Ti/Al复合材料结合了铝的低密度和高导热性以及钛的高强度和优异的耐热性，在航空航天、军事和电信领域有广泛的应用。良好的冶金结合是确保其性能可靠性的关键，Ti/Al界面通常通过形成固溶体或金属间化合物（IMCs）来实现冶金结合。其中，钛铝合金间化合物是通过化学反应生成的[1]，具有比固溶体更高的能量稳定性。这些化合物的形成无法避免，其初级产物（TiAl3）的形态、厚度和分布直接影响界面性能。刘等人[2]发现微裂纹优先在TiAl3相中产生。Bataev[3]和Assari等人[4]证实TiAl3的晶间断裂是界面失效的直接原因。陈等人[5]进一步阐明了化合物层厚度对界面强度的显著影响。显然，调节TiAl3的形成是提高界面强度的关键。
在不同的热力学和动力学条件下，可以形成多种钛铝合金化合物，如Ti3Al、TiAl和TiAl2[6],[7]。大多数研究[8],[9]确认TiAl3是Ti/Al界面的第一产物，但其形成机制仍存在争议：首先，关于形核位置存在争议。一些研究认为TiAl3在铝侧形核[10],[11]，而另一些研究则认为在钛侧形核[12],[13]。其次，原子扩散行为尚不清楚。Van Loo等人[14]通过冷压制备了Ti-Al扩散对，并在退火实验中以界面处的孔隙作为参考点，发现铝是唯一的扩散元素。Xu等人[15]制备了Ti/Al多层热压箔并进行了退火处理，他们在无压力退火过程中观察到铝基体中出现了裂纹，为铝的扩散提供了有力证据。Liu等人[16]通过热压制备了Ti/Al复合板并进行了系统的EBSD表征，在550 ℃下直接观察到Ti和Al在TiAl3晶界处的扩散，其中铝的扩散明显大于钛。Mirjalili等人[17]比较了不同退火时间下的Ti/Al扩散对显微图，发现长时间退火后Ti/TiAl3界面几乎不变，而Al/TiAl3界面向铝侧移动，从而得出铝是TiAl3中主要扩散元素的结论。然而，Cui等人[18]提出了相反的观点。他们通过热压后轧制制备了Ti-(TiB2/Al)扩散对，发现随着TiAl3层的有序-无序转变，其向TiB2/Al层的生长速率快于向钛层的生长速率，表明钛是主要的扩散元素。Zhang等人[19]使用慢正电子束进行了符合 Doppler 宽化（CDB）光谱测量，不同退火温度下的数据均显示钛是主要的扩散物种。Luo和Acoff[11]通过交替冷轧和退火工艺制备了Ti/Al多层复合板，发现经过8次“冷轧-退火-冷轧”循环后，25 at.%的钛扩散到了富铝层，而只有3 at.%的铝扩散到了富钛层。这进一步证明了钛在扩散中的主导作用。值得注意的是，这些争议主要集中在温度和时间的调控上，而对压力影响界面形成机制的关注不足。
高压固液复合工艺是一种高效的制备高性能复合材料的工艺，通过该工艺制备的复合界面通常具有优异的力学性能[20],[21]。然而，现有研究主要集中在最终产品的性能上，缺乏对“压力”作为核心参数的深入探讨：压力如何调节TiAl3的形核位置、生长方向和微观分布？它如何影响原子扩散速率和扩散路径，从而改变界面反应过程？是否存在一个普遍规律来解释“压力-界面微观结构-力学性能”之间的内在关联？这些关键问题的模糊性导致缺乏对高压固液复合工艺参数优化的理论支持，使得难以精确调控界面性能。
因此，本研究通过高压固液复合工艺制备了Ti/Al复合界面。通过测试界面力学性能和表征微观结构演变，重点探讨了压力对TiAl3相的形核、生长和原子扩散行为的调控机制，明确了“压力-界面微观结构-力学性能”的关联规律。最后，详细阐述了通过高压固液复合技术制备的Ti/Al复合界面的形成机制和强化理论，为高压复合工艺在异种金属连接领域的应用和发展奠定了理论基础。
