《Metals》：Interface Engineering in FAST/SPS-Processed Multi-Material Metallic Systems: Bonding Mechanisms, Interfacial Reactions, and Mechanical Integrity
工程构件通常需要在不同区域具备不同的性能，而单一材料可能无法同时满足所有这些需求。对于难熔金属-钢、异种高温合金以及钛/镁组合而言，可靠的连接至关重要。场辅助烧结技术/放电等离子烧结（FAST/SPS）将压力与快速加热相结合，能够在短周期内实现直接连接以及夹层结构和梯度金属结构的制备。本综述评估了影响FAST/SPS加工金属界面处键合形成与力学完整性的因素。足够的实际接触是实现载荷传递的必要条件，但单独这一点并不能保证力学完整性。表面氧化物会限制接触，而局部变形则可能增加接触面积并破坏氧化膜。随着接触的发展，原子迁移和界面反应可能会改变过渡区的成分和相形态，从而影响断裂路径。中间层可以改善接触并限制不利反应，但也可能产生新的界面和反应区。成分过渡、反应区和局部硬度指示了界面的发展状况，但评估其力学意义需要进行力学测试和断口分析。仅凭室温性能并不能定义服役行为。因此，热循环、高热通量、电学条件或腐蚀性环境可能需要针对具体应用进行评估。材料、设备、几何形状和测试方法的差异限制了直接的比较。因此，应根据工作温度、载荷、功能要求和环境暴露，为每一对材料和界面结构定制相应的工艺窗口。
1. 引言
工程构件可能需要在某一区域具备耐高温性能而在另一区域具备延展性，或者在一区域具备高导电性而在另一区域具备机械强度。单一材料无法同时满足这些不同的区域性需求。多材料设计在不同区域使用其性能最有利的材料。基于场辅助烧结技术（FAST）的路线生产的多元合金钛基和镍基组件以及电力电子互连件是该方法的实例。通过放电等离子烧结（SPS）制备的烧结态W/F82H包层界面，以及结合增材制造与SPS生产的混合多材料架构，进一步体现了这种方法的应用。然而，该方法成功与否不仅取决于所选材料的性能，还取决于它们之间所形成区域的结构和完整性。
通过FAST/SPS连接异种金属材料需要考虑变形行为、热膨胀、原子迁移、界面反应行为和氧化物稳定性的差异。在Ti/Mg接头和Nb-Si/TiAl界面处，界面扩散和相形成显著改变了键合强度和断裂行为。这种情况要求界面不仅仅被视为一个薄的几何边界，而是作为一个有限厚度的过渡区，在该区域内成分和微观结构需协同设计。
在本综述中，术语FAST和SPS统称为FAST/SPS，这与文献中的常见用法一致。该方法将快速加热与单轴压力相结合，使得致密化和连接可以在同一周期内进行。利用该方法可以制备粉末-固体接头、粉末-粉末接头以及夹层结构和梯度结构。用于涡轮盘应用的粉末-固态镍基高温合金接头和功能梯度不锈钢结构展示了应用的多样性。尽管存在这种多样性，但高相对密度本身不应被视为机械和界面可靠性的证据。
键合始于界面处建立足够且连续的金属接触。随着表面微凸体发生局部变形，含粉末区域内的颗粒重新排列并闭合孔隙。在某些金属对中，表面纳米晶化和低粗糙度促进了低温下的键合。预变形增加了位错密度并促进了界面扩散，而在Cu/Cu接头中，草酸银（Ag2C2O4）在加工过程中分解产生的金属银在两个表面之间形成了原位钎焊层。这些例子表明，除了表面形貌外，表面纳米结构、预变形以及在加工过程中原位形成的金属中间层也可能影响键合的形成。仅凭宏观外观无法确定表面氧化膜的状态。需要直接的界面表征来评估氧化膜是否保持连续、已被破坏或以残留物形式存在。
在接触之后，元素分布、相形成和晶粒结构会改变界面行为。元素梯度、新相的形成、晶界迁移以及初始界面的消失描述的不是相同的结构状态。在某些铝合金接头中，不连续的反应产物与更有利的断裂行为相关。在带有中间层的TiAl基接头中，反应区的持续演变与剪切强度在达到最佳键合条件后下降有关。在Nb-Si/TiAl接头中，配对材料之间的元素相互扩散主导了反应的演变，而在瞬时液相接头中的观察结果表明，硼化物的形态可以改变裂纹路径。反应区的力学效应取决于相的属性、连续性、形态及其沿断裂路径的位置。
中间层和梯度结构用于改善界面接触和促进界面扩散，限制有害的界面反应，或减小相邻层之间的性能不匹配。在93W-Mo1接头中，铜中间层与无缺陷界面以及更高的实测剪切强度相关。多层W-钢结构在退火过程中的微观结构响应在其成分各异的界面间有所不同。然而，添加的层也会产生新的界面，在这些界面处可能出现空洞并可能成为断裂扩展的路径，同时也可能发生界面反应。
研究中用于评估界面性能的力学测量结果不一定可以直接比较。拉伸、剪切和弯曲试验、使用定制夹具测量的载荷、硬度和局部压痕代表了不同的物理响应。例如，在1600 °C下连接的钛锆钼合金（TZM）/钨铼合金（WRe）接头，其室温剪切断裂发生在TZM基体中而非界面处。因此，在该测试中，界面并非失效位置，但该测试并未确定界面强度。室温力学结果本身不能表征在重复或瞬态热冲击载荷下的行为。在难熔金属接头中，反复的热冲击暴露导致实测剪切强度降低，而瞬态激光热冲击测试显示界面损伤随烧结温度而变化。在涂层-高温合金体系中，热腐蚀行为与拔脱结合强度是分开评估的。
在解释FAST/SPS结果时，很难区分电流引起的热效应与可能的非热电效应。脉冲电流直接将电阻能量提供给试样，并能在接触区域产生焦耳热。然而，报告的设备最大电流并不能量化实际通过试样的电流或界面处的局部电流密度。这两项研究均未报告通过试样或界面的电流。此外，其中一项研究包含了一个在相同标称键合温度、压力和保温时间下进行的对比热压实验，但其加热配置和温度场不同。因此，这些实验未能独立量化任何非热学电学贡献对键合的促进作用。仅凭使用热力学计算选择的低加工温度并不能证实非热电机制的存在。各项研究的方法学详细程度各不相同，特别是在表面处理、温度测量位置、电流路径、中间层几何形状、表征分辨率和力学测试设置方面。这里评述的研究通常集中于单一材料对或架构。在这些研究中，实际接触的形成、反应演化、断裂路径和服役行为通常未在同一研究中一并评估。由于这些差异使得定义一个通用的温度-压力-时间工艺窗口变得困难，本综述比较了共同影响接触、化学性质和完整性的条件。
本综述对FAST/SPS制备的金属-金属界面处实际接触的发展，以及化学和架构设计在缺陷形成和断裂路径中的作用进行了比较分析。还评估了微观结构发现与服役行为之间的关系。其目的不是提出通用的工艺参数，而是建立一个评估方法，用于为每个材料体系和服役目标评估接触、化学性质、架构和力学完整性的可接受条件。
2. 文献检索与评估
文献检索在Web of Science核心合集和Scopus数据库中进行。检索词包括FAST、SPS、场辅助烧结、放电等离子烧结、脉冲电流和等离子活化烧结，并与键合、中间层、多层结构和梯度金属架构等相关概念组合。从Web of Science检索到174条记录，从Scopus检索到202条。在总共376条记录中，移除了166条重复记录，剩余的210篇出版物经过标题和摘要筛选。在此阶段排除了103篇出版物。在对其全文进行评估的107篇出版物中，有85篇被纳入本综述。研究报告的选择过程的报告部分遵循了PRISMA 2020指南。文献选择过程如图所示。
本综述纳入了那些报告关于使用FAST/SPS或直接相关的结合脉冲电流和压力的方法形成的工程化金属-金属界面的原创实验结果的英文文章。固态-固态、粉末-固态和粉末-粉末接头，以及带中间层、多层和功能梯度结构均在范围内。如果出版物超出范围、其界面非由FAST/SPS制备、未报告原创实验结果、无法获取全文或非英文撰写，则予以排除。
对纳入的研究从材料体系、界面设计、加工条件和获得的结果等方面进行了审查。由于材料、试样几何形状和测试方法存在显著差异，结果未进行定量合并。相反，比较了不同体系间的共同趋势和差异。
3. FAST/SPS中键合的形成与实际接触的发展
3.1. 实际接触与工艺变量
在FAST/SPS中，键合并不仅仅因为表面被接触而发生。初始载荷传递始于表面微凸体相遇的有限区域，应力集中于此。随着温度升高，流变应力通常会降低，微凸体峰顶更容易变形，实际接触面积增大。随着间隙缩小，能够形成金属键的区域得以发展。
图显示了FAST/SPS装置。虽然单轴压力促进了接触和致密化，但脉冲直流电会在模具和试样中的导电路径上引起焦耳热。图中示意性地显示了电流和热量路径。实际的电流和热分布可能取决于模具几何形状、试样的电导率以及接触电阻。SPS用于固结金属和陶瓷粉末。陶瓷粉末通常包括氧化物、氮化物和碳化物成分。由于本综述关注的是多金属体系，此处考虑的含粉末架构是金属粉末-金属粉末和金属粉末-固态金属构型。这些架构在初始接触构型和致密化要求上有所不同。
实际接触发展的路径可能因界面架构而异。在Ni纳米涂层GH536接头中，未键合区和界面空洞随键合温度或时间的增加而减少，而涂层的塑性变形被认为是早期的接触机制。粉末冶金高速钢的键合被描述为从点接触和间隙发展到含有残余孔隙的晶界，随后通过晶界扩散消除孔隙。在由铁基氧化物弥散强化（ODS）高温合金MA956和镍基ODS高温合金MA754制成的粉末中间层中，塑性流动之后是通过体积扩散闭合剩余孔隙。
图显示了初始表面。图b-e分别显示了初始接触岛、局部塑性变形、局部氧化物破裂和金属接触以及已发展的界面。初始接触发生在微凸体峰顶的离散岛状区域。随着局部塑性变形增加接触面积，在表面薄膜破裂的区域，金属接触和原子迁移可能开始。在适当的工艺窗口内，可能会形成一个更连续的、间隙更少的键合线，同时在有些体系中还会形成一个过渡区。加工不足可能会留下不完全接触的区域和孔隙。相反，过度加工可能会产生厚的反应区、新的空洞或微观结构退化。氧化膜的破裂、晶粒的连续性以及过渡区的发展随材料体系而变化。
压力增加了实际接触面积，而温度和/或时间促进了金属键合和原子迁移。在低温下，表面可能变形，但金属接触和传输仍然有限。然而，过高的温度或过长的保温时间可能导致变形、晶粒长大或不期望的反应。在Cu/Cu接头中，通过受控的表面处理和选定的温度、时间和压力组合，在低温下获得了高强度键合。在直接75W/块体W接头中，1200 °C的键合在大部分界面产生了冶金结合，但仍存在过大的厚度减薄以及未键合或分层的边缘区域。在使用粉末中间层的316L接头中，压力增加了致密化，而过大的压力导致了显著的宏观变形。在由相同材料挤压成形的Ti-22Al-25Nb合金接头中，温度和时间同样改变了界面微观结构和力学响应。合适的工艺窗口取决于键合形成与尺寸和微观结构稳定性之间的平衡。
3.2. 依赖架构的接触与变形
在固态-固态接头中，表面形貌影响实际接触面积，而表面薄膜决定该接触是否能变为金属接触。光滑表面有利于接触，而较大的表面不规则性会阻碍局部间隙的闭合。当存在连续稳定的氧化膜时，单纯的几何贴合可能无法确保金属键合。经单点金刚石车削加工的Cu/Cu表面揭示了形貌和表面纳米结构的综合影响。在对Alloy 617的研究中，界面连续性和晶界迁移与加工条件一起被考察。
软的金属中间层可以适应表面微凸体并促进初始接触。在5A06铝合金接头中，软的1060铝层增加了塑性适应能力并促进了氧化膜的破裂。在用于Mg/Al接头的CuNi/Ag/CuNi三明治中间层中，银箔在键合过程中顺应粗糙的CuNi表面，改善了接触。
在粉末-固态和粉末-粉末体系中，致密化和界面键合可以在同一个固结周期内同时发展。颗粒变形有助于早期致密化，而体积扩散控制最终阶段。在使用粉末中间层的316L接头中，增加压力降低了层厚和孔隙率。如果粉末中间层未能充分致密化，则会留下多孔区域。块体相对密度本身并不能确定界面连续性，因此应将块体致密化和局部界面连续性分开考虑。Ryshkewitch报道了抗压强度随孔隙率的增加而降低，Duckworth则以指数形式表达了这种强度-孔隙率关系。Ryshkewitch-Duckworth方程也在多孔NiTi的研究中被作为众所周知的孔隙率-性能模型之一进行讨论。这种块体孔隙率-性能关系本身并不能确定局部界面连续性。在使用粉末中间层的ODS Eurofer钢接头中，增加粉末用量减少了空腔和裂纹长度，而更长的保温时间消除了大部分剩余空腔。在最长的保温时间下，获得了几乎无缺陷的接头。在包含不同钛合金粉末区域的FAST预制坯中，键合区与后续变形行为一同被评估。
名义压力和总轴向位移并不能直接揭示界面每一点处的接触状态。几何和材料的不均匀性会导致接触和变形的局部差异。在W基接头中，边缘区域与界面其余部分之间的键合差异很明显。轴向位移也可能反映块体试样或中间层的变形，而不仅仅是界面闭合。不足的变形可能使部分界面处于不完全接触状态，而过度的变形可能伴随着显著的层减薄和边缘分离。同样地，一张局部微观结构图像或一个整体密度值无法捕捉边缘间隙、局部化学成分以及整个接头范围内的断裂位置。
在PWA1429-PWA1429高温合金接头中，观察到不均匀的析出物结构和脆性界面行为，而连接界面据报道是无空洞的。作者认为，不平整的连接表面可能在电流密度、温度和扩散速率上产生空间变化，这可能导致了析出物的不均匀性，但该研究并未报告分离这些耦合贡献的实验。
3.3. 电流效应的解读
在FAST/SPS中，电流改变了模具、压头、试样和接触区域的热量产生。接触点的局部电流集中和伴随的焦耳热可能加速键合。然而，整个模具组件的总电流并不指示实际通过试样的电流或界面处的局部电流密度。如果没有微观尺度的局部温度场和局部电流分布的测量数据，就无法将热效应与可能的非热贡献进行定量分离。在Ni纳米涂层GH536接头中，详细记录了界面空洞的快速闭合，但局部加热和可能的电流辅助变形效应的各自贡献并未被分别量化。在Alloy 617的研究中，使用了热压作为无电流的对比实验。由于电场辅助烧结和热压的加热和冷却速率不同，现有数据无法提供电流特定贡献的定量分离。
4. 表面处理与氧化物管理
4.1. 初始表面状态与机械准备
连接前的表面状态不能仅用粗糙度来描述。表面氧化膜和近表面变形也会影响键合。更光滑的表面可能提高键合比率，而更粗糙的表面可能留下未键合区域。足够的局部变形可以破坏氧化膜。然而，当氧化膜在加工过程中持续存在时，紧密接触本身并不能确保良好的冶金结合。形貌特征不应脱离表面化学性质来解释。
在Alloy 617接头中，表面使用400、600和800目SiC砂纸进行机械抛光，并定量报告了粗糙度。没有报告单独的化学去氧化物处理，粗糙度数据本身并不能直接描述氧化膜的状态。在PM2000接头中，在不同温度下对研磨表面进行了比较。在PM2000系列实验中，表面处理、温度和保温时间在各实验间均有变化，因此粗糙度的影响未被定量分离。加工过程中的键合失效也减少了可用于力学测试的拉伸试样数量。
塑性变形可能增加近表面区域的位错密度或形成细晶层。在Cu/Cu体系中，单点金刚石车削产生了一个具有极低粗糙度和约230 nm厚纳米晶层的表面。当这些表面通过SPS在202 °C下连接时，获得了约269 MPa的抗拉强度，并且观察到再结晶的微米级晶粒跨越了键合界面。该值约为原始接收态铜（约280 MPa）抗拉强度的96%。在133 °C下未实现有效键合。尽管形貌和纳米晶层的贡献未通过实验独立分离，但相同表面条件在较低温度下未能产生高强度键合的事实表明，键合结果仍然强烈依赖于温度。
4.2. 清洁、氧化膜及加工过程中的破坏
清洁程序本身并不能确定原生氧化膜的状态。当清洁和连接之间的间隔时间、干燥方法和环境未指定时，连接前的表面状态变得不确定。在所评述的多项研究中，仅有部分此类信息可用。在W箔层压板中，表面用沸腾的NaOH溶液处理，然后在丙酮和乙醇中超声清洗，并在真空下干燥。描述了处理顺序，但如果没有氧化膜厚度和连续性的数据，就无法确定连接前的氧化物状态。
当初始氧化物无法完全去除时，键合形成可能取决于加工过程中氧化膜的局部破坏。压力下的局部塑性变形可以使氧化膜破裂或剥离。软的中间层也可能容易变形并促进这种破坏。随着接触和扩散在暴露的金属区域开始，氧化物残留物可能以碎片或颗粒的形式残留在界面处。膜的破坏并不意味着氧化物已被完全去除。在5A06铝合金中，易于变形的1060铝中间层增加了表面接触并有助于破坏连续的氧化膜。在直接SPS接头中，焊后热处理减少了剩余的未键合区域。中间层厚度和连接气氛对此机制的影响尚不清楚。
在直接Cr0.8FeMnNi/316不锈钢接头中，表面被抛光至精细光洁度，但氧化膜无法完全去除。在施加的压力和温度下，塑性变形增加了实际接触面积，而空洞周围的局部应力可能破坏残余氧化膜。在测试的750-900 °C范围内，升高温度增强了扩散和强度，而氧化物颗粒在820和900 °C时仍存在于界面处。由于母材表面被制备到相同的粗糙度，镍中间层接头的高强度归因于氧化物尺寸的减小、扩散的加速以及镍的塑性。
4.3. 证据的局限性
仅通过能量色散X射线光谱（EDS）观察到一个富氧区域可以支持氧化物的存在，但需要额外的证据来确定其晶体结构，并且可能需要可靠地评估层的连续性和厚度。图显示了在W/钢涂层体系中观察到的深灰色界面层。图b和c分别显示了该区域中Cr和O的分布。原始研究将该层描述为富Cr和富O，并推测可能存在一个以Cr2O3为主的表面层。这些图谱说明了EDS提供的元素信息，而建立相的身份需要晶体学确认。
沿着单一的EDS线扫描未检测到氧，这并不能证明整个界面是无氧化物的，因为氧化物可能是不连续的或低于测量分辨率。在Ti2AlNb基接头和商业纯钛（CP-Ti）/304L接头中，加工和强度结果表明已经形成了一个承载界面。由于任何预先存在的表面氧化物的命运未被专门评估，在这些体系中，成功的键合并不能证明氧化物的完全去除。
合适的表面处理方法随氧化物的稳定性、材料在连接温度下的变形行为、中间层特性和加工气氛而变化。在连接后的评估中，横截面图像、氧化物残留物和断裂位置都提供了关于界面行为的信息。
为了在研究之间进行更清晰的比较，标准化的报告清单应包括初始表面光洁度或粗糙度、机械制备和清洁步骤、干燥方法、清洁与连接之间的时间、连接前环境、加工气氛，以及任何关于氧化膜厚度、连续性或残余氧化物的可用证据。如果氧化膜未被完全去除，也应报告用于促进其在连接过程中破坏的任何策略。
5. 扩散、化学混合与晶体学连续性
5.1. 成分过渡与晶体学连续性
界面存在成分过渡不足以断定初始边界已完全消失。因此，成分过渡和晶体学连续性应视为独立的观察结果。EDS和电子探针显微分析（EPMA）曲线显示元素分布，而跨越初始界面的晶粒可以通过电子背散射衍射（EBSD）进行追踪。更局部的晶体学关系可以通过透射电子显微镜（TEM）、电子衍射和高分辨率透射电子显微镜（HRTEM）进行检查。
在扫描电子显微镜（SEM）图像中边界的可见性可能受到横截面制备、蚀刻和局部相分布的影响。因此，模糊的边界并不意味着初始界面已经消失。在ODS-W/TZM接头中，跨界面的EDS曲线和局部EDS线扫描报告了不同空间范围内的不同扩散距离。
在成分相同或相似的金属中，由于成分梯度有限，晶界迁移可能更有助于评估界面发展。在Alloy 617的研究中，EBSD显示一些晶粒穿过了先前的键合线。最高抗拉强度在1050 °C获得。在1100 °C和30分钟保温条件下，晶界迁移变得显著，但随着晶粒粗化，强度下降。晶界迁移表明了界面发展，但它并未遵循与强度相同的趋势。
5.2. 扩散、偏聚与柯肯德尔空洞
在异种金属中，成分过渡表明发生了原子迁移，但不能直接定义键合质量。在ODS-W/TZM接头中，W和Mo之间形成了固溶体，且相互扩散距离随温度升高而增加，在1500 °C达到最大值后下降。EDS显示了W-Mo相互扩散。X射线衍射（XRD）和TEM/HRTEM支持固溶体的形成，未发现金属间化合物。
CoCrFeNiMn与316不锈钢之间的扩散区包含两个成分区域，并且再结晶晶粒跨越了初始界面。该接头扩散距离约为22 μm，抗拉强度为468 MPa，但断裂发生在界面处。在这个例子中，宽的成分过渡和晶粒连续性并未阻止界面断裂。
一个没有可见空洞的窄过渡区同样可能无法防止界面断裂。在17-4 PH钢/IN718接头中，观察到了一个无空洞的扩散区，元素扩散延伸约2 μm。尽管如此，断裂仍在该区域萌生，并且富含Nb、Ti和C的团簇与局部脆化有关。相比之下，CM247LC/IN718接头显示出渐变的成分过渡，但断裂发生在较弱的IN718材料内部。虽然这一结果表明接头承受了施加的载荷，但它并未提供界面的实际强度。
不等量的原子通量会导致空位和空洞形成。在W/Cu/EUROFER97体系中，将保温时间从2分钟增加到5分钟改善了界面连续性和剪切强度。在9分钟时，Cu/钢侧的空洞变得更加普遍，强度下降。这些空洞被认为与柯肯德尔机制有关，但此起源未经标记实验证实。在带有CoCrFeNi中间层的W/钢接头中，随着温度升高，钢侧的边界变得不那么清晰，而在1000和1100 °C时，W/CoCrFeNi界面处形成了小的空洞。
在高铌β-γ TiAl合金（HNBG）/Ni/IN718接头中，增加温度、时间和压力减少了柯肯德尔空洞，且柯肯德尔界面逐渐变得不明显。报告的最高剪切强度为346 MPa。尽管空洞减少，但断裂发生在γ′或τ3扩散层中，具体取决于加工温度。在不带中间层的HNBG/IN718接头中，获得了约257 MPa的剪切强度。
5.3. 扩散控制
在所检查的体系中，成分过渡、晶粒连续性和断裂位置并未遵循相同的趋势。在某些接头中，更长的时间或更高的温度促进了空洞的形成或积累。相反，在另一个体系中，更高的温度改善了接触和原子相互扩散，而增加温度或时间减少了现有的空洞。因此，扩散控制取决于成分过渡与空洞和脆性相发展之间的平衡，而不是一个共同的过渡宽度。
6. 反应层与相形成控制
6.1. 相形成及其力学意义
异种金属之间的相互作用范围可以从薄的固溶体过渡到多区反应结构。SEM衬度或通过EDS检测到的成分变化可以指示一个过渡区，但其本身并不能证实一个明确的相的存在。需要晶体学确认来建立相的存在和晶体结构。当界面体积很小时，块体X射线衍射（XRD）可能无法检测到某些产物。在这种情况下，可以通过EBSD或基于TEM的方法检查局部相。即便如此，识别的确定性也受到方法分辨率和检查区域的限制。
反应产物的力学效应不仅取决于相的性质，还取决于层的厚度、连续性和形态以及其在断裂路径上的位置。一个薄而硬的产物可能形成化学屏障、增强界面，或成为连续的裂纹路径。显微硬度提供了局部力学失配的信息。层厚表明了反应的几何范围，而断口分析识别了载荷作用下的薄弱区域。主要表征方法提供的证据类型进行了总结。界面性能不能由单一发现来解释。力学评估依赖于将形态学、化学和晶体学发现与局部测量、断裂位置和服役测试结合起来进行解释。
6.2. 可控与过度反应
在一些无法完全防止反应的金属对中，合适的产物层可以限制更有害相的发展。在Ti-6Al-4V/AISI 4330接头中，来自钢的碳形成了一个约0.8-1.5 μm厚的连续TiCx层。波长色散X射线光谱（WDS）和XRD结果支持TiCx的形成，未检测到Fe-Ti金属间化合物。随着温度升高，通过柱塞拉伸试验测得的抗拉强度上升，而TiCx层仅有限地增厚。报告的抗拉强度在850、900和950 °C下分别为157±12、183±3和250±8 MPa。强度的增加与TiC颗粒间键合的改善以及层内孔隙率的降低有关。在这项研究中，力学响应与层本身的内部完整性与其厚度同等重要。
在异种PWA1429/PWA1480和PWA1429/CM247LC接头中，观察到约5 μm厚的无空洞γ/γ′过渡区。仅在PWA1429/PWA1480对的选定γ/γ′边界处，通过HRTEM暗示了局部共格性。这些接头在室温下承受了高载荷，但在700 °C时的行为受到晶体学取向失配的影响。在PWA1429/CM247LC接头中，断裂从室温下的PWA1429材料转移到双时效处理并在700 °C测试后的界面处。在这些体系中，一个无空洞的过渡区并不能保证高温稳定性。
在带有单个V中间层的W/MA956接头中，在钢/V界面处形成了一个连续的V2C层，而V/W界面处的相互扩散有限，力学性能较差。Fe/V复合中间层限制了碳从钢向V的传输，并增强了V/W界面处的扩散。在950 °C下报告了最高的抗拉强度301.3 MPa，以及23.6 J/cm2的断裂韧性。断裂路径转移到了σ相。当温度升高到1000 °C时，在钢/V界面处形成了一个连续的V2C层，抗拉强度降至约158 MPa。在该体系中，合适的工艺窗口与V/W侧的键合和钢/V侧的碳化物生长之间的平衡有关。
在带有Ti中间层的高铌β-γ TiAl合金接头中，识别出了三个扩散区。第一个邻近基体合金的区域含有β/B2相，第二个含有α2-Ti3Al，第三个对应于Ti中间层的中心，含有α-Ti和β-Ti相。在1000 °C、10分钟和10 MPa条件下获得了308 MPa的剪切强度。延长保温时间或将温度升至1050 °C会使β/B2层增厚、α2晶粒粗化并增加β-Ti的量。这些微观结构变化伴随着剪切强度的下降。在不带中间层的接头中，报告的最高剪切强度为394.8 MPa，条件为1150 °C、20分钟和10 MPa。由于加工条件不同，这两个结果不能直接比较以确定哪种构型更优。
在带有4004中间层的5A06 Al接头中，连续的Mg2Si区域形成了优先裂纹路径。焊后热处理降低了Mg2Si的连续性，并促进了跨界面再结晶晶粒的形成。接头强度也随之增加。决定性因素不仅仅是Mg2Si的存在，而是它是否形成了连续的裂纹路径。
6.3. 化学性质与形态的影响
在Ti/钢接头中形成的反应产物随母材成分和加工周期的变化而变化。在直接CP-Ti/AISI 304L接头中，在650 °C下形成了一个含有Fe2Ti的相对较薄的界面区，并在此条件下获得了最高的键合强度。在550 °C时，键合仍然不充分，而在750 °C时则形成了一个更宽且更多样化的反应区。在Ti-6Al-4V/AISI 4330接头中，形成了一个TiCx层，且XRD未检测到Fe-Ti金属间化合物峰。
在瞬时液相接头中，总的接头宽度本身并不能解释凝固的进程或相形态。在IC21/BNi-2/IC21体系中，区分了等温凝固区、残余液体凝固形成的区域以及扩散影响区。通过TEM、局部衍射和热力学评估，鉴定出的硼化物包括Ni23B6、CrB、MB4和M3B2。随着温度升高，残余共晶区消失，硼化物形态发生变化。在Ti-48Al-2Cr-2Nb/Ti-Ni-Ti接头中，温度和时间共同影响着接头微观结构和力学行为。在镁合金/Zn/镁合金接头中，瞬时液相的发展同样伴随着力学行为的改变。
力学行为不仅受相类型的影响，还受相所在区域及其与裂纹路径关系的影响。在IC10/GH536接头中，M23C6碳化物以及碳化物/基体边界处的局部力学失配与微裂纹萌生有关。根据键合条件的不同，还观察到了裂纹偏转、桥接和韧窝。在AlxCoCrFeMnTi1?x涂层/A283钢系列中，增加x提高了Al含量并降低了Ti含量。x=0.5的成分产生了最均匀的结构、最宽的扩散区和最高的剪切强度，约为189.6 MPa。
温度和时间改变了接触发展与反应区生长之间的平衡。低温在某些体系中留下了不连续的键合，而增加温度或时间则在某些体系中扩大了脆性反应区。在Ti-6Al-4V/AISI 4330接头检查的范围内，TiCx层仅有限地生长，抗拉强度增加。在瞬时液相接头中，升高温度推进了等温凝固并消除了残余共晶区。在Ti-45Al-7Nb-0.3W合金的同种材料接头中，温度和时间同样改变了界面微观结构和抗拉强度。合适的工艺窗口是特定于材料对和所发展的反应产物的。
在限制直接反应的同时，中间层可能在其自身边界处产生新的反应区和相。这些产物的力学效应取决于它们的位置、连续性、形态以及与裂纹路径的关系。在一个体系中观察到的层厚不能被视为另一个体系的通用临界阈值。没有明显的反应层意味着在所使用方法的分辨率极限内未识别到这样的层。在W/X12Cr13梯度结构中，被指定为FexWy的区域是基于EDS成分确定的。识别出了一个富Fe-W区域，但其精确化学计量比未经验证。在这个例子中，术语FexWy是一个成分描述，而非确定的相身份。
7. 中间层与梯度架构
7.1. 中间层的功能与初始接触
中间层可以实现四个主要功能。通过适应表面不规则性，它们可以增加实际接触面积并促进初始间隙的闭合。合适的成分可以形成化学桥梁，支持元素传输和冶金结合。阻挡层可以限制母材之间的直接反应。多层和梯度过渡用于将成分、弹性性能和热膨胀的差异分散到一个更宽的区域内，从而降低局部应力集中。这四个功能如图所示。
当引入中间层时，断裂路径可能转移到新的边界或反应区。在Mg/Al接头中，断裂发生在Mg侧的CuNi/Ag边界处。在W/中国低活化铁素体/马氏体（CLAM）钢接头中，主要的断裂路径沿着W/Nb边界，而在W/MA956接头中，裂纹穿过Nb/Ni反应区扩展。
在六层Cr-Ti-Fe-Co-Ni-Cu结构中，同一层状结构内相邻金属对之间形成了不同的界面。图显示了整体的层状结构。图f-h分别显示了Ti-Cr、Fe-Co和Ni-Cu界面。SEM和EDS检查揭示了Ti-Cr界面处有限的Cr传输以及比基体金属更高的局部显微硬度。在Fe-Co和Ni-Cu界面处未报告明显的元素过渡。对分别制备的二元试样的XRD分析在Ti-Cr体系中鉴定出了TiCr2，而在Fe-Co和Ni-Cu体系中仅发现了组成金属的相。
在用于Mg/Al接头的CuNi/Ag/CuNi三明治中间层中，银箔在压力作用下顺应粗糙的CuNi薄膜，增加了实际接触面积。CuNi层限制了Mg和Al之间的直接相互扩散，并且在所检查的SEM/EDS尺度下未观察到明显的脆性Mg-Al金属间化合物层。在400 °C、10分钟和5 MPa条件下获得了50.2 MPa的剪切强度。断裂发生在Mg侧的CuNi/Ag边界处。作者将此
