增材制造(AM)原理是基于目標(biāo)構(gòu)件的三維模型數(shù)據(jù)，通過分層切片技術(shù)，在每一層中導(dǎo)入相關(guān)參 數(shù)，最后利用材料逐層累加來快速成型三維零件[1-3]。相對于傳統(tǒng)金屬制造工藝，增材制造具有不受零件 結(jié)構(gòu)限制、原材料利用率高和力學(xué)性能接近鍛件水平等優(yōu)點(diǎn)[4-5]。板材疊層增材制造(Sheet lamination additive manufacturing，SLAM)是美國材料與試驗(yàn)協(xié)會(huì)劃分的增材制造七大類之一，其以金屬箔材作為原材 料，通過促進(jìn)界面原子相互擴(kuò)散形成固態(tài)冶金結(jié)合，最終實(shí)現(xiàn)逐層累加成形[6-7]。超聲波增材制造是一種 典型的板材疊層增材制造技術(shù)，采用大功率超聲（超過16 kHz）作為能量來源，以金屬箔材作為原材料， 利用層與層之間振動(dòng)摩擦來產(chǎn)生熱量，促進(jìn)界面附近原子相互擴(kuò)散形成良好的固態(tài)冶金結(jié)合，從而實(shí)現(xiàn) 逐層累加成形[8]。SLAM技術(shù)具有成形速度快、溫度低、結(jié)合強(qiáng)度高和能成形多材料等優(yōu)點(diǎn)，在在航空航 天、汽車制造、電子工業(yè)和密封技術(shù)等方面有著廣闊的應(yīng)用前景[9]。 熱等靜壓工藝(HIP)是一種以氮?dú)饣驓鍤獾榷栊詺怏w為壓力傳遞介質(zhì)，將制件放置于密閉的容器之中， 在一定的成形溫度下，向制件施加各向同等壓力的成形技術(shù)[10]。熱等靜壓是制備高質(zhì)量零件的常用手段， 采用增材制造離散堆積原理，利用熱等靜壓的高溫、各向等壓和真空等工藝優(yōu)勢[11]，如圖 1 所示。本文 提出一種熱等靜壓增材制造復(fù)合成形工藝(Hot isostatic pressure additive manufacturing，HIPAM)，本工藝借 鑒了超聲波增材制造技術(shù)的成形思路，對箔片和片層直接施壓溫度和等靜壓力，實(shí)現(xiàn)金屬片材或箔材的 相鄰界面附近原子相互擴(kuò)散形成良好的固態(tài)冶金結(jié)合，具體工藝流程為：基于零件三維模型，逐層切片， 將每層所需的材料種類和形狀疊加，置于密閉包套中高溫高壓一體化成形，最終去除包套，得到目標(biāo)構(gòu) 件。HIPAM 技術(shù)具有諸多優(yōu)勢，比如片層原材料來源廣泛，可來自鑄造、軋制和增材制造等各種工藝； 熱等靜壓爐容量較大，可容納成形大型零部件；可在不同片層設(shè)計(jì)不同材料，從而實(shí)現(xiàn)多材料零件一體 化成形。

HIPAM技術(shù)科學(xué)本質(zhì)是固態(tài)變形擴(kuò)散連接。即在真空、高溫、高壓和均勻變形條件下，使表面充分 潔凈的層狀材料接近到原子引力作用的范圍內(nèi)形成牢固的化合鍵，界面少量殘余的微孔洞和氧化物在擴(kuò) 散作用下逐漸消失，最終在界面處形成高質(zhì)量的擴(kuò)散接頭，從而實(shí)現(xiàn)疊層成形[12-13]。鈦合金具有優(yōu)異的 抗腐蝕性、熱穩(wěn)定性和高比強(qiáng)度，鋼材料結(jié)構(gòu)性能良好、價(jià)格低廉，鈦/鋼復(fù)合材料以其高強(qiáng)度、優(yōu)異的 耐蝕性能和顯著的經(jīng)濟(jì)效益而被廣泛的應(yīng)用于化工、石油和航空航天等工業(yè)領(lǐng)域[14-16]。因此，本文選取 鈦/鋼復(fù)合構(gòu)件作為研究對象，探索HIPAM技術(shù)的可行性。 鈦合金和不銹鋼的直接擴(kuò)散連接會(huì)導(dǎo)致各種金屬間化合物形成，如FeTi、Fe2Ti、σ相、Fe2Ti4O和TiC，這些金屬間化合物會(huì)導(dǎo)致接頭變脆[17-18]。同時(shí)，鋼的線膨脹系數(shù)是鈦合金的1.4倍，基體材料熱膨脹 不匹配會(huì)界面導(dǎo)致殘余應(yīng)力的產(chǎn)生。GHOSH等[19]采用壓力3 MPa，溫度800~950℃和時(shí)間1.5 h的擴(kuò)散焊接 工藝，得到鈦合金與不銹鋼接頭的最高強(qiáng)度僅為242 MPa。鑒于此，為提高鈦合金和不銹鋼界面的化學(xué)相 容性并降低界面處的殘余應(yīng)力，一般采用金屬箔片作為中間層。 Ag、V、Nb、Cu、Ni等具有良好塑性的金屬箔片常被用作鈦/鋼連接的中間層[20-21]。其中，Cu和Ni雖 然在一定程度上阻礙了Ti與不銹鋼的直接擴(kuò)散，但其本身依然會(huì)與Ti生成金屬間化合物，導(dǎo)致界面結(jié)合強(qiáng) 度依然不高。ELREFAEY等[22]使用Cu作為中間層對純鈦和低碳鋼進(jìn)行擴(kuò)散連接，連接強(qiáng)度為318 MPa。黃 利等[23]發(fā)現(xiàn)表面納米化的鈦合金與不銹鋼加鎳箔中間層擴(kuò)散連接得到接頭強(qiáng)度為323 MPa。與Cu、Ni中間 層相比，采用Nb箔作為中間層時(shí)，Nb-Ti界面未生成任何金屬間化合物，但Nb與不銹鋼界面有FeNb金屬 間化合物生成。駱宗安等[24]采用Nb作為中間層在900℃下真空軋制制備了TA2與304L不銹鋼復(fù)合鋼板，界 面剪切強(qiáng)度提升至338 MPa。由此可見，使用單一中間層雖然能夠提升鈦/鋼接頭強(qiáng)度，但不能完全防止界 面金屬間化合物的形成。

插入多層復(fù)合中間層被認(rèn)為是避免鈦/鋼接頭中有害的金屬間化合物形成的最佳方法。SONG 等[25]采 用 Cu/Nb 復(fù)合中間層在 850℃~950℃下擴(kuò)散連接了 Ti-6Al-4V 與 AISI 316L 不銹鋼，950℃以下實(shí)現(xiàn)鈦合金 與不銹鋼的塑性過渡連接，避免了金屬間化合物生成，接頭組織依次為 Ti-6Al-4V/α+β Ti/Nb/Cu/SS，抗拉 強(qiáng)度達(dá)到 489 MPa。陳等[26]使用 Cu/Ta 復(fù)合中間層對不銹鋼和鈦合金進(jìn)行擴(kuò)散連接，連接界面無金屬間化 合物生成。使用階梯工藝（升溫至 1050℃，停留 2 s 后，降溫至 950℃，保溫 1200 s）比常規(guī)工藝（升溫 至 1000℃, 保溫 1200 s）接頭具有更小的中間層厚度和更高的焊合率，接頭抗拉強(qiáng)度從 390 MPa 提升至550 MPa。Li 等[27]使用厚度均為 10 μm 的 Ni/Cu/Nb 復(fù)合中間層實(shí)現(xiàn)不銹鋼和 TC4 的擴(kuò)散連接，最佳工藝 參數(shù)為 850℃/45 min/10 MPa，此時(shí)少量 Ni 元素?cái)U(kuò)散至 Cu/Nb 界面，促進(jìn)了 Cu 向 Nb 的固溶，強(qiáng)化界面， 最高抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到 300 MPa。當(dāng)連接溫度超過 850℃，Ni 在 Cu/Nb 界面大量聚集生成脆性相，降低了 接頭的強(qiáng)度。Yang 等[28]采用 V/Cu/Co 多層金屬中間層對 TC4 和不銹鋼在 800、840、880 和 920℃下進(jìn)行 擴(kuò)散連接，Cu/Co 連接界面生成一層固溶體，880℃時(shí)固溶體據(jù)有最佳的厚度，強(qiáng)度達(dá)到 292 MPa，隨著 溫度進(jìn)一步增加，界面性能極具下降。中間層箔片厚度對界面的力學(xué)性能也有顯著影響。過薄的中間層 無法阻擋金屬原子擴(kuò)散，且易在高溫高壓的作用下褶皺破裂。同時(shí)，中間層材料一般較軟，過厚的中間 層容易成為薄弱區(qū)域，從而降低界面強(qiáng)度[29]。 綜上所述，防止連接界面生成金屬間化合物是提高連接界面強(qiáng)度的有效方法。根據(jù)二元合金相圖可 知，Cu 與 Fe、Nb 等元素不生成金屬間化合物，Nb 和 β-Ti 元素固溶度高且不生成金屬間化合物，因此使 用 Cu/Nb 復(fù)合中間層可以有效防止鋼和鈦合金連接界面金屬間化合物的生成。Ni 與 γ-Fe 和 Cu 均可以無 限固溶，因此使用 Ni/Cu/Nb 復(fù)合中間層也可以有效的防止連接界面生成金屬間化合物。因此，本文采用Nb/Cu 雙層和 Nb/Cu/Ni 三層復(fù)合中間層，并調(diào)整了 Cu 箔厚度，來研究熱等靜壓工藝下 Ti-6Al-4V 鈦合金 和 316L 不銹鋼界面微觀結(jié)構(gòu)、元素?cái)U(kuò)散、力學(xué)性能和斷裂機(jī)制。并采用最優(yōu)的中間層種類和厚度制備了 鈦/鋼機(jī)匣縮比件，為 HIPAM 技術(shù)的應(yīng)用奠定基礎(chǔ)。 

1、實(shí)驗(yàn) 

本次研究所使用的材料為軋制態(tài)的Ti-6Al-4V和316L不銹鋼，加工成直徑46 mm、高度30 mm的圓柱， 主要化學(xué)成分如表1所示。中間層Nb、Cu和Ni箔質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.5%及以上。圖2(a)是材料裝配方式示意 圖，其中Nb箔和Ni箔厚度選取為100 μm，而Cu箔厚度選用為50 μm。鈦合金表面使用激光清洗去除表面的 氧化膜和夾雜物，其余材料待復(fù)合表面都利用800目的砂紙進(jìn)行打磨處理，然后用酒精和丙酮擦拭干凈后 置于包套中。使用分子真空泵在室溫和600℃下對包套抽真空，當(dāng)真空度達(dá)到10-4 Pa時(shí)，通過氬弧焊接將 抽氣口封閉。熱等靜壓工藝是在QIH-15熱等靜壓機(jī)器中進(jìn)行的，溫度設(shè)置為930℃，升溫速率為5℃/min，壓力120 MPa，保持3小時(shí)，然后爐冷至室溫，如圖2(b)所示。 利用電火花線切割將HIPAM試樣制成8 mm×8 mm×5 mm塊體，經(jīng)超聲清洗和紅外干燥處理，在自動(dòng) 研磨拋光機(jī)上研磨到2000目后，采用金剛石拋光膏及Al2O3拋光液拋光。采用Quanta 650 FEG型場發(fā)射掃 描電鏡觀測界面組織形貌，使用步長0.1 μm的電子探針(EPMA-8050G)進(jìn)行元素分析。拉伸試樣取樣位置 和形狀如圖2(a)所示，拉伸片尺寸為30 mm × 7 mm × 1.5 mm。使用日本島津AG-IC 100 kN型材料高溫持久性能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸強(qiáng)度測試，拉伸速度為1 mm/min，通過標(biāo)距來計(jì)算斷后延伸率。同種狀態(tài)下取3個(gè)拉 伸試樣進(jìn)行測試，測試結(jié)果取平均值，采用SEM觀察了拉伸斷口形貌。

2、實(shí)驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 不同中間層種類界面組織形貌 

鋼和鈦合金界面空洞的閉合過程受到變形機(jī)制和擴(kuò)散機(jī)制影響。Cu和Fe基本不固溶，因此擴(kuò)散機(jī)制 在鋼和Cu界面的空洞閉合過程的貢獻(xiàn)很小，鋼和Cu界面空洞不易閉合。Ni和Cu與Fe元素可以無限固溶， 鋼-Ni界面空洞比鋼-Cu界面空洞更快閉合。因此，使用Ni/Cu/Nb復(fù)合中間層更有利防止連接界面存在孔洞 缺陷。圖3為采用Nb/Cu/Ni三層復(fù)合中間層和Nb/Cu雙層復(fù)合中間層的Ti-6Al-4V與316L不銹鋼連接界面的SEM像和EDS線掃描圖。結(jié)果表明，在熱等靜壓高溫高壓的作用下，Nb/Cu/Ni三層和Nb/Cu雙層復(fù)合中間 層的界面連接效果均十分優(yōu)異，無明顯孔洞和裂紋等缺陷。所選復(fù)合中間層都成功阻止了Ti和Fe元素之間 的原子遷移，從而避免了Ti-Fe脆性金屬間化合物的生成。Ti-Nb界面可觀測到明顯的擴(kuò)散層，擴(kuò)散距離約 為55 μm，界面高倍SEM圖中可以確認(rèn)該擴(kuò)散層是β-Ti和片層α-Ti組成的魏氏組織(圖4(a))。這是因?yàn)镹b元 素是鈦合金β相的穩(wěn)定元素[30]，擴(kuò)散到Ti-6Al-4V基體會(huì)降低α→β相的轉(zhuǎn)變溫度，從而有利于生成β-Ti， 在隨爐冷卻的過程中部分β-Ti轉(zhuǎn)變形成α-Ti。同時(shí)，Nb元素向Ti基體的擴(kuò)散距離遠(yuǎn)大于Ti向Nb箔的擴(kuò)散距 離，與駱宗安等[24]和SONG等[25]研究結(jié)果相一致。Nb在β-Ti相中的擴(kuò)散系數(shù)明顯高于比Ti在Nb箔中的擴(kuò) 散系數(shù)[31]，導(dǎo)致β-Ti沿界面向Ti基體側(cè)生長。 Nb-Cu界面沒有觀察到明顯的擴(kuò)散層，這是因?yàn)镹b與Cu之間在930℃下擴(kuò)散系數(shù)較小且固溶度較低， 導(dǎo)致擴(kuò)散距離有限。如圖4(b)所示，Ni箔左側(cè)的Cu-Ni界面呈現(xiàn)模糊不均勻的形貌。由Cu-Ni二元相圖[32]可 知，Ni與Cu元素可以無限固溶。在930℃下，D(Ni(20%))為9.12×10-13 m2.s-1，D(Cu(20%))為1.47×10-10 m2.s-1，Cu在Ni中的擴(kuò)散速率高于Ni在Cu中的擴(kuò)散速率，Cu原子擴(kuò)散產(chǎn)生的空位不能完全被Ni原子補(bǔ)充，為孔洞的形成提供了條件[33-34]。在高溫高壓的作用下，材料表面持續(xù)塑性變形、原子擴(kuò)散和晶粒長大消除了界面 附近空洞[35]。因此界面沒有發(fā)現(xiàn)明顯的孔洞，但呈現(xiàn)不均勻形貌。界面呈現(xiàn)模糊是因?yàn)镹i與Cu原子序數(shù) 接近，襯度接相差不大。雖然Ni向Cu側(cè)擴(kuò)散了約20 μm，但并未穿越Cu箔與Nb元素直接接觸形成金屬間 化合物。 Ni箔右側(cè)的Cu-SS界面與Cu-Ni界面相似，也呈現(xiàn)模糊不均勻形貌，擴(kuò)散層厚度約為16 μm，這是因?yàn)镹i與Fe元素也可無限固溶[36]。圖4(c)SS-Ni界面點(diǎn)掃處元素成分及含量為82%Ni、13%Fe和5%Cr。Cr是體 心立方結(jié)構(gòu)的鐵素體形成元素，Ni是穩(wěn)定面心立方結(jié)構(gòu)的奧氏體元素。根據(jù)Fe-Ni-Cr三元相圖[37]，此處形 成的擴(kuò)散層為γ相。在圖4(f)中可以看到，SS-Cu界面的擴(kuò)散距離極薄，這是因?yàn)镃u與Fe都是緊密的體心立 方結(jié)構(gòu)，彼此之間的互溶度有限，在930℃下擴(kuò)散系數(shù)較小，從而導(dǎo)致SS-Cu界面的擴(kuò)散層厚度遠(yuǎn)小于SSNi界面。

2.2 不同中間層種類界面力學(xué)性能 

圖5展示了采用不同種類的復(fù)合中間層的Ti-6Al-4V與316L不銹鋼試樣拉伸性能，如表2所示。Nb/Cu雙層中間層試樣的力學(xué)性能最佳，達(dá)到了最高的抗拉強(qiáng)度(539.7 MPa)和良好的延伸率(9.7%)。而Nb/Cu/Ni三層中間層試樣的平均抗拉強(qiáng)度下降了24.5 MPa，兩者斷裂位置均在中間層處。何鵬等[38]發(fā)現(xiàn)使用軟質(zhì) 中間層擴(kuò)散連接鋼和鈦合金時(shí)存在接觸強(qiáng)化，即軟質(zhì)中間層的厚度越薄，樣品的強(qiáng)度越高。由于Nb/Cu/Ni復(fù)合中間層的厚度遠(yuǎn)高于Nb/Cu中間層，導(dǎo)致Nb/Cu/Ni復(fù)合中間層的性能低于Nb/Cu復(fù)合中間 層。由拉伸曲線可知，所選復(fù)合中間層的鋼/鈦試樣均在拉伸的過程中發(fā)生了彈塑性變形，具有一定的延 伸率。這是由于當(dāng)拉伸載荷超過316L不銹鋼基材的屈服強(qiáng)度(284.0 MPa)后，不銹鋼側(cè)發(fā)生了塑性變形。 同時(shí)Nb箔、Cu箔和Ni箔屬于塑性優(yōu)異的軟金屬，熱膨脹系數(shù)介于鋼和鈦中間，在隨爐冷卻的過程中降低 了界面殘余應(yīng)力，起到了良好的熱應(yīng)力緩和作用。 相對于SONG等[25]采用Nb/Cu復(fù)合中間層擴(kuò)散連接Ti-6Al-4V與AISI 316L不銹鋼試樣抗拉強(qiáng)度489MPa和Li等[27]采用Nb/Cu/Ni擴(kuò)散連接純鈦和AISI 321不銹鋼界面強(qiáng)度300 MPa，在采取相同的中間層種類下，HIPAM成形Ti-6Al-4V與AISI 316L不銹鋼構(gòu)件展現(xiàn)出更佳的力學(xué)性能，強(qiáng)度提升了50~210 MPa。

Ti-6Al-4V與316L不銹鋼采用不同中間層種類HIPAM試樣的拉伸斷口形貌如圖6所示。斷口主要由韌 窩、凹坑和平面狀區(qū)域組成，并且出現(xiàn)了頸縮現(xiàn)象，整體顯現(xiàn)出韌性斷裂的特征，與前面的拉伸曲線相 對應(yīng)。但解離平臺和平面區(qū)域的存在制約了界面的力學(xué)性能。圖6中微區(qū)各點(diǎn)的EDS分析結(jié)果如表3所示，所有復(fù)合中間層試樣斷口中Cu含量都在90%以上，表明斷裂主要發(fā)生在銅箔附近，此處為鈦/鋼界面連接 最弱的部分。Nb/Cu/Ni三層中間層斷裂位置為Cu-Ni界面附近，而Nb/Cu雙層中間層斷裂位置在Cu-SS界面 附近，說明Cu-Nb固溶體的強(qiáng)度大于Cu-Ni固溶體和Cu-Fe固溶體。

2.3 不同 Cu 中間層厚度界面組織形貌 

由2.2可知，采用不同中間層種類的Ti-6Al-4V與316L不銹鋼拉伸試樣斷裂位置都在Cu箔處，Cu箔是 整個(gè)樣品的薄弱區(qū)域。因此在后續(xù)實(shí)驗(yàn)中將保持Nb箔的厚度，研究Cu箔厚度對樣品組織和性能的影響。 圖7為中間層Cu箔厚度選取50 μm、100 μm和200 μm下的鈦/鋼界面SEM顯微組織圖。熱等靜壓后的Ti-Nb界面和Nb-Cu界面連接效果均十分優(yōu)異，無孔洞裂紋等缺陷。在固定的工藝條件下，Cu與兩側(cè)Nb、SS的 擴(kuò)散距離基本不發(fā)生變化。即使是厚度最薄的銅箔，也成功阻止了左側(cè)的Ti和Nb元素與右側(cè)的Fe元素相 互接觸生成金屬間化合物。同時(shí)Cu箔厚度分別減少至46.8 μm，93.2 μm和180.8 μm，均明顯小于原始銅箔 的厚度，并且隨著Cu箔初始厚度的增大，減少的厚度逐漸增加。這與高溫高壓下銅箔產(chǎn)生的塑性變形和 銅元素向兩側(cè)擴(kuò)散有關(guān)。Ti-Nb界面的擴(kuò)散層厚度約為55 μm，遠(yuǎn)大于陳一帆等[39]采用Nb/Cu復(fù)合中間層在950℃和5.6 MPa保溫1200 s工藝下擴(kuò)散連接鈦/鋼得到的10 μm 厚Ti-Nb擴(kuò)散層。這是因?yàn)楦鶕?jù)反應(yīng)擴(kuò)散動(dòng) 力學(xué)，受體擴(kuò)散主導(dǎo)的界面擴(kuò)散層厚度與時(shí)間一般可用如下公式表述[40]：

式中，Ｗ是界面擴(kuò)散層的厚度(μm)；K是生長速率常數(shù)(μm2/s)，t是擴(kuò)散時(shí)間(s)。可以用阿倫尼烏斯(Arrhenius)公式來表示生長速率常數(shù)K與熱等靜壓溫度的關(guān)系：

式中，K0是指前因子(μm2/s)，R是理想氣體常數(shù)，數(shù)值為8.314J/(mol?k)，Q是生長活化能(J/mol)，T為 擴(kuò)散溫度，本實(shí)驗(yàn)中為熱等靜壓溫度1203K。將式(1)和(2)合并可得擴(kuò)散層與溫度時(shí)間的關(guān)系：

K0是與材料相關(guān)的常數(shù)，可以知道當(dāng)溫度一定時(shí)，W2/t即K生長速率常數(shù)越大，生長活化能越小。本 文采取的HIPAM成形工藝時(shí)間為10800 s，K熱等靜壓為0.28 μm2/s，而熱壓擴(kuò)散焊的K熱壓為0.08 μm2/s[39]。K熱等 靜壓明顯高于K熱壓，所以熱等靜壓的Nb-TC11的活化能明顯低于熱壓。熱等靜壓的壓力為120 MPa，可以達(dá) 到常規(guī)熱壓擴(kuò)散焊壓力的20倍以上，較高的擴(kuò)散壓力可使材料產(chǎn)生較大的表層塑性變形，還可使表層再 結(jié)晶溫度降低，加速晶界遷移，降低界面處元素的擴(kuò)散的生長活化能[41]。

圖 8 是基體和中間層接觸界面空洞和元素?cái)U(kuò)散的機(jī)理圖。經(jīng)砂紙打磨后的鋼和鈦合金基體的實(shí)際微觀 表面粗糙不平，當(dāng)基體和中間層表面相互貼合后，表面只有少量長的表面凸起接觸，從而形成具有不規(guī)則表面形狀的長孔洞，如圖 8(a)所示。隨著熱等靜壓的溫度和壓力增加，連接界面上的接觸應(yīng)力超過基體 材料和中間層的屈服強(qiáng)度，相互接觸表面凸起處發(fā)生塑性變形，使短波長凸起相互接觸，界面連接面積 迅速增加，當(dāng)全部短波長凸起接觸，空洞數(shù)量達(dá)到最大值，如圖 8(b)所示。隨著連接時(shí)間的增加，連接界 面兩側(cè)元素發(fā)生互擴(kuò)散，在擴(kuò)散機(jī)制和蠕變機(jī)制共同作用下，連接界面孔洞尺寸和數(shù)量減小，如圖 8(c)所 示。由于 Fe 和 Cu 基本不固溶，鋼和 Cu 的固溶區(qū)并不明顯。Nb 和 Ti 可以無限固溶，因此鈦合金和 N 側(cè) 存在明顯的固溶區(qū)。隨著空洞的逐漸消失，界面晶界開始遷移，僅有少量孔洞殘留在晶粒內(nèi)，如圖 8(d)所 示。

2.4 不同 Cu 中間層厚度界面力學(xué)性能

采用 Nb 箔與不同厚度 Cu 箔作為中間層的 Ti-6Al-4V 與 316L 不銹鋼熱等靜壓后試樣的拉伸性能如圖8 所示。50 μm 銅箔厚度下鋼/鈦結(jié)合界面的抗拉強(qiáng)度為 539.7 MPa，延伸率為 9.7%。隨著 Cu 箔厚度增加 至 100 μm，界面結(jié)合抗拉強(qiáng)度增加了 12.4 MPa，達(dá)到 552.1 MPa，為 316L 不銹鋼基材抗拉強(qiáng)度(650 MPa)的 85%，為 Ti-6Al-4V 基材抗拉強(qiáng)度(956 MPa)的 58%，高于 SONG 等[25]同樣采用 Cu/Nb 中間層的鈦/鋼接 頭強(qiáng)度 489 MPa。而當(dāng) Cu 箔厚度增加至 200 μm，抗拉強(qiáng)度迅速下降至 483.5 MPa，延伸率僅有 7.0%。

圖 10 是不同 Cu 中間層厚度試樣的拉伸斷口形貌。與 50 μm 厚度銅箔下斷口無規(guī)則分布淺韌窩、凹 坑和撕裂條紋不同，采用 100 μm 厚度銅箔的試樣斷口均勻分布著尺寸細(xì)小的韌窩花樣，在高倍下還可看到韌窩處細(xì)小的孔洞，表現(xiàn)出明顯的韌性斷裂。當(dāng)銅箔厚度增加至 200 μm 時(shí)，斷口形貌又顯示出大而深 的凹坑，與純銅斷口形貌相似。 不同 Cu 中間層厚度試樣的拉伸斷口縱截面如圖 11 所示，所有試樣的斷裂位置都在銅箔附近，并且銅 箔和鈮箔都發(fā)生了劇烈的頸縮現(xiàn)象。當(dāng)中間層銅箔的厚度為 50 μm 時(shí)，整個(gè)銅箔被完全破壞，既有沿著Cu-SS 與 Cu-Nb 界面延伸的裂紋，又出現(xiàn)沿著 Cu 箔內(nèi)部擴(kuò)展的裂紋。這是因?yàn)?Cu 箔強(qiáng)度低、厚度薄， 在拉伸載荷的作用下 Cu 中間層首先發(fā)生斷裂，而 Cu 兩側(cè)存在強(qiáng)度較高 Cu-Nb 固溶體和 Cu-Fe 固溶體， 隨著拉伸載荷的增大，容易被粘離并暴露出來。隨著中間層銅箔的厚度增至100 μm時(shí)，裂紋主要沿著CuSS界面延伸。而當(dāng)厚度再次增至 200 μm 時(shí)，裂紋轉(zhuǎn)移到 Cu 箔內(nèi)部擴(kuò)展，圖 11(e)和(f)中的凹坑實(shí)際為 Cu箔斷裂后的內(nèi)部形貌。 通常情況下，中間層的強(qiáng)度低于母材，并且斷于中間層，界面的強(qiáng)度應(yīng)該等于中間層金屬強(qiáng)度。而 本實(shí)驗(yàn)中界面強(qiáng)度明顯超過了純銅和純鈮，達(dá)到了純銅抗拉強(qiáng)度(220 MPa)的兩倍以上。這種現(xiàn)象是由于 軟質(zhì)中間層的“接觸強(qiáng)化”效應(yīng)[38]：在界面受到拉伸載荷時(shí)，強(qiáng)度較低的銅層和鈮層發(fā)生塑性變形，而強(qiáng) 度較高的基材 Ti-6Al-4V 和 316L 不銹鋼處于彈性變形階段，基材對中間層的塑性變形產(chǎn)生拘束作用，使 得軟夾層的變形受到限制。同時(shí) Cu-Nb 界面與 Cu-SS 界面間元素相互擴(kuò)散，形成了強(qiáng)度更高的固溶體， 對銅箔起到了固溶強(qiáng)化作用，進(jìn)而提高了界面的力學(xué)性能。中間層銅箔越薄，被強(qiáng)化的界面區(qū)域占銅箔 總厚度的比例越大，界面的力學(xué)性能越優(yōu)異。但中間層銅箔厚度太薄，與兩側(cè)鈮和鐵形成的固溶體又容 易在外力載荷作用下褶皺破裂，加速裂紋擴(kuò)展，進(jìn)而制約界面連接效果。

3、零件成形驗(yàn)證 

機(jī)匣是航空發(fā)動(dòng)機(jī)中重要的支撐和承力部件，對強(qiáng)度、剛度和可靠性要求較高。其外形結(jié)構(gòu)復(fù)雜， 基本特征是圓筒形或圓錐形的殼體和支板組成的構(gòu)件。選取上述最佳力學(xué)性能的 100 μm 鈮箔和 100 μm 銅 箔復(fù)合中間層，采用 HIPAM 技術(shù)成形了 Ti-6Al-4V 鈦合金和 316L 不銹鋼機(jī)匣縮比構(gòu)件。疊層所用的鈦和 鋼片層材料的厚度均為 3 mm，工藝參數(shù)為 930℃/120 MPa/3 h。成形后去除包套得到的構(gòu)件實(shí)物如圖 11 所 示，構(gòu)件的具體尺寸為：內(nèi)部直徑 60 mm，外部直徑 66 mm，環(huán)帶外徑為 71 mm，中間環(huán)帶高 9 mm，其 余環(huán)帶高 5 mm，上下底座外徑 80 mm，高度 4 mm，總高為 72mm?？梢钥吹綑C(jī)匣縮比構(gòu)件的整體成形效 果優(yōu)異，無宏觀黑線和裂紋等缺陷。對于同種 Ti-6Al-4V 片層材料，界面與兩側(cè)基體完全融為一體，說明 在界面處鈦合金的化學(xué)成分和微觀組織與基體材料一致。而 Ti-6Al-4V 鈦合金與 316L 不銹鋼連接界面雖 然分明，但結(jié)合緊密，無常規(guī)焊接方法因金屬熔化凝固而產(chǎn)生的熔焊缺陷、過熱組織和熱影響區(qū)。采用HIPAM 技術(shù)一體化成形鈦/鋼多材料構(gòu)件的理念得到了實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證。

4、結(jié)論 

本文提出一種 HIPAM 的成形技術(shù)理念，并以 Ti-6Al-4V 鈦合金和 316L 不銹鋼多材料構(gòu)件進(jìn)行驗(yàn)證。 采用 Nb/Cu/Ni 三層和 Nb/Cu 雙層復(fù)合中間層，以及 50 μm，100 μm 和 200 μm 不同厚度 Cu 箔，研究了930℃/120 MPa/3 h 條件下鈦/鋼界面的結(jié)合情況，并采用最優(yōu)的中間層種類和厚度制備了鈦/鋼機(jī)匣縮比件， 得到以下結(jié)論：

1）采用Nb/Cu/Ni和Nb/Cu復(fù)合中間層條件下鈦/鋼界面過渡良好，無明顯孔洞和裂紋等缺陷。復(fù)合中 間層阻止了Fe和Ti原子之間的相互擴(kuò)散，界面處未檢測到脆性的金屬間化合物。試樣拉伸過程中發(fā)生彈塑 性變形，Nb/Cu雙層中間層力學(xué)性能最佳，斷裂位置發(fā)生在Cu箔附近。 

2）改變中間層Cu箔的厚度并不改變界面元素?cái)U(kuò)散情況，但會(huì)影響界面的力學(xué)性能。采用50 μm厚度 的Cu箔試樣抗拉強(qiáng)度為539.7 MPa，Cu箔厚度升至100 μm時(shí)，抗拉強(qiáng)度增至552.1 MPa，分別達(dá)到母材鈦/鋼基材的58%和85%。隨著厚度增加至200 μm界面強(qiáng)度迅速下降至483.5 MPa，裂紋擴(kuò)展路徑轉(zhuǎn)移到Cu箔 內(nèi)部。 

3）采用 100 μm 鈮箔和 100 μm 銅箔復(fù)合中間層 HIPAM 一體化成形了 Ti-6Al-4V 和 316 不銹鋼機(jī)匣縮 比件，界面結(jié)合緊密，無宏觀缺陷，驗(yàn)證了 HIPAM 技術(shù)的可行性。通過優(yōu)化中間層的選擇，可以進(jìn)一步 提高多材料界面的強(qiáng)度和穩(wěn)定性，為今后深入開展熱等靜壓增材制造領(lǐng)域的工藝研究和工程應(yīng)用提供了 有益參考。 

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