增材制造(AM)原理是基于目標構件的三維模型數據，通過分層切片技術，在每一層中導入相關參 數，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 結構限制、原材料利用率高和力學性能接近鍛件水平等優(yōu)點[4-5]。板材疊層增材制造(Sheet lamination additive manufacturing，SLAM)是美國材料與試驗協(xié)會劃分的增材制造七大類之一，其以金屬箔材作為原材 料，通過促進界面原子相互擴散形成固態(tài)冶金結合，最終實現逐層累加成形[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，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摩擦來產生熱量，促進界面附近原子相互擴散形成良好的固態(tài)冶金結合，從而實現 逐層累加成形[8]。SLAM技術具有成形速度快、溫度低、結合強度高和能成形多材料等優(yōu)點，在在航空航 天、汽車制造、電子工業(yè)和密封技術等方面有著廣闊的應用前景[9]。 熱等靜壓工藝(HIP)是一種以氮氣或氬氣等惰性氣體為壓力傳遞介質，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[10]。熱等靜壓是制備高質量零件的常用手段， 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的成形思路，對箔片和片層直接施壓溫度和等靜壓力，實現金屬片材或箔材的 相鄰界面附近原子相互擴散形成良好的固態(tài)冶金結合，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，得到目標構 件。HIPAM 技術具有諸多優(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；可在不同片層設計不同材料，從而實現多材料零件一體 化成形。

HIPAM技術科學本質是固態(tài)變形擴散連接。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形成牢固的化合鍵，界面少量殘余的微孔洞和氧化物在擴 散作用下逐漸消失，最終在界面處形成高質量的擴散接頭，從而實現疊層成形[12-13]。鈦合金具有優(yōu)異的 抗腐蝕性、熱穩(wěn)定性和高比強度，鋼材料結構性能良好、價格低廉，鈦/鋼復合材料以其高強度、優(yōu)異的 耐蝕性能和顯著的經濟效益而被廣泛的應用于化工、石油和航空航天等工業(yè)領域[14-16]。因此，本文選取 鈦/鋼復合構件作為研究對象，探索HIPAM技術的可行性。 鈦合金和不銹鋼的直接擴散連接會導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導致接頭變脆[17-18]。同時，鋼的線膨脹系數是鈦合金的1.4倍，基體材料熱膨脹 不匹配會界面導致殘余應力的產生。GHOSH等[19]采用壓力3 MPa，溫度800~950℃和時間1.5 h的擴散焊接 工藝，得到鈦合金與不銹鋼接頭的最高強度僅為242 MPa。鑒于此，為提高鈦合金和不銹鋼界面的化學相 容性并降低界面處的殘余應力，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與不銹鋼的直接擴散，但其本身依然會與Ti生成金屬間化合物，導致界面結合強 度依然不高。ELREFAEY等[22]使用Cu作為中間層對純鈦和低碳鋼進行擴散連接，連接強度為318 MPa。黃 利等[23]發(fā)現表面納米化的鈦合金與不銹鋼加鎳箔中間層擴散連接得到接頭強度為323 MPa。與Cu、Ni中間 層相比，采用Nb箔作為中間層時，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不銹鋼復合鋼板，界 面剪切強度提升至338 MPa。由此可見，使用單一中間層雖然能夠提升鈦/鋼接頭強度，但不能完全防止界 面金屬間化合物的形成。

插入多層復合中間層被認為是避免鈦/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 復合中間層在 850℃~950℃下擴散連接了 Ti-6Al-4V 與 AISI 316L 不銹鋼，950℃以下實現鈦合金 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 強度達到 489 MPa。陳等[26]使用 Cu/Ta 復合中間層對不銹鋼和鈦合金進行擴散連接，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 復合中間層實現不銹鋼和 TC4 的擴散連接，最佳工藝 參數為 850℃/45 min/10 MPa，此時少量 Ni 元素擴散至 Cu/Nb 界面，促進了 Cu 向 Nb 的固溶，強化界面， 最高抗拉強度可以達到 300 MPa。當連接溫度超過 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℃下進行 擴散連接，Cu/Co 連接界面生成一層固溶體，880℃時固溶體據有最佳的厚度，強度達到 292 MPa，隨著 溫度進一步增加，界面性能極具下降。中間層箔片厚度對界面的力學性能也有顯著影響。過薄的中間層 無法阻擋金屬原子擴散，且易在高溫高壓的作用下褶皺破裂。同時，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度的有效方法。根據二元合金相圖可 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 三層復合中間層，并調整了 Cu 箔厚度，來研究熱等靜壓工藝下 Ti-6Al-4V 鈦合金 和 316L 不銹鋼界面微觀結構、元素擴散、力學性能和斷裂機制。并采用最優(yōu)的中間層種類和厚度制備了 鈦/鋼機匣縮比件，為 HIPAM 技術的應用奠定基礎。 

1、實驗 

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， 主要化學成分如表1所示。中間層Nb、Cu和Ni箔質量分數為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，其余材料待復合表面都利用800目的砂紙進行打磨處理，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，當真空度達到10-4 Pa時，通過氬弧焊接將 抽氣口封閉。熱等靜壓工藝是在QIH-15熱等靜壓機器中進行的，溫度設置為930℃，升溫速率為5℃/min，壓力120 MPa，保持3小時，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，經超聲清洗和紅外干燥處理，在自動 研磨拋光機上研磨到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機進行拉伸強度測試，拉伸速度為1 mm/min，通過標距來計算斷后延伸率。同種狀態(tài)下取3個拉 伸試樣進行測試，測試結果取平均值，采用SEM觀察了拉伸斷口形貌。

2、實驗結果及討論

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制和擴散機制影響。Cu和Fe基本不固溶，因此擴散機制 在鋼和Cu界面的空洞閉合過程的貢獻很小，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三層復合中間層和Nb/Cu雙層復合中間層的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散層，擴散距離約 為55 μm，界面高倍SEM圖中可以確認該擴散層是β-Ti和片層α-Ti組成的魏氏組織(圖4(a))。這是因為Nb元 素是鈦合金β相的穩(wěn)定元素[30]，擴散到Ti-6Al-4V基體會降低α→β相的轉變溫度，從而有利于生成β-Ti， 在隨爐冷卻的過程中部分β-Ti轉變形成α-Ti。同時，Nb元素向Ti基體的擴散距離遠大于Ti向Nb箔的擴散距 離，與駱宗安等[24]和SONG等[25]研究結果相一致。Nb在β-Ti相中的擴散系數明顯高于比Ti在Nb箔中的擴 散系數[31]，導致β-Ti沿界面向Ti基體側生長。 Nb-Cu界面沒有觀察到明顯的擴散層，這是因為Nb與Cu之間在930℃下擴散系數較小且固溶度較低， 導致擴散距離有限。如圖4(b)所示，Ni箔左側的Cu-Ni界面呈現模糊不均勻的形貌。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中的擴散速率高于Ni在Cu中的擴散速率，Cu原子擴散產生的空位不能完全被Ni原子補充，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)現明顯的孔洞，但呈現不均勻形貌。界面呈現模糊是因為Ni與Cu原子序數 接近，襯度接相差不大。雖然Ni向Cu側擴散了約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箔右側的Cu-SS界面與Cu-Ni界面相似，也呈現模糊不均勻形貌，擴散層厚度約為16 μm，這是因為Ni與Fe元素也可無限固溶[36]。圖4(c)SS-Ni界面點掃處元素成分及含量為82%Ni、13%Fe和5%Cr。Cr是體 心立方結構的鐵素體形成元素，Ni是穩(wěn)定面心立方結構的奧氏體元素。根據Fe-Ni-Cr三元相圖[37]，此處形 成的擴散層為γ相。在圖4(f)中可以看到，SS-Cu界面的擴散距離極薄，這是因為Cu與Fe都是緊密的體心立 方結構，彼此之間的互溶度有限，在930℃下擴散系數較小，從而導致SS-Cu界面的擴散層厚度遠小于SSNi界面。

2.2 不同中間層種類界面力學性能 

圖5展示了采用不同種類的復合中間層的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性能最佳，達到了最高的抗拉強度(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)現使用軟質 中間層擴散連接鋼和鈦合金時存在接觸強化，即軟質中間層的厚度越薄，樣品的強度越高。由于Nb/Cu/Ni復合中間層的厚度遠高于Nb/Cu中間層，導致Nb/Cu/Ni復合中間層的性能低于Nb/Cu復合中間 層。由拉伸曲線可知，所選復合中間層的鋼/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。這是由于當拉伸載荷超過316L不銹鋼基材的屈服強度(284.0 MPa)后，不銹鋼側發(fā)生了塑性變形。 同時Nb箔、Cu箔和Ni箔屬于塑性優(yōu)異的軟金屬，熱膨脹系數介于鋼和鈦中間，在隨爐冷卻的過程中降低 了界面殘余應力，起到了良好的熱應力緩和作用。 相對于SONG等[25]采用Nb/Cu復合中間層擴散連接Ti-6Al-4V與AISI 316L不銹鋼試樣抗拉強度489MPa和Li等[27]采用Nb/Cu/Ni擴散連接純鈦和AISI 321不銹鋼界面強度300 MPa，在采取相同的中間層種類下，HIPAM成形Ti-6Al-4V與AISI 316L不銹鋼構件展現出更佳的力學性能，強度提升了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，并且出現了頸縮現象，整體顯現出韌性斷裂的特征，與前面的拉伸曲線相 對應。但解離平臺和平面區(qū)域的存在制約了界面的力學性能。圖6中微區(qū)各點的EDS分析結果如表3所示，所有復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 整個樣品的薄弱區(qū)域。因此在后續(xù)實驗中將保持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Nb、SS的 擴散距離基本不發(fā)生變化。即使是厚度最薄的銅箔，也成功阻止了左側的Ti和Nb元素與右側的Fe元素相 互接觸生成金屬間化合物。同時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生的塑性變形和 銅元素向兩側擴散有關。Ti-Nb界面的擴散層厚度約為55 μm，遠大于陳一帆等[39]采用Nb/Cu復合中間層在950℃和5.6 MPa保溫1200 s工藝下擴散連接鈦/鋼得到的10 μm 厚Ti-Nb擴散層。這是因為根據反應擴散動 力學，受體擴散主導的界面擴散層厚度與時間一般可用如下公式表述[40]：

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

式中，K0是指前因子(μm2/s)，R是理想氣體常數，數值為8.314J/(mol⋅k)，Q是生長活化能(J/mol)，T為 擴散溫度，本實驗中為熱等靜壓溫度1203K。將式(1)和(2)合并可得擴散層與溫度時間的關系：

K0是與材料相關的常數，可以知道當溫度一定時，W2/t即K生長速率常數越大，生長活化能越小。本 文采取的HIPAM成形工藝時間為10800 s，K熱等靜壓為0.28 μm2/s，而熱壓擴散焊的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 到常規(guī)熱壓擴散焊壓力的20倍以上，較高的擴散壓力可使材料產生較大的表層塑性變形，還可使表層再 結晶溫度降低，加速晶界遷移，降低界面處元素的擴散的生長活化能[41]。

圖 8 是基體和中間層接觸界面空洞和元素擴散的機理圖。經砂紙打磨后的鋼和鈦合金基體的實際微觀 表面粗糙不平，當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力超過基體 材料和中間層的屈服強度，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，當全部短波長凸起接觸，空洞數量達到最大值，如圖 8(b)所示。隨著連接時間的增加，連接界 面兩側元素發(fā)生互擴散，在擴散機制和蠕變機制共同作用下，連接界面孔洞尺寸和數量減小，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 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，如圖 8(d)所 示。

2.4 不同 Cu 中間層厚度界面力學性能

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/鈦結合界面的抗拉強度為 539.7 MPa，延伸率為 9.7%。隨著 Cu 箔厚度增加 至 100 μm，界面結合抗拉強度增加了 12.4 MPa，達到 552.1 MPa，為 316L 不銹鋼基材抗拉強度(650 MPa)的 85%，為 Ti-6Al-4V 基材抗拉強度(956 MPa)的 58%，高于 SONG 等[25]同樣采用 Cu/Nb 中間層的鈦/鋼接 頭強度 489 MPa。而當 Cu 箔厚度增加至 200 μm，抗拉強度迅速下降至 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小的韌窩花樣，在高倍下還可看到韌窩處細小的孔洞，表現出明顯的韌性斷裂。當銅箔厚度增加至 200 μm 時，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)生了劇烈的頸縮現象。當中間層銅箔的厚度為 50 μm 時，整個銅箔被完全破壞，既有沿著Cu-SS 與 Cu-Nb 界面延伸的裂紋，又出現沿著 Cu 箔內部擴展的裂紋。這是因為 Cu 箔強度低、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 兩側存在強度較高 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，裂紋主要沿著CuSS界面延伸。而當厚度再次增至 200 μm 時，裂紋轉移到 Cu 箔內部擴展，圖 11(e)和(f)中的凹坑實際為 Cu箔斷裂后的內部形貌。 通常情況下，中間層的強度低于母材，并且斷于中間層，界面的強度應該等于中間層金屬強度。而 本實驗中界面強度明顯超過了純銅和純鈮，達到了純銅抗拉強度(220 MPa)的兩倍以上。這種現象是由于 軟質中間層的“接觸強化”效應[38]：在界面受到拉伸載荷時，強度較低的銅層和鈮層發(fā)生塑性變形，而強 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生拘束作用，使 得軟夾層的變形受到限制。同時 Cu-Nb 界面與 Cu-SS 界面間元素相互擴散，形成了強度更高的固溶體， 對銅箔起到了固溶強化作用，進而提高了界面的力學性能。中間層銅箔越薄，被強化的界面區(qū)域占銅箔 總厚度的比例越大，界面的力學性能越優(yōu)異。但中間層銅箔厚度太薄，與兩側鈮和鐵形成的固溶體又容 易在外力載荷作用下褶皺破裂，加速裂紋擴展，進而制約界面連接效果。

 

3、零件成形驗證 

機匣是航空發(fā)動機中重要的支撐和承力部件，對強度、剛度和可靠性要求較高。其外形結構復雜， 基本特征是圓筒形或圓錐形的殼體和支板組成的構件。選取上述最佳力學性能的 100 μm 鈮箔和 100 μm 銅 箔復合中間層，采用 HIPAM 技術成形了 Ti-6Al-4V 鈦合金和 316L 不銹鋼機匣縮比構件。疊層所用的鈦和 鋼片層材料的厚度均為 3 mm，工藝參數為 930℃/120 MPa/3 h。成形后去除包套得到的構件實物如圖 11 所 示，構件的具體尺寸為：內部直徑 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。可以看到機匣縮比構件的整體成形效 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，界面與兩側基體完全融為一體，說明 在界面處鈦合金的化學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，但結合緊密，無常規(guī)焊接方法因金屬熔化凝固而產生的熔焊缺陷、過熱組織和熱影響區(qū)。采用HIPAM 技術一體化成形鈦/鋼多材料構件的理念得到了實驗驗證。

4、結論 

本文提出一種 HIPAM 的成形技術理念，并以 Ti-6Al-4V 鈦合金和 316L 不銹鋼多材料構件進行驗證。 采用 Nb/Cu/Ni 三層和 Nb/Cu 雙層復合中間層，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/鋼界面的結合情況，并采用最優(yōu)的中間層種類和厚度制備了鈦/鋼機匣縮比件， 得到以下結論：

1）采用Nb/Cu/Ni和Nb/Cu復合中間層條件下鈦/鋼界面過渡良好，無明顯孔洞和裂紋等缺陷。復合中 間層阻止了Fe和Ti原子之間的相互擴散，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擴散情況，但會影響界面的力學性能。采用50 μm厚度 的Cu箔試樣抗拉強度為539.7 MPa，Cu箔厚度升至100 μm時，抗拉強度增至552.1 MPa，分別達到母材鈦/鋼基材的58%和85%。隨著厚度增加至200 μm界面強度迅速下降至483.5 MPa，裂紋擴展路徑轉移到Cu箔 內部。 

3）采用 100 μm 鈮箔和 100 μm 銅箔復合中間層 HIPAM 一體化成形了 Ti-6Al-4V 和 316 不銹鋼機匣縮 比件，界面結合緊密，無宏觀缺陷，驗證了 HIPAM 技術的可行性。通過優(yōu)化中間層的選擇，可以進一步 提高多材料界面的強度和穩(wěn)定性，為今后深入開展熱等靜壓增材制造領域的工藝研究和工程應用提供了 有益參考。 

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