許文龍，張相召，楊露瑤，劉桂武

(1. 江蘇大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，江蘇 鎮(zhèn)江 212013)(2. 興化市精密鑄鍛造產(chǎn)業(yè)研究院，江蘇 興化 225714)

1 前 言

陶瓷增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料(CTMCs)因具有高的比強(qiáng)度、比剛度和良好的抗高溫與耐腐蝕性能，在航空航天、機(jī)械電子和醫(yī)療器械等領(lǐng)域擁有著廣闊的應(yīng)用前景，從而引起了人們的廣泛關(guān)注。經(jīng)過數(shù)十年的研究，已經(jīng)初步解決了制備工藝與加工成型、增強(qiáng)體尺寸與分布以及組織演變與形變機(jī)制等科技難題[1, 2]。目前，用于制備CTMCs的增強(qiáng)體主要包括TiC[3-8]、La2O3[9, 10]、TiB[11-16]和SiC[17, 18]等陶瓷增強(qiáng)體，其中采用最多的是TiB、TiC和TiB+TiC。這些陶瓷增強(qiáng)體大部分是通過原位反應(yīng)形成的。表1列出了部分CTMCs的增強(qiáng)體反應(yīng)體系、體積分?jǐn)?shù)及其制備方法和拉伸強(qiáng)度。從中可以看出不同的增強(qiáng)體含量、反應(yīng)體系對母材(base materials, BM)增強(qiáng)效果的不同，相對于基體材料(如Ti和Ti6Al4V)的拉伸強(qiáng)度都有不同程度的提高[18-26]。目前，已經(jīng)可以通過反應(yīng)熱壓、放電等離子體燒結(jié)和熔鑄等方法制備出性能優(yōu)良的CTMCs。在這3種方法中，反應(yīng)熱壓法的發(fā)展最為迅速。如在之前的研究中曾利用反應(yīng)熱壓法成功制備出彎曲強(qiáng)度和抗疲勞性能較好的(TiB+TiC)/Ti6Al4V復(fù)合材料[27]。上海交通大學(xué)呂維潔等[28-31]也利用反應(yīng)熱壓法制備出了性能優(yōu)異的(TiB+TiC+Nd2O3)/Ti、(TiB+La2O3)/Ti和(TiB+TiC)/TC4等多種CTMCs。圖1所示為(TiB+TiC+Nd2O3)/Ti復(fù)合材料的顯微照片，其中3種增強(qiáng)體TiB/TiC/Nd2O3相間分布在母材中，這種混雜增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的方法頗具研究熱度[21]。

表1 部分CTMCs的增強(qiáng)體反應(yīng)體系、體積分?jǐn)?shù)及其制備方法和拉伸強(qiáng)度

為滿足工業(yè)生產(chǎn)對CTMCs結(jié)構(gòu)件的要求，利用合適的焊接方法得到高質(zhì)量的接頭，具有重要的現(xiàn)實意義。當(dāng)前已經(jīng)開發(fā)了熔化焊、釬焊和固相擴(kuò)散焊等方法對CTMCs進(jìn)行焊接，但CTMCs兼有金屬和陶瓷的雙重特性，焊接過程中焊縫區(qū)域會出現(xiàn)不同步的膨脹或收縮現(xiàn)象，使得焊后接頭質(zhì)量難以控制。針對這一問題，Lin等[32]采用向釬料中添加TiB2顆粒的復(fù)合釬料法，利用熱源在焊縫中發(fā)生原位反應(yīng)產(chǎn)生大量TiB增強(qiáng)相，這種金屬和陶瓷的反應(yīng)性潤濕降低了接頭處的殘余熱應(yīng)力，使接頭強(qiáng)度提高近56%。而當(dāng)用熔化焊焊接CTMCs時，熔池溫度高達(dá)2200 ℃，足以使增強(qiáng)體熔化并重新排布，從而焊縫中同樣也存在增強(qiáng)相，研究發(fā)現(xiàn)在合理的焊接參數(shù)下接頭強(qiáng)度可達(dá)到基體的92%[33]。如毛建偉等[34]通過優(yōu)化焊接參數(shù)，在不添加焊絲并在惰性氣體保護(hù)的條件下，用鎢電極氬弧焊(GTAW)成功對焊了2 mm厚的(TiB+La2O3)/Ti復(fù)合材料薄板。

圖1 (TiB+TiC+Nd2O3)/Ti復(fù)合材料的顯微組織照片[21]Fig.1 Microstructure of (TiB+TiC+Nd2O3)/Ti composite[21]

本文基于已報導(dǎo)的焊接方法，回顧了熔化焊、釬焊和固相擴(kuò)散焊3種連接技術(shù)在CTMCs連接中的研究進(jìn)展，并對焊后界面行為及接頭力學(xué)性能進(jìn)行分析闡述。最后，總結(jié)了CTMCs連接研究中存在的問題和今后可能的研究方向。

2 陶瓷增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料的焊接

CTMCs的焊接在很大程度上依賴于鈦基體的連接，但因增強(qiáng)體和基體之間物理、化學(xué)性質(zhì)的巨大差異，使焊接冶金過程變得復(fù)雜，并容易產(chǎn)生一些焊接缺陷，如熱輸入過多會破壞增強(qiáng)體的形態(tài)、增強(qiáng)體偏聚或非金屬增強(qiáng)體間直接連接等都會影響焊后質(zhì)量[35-37]?？梢酝ㄟ^改進(jìn)焊接方法或參數(shù)的方式，來獲取較高質(zhì)量的接頭。目前，已經(jīng)通過熔化焊、釬焊和固相擴(kuò)散焊等手段成功連接了CTMCs。

2.1 熔化焊

根據(jù)輸入熱源的不同，熔化焊包含了電阻焊、激光焊、氬弧焊等焊接方法，已經(jīng)廣泛用于金屬材料和金屬基復(fù)合材料的連接[38-42]。但由于材料科學(xué)的高速發(fā)展，傳統(tǒng)熔化焊方法已經(jīng)難以滿足一些新材料的連接要求。因此，在新的時代背景下，需要改進(jìn)一系列焊接方法以滿足工業(yè)生產(chǎn)要求，其中GTAW對CTMCs展現(xiàn)出了優(yōu)異的焊接能力。

GTAW具有熱輸入精確和失真低的特點(diǎn)，廣泛用于焊接不銹鋼、有色金屬材料及金屬基陶瓷復(fù)合材料[43]。它通過電弧電極放熱，在工件的結(jié)合處釋放大量熱量，以達(dá)到瞬間高溫熔化的條件，從而實現(xiàn)材料間的有效連接。圖2是用GTAW焊接鈦基復(fù)合材料的焊接工藝示意圖，在不添加中間層的情況下將鎢電極伸在兩對接鈦基復(fù)合材料板之間，通入適當(dāng)?shù)碾娏鲗嵤┖附?。為減少被焊材料表面的氧化，鎢電極一般要用惰性氣體或還原氣體(如氬氣、氦氣或氮?dú)?保護(hù)。

圖2 GTAW焊接工藝示意圖[44]Fig.2 Schematic illustration of GTAW process[44]

2.1.1 界面行為

當(dāng)用GTAW焊接CTMCs時，焊接熱源的溫度高達(dá)4800 ℃，足以將焊縫中的增強(qiáng)體熔化并使其重新排布，同時伴隨有劇烈的界面反應(yīng)發(fā)生[34]。由于這種焊接熱循環(huán)的存在，導(dǎo)致熔池到基體金屬存在溫度梯度，進(jìn)而使得焊縫組織出現(xiàn)分層排布，此時焊縫中金屬相和陶瓷顆粒之間的互相連接構(gòu)成了焊接接頭的界面行為。圖3顯示了當(dāng)焊接電流在90～110 A之間時，焊縫形成4個界面層：依次為熔化區(qū)(FZ)、熱影響區(qū)(HAZ)(包括1區(qū)和2區(qū))和母材[45]。表2列出了焊接參數(shù)與焊縫寬度和焊透深度之間的關(guān)系。對各界面層而言，焊接電流和電極移動速度這兩個參數(shù)的變化，勢必導(dǎo)致界面層厚度的變化。當(dāng)其他參數(shù)不變時，隨著焊接電流的增大，焊縫寬度和焊透深度越大；而當(dāng)電極移動速度增大時，焊縫寬度和焊透深度越小。焊縫中HAZ區(qū)分為HAZ 1和HAZ 2兩部分，HAZ 1緊挨溫度較高的FZ區(qū)，加上它本身的傳熱性差，處于β轉(zhuǎn)變以上溫度時間較長，β相晶粒長大成為粗晶粒。而距離FZ區(qū)較遠(yuǎn)的HAZ 2區(qū)，受焊接熱循環(huán)的影響較小，其相組成和基體相似。在降溫過程中，GTAW幾乎沒有保溫過程，致使熔池冷卻很快，部分β相沒有充分的時間轉(zhuǎn)變?yōu)棣料啵纬闪诉^固溶α相，稱之為α′馬氏體相[25]。Tamirisakandala等[46]認(rèn)為HAZ 1區(qū)的β晶粒邊界是TiB的形核位點(diǎn)，TiB沿著β相邊界長大，由于β相是柱狀晶結(jié)構(gòu)，因此焊縫中的TiBw呈網(wǎng)狀分布。如圖3c所示，處于HAZ 1區(qū)的TiBw晶粒，沿著焊接熱循環(huán)的方向長大成柱狀晶粒，其長徑比達(dá)到了12∶15；而HAZ 2區(qū)靠近焊接熱源部分的TiBw變成液相，過固溶的B原子向HAZ 2外區(qū)擴(kuò)散，與游離的Ti元素結(jié)合形成TiB，連接到原有的TiBw晶須上，使TiBw的長徑比增大至7∶9，仍然比基體(4∶5)大[25]。因而，GTAW焊接CTMCs的界面行為是焊接電流和電極移動速度這兩個參數(shù)共同作用的結(jié)果。

表2 焊接參數(shù)對(TiBw+La2O3)/Ti復(fù)合材料焊縫尺寸的影響[25]

圖3 (TiBw+La2O3)/Ti復(fù)合材料GTAW焊接接頭剖面的光學(xué)顯微組織照片：(a)母材，(b)焊縫，(c)熔池/熱影響區(qū)1界面，(d)熱影響1區(qū)/2區(qū)界面[45]Fig.3 Metallographs of (TiBw+La2O3)/Ti composite joint obtained by GTAW: (a) base material (BM), (b) joint cross section, (c) fusion zone (FZ)/ heat affect zone (HAZ) 1 interface, (d) HAZ 1/HAZ 2 interface[45]

2.1.2 接頭力學(xué)性能

熔池?zé)嵫h(huán)使焊縫中出現(xiàn)結(jié)構(gòu)重排現(xiàn)象，熔池中增強(qiáng)相由單向排布變?yōu)槿S排布，接頭的各向同性效應(yīng)增強(qiáng)。表3列出了部分研究者在不同焊接參數(shù)下得到的接頭拉伸強(qiáng)度結(jié)果[25, 44, 45]?？梢园l(fā)現(xiàn)：① 在其他參數(shù)不變時，當(dāng)焊接速度增加時，接頭拉伸強(qiáng)度反而隨之降低，這是由于過快的焊接速度容易使焊接區(qū)域出現(xiàn)快速冷卻現(xiàn)象，導(dǎo)致接頭微裂紋大量出現(xiàn)，從而使接頭力學(xué)性能下降；② 當(dāng)鎢電極移動速度過慢時，鎢電極對熔池有過多的熱輸入，導(dǎo)致增強(qiáng)體在接頭處的連續(xù)分布被阻斷，也會使接頭抗拉強(qiáng)度下降；③ 鎢電極移動速度過快，會導(dǎo)致焊縫未焊透，使兩對接鈦基復(fù)合材料間存在脆性連接，同樣使接頭拉伸強(qiáng)度下降；④ 當(dāng)采用合適的焊接參數(shù)進(jìn)行實驗時，斷裂位置由HAZ區(qū)向母材區(qū)轉(zhuǎn)移，說明接頭拉伸強(qiáng)度幾乎可以達(dá)到基體的水平。但增強(qiáng)體的熔斷破壞了母材微結(jié)構(gòu)，如果能夠在一定焊接參數(shù)下獲得增強(qiáng)體不被破壞的接頭，則CTMCs熔化焊接頭強(qiáng)度或可得到大幅度提高。

2.2 釬焊連接

釬焊是利用母材和釬料的熔點(diǎn)差異，在兩塊母材間放置一塊厚約100 μm的金屬(或玻璃)薄片或粉末，加熱到釬料熔點(diǎn)以上使之熔化，保溫一定時間使釬料和母材之間發(fā)生界面反應(yīng)和元素擴(kuò)散，從而達(dá)到一定程度冶金結(jié)合的工藝方法。經(jīng)過數(shù)十年的發(fā)展，釬焊已經(jīng)滲透到機(jī)械、電子和汽車等領(lǐng)域，其工藝也日益成熟。但當(dāng)

表3 焊接參數(shù)對兩種CTMCs接頭強(qiáng)度與斷裂的影響[25, 44, 45]

Note：The w denotes whisker.

連接陶瓷與金屬時，由于陶瓷與金屬熱物理性能的差異，使焊后接頭存在較大的殘余熱應(yīng)力，影響界面結(jié)合強(qiáng)度。表4列出了部分Ti基體材料、陶瓷增強(qiáng)體和釬料的室溫?zé)崤蛎浵禂?shù)和彈性模量，能夠看出它們之間的顯著差異。復(fù)合釬料法一定程度上能有效解決這一問題。所謂復(fù)合釬料法，就是向釬料中添加熱膨脹系數(shù)低的陶瓷纖維或顆粒，來調(diào)節(jié)中間層的熱膨脹系數(shù)，使中間層的熱物理性能與基體大致匹配。根據(jù)添加方式的不同，復(fù)合釬料法一般分為直接添加法和原位自生成法，當(dāng)前可用的陶瓷纖維或顆粒包括C纖維[46, 47]、Si3N4顆粒[48]、Mo顆粒[49]、TiB短纖維[50-52]、TiC顆粒[53]和SiC纖維[54]等。但直接添加法難以控制增強(qiáng)體在焊縫中的分布，還可能產(chǎn)生增強(qiáng)體的偏聚和界面潤濕性問題。而具有良好尺寸和化學(xué)相容性的原位自生法展現(xiàn)出了極大的優(yōu)勢[55]。這種方法類似于鈦基復(fù)合材料制備中的反應(yīng)熱壓法，即在焊縫中生成原位自生陶瓷相，并延伸長大，能夠起到很好的釬焊增強(qiáng)作用。

表4部分Ti基體材料、增強(qiáng)體陶瓷和釬料的熱膨脹系數(shù)和彈性模量[56-60]

Table 4 Thermal expansion coefficients and Young’s modulus values of partial Ti base materials, ceramic reinforcements and brazing alloy[56-60]

2.2.1 界面行為

在適宜的釬焊溫度下釬焊CTMCs時，保溫時的界面行為一般可分為兩個階段。第一階段：由于溫度較高原子擴(kuò)散加快，基體與釬料原子在焊縫發(fā)生界面反應(yīng)，中間層相開始大量形成；第二階段：中間層相長大、聚集，界面層開始形成其初始形態(tài)，同時高熔點(diǎn)相開始結(jié)晶，形成釬焊的接頭結(jié)構(gòu)[61-64]。Lin等[65, 66]用Cu-Ni+TiB2復(fù)合釬料釬焊TiBw/Ti6Al4V與C-C復(fù)合材料，并仔細(xì)分析了保溫階段的界面行為，其結(jié)果如圖4所示?？梢钥吹剑簣D4a中Ti原子從鈦基復(fù)合材料一側(cè)向中間層擴(kuò)散，同時中間層的A/B原子利用原子濃度差向母材擴(kuò)散，這種濃度差為原子的持續(xù)擴(kuò)散提供動力，另外液態(tài)釬料局部微區(qū)內(nèi)存在密度及溫度的不均勻現(xiàn)象，引起元素間的流動，這同樣加速了原子擴(kuò)散的進(jìn)行；圖4b表示界面層的形成過程，處于擴(kuò)散中的金屬原子彼此碰撞并發(fā)生反應(yīng)，形成金屬間化合物，同時金屬間化合物聚集長大，形成界面層。而在C-C復(fù)合材料一側(cè)，部分?jǐn)U散到此的Ti原子與C原子反應(yīng)生成TiC相，同時釬料層的TiB2與Ti原子反應(yīng)生成大量彌散的TiB相，TiC和TiB的存在大大削弱了母材間的殘余應(yīng)力[65, 66]。

Note: A/B are metal elements, such as Cu and Ni.圖4 CTMCs/A-B+TiB2/C-C釬焊接頭界面行為示意圖：(a)原子擴(kuò)散，(b)反應(yīng)相的形成及凝固[65, 66]Fig.4 Schematic illustration of interfacial behavior of CTMCs/A-B+TiB2/C-C joint: (a) atomic diffusion, (b) formation and solidification of thereaction phases[65, 66]

2.2.2 接頭力學(xué)性能

當(dāng)用復(fù)合釬料釬焊金屬與陶瓷時，由于釬料中陶瓷顆粒與金屬元素的反應(yīng)結(jié)合，使接頭的剪切強(qiáng)度明顯增強(qiáng)。圖5是分別采用Cu-Ni釬料和Cu-Ni+TiB2復(fù)合釬料，在不同溫度下釬焊TiBw/Ti6Al4V復(fù)合材料與C-C復(fù)合材料的接頭剪切強(qiáng)度?？梢悦黠@發(fā)現(xiàn)，在相同的釬焊溫度下使用Cu-Ni+TiB2復(fù)合釬料能得到質(zhì)量更好的接頭。其原因在于兩方面：① 當(dāng)用Cu-Ni合金釬焊時，Cu-Ni合金的熱膨脹系數(shù)(15.5×10-6K-1)遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于C-C復(fù)合材料的熱膨脹系數(shù)(0.5×10-6K-1)，熱膨脹系數(shù)的差異導(dǎo)致Cu-Ni/C-C界面積累有大量的殘余應(yīng)力，而用Cu-Ni+TiB2復(fù)合釬料，焊縫中原位自生法生成的TiB熱擴(kuò)散系數(shù)處于兩者之間，能夠很好地減弱接頭殘余應(yīng)力；② TiB的形成阻礙周圍晶粒的生長，使焊縫中晶粒呈等軸或柱狀，這樣的晶粒分布增強(qiáng)了材料在變形時的位錯釘扎作用。一般認(rèn)為，增強(qiáng)相的出現(xiàn)能有一定的增強(qiáng)效果，但增強(qiáng)相在降低熱膨脹系數(shù)的同時，也使焊縫的屈服強(qiáng)度升高，殘余熱應(yīng)力得不到釋放，因此其增強(qiáng)效果也受到后者的制約[55]。

在釬焊工藝中，釬焊溫度和保溫時間也是兩個重要的因素。Lin等[32]研究了釬焊溫度對TiBw/Ti6Al4V與C-C復(fù)合材料釬焊接頭剪切強(qiáng)度的影響，結(jié)果如圖5所示。即兩種釬焊接頭的剪切強(qiáng)度均隨釬焊溫度從1173增加至1253 K呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢，這是因為溫度直接影響著焊縫中含Ti金屬間化合物的形狀、含量和分布的變化，以及一些新相(如Ti(s,s)+Ti2(Cu,Ni))的產(chǎn)生[32]。釬焊溫度過高導(dǎo)致晶粒生長過快，界面有粗大的金屬間化合物相產(chǎn)生；而釬焊溫度過低又會使中間層原子擴(kuò)散不充分，阻礙母材與釬料界面反應(yīng)的進(jìn)行，導(dǎo)致母材與釬料層冶金結(jié)合不致密；兩者都會使接頭剪切強(qiáng)度降低。同樣，當(dāng)在一定釬焊溫度下釬焊CTMCs時，保溫時間也會對接頭力學(xué)性能產(chǎn)生嚴(yán)重影響。圖6表明接頭剪切強(qiáng)度隨保溫時間的延長呈現(xiàn)先增加后降低的趨勢，這也與釬焊過程中的界面行為密切相關(guān)。

圖5 采用兩種釬料的TiBw/Ti6Al4V和C-C接頭在不同釬焊溫度下的剪切強(qiáng)度[32]Fig.5 Shear strength of TiBw/Ti6Al4V and C-C joints with two solders at different brazing temperatures[32]

圖6 不同保溫時間下TiBw/Ti6Al4V/Cu-Ni+TiB2/C-C接頭的剪切強(qiáng)度[32]Fig.6 Shear strength of TiBw/Ti6Al4V/Cu-Ni+TiB2/C-C joint at different holding time[32]

2.3 固相擴(kuò)散焊

固相擴(kuò)散焊是在焊接溫度低于中間層和母材熔點(diǎn)時，通過附加一定的壓力和保溫時間，使母材與中間層或母材與母材之間通過界面原子擴(kuò)散或同時發(fā)生界面反應(yīng)，達(dá)到冶金結(jié)合的一種材料連接方法[42]。一般隨著保溫時間的延長，擴(kuò)散焊連接機(jī)制由4個階段組成：第一階段，在高溫和壓力的驅(qū)使下母材發(fā)生塑性變形，母材表面的氧化膜或保護(hù)層因為塑性變形而被漲破，此階段處于物理接觸狀態(tài)；第二階段，隨著保溫時間增加，母材原子的活動能力逐漸增強(qiáng)，大范圍的原子熱擴(kuò)散同時進(jìn)行，是焊縫相形成的準(zhǔn)備階段；第三階段，熱擴(kuò)散的原子彼此碰撞、接觸，熱力學(xué)相變在此刻發(fā)生，形成了焊縫的最初結(jié)構(gòu)，這是界面冶金結(jié)合的基礎(chǔ)；第四階段，中間層相向母材擴(kuò)散，并在與母材接觸的邊緣發(fā)生晶粒的形成長大，緊接著界面冶金結(jié)合正式形成[67-72]。由于CTMCs比合金硬度高，在一定壓力下焊接CTMCs和金屬時，金屬母材會首先產(chǎn)生較大變形量，造成焊后失真，因此大都選用陶瓷或其本身作為CTMCs的對焊材料。一般情況下，固相擴(kuò)散焊接CTMCs時存在3種不同類型的微觀連接形式，即基體(M)-基體(M)、增強(qiáng)體(R)-基體(M)和增強(qiáng)體(R)-增強(qiáng)體(R)，它們的連接強(qiáng)度依次為M-M>R-M>R-R，因此為得到質(zhì)量更好的接頭應(yīng)避免R-R連接的出現(xiàn)[73]。圖7給出了無中間層和添加中間層的接頭微觀界面結(jié)合示意圖，在添加中間層后R-R連接基本消失，而無中間層的連接界面存在有大量陶瓷增強(qiáng)體間的直接連接，這樣會阻礙接頭的蠕變和塑性變形。當(dāng)接頭開始變形時，應(yīng)力首先在R-R連接處聚集，產(chǎn)生裂紋并延伸，最終導(dǎo)致材料斷裂。而在選擇中間層材料時，考慮到母材與中間層熱物理性能的一致性，一般選用與基體熱膨脹系數(shù)相近的金屬作為中間層。例如連接陶瓷增強(qiáng)Ti6Al4V基復(fù)合材料時，一般選用Ti或Ti合金作為中間層[74]。

Yao等[75]將固相擴(kuò)散焊的保溫過程分為延遲階段和擴(kuò)散連接階段，他們認(rèn)為這兩者與擴(kuò)散層深度之間存在一定的函數(shù)關(guān)系，如式(1)所示，其中n可通過實驗數(shù)據(jù)的線性回歸分析求出，為一個定值。也就是說擴(kuò)散層厚度和時間之間是拋物線關(guān)系，這是標(biāo)準(zhǔn)的擴(kuò)散層增長模型，這種拋物線式的界面生長行為歸因于晶格擴(kuò)散的限制。但擴(kuò)散層隨保溫時間增厚的同時，也受到擴(kuò)散焊溫度或中間層厚度的制約。

ΔX=K(t-tD)n

(1)

式中，ΔX,K,t,tD和n分別表示擴(kuò)散層厚度、速率常數(shù)、保溫時間、延遲時間和動力學(xué)參數(shù)。

圖7 兩種擴(kuò)散焊接頭界面結(jié)合示意圖：(a)無中間層，(b)有中間層[34]Fig.7 Schematic of interfacial bonding of CTMC joints by two diffusion bonding processes: (a) without interlayer, (b) with interlayer[34]

固相擴(kuò)散焊CTMCs時，保溫時間無疑是影響界面微觀演變的最主要因素。Hirose等[71]研究了保溫時間對固相擴(kuò)散連接SiCf/Ti6Al4V接頭力學(xué)性能的影響。如圖8所示，在一定的連接溫度下，保溫時間與接頭剪切強(qiáng)度服從一定的規(guī)律，即隨著保溫時間延長，剪切強(qiáng)度逐漸增加。但由于固相擴(kuò)散焊有自身的缺陷，焊縫往往存在空隙位點(diǎn)，式(2)可以用來分析計算不同保溫時間下的界面孔隙度，發(fā)現(xiàn)不同保溫時間下界面空隙度的大小及數(shù)量也服從一定的規(guī)律[71]。一般認(rèn)為空隙位點(diǎn)越多，裂紋發(fā)生的起點(diǎn)越多，接頭越容易發(fā)生斷裂，這也恰好解釋了保溫時間與抗拉強(qiáng)度的關(guān)系。

q=r/L

(2)

式中，q，r和L分別表示孔隙度、空隙的長度和空隙所在的界面層的寬度。

圖8 保溫時間對SiCf/Ti6Al4V/SiCf/Ti6Al4V接頭界面孔隙度與拉伸強(qiáng)度的影響[71]Fig.8 Influence of holding time on void ratio at the interface and tensile strength of SiCf/Ti6Al4V/SiCf/Ti6Al4V joint[71]

總之，對CTMCs而言，固相擴(kuò)散焊可以有效避免金屬熔化對陶瓷增強(qiáng)體的侵蝕損傷作用以及熔池反應(yīng)使增強(qiáng)體分布不均勻的問題[34]。但采用固相擴(kuò)散焊焊接CTMCs時，必須嚴(yán)格控制焊接壓力、連接溫度和保溫時間等工藝參數(shù)。特別是當(dāng)焊接纖維增強(qiáng)鈦基復(fù)合材料時，焊接壓力過大會導(dǎo)致增強(qiáng)體在焊接過程中斷裂，造成焊后失效。

3 結(jié) 語

目前大部分研究是針對CTMCs的自身連接，除個別是CTMCs與C/C復(fù)合材料的釬焊外，鮮見異種材料之間的連接。焊接方法和焊接參數(shù)對接頭剪切/拉伸強(qiáng)度的影響非常大，3種焊接方法都能在適宜的焊接參數(shù)下得到質(zhì)量較佳的接頭。GTAW的焊接電流和電極移動速度是最主要的焊接參數(shù)，但焊縫中增強(qiáng)體的熔斷是一個不容忽視問題。釬焊和固相擴(kuò)散焊的溫度和保溫時間是很重要的因素，它們變化時接頭的力學(xué)性能會急劇變化。復(fù)合釬料法是釬焊CTMCs具有發(fā)展?jié)摿Φ暮附臃椒?，它的?yīng)用基本解決了釬焊接頭殘余應(yīng)力過大的問題，但增強(qiáng)相在降低熱膨脹系數(shù)的同時，也使焊縫的屈服強(qiáng)度升高，這是今后應(yīng)注意的問題。

CTMCs的焊接界面由大量陶瓷相和金屬相組成，它們的交互連接和相互作用組成了焊縫的界面行為。GTAW的焊接熱循環(huán)決定著焊縫的結(jié)構(gòu)組成，在它的影響下焊縫分層明顯，這也是不同熱循環(huán)下接頭斷裂位置不同的原因。界面反應(yīng)層形成的動力學(xué)(厚度隨時間變化關(guān)系)和熱力學(xué)(與溫度、能量有關(guān)的)作為釬焊和固相擴(kuò)散焊的兩個關(guān)鍵點(diǎn)，很大程度上控制著其界面行為和接頭性能。另外，界面行為中產(chǎn)生的粗晶也必然會導(dǎo)致接頭力學(xué)性能的下降，對此也應(yīng)加以控制。

GTAW對母材損傷大、釬焊接頭不耐高溫和異種材料連接殘余熱應(yīng)力大的問題，制約著熔化焊和釬焊焊接CTMCs的發(fā)展前景。而擴(kuò)散焊需要很大的連接壓力、對連接設(shè)備的要求高、不能連接大部件和形狀復(fù)雜零件的弊端也日益突出。因此，加強(qiáng)瞬間液相連接(TLP)、復(fù)合釬料法和異種材料連接(CTMCs與超高溫陶瓷、炭/陶復(fù)合材料等之間的連接)可以作為未來研究的重點(diǎn)。同時，也需要找到緩解接頭殘余熱應(yīng)力的更多措施，如通過焊接部件的結(jié)構(gòu)和中間層(復(fù)合釬料和梯度疊層)的設(shè)計來達(dá)到目的。此外，還應(yīng)該加強(qiáng)建立界面微結(jié)構(gòu)(如界面反應(yīng)/擴(kuò)散層厚度、界面陶瓷相分布和晶粒尺寸等)與接頭服役性能(強(qiáng)度、耐高溫性)之間的關(guān)聯(lián)性研究，并通過結(jié)合SEM、TEM和XPS等界面微區(qū)分析方法來研究界面微結(jié)構(gòu)的演變。