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相对于颗粒增强复合材料,多金属复合材料的制造工艺相对简单,同时能够达到工业应用的要求。随着技术的进步,金属复合材料已经由原来的双金属发展到现今的多种金属材料复合,同时在制造的过程中,可以根据实际应用的需求,设计不同组分并选用相应的加工工艺。然而,多种金属在首道次的界面结合是有一定难度的。本文通过累积叠轧法制备了 Ni/Ti/Nb、Ni/Ti/Al/Cu和Ni/Ti/Al/Nb三种复合材料,针对不同的材料制定了不同的工艺成功地制备了三种复合材料,并研究了三种复合材料的组织性能。另外,对Ni/Ti/Al/Cu和Ni/Ti/Al/Nb复合材料进行了退火试验,研究了其界面反应以及扩散动力学。采用包套累积叠轧工艺在500℃下经过5次循环轧制,每次循环累积压下量为66.7%成功制备了 Ni/Ti/Nb复合材料;利用室温累积叠轧经过8道次轧制,每道次压下量为50%制备了 Ni/Ti/Al/Cu和Ni/Ti/Al/Nb复合材料。并对 Ni/Ti/Al/Cu 和 Ni/Ti/Al/Nb 复合材料分别在 300℃、350℃、400℃、450℃、500℃温度下进行0.5h、1h、2h、4h退火处理。采用扫描电子显微镜、EDS能谱、X射线衍射、透射电镜、电子背散射衍射等技术,观察了复合材料微观组织演变以及退火后界面反应和扩散情况,结合Arrhenius模型研究退火过程中界面扩散动力学。利用拉伸试验和显微硬度测试研究复合材料的力学性能。得到如下研究结果:Ni/Ti/Nb复合材料在5次循环轧制过程中基本保持层状结构,界面处没有金属间化合物生成。随着ARB进行,复合材料拉伸强度明显增大,伸长率降低,各层的显微硬度也逐渐增大。5次循环后复合材料拉伸强度达到792.3 MPa,Ni、Ti和Nb的显微硬度增加到270.2、307.4和243.4 HV。对于Ni/Ti/Al/Cu复合材料,8道次轧制后,Ni、Ti、Cu三种金属增强相均匀分布在A1基体中,界面处没生成金属间化合物。Ni、Ti、Al和Cu各层的平均显微硬度分别从157.9、161.3、23.8、59.3 HV增加到246.5、284.3、60.4、161.2HV。另外,三种金属增强相的显微硬度变化与各自的等效应变成线性相关关系。第8道次后复合材料抗拉强度为298.2 MPa。通过观察复合材料的拉伸断口表面,发现随着ARB的进行,复合材料断裂方式由界面分离转变为界面分离和基体中韧窝的形成和生长共同作用。对第四道次后的Ni/Ti/Al/Cu复合材料进行退火处理。对于Ni/Al界面,在400℃下退火,界面处生成的中间相为NiAl3;在450℃和500℃时,界面生成的中间相为NiAl3和Ni2Al3。对于Cu/Al界面,在350℃下退火,界面处生成CuAl2,Cu9Al4和CuAl,在400℃和450℃时,界面生成CuAl2,CuAl 和 Cu3Al2,在 500℃时,界面生成CuAl2,CuAl、Cu3Al2和Cu4Al3。对于Ti/Al界面,只有在500℃下才有中间相生成,所形成的中间相为TiAl3。复合材料中界面原子扩散符合Arrhenius方程的规律,Ni/Al、Cu/Al和Ti/Al界面扩散激活能分别为16579、22983和22501 J·mol-1。对于Ni/Ti/Al/Nb复合材料,第三道轧制次后,Al中出现了动态回复现象,动态回复和剪切带导致了大角度晶界的增加。第四道次轧制后,Al中出现轧制织构和剪切织构,轧制织构为Copper{112}<111>、Dillamore{44 11}<1111 8>、S{123}<634>和 Brass{011}<211>;剪切织构为 Rotated Cube {001}<110>和{111}//ND。第8道次后,Ni、Ti、Nb、Al平均显微硬度分别达到252.2、272.5、218.3、57.9 HV;复合材料抗拉强度为 274.4 MPa。对第一、四和八道次后的Ni/Ti/Al/Nb复合材料进行退火处理,在Nb/Al界面没有金属间化合物生成。第一、四和八道次轧制后的复合材料中Nb/Al界面扩散激活能分别为14134、12316和10125 J·mol-1。累积叠轧变形量增加能降低界面扩散的激活能。