李云月，董顯，沈元?jiǎng)?，秦建，劉德運(yùn)，趙明遠(yuǎn)

鄭州機(jī)械研究所有限公司 新型釬焊材料與技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，河南 鄭州 450001

0 引言

鎳基高溫合金具有高強(qiáng)度、高韌性和抗蠕變能力，在高溫下具有良好的抗氧化和抗腐蝕能力。合金中Cr，Ti，Al，Co，F(xiàn)e，Nb，Mo，W和Ta等元素的存在進(jìn)一步提升鎳基高溫合金強(qiáng)度，因此該材料被廣泛應(yīng)用于航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)部件，如導(dǎo)葉、渦輪葉片、渦輪盤等部件均由鎳基高溫合金材料制備而成。

隨著航空航天等高端行業(yè)的快速發(fā)展，各種飛行器，探測(cè)器向高速化、遠(yuǎn)射程、輕量化、高可靠方向快速發(fā)展，對(duì)材料性能要求也越來越高［5-7］。以Ti3Al（TiAl）金屬間化合物為基體的TiAl系高溫合金，因其熔點(diǎn)高、比強(qiáng)度高、密度低、抗蠕變性能好等優(yōu)點(diǎn)，被認(rèn)為是制造航天器和飛機(jī)發(fā)動(dòng)機(jī)最有前途的工程材料之一［8-9］。與目前航空航天領(lǐng)域廣泛使用的鎳基高溫合金相比，TiAl系合金可以顯著減輕飛機(jī)質(zhì)量，提高其發(fā)射和飛行效率。但是采用TiAl系合金整體加工零件難度很大，并且成本較高。如果將TiAl系合金與鎳基高溫合金進(jìn)行連接，則可以同時(shí)結(jié)合兩種材料性能上的優(yōu)勢(shì)，并能降低成本，進(jìn)而實(shí)現(xiàn)TiAl系高溫合金和鎳基高溫合金在航空天航天領(lǐng)域的深化應(yīng)用。

1 TiAl系合金與鎳基高溫合金焊接性分析

目前，TiAl系合金的連接方法主要有熔焊、摩擦焊、擴(kuò)散焊、釬焊等［10-13］。在眾多焊接方法中，熔焊易產(chǎn)生裂紋、接頭力學(xué)性能較差；摩擦焊與擴(kuò)散焊雖然實(shí)現(xiàn)了TiAl系合金的連接，但是接頭區(qū)域組織易長(zhǎng)大粗化，導(dǎo)致接頭內(nèi)有眾多脆性相生成。釬焊具有操作簡(jiǎn)單、焊接溫度較低、基體不熔化、接頭強(qiáng)度高、接頭適應(yīng)性廣等優(yōu)點(diǎn)，將釬焊應(yīng)用于TiAl系合金的連接，對(duì)拓寬其應(yīng)用范圍有著重要作用［14］。

氬弧焊、電子束焊、釬焊和擴(kuò)散焊均可以實(shí)現(xiàn)鎳基高溫合金的連接［15-18］，但由于鎳基高溫合金中添加了W/Cr/Co/Mo等固溶強(qiáng)化元素和P/S/C/B等微量元素，焊縫裂紋的敏感性將提高，使得焊后顯微組織存在成分偏析、脆性相增加等缺陷，這將導(dǎo)致接頭力學(xué)性能的下降。

對(duì)于TiAl合金與鎳基高溫合金的連接，兩種材料的化學(xué)成分差異明顯，獲得良好的焊接接頭對(duì)TiAl合金與鎳基高溫合金的有效連接至關(guān)重要。兩種材料的熱膨脹系數(shù)也有很大的不同［19-20］，在焊接過程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力會(huì)使接頭力學(xué)性能降低。另外，由于Ti的活性較大，與Ni、Al之間容易發(fā)生反應(yīng)［21-22］，因此，Al-Ni-Ti體系金屬間化合物容易形成，進(jìn)而導(dǎo)致接頭強(qiáng)度降低。

因此，為了成功地將TiAl合金與鎳基高溫合金進(jìn)行連接，必須選擇合適的焊接方法和工藝，以避免接頭殘余應(yīng)力的產(chǎn)生，減少焊縫中金屬間脆性化合物相的生成［23-26］。釬焊屬于整體均勻加熱，引起的應(yīng)力和變形小，在保證焊件整體尺寸與精度的同時(shí)釬焊工藝生產(chǎn)效率高，單次可實(shí)現(xiàn)上萬條焊縫的連接，并且可實(shí)現(xiàn)多個(gè)零件同時(shí)釬焊。本文對(duì)TiAl系合金與鎳基高溫合金異種金屬之間釬焊的進(jìn)展進(jìn)行綜述，主要探討釬焊過程中釬料成分及工藝對(duì)釬焊質(zhì)量的影響。

2 TiAl系合金與鎳基高溫合金國(guó)內(nèi)外釬焊研究現(xiàn)狀

2.1 Ti基釬料釬焊TiAl系合金與鎳基高溫合金

陳波等［27］采用Ti-Zr-Cu-Ni釬料真空釬焊Ti3Al/GH536。由于兩種材料成分差異很大，在釬焊接頭中產(chǎn)生了Fe-Ti、Ni-Ti等脆性化合物。此外，釬焊接頭基體中存在較長(zhǎng)的縱向裂紋，嚴(yán)重影響釬焊接頭性能。在釬焊溫度為960 ℃、保溫5 min時(shí)，接頭的平均剪切強(qiáng)度僅為86.4 MPa。

LI等［28］研究了采用Ti-Zr-Cu-Ni-Fe-Co-Mo釬料在不同釬焊溫度和釬焊時(shí)間下所獲γ-TiAl/GH536釬焊接頭的組織和性能。結(jié)果表明：γ-TiAl/GH536釬焊接頭存在4種界面反應(yīng)層。當(dāng)釬焊溫度為1 090～1 170 ℃，釬焊時(shí)間為0～20 min時(shí)，焊縫厚度和接頭平均抗剪強(qiáng)度呈先增大后減小的趨勢(shì)。當(dāng)釬焊溫度為1 150 ℃、釬焊時(shí)間為10 min時(shí)，接頭的抗剪強(qiáng)度最高，達(dá)到262 MPa（見圖1），斷口形貌為典型解理斷口，主要由塊狀A(yù)l3NiTi2脆性金屬間化合物組成。脆性Al3NiTi2和TiNi3金屬間化合物是裂紋產(chǎn)生和接頭強(qiáng)度下降的主要因素。

圖1 1 150 °C釬焊10 min的接頭剪切斷裂路徑、斷口形貌及斷口XRD衍射圖譜［28］Fig.1 Shear fracture path and fracture morphology of joint brazed at 1150 °C for 10 min；XRD pattern of fracture surface after shear test［28］

Zhang等［29］采用Ti-33Zr-16Cu-13Ni釬料實(shí)現(xiàn)了Ti5Si3/Ti3Al復(fù)合材料與Inconel 718合金的可靠釬焊。在釬焊溫度為900 °C、保溫時(shí)間5 min時(shí)，接頭顯微組織如圖2所示，典型組織為Ti5Si3/Ti3Al/Ti3Al/Ti5Si3+Ti2Ni+α-Ti/Ti2Ni+Fe2Ti/Cr7Ni3+TiNi3+Ni（Cr，F(xiàn)e）固溶體/Inconel 718基體。最佳的抗剪強(qiáng)度為208 MPa。在600 ℃和650 ℃條件下，接頭的高溫剪切強(qiáng)度分別達(dá)到335 MPa和365 MPa。

圖2 釬焊溫度900 °C，保溫5min的高放大圖像［29］Fig.2 High magnification image of brazing temperature 900 °C and holding time 5 minutes ［29］

王華平［30］采用單輥旋浮法制備了TiZrBeCo系非晶釬料，對(duì)GH536和TiAl合金進(jìn)行釬焊，釬焊界面典型結(jié)構(gòu)為：（Ni-Fe-Cr）固溶體/富Ti（Ni-Cr-Fe）固溶體/含有Ti2Ni、NiZr2析出相的TiZrBe共晶組織/TiZrBe共晶組織/富Al（TiZr）固溶體組織/TiAl合金母材的TiAl、Ti3Al。釬焊過程中，非晶態(tài)釬料TiZr-BeCo與TiAl合金和GH536母材組元相互溶解、相互擴(kuò)散并形成新相，這種伴隨著擴(kuò)散而產(chǎn)生新相的反應(yīng)擴(kuò)散行為是異質(zhì)接頭獲得良好性能的關(guān)鍵。在釬焊溫度850 ℃、保溫時(shí)間40 min時(shí)，室溫剪切強(qiáng)度達(dá)297 MPa。

董多［31］分別采用Ti-28Ni合金釬料及TiCrCuNi非晶釬料對(duì)TiAl合金和GH4169進(jìn)行釬焊。兩種釬焊接頭形成的典型組織為：TiAl/α2-Ti3Al+Al3NiTi2/Ti2Ni+Ti（s，s）+α2-Ti3Al/Cr（Cr，Ni）ss+Ni（Cr，Ni）ss/GH4169；TiAl/α2Ti3Al+Al3（Ni，Cu）Ti2+Al（Ni，Cu）2Ti/AlCu2（Ti，Zr）+（Ti，Zr）（Ni，Cu）+Ti2（Ni，Cu）/Cr（Ni，Cr，F(xiàn)e）ss+Ni（Ni，Cr，F(xiàn)e）ss/GH4169。使用Ti-28Ni釬料連接時(shí)，隨著釬焊溫度的升高，接頭的剪切強(qiáng)度先升高后下降。在釬焊溫度為1 010 ℃時(shí)，接頭的剪切強(qiáng)度達(dá)到最大，約為183.7 MPa；980 ℃時(shí)反應(yīng)層較薄，接頭斷裂于GH4169側(cè)的反應(yīng)區(qū)。在1 010 ℃的接頭中，GH4169側(cè)反應(yīng)區(qū)的厚度明顯增加，其承受載荷能力升高，所以接頭強(qiáng)度較高。在更高的釬焊溫度下，由于熱裂紋的存在，接頭強(qiáng)度有所降低。使用TiCrCuNi非晶釬料連接時(shí)，隨著釬焊溫度的升高，接頭強(qiáng)度呈逐漸增加趨勢(shì)，在960 ℃時(shí)達(dá)到最大值241.9 MPa。在900 ℃、930 ℃釬焊時(shí)，接頭主要沿GH4169母材附近的反應(yīng)層斷裂；在960 ℃釬焊時(shí)，斷裂位置轉(zhuǎn)移至釬縫中心處；進(jìn)一步提高釬焊溫度，Ti、Al、Ni等合金元素進(jìn)一步向釬縫中心擴(kuò)散，脆性的Al（Ni，Cu）2Ti相體積分?jǐn)?shù)增加，同時(shí)在釬焊過程中脆性相發(fā)生粗化，釬焊接頭的力學(xué)性能降低。

許鵬等［32］在Ti-Cu-Ni基釬料中加入La元素，并釬焊Ti3Al合金和GH536 高溫合金。La元素的加入不僅降低了液態(tài)釬料的表面張力、提高釬料的潤(rùn)濕鋪展能力，而且影響了接頭的微觀組織，改善了接頭的力學(xué)性能。當(dāng)La含量為1.5%時(shí)，釬焊接頭的抗拉強(qiáng)度達(dá)到 273 MPa。

Li等［33］以Ti為中間層，實(shí)現(xiàn)了TiAl與GH99高溫合金的接觸反應(yīng)釬焊。試驗(yàn)研究了GH99高溫合金中主要合金元素Cr、Mo、W和Co對(duì)接頭界面組織演變的影響。結(jié)果表明，合金元素主要集中在GH99高溫合金相鄰區(qū)域的（Ni，Cr）ss（γ）相和接頭中部區(qū)域的Ti3Al（α2）+α-Ti+β-Ti相中。與Ni/Ti/TiAl接頭相比，GH99中的合金元素延緩了GH99/Ti/TiAl接頭液相的形成。此外，這些溶解在GH99/Ti/TiAl結(jié)合部的合金元素不僅是β-Ti相穩(wěn)定元素，促進(jìn)了β-Ti +α-Ti +α2相的形成，還能提高GH99/Ti/TiAl接頭的延展性和高溫性能。

2.2 Ni基釬料釬焊TiAl系合金與鎳基高溫合金

何鵬等［34］采用BNi2釬料釬焊TiAl基合金與GH99鎳基高溫合金。釬焊接頭的典型界面結(jié)構(gòu)為GH99/γ+Ni3B+CrB+Ti-B/TiNi2Al/TiNiAl+Ti3Al/TiAl，界面組織形貌如圖3所示。隨著釬焊溫度或保溫時(shí)間的增加，BNi2釬料向基體中擴(kuò)散的B、Si元素增多，接頭中的硼化物含量降低，釬縫中TiNi2Al和Ti-NiAl+Ti3Al厚度增加。當(dāng)釬焊溫度為1 050 ℃、保溫時(shí)間5 min時(shí)，接頭的抗剪強(qiáng)度達(dá)到205 MPa，接頭斷裂主要發(fā)生在TiNiAl金屬間化合物層。釬焊溫度或保溫時(shí)間的進(jìn)一步增加會(huì)導(dǎo)致TiNiAl金屬間化合物增多，從而降低連接性能。

圖3 TiAl /BNi-2 /GH99 釬焊接頭的界面組織形貌及XRD圖譜［34］Fig.3 Interfacial microstructure of the joint brazed at 1050 ℃ for 10 min［34］

Ren等［35］采用NiCrFeSiB釬料對(duì)Ti2AlNb合金和GH536高溫合金進(jìn)行釬焊，釬焊接頭元素區(qū)域分布如圖4所示。在靠近Ti2AlNb母材的接頭處形成了Ti2Ni（Al，Nb）、AlNi2Ti和TiB2脆性金屬間化合物層。這些脆性反應(yīng)層導(dǎo)致焊縫處顯微硬度增高，力學(xué)性能下降。通過等溫凝固形成γ固溶體，在冷卻過程中β1-Ni3Si相在γ固溶體中析出。釬縫中形成了Ni3B、β1-Ni3Si和CrB相。在GH536母材合金的擴(kuò)散影響區(qū)內(nèi)形成塊狀和針狀的硼化物。Ti2AlNb/GH536釬焊接頭在室溫下的最大抗拉強(qiáng)度為425 MPa，在923 K時(shí)抗拉強(qiáng)度達(dá)到373 MPa。

圖4 釬焊接頭元素區(qū)域分布［35］Fig.4 Element area distribution maps［35］

Dong等［36］針對(duì)TiAl基和Ni基高溫合金釬焊的難點(diǎn)，提出一種新的釬焊方法——熱塑性釬焊，采用熱塑性鍵合方法制備了高溫（Ni60Nb15Zr15Ti10）98Co2塊體金屬玻璃（BMG）合金，并將其作為釬料連接TiAl-Ni基高溫合金。討論了BMG在過冷液相區(qū)的超塑性填充行為和釬料熔點(diǎn)以下的原子擴(kuò)散。研究結(jié)果表明BMG在過冷液相區(qū)發(fā)生超塑性變形后，母材與BMG釬料之間首次實(shí)現(xiàn)了良好的預(yù)結(jié)合，如圖5所示。在外力作用下，BMG完全填充了界面區(qū)域的裂紋和孔洞。接頭內(nèi)新形成的相有兩種模式：非晶晶化，釬料與基體合金之間的相互擴(kuò)散和反應(yīng)。中間區(qū)域首先形成了尺寸較小的等距基體相AlNi2Ti，然后在界面區(qū)域形成了NiNb和Ti-Al-Ni金屬間化合物。室溫和1 023 K下的剪切強(qiáng)度分別高達(dá)365 MPa和260 MPa。

圖5 TiAl和Ni基合金在過冷液相區(qū)超塑性變形后界面的微觀形貌［36］Fig.5 Microscopic morphology of interfaces of TiAl-based and Nibased alloys after superplastic deformation in the superliquid region［36］

胡勝鵬等［37］采用非晶態(tài)BNi-2釬料實(shí)現(xiàn)了高鈮TiAl合金（TAN）與 GH3536 合金的連接，并獲得組織和性能良好的釬焊接頭。釬焊接頭的典型界面組織為 TAN/B2+τ3/τ4+ （Ni-Ti）-B/γ + （Ni-Ti）-B+CrB+（Ni（s，s）） /GH3536。研究了釬焊溫度對(duì)接頭界面微觀組織的影響，結(jié)果發(fā)現(xiàn)BNi-2釬料中B元素向母材中的擴(kuò)散以及GH3536高溫合金向液態(tài)釬料中的溶解對(duì)界面組織結(jié)構(gòu)演變有至關(guān)重要的作用。而隨著釬焊溫度的升高，釬焊接頭擴(kuò)散Ⅳ區(qū)逐漸消失，τ3/τ4化合物層及釬縫區(qū)域均逐漸增厚，黑色CrB相發(fā)生粗化，細(xì)小點(diǎn)狀（Ni-Ti）-B含量減少，如圖6所示。釬焊溫度1 160 ℃、保溫10 min時(shí)的釬焊接頭最大室溫抗剪強(qiáng)度為106.8 MPa，在700 ℃高溫下的抗剪強(qiáng)度為76.2 MPa，高溫剪切強(qiáng)度降低約28.6%，接頭均呈現(xiàn)脆性斷裂模式。

圖6 釬焊溫度對(duì)TAN/BNi-2/GH3536接頭界面微觀組織形貌的影響［37］Fig.6 Effect of different temperature on interfacial microstructure of TAN/BNi-2/GH3536 joints［37］

Kokabi［38］等研究了用Ni-4Si-3.2B釬料釬焊TiAl合金與IN738鎳基高溫合金的工藝-組織-強(qiáng)度相關(guān)性。分析了固/液反應(yīng)、凝固現(xiàn)象和固態(tài)現(xiàn)象。采用Larson-Miller參數(shù)（LMP）對(duì)不同釬焊條件（保溫時(shí)間和溫度）下的無熱凝固區(qū)和反應(yīng)層厚度進(jìn)行了測(cè)定和分析。結(jié)果表明，利用LMP法可以計(jì)算粘結(jié)溫度和保溫時(shí)間對(duì)接頭抗剪強(qiáng)度的影響。熱凝固區(qū)和反應(yīng)層的大小是控制接頭強(qiáng)度的兩個(gè)關(guān)鍵因素。在較低釬焊溫度/保溫時(shí)間條件下，接頭的剪切強(qiáng)度與焊縫中心共晶硼化物的寬度相關(guān)。然而，反應(yīng)層的寬度是在較高溫度/次數(shù)（即高LMP）下制作的接頭強(qiáng)度的主導(dǎo)因素。在LMP最優(yōu)值處，釬焊接頭抗剪強(qiáng)度最高。

2.3 其他釬料釬焊TiAl系合金與鎳基高溫合金

Sequeiros等［39］用AgCuTi釬料采用活性金屬釬焊法實(shí)現(xiàn)γ-TiAl合金與Inconel 718連接。釬焊界面典型微觀結(jié)構(gòu)為：（Ag）+AlNi2Ti/（Ag）+（Cu）+AlCu2Ti/ AlCu2Ti + （Ag）。隨著釬焊溫度的升高，界面厚度增加，組織粗化。在焊縫處產(chǎn)生多層界面。接頭界面處產(chǎn)生AlNi2Ti、AlCu2Ti等脆性相，釬焊接頭硬度從接頭的邊緣向富含Ag的中心逐漸降低。在釬焊溫度730 ℃、保溫10 min時(shí)，釬焊接頭的平均抗剪強(qiáng)度最高為228±83 MPa。接頭主要在Inconel 718合金的AlNi2Ti反應(yīng)層發(fā)生斷裂。

Ren等［40］采用Au-17.5Ni釬料對(duì)Ti3Al基合金與GH536合金進(jìn)行釬焊連接。Ti3Al/GH536接頭組織具有多層結(jié)構(gòu)的特征，如圖7所示。Au-Ni釬料中的Ni元素與Ti3Al母材反應(yīng)生成AlNTi和NiTi化合物。Ti3Al母材中的Nb元素與Ni發(fā)生反應(yīng)，在焊縫中心區(qū)域檢測(cè)到Ni3Nb相。由于Ni基高溫合金的溶解，在GH536合金側(cè)可見（Ni，Au）固溶體和富Ni相。在1 253 K釬焊5～20 min后，所有接頭室溫平均抗拉強(qiáng)度均大于356 MPa。1 253 K/15 min釬焊后的室溫抗拉強(qiáng)度最高達(dá)434 MPa，923 K釬焊后的抗拉強(qiáng)度最高達(dá)314 MPa。AlNi2Ti化合物的硬度區(qū)最高，拉伸試驗(yàn)試樣的斷裂主要發(fā)生在該區(qū)域。

圖7 Ti3Al/GH536接頭組織多層結(jié)構(gòu)：（a）NiTi和AlNi2Ti相的TEM顯微圖［40］；（b） NiTi（簡(jiǎn)單立方）；（c） AlNi2Ti（體心立方，bcc）相的區(qū)域電子衍射圖；（d） TiAu和Ni3Nb相的TEM顯微圖；（e） TiAu （bcc）；（f） Ni3Nb（六方密排，hcp）相的區(qū)域電子衍射圖Fig.7 Multilayer Structure of Ti3Al/GH536 Joint organization

Dong等［41］制備了CuTiZrNi非晶釬料，成功釬焊高Nb-TiAl合金和GH4169高溫合金，并研究900～1 020 °C溫度范圍內(nèi)釬焊接頭的微觀結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能。結(jié)果表明，高Nb-TiAl/GH4169接頭界面微觀結(jié)構(gòu)為高Nb-TiAl合金/Ti3Al+Al3（Ni，Cu）Ti2+Al（Ni、Cu）2Ti/AlCu2（Ti，Zr）+（Ti、Zr）（Ni和Cu）+Ti2（Ni）/Cr富（Cr、Ni、Fe）ss+Ni富（Ni；Cr，F(xiàn)e）ss/GH4169合金。隨著釬焊溫度的升高，基體與釬料之間的元素?cái)U(kuò)散加劇，界面反應(yīng)層增厚。在960 °C時(shí)，接頭的最大剪切強(qiáng)度約為241.9 MPa。在較高的釬焊溫度下，過多的AlCu2（Ti，Zr）相和粗大的Ti2（Ni，Cu）由于其固有的脆性而導(dǎo)致接頭性能惡化。

Dong等［42］制備了非晶態(tài)Zr58.6Al15.4Ni20Co6釬料，在不同的釬焊溫度和保溫時(shí)間下進(jìn)行了TiAl基和Ni基合金的真空釬焊試驗(yàn)。釬焊后由非晶態(tài)釬料的界面原子擴(kuò)散和結(jié)晶形成了TiAl基擴(kuò)散層（DL）、TiAl基結(jié)晶和反應(yīng)層（CRL）、結(jié)晶層（CL）、Ni基結(jié)晶和反應(yīng)層（CRL）和Ni基擴(kuò)散層（DL）五個(gè)不同的區(qū)域。能譜分析結(jié)果表明，釬焊后釬料與基體之間發(fā)生了充分的相互擴(kuò)散，接頭中形成了與基體合金不同的細(xì)化相，并分散分布在接頭中。隨著保溫時(shí)間和加熱溫度的增加，釬焊接頭強(qiáng)度先增大后減小，釬焊接頭在室溫（RT）和高溫（HT）下都具有較高的強(qiáng)度，在30 ℃和600 ℃時(shí)的最大抗剪強(qiáng)度分別為353 MPa和214 MPa。

3 結(jié)論

經(jīng)過國(guó)內(nèi)外學(xué)者的多年努力，TiAl系合金與Ni基高溫合金異種金屬釬焊連接研究已經(jīng)得到一定進(jìn)展，但TiAl系合金與Ni基高溫合金異種金屬釬焊仍然存在一些關(guān)鍵基礎(chǔ)科學(xué)問題和應(yīng)用技術(shù)難點(diǎn)，需要系統(tǒng)深入地開展探索研究。

（1）TiAl系合金與Ni基高溫合金的連接由于異種金屬之間的物化性能差異巨大，常規(guī)的焊接方法使得焊接接頭界面處生成大量的脆性金屬間化合物，導(dǎo)致焊接接頭性能較差。使用釬焊方法實(shí)現(xiàn)TiAl系合金與Ni基高溫合金的連接有一定的優(yōu)勢(shì)，但是盡管采用了不同體系的釬料及不同的釬焊工藝，在釬焊界面處仍會(huì)有脆性金屬間化合物產(chǎn)生，導(dǎo)致釬焊接頭強(qiáng)度低，在高溫及大負(fù)荷條件下接頭性能不穩(wěn)定。因此，在TiAl系合金與Ni基高溫合金釬焊技術(shù)研究方面，仍需開發(fā)更適宜的釬料成分，并輔助釬焊工藝和設(shè)備的改進(jìn)。

（2）目前機(jī)理性的研究較為缺乏，現(xiàn)有研究多為釬焊工藝參數(shù)對(duì)接頭組織性能的影響，并未對(duì)接頭界面物相形成機(jī)理進(jìn)行分析。探索接頭界面各原子擴(kuò)散行為，構(gòu)建界面脆性反應(yīng)層生長(zhǎng)機(jī)制物理模型，對(duì)揭示TiAl系合金與Ni基高溫合金異種材料接頭形成機(jī)理極為重要，也是獲得各項(xiàng)性能優(yōu)質(zhì)的釬焊接頭的關(guān)鍵所在。