異質(zhì)材料連接研究進展

鐘素娟 張麗霞 龍偉民 賈連輝 吳銘方 張鳳林 金李梅

摘要：異質(zhì)材料的連接可以最大程度發(fā)揮材料各自的性能，具有良好的應用前景。然而異種材料的物理、化學性能差異較大，易出現(xiàn)化學不相容、界面化合物過量生成、界面受熱不均、接頭應力過大等難題。分析介紹了近些年來異種金屬及金屬與陶瓷的連接的研究現(xiàn)狀，主要包括鈦-鋼、鋁-銅、鎂-鋁、鋁-鐵幾種常見異種金屬的不同焊接方法及效果;氧化物陶瓷、碳化物陶瓷、氮化物陶瓷以及復相陶瓷與金屬的連接。以期為今后的相關(guān)研究提供借鑒，為研究新異質(zhì)材料體系的連接奠定基礎(chǔ)。

關(guān)鍵詞：異質(zhì)材料;連接;界面反應;潤濕;殘余應力

中圖分類號：TG457? ? ? ? ? ? 文獻標志碼：A? ? ? ? ? ?文章編號：1001-2003（2020）09-0118-16

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.09.13

0? ? 前言

異質(zhì)材料的連接，是指兩種或兩種以上的不同材料（化學成分、金相組織及性能等不同），在一定條件下進行連接進而形成完整結(jié)構(gòu)的過程。異質(zhì)材料連接由于能發(fā)揮材料各自的優(yōu)良性能，在機械、化工、石油、天然氣、電子、醫(yī)療器材、航空航天等領(lǐng)域具有廣闊的應用前景。但異質(zhì)材料間線膨脹系數(shù)、熔點、氧化性、熱導率、比熱容等物理化學性能的差異會嚴重影響異質(zhì)材料間的焊接性。目前，異質(zhì)材料的連接方法種類繁多，例如金屬與金屬的連接中常應用摩擦焊、熔焊、超聲波釬焊、真空釬焊及擴散焊等;在金屬與陶瓷的連接中，由于金屬與陶瓷的性能差異過大，多采用釬焊及擴散焊;而在新型功能材料的連接中，考慮到連接溫度等因素，多采用低溫釬焊及回流焊。

異質(zhì)材料的連接主要存在以下問題與難點：①異質(zhì)材料因化學性能差異大往往出現(xiàn)潤濕及相容困難的問題。②在界面反應過程中由于異質(zhì)材料化學組分差異大，容易出現(xiàn)界面反應復雜、界面脆性化合物生成過量的問題。③在接頭應力緩解方面的問題。文中將介紹異質(zhì)材料連接的研究現(xiàn)狀，綜述不同焊接方法在異質(zhì)金屬連接、金屬與陶瓷連接體系中的應用，總結(jié)各焊接體系的焊接難點及常用的焊接方法與解決方案，為今后相關(guān)研究提供借鑒。

1 異質(zhì)金屬的連接

1.1 鈦-鋼的連接

鈦合金由于具有優(yōu)異的比強度及耐蝕性，廣泛應用于醫(yī)學、交通、核能和航空航天等領(lǐng)域，但其加工性能較差且成本高昂，限制了其進一步應用。而鋼是最常用的結(jié)構(gòu)材料，具有一系列優(yōu)異性能，如力學性能優(yōu)異、焊接性、熱穩(wěn)定優(yōu)良等，且成本較低，因此鈦合金與鋼的連接能發(fā)揮二者性能的優(yōu)勢互補，在保證結(jié)構(gòu)件強度的同時降低結(jié)構(gòu)件成本。

鈦合金與鋼的焊接難點體現(xiàn)在二者熔點差異大，界面反應易生成Ti-Fe脆性化合物以及二者熱膨脹系數(shù)差異大，導致焊后應力較大、易開裂[1-3]。

Miriyev[4]等采用等離子體燒結(jié)的方法實現(xiàn)了TC4合金和AISI4330合金鋼的連接，界面中生成了厚度約為1 μm的TiC反應層，如圖1所示。該反應層抑制了Fe-Ti金屬間化合物的生成。在950 ℃/1 h的工藝下，可獲得拉伸強度約250 MPa的接頭。

哈爾濱工業(yè)大學（威海）的王廷[5]等人采用粉末冶金法制備Cu33V中間層，采用電子束焊接法對鈦-鋼進行連接。在低熱輸入條件下獲得了無缺陷的電子束焊接頭，界面組織如圖2所示。該條件下的接頭強度達到395 MPa，為304不銹鋼母材強度的72%。

Tomashchuk[6]等采用激光焊方法，設(shè)計了純V中間層實現(xiàn)了TC4合金與AISI316不銹鋼的連接，界面組織如圖3所示。結(jié)果表明，雙道焊接法可獲得367 MPa的最高拉伸強度，達到退火釩強度的92%。而雙光點焊接方法產(chǎn)生過多的熱輸入，導致接頭強度降低為退火釩強度的72%。研究中還發(fā)現(xiàn)由于快速冷卻的工藝特點，并未生成Fe與V反應極易出現(xiàn)的σ相。但成分和σ相相近的區(qū)域是裂紋敏感區(qū)，因此需要降低Fe-V熔化區(qū)中的V含量。激光束向不銹鋼側(cè)偏移時相比于激光束向鈦合金側(cè)偏移的接頭的拉伸強度更高。不同偏移量對應的成形照片如圖3所示。最高拉伸強度為150 MPa。

Song[7]等研究了鈦/鋼平行板爆炸焊接頭界面組織，如圖4所示。在介觀尺度上，界面為波浪狀形貌，波長約為0.5 mm且沿著平行焊縫方向延伸。在微觀尺度，厚度約為100～200 μm的金屬間化合物生成，主要為Fe-Ti和亞穩(wěn)的Fe9.64Ti0.36。在納米尺度，可以觀察到厚100～300 nm的納米晶粒。金屬間化合物區(qū)域的種類及脆性決定了化合物的力學性能。

Fazel-Najafabadi[8]等采用攪拌摩擦焊實現(xiàn)了CP-Ti合金與304不銹鋼的搭接連接。鈦作為質(zhì)軟的材料置于上方，結(jié)果表明，攪拌區(qū)域主要包含兩部分：上面具有細小晶粒的鈦的重結(jié)晶區(qū)和下部動態(tài)重結(jié)晶的鈦細晶粒基體與304不銹鋼碎片的復合型顯微組織。接頭的斷裂強度達到CP-Ti合金母材的73%。斷裂強度的高低與接頭中金屬間化合物的厚度直接相關(guān)。典型的CP-Ti/304不銹鋼搭接接頭界面組織如圖5所示。

1.2 鋁-銅的連接

鋁-銅的連接接頭多用于電子、能源動力、交通等領(lǐng)域。銅的導電、導熱性能好，但成本較高。通過低成本的鋁替代銅可實現(xiàn)成本的降低。但鋁的導熱性與銅差距較大，不能完全替代銅，因此二者的高質(zhì)量連接是發(fā)揮各自優(yōu)異性能的前提。但由于二者熔點、線膨脹差異大，且鋁極易氧化，導致二者焊接性較差。鋁-銅之間極易生成不同原子比的脆性金屬間化合物[9-10]，弱化接頭性能。

鋁-銅的焊接方法中，攪拌摩擦焊接是一種常見的主流方法。Carlone [11]等采用攪拌摩擦焊實現(xiàn)了AA2024-T3-Cu10100異種材料的連接，界面組織如圖6所示。焊核區(qū)包含重結(jié)晶的鋁基體和塑性變形的銅的孿晶顆粒。洋蔥環(huán)區(qū)由分散在Al基體中的銅顆粒組成。在T3時效處理后，界面有Al2Cu，AlCu和Al3Cu4生成。

中科院金屬所的Xue P.等[12]研究了1060鋁合金與純銅的攪拌摩擦焊連接，接頭的抗剪強度達210 MPa，同時在180°彎曲時Al-Cu界面沒有發(fā)生斷裂，接頭界面組織照片如圖7所示。他認為界面生成連續(xù)的厚度約為1 μm的Al2Cu+Al4Cu9金屬間化合物反應層是實現(xiàn)接頭可靠連接的關(guān)鍵。隨后Xue P.[13]研究了焊接工藝參數(shù)對Al-Cu界面組織及接頭性能的影響。僅將硬質(zhì)銅板固定在前進側(cè)時，才能獲得無缺陷的接頭。

將軟質(zhì)Al板固定在前進側(cè)時，觀察到較大的體積缺陷。當轉(zhuǎn)速為600 r/min、攪拌頭偏移量為2 mm時，焊接試樣可彎折180°而不斷裂，如圖8所示。進一步提高轉(zhuǎn)速則會導致彎曲性能下降。

Honarpisheh[14]等研究了時效熱處理對Al/Cu/Al多層爆炸焊接頭界面組織與性能的影響，界面組織如圖9所示。

結(jié)果表明，隨著退火溫度的提高，金屬間化合物層的厚度逐漸增厚，沿著連接界面厚度方向的硬度逐漸降低。在400 ℃/30 min工藝條件下，Al/Cu界面生成了AlCu3，Al2Cu和AlCu化合物，厚度約為5 μm。界面金屬間化合物是導致界面微裂紋生成的關(guān)鍵因素。

上海交通大學的Zhao Y. Y.[15]研究了超聲焊接能量對Al-Cu接頭組織與性能的影響，界面組織如圖10所示。

結(jié)果表明，在初始階段，接頭強度隨著焊接能量的提升而提高，在焊接能量達到1 000 J時，接頭強度達到最大值3.3 kN。隨后隨著能量的繼續(xù)升高，接頭的強度逐漸降低。在焊接能量較低時，只有部分分散的微鍵合發(fā)生，當焊接能量升至1 000 J時，界面生成旋渦狀結(jié)構(gòu)并形成機械互鎖。之后繼續(xù)升高焊接能量輸入則會導致孔洞及金屬間化合物的過量生成，使接頭強度弱化。

1.3 鋁-鎂的連接

鎂合金和鋁合金的密度較低，分別為 1.74 g/cm3和 2.7 g/cm3，可實現(xiàn)機械工業(yè)的結(jié)構(gòu)輕量化。如汽車的輪轂往往采用鋁合金以實現(xiàn)構(gòu)件的輕量化。

鋁-鎂焊接時面臨以下幾個難點：①二者晶格結(jié)構(gòu)差異巨大，鋁為面心結(jié)構(gòu)，而鎂為密排六方結(jié)構(gòu)。②二者的熱膨脹系數(shù)及熱導率均相差較大，在焊接過程中接頭各個區(qū)域受熱極不均勻，接頭產(chǎn)生了不均勻的熱變形，易形成熱裂紋等宏觀缺陷。此外，鋁合金、鎂合金均極易氧化，在焊接過程中氧化物極易形成夾渣缺陷，導致焊接性變差。③鋁-鎂極易反應生成鋁-鎂脆性化合物，導致接頭結(jié)合強度顯著下降。

對于鋁-鎂的焊接，攪拌摩擦焊是一種常見的、合適的焊接方法。大阪大學Chen Y. C.[16]等采用攪拌摩擦搭接焊對AC4C鋁合金和AZ31鎂合金進行焊接。當攪拌針不與底部鎂合金表面接觸時，二者可實現(xiàn)搭接連接，界面通過轉(zhuǎn)換區(qū)實現(xiàn)連接，主要生成Al12Mg17， Al3Mg2和Mg2Si物相。降低焊接速度有利于抑制焊接裂紋的生成、提高接頭強度，如圖11所示。

Hajjari[17]通過雙金屬鑄件的方式實現(xiàn)了Al/Mg合金的連接。具體方法是將一種液態(tài)金屬澆筑到另外一種金屬棒的四周，凝固后二者完成界面反應和連接。界面反應產(chǎn)物主要為三層：靠近Al側(cè)為Al3Mg2相，靠近Mg側(cè)為Al12Mg17+δ共晶相，中間層為Al12Mg17金屬間化合物。不同澆筑高度位置熱量導致不同位置反應層厚度有所差異，如圖12所示。

最厚和最薄的反應層厚分別為190 μm和50μm。接頭的剪切強度與反應層厚直接相關(guān)，接頭底部強度為20.2 MPa，接頭頂端強度39.9 MPa。

Mahendran [18]等通過擴散焊連接方法實現(xiàn)了AZ31B鎂合金與AA2024鋁合金的連接。研究者給出了兩種合金的擴散焊工藝窗口，即研究保溫溫度400～475 ℃、保溫時間5～90 min和施加壓力5～20 MPa對連接接頭的影響。最優(yōu)工藝參數(shù)為：加熱溫度425 ℃、施加壓力20 MPa、保溫時間45 min，對應的最高剪切強度為56 MPa。

蘭州理工大學Cao R.[19]通過冷金屬過渡連接方式采用4047鋁填料實現(xiàn)了1 mm厚AZ31B鎂合金和1 mm厚A6061鋁合金的焊接，焊后形貌如圖13所示。界面生成了γ-Al12Mg17和β-Al3Mg2。鎂合金基體附近的Al12Mg17相是接頭的薄弱環(huán)節(jié)，因此降低γ-Al12Mg17物相的含量是提升接頭強度的關(guān)鍵。

Patel[20]等采用超聲點焊的方法實現(xiàn)了AZ31鎂合金和Al5754鋁合金的焊接。Al12Mg17金屬間化合物的生成是實現(xiàn)連接的關(guān)鍵。不同能量輸入對應的焊縫界面組織如圖14所示。最高抗剪強度為36 MPa，此時對應的能量輸入為1 250 J。斷裂主要發(fā)生在鋁合金和金屬間化合物層之間。焊接能量輸入高于2 500 J時，焊接試樣直接發(fā)生開裂。

1.4 鋁-鋼的連接

鋁/鋼復合構(gòu)件具有輕質(zhì)、高強的特性，比如在汽車制造領(lǐng)域，高強鋼用于汽車框架的加工制造，保證了成體的高強特性，而車身采用鋁合金材質(zhì)加工，實現(xiàn)了汽車的輕量化。由于節(jié)能減排、輕量化的需求越來越高，鋁-鋼構(gòu)件的加工、焊接具有重要的實用價值，因此對于該體系的研究較多。由于鋁和鋼的熔點差異大、極易生成Al-Fe金屬間化合物，因此其焊接有一定的困難。

Watanabe [21]等采用攪拌摩擦焊的方式實現(xiàn)了SS400鋼與A5083鋁合金的焊接。研究攪拌針轉(zhuǎn)速、攪拌針位置對接頭組織和拉伸性能的影響。當攪拌針向鋼偏移0.2 mm、轉(zhuǎn)速為250 r/min時，接頭獲得了最高的拉伸強度，約為240 MPa，達到鋁合金母材的86%。轉(zhuǎn)速對焊縫成型及斷裂路徑的影響如圖15所示。由于界面靠近鋼側(cè)溫度最高，在鋁/鋼界面的上方生成了少量的金屬間化合物，在界面中部和底部并未發(fā)現(xiàn)金屬間化合物。金屬間化合物是斷裂易發(fā)生的位置。

河南科技大學的石紅信[22]等采用擴散焊的方法實現(xiàn)了5A02鋁和SUS304鋼的可靠連接。在保溫60 min條件下，獲得了抗拉強度為101.3 MPa的鋁-鋼焊接接頭。反應層Al5Fe2和Al13Fe4的生成是實現(xiàn)連接的關(guān)鍵，反應層的厚度是接頭強度高低的關(guān)鍵。鋁-鋼界面線掃描結(jié)果如圖16所示。當反應層厚度為0.8 μm時，接頭性能達到最高。

大連理工大學的董紅剛[23]等采用鎢極氬弧焊，選用了Al-5%Si，Al-12%Si，Al-6%Cu，Al-10%Si-4%Cu，Zn-15%Al共五種焊絲實現(xiàn)了5A02-H34鋁合金和Q235鋼板的焊接，焊縫組織如圖17所示。Si可以抑制鋼中的Fe向焊縫中擴散、抑制金屬間化合物層的增厚并提高接頭強度。其中采用Al-12%Si焊絲可以控制反應層厚度僅為2 μm，此時獲得拉伸強度為136 MPa的接頭。而采用Zn-15%Al焊絲焊接時，反應層增厚、枝晶粗化，導致焊縫強度降低。

Mathieu[24]等采用激光熔釬焊方法實現(xiàn)了6016鋁合金和GXES低碳鋼的連接，填料為Zn-15%Al。熔釬焊解決了傳統(tǒng)TiG、MIG焊接方法因脆性化合物過度生長造成接頭力學性能差的難題。接頭中的脆性化合物以及接頭的形幾何形狀共同決定了接頭的力學性能，如圖18所示。

2 陶瓷/金屬異質(zhì)材料的連接

除了金屬異質(zhì)材料的連接，陶瓷/金屬異質(zhì)材料的連接也具有一定的應用前景。但陶瓷材料多為離子鍵、共價鍵結(jié)構(gòu)，而金屬為金屬鍵結(jié)構(gòu)，二者晶格結(jié)構(gòu)、化學相容性差異較大。同時陶瓷惰性較高，一般金屬釬料很難潤濕。此外，二者物理性能差異很大，接頭焊后熱應力較大，導致接頭可靠性變差。針對以上問題，學者提出了不同的焊接方案。由于陶瓷和金屬的連接主要難點在于陶瓷側(cè)的潤濕與界面反應，在此主要從陶瓷的種類不同進行總結(jié)與歸納。

2.1 氧化物陶瓷與金屬的連接

SiO2f/SiO2復合材料具有優(yōu)異的斷裂韌性及透波性能[25]。但該材料潤濕性能較差，嚴重限制了其應用范圍。哈爾濱工業(yè)大學的孫湛等[26]采用PECVD法在SiO2f/SiO2復合材料表面原位生長垂直石墨烯（VFG），通過調(diào)控工藝參數(shù)制得了顯微形貌及層數(shù)均符合要求的石墨烯，利用VFG與AgCuTi釬料中的Ti反應活性高的特點，大幅降低了AgCuTi釬料在復合材料表面的潤濕角，由123.8°降至50.7°，如圖19所示。由于石墨烯化學活性極高，可以與Ti反應生成TiC，促進了釬料的潤濕與鋪展[27]。另有學者采用SiO2f/SiO2復合材料表面生長碳納米管的方法同樣提高了該復合材料的潤濕性[28]，在此不做詳細討論。

哈工大的ZHANG L X等人[29]設(shè)計了AgCu-4.5%Ti+2%TiO2的復合釬料，通過原位生成的低膨脹Cu3Ti3O相實現(xiàn)了SiO2f/SiO2復合材料與Invar合金的應力緩解，接頭的高溫強度提高了約3倍，復合中間層的引入實現(xiàn)了接頭線膨脹系數(shù)的良好匹配，并且抑制了Fe2Ti+Ni3Ti脆性化合物帶的生長。

哈爾濱工業(yè)大學的劉顯鵬等[30]研究了氧化鋁與TiAl的釬焊連接。結(jié)果發(fā)現(xiàn)（Cu，Al）3Ti3O反應層的生成是實現(xiàn)連接的關(guān)鍵，如圖20所示。此外，還研究了工藝參數(shù)對氧化鋁-TiAl合金接頭界面組織及性能的影響，釬縫組織主要為銀銅共晶+AlCu2Ti，最優(yōu)工藝參數(shù)為900 ℃/5 min，對應的最高抗剪強度為49 MPa。

有學者指出[31-32]，在透明多晶氧化鋁釬焊（TPA）連接中常用的釬料活性元素Ti會與金屬母材反應進而降低Ti與陶瓷側(cè)的反應活度。針對此現(xiàn)象，哈爾濱工業(yè)大學的張博等[33]采用AgCuTi釬料實現(xiàn)了透明多晶氧化鋁陶瓷與（Cu，Ni）層包覆的GH99合金的釬焊連接。在GH99表面覆蓋Cu箔，通過控制加熱溫度及時間，可以制得具有不同Ni含量的（Cu，Ni）層，隨后在設(shè)定連接參數(shù)下與TPA進行釬焊連接，接頭界面微觀組織如圖21所示，釬焊界面整體成型良好，并且釬料與TPA側(cè)反應層厚度適中，接頭的抗剪強度達到103 MPa，提高了472%。

哈爾濱工業(yè)大學馮吉才等[34]在其著作中介紹了采用AgCu釬料對ZrO2陶瓷和TiAl合金進行釬焊。ZrO2側(cè)反應層主要為Cu3Ti3O和TiO化合物層，是實現(xiàn)連接的關(guān)鍵。不同保溫時間條件下ZrO2/TiAl釬焊接頭界面組織如圖22所示，隨著保溫時間的延長，AlCu2Ti化合物逐漸長大，Cu3Ti3O和TiO化合物層厚度逐漸增加。最優(yōu)的工藝參數(shù)為880 ℃/10 min，獲得的最高抗剪強度為48.4 MPa。

2.2 碳化物陶瓷與金屬的連接

江蘇大學Zhang X. Z.等[35]采用純銅及銀銅中間層對WC-8Co硬質(zhì)合金與SAE1045碳鋼進行真空釬焊連接。首先采用兩種中間層進行潤濕試驗，結(jié)果如圖23所示。隨著保溫溫度從1 090 ℃升高至1 100 ℃，Cu中間層的穩(wěn)定接觸角從15°降低至4°。而AgCu最終穩(wěn)定接觸角從37.2°降低至24.3°（溫度從830 ℃升高至850 ℃）。在最優(yōu)焊接工藝參數(shù)下，釬焊接頭均斷裂在中間層內(nèi)部，主要為塑性斷裂。采用Cu和AgCu中間層進行釬焊，最高抗剪強度分別為172 MPa和136 MPa。

北京航空材料研究院熊華平等[36]研究了SiC陶瓷與鎳基高溫合金的連接。設(shè)計了一種新開發(fā)的CoFeNi（Si，B）CrTi高溫釬料。對比了單一Ni以及Ni/W/Ni復合中間層進行連接，接頭強度均不理想。當采用Kovar/W/Ni復合中間層對SiC與GH3044進行連接時，接頭抗剪強度提升至62.5～64.6 MPa。分析其原因是Kovar具有較低的熱膨脹系數(shù)，能夠緩解接頭的殘余應力。

2.3 氮化物陶瓷與金屬的連接

Brochu[37]等采用Cu-Ti釬料對氮化硅陶瓷與FA-129合金進行了連接。為了緩解接頭的熱應力，采用了塑性優(yōu)異的銅中間層，裝配結(jié)構(gòu)為Si3N4/ABA/Cu/ABA/FA-129。該接頭的界面組織照片如圖24所示。在Si3N4側(cè)，反應層主要為TiN及Ti5Si3相。接頭最高彎曲強度為160 MPa。

Palit[38]采用AgCuTi釬料對AlN陶瓷與銅進行連接。典型的AgCuTi/AlN界面組織照片如圖25所示，該界面為單一一層富Ti層。在較短的保溫時間范圍內(nèi)，界面反應層成長與保溫時間接近線性關(guān)系。當保溫時間較長時，該關(guān)系轉(zhuǎn)變?yōu)榉蔷€性關(guān)系。該體系的最優(yōu)焊接工藝為：保溫溫度1 000 ℃，保溫時間45 min，采用Ti含量為2%的釬料，最高彎曲強度為196 MPa。

2.4 復相陶瓷與金屬的連接

哈爾濱工業(yè)大學的石俊秒[39]等采用TiCuNi釬料實現(xiàn)了ZrC-SiC超高溫復相陶瓷與TC4 鈦合金的釬焊連接。

在釬焊過程中，Ti與ZrC-SiC側(cè)反應生成TiC反應層，進而實現(xiàn)與陶瓷側(cè)的連接。典型的界面組織照片如圖26所示。界面分為4個典型區(qū)域。最佳工藝為970 ℃/10 min，此時接頭最高抗剪強度為43 MPa。為了緩解釬焊后接頭中的殘余應力，在TC4表面設(shè)計并制備了雙層SiCp顆粒的激光熔覆層，并通過調(diào)控熔覆層厚度及SiCp的體積分數(shù)，將接頭的最高抗剪強度提高至91 MPa，相比于直接連接提高了110%，并通過理論計算證明了梯度層的添加降低了陶瓷側(cè)的壓應力峰值并抑制了ZrC-SiC側(cè)Ti2（Ni， Cu）層的過渡產(chǎn)生。

哈爾濱工業(yè)大學的田曉羽等[40]采用復合TiNi釬料實現(xiàn)C/SiC及C/C復合材料與Nb的連接，接頭的600 ℃高溫強度分別可達到192 MPa、42 MPa，使用激光打孔方法對兩種復合材料進行表面改性，針對于C/C復合材料自身強度過低而在打孔過程中出現(xiàn)自身破損的現(xiàn)象，提出了Nb中間層控制缺陷并提供擴散通路。兩種接頭強度分別提高至259 MPa及60 MPa，通過了地面試車考核。

哈爾濱工業(yè)大學的楊振文等[41]采用Ag-Cu-Ti釬料實現(xiàn)了SiO2-BN復相陶瓷與Invar合金的連接，分析并闡釋了活性元素Ti在SiO2-BN側(cè)的界面反應機制及陶瓷測TiN-TiB2納米晶反應層的形成原理，在最優(yōu)連接參數(shù)下接頭的最大抗剪強度為32 MPa。隨后采用h-BN顆粒增強Ag-Cu-Ti釬料并引入Ag-Cu/Cu/Ag-Cu-Ti的軟性復合中間層，接頭度提高至43 MPa[42]，并且抑制了Fe2Ti+Ni3Ti脆性化合物的產(chǎn)生，界面組織如圖27所示。通過有限元理論計算得到采用復合中間層后，接頭的殘余應力最大值由230 MPa降低至69 MPa，有效緩解了殘余應力[43]。

3 總結(jié)與展望

異種材料連接構(gòu)件的性能越來越受到關(guān)注，焊料對母材的潤濕性、連接接頭界面反應及脆性化合物的控制以及接頭殘余應力的緩解是目前異質(zhì)材料連接的主要研究方向?？赏ㄟ^以下方式進行改善：①施加外場如超聲波、電場或添加活性元素等方法能夠?qū)崿F(xiàn)填料對母材的良好潤濕;②工藝參數(shù)的調(diào)節(jié)及中間夾層的設(shè)計可以抑制界面脆性化合物的過度成長;③通過軟性中間層、低膨脹中間層及功能梯度層的制備等方法降低接頭應力。未來需要關(guān)注特殊尺寸、復雜形狀構(gòu)件的連接研究，同時應強化連接構(gòu)件在實際服役條件下的可靠性評價研究，將有利于基礎(chǔ)研究向?qū)嶋H應用的推進，從焊接角度推動輕量化技術(shù)的發(fā)展。

參考文獻：

[1] 宋庭豐， 蔣小松， 莫德鋒， 等. 不銹鋼和鈦合金異種金屬焊接研究進展[J]. 材料導報， 2015， 29（11）： 81-87.

[2] 伍光鳳， 盛光敏. 鈦合金和不銹鋼的擴散焊接研究進展[J]. 熱加工工藝， 2007， 36（3）： 86-89.

[3] 閆力. 鈦鋼復合板的特點及應用領(lǐng)域[J]. 中國鈦業(yè) ， 2011（3）： 12-14.

[4] Miriyev A， Stern A， Tuval E， et al. Titanium to steel?joining by spark plasma sintering （SPS） technology[J]. Journal of Materials Processing Technology，2013， 213（2）： 161-166.

[5] Wang Ting， Zhang B， Chen a et al. High strengthelectron beam welded titanium–stainless steel joint with V/Cu based composite filler metals[J]. Vacuum， 2013（94）： 41-47.

[6] Tomashchuk I， Grevey D， Sallamand P.? Dissimilar?laser welding of AISI 316L stainless steel to Ti6-Al4-6V alloy via pure vanadium interlayer[J]. Materials Science and Engineering： A， 2015（622）： 37-45.

[7] Song J， Kostka A， Veehmayer M， et al. Hierarchi-cal microstructure of explosive joints： Example of titanium to steel cladding. Materials Science and Engineering： A， 2011， 528（6）： 2641-2647.

[8] Fazel-Najafabadi， Kashani-Bozorg M S F， Zarei HanzakiA. Joining of CP-Ti to 304 stainless steel using friction stir welding technique[J]. Materials & Design， 2010， 31（10）： 4800-4807.

[9] Braunovic M， Aleksandrov N. Effect of electrical currenton the morphology and kinetics of formation of inter-metallic phases in bimetallic aluminum-copper joints[C]. Proceedings of IEEE Holm Conference on Electrical Contacts. IEEE， 1993.

[10] Abbasi? M， Taheri A K， Salehi M T. Growth rate of inter-metallic compounds in Al/Cu bimetal produced by cold roll welding process[J]. Journal of Alloys and Compounds， 2001， 319（1-2）： 233-241.

[11] Carlone P， Astarita A， Palazzo G S， et al. Microstructuralaspects in Al-Cu dissimilar joining by FSW[J]. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology， 2015， 79（5-8）： 1109-1116.

[12] Xue P， Xiao B L， Ni D R， et al. Enhanced mechanical?properties of friction stir welded dissimilar Al-Cu joint by intermetallic compounds[J]. Materials science and engineering： A， 2010， 527（21-22）： 5723-5727.

[13] Xue P， Ni D R， Wang D， et al. Effect of friction stirwelding parameters on the microstructure and mecha-nical properties of the dissimilar Al-Cu joints[J]. Materials science and engineering： A， 2011， 528（13-14）： 4683-4689.

[14] Honarpisheh M， Asemabadi M， Sedighi M. Investi-gation of annealing treatment on the interfacial pro-perties of explosive-welded Al/Cu/Al multilayer[J].Materials & Design， 2012（37）： 122-127.

[15] Zhao Y Y， Li D， Zhang Y S. Effect of welding ener-gy on interface zone of Al–Cu ultrasonic welded joint[J]. Science and Technology of Welding and Joining， 2013， 18（4）： 354-360.

[16] Chen Y C， Nakata K. Friction stir lap joining aluminumand magnesium alloys[J]. Scripta materialia， 2008， 58（6）： 433-436.

[17] Hajjari E， Divandari M， Razavi S H， et al. Dissimilarjoining of Al/Mg light metals by compound casting process[J]. Journal of Materials Science， 2011， 46（20）： 6491-6499.

[18] Mahendran G， Balasubramanian V， Senthilvelan T. De-veloping diffusion bonding windows for joining AZ31B magnesium-AA2024 aluminium alloys[J]. Materials & Design， 2009， 30（4）： 1240-1244.

[19] Cao R， Yu G， Chen J H， et al. Cold metal transfer joiningaluminum alloys-to-galvanized mild steel[J]. Journal of materials processing technology， 2013， 213（10）： 1753-1763.

[20] Patel V K， Bhole S D， Chen D. L. Microstructure andmechanical properties of dissimilar welded Mg-Al joints by ultrasonic spot welding technique[J]. Science and Technology of Welding and Joining， 2012， 17（3）： 202-206.

[21] Watanabe T， Takayama H， Yanagisawa A. Joining ofaluminum alloy to steel by friction stir welding[J]. Journal of Materials Processing Technology， 2006， 178（1-3）： 342-349.

[22] Shi H， Qiao S， Qiu R， et al. Effect of welding time on?the joining phenomena of diffusion welded joint between aluminum alloy and stainless steel[J]. Materials and Manufacturing Processes， 2012， 27（12）： 1366-1369.

[23] Dong H， Hu W， Duan Y， et al. Dissimilar metal joining?of aluminum alloy to galvanized steel with Al-Si， Al-Cu， Al-Si-Cu and Zn-Al filler wires[J]. Journal of Materials Processing Technology， 2012， 212（2）： 458-464.

[24] Mathieu A， Shabadi R， Deschamps A， et al.? Dissimilarmaterial joining using laser （aluminum to steel using zinc-based filler wire）[J]. Optics & Laser Technology， 2007， 39（3）： 652-661.

[25] Jia D C， Y Zhou， Lei T C. Ambient and elevated temperaturemechanical properties of hot-pressed fused silica matrix composite[J]. Journal of the European Ceramic Society， 2003（23.5）： 801-808.

[26] Sun Z， Zhang L X， Qi J L， et al. Brazing of SiO2f/SiO2?composite modified with few-layer graphene and Invar using AgCuTi alloy[J]. Materials & Design，? 2015（88）： 51-57.

[27] Sun Z， Zhang L X， Qi J L， et al. Effect of vertically?oriented few-layer graphene on the wettability and interfacial reactions of the AgCuTi-SiO2f/SiO2 system[J]. Scientific Reports， 2017，7（1）： 1-10.

[28] Zhang L X， Chang Q， Sun Z， et al. Wetting of AgCuTialloys on quartz fiber reinforced composite modified by vertically aligned carbon nanotubes[J]. Carbon， 2019（154）： 375-383.

[29] Zhang L X， Sun Z， Chang Q， et al. Brazing SiO2f/SiO2composite to Invar alloy using a novel TiO2 particle-modified composite braze filler[J]. Ceramics Inter-national， 2019，45（2）： 1698-1709.

[30] Liu X P， Zhang L X， Sun Z， et al. Microstructure andmechanical properties of transparent alumina and TiAl alloy joints brazed using Ag-Cu-Ti filler metal[J]. Vacuum， 2018（151）： 80-89.

[31] Arroyave， Raymundo，Thomas W. Eagar. Metal sub-strate effects on the thermochemistry of active brazing interfaces[J]. Acta materialia， 2003， 51（16）： 4871-4880.

[32] Eustathopoulos N， Voytovych R. The role of reactivityin wetting by liquid metals： a review[J]. Journal of Materials Science， 2016， 51（1）： 425-437.

[33] Zhang B， Zhang L， Sun Z， et al. Brazing of transpa-rent polycrystalline Al2O3 and GH99 with the assistance of （Cu， Ni） solid solution cladding layer.

[34] 馮吉才， 張麗霞， 曹健. 陶瓷與金屬的連接技術(shù)（上下冊）[M]. 北京： 科學出版社， 2016.

[35] Zhang X Z， Liu G W， Tao J N， et al. Vacuum brazing?of WC-8Co cemented carbides to carbon steel using pure Cu and Ag-28Cu as filler metal[J]. Journal of Materials Engineering and Performance， 2017， 26（2）： 488-494.

[36] Xiong H P， Mao W， Xie Y H， et al. Brazing? of SiC toa wrought nickel-based superalloy using CoFeNi （Si，B） CrTi filler metal[J]. Materials Letters， 2007， 61（25）： 4662-4665.

[37] Brochu M D P M， Pugh M D， Drew R A L. Brazingsilicon nitride to an iron-based intermetallic using a copper interlayer[J]. Ceramics international， 2004， 30（6）： 901-910.

[38] Palit D， Meier A M. Reaction kinetics and mechani-cal properties in the reactive brazing of copper to aluminum nitride[J]. Journal of materials science， 2006， 41（21）： 7197-7209.

[39] Shi J M， Zhang L X， Pan X Y， et al. Microstructure?evolution and mechanical property of ZrC-SiC/Ti6Al4V joints brazed using Ti-15Cu-15Ni filler[J]. Journal of the European Ceramic Society， 2018， 38（4）： 1237-1245.

[40] Tian X， Feng J， Shi J， et al. Interfacial microstruc-ture and mechanical properties of the vacuum brazed C/SiC composite and Nb joints[J]. Vacuum， 2017（146）： 97-105.

[41] Yang Z W， Zhang L X， Xue Q， et al. Interfacial micro-structure and mechanical property of SiO2-BN ceramics and Invar joint brazed with Ag-Cu-Ti active filler metal[J]. Materials Science and Engineering： A， 2012（534）： 309-313.

[42] Yang Z W， Zhang L X， Chen Y C， et al. Interlayerdesign to control interfacial microstructure and improve mechanical properties of active brazed Invar/SiO2-BN joint[J]. Materials Science and Engineering： A， 2013（575）： 199-205.

[43] Wang Y， Yang Z W， Zhang L X， et al. Microstructure?and mechanical properties of SiO2-BN ceramic and Invar alloy joints brazed with Ag-Cu-Ti+TiH2+BN composite filler[J]. Journal of Materiomics， 2016， 2（1）： 66-74.

Research progress of joining dissimilar materials

ZHONG Sujuan1， ZHANG Lixia2， LONG Weimin3*， JIA Lianhui4，

WU Mingfang5，ZHANG Fenglin6， JIN Limei7

（1.Zhengzhou Machinery Research Institute Co.， Ltd.， Zhengzhou 450001， China; 2.State Key Laboratory of Advanced Welding and Connection， Harbin Institute of Technology， Harbin 150001， China; 3.China Machinery Intelligent Equipment Innovation Research Institute （Ningbo） Co.， Ltd.， Ningbo 315700， China; 4.China Railway Engineering Equipment Co.， Ltd.， Zhengzhou 450016， China; 5.Jiangsu University of Science and Technology， Zhenjiang 212003， China; 6.Guangdong University of technology， Guangzhou 510006， China; 7. Hangzhou Huaguang New Welding Materials Co.， Ltd.， Hangzhou 311112， China）

Abstract： The joining of similiar materials can give full play to their respective properties. However， the physical and chemical properties of dissimilar materials are quite different， which leads to the problems of chemical incompatibility， excessive generation of interfacial compounds， uneven heating at the interface and excessive joint stress. In this paper， the recent progress of dissimilar metals and the connection between metals and ceramics are introduced. It mainly includes different welding methods and effects of titanium steel， aluminum copper， magnesium aluminum and aluminum iron. The joining of oxide ceramics， carbide ceramics， nitride ceramics and multiphase ceramics with metals is introduced. It can provide reference for peer researchers and provide research basis for the joining of new similiars material.

Keywords： dissimilar materials; bonding; interfacial reaction; wetting; residual stress