铜合金/钛合金双金属可以充分发挥铜合金高导电、高导热、耐磨损与钛合金高强度、耐腐蚀和生物相容性好等优异性能，在同一构件内可实现多种不同的性能，进而满足国家重点装备日趋苛刻复杂的服役要求，在航空航天、武器装备、海洋工程、电子封装等领域具有广阔的应用前景^[1~5]。然而，铜合金与钛合金的线膨胀系数、熔点及热导率等物化性能有显著差异，使得高界面强度铜合金/钛合金双金属制备工艺较难控制，同时，Cu与Ti互溶性低，因此铜合金/钛合金双金属界面会析出Ti₂Cu、TiCu、Ti₃Cu₄、Ti₂Cu₃、TiCu₂、TiCu₄等脆性金属间化合物^[6]，这些金属间化合物硬度较高但塑性差，极易导致双金属界面发生脆性断裂，从而显著降低界面强度，大幅降低了铜合金/钛合金双金属材料的使役性能^[7,8]。因此，高可靠铜合金/钛合金双金属材料的可控制备面临严峻挑战。

铜合金/钛合金双金属界面过渡层是影响双金属使役性能的关键。国内外学者^[6,9,10]对不同工艺制备铜合金/钛合金双金属界面过渡层组织-性能关系的研究结果表明，双金属界面处的热输入与外加压力对铜合金/钛合金双金属界面金属间化合物的含量、种类、形貌和分布有显著影响，进而决定了双金属的界面强度。真空热压扩散连接工艺可以实现连接压力与温度的精准控制，采用该工艺制备的双金属界面性能优异^[11~13]，在铜合金/钛合金双金属材料制备中具有显著的技术优势。Aydın等^[14]采用真空热压扩散连接工艺制备了T2/TC4合金双金属，但双金属界面过渡层内层状的Ti-Cu金属间化合物导致界面强度降低。Shen等^[15]发现，TC4合金与纯Cu直接连接时，界面处形成层状金属间化合物，界面失效位置位于界面过渡层中的CuTi/Cu₃Ti₂界面处，添加Ag箔作为中间层制备TC4合金/Cu双金属界面，其界面强度显著提高，界面在Cu-Ag固溶体处发生失效。添加不与Cu、Ti反应生成金属间化合物的中间层，可以有效抑制界面过渡层中的Ti-Cu金属间化合物析出，提高界面过渡层内的固溶体比例，进而提高界面强度。需要指出的是，对于多孔、曲面等结构复杂的铜合金/钛合金双金属构件，很难通过添加中间层的方式进行连接。目前，已有学者^[16]采用电沉积工艺在待连接金属表面沉积中间层，电沉积层可以显著促进双金属界面的扩散，在较低温度下实现双金属的可靠连接。

铜合金/钛合金双金属界面过渡层中往往不可避免地形成金属间化合物。金属间化合物的种类、形貌和分布，及其析出时周围固溶体的变化是双金属界面过渡层组织的重要特征，并最终决定界面力学性能。Guo等^[17]对Cu/Ti扩散连接界面过渡层的金属间化合物的组成、形貌演化规律进行分析发现，随着连接温度的升高，TiCu₄化合物层中形成连续的Ti₂Cu Kirkendall面，抑制了TiCu的生长，双金属界面强度逐渐升高。可见，虽然层片状金属间化合物会导致界面强度降低，但通过调控双金属界面金属间化合物的种类与形貌有望实现双金属界面的强化。本团队前期研究工作^[18]表明，细小的金属间化合物与固溶体均匀分布的“固溶体型界面”有助于实现双金属界面强度的提升。因此，调控铜合金/钛合金双金属界面金属间化合物对于高可靠铜合金/钛合金双金属的制备尤为重要。Ti-Cu金属间化合物析出是从无序固溶体转变成有序相的过程，此过程中原子排列从无序状态转变成有序状态^[19]。Liao等^[20]分析了TiCu₄相有序析出机制，结果表明，富Ti区Ti原子含量的增多会促进Ti原子的有序排列，进而形成与基体呈共格关系的β'-TiCu₄相。需要指出的是，由于钛合金与铜合金中不仅含有Cu、Ti元素，还存在其他合金元素，双金属界面过渡层中除了会形成Cu-Ti二元金属间化合物，还会形成其他二元甚至三元金属间化合物。同时，这些合金元素发生复杂反应也会对Ti-Cu金属间化合物的析出产生显著影响。例如，在Ti-Cu二元系中，β→α + Ti₂Cu共析反应所对应的共析成分约为7.1%Cu (质量分数，下同)^[21]，共析反应发生的温度为792 ℃；然而，在Ti6Al4V-Cu四元系中，共析反应所对应的共析成分约为14%Cu^[22]，且共析反应发生的温度降低到约600 ℃。可见，铜合金/钛合金双金属界面金属间化合物的演化非常复杂，限制了人们对双金属界面组织-性能关系的深入理解。

为了实现高可靠铜合金/钛合金双金属的制备，本工作分别采用直接添加Ag箔与电沉积Ag层的方式，结合热压连接工艺制备了高界面强度QAl10-5-5合金/TC6合金双金属，研究双金属界面过渡层金属间化合物种类、形貌与分布的演化规律，明确铜合金/钛合金双金属界面金属间化合物形成的微观机制；结合QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面强度的测试结果，分析双金属界面过渡层组织演化对界面强化的作用机制，旨在为铜合金/钛合金双金属界面组织与性能的协同调控提供依据。

实验所用材料为直径30 mm的QAl10-5-5合金棒材和直径60 mm的TC6合金棒材，QAl10-5-5合金的化学成分(质量分数，%，下同)为：Al 8.6，Fe 4.8，Ni 5.0，Si 0.07，Zn 0.03，Sn 0.01，Cu余量；TC6合金的化学成分为：Al 6.1，Mo 2.5，Cr 1.1，Fe 0.5，Si 0.01，Ti余量。QAl10-5-5合金和TC6合金的微观组织如图1所示。可以看出，QAl10-5-5合金的α-Cu基体中均匀分布着金属间化合物κ相，TC6合金由等轴状和棒状初生α相晶粒和β转变组织组成，α相晶粒尺寸为7.1 μm。

从QAl10-5-5合金中切取直径30 mm、长25 mm的试样进行表面电沉积Ag层的制备，其流程示意图如图2所示。电沉积前，依次采用80至2000号水砂纸对试样待电沉积表面进行机械研磨，并对样品进行酸洗，酸洗液配比为HNO₃∶C₂H₅OH = 10 mL∶90 mL，随后依次在去离子水、无水乙醇、丙酮中超声清洗5 min，吹干备用。电沉积阳极材料选用尺寸为25 mm × 25 mm × 2 mm的石墨板，沉积前依次在去离子水、无水乙醇中超声清洗3~5 min，烘干后真空保存。在QAl10-5-5合金试样表面电沉积Ag层时，电沉积液成分由40 g/L AgNO₃、200 g/L Na₂S₂O₃和40 g/L K₂S₂O₅与适量H₃BO₃配制。电沉积电流强度为0.1~0.7 A，电沉积时间为5~25 min，电沉积液温度为25 ℃。

采用真空热压扩散连接工艺制备铜合金/钛合金双金属。分别在QAl10-5-5合金和TC6合金圆柱体上沿距轴线相同距离处切取直径20 mm、长25 mm的圆柱体试样，依次用水砂纸对QAl10-5-5合金试样和TC6合金试样待连接表面进行逐级研磨，并用酒精超声波清洗后吹干备用；在电沉积Ag层QAl10-5-5合金圆柱体上切取直径20 mm、长25 mm的圆柱体试样，用于真空热压扩散连接实验。铜合金与钛合金双金属真空热压扩散连接实验在HVRY-2型真空热压烧结炉中进行，真空度为10^-3 Pa。其中，QAl10-5-5合金与TC6合金直接连接工艺参数为：连接温度805~875 ℃，连接压力5 MPa，连接时间1 h。为了明确电沉积Ag层对双金属组织和性能的影响，采用厚度约60 μm的纯Ag箔作为对照实验。图3为Ag箔电子背散射衍射(EBSD)反极图，图中黑色线条代表大角度晶界，白色线条代表小角度晶界。可以看出，Ag箔呈现出典型的变形组织，主要为尺寸几微米至10 μm的亚晶粒，局部区域还存在少量尺寸为1~3 μm的小尺寸晶粒。QAl10-5-5合金/Ag箔/TC6合金双金属与电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属真空热压扩散连接工艺参数为：连接温度805~875 ℃，连接压力5 MPa，连接时间1 h。

在连接后的QAl10-5-5合金/TC6合金双金属试样上切取1个尺寸为10 mm × 8 mm × 6 mm的金相试样和3个直径6 mm的剪切棒试样。金相试样表面经水砂纸逐级研磨并抛光，铝青铜腐蚀液成分为1 g FeCl₃ + 5 mL HCl + 20 mL H₂O；钛合金的腐蚀液成分配比为HNO₃∶HF∶H₂O = 10 mL∶15 mL∶75 mL。采用Phenom台式扫描电子显微镜(SEM)分析电沉积Ag层界面形貌和双金属界面组织；采用配有NordlysMax EBSD探头的MIRA3 XMU SEM对双金属界面进行EBSD观察，扫描步长0.15 μm。采用Channel 5软件对EBSD数据进行分析。采用Helios Nano lab 600i场发射聚焦离子束(FIB)在铜合金/钛合金双金属界面处切取透射电子显微镜(TEM)试样，具体步骤为：观察铜合金/钛合金双金属界面，先在目标区域表面沉积一层Pt，随后在10 kV、1.4 nA条件下在目标区域两侧切割“壕沟”、暴露待观测的截面，切断样品底部和两侧的连接、形成薄片，将薄片移至TEM铜网后，采用5 kV、86 pA和10 kV、86 pA参数交替减薄，直至其厚度满足TEM观测要求。采用Tecnai G² F20 X-Twin TEM观察双金属界面物相及晶体结构。

采用HT-2402材料试验机对铜合金/钛合金双金属界面进行剪切实验，压头移动速率为0.5 mm/min。剪切试样及模具与前期研究^[18]一致，确保剪切试样的剪切面位于双金属界面上。

图4为不同工艺条件下QAl10-5-5合金/TC6合金直接连接双金属界面及QAl10-5-5合金/Ag箔/TC6合金双金属界面显微组织的SEM像及剪切强度。表1为连接温度为850和875 ℃时，QAl10-5-5合金/Ag箔/TC6合金双金属界面特征区域的EDS点扫描结果。图4a为QAl10-5-5合金与TC6合金直接连接界面的组织形貌。可以看出，QAl10-5-5合金与TC6合金直接连接时，由于铜合金与钛合金物性差异较大，QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面处形成了贯穿式裂纹，且在双金属界面处形成了层状金属间化合物。图4b~d为不同连接温度下，QAl10-5-5合金/Ag箔/TC6合金双金属界面组织形貌。由图4b可以看出，当连接温度为825 ℃时，QAl10-5-5合金/Ag箔/TC6合金双金属界面处形成了厚度约为50 μm的界面过渡层，界面基本平直，但双金属界面过渡层TC6合金侧还存在未完全闭合的裂纹；当连接温度升高至850 ℃时，QAl10-5-5合金/Ag箔/TC6合金双金属界面处的裂纹缺陷消失(图4c)，同时，由QAl10-5-5合金/Ag箔/TC6合金双金属界面过渡层的EDS点扫描结果可以看出，在该双金属界面过渡层中没有生成Cu-Ti层状金属间化合物，过渡层以Ag固溶体为主(表1中的点1)。然而，当连接温度升高至875 ℃时，双金属界面过渡层内合金元素扩散非常显著，双金属界面过渡层分为两部分(图4d)，靠近TC6合金侧形成了微米级层状Cu-Ti金属间化合物(表1中的点2)^[23]，同时，界面过渡层靠近铜合金侧也不再是Ag固溶体(表1中的点3)。由图4e可以看出，QAl10-5-5合金与TC6合金直接连接时，由于裂纹与层状金属间化合物的形成，双金属界面强度仅为21 MPa；当连接温度为825 ℃时，QAl10-5-5合金/Ag箔/TC6合金双金属界面剪切强度为52 MPa，这可能是由于界面处的裂纹导致界面强度恶化；当连接温度升高至850 ℃时，界面剪切强度达到200 MPa；当连接温度继续升高至875 ℃时，界面剪切强度显著降低，这是在界面处形成层状Cu-Ti金属间化合物所致。

图5为不同电沉积工艺下，电沉积Ag层QAl10-5-5合金横截面组织的SEM像和EBSD像，图5a~h中插图为合金的表面宏观形貌。由图5a~e可以看出，当电沉积电流强度保持为0.1 A、电沉积时间为5 min时，电沉积Ag层QAl10-5-5合金表面呈雾状无光泽，电沉积Ag层厚度仅为1.77 μm (图5a)；当电沉积时间由5 min延长至25 min时，电沉积Ag层QAl10-5-5合金表面宏观形貌没有明显变化，电沉积Ag层厚度逐渐增大至9.52 μm (图5e)。图5f~h为电沉积时间为25 min时，电流强度对QAl10-5-5合金表面电沉积Ag层的影响。由图5f可以看出，当电沉积电流强度为0.3 A时，电沉积Ag层厚度增至14.39 μm，但是电沉积Ag层QAl10-5-5合金表面较为粗糙，质量较差；当电沉积电流强度增至0.5 A时，电沉积Ag层厚度为15.73 μm，电沉积Ag层QAl10-5-5合金表面光亮，沉积层较为平整(图5g)；随着电沉积电流强度的进一步增强，电沉积Ag层发生了脱落，其厚度降低至10.59 μm (图5h)。因此，本工作优选电沉积工艺为：沉积电流强度0.5 A，沉积时间25 min，该沉积工艺下电沉积Ag层QAl10-5-5合金横截面EBSD反极图如图5i所示。可以看出，沉积Ag层由随机取向的小尺寸等轴晶粒组成，平均晶粒尺寸约为1.94 μm，小于Ag箔中的亚晶粒尺寸。

图6为电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面组织SEM像与剪切强度。由不同连接温度下电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面过渡层形貌(图6a~c)可以看出，连接温度为805和835 ℃时，双金属界面过渡层呈亮白色，主要为Ag的固溶体；850 ℃时过渡层形貌与805和835 ℃时明显不同，形成了灰色与亮白色交替的过渡层组织。当连接温度为850 ℃时，电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面过渡层(图6d)特征区域的EDS结果如表2所示。由图6d和表2可以看出，当连接温度为850 ℃时，双金属界面过渡层亮白色区域为Ag的固溶体，灰色区域为Cu-Ti金属间化合物。

由双金属界面的剪切强度结果(图6e)可以看出，随着连接温度逐渐升高，电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面剪切强度呈先增大后减小的趋势，并在连接温度为835 ℃时达到最大值(217 MPa)。需要指出的是，对于QAl10-5-5合金/Ag箔/TC6合金双金属而言，界面剪切强度在连接温度为850 ℃时达最大值(200 MPa，图4e)。由此可以看出，相较于添加Ag箔，电沉积Ag层QAl10-5-5合金与TC6合金可以在更低的连接温度下获得更高的界面强度。

图7为不同连接温度下，电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面断口形貌，表3为图7中各点的EDS扫描结果。可以看出，当连接温度为805 ℃时，断口整体较为平整，局部可观察到细小撕裂棱及少量韧窝特征，表现出一定的韧性断裂特征。结合表3的EDS结果(点1~3)可以看出，断口表面Ag含量较高，而Ti元素和Cu元素含量极低，仅有少量Al元素富集，表明断裂主要发生在由Ag固溶体组成的界面过渡层内部。当连接温度升至835 ℃时，断口形貌整体上仍与805 ℃相似，但EDS分析结果(点4~6)表明，断口中的Ag含量明显下降，而Al含量逐渐升高，说明断裂位置已不再局限于界面过渡层内部，而是逐渐向界面过渡层钛合金侧转移。当连接温度进一步升高至850 ℃时，断口形貌发生显著变化，呈现出明显的分区特征：断口中部区域较为平整，而右侧区域表现为颗粒状或块状断裂特征。对应的EDS结果(点7~9)显示，断口区域中Ag含量降至极低水平(< 4%，原子分数)，而Cu和Ti元素的含量显著升高，说明双金属界面形成的微米级Cu-Ti金属间化合物(图6c和表3)成为剪切断裂过程中优先萌生和扩展的裂纹源，导致界面强度迅速降低。

图8为连接温度805 ℃时，电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面过渡层组织形貌和合金元素面扫描结果。由图8a可以看出，电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面过渡层钛合金侧形貌发生了显著变化，靠近界面过渡层的TC6合金中形成了厚度约5 μm的“影响区”。由图8b可以看出，双金属界面过渡层钛合金侧的“影响区”内微观应变较低，说明该区域的几何必需位错密度较低。EDS面扫描结果(图8c~f)表明，该区域的合金元素扩散非常显著。该双金属界面过渡层内为Ag元素，这与双金属界面过渡层表征结果相符，双金属过渡层“影响区”中主要为Ti、Cu和Al元素，其中，Cu元素和Al元素在双金属过渡层/TC6合金处发生了富集，并向TC6合金侧扩散。

为了确定电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面过渡层TC6合金侧“影响区”的相组成，对该区域进行TEM分析，结果如图9所示。图9a为连接温度805 ℃时，电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面过渡层TC6合金侧的高角度环形暗场(HAADF)像，其Cu、Ti和Al元素的面扫描结果如图9b~d所示。可以看出，双金属过渡层TC6合金侧内由3种具有不同化学成分的新相形成，这些物相和基体的选区电子衍射(SAED)花样如图9e~h所示。结合图9e~h与图8可以看出，图8b中厚度约为1 μm的金属间化合物为TiAlCu₂相，“影响区”内均匀分布的新相分别为Ti₂Cu相和Ti₃Al相，平均尺寸分别为0.51和0.64 μm。可见，在电沉积Ag层QAl10-5-5合金与TC6合金连接过程中，双金属界面过渡层形成了厚度约为1 μm的TiAlCu₂反应层以及亚微米尺度的Ti₂Cu相与Ti₃Al相。

图10为连接温度805 ℃时，电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面过渡层明场像、α-Ti/Ti₃Al相界面的高分辨TEM (HRTEM)像及快速Fourier变换结果。可以看出，双金属过渡层TC6合金侧的Ti₃Al的(23¯12¯)晶面平行于钛合金基体中α-Ti的(1¯21¯0)晶面，α-Ti/Ti₃Al相界面形成了半共格界面，相同的半共格界面也在TC17合金/TC4合金、Ni/Al、Ti/Ta等双金属中出现^[24~27]。

对比分析QAl10-5-5合金/Ag箔/TC6合金双金属与电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面组织和剪切强度可知，对于QAl10-5-5合金/Ag箔/TC6合金双金属(图4b~d)，当连接温度不超过850 ℃时，双金属过渡层中无层状Cu-Ti金属间化合物形成；当连接温度达到875 ℃时，双金属过渡层中会形成层状Cu-Ti金属间化合物，导致界面强度显著降低。对于电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属，由于电沉积Ag层为尺寸较小的等轴晶粒，可以提供较多的晶界作为元素扩散通道^[16]，促进了QAl10-5-5合金/TC6合金双金属在较低的连接温度下达到冶金结合，同时，Cu元素在Ag固溶体/TC6合金界面处富集，形成了厚度约1 μm的TiAlCu₂反应层，随着Cu继续向TC6合金侧扩散，形成了均匀分布的亚微米尺度Ti₂Cu和Ti₃Al相，界面断口分析表明，这些金属间化合物并不会导致界面失效。值得注意的是，对于电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属，当连接温度达到850 ℃时，过渡层中虽然没有形成层状Cu-Ti金属间化合物，但金属间化合物已经长大至微米尺度(图6c)，成为剪切断裂过程中优先萌生和扩展的裂纹源，导致界面强度降低。

金属间化合物的种类与形貌是铜合金/钛合金双金属界面过渡层的重要特征，其形成过程还伴随着固溶体的演化，最终影响双金属界面的力学性能。因此，对铜合金/钛合金双金属过渡层金属间化合物的形成机制进行研究是调控双金属界面力学性能的关键。

由连接温度为805 ℃时电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面组织表征结果(图8~10)可以看出，双金属界面过渡层TC6合金侧形成了1 μm厚的TiAlCu₂反应层、亚微米尺度的Ti₂Cu相和Ti₃Al相与α-Ti固溶体共存的“影响区”，该区域内在多元合金元素互扩散作用下发生了固溶体向金属间化合物的有序转变^[28]，界面过渡层不同金属间化合物的晶体结构和界面原子结构示意图如图11所示。首先，Ti₃Al相与α-Ti相具有相同的hcp结构，其晶格常数为aTi3Al ≈ 2a_α，cTi3Al ≈ c_α (图11a)，Al元素作为α稳定元素，其在“影响区”内局部浓度升高，同时Ti原子和Al原子的有序排列促使TC6合金中α-Ti相向D0₁₉结构的Ti₃Al相转变，进而形成了半共格界面(图11d)；其次，Ti₂Cu相是bcc结构的长周期衍生相，由3个bcc单胞沿c轴方向堆垛，由于c轴方向存在较大的晶格畸变，故其轴比(c / a) < 3 (图11b)，Ti、Cu、Al元素的非均匀扩散导致TC6合金中β-Ti相的原子重排，部分Ti原子被Cu原子有序替代，进而形成C19结构的Ti₂Cu相^[28]。由Ti-Cu二元金属间化合物演化相关研究结果^[29,30]可知，Cu/Ti双金属界面Ti侧会优先形成Ti₂Cu相；最后，TiAlCu₂相由8个bcc单胞组成，Cu原子占据晶胞8个角的位置，Ti原子与Al原子交替占据bcc单胞的体心位置(图11c)，双金属界面过渡层/TC6合金界面处Ti、Al、Cu原子发生富集，形成了厚度约1 μm的L2₁结构TiAlCu₂相，这种bcc结构的有序衍生相有助于协调界面过渡层与钛合金基体的晶格失配，抑制界面裂纹的萌生，最终形成了如图11d所示的界面过渡层。

结合不同工艺条件(直接连接、添加Ag中间层)下QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面过渡层演化规律与双金属界面强度测试结果可以发现，QAl10-5-5合金与TC6合金直接连接时，由于铜合金与钛合金物性差异较大，QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面处形成了裂纹、孔洞等缺陷，且在双金属界面处形成了层状Cu-Ti金属间化合物，导致双金属剪切强度仅为21 MPa；添加Ag中间层能改善双金属界面组织，提高界面强度。其中，添加Ag箔可以抑制裂纹、孔洞等缺陷的形成，同时，避免了铜合金与钛合金的直接接触，有效抑制层状Cu-Ti金属间化合物的析出，双金属界面过渡层以Ag固溶体为主，界面强度比直接连接界面强度显著提高^[18]；当在铜合金表面电沉积Ag层并与TC6合金连接时，同样可以抑制裂纹的形成和层状Cu-Ti金属间化合物的析出，双金属界面过渡层同样以Ag固溶体为主，也避免了界面性能的恶化。

需要指出的是，电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面过渡层TC6合金侧还形成了由TiAlCu₂反应层、Ti₂Cu相和Ti₃Al相组成的“影响区”。由双金属断口形貌和EDS分析(图7和表3)可知，当连接温度不高于835 ℃时，界面断裂发生在界面Ag过渡层中，界面强度显著提高^[31]，说明这些亚微米尺度金属间化合物并未表现出与微米级层状Cu-Ti金属间化合物相同的脆性失效特征^[32]。因此，以该“影响区”作为研究对象，分析其对界面强度的影响，可以明确双金属界面组织与性能的内在关联。国内外学者发现，通过分析位错强化、晶界强化、固溶强化与析出强化等经典强化机制对双金属界面强度提升的作用，可以明确双金属界面强化机制。Han等^[33]定量分析了Mg-Al-Si/Mg-Gd-Y-Zn双金属界面处晶粒细化对界面强度的作用；Jiang等^[34]分析了固溶强化、细晶强化等强化机制对Ti/Nb层状复合材料强度提升的作用机制；Hong等^[35]指出，FGH99镍基高温合金扩散连接界面强化源于多种强化机制的协同作用，其中，中间层中的Cr元素促进界面处的原子扩散，对固溶强化与析出强化有显著的增强作用。Liu等^[36]分别计算了细晶强化、位错强化、固溶强化与析出强化对铝锂合金接头热影响区强化的贡献，结果表明，析出强化对影响区强度的贡献最大。因此，本工作结合电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面过渡层钛合金侧金属间化合物的EBSD和TEM结果，分析不同强化机制对双金属界面过渡层钛合金侧形成的“影响区”强度的贡献。

首先，在剪切变形过程中，电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面附近位错的积累与交互会提高位错运动的临界应力，使双金属界面区域表现出更高的变形抗力，进而提升双金属界面强度，位错强化对双金属界面强度的贡献(Δσ_dis)可以用式(1)^[37,38]表示。需要指出的是，双金属界面过渡层的局部取向差分布图(图8b)表明，双金属界面过渡层钛合金侧的几何必需位错密度较低，因此，位错强化对双金属界面强度的提升贡献有限。

式中，M为Taylor系数(2.9)，α为几何常数(0.15)，G为剪切模量(45 GPa)，b为Burgers矢量模(0.29 nm)，ρ为位错密度。

其次，根据Hall-Petch关系，晶粒尺寸减小，晶界数量增多，阻碍位错运动，从而提高材料的屈服抗力。因此，晶粒细化可以提升界面强度，其对界面强度的贡献(Δσ_GB)为^[39]：

式中，K_y为Hall-Petch常数(300 MPa·µm^-1/2)，d₁为连接后钛合金基体晶粒尺寸，d₀为钛合金基体初始晶粒尺寸。

805、835和850 ℃连接温度下，电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面附近钛合金α相尺寸的定量结果分别为5.0、4.7和6.2 μm。可以看出，电沉积Ag层QAl10-5-5合金与TC6合金真空热压连接后，双金属界面附近TC6合金α相晶粒发生了细化，对比不同连接温度下双金属界面附近钛合金α相晶粒尺寸可见，当连接温度为835 ℃时，双金属界面附近TC6合金α相晶粒最小，细晶强化效应最为显著，对双金属TC6合金侧“影响区”的强度提升贡献更大。

其次，在电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面过渡层中，Cu、Al等合金元素作为溶质原子进入Ti晶格，晶胞中产生阻碍位错滑移的晶格畸变应力场，溶质原子的固溶强化效应对双金属界面强度的贡献(Δσss)可以用式(3)^[40]表示。由于Cu在α-Ti中固溶度较低(约1.59%)，其固溶强化效应相对有限。

式中，δ为晶格变化因子(0.26)；X为溶质原子分数。

最后，电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属过渡层界面钛合金侧形成了多种金属间化合物，这些亚微米级金属间化合物的析出同样会阻碍位错运动，迫使位错以Orowan绕过机制通过析出相，从而提升双金属界面强度，析出强化对界面强度的影响(ΔσP)由式(4)^[38]确定：

式中，r为平均金属间化合物析出半径，υ为Poisson比(0.32)，f_v为析出相的体积分数。

以连接温度为805 ℃的电沉积Ag层QAl10-5-5合金/TC6合金双金属为例，双金属界面过渡层内形成的Ti₂Cu相的平均尺寸为0.51 µm，体积分数为12.5%；Ti₃Al相的平均尺寸为0.64 µm，体积分数为6.25%，经计算可得析出强化对双金属TC6合金侧“影响区”的强度贡献约为63.2 MPa。可见，双金属界面过渡层内析出均匀分布的Ti₂Cu相和Ti₃Al相提升了双金属TC6合金侧“影响区”的力学性能。

(1) 对于QAl10-5-5合金/Ag箔/TC6合金双金属，界面剪切强度在连接温度为850 ℃时达到最大值(200 MPa)；当连接温度为875 ℃时，双金属界面过渡层中形成了层状Cu-Ti金属间化合物，使得界面剪切强度显著降低。

(2) 对于电沉积Ag层制备的QAl10-5-5合金/TC6合金双金属，当连接温度不高于835 ℃时，双金属界面剪切强度在连接温度为835 ℃时达到最大值(217 MPa)；当连接温度升高至850 ℃时，双金属界面过渡层中金属间化合物尺寸增大，导致界面剪切强度降低。

(3) 与QAl10-5-5合金/Ag箔/TC6合金双金属相比，电沉积Ag层的细晶组织促进QAl10-5-5合金/TC6合金在较低的连接温度下形成冶金结合，并且在界面TC6合金侧形成了由厚度约为1 μm的TiAlCu₂反应层以及亚微米尺度的Ti₂Cu相和Ti₃Al相组成的“影响区”，其中Ti₃Al相与基体α相形成了半共格界面。

(4) QAl10-5-5合金/TC6合金双金属界面附近TC6合金的晶粒细化与过渡层内析出的亚微米级金属间化合物通过细晶强化与析出强化协同提升双金属TC6合金侧“影响区”的性能。