，剪切強度逐漸增大，最高剪切強度達到 376 MPa。GH4169 側存在最高顯微硬度區域，為 11.79 GPa，主要由(Ti, Zr, Hf)(Ni, Nb)和(Cr, Ni, Fe)ss 相組成。同時，該區域附近形成的界面兩側彈性模量有較大差別。斷口表面形貌表現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，逐漸擴展至(Cr, Ni, Fe)ss相。

?etinkaya 等 [56]通過實驗研究了 Ni 和 Ti-6Al-4V 材料擴散連接的微觀組織和界面反應。采用銀箔作為中間層改善層間和連接質量。在 5 MPa 壓力下，分別在 850 、900 和 950 ℃的擴散溫度下保溫 60 min。研究發現，富銀區域呈現低硬度值，在壓力為 5 MPa，950 ℃的工藝溫度下，保溫 60 min 實現了可靠的擴散連接，最高接頭強度為 244 MPa。Zhou 等[57]分別以銅箔和銅鈦合金作中間層，擴散連接 TiAl 合金與 GH3536高溫合金，在 935 ℃/10 MPa/1 h 工藝參數下，采用銅箔中間層的接頭主要由 Ti（Cu、Al）2、AlCu2Ti 和AlNi2Ti 相組成。整個接頭出現少量微裂紋，相應的室溫平均抗剪強度僅為 31 MPa。在 935 ℃、3 MPa 和10 min 的工藝參數下，利用 Cu-Ti 雙夾層也可實現二者的擴散連接，在接頭中心部分可見 Cu-Ti 夾層的殘余相，厚度約為 5 μm。將保溫時間延長至 1 h，中間層與母材均擴散完全，接頭的最大抗剪強度為 180 MPa。

在 20 MPa 的壓力和 2 h 的保溫時間下，接頭中形成了 AlNi2Ti 相，其平均剪切強度下降到 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界面處，Cavaleiro 等[58]對比研究了使用磁控濺射 Ni/Ti納米多層中間層和Ni/Ti商業微米箔片作為中間層材料的NiTi與Ti-6Al-4V的擴散行為。連接過程利用Ni-Ti系統的放熱反應特性，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現了良好的焊接接頭。

在擴散連接之前，將總厚度為 2.5 μm、調制周期為 12 或 25 nm 的 Ni/Ti 多層沉積到母材上?；蛘撸谀覆闹g放置 20 個交替的微米箔片。將材料通過感應加熱到擴散連接溫度，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，需要加熱到 650 ℃來促進連接，而使用多層涂層材料時，在 600 ℃時就獲得良好的接頭。

Jian 等 [59] 在 950 ℃對 Ni80Cr20 合金與 TC4 合金進行了真空擴散連接，并研究了中間層對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 層的生長速率隨著保溫時間的延長而增加，Ni和 Cr 元素在 Ti(Ni，Cr)3 + CrSS反應層中呈現互補的特征。當 Cu 箔作為中間層時，Ti 和 Cu 原子的不對稱擴散導致 Kirkendall 孔洞降低了 Ni80Cr20/TC4 接頭的界面結合強度。Cu+Ti 復合中間層在擴散連接過程中促進在 950 ℃下形成界面液相，固體擴散是 Cu 和 Ni 原子在形成瞬態液相之前的主要擴散模式。晶界通常被認為是固體擴散過程中原子的快速擴散路徑，在高溫下，液相通道使高能原子在晶界處的擴散變得容易。

在 30 和 60 min 的保溫時間下，Cu+Ti 復合夾層接頭的顯微硬度峰值遠高于其他兩種。以 Cu+Ti 為復合夾層，保溫 90 min 時接頭最大抗剪強度為 72.4 MPa。裂紋沿脆性 TiCu 相邊界擴展，在應力集中較高的區域，裂紋可以穿過脆性相并擴展到精細的微觀組織。

Zhang 等 [60]通過使用 Nb 和 Nb/Ni 中間層擴散連接氫化 TC4 合金與 GH3128 高溫合金接頭。研究了不同保溫和持續時間對氫化 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。

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

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

目前對于鎳基合金與鈦合金擴散連接工藝較為成熟，主要是通過優化工藝參數或改進工藝方式降低擴散連接溫度，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母材的反應也是一種研究思路。但目前的工業生產中，鎳/鈦合金擴散連接仍然存在脆性相導致力學性能較低和殘余應力大等問題，尤其在高溫服役時，鎳基合金側會產生比鈦合金更強烈的形變，導致內應力增大引起開裂。在未來的研究中，應研發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力，以支撐復雜使用環境下輕質結構設計及應用。

3、鈦合金與異種金屬擴散連接

鈦合金憑借其優異的性能，如高比強度、低密度、優異的耐腐蝕性和生物相容性等特點，被廣泛應用于航空航天、能源、生物醫學等領域。而在這其中，Ti-6Al-4V(TC4)鈦合金是目前應用最廣泛的鈦合金，占據了超過 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生化學反應生成金屬間化合物。因此，針對鈦合金與異種金屬的擴散連接，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，通過界面原子互擴散即可形成緊密結合的擴散接頭，具有獨特的技術特點，因此，本文對于該材料組合展開單獨討論。

TA15 鈦合金是一種近α型鈦合金，同時兼具α型鈦合金的熱穩定性和α+β型鈦合金的塑韌性[63]。Li 等 [64]采用擴散焊接制備了 TA15/TC4 異質層壓板。在合適的參數(900 ℃/1 h/8 MPa)下，得益于兩者均以可焊性良好的α相為基質，界面處除極少量氣孔，接合良好，晶粒充分擴散，較硬的β相得到細化。該層壓板具有良好的力學性能，除屈服強度低于 TC4 母材，抗拉強度和伸長率均略高于兩種母材。TC17 鈦合金是一種近β型鈦合金，具有優異的斷裂韌性和抗疲勞性能，可用于飛機發動機風扇葉片 [65]。Sun 等 [66-67]對 TC4/TC17 擴散界面的微觀組織和晶體結構進行了研究。隨著連接溫度、保溫時間、壓力的提升，界面處孔洞的尺寸顯著減小，結合率明顯提升?？锥赐ǔＰ纬膳c TC4 一側或者α相界面晶界處，這可能是由于擴散與塑性變形的協同作用，原子從β相向界面孔洞的擴散速度快于從α相擴散，并且β相的塑性變形能力優于α相。由于 TC17 側顯著的α→β相變效應增強了 TC4 與 TC17 的相互滲透，使得連接界面發生明顯變形而變得彎曲，這有助于提升接頭的強度。此外，Sun 等通過高分辨透射顯微鏡和選區電子衍射分析，發現界面處晶體結構分布為 bcc-Ti(TC17)/fcc-Ti/晶格畸變層/hcp-Ti(TC4)。

以 TB5、TB8 為代表的亞穩β型鈦合金，強度高，熱處理能力強，且具有優異的冷成型性能，被廣泛用于航空航天[68]。Li 等[69]對比了有/無 Ti 箔對 TB5/TC4 擴散界面的影響。在未添加 Ti 箔時，連接界面可分為兩層：靠近 TB5 一側的α相和β相細晶層以及靠近 TC4 一側的由α相粗晶和β相枝晶組成的反應層。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 ℃)會發生α相向β相的完全轉變，在隨后的爐冷過程中α相析出物可逐漸成核并生長，多個α相析出物相互包裹

并進一步生長，因此 Ti 箔呈現出粗大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、高強度、高蠕變抗力等優點，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 TiAl 與 TC4 合金進行了直接擴散連接，發現連接界面主要由 B2 相(β-Ti 的有序相)和α2相(Ti3Al)兩層反應層組成，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對接頭的力學性能造成不利影響。在 Ti2AlNb/TC4 擴散接頭中[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相的轉變。

此外，TC4 一側還額外生成了一層 B2 相，這得益于 Nb 元素的擴散，促進了 TC4 母材中的α相向β相轉變。Zhao 等[75]采用 CoCuFeNiTiV0.6高熵合金作為中間層，期望利用高熵效應，以減少 TiAl/TC4 擴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的 Al(Cu, Ni)Ti 和 Al(Co, Ni)2Ti化合物層，后續的剪切試驗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 TiAl 和 Ti2AlNb 合金進行擴散焊接。研究發現，TiAl 側反應層為α2/α-Ti/α-Ti+β-Ti 三層，而在 Ti2AlNb 一側，由于 Al 元素含量的降低以及 Nb 元素含量的升高，未發現α2 相。精細的α-Ti/α-Ti+β-Ti 反應層結構有效緩解了 TiAl/中間層界面處的應力集中問題，接頭的抗拉強度弱于 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發生化學反應，通常伴隨硬脆的二元或三元金屬間化合物生成，這對于鈦與異種金屬件的擴散連接有不利的影響。本小節以應用較為廣泛的鈦/銅和鈦/鋁異種材料擴散連接為典型組合進行單獨討論。針對該材料體系擴散連接的研究主要以抑制金屬間化合物的產生和降低界面殘余應力為主。

3.2.1 鈦與銅合金的擴散連接

Ti/Cu 復合構件兼具鈦合金的高強度、密度低、耐蝕以及銅合金的高導電、高導熱的特性，應用前景廣闊。然而，Ti 和 Cu 之間的物理性能如熔點、熱膨脹系數差距極大，且直接連接易產生 TixCuy脆性化合物，導致 Ti/Cu 的焊接性很差。目前，國內外學者主要通過添加中間層或調控工藝參數改善 Ti/Cu 的連接界面。

Aydin 等[77]對電解銅和 TC4 合金進行直接擴散連接。研究發現，連接界面處由 Cu4Ti、Cu2Ti、Cu3Ti2、Cu4Ti3 和 CuTi 多種脆性化合物組成，接頭剪切強度僅為 28 MPa。Wu 等[78]采取焊后兩步緩冷的工藝方式對 T2 銅和 TC4 合金進行擴散連接，在冷卻過程中分別在 760 和 500 ℃分別保溫 5 min。研究發現，當連接溫度低于 880 ℃時，連接界面為β-Ti+Ti2Cu+Ti3Cu/Ti2Cu/TiCu/TiCu2/TiCu3/TiCu4，如圖 12 所示，而高于880 ℃時 TiCu3和 TiCu4相轉化為 TiCu 和 TiCu2相，故反應層由 6 層轉變為 4 層。采用兩步緩冷工藝降低了接頭殘余應力釋放速率，可以有效地抑制接頭界面的開裂傾向，剪切強度也提升至 111 MPa，斷口出現大量凹坑，表面接頭有較好的韌性。該學者在此基礎上，添加 VCrAl1.86Ni1.86共晶中熵合金(EMEA)作為中間層 [79]，研究發現，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。

接頭的剪切強度提升至 215MPa，接頭仍斷裂于 T2 銅一側，這是因為 EMEA/T2 界面處各相間晶格錯配度較大。

3.2.2 鈦與鋁合金的擴散連接

Ti/Al 復合構件因其密度低、強度高、耐蝕性好等優點而備受關注。與 Ti/Cu 類似，Ti 和 Al 的焊接難點也在于物理性能差異大，且易產生 TiAl3 脆性化合物。Alhazaa 等[80]采用 Cu 箔作為中間層，對 Al7075與 TC4 合金進行瞬時液相擴散焊。研究發現，在 Al 合金內部晶界處形成了包括 Al2Cu、Al2Mg3Zn3和 Al13Fe在內的共晶相，而在 Ti/Cu 界面處生成了 Cu3Ti2相。Mofid 等學者 [81]則對比了直接采用 Cu-37Zn 箔片和通過熱噴涂工藝在 Al2024 合金表面制備 Cu-Zn 層，對于 Al2024/TC4 接頭的影響，如圖 13 所示。結果表明，通過熱噴涂制備中間層得到的接頭強度相較于直接采用箔片的強度提升了近 80%(24.8 MPa→44 MPa)。作者認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，這會提高 Ti 和 Al 元素在界面處的擴散勢能，加快擴散速率，從而進一步提升連接界面的結合強度。

4、銅合金與異種金屬擴散連接

銅合金具有優異的導電性、導熱性（紫銅熱導率約 400 W/m?K）及塑性變形能力，由于材料屬性的特殊性質，銅合金通常集中應用于傳熱、散熱以及導電過渡接頭等場合。如在航空航天領域，發動機噴管等熱管理部件，需同時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定性、變形小、優異的高溫強度，使其在極端服役環境下具有獨特優勢。為充分利用銅的高導熱能力和難熔金屬的熱穩定性，實現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、電力電子設備等領域，注重結構輕量化與高導電能力，鋁的密度約為銅的 30%，成本不足銅的一半。因此實現銅/鋁的有效連接既可減輕系統質量又能節約成本 [82]。該部分主要圍繞銅/難熔金屬及銅/鋁這兩個典型的銅合金與異種金屬擴散連接需求的場景展開。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散連接溫度下冶金相容性較差，原子互擴散程度有限。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這兩種擴散材料體系的研究。

4.1 銅合金與難熔金屬擴散連接

銅合金與難熔金屬擴散連接的主要問題是界面冶金結合能力弱以及連接界面的熱應力問題。銅合金的熱膨脹系數約為 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差異導致界面通常保有較高的應力水平，降低了接頭的機械性能 [83]。另一方面，常規條件下銅與難熔金屬難以形成固溶體或化合物，可以發現在 Cu 的熔點以下，Cu 與難熔金屬并無相互作用，兩相單獨存在。為解決上述問題，研究人員提出了兩種方案：優化工藝參數及添加中間層擴散連接，表 6 列舉了 Cu 與難熔合金擴散連接的相關研究。

擴散連接的主要工藝參數包括連接溫度、壓力及保溫時間，為實現 Cu與難熔金屬的可靠連接，可從上述 3 個角度入手，如提高連接溫度至 Cu 熔點的 80%~90%，T≈0.8~0.9Tm(Cu)，或在高壓狀態下長時間保溫。Huang 等[84]利用高溫高壓長時間保溫的方法有效實現了 Cu-W 直接擴散連接，選取的連接溫度為980 ℃(約為 Cu 熔點的 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，可以發現 Cu 與 W 之間發生了相互擴散，擴散層厚度約為 22 nm，實現了界面冶金結合。接頭最高抗拉強度為 172 MPa，呈現韌性斷裂，斷裂位置靠近接頭的 Cu 合金處。Wu 等 [85]利用分子動力學深入探討了 Cu-W 直接擴散連接機理，研究發現 W 原子的擴散激活能大于 Cu 原子，因此擴散連接過程的動力學行為應該是 Cu 原子向 W 一側的擴散，Cu 原子沿著晶體缺陷擴散，擴散層厚度和原子無序度隨連接溫度和保溫時間的延長而增加。擴散系數受連接溫度和金屬蠕變的雙重影響，因此保溫時間過度延長可能會導致擴散效果不理想，這為 Cu/W 擴散連接工藝參數優選提供了新思路。

由于 Cu 很難與難熔合金發生相互作用，且過度提高連接溫度或延長保溫時間會對 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避這一問題。同樣對于 Cu-W 合金，當采取填加 AgCu 中間層的方式進行擴散連接時，連接溫度和保溫時間相對直接擴散連接更低 [86]，如表 6 所示。

表 6 Cu 與難熔合金的擴散連接：材料體系、中間層、參數、強度 [85-89]

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

4.2 銅與鋁合金的擴散連接

Cu-Al 高質量擴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，導致影響接頭性能。

Wei 等[90]研究發現，Cu-Al 直接擴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，抗拉強度小于 5 MPa。經考察，Ni 與 Cu 和 Al 均具備較好的相容性，采用 Ni 作為擴散連接中間層，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 的擴散進而減少了金屬間化合物的厚度，接頭抗拉強度提高至約 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 原子的擴散，研究發現，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。同時發現，Ag 的引入使 Cu-Al 接頭電化學腐蝕電位顯著提升，改善了接頭耐腐蝕性能。

表 7 Cu-Al 擴散連接：中間層、參數、接頭典型組織 [90-91]

5、鋁合金與異種金屬擴散連接

鋁合金因其卓越的比強度、優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略性結構材料 [92-94]。航天燃料貯箱通過 2060 鋁鋰合金擴散連接，實現壁厚減薄 40%，結構效率提升 25%。鎂合金作為最輕的金屬結構材料（密度 1.74 g/cm³），與鋁合金組合可實現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域具有廣闊的應用前景廣闊。該部分主要介紹鋁合金擴散連接及鋁合金與鎂合金擴散連接技術 [95-97]。由于涉及鋁合金的異種金屬擴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散連接進行展開。

5.1 異種鋁合金擴散連接

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

針對去膜問題，學者們開發了多種新型焊接形式，如表 8 所示。

Zhao 等[98]創新性提出了保留氧化膜并在空氣中低溫連接 Al 合金技術。采用 Zn 中間在 360 ℃下實現了 6060 鋁合金擴散連接。研究發現，Zn 通過氧化層的裂紋擴散到 Al 合金中，接頭典型組織為：Al/擴散層/氧化層/Zn/氧化層/擴散層/Al，如圖 16 所示。擴散層由 Zn-Al 共析體組成，氧化層由納米晶和非晶 Al2O3組成，接頭最高抗剪強度約 30 MPa，該方法成功驗證了空氣氣氛下鋁合金連接的可行性。Yan 等[99]開發了超聲輔助擴散連接技術，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。研究發現 Zn 元素和超聲振動能夠促進 Sn 在鋁合金中的擴散，接頭主要由 Al/Al 界面組成。超聲振動通過聲空化效應可以使氧化膜破裂，為元素擴散提供通道。該方法在 300 ℃即可實現鋁合金擴散連接，在 400 ℃的測試溫度下，接頭抗拉強度仍維持在母材的 78%。

鋁合金擴散連接的參數選取對連接質量至關重要，溫度或壓力過高鋁合金變形率大，可能破壞原始結構，而較低的連接溫度又很難實現有效結合。Liu 等[100]采用純鋁作為中間層擴散連接 6061 鋁合金，研究表明，相較于直接連接，接頭有效結合率提高了 11%，變形率減小了約 24%。該學者認為，連接質量的改善與濃度梯度驅動下的原子擴散密切相關，中間層 Al 含量高于母材，在連接過程中純 Al 中間層的 Al 原子在濃度梯度驅動下向母材側大量擴散，加快了焊接進程，有效提升了接頭質量。

表 8 Al 合金擴散連接 [98-101]

5.2 鋁與鎂合金擴散連接

根據 Al-Mg 相圖可知，Al 和 Mg 具有良好的反應性，Al-Mg 直接擴散連接接頭易生成脆性金屬間化合物，對接頭性能造成影響 [102]。Balasubramanian 等[103]系統性探究了 AA6061 鋁合金與多種牌號鎂合金擴散連接的最佳工藝窗口（表 9），建立了含工藝參數的鎂合金和 AA6061 鋁合金擴散連接接頭剪切強度的經驗關系，在 95%置信水平下，該經驗關系可有效預測擴散連接接頭的剪切強度。

表 9 鋁合金與鎂合金優選擴散連接參數 [103]

Al 合金與 Mg 合金直接擴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散決定了 Mg-Al 化合物形成的化學反應過程。在 Mg 晶界附近發現了塊狀 Mg3Al2化合物，Mg3Al2為面心立方結構與 Mg 基體和擴散區匹配度很高，有利于提高 Mg/Al 擴散連接接頭的強度和抗裂性。

針對 Al-Mg 擴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。Pan 等[106]采用 Zn-Sn 中間層擴散連接 Mg/Al，有效降低了連接溫度并提高接頭強度。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 擴散連接溫度約 70 ℃，但受 Mg/Zn界面擴散和反應的限制，連接溫度范圍較窄，連接溫度的微小變化對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。研究發現 Ni 中間層有效阻礙了 Mg-Al 之間可能的不良界面反應。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，且接頭抗拉強度增幅約 70%。

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

6、低溫擴散連接

除了前文所述的針對不同材料以及異種材料體系的常規擴散連接外，目前擴散連接技術正向低溫、高精度與快速連接等方向發展。以低溫擴散連接為代表的擴散連接新工藝的開發與研究近年來得到了日益增長的關注。

為獲得較高的連接強度，常規擴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）下進行。首先，經歷擴散連接的高溫熱循環后，母材晶粒粗化，力學性能降低。其次，高溫下材料容易發生塑性變形，降低了擴散連接的精度。因此，尋求更低連接溫度一直是研究的前沿與追求目標。目前，低溫擴散連接主要思路是通過對連接表面進行處理，以降低擴散激活能，從而實現后續的低溫擴散連接。連接表面處理的主要方法包括制氫、離子活化和表面細晶處理。

6.1 置氫

置氫技術是一種通過向金屬材料表層引入氫原子作為臨時元素的表面改性方法，本質上是利用氫的間隙擴散特性來激活材料表面，從而增強原子互擴散能力，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，利用表面置氫可以改善金屬材料表面的塑性[116-117]，促進擴散連接過程中的界面材料物理接觸，從而實現低溫擴散連接。

有研究表明，鈦合金經過置氫處理后，其擴散連接性能呈現顯著變化。Liu 等[110]通過控制氫含量（0wt.%~0.5 wt.%）對 Ti-6Al-4V 合金進行表面置氫處理，并與純鈦進行低溫擴散連接。研究發現，隨著氫含量增加，β-H 相體積分數逐步提升，當氫含量達到 0.3wt.%時，開始形成 fcc 結構的δ鈦氫化物，而 0.4wt.%以上氫含量，則誘發針狀α馬氏體相變。這種具有較好塑性的馬氏體相提高了擴散接觸面積，同時，焊接中的脫氫反應提高了鈦合金表面活性以及界面元素擴散速率。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.%氫含量樣品則實現近乎完全的界面結合。

除鈦合金外，表面置氫處理也可以實現 Zr-4 合金的低溫擴散連接。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，使后續擴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構。分析認為，擴散過程中氫化物（α向β-Zr 相）的相變使得接頭的塑性變形增加，并導致界面處積聚的高密度位錯。高能量的高密度位錯促進了界面晶界的遷移和動態

再結晶，從而使得擴散連接界面基本消失，最終在 700 ℃/15 MPa/60 min 條件下獲得剪切強度達 257 MPa的接頭，相當于母材強度的 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與擴散連接相結合，可以改善材料界面的擴散行為，實現低溫擴散連接。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，對其進行表面離子清洗后表面活性增強更加速了其氧化膜的生成，因此，通常需要在如圖 19 所示的可實現聯動傳送動作的真空腔室中進行前序表面離子活化與后序低溫擴散連接兩個過程[121]，整個過程全程在真空氛圍中進行。郭萬博等[118]采用 900 eV 轟擊能量的氬離子對 AZ31B 鎂合金表面進行了離子清洗，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現了 AZ31B 鎂合金自身的擴散連接。

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

與鎂合金類似，鋁合金的擴散連接也受限于表面致密的氧化膜影響，難以獲得高質量擴散連接接頭。而根據 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，擴散界面接觸面積增大，有利于界面擴散連接。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，界面由于發生擴散誘導再結晶，新生成的晶粒占據原先的界面位置，連接線消失。

離子清洗后低溫擴散連接接頭剪切強度為 45.9 MPa，相比于未處理的擴散連接接頭強度提高了 60%。

6.3 表面細晶處理

接觸界面的原子相互擴散是擴散連接過程中的一個重要過程。而短路缺陷（晶界或位錯）的引入會對相互擴散過程產生強烈影響，一般而言，原子擴散速率通常沿著這些缺陷顯著增加[122]。實驗證明，沿晶界的擴散率比晶格中的擴散率高幾個數量級[123]。具有高密度晶界的細晶材料中的原子擴散速率預計將遠高于粗晶材料。因此，通過以表面機械研磨處理（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）方式對塊體材料表面進行細晶處理，可以提高界面擴散系數，降低擴散連接溫度。

Lin 等[124]使用 SMAT 技術在純 Ti 板上制備了細晶結構表面層，并在 750 ℃/30 min/5 MPa 條件下實現了純鈦的低溫擴散連接，連接溫度比未進行表面細晶處理的接頭降低了至少 100 ℃。由于擴散溫度遠高于納米晶 Ti 的失穩溫度，因此原始納米結構表層發生了完全再結晶和顯著的晶粒生長。晶界能計算表明，新形成的晶界中保持了高能非平衡狀態，這可能主要歸因于晶格的不完全弛豫和。這些高能非平衡晶界在低溫擴散中充當超快原子擴散路徑。對于鈦/鋯異種金屬接頭，其擴散溫度通常高于 800 ℃，而 Li 等[125]通過SMAT 技術在界面引入超細晶結構，可以提高互擴散系數，從而在最低 650 ℃下實現了二者的有效連接。

圖 21 為不同溫度下 SMAT 處理表面獲得的鈦/鋯擴散界面。結合力學性能結果，隨著溫度的升高，界面擴散深度之間增大，對應接頭剪切強度也逐漸升高。

表面細晶處理實現低溫擴散連接的方法適應性較廣，理論上適用于所有晶體金屬材料。對于不便進行表面處理的塊體材料，可通過針對中間層的機械細晶處理來實現界面快速擴散和低溫連接。根據 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 的納米超細晶純鎳，再將其應用于 Hastelloy-X 合金的擴散連接中，獲得的不同連接溫度下的界面顯微組織 EBSD 圖如圖 22 所示。納米細晶層促進界面處擴散誘導再結晶的形成，使得溶質元素可以以比靜態晶界大幾個數量級的速率沿移動邊界快速擴散。所獲得的接頭的最大抗拉強度達到 833 MPa，幾乎與母材強度相當。在 700 ℃下即可實現界面有效連接，與加入細晶處理中間鎳層的 Hastelloy-X 合金擴散接頭連接溫度相比降低了 250 ℃以上。

與 SMAT 實現細晶處理的機制類似，表面噴丸處理是通過高動能小球與材料表面碰撞，對處理材料施加壓應力實現其塑性變形和高密度位錯，誘導其再結晶形成細小晶粒。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 的超細晶結構。由于表面嚴重塑性變形，Ni3Al 合金中的有序 L12結構的γ'相轉變為無序的γ固溶體相。經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度為 532 MPa。經過 1000 °C/2 h 的擴散連接后，近界面的原始納米晶粒雖然已經發生了粗化，在界面附近形成新的細晶粒區，但仍保留遠低于母材晶粒的尺寸。

Han 等[128]通過噴丸工藝對 TA17 鈦合金和 0Cr18Ni9Ti 不銹鋼表面進行處理，分別制備了平均晶粒尺寸約為 33 和 50 nm 的超細晶表面，大大增強了二者的界面擴散能力。研究表明，噴丸細晶處理后，TA17鈦合金中 Fe 原子的擴散激活能比粗晶樣品減小了 65%，Fe 原子的擴散系數在 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度。

綜上所述，置氫、表面離子活化以及表面細晶處理，均可作為實現低溫擴散連接的表面處理方式。根據不同金屬的特性以及擴散連接的需求，可選擇對應的表面處理方法。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散系數；對于鋁、鎂等活潑金屬，其表面易生成致密氧化膜，阻礙擴散的正常進行，可考慮采用表面離子清洗的方式去除氧化膜和雜質，激活界面擴散，實現低溫擴散連接；而對于表面機械細晶處理，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，從而提高界面擴散能力，實現低溫擴散連接。

7、總結與展望

異種金屬擴散連接作為實現高性能輕量化結構的關鍵固相技術，其核心在于通過熱-力耦合作用下界面原子的互擴散與冶金反應實現可靠結合。本文系統綜述了鋼/鎳/鈦/銅等合金以及鋁鎂等輕質金屬等典型材料體系組合的擴散連接界面行為、工藝優化與性能調控策略。研究表明，界面反應層的形成與演化直接決定接頭性能，通過中間層設計及連接參數（溫度、時間、壓力）的調控，可有效抑制脆性金屬間化合物的連續生長，促進形成彌散強化相與韌性過渡層。此外，低溫擴散連接具有界面化合物生長抑制，以及接頭形變量極小等優勢，可實現低溫、低壓下的高質量連接。

未來有關異種材料擴散連接的研究重點應集中于以下幾個方向. 1) 深入揭示連接過程中界面原子的遷移規律、反應相的形成與演化動力學，運用跨尺度模擬方法（從第一性原理到有限元分析）揭示界面反應動力學與應力演化機制。通過將精細的實驗表征、多尺度計算模擬與創新的工藝設計（如外場輔助、納米中間層）相結合，實現對這些過程的精確預測與主動調控。

2) 以異種材料連接的應用場景為導向，開發低應力無缺陷的擴散連接新工藝新方法，進行多場耦合下的異種材料擴散連接殘余應力測量與調控策略開發。同時結合先進原位表征技術，如高溫 SEM 與同步輻射 X 射線成像，實現對擴散路徑、相變行為與缺陷形成的動態觀測。

3) 借助人工智能與材料基因工程等新興技術，在連接材料設計與工藝優化中實現輔助研究，以新技術優勢對異種金屬擴散連接技術中存在的，如工藝參數優化，以及工業控制等研究工作進行智能化升級或替代。推動包括擴散連接先進工藝裝備以及微觀層面原子擴散行為仿真等領域的研究，進一步向智能化控制、高性能高通量開發計算等方向發展，為高端工業領域提供更為可靠的連接解決方案。

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（注，原文標題：異種金屬材料擴散連接研究進展）

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