Transcript 第七章 扩散连接原理.ppt

LOGO
焊接成型原理
长春工业大学材料科学与工程学院
课件制作：徐世伟
指导教师：刘耀东
第七章
扩散连接原理
7.1
概述
7.2
固相扩散连接
7.3
超塑性成型扩散连接
7.4
瞬间液相扩散连接
7.5
扩散连接过程的数值模拟
§7.1 概述
扩散连接(Diffusion Bonding)是一种精密连
接方法，特别适合于异种金属材料、耐热合金和新材
料，如陶瓷、复合材料、金属间化合物等材料的连接
。随着新材料的迅速发展，近年来更加引起了人们的
兴趣和关注，并在航空、航天、电子和原子能等高技
术领域得到了广泛应用。
7.1.1 扩散连接的定义及其特点
扩散连接是将两待连接工件紧压在一起，置于真空或
保护气氛中加热至母材熔点以下温度，对其施加压力使两
连接表面微观凸凹不平处产生微观塑性变形达到紧密接触
，再经保温、原子相互扩散而形成牢固的冶金结合的一种
连接方法。
可见，扩散连接过程是在温度和压力的共同作用下完
成的，但连接压力不能引起试件的宏观塑性变形。
温度和压力的作用主要是:使连接表面微观凸起处产
生塑性变形而增大紧密接触面积，激活原子之间的扩散。
扩散连接时控制和保证接头质量的主要因素是连
接界面区原子扩散的情况。这正是扩散连接与其它连
接方法的不同之处，并因此而得名。
随着扩散连接的发展和工艺方法的多样化，为了
加速连接过程和降低对连接表面制备质童的要求，常
在被连接材料之间插人一层很薄的、容易变形的、促
进扩散的材料，即中间扩散层。
有时，中间扩散层与母材通过固态扩散会形成少
量液相合金或直接通过低熔点中间层的熔化形成液态
合金，填充缝隙而形成接头，这就是瞬间液相扩散连
接。
与其它连接方法、特别是熔化焊相比，扩散连接具有
下列优点和特点:
l）连接温度低，一般为母材熔化温度的0.4～0.8倍左
右，因而排除了由于母材熔化、焊缝结晶可能带来的种种
冶金缺陷(如气孔、裂纹和脆化等)对接头性能的影响;
2）由于是在固态下连接且连接压力并未引起塑性变形
，因而连接构件的尺寸精度高;
3）与其它连接方法相比，由热循环引起的连接接头区
域的残余应变和残余应力非常小;
4）扩散连接可成功地连接用熔化焊和其它连接方法
难以连接的材料，如弥散强化型合金、活性金属、高熔点
金属、耐热合金和复合材料等;也可实现熔化焊难以焊接
的各种不同类型、冶金上互不相容的异种金属材料以及金
属与陶瓷的连接;
5)扩散连接可与母材的热处理和超塑性成型过程同时
进行;
6)借助适当的方法，可以在低于母材再结晶温度下进
行扩散连接，因而经过加工的母材的性能连接后也几乎没
有损失。
7)可连接结构复杂、厚薄相差悬殊、精度要求高
的各种工件，以及有封闭性连接要求的工件，如蜂窝
夹芯板等;
但由于扩散连接要求被连接材料表面加工精度高、
并能均匀加压，因而，生产率较低，加之所用设备较
贵，使其应用范围受到一定限制。
7.1.2 扩散连接方法的分类
扩散连接发展至今，已出现了多种扩散连接方法，
可根据不同的准则进行分类。从连接的定义来看，一旦待
连接材料之间达到了紧密接触，对连接起主要作用的就是
扩散过程。而紧密接触和扩散过程受温度以及扩散连接界
面的性质(固相界面还是固液界而)的影响最为显著。因此
，以下我们将分别讨论固相扩散连接和液相扩散连接的原
理和过程。当然，也可按连接时是否使用中间层、连接气
氛来分类，具体的几种分类方法见图7一1。
图7一1 扩散焊分类图
扩散连接是一种适合于同种或异种金属、合金(特
别是难熔和可熔焊性差的金属材料)和无机非金属材料
连接的技术。各种材料扩散连接接头组合可分为四种
类型，如图7-2。
图7一2 扩散焊接头四种组合类型
(a) 同类材料；(b)异类材料；(c)同类材料加中间扩散层；
(d)异类材料加中间扩散层
为了加速连接过程、降低对连接表面加工精度的要求
，防止连接异种材料时产主低熔点共晶液相和脆性中间金
属间化合物等不利的冶金反应，减少或消除因线膨胀差异
引起的残余应力，采取在被连接材料之间加人另一种材料
的方法，如图7一2(c)，(d)所示。这种方法称为加中间扩散
夹层的扩散连接。
7.1 .3 扩散连接的研究与应用
由于扩散连接所具的上述优点，因此，在发展初期
就受到国内外科学家们的高度重视。在20世纪20一30
年代就成为了日臻成熟与完善的连接方法。在发达国家，
扩散连接在尖端科学技术部门起着十分重要的作用，且扩
散连接已发展为一种高生产率的、在众多企业中获得广泛
应用的连接技术。50年代研究成功的瞬间液相扩散连接
获得美国专利70年代又开发了超塑性成形一扩散连接。
这些新方法，不仅大大拓宽了扩散连接的适用范国.
促进了本身的发展，而且还解决了弥散强化的高温合金
蜗轮叶片、超音速飞机中钦合金构件的连接问题，使钛
合金在宇航工业中的应用取得了重要突破，获得了重大的
经济效益。特别是近年来随着各种新型结构材料(如陶瓷
、复合材料、金属间化合物等)的迅猛发展，在国际上又
掀
起了扩散连接研究与应用的又一个高潮。
我国在20世纪50年代末期才开始对扩散连接方法进
行研究，70年代又开始了专用扩散焊机的开发。目前，
大型超高真空扩散焊机、钛一陶瓷静电加速管和钛合金飞
机构件等产品的试制成功，标志着我国扩散连接己发展到
一个较高的水平。但在研究的深度和应用广度上与发达国
家相比仍有较大的差距。
Contents
§7.2 固相扩散连接
7.2.1 固相扩散连接的基本原理
金属材料是有着各自特有晶体结构并规则排列的原子
集团。扩散连接时，首先必须要使待连接母材表面接近到
相互原子间的引力作用范围。图7-3为原子间作用力和原
子间距关系的示意图。可以看出，两个原子充分远离时其
相互间的作用引力几乎为零，随着原子间距离的不断靠近
，相互引力不断增大。
当原子间距约为金属晶体原子点阵平均原子间距的
1.5倍时，引力达到最大。如果原子进一步靠近，则引力
和斥力的大小相等，原子间相互作用力为零，从能量角度
看此状态最稳定。这时，自由电子成为共有，与晶格点
阵的金属离子相互作用形成金属健，使两材料间形成冶金
结合。通过上述过程和机理来实现连接的方法即为扩散连
接。
但由于实际的材料表面不可能完全平整和清洁，因而
实际的扩散连接过程要比上述过程复杂得多。固体金属的
表面结构如图7一4所示，除在微观上表面呈凹凸不平外
，最外层表面还有0.2～0.3nm的气体吸附层，主要是
水蒸气、氧、CO2和H2S。在吸附层之下为3 ～4nm厚
的氧化层，是由氧化物的水化物、氢氧化物和碳酸盐等组
成。在氧化层之下是1 ～10μm的变形层。
图7一3 原子之间作用力与原子
间距离的关系
图7一4 固体金属的表面结构
也就是说，不管进行怎样的精密加工和严格的清洗，实际的待连
接表面总是存在微观凹凸、加工硬化层、气体吸附层、有机物和水分
吸附层以及氧化物层。再有，两母材在连接表面的晶体位向不同、不
同材料的晶体结构也不相同。这些因素都会影响到连接过程及连接机
理。
扩散连接时，通过对连接界面加压和加热，使
得表面的氧化膜破碎、表面微观凸出部发生塑性
变形和高温蠕变。因此，在若干微小区域出现金
属之间的结合。这些区域进一步通过连接表面微
小凸出部位的塑性变形、母材之间发生的原子相
互扩散得以不断扩大，当整个连接界面均形成金
属键结合时，也就最终完成了扩散连接过程。
7.2.2 固相扩散连接过程
目前，人们认为扩散连接包括以下三个过程 ：（1）塑性
变形使连接表面接触;（2）晶界迁移和孔洞消失;(3)界
面和孔洞消失过程。下面分别叙述各阶段的过程和机理。
(1)塑性变形使连接表面接触
固相扩散连接时，材料表面通常是进行机械加工后
再进行研磨、抛光(包括化学抛光)和清洗，加工后材料表
面在微观上仍然是粗糙的、存在许多0.1一5μm的微观
凹凸，且表面还常常有氧化膜覆盖。将这样的固体表面相
互接触，在不施加任何压力的情况下，只会在凸出的顶峰
处出现接触，如图7-5(a。初始接触区面积的大小与材料
性质、表面加工状态以及其它许多因素有关。
图7-5 扩散焊接过程三阶段机理示意图
(a)室温装配状态;(b)第一阶段;(C}第二阶段;(d)第三阶段
初始接触区面积的大小与材料性质、表面加工状态以及
其它许多因素有关。只有在高温下通过对连接体施加压力
，才能使表面微观凸出部位发生塑性变形，氧化膜破坏，
使材料间紧密接触面积不断增大，直到接触面积可以抵抗
外载引起的变形，这时局部应力低于材料的屈服强度，如
图7一5(b)和图7一6所示。
图7一6 扩散连接初期表面粗
糙度的下降
图7-7 钢扩散连接接头拉伸断口
的徽观形貌
(T=800℃，t =4min，P=16MPa)
图7一7为Cu短时扩散连
接接多拉伸断口形貌，图中
黑
色区域为未实现连接的区域
，白色带状区域为连接好的
区域拉伸时形成的韧窝。材
料不同时，上述特征也会发
生变化。图7-8为钛、铁、不
锈钢和铝短时扩散连接后的
断口形貌，可以看出Ti、Fe
和不锈钢与Cu的情况类似，
但A1的断口上未能观察到连
接区，表明Al较难连接。
图7一8 几种材料扩散连接接头拉伸断口的
微观形貌
(a)钛 (T=830℃,t =4min,P=12MPa)；
(b}铁(T=830℃,t =4min,P=14MPa);
(c)SUS304不锈钢钛 (T=1060℃,t =4min,
P=20MPa);
(d)铝钛 (T=600℃,t =4min,P=20MPa)
(2)扩散、晶界迁移和孔洞消失
与第一阶段的变形机制相比，该阶段中扩散的作用
就要大得多。连接表面达到紧密接触后，由于变形引起的
晶格畸变、位错、空位等各种缺陷大量堆集，界面区的能
量显著增大，原子处于高度激活状态，扩散迁移十分迅速
，很快就形成以金属键连接为主要形式的接头。由于扩散
的作用，可使大部分孔洞消失，也会产生连接界面的移动
。关于孔洞消失的机制阐述如下。
借助扩散和物质传递使孔洞闭合的模型示于图7一9
。从图可见，物质传递有多种途径，其中机制(2)为从表
面源至颈部的表面扩散;(3)为从表面源至颈部的体积扩
散；
(4)为从表面源蒸发并在颈部沉积;(5)为从界面至颈部的
晶界扩散；(6)为从界面至颈部的体积扩散。机制(2)和
(4)的驱动力是表面曲率的差异，物质从低曲率点向高曲
率区传输，这时，孔洞从椭圆状变为圆形。当孔洞的长短
轴之比等于1时，这些机制就不再起作用。(1)和性变形和
强化蠕变使孔洞闭合。凸面的微观蠕变能加速孔洞的(7)
分别为塑闭合，这种闭合过程包括:①孔洞高度的变化;②
孔洞的闭合，即凸度下降，多余的物质移向孔洞，从而增
大连接面积。
图7—9 扩散连接过程中几种物质传递机制的示意图
(a)表面源；(b)界面源；(c)体变形机制
该阶段通常还会发生越过连接界面的晶粒生长或再
结晶以及晶界迁移，使第一阶段建成的金属键连接变成牢
固的冶金连接，这是扩散连接过程中的主要阶段，如图
7-5(c）。但这时接头组织和成分与母材差别较大，远未
达到均匀化的状况，接头强度并不很高。因此必须继续保
温扩散一定时间，完成第三阶段，使扩散层达到一定深度
，以获得高质量的接头。
(3)界面和孔洞消失
通过继续扩散，进一步加强己形成的连接，扩大连
接面积，特别是要消除界面、晶界和晶粒内部的残留孔洞
，使接头组织与成分均匀化，如图7一5(d)所示。在这
个阶段中主要是体积扩散，速度比较缓慢，通常需要儿十
分钟到几十小时，最后才能达到晶粒穿过界面生长，原始
界面完全消失。
由于需要时间很长，第三阶段一般难以进行彻底。
只有当要求接头组织和成分与母材完全相同时，才不惜时
间来完成第三阶段。如果在连接温度下保温扩散引起母材
晶粒长大，反而会降低接头强度，这时可以在较低的温度
下进行扩散，但所需时间更长。
上述三个阶段是扩散焊接过程的主要特征，但实际上
这三个阶段并不是截然分开、依次进行的。实验结果表明
:这三个阶段彼此是交叉和局部重迭的，很难确定其开始
与终止时间，之所以分为三个阶段，主要是为了便于分析
与研究。
(4)固相扩散连接模型
人们为了更精确地描述扩散连接机理，提出了各种
各样的扩散接合模型。如模型Hamilton ，他仅考虑初始
阶段的塑性变形，未考虑以后的扩散作用。在Allen和
White的模型中，他们提出假设:无蠕变发生;空洞收缩时
，形状不变化;仅沿接合界面发生晶界扩散;在表面无杂
质污染。然而Hill和Wallah的分析表明:在连接的最后
阶段，蠕变是非常重要的。蠕变的程度及晶界扩散
都与该接合温度下的晶粒长大行为有关，并且，接合
界面附近的晶粒尺寸影响空洞的收缩。
在上述的模型中，空洞的形状将影响其结果的
准确性。在Allen和White的模型中，空洞为圆柱体
，而根据接合中不同阶段的SEM照片可知:空洞的纵
横比[h(高)/l长)]很小，并且形状十分复杂。对此
，Hill和Wallah提出椭圆形的孔洞。在此条件下，
主要的扩散机理将与空洞的h/l的大小有关。
根据Hill和Wa11ah的分析，塑性屈服引起的接合长度
为
式中P为施加的压力，σy为屈服应力，r为表面能，b为
模型中单元胞的宽度，rc为椭圆主半轴上曲线的半径
，单元胞如图7-10所示。
图7—10 单元胞的定义
在第二阶段，机理(2)一(4)对接合长度的贡献为
式中△L为接合长度变化率，△h为单元胞高度的变
化率，与接合温度有关，C为椭圆的主半轴，下标i
为扩散接合机理(2)一(4)。
界面作用引起的接合长度为
式中L为总的接合长度，b为单元胞的宽度，下标i为扩
散接合机理（5）—（7）。
则所有机理引起的接合长度相加，就获得总
的接合长度
该模型虽能预测接合长度与接合时的温度、压
力、时间的关系，但很难用实验进行验证。总之
，优异接头的形成主要与空洞的闭合有关，此外
，两种母材之间的互扩散也是重要的。
7.2.3 连接过程中表面氧化膜的行为
从图7一8所示的四种材料连接接头的断口形貌可
知，母材为Al时，未能实现金属之间的真实连接。通
过表面分析，已认识到铝材表面氧化膜的存在严重阻
碍了扩散连接过程的进行。图7-11为用俄息谱仪对几
种金属机械加工表面进行分析的结果。从谱峰位置及
其高度可看出其表面均存在为数较多的氧和碳。即使
进行真空热处理和表面研磨、也难以改变这种表面组
成的特征。这些含氧和碳的表面层的厚度一般在几个
纳米到几十纳米。ESCA分析结果表明该表面层为母
材的氧化物和吸附的碳。所以，几乎所有材料在扩散
连接初期均为表面氧化物之间的相互接触。
图7一11几种材料连接表面的 Aguer 分析结果
氧化膜的行为一直是扩散连接研究的重点问
题之一，总结归纳氧化膜的行为特点，可将材料
分为以下三种类型，其特征如图7-15所示：
(1)铁镍型:这类材料扩散连接时，氧化膜可
迅速通过分解、向母材溶解机制而去除，因而在
连接初期氧化膜即可消失。如镍表而的氧化膜为
NiO，1427K 时氧在镍中的固溶度为0.012%
，5nm厚的氧化膜在该温度只要
几秒即可溶解。铁也属此类。这类材料的氧化膜在不太
厚的情况下一般对扩散连接过程没有影响;
(2)铜、铁型:由于氧在基体金属中溶解度较小，所
以表面的氧化膜在连接初期不能立即溶解，界面上的氧化
物会发生聚集，在空隙和连接界面上形成夹杂物。随连接
过程进行，通过氧向母材的扩散，夹杂物数量逐步减少。
铜、铁和不锈钢均属此类。母材为钢铁材料时，夹杂物主
要是钢中所含的Al、Si和Mn等元素的氧化物及硫化物;
(3)铝型:这类材料的表面有一层稳定而致密的氧化
膜，它们在基体金属中几乎不溶，因而在扩散连接中不能
通过溶解、扩散机制消除。但可以通过微区塑性变形使
氧化膜破碎，露出新鲜金属表面，但能实现的金属之间的
连接面积仍较小。通过用透射电镜对铝合金扩散连接进行
深人系统的研究，发现6063铝合金扩散连接时氧化膜为
粒状Al2MgO4，Mg含量达到1w% - w 2.4%时，就
会形成MgO。图7-16为铝合金扩散连接界面氧化膜的微
观形貌。为了克服氧化膜的影响，可以在真空连接过程中
用高活性金属(如镁)将铝表面的氧化膜还原、或采用超声
波振动的方法使氧化膜破碎以实现可靠的连接。
氧化膜的行为近年来主要是采用透射电子显微镜进行
研究。此外，还可根据电阻变化来研究扩散连接时氧化膜
行为、连接区域氧化膜的稳定性以及紧密接触面积的变化
。
图7-15 扩散连接区氧化膜的变化过程
7.2.4 孔洞内气体的行为
扩散连接后未能消除的微小界面孔洞中还残留有气体
，在超高真空容器中将扩散连接接头拉断，采集孔洞中的
气体并用质量分析仪分析其成分。图7一17为在氢气气氛
中扩散连接的不锈钢接头孔洞中所含气体的分析结果，可
见除氢气外，还含有水汽。此外，被封闭在孔洞中的氢气
含量随连接时间增加并未减少，表明氢气不能扩散。进行
真空连接时，孔洞内也含有少量气体。图7一18总结了在
不同保护气氛中扩散连接时孔洞内所含的主要气体，可见
材料种类对气体也有影响。
其中，第一阶段是指两个存在微观凹凸的表面相互接触井
加热和加压时，凸出邵分百先发生塑性变形，在一些区域
实现了连接。连接表面之问显然充满了保护气氛，这样，
随普往法付程的拼行，孔洞内的残留气体就被封闭。
第二阶段是指被封闭在孔洞中的气体将和母材发生
反应，使其含量和组成发生变化。如前所述，氩气等惰性
气体不与母材反应，仅残留在孔洞中。相反，当气体能与
母材发生反应时，如形成氧化物、氮化物或氢化物时，则
孔洞内不会残留氧、氮以及氢。当气体与母材反应但不形
成化合物、而是固溶时，设气体为A2，则气体向金属M
的溶解反应为
A2 → 2［A］M
最终溶解反应达到平衡时孔洞内气体分压PA2可表示为
其中，αA为溶解在金属中组元的活度，△GΘ为反应的
标准自由能变化，SA为气体在金属中的溶解度。也即实
际气体分压PA等于平衡气体分压。
真空扩散连接时，孔洞中也会有气体残存。例如，
母材为铁(Fe)时，由于其中有固溶氮存在，尽管是在真
空中进行扩散连接，但固溶在母材中的氮会向孔洞扩散
，使得孔洞中氮分压大大增加。与氮类似，因大多数材
料也能固溶氢，所以在孔洞中也发现少量氢的存在。
图7-17在氨气中连接的不锈钢
接头断裂时放出的气体
图7一18 各种气氛中连接时连接
界面空隙中的残留气体
7.2.5 扩散连接时扩散孔洞问题
异种材料扩散连接时，由于母材化学成分不同，不同
元素的原子具有不同的扩散速度，扩散速度大的原子大量
越过界面向另一侧金属内扩散，而反方向扩散过来的原子
数量较少，这样就造成了通过界面向其两侧扩散迁移的原
子数量不等，移出量大于移入量的一侧就出现了大量的空
穴，集聚起来达到一定密度后即凝聚为孔洞，这种孔洞称
为扩散孔洞。这一现象是1974年Kirkendall等人研究
铜和黄铜扩散焊的过程中首先发现的:故称Kirkendall效
应。扩散孔洞可在连接过程中产生，也会在连接后长期高
温工作时产生。图7-19 为Ni/Cu/Ni扩散连接后接头的
微观形貌，可见扩散孔洞与界面孔洞不同，其特征是集聚
在离界面
一段距离的区域。这是因为Cu原子向Ni中扩散速度比
l原子向Cu中扩散大造成的。在无压力的情况下连接与
退火都会产生扩散孔洞。扩散孔洞的存在严重影响接头
的质量，特别是使接头强度降低。压力可减少孔洞，提
高接头强度。随着压力的增大，扩散孔洞减少。对已形
成扩散孔洞的接头，加压退火可有效的减少孔洞。
图7-19 Ni/Cu/Ni 扩散焊接头扩散孔洞金相照片上部；焊后，下部；
1000℃ 4h 退火 x270 （a)压力为0 ( 6}压力1. 75 MPa （c）压力8..4
MPa （d）压力17.5MPa
7.2.6 影响扩散连接质量的若干因素
温度、压力、时间、焊件表面状态、保护方法、母材
及中间层的冶金、理理性能等，是影响扩散连接过程及接
头质量的一些主要因素，如何选择连接规范参数以及这些
参数对连接过程与接头质量的影响分述如下。
(l)材料表面状态
连接表面的清洁度和平整度是影响扩散连接接头质量
的重要因素。下面首先讨论表面清洁可题。为了尽可能使
扩散连接表面清洁，可在真空或保护气氛中对连接表面进
行离子轰击、或进行辉光放电处理。此外，采用能与母材
金属发生共晶反应的金属作中间层进行扩散连接，也有助
于氧化膜和污染层的去除。
(2)连接温度
材料在连接加热过程中伴随着一系列物理的、化学
的、力学的和冶金方面的变化，面这些变化都要直接或间
接地影响到扩散连接过程及接头质量。连接温度的变化会
对连接初期表面凸出部位的塑性变形、扩散系数、表面氧
化物向母材内的溶解以及界面孔洞的消失过程等产生显著
影响，因而是扩散连接的重要因素之一。此外，有时连接
温度还决定了母材的相变、析出以及再结晶过程。
从扩散规律可知:扩散系数D与温度有指数关系，即
式中 D0 —扩散常数; R—气体常数; Q—扩散激活能; T—温度。
由上式可知:温度愈高，扩散系数愈大。同时，温度
愈高，金属的塑性变形能力愈好，连接表面达到紧密接触
所需的压力愈小。
从这两方面考虑，似乎连接温度愈高愈好。但是，加
热温度的提高受到被连接材料的冶金物理特性方面的限制
，如再结晶、低熔共晶和中间金属化合物的生成等。此外
，提高加热温度还会造成母材软化，因此要特别注意。
因此，不同材料组合的连接接头，应根据具体情况，
通过实验来选定连接温度。
最佳连接温度与连接的目的以及母材种类有关，使用中间层时也
会发生变化。一些金属材料的连接温度与熔化温度的关系见表7.1，
不同接头组合的最佳连接温度见表7.2。
温度对接头强度的影响见图7-21，连接时间为5min。由图可见，随
着温度的提高，接头强度迅速增加，但随着压力的继续增大，温度的影响
逐渐减小。如压力P为5MPa，1273K 时的接头强度比1073K的大
一倍多，而压力P为20MPa时，1273K的接头强度比1073K的
只增加了约0.4倍。此外，温度只能在一定范围内提高接头的
强度，过高反而使接头强度下降(图7一21中曲线3、4)，这
是由于随着温度的增高，
母材晶粒迅速长大及发生其
它变化的结果。总之，扩散
连接温度是一个十分关键的
工艺参数。选择时可参照已
有的试验结果，应在尽可能
短的时间内，尽可能小的压
力下达到良好的冶金连接，
而又不损害母材的性能。
图7- 21 接头强度与焊接温度的关系
1一P 为5MPa; 2一P为10MPa;
3一P 为20MPa; 4一P 为50MPa;
(3)连接压力
扩散连接时的加压必须保证不引起宏观塑性变形。加
压的作用在于:
(1)连接初期促使连接表而微观凸起部分产生塑
性变形;
(2)使表面氧化膜破碎并使金属直接接触实现原子问
的相互扩散;
(3)使界面区原子激活，加速扩散与界面孔洞的弥合
及消除;
(4)防止扩散孔洞的产生。
所以,压力愈大、温度愈高,紧密接触的面积也愈多
(4)连接保温时间
扩散连接所需的保温时间与温度、压力、中间扩散层厚
度和对接头成分及组织均匀化要求密切相关，也受材料表而状
态和中间层材料的影响。原子扩散走过的平均距离(扩散层深
度)与扩散时间的平方根成正比，异种材料连接时常会形成金
属间化合物等反应层，反应层厚度也与扩散时间的平方根成正
比，即抛物线定律。
式中 X — 扩散层深度或反应层厚度(cm);
t — 扩散连接时间(s);
k — 常数(cm/s1/2)。
因此，要求接头成分均匀化的程度越高，保温时间就将
以平方的速度增长。
（5）母材金属物理性质的影响
母材连接表面的微观塑性变形在扩散连接中具有重要
的作用。因此，母材的硬度、晶体结构、加工硬化层性质
、晶粒度、相变和析出等金属物理性质对扩散连接十分重
要。
图7一25所示为几种金属
能实现扩散连接的连接温
度与塑性变形量的关系。
当连接温度T≥Tm时,通常
立方晶格金属要比六方晶
格金属易于进行扩散连接
,且认为是前者的滑移系
较后者多的缘故。
图7-25 几种金属可实现固相连接
温度与压缩变形量的关系
晶粒越细，扩散连接也越容易。对于晶休结构会发生
变化的金属，以晶型转变温度为分界线，扩散系数也要变
化，因此也影响到连接过程的速度。此外，凡母材能产生
超塑性时，扩散连接就容易进行。
异种材料连接时，有时会形成Kirkendall孔洞，有
时还会形成脆性金属间化合物，使接头的力学性能下降。
此外，将线膨胀系数不同的两种母材在高温进行扩散连接
，冷却时由于界面的约束还会产生很大的残余内应力。构
件尺寸越大、形状越复杂、连接温度越高，产生的线膨胀
差就越大，残余内应力也越大，甚至可使接头中立即形成
裂纹。因此，在接头设计时一定要设法减少由线膨胀差引
起的内应力，特别要避免硬脆材料承受拉应力。为解决此
类问题，在工艺上可降低连接温度，或插人适当的中间层
，以吸收应力、转移应力和减小热膨胀差。
(6)扩散连接参数选择原则
连接参数的正确选择是为了获得致密的连接界面和优
良的接头性能。总结上述扩散连接机理，可根据图7一26
所示的路线选择连接参数。
图7-26 连接机理、连接缺陷和连接参数选择
为了有效地消除界面的夹杂物或氧化物及界面孔洞
，必须对连接表面进行彻底的清洁处理和精细加工。
7.2.7 异种材料扩散连接时的物理与化学问题
相对面言，异种材料之间的扩散连接要比同种材
料的连接复杂。这是因为:
(1)两种材料之间相互扩散常会形成脆性金属间化合物、氧
化物以及脱碳层等;
(2)材料的热膨胀系数不同连接后会产生残余应力。这两个
问题必然会对异种材料连接接头性能产生影响。
7 .2 .8 多相扩散与扩散路径
扩散连接的两材料之间为三元相图关系时，扩散连接
后形成的界面微观结构可以用扩散路径来描述。
首先分析一个最简单的二元扩散连接对的情况。
由固态的纯金属A和B组成的扩散连接偶在高温下经一
定时间后，沿扩散方向其初始界面完全台阶式的浓度
分布将转变为一个更加连续的浓度分布。二元体扩散
偶中经长时间扩散后，A与B之间形成的相顺序完全由
热力学决定，浓度分布与A-B相图之间具有良好的对
应关系(如图7一29)。形成的中何相层的厚度则取决
于原子在各相中的相互扩散系数的大小。
然而，对于几乎所有的陶瓷/金属系统，由于参与扩散的
组元通常多于二个，因而其扩散
过程和形成的相顺序就完全
不同于上述情况;同时，根
据相律，三元扩散偶中还能
形成两相区。在三元扩散偶
中，根据质量平衡原理，从
理论上讲可能会形成多种浓
度分布，当然，其中只能有
一种是真实的。 三元扩散
偶中的扩散过程常常用扩散
路径来表述。
图7-29 A/B扩散偶中形成的相顺
和成分分布与A-B 相图的关系
7.2.9 中间层材料的作用及其选择
为能促进扩散连接过程的进行，提高接头性能，扩散
连接时常常会在待连接材料之间插人中间层。有关中间层的
研究是扩散连接的一个重要方面。使用中间层时，就改变了
原来的连接界面性质，使连接均成为异种材料之间的连接。
中同层的选择从以下方面考虑，也就是说，合适的中
间层具有如下的效果:
(1)促进原子扩散，降低连接温度，加速连接过程;
(2)异种材料连接时，抑制脆性金属间化合物的形成;
(3)使用比母材软的金属作为中间层，借助其塑性变形，促
进连接界面的紧密接触；
(4)借助中间层材料与母材的合金化，如固溶
强化和析出强化，提高接头强度;
(5)连接热膨胀系数相差大的异种材料时，中
间层能缓和接头冷却过程中形成的巨大残余应
力。
Contents
§7.3 超塑性成型扩散连接
在一定温度下，组织为等轴细晶粒且晶粒尺
寸小于3μm 时，变形速率小于10-3 ～ 10-5 /s
时，拉伸变形率可达到100% ～ 1500%，这
种行为称为材料的超塑性。
超塑性扩散连接包括相变超塑性扩散连接和
等温超塑性扩散连接两种形式。下面分别介绍：
7.3.1 相变超塑性扩散连接
顾名思义，相变超塑性是由材料相变引起的。一种相变过
程是低温马氏体切变所导致的“相变诱导塑性”
(Transformation Induced Plasticity, TRIP)，但由于TRIP相变
没有扩散过程，因面无法用于固相扩散连接。因此，相变超塑
性扩散连接通常是利用热循环所产生的扩散性相变来进行。
热循环温度需经过相变温度，且连接时施加压力。相变超
塑性扩散连接曾用于高碳铸钢和金属钛的连接。连接铸钢时，
通过在600～900℃热循环发生的相变可得到令人满意的连接结
果。
这些实验均表明，利用相变超塑性可大大加速扩散连接过
程，特别是在连接的开始阶段。
7.3.2 等温超塑性扩散连接
由于钛合金的熔化焊焊接性很差，所以扩散连接已
大量用于钛合金的连接。
许多钛合金是α-β双相组织，如Ti-6Al-4V体系，
它们具有非常细的晶粒，若在350-950℃的高温下仍能
保持α粒子均匀分布在β基体中，则在高温下具有良好的
超塑性。
超塑性扩散连接这类合金时，通常选取具有最佳超
塑性的温度范围为连接温度。
7.3.3 超塑性扩散连接机理
从以上扩散连接过程的讨论可知，扩散连接主要依靠
变形和扩散来实现连接。虽然人们巳经发现利用材料的超
塑性可加速扩散连接过程，特别是在具有最大超塑性的温
度范围，扩散连接速率最高，表明超塑性变形与扩散连接
之间有着密切的联系。
在连接初期的变形阶段，由于超塑性材料具有低流变
应力的特征,所以塑性变形能迅速在连接界面附近发生,甚
至有助于破坏材料表面的氧化膜，因面大大加速了紧密接
触过程。实际上，真正促进连接过程的是界面附近的局部
超塑性。
由于超塑性材料所具有的超细晶粒，大大增加了界面
区的晶界密度和晶界扩散的作用，显著加速了孔洞与
界面消失的过程。
进行超塑性扩散连接时，可以是两母材均具有超
塑性特性，也可以是只有一边母材具有超塑性，甚至
在两母材均不是超塑性时，只要插人具有超塑性特性
的材料作为中间层，也可实现超塑性连接。
Contents
§7.4
瞬问液相扩散连接
7 .4.1 固相扩散连接的局限性
与熔化焊相比，固相扩散连接虽有许多优特点，解决
了许多用熔化焊难以连接的材料的可靠连接，但由于其连
接过程中材料均处于固相，因而也存在某些不足。
 首先，固体材料塑性变形较难，为了使连接表面达到紧密
接触和消除界面孔洞，常常需要较高的连接温度并施加较
大的压力，这样仍然会有引起连接件宏观变形的可能性;
 其次，固相扩散速度慢，因而要完全消除界面孔洞、并使
界面区域的成分和组织与母材相近，通常需要很长的连接
时间，生产效率较低;
 再有，因为要同时加热和加压，固相扩散连接设备也比钎
焊设备复杂得多，连接接头的形式也受到限制。
为了克服固相扩散连接的上述不足，人们又发明了瞬
间液相扩散连接方法，该方法首先在弥散强化Ni基超合
金的连接上得到应用，并获得了美国专利。
7.4.2
瞬间液相连接的基本特征
瞬间液相连接是在连接过程开始时中间层熔化形成液
相，液体金属浸润母材表面填充毛细间隙，形成致密的连
接界面。随后，在保温过程中，借助固液相之间的相互扩
散使液相合金的成分向高熔点侧变化，最终发生等温凝
固和固相成分均匀化，接合区域组织与母材相近，不会残
留凝固铸态组织，这种连接方法称为瞬问液相连接（TLP
连接）。
用于TLP 连接的中间层主要有两类：

一类是低熔点合金中间层，其成分常常与母材相近，
但添加了少量能降低熔点元素,使其熔点低于母材。因此
，加热时中间层直接熔化形成液相;

另一类是与母材能发生共晶反应形成低熔点合金的中
间层。
7.4.3 瞬间液相扩散连接过程与模型
研究表明TLP连接过程可分为四个阶段:
(l)中间层溶解或熔化;(2)液相区增宽和成分均匀化; (3)
等温凝固;
(4)固相成分均匀化。
模型的建立基于以下几点假设:
(1)固液界面呈局部平衡;(2)由于中间层的厚度很薄,忽
略液体的对流,从而把TLP连接作为一个纯扩散问题处理
;(3)液相和固相中原子的相互扩散系数DS和DL与成分无
关，并且α，β和液相(L)各个相的偏摩尔体积相等。
图7一33示意地表示了在TLP连接的不同阶段连接区域中
成分的变化。
7.4.4 陶瓷的部分瞬间
液相扩散连接
虽然固相扩散连接和活性钎焊
解决了许多陶瓷连接的实际问题
，但在耐高温连接上仍然有很多
图7-33 A-B二元共晶平衡相
图的示意图
困难。因此，人们在瞬间液相连
接的基础上又开发了“部分
瞬间液相连接”(PTLP连接)方法用于陶瓷的连接。
PTLP连接使用不均匀中间层(如B/A/B形式)，并且
中间层在连接过程中并不全部熔化，仅在靠近陶瓷表面
处形成局部液相区。获得局部液相区的方法有两种，
 一是把一层薄的低熔点金属或合金层(B)沉积到高熔点的
金属或合金箔(A)上，连接温度超过B的熔点时，B熔化
形成液相;
 另一方法是选择具有共晶相图关系的金属系统，即A与B
之间为共晶相图关系，且B的厚度比A的厚度小得多，这
时可通过在它们共晶点温度以上的界面共晶反应获得液相
。
图7-34示意地描述了PTLP连接的过程(为简化起
见，仅以第一种方法为例)。
图7-34 PTLP连接过程示意图
(a)陶瓷/中间层/陶瓷 (b)微观设计的中间层 (C}连接后的均匀中间层
陶瓷PTLP连接过程与金属材料TLP连接基本类似，也包
括四个阶段。但它们的最大区别在于前者连接过程中会形
成反应层。
图7- 35 示意地表示了PTLP连接的几个阶段，并把反应
层分为两部分：
 一是在液相区成分均匀化过程中形成的,其厚度用
Z2表示;
 另一是在等温凝固过程阶段形成的,其厚度用Z3表示。
图7-35 陶瓷PTLP连接过程的示意图
(a)初始状态; 中间层已熔解;(G) 液相区均匀化和形成反应层;(d)等温凝固 Contents
§7 .5 扩散连接过程的数值模拟
目前主要从以下三个方面对扩散连接行为进行了模拟
研究:
(l)界面孔洞消失过程的机理模拟，即物理接触行为的模
拟;
(2)接头元素扩散与反应层形成的模拟;
(3)接头变形及应力行为的模拟。
下面对此一一介绍：
7.5.1 接头物理接触行为的模拟
（1）界面孔洞消失过程的机理
界面孔洞消失过程主要受以塑性流动为主体的“
变形机理”和以原子扩散为主体的“扩散机理”的控制
。为了模拟界面紧密接触和孔洞消失过程，人们从以下
方面进行了研究。
①界面几何模型；②塑性变形机理；③粘塑性变
形机理；④界面扩散机理；⑤体积扩散机理；⑥表面扩
散机理。
图7一37 扩散连接过程的二维模型
(2)优势机理及其变化
① 优势机理
在同时作用的几个机理中，将瞬时由某一接合机理作用下
，使界面紧密接触过程进行速度超过其它接合机理作用者
称为优势机理，将在整个焊接过程中对界面紧密接触过程
的累积贡献最大者称为主体支配机理。
②表面状态、压力与温度对界面紧密接触机理的影响：
表面越平整即L变小或压力变小时,扩散机理的贡献逐渐加
大，变为优势机理。
压力加大，粘塑性变形机理的累积贡献逐渐
变大，成为优势机理。表面越平整，变成优势机
理所需的临界压力越大。
温度升高不仅使扩散速度按指数关系增大，
而且还会影响到粘塑性变形机理作用的效果,压力
愈大其影响愈大。随温度上升，接合过程的支配
机理由界面扩散向体积扩散转变，当温度接近熔
点时，粘塑性变形机理作用已不能忽视。
7 .5 .2元素扩散与反应层形成的模拟
元素扩散与反应层形成机理是指原子在连接界面处的
传输、界面结构的形成条件和形成过程，主要涉及反应热
力学和反应动力学等内容。
(1)合金元素的扩散
合金元素的扩散决定了材料间原子扩散距离以及接头
处的成分均匀化程度。合金元素扩散的研究常以Fick第二
定律为基础，根据一定的初始条件和边界条件，可得到扩
散物质在材料内部和界面交界处的浓度分布曲线。
图7一39给出了计算所得的扩散连接元素的浓度分
布图，可以看出模拟曲线与实际探针曲线较为接近。
(2)反应层的形成
异种材料扩散连接时，在接头中往
往会出现与基体材料性能不同的各
种新相，脆性金属间化合物相的产
生会弱化接头性能，因此研究扩散
连接过程中，脆性金属间化合物的
形成和长大机理，进而对它进行控
制，是异种材料连接的重要内容。
①反应热力学
在扩散连接中，反应产物的形成都
是按一定的化学反应进行
图7- 39扩散连接元素浓度分布
的，反应能否发生则由其热力学条件所决定。但应该注意
的是，尽管在热力学上指出一个反应的自由能变化越负，
与该反应对应的产物形成的可能性越大，但在试验条件下
能否形成，还取决于动力学条件。
②反应动力学
扩散连接中金属间化合物形成和生长过程的初始阶段主要
包括以下几个过程:
a)接触金属以不同的速度进行互扩散，在晶体结构
缺陷周围形成过饱和固溶体，在含扩散元素浓度高的缺陷
区域形成新相晶核;
b)金属间化合物晶核沿接头界面横向生长，长大的金属
间化合物连成整体，并转向正常的纵向生长;
c)当生长到一定厚度时开始在其界面上形成第二种金属
问化合物的晶核;
d)第一种金属间化合物层进一步长大，第二种金属间化
合物横向生长，连成整体。
反应产物出现后，面临的就是成长问题。目前对扩散连
接研究的试验结果都证实整个反应层的厚度随温度和时间的
变化关系符合抛物线规律，且反应产物中单个反应层的厚度
也可用抛物线规律来描述。
7.5.3 接头变形与应力行为的模拟
扩散连接接头力学行为的模拟主要集中在异种材料接
头(如陶瓷/金属连接接头)的残余应力分析上。分析计算
方法常采用解析方法和有限元方法。
(1)解析法
解析法是扩散连接中残余应力分析的经典方法。在解
析法中，所假设的接头几何模型有柱体模型(被焊材料的
界面尺寸小于其垂直方向的尺寸)和板状模型(被焊材料的
界面尺寸大于其垂直方向的尺寸)两类。计算结果表明，
最大拉应力出现在界面附近的陶瓷表面处，这与试验结果
和有限元分析结果一致。
(2)有限元和边界元法
有限元和边界元法是伴随计算机软件、硬件技术发展起来
的结构分析方法，包括线弹性分析和弹塑性分析方法。线
弹性分析的前提是假设被连接材料在整个连接过程中均为
弹性体。
这种假设虽然对陶瓷适用，但由于金属在高温下会
发生塑性变形，因面对金属来说就存在较大差异。这就使
得用线弹性分析得到的残余应力要高于实际残余应力，有
时甚至超过材料的断裂强度力。但实际上材料连接后并未
破坏，表明并不存在如此高的残余应但线弹性分析得到的
应力分布趋势与实际测鼠结果一致，对了解残余应力在接
头中的分布仍然十分重要。
弹塑性分析考虑了金属的塑性变形对残
余应力的影响，比线弹性分析结果更加接近
实际，特别是进一步考虑材料性能(如热膨胀
系数、弹性模量)与温度的关系后，使计算结
果更加准确。目前已有许多商用软件如
ADINA，ANCESS和ABAQUS等可进行
弹塑性分析计算。
本章小结
扩散连接不同于熔化焊和钎焊，属压力焊和固相连接
范畴，在扩散连接中有液相参与时称为瞬间液相连接。扩
散连接是温度和压力共同作用下，使两连接表面产生微观
塑性变形达到紧密接触，再通过原子相互扩散消除界面微
观孔洞，最终形成牢固冶金结合的一种连接方法。扩散连
接过程包括:
(l)塑性变形使连接表面接触;
(2)扩散、晶界迁移和孔洞消失;
(3)界面和孔洞消失。
金属表面氧化膜的存在严重地影响了金属之间的真实
接触和连接质量，氧化膜的行为与连接材料的性质关系密
切，可分为:钛镍型，铜、铁型和铝型，属铝的氧化膜影
响最大。
除由于材料表面微观凹凸不平会引起界面孔洞外，异
种材料连接时还有产生扩散孔洞的可能性。
扩散连接的主要工艺参数包括:材料表面粗糙度、连
接温度、压力、时间和母材金属物理性质等。连接温度
T≈0.7Tm。异种材料扩散连接所遇到的问题可分为相互
扩散引起的和材料热膨胀差引起的。前者与材料相图关系
有关，如会形成脆性金属间化合物，后者主要引起残余热应力
(特别是陶瓷、玻璃与金属连接时)，可采用降低连接强度、插
入中间层的方法来解决这些问题。
瞬间液相扩散连接时所用的中间层被溶解或熔化形成类似
于钎料的液相浸润母材表面，随后通过等温凝固过程液相区又
消失，使接头具有固相扩散连接的特征，由于有液相参与，降
低了对表面加工精度的要求，连接压力也很小。其连接过程可
分为四个阶段:中间层溶解、液相区扩大、等温凝固和固相成分
均匀化。
部分瞬间液相连接用于陶瓷的连接，这时关键是要考虑形
成反应层对连接过程的影响。
扩散连接过程的数值模拟是预测和分析连接质量的重要手
段。