劉陽(yáng)，張貴鋒，張建勛

（西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室 焊接研究所，西安 710049）

鈦合金由于具有密度低、比強(qiáng)度高、抗腐蝕性能優(yōu)異、高溫強(qiáng)度及低溫韌性良好等優(yōu)點(diǎn)[1]，在航空航天、船舶制造以及石油化工等領(lǐng)域被廣泛應(yīng)用[2]。但鈦合金的彈性模量較低、抗蠕變性能差、焊接性能和加工性能較差，且價(jià)格昂貴，使得單一鈦合金很難滿(mǎn)足實(shí)際工況下對(duì)材料綜合性能的要求，因此其在國(guó)防工業(yè)中的應(yīng)用往往受到限制[3—7]。鋁合金是一種最常用的結(jié)構(gòu)材料，具有密度低、比強(qiáng)度高、熱導(dǎo)率高、耐腐蝕性能和加工性能良好，且成本也相對(duì)較低等優(yōu)點(diǎn)，但其強(qiáng)度遠(yuǎn)不及鈦合金。鈦合金和鋁合金組成的鈦/鋁復(fù)合構(gòu)件同時(shí)具備兩種金屬在各自使用性能和經(jīng)濟(jì)性上的優(yōu)勢(shì)，如比強(qiáng)度高、質(zhì)量輕、成本低和耐蝕性好等，可最大限度發(fā)揮兩種材料的特性，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)、飛機(jī)結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)、汽車(chē)制造、武器裝備等領(lǐng)域有著廣泛的應(yīng)用前景。

1 鈦合金/鋁合金的焊接性分析

鈦合金與鋁合金由于理化性能的差異，目前在焊接方面存在著很多困難。首先，鈦合金和鋁合金熔點(diǎn)相差較大，而且鈦在鋁中的溶解度很小，采用熔焊時(shí)會(huì)使鋁合金中的部分低熔點(diǎn)元素?zé)龘p蒸發(fā)，并形成大量Ti-Al 脆性金屬間化合物（Ti3Al,TiAl3,TiAl,Ti2A15等），嚴(yán)重影響接頭力學(xué)性能。其次，鈦和鋁在線(xiàn)膨脹系數(shù)、熱導(dǎo)率等物理性能上均存在較大差異，導(dǎo)致兩種金屬在加熱和冷卻過(guò)程中的變形能力不同，焊后接頭內(nèi)存在較大殘余應(yīng)力，焊縫易產(chǎn)生裂紋。此外，鋁和鈦的化學(xué)活性均較強(qiáng)，易形成氧化膜，降低潤(rùn)濕性。鈦在高溫下還極易與氧、氮和氫元素發(fā)生吸氣反應(yīng)。為避免吸氣反應(yīng)，防止鋁合金和焊縫氧化，在焊接時(shí)需處在真空下或外加氬氣保護(hù)，因此，要成功實(shí)現(xiàn)鈦合金與鋁合金的連接，獲得性能優(yōu)良的接頭，必須采取合適的焊接方法和焊接工藝，以降低接頭內(nèi)應(yīng)力并減少界面脆性相的形成。目前，國(guó)內(nèi)外鋁/鈦異種金屬采用的焊接方法大致分為3 大類(lèi)：壓力焊、熔化焊和釬焊，其中壓力焊包括爆炸焊[8—9]、摩擦焊[10—12]和擴(kuò)散焊[13—15]。由于鈦和鋁之間的固溶度比較低，所以熔化焊方面的研究較少，而大多數(shù)采用的是釬焊。文中將對(duì)鈦合金與鋁合金異種金屬釬焊進(jìn)展進(jìn)行綜述，主要探討焊接過(guò)程中釬料組成和工藝對(duì)釬焊質(zhì)量的影響。

2 國(guó)內(nèi)外釬焊研究現(xiàn)狀

一般情況下，在真空或惰性氣體保護(hù)下，采用合適的焊接工藝可以解決Ti/Al 異種金屬焊接的合金元素缺失、高溫氧化、氣孔和裂紋等缺陷，但是無(wú)法徹底解決脆性金屬間化合物的產(chǎn)生問(wèn)題，因此，抑制脆性金屬間化合物的形成仍是Ti/Al 異種金屬焊接的主要研究方向。Ti/Al 釬焊過(guò)程中由于溫度低于母材熔點(diǎn)，因此可限制金屬間化合物的生成，較好地實(shí)現(xiàn)對(duì)界面反應(yīng)的控制。下面將以釬料基體分類(lèi)，綜述鈦/鋁釬焊的研究現(xiàn)狀。

2.1 鋁基釬料

從目前的研究來(lái)看，Al 基釬料在真空、保護(hù)氣氛或非真空外加輔助措施條件下對(duì)鈦合金和鋁合金都有良好的潤(rùn)濕性，但接頭強(qiáng)度仍有待提高，金屬間化合物較厚的問(wèn)題需要通過(guò)優(yōu)化釬料成分和焊接工藝進(jìn)一步改善。

T.Takemoto 等[16—19]于1988年便開(kāi)始對(duì)鈦合金和鋁合金的釬焊進(jìn)行研究。他們?cè)?00～620℃的真空條件下，使用Al-30Ag-10Cu,Al-10Cu-8Sn,Al-10Si-1Mg 釬料對(duì)純鈦和純鋁進(jìn)行了釬焊實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，在同等焊接條件下，使用 Al-30Ag-10Cu 和Al-10Cu-8Sn 釬料時(shí)都在鈦側(cè)界面形成TiAl3金屬間化合物，并分別形成了少量的Ag2Al 和CuAl2相，接頭的斷裂位置在界面化合物層內(nèi)，拉伸強(qiáng)度僅有38 MPa。當(dāng)使用Al-10Si-1Mg 釬料時(shí)，形成的金屬間化合物相為T(mén)i7Al5Si12，接頭斷裂于釬料位置，拉伸強(qiáng)度提高到了70 MPa。之后，T.Takemoto 等[20]又研究了Si 元素對(duì)接頭微觀組織的影響，發(fā)現(xiàn)Si 元素可顯著減小界面反應(yīng)層厚度，而且隨著Si 元素含量變化，金屬間化合物成分也會(huì)發(fā)生變化。在680℃保溫3 min 的條件下，使用純Al 釬料時(shí)的界面反應(yīng)層為T(mén)iAl3相，厚度最高達(dá)13.3 μm；當(dāng)Si 元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)不高于0.8%時(shí)，界面反應(yīng)層仍為T(mén)iAl3相，但厚度降低到了2.6 μm；當(dāng)Si 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加到3%～10%時(shí)，界面反應(yīng)層出現(xiàn)了新相Ti7Al5Si12。分析認(rèn)為當(dāng)Si 元素含量較少時(shí)，Si 元素固溶于TiAl3中，并抑制TiAl3的生長(zhǎng)，減小TiAl3層厚度。當(dāng)Si 元素含量超過(guò)TiAl3固溶度時(shí)，便會(huì)生成新相Ti7Al5Si12，并由于界面金屬間化合物的差異而導(dǎo)致不同的接頭強(qiáng)度。隨后，F(xiàn)uji A 等[10]的研究也同樣證明了這種現(xiàn)象，他們?cè)谑褂媚Σ梁负附蛹冣伵c純鋁及Al-Si 系合金時(shí)同樣發(fā)現(xiàn)鋁合金中的Si 元素會(huì)大量的在界面處聚集，抑制TiAl3相形成，阻礙Ti 和Al 原子的相互擴(kuò)散。國(guó)內(nèi)Chen 等[21]利用超聲輔助技術(shù)，在使用Al-12Si 釬料對(duì)TC4 和Al1060 進(jìn)行釬焊連接研究時(shí)同樣發(fā)現(xiàn)金屬間化合物的形成和生長(zhǎng)受到硅擴(kuò)散控制，研究同時(shí)發(fā)現(xiàn)利用超聲輔助可以破碎母材基體表面氧化物，改善焊縫微觀組織，接頭抗剪強(qiáng)度可達(dá)68 MPa。

除了對(duì)Si 元素在Ti/Al 接頭中作用的研究，其他學(xué)者也嘗試在Al-Si 釬料中添加其他元素以改善釬焊性能。Chang 等[22]在Al-Si 釬料基礎(chǔ)上配置了Al-8.4Si-20Cu-10Ge 和Al-8.4Si-20Cu-10Ge-0.1Re 釬料，并對(duì)TC4/6061 接頭在高純氬氣保護(hù)下進(jìn)行了釬焊實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，在Al-12Si 釬料中加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為20%的Cu 和10%的Ge 時(shí)，釬料的液相線(xiàn)溫度從592℃降到了513℃。在加入Cu 和Ge 后，添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.1%的稀土元素可顯著細(xì)化富Al 相，將針狀A(yù)l2Cu 轉(zhuǎn)變成塊狀（如圖1a 和1b 所示），同時(shí)改善界面結(jié)合，提高TC4/6061 接頭強(qiáng)度。采用Al-8.4Si-20Cu-10Ge 和 Al-8.4Si-20Cu-10Ge-0.1Re 釬 料 在530℃條件下得到的釬焊接頭平均抗剪強(qiáng)度分別為20 MPa 和51 MPa。

圖1 TC4/6061 釬焊界面微觀組織（530℃-60 min）[22]Fig.1 Microstructure of TC4/6061 brazing interface(530℃-60 min)

康慧等[23—25]在Al-Si 釬料的基礎(chǔ)上添加了不同含量的Sn 和Ga 元素，制備出Al-Si-Sn-Ga 多元合金釬料，并對(duì)TC4 與LF21 進(jìn)行了真空釬焊實(shí)驗(yàn)，研究?jī)煞N元素對(duì)界面處金屬間化合物的影響。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，少量Ga 元素的加入，可有效提高接頭處金屬間化合物周?chē)娮釉泼芏龋瑴p少共價(jià)鍵成分，提高位錯(cuò)的可動(dòng)性，從而減小脆性，提高接頭強(qiáng)度。加入Sn元素可以使釬料鋪展能力得到提高，并且在加入Ga元素的基礎(chǔ)上同時(shí)加入Sn 元素，可改善金屬間化合物脆性，較單加Ga 元素接頭力學(xué)性能得到更高的提升。通過(guò)正交試驗(yàn)，康慧等發(fā)現(xiàn)以Al-11.5Si 近共晶合金為基，加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的Sn 和0.2%的Ga時(shí)可以獲得綜合性能較好的釬料，剪切強(qiáng)度可達(dá)65～70 MPa。

呂世雄等[26—27]利用TIG 熱源，分別研究填充純鋁、Al-Cu-La、Al-Cu-Zr 焊絲對(duì)TC4 和Al5A06 熔釬焊連接的影響。研究發(fā)現(xiàn)，填充Al-Cu-La 焊絲會(huì)在TiAl3化合物層與釬焊反應(yīng)層之間生成 TiAl3＋Ti2Al20La 雙化合物層，該化合物能夠降低反應(yīng)層的硬度，提高接頭強(qiáng)度。在焊絲中添加Zr 元素可以提高焊絲熔化時(shí)在TC4 母材表面的鋪展能力。能量較小時(shí)，接頭反應(yīng)界面為厚度2～4 μm 的TiAl3化合物層；當(dāng)能量較大時(shí)，反應(yīng)層由TiAl3+L-(Ti,Zr)Al3+H-(Ti,Zr)Al3多層化合物組成，表明Zr 元素的作用依賴(lài)于能量輸入大小。采用Al-Cu-Zr 焊絲時(shí)獲得的接頭抗拉強(qiáng)度比填充純鋁要大，可達(dá)284 MPa。

除了直接焊接，還有一種是在焊接前先在鈦合金表面鍍鋁的間接焊接方法。這種方法將Ti/Al 的連接問(wèn)題轉(zhuǎn)化為Al/Al 連接，為T(mén)i/Al 的焊接提供了新思路。徐永強(qiáng)[28]采用鍍鋁TC4 與LF21 異種金屬的高頻感應(yīng)釬焊工藝，深入研究了有無(wú)鍍層對(duì)釬焊界面化合物層厚度、形態(tài)、分布及物相結(jié)構(gòu)的影響。研究表明，無(wú)鍍層條件下，釬焊接頭界面反應(yīng)層呈層狀、針狀、桿狀、鋸齒狀等多種形態(tài)和多相結(jié)構(gòu)，而鍍層作用下界面反應(yīng)層呈現(xiàn)均勻的薄層狀和細(xì)小針狀。原浸鍍反應(yīng)層TiAl3的存在及Si 元素的擴(kuò)散作用使界面反應(yīng)層生成薄層狀Ti(Al,Si)3和細(xì)小針狀Ti7Al5Si12雙相結(jié)構(gòu)，阻礙了反應(yīng)層生長(zhǎng)，使界面反應(yīng)層厚度變薄，釬焊接頭抗剪載荷及抗變形能力較無(wú)鍍層時(shí)提高。

通過(guò)上述文獻(xiàn)可以看出，對(duì)Ti/Al 釬焊而言，Si元素對(duì)抑制Ti-Al 系金屬間化合物和提高接頭力學(xué)性能方面的作用不可或缺，是對(duì)Ti-Al 系化合物影響最大的元素，因此Al 基釬料的重點(diǎn)也就集中在了Al-Si系釬料上。在Al-Si 系釬料的基礎(chǔ)上，添加其他元素可對(duì)釬料的某些性能進(jìn)行改善，如添加適量的Sn 和Ga 元素可改善金屬間化合物的脆性；Cu 和Ge 元素則能有效降低釬料熔點(diǎn)；Zr 元素可改善釬料的鋪展性；稀土元素可細(xì)化或改變部分脆性相的形狀，降低反應(yīng)層的硬度，改善界面結(jié)合，提高接頭強(qiáng)度。此外，采用在鈦合金表面預(yù)鍍鋁可有效改善金屬間化合物的生成和形狀，提高接頭力學(xué)性能。目前，使用Al基釬料所得的Ti/Al 接頭力學(xué)性能仍有待提高，直接釬焊條件下，接頭剪切強(qiáng)度普遍在70 MPa 左右。

2.2 鋅基釬料

現(xiàn)有研究中，暫未發(fā)現(xiàn)使用Zn 基釬料對(duì)Ti/Al接頭進(jìn)行直接釬焊的報(bào)道，推測(cè)與Zn 基釬料難以去除鈦合金表面氧化膜、對(duì)鈦合金潤(rùn)濕較差有關(guān)。對(duì)Zn 基釬料的研究比鋁基釬料少，而且焊接主要重點(diǎn)已從釬料成分配方轉(zhuǎn)移到焊接工藝、設(shè)備和方式方法上。目前，采用Zn 基釬料焊接Ti/Al 接頭在目前的研究報(bào)道中有兩種方法，一種是在鈦合金表面預(yù)先涂覆鋁及鋁合金，再進(jìn)行焊接的間接方法；另一種方法則采用了攪拌摩擦釬焊（FSB）這種新型焊接方式對(duì)Ti/Al 接頭進(jìn)行直接焊接。這兩種方法都進(jìn)一步降低焊接溫度，減少金屬間化合物的生成，獲得了不錯(cuò)的焊接結(jié)果，下面將對(duì)這兩種釬焊方法進(jìn)行描述。

2.2.1 鈦表面預(yù)制鋁層釬焊

馬志鵬等[29]采用Zn-Al-Cu-Si 釬料在非真空條件下對(duì)TC4 和2A12 使用直接超聲釬焊工藝和超聲預(yù)涂覆釬焊工藝進(jìn)行了釬焊實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，在420℃直接超聲釬焊時(shí)，施加超聲振動(dòng)5 s 可以將2A12 表面的氧化膜去除，形成良好的冶金連接，但是不能去除TC4 表面的氧化膜，釬焊接頭TC4 側(cè)有明顯的縫隙，抗剪強(qiáng)度僅有16 MPa。而在采用超聲預(yù)涂覆釬焊工藝時(shí)，先在600～800℃內(nèi)在TC4 表面制備純鋁層，然后將TC4 放入在釬料池在200～650℃超聲處理1～60 s，最后在420℃施加超聲振動(dòng)5 s 釬焊后，TC4表面氧化膜去除并生成兩層金屬間化合物 TiAl3和Ti-Al-Si 相，接頭抗剪強(qiáng)度可達(dá)120～141 MPa。圖2為采用超聲預(yù)涂覆釬焊工藝獲得的接頭微觀組織。

圖2 使用超聲預(yù)涂覆釬焊工藝所得釬焊接頭組織[29]Fig.2 Microstructure of brazed joint obtained with ultrasonic pre-coating brazing process

超聲預(yù)涂覆釬焊方法雖然獲得較好的結(jié)果，但該方法只能針對(duì)特定的材料尺寸進(jìn)行焊接，且普遍設(shè)備昂貴，因此馬志鵬等[30]又使用了一種操作方便的非真空刮涂釬焊方法，利用純鋁中間層和Zn-Al 釬料實(shí)現(xiàn)了TC4 鈦合金和2A12 鋁合金連接。刮涂釬焊是首先在600～900℃內(nèi)，讓鈦合金與純鋁反應(yīng)，反應(yīng)時(shí)間為30 s～60 min。其次TC4 與2A12 搭接在一起釬焊，試驗(yàn)溫度為420℃，釬料熔化后，利用工具在焊縫內(nèi)刮涂30～50 s，最后完成焊接。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，TC4 和2A12 的接頭成形良好，TC4 側(cè)界面產(chǎn)物僅有TiAl3金屬間化合物（如圖3 所示），且化合物層厚度隨著TC4 與純鋁反應(yīng)時(shí)間的延長(zhǎng)而增厚。拉伸時(shí)Ti/Al 接頭均斷裂于釬料中，最高抗拉強(qiáng)度可達(dá)到201 MPa。

圖3 TC4 與純鋁反應(yīng)2 min 釬焊接頭中TC4側(cè)界面形貌[30]Fig.3 Microstructure of TC4 interface after TC4 reacted with pure aluminum for 2 min

邱花等[31]使用Zn-3Cu-Si 釬料，利用現(xiàn)代超聲輔助焊接方式對(duì)表面預(yù)鍍純鋁的鈦合金和鋁合金進(jìn)行釬焊實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，使用超聲振動(dòng)釬焊法可以對(duì)鈦合金和鋁合金進(jìn)行有效金屬焊接。通過(guò)微觀組織觀測(cè)可以發(fā)現(xiàn)，焊縫中出現(xiàn)Zn-Al 固溶體，Si 顆粒完全與焊縫金屬結(jié)合，同時(shí)保持原有的規(guī)格尺寸。鈦合金浸入液態(tài)鋁時(shí)會(huì)在表面產(chǎn)生鈦化鋁顆粒，平均厚度在3 μm 左右，焊接時(shí)不會(huì)產(chǎn)生異常變化，最后保留在焊縫中。焊縫接頭最大抗剪強(qiáng)度可達(dá)180 MPa。

2.2.2 攪拌摩擦釬焊（FSB）

傳統(tǒng)釬焊方法中Zn 釬料不能直接用于Al/Ti 異種金屬的釬焊，必須焊前在Ti 表面進(jìn)行鍍、涂預(yù)處理。但是，采用由西安交通大學(xué)張貴鋒等發(fā)明的攪拌摩擦釬焊（FSB，friction stir brazing）方法可直接采用Zn 釬料進(jìn)行Ti/Al 的攪拌摩擦釬焊，焊前并不需要對(duì)Ti 表面進(jìn)行預(yù)處理。

西安交通大學(xué)張貴鋒等發(fā)明的攪拌摩擦釬焊[12]采用無(wú)針軸肩的摩擦熱作為熱源，同時(shí)利用旋轉(zhuǎn)軸肩對(duì)界面的擠壓、扭轉(zhuǎn)機(jī)械作用，使得FSB 具有優(yōu)異的機(jī)械破膜和共晶反應(yīng)排出氧化膜的優(yōu)點(diǎn)，通過(guò)去膜-潤(rùn)濕-擠出-擴(kuò)散系列反應(yīng)形成可靠接頭，他們采用去膜能力優(yōu)異的FSB 新型焊接方法對(duì)2 mm 薄板Al/Ti 散熱器進(jìn)行了焊接實(shí)驗(yàn)，對(duì)比研究了有無(wú)Zn 釬料對(duì)焊接的界面的影響。研究結(jié)果表明，無(wú)釬料時(shí)鋁鈦焊接板斷裂位置位于鋁鈦界面處，拉伸強(qiáng)度低；加入Zn 釬料后，通過(guò)膜下溶解能有效去除鋁母材處的氧化膜，且界面致密，未觀察到明顯的金屬間化合物（如圖4 所示），在375 mm/min 的焊速下獲得了斷裂于鋁母材的良好接頭，焊后鋁材載荷能達(dá)到純鋁載荷的73.4%。

圖4 界面中心區(qū)組織照片（375 mm/min）[12]Fig.4 SEM micrographs of interface center (375 mm/min)

上述兩種采用鋅基釬料的釬焊方式各有優(yōu)勢(shì)，如預(yù)制鋁層這種方法的優(yōu)勢(shì)在于將Ti/Al 焊接轉(zhuǎn)變?yōu)榱薃l/Al 焊接，在滿(mǎn)足并改善鈦側(cè)界面結(jié)合的同時(shí)降低了對(duì)釬料的元素組成和焊接溫度的要求，并且能獲得力學(xué)性能較好的接頭，最高剪切強(qiáng)度可達(dá)141 MPa。但該方法增加了焊接工序和設(shè)備，成本較高，且操作相對(duì)困難，不能適應(yīng)大面積焊接。相比而言，F(xiàn)SB 焊接過(guò)程中無(wú)需氣體保護(hù)，操作難度小，焊接速率高，具有高效、經(jīng)濟(jì)的明顯優(yōu)勢(shì)。目前，雖然FSB 的相關(guān)研究較少，但卻值得重視和深入探索。

2.3 錫基釬料

Sn 基釬料對(duì)鈦合金和鋁合金的潤(rùn)濕性較差，暫無(wú)使用Sn 基釬料對(duì)Ti/Al 接頭直接進(jìn)行釬焊的報(bào)道。目前主要采用的焊接方法為先在鈦合金和鋁合金母材表面沉積Cu，再進(jìn)行擴(kuò)散連接，所得接頭強(qiáng)度多在40 MPa 左右。

Alhazaa 等[32]以電化學(xué)沉積法在TC4 和Al7075表面沉積銅后使用Sn-3.6Ag-1Cu 箔進(jìn)行了擴(kuò)散焊。試驗(yàn)結(jié)果表明，Cu 層可抑制Al7075 表面氧化膜的形成，并提高釬料對(duì)兩種母材表面的潤(rùn)濕性；Ag 和Cu元素向鋁側(cè)擴(kuò)散，而Sn 元素則同時(shí)向鋁側(cè)和鈦側(cè)擴(kuò)散，元素?cái)U(kuò)散導(dǎo)致界面處形成了 Al2Cu,CuSn3Ti5,Ti3Sn,Mg2Sn,Sn3Ti5等多種金屬間化合物。最終接頭斷裂于界面金屬間化合物區(qū)域處，最高抗剪強(qiáng)度為42.3 MPa。

Kenevisi 等[33]在TC4 和Al7075 表面電化學(xué)沉積Cu 后使用Sn-10Zn-3.5Bi 釬料進(jìn)行TLP 連接。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，Ti,Al,Sn,Zn,Cu 等元素的擴(kuò)散導(dǎo)致接頭中形成Al2Cu,Mg2Sn,Cu3Ti2,TiAl,Ti3Al,Sn3Ti5等多種金屬間化合物，進(jìn)而使界面處產(chǎn)生冶金結(jié)合；隨著焊接時(shí)間增加，金屬間化合物的生成會(huì)導(dǎo)致接合界面的硬度增加。圖5 為焊接溫度500℃、保溫15 min時(shí)接頭界面微觀形貌。此外，Kenevisi 等[34]在相同工藝條件下使用Sn-4Ag-3.5Bi 對(duì)Ti/Al 接頭進(jìn)行TLP 連接實(shí)驗(yàn)時(shí)，發(fā)現(xiàn)在該實(shí)驗(yàn)條件下隨著焊接時(shí)間的增加，接頭結(jié)合強(qiáng)度會(huì)隨之增加，但在75 min 時(shí)接頭強(qiáng)度發(fā)生下降，分析認(rèn)為是金屬間化合物的生長(zhǎng)和晶粒粗化所致。接頭強(qiáng)度隨焊接時(shí)間變化規(guī)律如圖6所示。

圖5 TC4/Al7075 擴(kuò)散焊接頭界面微觀形貌（500℃-15 min）[33]Fig.5 SEM micrographs of TC4/Al7075 diffusion welding joint interface (500℃-15 min)

圖6 擴(kuò)散焊接頭強(qiáng)度隨連接時(shí)間變化規(guī)律[34]Fig.6 Diffusion welding joint strength varying with bonding time

2.4 銅基釬料

Ti/Al 接頭使用Cu 基釬料進(jìn)行焊接的方法目前主要為擴(kuò)散焊，且使用的銅基釬料主要為純Cu 箔，所得接頭力學(xué)性能低于相同實(shí)驗(yàn)條件下使用Al 基釬料的Ti/Al 接頭。

國(guó)內(nèi)學(xué)者曲文卿等[35]采用純Cu 釬料對(duì)TC4 和LF21 進(jìn)行了真空釬焊實(shí)驗(yàn)。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，純Cu釬料連接鈦合金與鋁合金主要依賴(lài)于Cu 與Al 首先發(fā)生共晶液相，然后再潤(rùn)濕鈦合金，最后形成有效連接。但由于Cu 與A1 元素的共晶反應(yīng)使母材LF21 發(fā)生了嚴(yán)重的熔蝕，因此盡管接頭斷裂于母材上，接頭的性能仍要低于實(shí)驗(yàn)中使用到的另外兩種Al 基釬料，平均接頭性能為96.6 MPa。

AlHazaa 等[36]采用22 μm 厚的銅箔作中間層進(jìn)行了TC4 和Al7075 的TLP 連接。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，焊接溫度為500℃，保溫時(shí)間為5～15 min 時(shí)，焊縫中仍保留一層較厚的富Cu 中間層；當(dāng)保溫時(shí)間增加至30 min 時(shí)，富Cu 中間層消失，等溫凝固形成了冶金結(jié)合，接頭內(nèi)形成了較大的擴(kuò)散過(guò)渡區(qū)。Cu 元素在向Al7075 擴(kuò)散過(guò)程中形成了θ(Al2Cu),T(Al2Mg3Zn3)和Al13Fe 等3 種共晶液相，向TC4 擴(kuò)散形成了Cu3Ti2相。接頭整體形貌如圖7 所示。隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，擴(kuò)散過(guò)渡區(qū)趨于均勻化，硬度有所降低。接頭力學(xué)性能測(cè)試均斷裂于Cu/Ti 界面處，當(dāng)保溫時(shí)間為30 min時(shí)，接頭的結(jié)合強(qiáng)度最高，為19.5 MPa。

圖7 銅中間層TLP 連接TC4/Al7075 接頭形貌（500℃-30 min）[36]Fig.7 TC4/Al7075 joint structure of middle copper layer TLP connection (500℃-30 min)

3 結(jié)論與展望

總體上，鈦合金與鋁合金的連接由于異種金屬之間理化性能的差異巨大，采用常規(guī)焊接方法容易在界面形成大量的脆性金屬間化合物，嚴(yán)重影響焊接接頭力學(xué)性能。而通過(guò)釬焊來(lái)連接鈦合金與鋁合金在焊接接頭質(zhì)量、精度方面具有一定優(yōu)勢(shì)，但依然存在焊接接頭脆性大和強(qiáng)度低等很多問(wèn)題，主要原因?yàn)榇嘈越饘匍g化合物的生成難以避免，因此，主要解決辦法是從釬料的成分設(shè)計(jì)出發(fā)，輔助釬焊工藝和設(shè)備的改進(jìn)。對(duì)于鋁基釬料，主要以添加適量Si 元素來(lái)減少Al-Ti 系金屬間化合物的生成，同時(shí)輔以適量的Ga、稀土元素等改善金屬間化合物的脆性以提高接頭力學(xué)性能。同時(shí)，也可以采用鈦合金表面預(yù)置鋁層的工藝方法，并以超聲設(shè)備輔助，可以有效破除母材表面氧化膜，配以鋅基釬料，還可進(jìn)一步降低焊接溫度，減少金屬間化合物生成，有效提高接頭強(qiáng)度。但這種方法增加了額外的焊接流程和設(shè)備，在操作性和經(jīng)濟(jì)性方面處于劣勢(shì)，而且鈦合金在熱浸鋁時(shí)浸鋁層的厚度較難控制，對(duì)要求高平行度的焊接結(jié)構(gòu)件難以實(shí)現(xiàn)。錫基和銅基釬料國(guó)內(nèi)外學(xué)者各有涉及，雖然保持了較低的焊接溫度，但總體上接頭強(qiáng)度不高，且焊接流程復(fù)雜或時(shí)間較長(zhǎng)，實(shí)用價(jià)值較小。目前，在Ti/Al接頭的釬焊報(bào)道中，馬志鵬等[29—30]使用Zn 基釬料獲得的接頭力學(xué)性能最好，剪切強(qiáng)度可達(dá)141 MPa；Al基釬料的相關(guān)研究較多，但接頭剪切強(qiáng)度普遍在70 MPa 左右；使用Sn 基和Cu 基釬料的接頭力學(xué)性能較低，使用Sn 基釬料的接頭剪切強(qiáng)度在40 MPa左右，而使用Cu 基釬料曲文卿等[35]獲得的平均接頭性能為96.6 MPa，低于相同實(shí)驗(yàn)條件下使用Al 基釬料獲得的接頭強(qiáng)度。另外，目前其他的焊接方法如攪拌摩擦釬焊（FSB）等在鈦合金與鋁合金的連接方面也顯示出了獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)和應(yīng)用前景，因此關(guān)于鈦合金與鋁合金的連接技術(shù)研究還有待深入發(fā)掘。