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铜/钢异种金属连接构件具有独特而优越的综合性能，如良好的导电性、导热性及一定的强度等，在电气、电子、化工、交通和航空航天等行业得到广泛的应用[1-7].铜原子和铁原子的原子序数相差不大，两者液态下互溶，可以通过焊接实现冶金结合.然而铜与钢的连接由于两者熔点相差300 ~ 400 ℃，热导率相差近5倍，铜的线膨胀系数比铁高15%左右[1]. 这些物理性能上的较大差异使得通过传统的熔化焊得到的焊接接头易产生焊缝热裂纹、热影响区渗透裂纹等各种缺陷，冶金反应时易产生金属间化合物，进而导致力学性能有所降低[1-2].目前，对于铜/钢异种金属连接采用钎焊和固相压力焊均可得到优质的焊接接头[5-8]. 高炜[5]采用高频感应钎焊工艺连接T2紫铜与316L不锈钢，选用Sn-Cu 系二元共晶钎料，得到了优良的焊接接头，焊缝金属间元素充分扩散、冶金结合良好，未出现焊接缺陷. Zhang等人[6]通过爆炸焊对无氧高导电铜板和低碳钢板进行连接，观察到结合界面呈波浪状，熔合区形成了细小的晶粒和56 nm的纳米晶粒.细晶和纳米晶的加入大大改善了冶金结合界面，试样最大抗拉强度达到315 MPa. Suman等人[7]采用磁脉冲焊的方法对纯铜和低碳钢管以搭接方式连接，得到成形好的焊接接头，高能冲击引起的应变硬化效应使界面钢侧显微硬度显著提高.
目前，与熔化焊相比，固相焊和钎焊因其较低的焊接热输入可有效减少焊缝和热影响区裂纹的产生，但是对于一些大型的异种金属连接构件，涉及到的焊缝比较繁多，采用传统的固相焊或钎焊工艺往往效率很低，很难满足工程上批量生产的需求.热等静压技术是20世纪50年代中期由美国Battelle研究所发明，它是在一个密闭的容器中，以高压气体(氮气、氩气等)为媒介，对容器内的材料施加各向均等的静压力，在高温高压的作用下，实现材料的致密结合 [3-4,8-9]. 与传统固相焊相比，在异种材料连接方面，热等静压扩散连接的材料具有致密度高、冶金结合好、结合强度高等优点.热等静压技术因其在扩散连接方面存在巨大优势，在异种金属焊接中拥有广阔的前景[3-4]，尤其是在实际工程应用中，热等静压技术可实现大型异种金属构件连接一次成形，保证连接质量可靠性的同时大大提高了生产效率. 就钢/铜异种金属热等静压扩散连接工艺展开研究，分析了连接接头的微观组织、连接机理和力学性能.为工程上热等静压扩散连接钢/铜异种金属构件批量化生产提供理论参考.
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试件尺寸均为ϕ55 mm × 45 mm 的316L不锈钢棒和T2紫铜棒采用对接的方式装配到包套中，经封焊、检漏、脱气等常规操作流程后进行热等静压扩散连接. 316L不锈钢和T2紫铜的化学成分如表1所示. 热等静压装配示意图如图1所示. 试验所用的包套尺寸为ϕ60 mm × 95 mm，厚度为2.5 mm，材质为20钢.采用的热等静压工艺为：温度950 ~ 1 000 ℃，压力120 ~ 140 MPa，保温保压2 ~ 3 h，随炉自然冷却.
表 1 T2紫铜和316L不锈钢的化学成分(质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of the T2 copper and 316L stainless steel
材料 Fe Cu C Cr Ni Mn Mo Pb T2 0.005 余量 — — — — — 0.005 316L 余量 — 0.03 16.07 12.01 2.00 2.21 — 
图 1 钢/铜热等静压扩散连接示意图
Figure 1. Schematic diagram of steel/copper HIP diffusion bonding
热等静压结束后沿着包套轴向方向线切割切取金相样品，经过磨、抛后在Zeiss Axio Observer金相显微镜下观察其金相组织. 同时，用JEOL JSM 720F扫描电子显微镜及其附带的Oxford X-Max能谱仪(energy dispersive spectroscopy, EDS)分析接头微观组织和元素扩散情况.硬度试验采用VH1102-01-0087维氏显微硬度计，以接头分界线为中心，在分界线附近选取600 μm × 700 μm的区域，分成100 μm × 100 μm的小格，间隔0.1 mm打点，加载载荷为9.8 N，加载时间为15 s. 最终得到硬度分布云图. 拉伸试验根据GB/T 228.1—2010《金属材料拉伸试验 第1部分：室温试验方法》采用直径ϕ10 mm × 65 mm的棒状试样，连接界面位于试样中间位置. 采用Instron 5582型双立柱电子万能试验机进行室温拉伸试验. 采用JEOL JSM 720F型扫描电子显微镜对断口形貌进行观察.
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图2为热等静压后316L不锈钢与T2紫铜连接接头在光学显微镜下的图像.宏观上未发现明显的裂纹和孔洞等缺陷，初步表明接头结合良好.
图 2 钢/铜连接接头宏观形貌
Figure 2. Macro-morphology of the steel/copper joints
图3为图2上侧A虚线框316L不锈钢的金相组织，其组织由等轴的奥氏体晶粒和δ铁素体相组成. 图4为图2下侧B虚线框T2紫铜的金相组织，晶粒长大明显，存在典型的退火孪晶组织.
图 3 316L不锈钢的微观组织
Figure 3. Microstructure of the 316L stainless steel
图 4 T2紫铜的微观组织
Figure 4. Microstructure of the T2 copper
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图5为316L不锈钢/T2紫铜接头的微观形貌及其附近的析出相. 图5a为扫描电子显微镜背散射模式(back scattered electron, BSE)的接头微观形貌，发现热等静压后的316L不锈钢与T2紫铜连接接头呈波状结合分布，表明热等静压扩散连接的316L不锈钢/T2紫铜接头具有较高的结合强度. 因为波状连接相较于平直界面增大了连接界面的接触区域，形成相互咬合的效果，使得结合更加牢固[9]. 图5b为接头扩散区，对铜/钢接头进行EDS线扫描，结果如图6所示，两侧元素发生明显的扩散行为，形成一个宽度为3.9 μm的扩散层，整个扩散层分为3部分，分别为两侧的DAZ区(扩散影响区，基材相占大多数)和中间的RL层(反应层，新相核化的区域)[10]. 钢/铜热等静压扩散连接是一个固相扩散连接的过程，两侧铁、铜原子的扩散机制为空位机制[2]，在高温高压下，通过塑性变形和扩散反应实现铜/钢接头的可靠连接，根据Kirkendall效应扩散完成后连接界面最终向元素扩散速率快的一侧移动，Cu原子的扩散速率大于Fe原子，所以连接界面最终偏向T2侧[11-14].从图5a可以看到，在接头及其附近的T2侧存在衬度明显不同于基体的相. 结合图5c接头微观形貌可以看到，这些区域有树枝状、条状和不规则块状析出相产生，图5d为图5c虚线框中放大后的微观形貌，发现树枝状的析出相弥散的分布于接头及附近T2紫铜基体上.对接头及其附近析出相进行EDS点扫描，点扫描结果如表2所示. 结合Cu-Fe二元相图和Cu-Ni二元相图， 这些树枝状和条状的析出相推测分别为γ-Fe相和α(Cu, Ni)相[9-14]. 不规则块状的析出相为富Cr相. 结合图6的EDS线扫描结果和表2的EDS点扫描结果可以表明，反应层由α(Cu, Ni)相和γ-Fe相组成，而在T2紫铜扩散影响区主要为γ-Fe相和富Cr相.
图 5 接头微观形貌及其附近析出相
Figure 5. Micro morphology of joint and precipitated phase near the joint. (a) BEM picture; (b) diffusion zone; (c) micro morphology of joint; (d) T2 region near the joint
图 6 图5b接头扩散区线扫描结果
Figure 6. Line scanning results of joint diffusion zone in Fig.5b
表 2 图5a中点扫描的结果(质量分数, %)
Table 2. Results of point scanning in Fig. 5a
位置 Fe Cr Cu Ni 可能的析出相 1 21.4 3.1 72.7 2.8 α(Cu, Ni)相 2 22.8 4.4 70.2 2.6 γ-Fe相 3 30 59.2 5.2 — 富Cr析出相 -
为了研究连接接头硬度分布情况，在接头选区进行维氏显微硬度试验，获得接头及其附近的硬度分布云图. 从图7可以发现，316L不锈钢侧的平均硬度值最高，为130 HV0.1，316L不锈钢/T2紫铜接头平均硬度高于T2紫铜侧平均硬度，接头平均硬度为94 HV0.1.
图 7 接头附近显微维氏硬度分布
Figure 7. Vickers microhardness distribution near the joint
接头硬度的分布与组织分析中图5c所观察到连接接头有均匀分布的析出相有关，析出相引发的第二相强化机制使得接头区域抵抗变形的能力大大提高，增加了接头区域的硬度[9].从316L不锈钢侧到T2紫铜侧硬度值逐渐降低，在接头及其附近区域并没有发现硬度突变的现象发生，说明在热等静压后316L不锈钢/T2紫铜扩散界面及其附近区域并未有金属间化合物生成，进一步说明界面结合较好[10].
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316L不锈钢/T2紫铜接头拉伸试验断裂于T2紫铜基体，可见接头冶金结合质量很好. 接头的抗拉强度和断后伸长率如图8所示，最大抗拉强度为165 MPa，断后伸长率为30.5%，断面收缩率为83.0%. 在拉伸过程中可以观察到明显的“颈缩”现象，结合图9的断面形貌可知，断口呈现微孔聚集型的韧性断裂.对断裂原因进一步分析，发现图5c所示接头及其附近存在的富Cr相、α(Cu, Ni)相和γ-Fe析出相均匀弥散分布于接头及接头附近的T2紫铜基体相中，与周围位错间发生交互作用，阻碍位错的运动，提高了这些区域的强度，而离接头较远的T2紫铜基体没有强化机制，且热等静压过程中较大的热输入导致晶粒粗大而软化最终发生断裂[9,15-16].
图 8 接头的抗拉强度和断后伸长率
Figure 8. Tensile strength and elongation of joint
图 9 拉伸试样的断口形貌
Figure 9. Fracture morphology of the tensile specimen
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(1) 采用热等静压工艺成功连接了316L不锈钢/T2紫铜，接头呈波状结合，且连接接头无明显的宏观缺陷.
(2) 在塑性变形和扩散反应的连接机制作用下，两侧基体主要元素通过空位机制发生明显的扩散，形成了厚度为3.9 μm的扩散层，在连接接头及其附近的T2紫铜侧发现了树枝状γ-Fe相、条状α(Cu, Ni)相组织和不规则块状富Cr相组织存在.
(3) 对连接接头进行力学性能分析表明，连接接头平均硬度值为94 HV0.1，高于较弱T2紫铜，但是没有硬度突变现象，表明接头没有金属间化合物生成，拉伸试验结果最终在T2紫铜侧失效断裂，最大抗拉强度为165 MPa，接头及其附近的析出相形成了第二相强化，而T2紫铜由于没有强化机制且热等静压较大的热输入导致晶粒粗化而断裂.
Microstructure and mechanical properties of 316L stainless steel/T2 copper hot isostatic bonding joint
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摘要: 采用热等静压(hot isostatic pressing，HIP)工艺对棒材316L不锈钢/T2紫铜进行连接，分析连接界面微观组织和力学性能.结果表明，在塑性变形和扩散反应的连接机制下，异种金属连接接头结合良好，两侧基体元素发生了明显的互扩散，最终形成了3.9 μm厚的扩散层，扩散层分为两侧的扩散影响区(diffusion affected zone，DAZ)和中间反应层(reaction layer，RL)，扩散层及其附近的T2紫铜侧有树枝状的γ-Fe相、条状α(Cu, Ni)相和不规则块状富Cr相析出. 硬度试验结果表明，连接接头硬度要高于较弱T2紫铜母材，接头平均硬度为94 HV0.1，未出现硬度突变的现象，表明接头没有脆性金属间化合物生成，拉伸试验最终在T2紫铜母材断裂，断裂机制为韧性断裂，最大抗拉强度为165 MPa，接头及其附近析出相的弥散分布形成了第二相强化机制，阻碍位错的运动，最终使得连接接头具有较高的硬度和较好的结合强度.Abstract: Hot isostatic pressing (HIP) was used to bond the bar 316L stainless steel/T2 copper, and the microstructure and mechanical properties of the bonding interface were analyzed. The results show that the dissimilar metal joints are well bonded under the bonding mechanism of plastic deformation and diffusion reaction, and the elements on both sides of the matrix obviously have mutual diffusion. Finally, the diffusion layer with a thickness of 3.9 μm is formed. The diffusion layer is divided into the diffusion-affected zone (DAZ) on both sides and the reaction layer (RL) in the middle. Dendritic γ-Fe phase, strip α (Cu, Ni) phase, and irregular massive Cr-rich phase precipitate on the diffusion layer and adjacent side of T2 copper. Hardness test results show that the hardness of the joint is higher than that of the weak T2 base metal. The average hardness of the joint is 94 HV0.1, and there is no hardness mutation, which that indicates no brittle intermetallic compound was formed. A ductile fracture happened at the T2 base metal during the tensile test, with the maximum tensile strength of 165 MPa. Joints and their adjacent diffuse distribution of the precipitated phase formed a second phase strengthening mechanism, which has hindered the dislocation movement, and thus enabled the joint with better hardness and bonding strength.
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Key words:
- hot isostatic bonding /
- microstructure /
- dissimilar metal /
- mechanical properties
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图 5 接头微观形貌及其附近析出相
Figure 5. Micro morphology of joint and precipitated phase near the joint. (a) BEM picture; (b) diffusion zone; (c) micro morphology of joint; (d) T2 region near the joint
表 1 T2紫铜和316L不锈钢的化学成分(质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of the T2 copper and 316L stainless steel
材料 Fe Cu C Cr Ni Mn Mo Pb T2 0.005 余量 — — — — — 0.005 316L 余量 — 0.03 16.07 12.01 2.00 2.21 — 
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表 2 图5a中点扫描的结果(质量分数, %)
Table 2. Results of point scanning in Fig. 5a
位置 Fe Cr Cu Ni 可能的析出相 1 21.4 3.1 72.7 2.8 α(Cu, Ni)相 2 22.8 4.4 70.2 2.6 γ-Fe相 3 30 59.2 5.2 — 富Cr析出相
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图(9) / 表 (2)
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