李　滔，周海濤，王順成，戚文軍，鄭開宏

(1中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2廣東省工業(yè)技術(shù)研究院，廣州 510650)

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液固鑄造4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠的界面組織

李滔1,2，周海濤1，王順成2，戚文軍2，鄭開宏2

(1中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2廣東省工業(yè)技術(shù)研究院，廣州 510650)

采用液固鑄造法制備4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠，研究了復(fù)合錠的界面組織、元素分布和界面結(jié)合強(qiáng)度，分析了復(fù)合錠的界面結(jié)合機(jī)理。結(jié)果表明：在725～750℃澆注4343鋁合金，復(fù)合錠的界面冶金結(jié)合良好，復(fù)合界面清晰平直。復(fù)合界面由Al-Si固溶體層和Si，Mn元素?cái)U(kuò)散層構(gòu)成，Al-Si固溶體層厚薄均勻，Mn，Si元素的擴(kuò)散距離分別為10μm和32μm，復(fù)合界面的結(jié)合強(qiáng)度高于3003鋁合金的抗拉強(qiáng)度。液固鑄造4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠的界面復(fù)合機(jī)理為：4343鋁合金熔體首先在3003鋁合金錠表面急冷形成Al-Si固溶體，Al-Si固溶體中的Si和3003鋁合金中的Mn相互擴(kuò)散，形成牢固冶金結(jié)合的復(fù)合錠。

鋁合金復(fù)合錠；液固鑄造；界面組織；結(jié)合機(jī)理

鋁合金釬焊箔是一類高附加值、高技術(shù)含量的層狀金屬復(fù)合材料，具有耐腐蝕、釬焊性和導(dǎo)熱性能良好等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于汽車和電子電器等領(lǐng)域制造熱交換器[1-4]。熱軋復(fù)合工藝是目前生產(chǎn)鋁合金釬焊箔的主要方法，該方法將3XXX系和4XXX系鋁合金互相疊軋，通過大的軋制變形量和產(chǎn)生的高溫?zé)嵝?yīng)，使兩種鋁合金產(chǎn)生冶金結(jié)合，獲得3XXX/4XXX/3XXX三明治結(jié)構(gòu)的鋁合金釬焊箔[5,6]。熱軋復(fù)合工藝首先需要鑄造好兩種鋁合金錠，然后對(duì)鋁合金錠進(jìn)行銑面、熱軋、清洗，最后再熱軋復(fù)合成鋁合金釬焊箔，因此，熱軋復(fù)合工藝生產(chǎn)工序較多，工藝流程較長，生產(chǎn)成本較高[7]。采用鑄造方法先將兩種鋁合金鑄造成復(fù)合錠，然后再軋制成鋁合金釬焊箔，可減少生產(chǎn)工序，縮短工藝流程，降低鋁合金釬焊箔的生產(chǎn)成本，因而近年來受到廣泛關(guān)注[8,9]。蔣會(huì)學(xué)等[10,11]研究了直接水冷半連續(xù)鑄造復(fù)合法制備的鋁合金復(fù)合錠的界面元素分布和界面附近熔體的溫度場(chǎng)分布。李繼展等[12,13]研究了帶有內(nèi)結(jié)晶器的連鑄鑄造工藝制備的鋁合金復(fù)層圓鑄坯的界面組織、元素分布和界面結(jié)合強(qiáng)度。張衛(wèi)文等[14,15]研究了雙流澆注半連續(xù)鑄造對(duì)鋁合金復(fù)合錠的界面組織特征的影響。研究結(jié)果表明，采用液/液復(fù)合鑄造法生產(chǎn)鋁合金復(fù)合錠對(duì)鑄造工藝要求非常嚴(yán)格，否則鑄造過程中兩種鋁合金液容易混合，導(dǎo)致鋁合金復(fù)合錠界面不清晰，各層金屬厚度難以精確控制。

制備鋁合金釬焊復(fù)合箔材的復(fù)合錠要求復(fù)合界面是冶金結(jié)合，并且冶金結(jié)合界面清晰、平直，沒有孔洞、夾渣、混溶等缺陷存在。復(fù)合錠的界面冶金結(jié)合越好，結(jié)合力越高，釬焊復(fù)合箔材的質(zhì)量也越高。液固鑄造法制備金屬復(fù)合錠是將一種金屬液直接澆注到另一種金屬錠表面，通過兩種金屬之間的原子擴(kuò)散獲得冶金結(jié)合的復(fù)合錠[16]。該方法容易獲得復(fù)合界面清晰、金屬層厚度控制準(zhǔn)確的復(fù)合錠。本工作采用液固鑄造法制備4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠，研究了4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠的界面組織，并分析了復(fù)合錠的界面結(jié)合機(jī)理。

1　實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)材料為3003和4343鋁合金，采用工業(yè)純鋁(99.8%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)、速溶硅(99.7%)、純鎂(99.8%)和Al-10Mn合金分別熔煉配制。經(jīng)SPECTROMAX X光電直讀光譜儀測(cè)定，3003鋁合金的化學(xué)成分為：Mn 1.27%，Cu 0.18%，F(xiàn)e 0.16%，Si 0.08%，Zn 0.02%，余量為Al。4343鋁合金的化學(xué)成分為：Si 8.13%，F(xiàn)e 0.14%，Cu 0.01%，Mn 0.01%，Zn 0.05%，余量為Al。

實(shí)驗(yàn)設(shè)備為7.5kW井式電阻爐和石墨坩堝。在電阻爐內(nèi)加熱熔化3003鋁合金，經(jīng)精煉和扒渣后，于720℃澆注到金屬模內(nèi)鑄成40mm×160mm×200mm鋁合金扁錠。對(duì)3003鋁合金扁錠進(jìn)行銑面后，再用5% 的HCl溶液和5%的NaOH溶液對(duì)扁錠表面進(jìn)行清洗，去除表面的油污和氧化皮，最后在扁錠表面涂覆一層氟鹽助劑。在電阻爐內(nèi)加熱熔化4343鋁合金，加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.2%的Al-10Sr合金進(jìn)行變質(zhì)處理，經(jīng)精煉和扒渣后，分別于650,675,700，725,750,775℃澆注到液固鑄造模具內(nèi)，鑄造成80mm×160mm×200mm的4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠，模具結(jié)構(gòu)示意圖如圖1所示，其中3003鋁合金扁錠的預(yù)熱溫度為350℃，模具預(yù)熱溫度為500℃。

沿鋁合金復(fù)合錠中心位置鋸開，經(jīng)磨制、拋光并用特強(qiáng)混合酸溶液(75mL HCl+25mL HNO3+5mL HF)腐蝕后觀察復(fù)合錠的宏觀組織。在鋁合金復(fù)合錠界面處取樣，試樣經(jīng)磨制、拋光并用混合酸溶液(5mL HCl+3mL HNO3+2mL HF+190mL H2O)腐蝕后，在LEICA-DMI3000M金相顯微鏡下進(jìn)行組織觀察，采用JOELJSM-820型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行顯微組織觀察，采用能譜微區(qū)分析法對(duì)4343/3003復(fù)合界面兩側(cè)的Si，Mn元素含量進(jìn)行分析。利用DNS200型電子拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸，拉伸速率為2mm/min，檢測(cè)4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠的界面結(jié)合強(qiáng)度。

圖1　液固鑄造模具結(jié)構(gòu)示意圖Fig.1　Schematic diagram of liquid-solid casting

2　結(jié)果與分析

2.1復(fù)合錠的界面組織

圖2為4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠的宏觀組織。由圖2可見，當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度為700℃時(shí)，4343/3003復(fù)合界面局部區(qū)域存在宏觀縫隙，如圖2(a)所示，表明界面冶金結(jié)合較差。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度提高到725℃和750℃時(shí)，4343/3003復(fù)合界面清晰、平直，未見縫隙存在，如圖2(b)，(c)所示。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度提高到775℃時(shí)，4343/3003復(fù)合界面呈現(xiàn)彎曲不平整，如圖2(d)所示，表明4343鋁合金的澆注溫度過高，導(dǎo)致3003鋁合金復(fù)合錠表面發(fā)生了熔化。

圖3為4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠復(fù)合界面的顯微組織。由圖3可見，當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度為650℃時(shí)，4343/3003復(fù)合界面處存在較寬的縫隙，如圖3(a)所示，表明4343和3003鋁合金未實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度提高到675℃時(shí)，可以看到4343/3003復(fù)合界面的縫隙寬度變窄，局部區(qū)域出現(xiàn)了冶金結(jié)合，如圖3(b)所示。隨著4343鋁合金的澆注溫度提高到700℃時(shí)，4343/3003復(fù)合界面大部分區(qū)域已實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合，只有少部分區(qū)域仍存在細(xì)小的縫隙(圖3(c))。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度提高到725℃和750℃時(shí)，4343/3003復(fù)合界面清晰平直，表明4343和3003鋁合金實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合，如圖3(d)，(e)所示。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度提高至775℃時(shí)，由于4343鋁合金的澆注溫度過高，導(dǎo)致3003鋁合金復(fù)合錠表面發(fā)生局部熔化，雖然4343和3003鋁合金之間實(shí)現(xiàn)了冶金結(jié)合，但復(fù)合界面彎曲、不平直(圖3(f))。綜上所述，液固鑄造4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠，4343鋁合金的最佳澆注溫度為725～750℃。

圖2　4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠的宏觀組織　(a)700℃;(b)725℃;(c)750℃;(d)775℃Fig.2　Macrostructure of 4343/3003/4343 aluminum alloy clad ingot　(a)700℃;(b)725℃;(c)750℃;(d)775℃

圖3　4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠復(fù)合界面的顯微組織　(a)650℃;(b)675℃;(c)700℃;(d)725℃;(e)750℃;(f)775℃Fig.3　Microstructure of 4343/3003/4343 aluminum alloy clad ingot　(a)650℃;(b)675℃;(c)700℃;(d)725℃;(e)750℃;(f)775℃

圖4為4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠的復(fù)合界面掃描電鏡圖。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度為650℃時(shí)，4343/3003復(fù)合界面存在一條平直的縫隙，4343鋁合金側(cè)無Al-Si固溶體層，如圖4(a)所示。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度提高到700℃時(shí)，4343/3003復(fù)合界面大部分區(qū)域已實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合，4343/3003復(fù)合界面處存在一層較薄的Al-Si固溶體層，如圖4(b)所示。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度提高到750℃時(shí)，4343/3003復(fù)合界面實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合，Al-Si固溶體層的厚度增加，厚薄均勻，如圖4(c)所示。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度提高到775℃時(shí)，4343/3003復(fù)合界面彎曲不平直，并且Al-Si固溶體層也不平直，厚薄不均勻，如圖4(d)所示。當(dāng)鋁合金復(fù)合錠獲得具有冶金結(jié)合界面時(shí)，會(huì)形成Al-Si固溶體層。澆注4343鋁合金后，急冷形成的固溶體層沒有析出第二相。

2.2復(fù)合錠的復(fù)合界面元素分布

圖5為鋁合金復(fù)合錠4343/3003界面處的顯微形貌。由圖5可見，4343鋁合金和3003鋁合金之間存在一層厚薄均勻的Al-Si固溶體層。高溫下，Al-Si固溶體層中溶質(zhì)原子Si向3003鋁合金一側(cè)進(jìn)行擴(kuò)散(圖5中A所示擴(kuò)散區(qū)域)，同時(shí)，3003鋁合金的Mn元素向Al-Si固溶體層一側(cè)進(jìn)行擴(kuò)散(圖5中B所示擴(kuò)散區(qū)域)，形成合金元素梯度變化的擴(kuò)散層。

圖6為4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠的結(jié)合界面處Mn和Si的分布。由圖6可見，Mn和Si的含量在擴(kuò)散區(qū)域內(nèi)呈梯度分布。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度為700℃時(shí)，Mn和Si的擴(kuò)散距離較短，分別為6μm和16μm。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度提高到750℃時(shí)，Mn和Si的擴(kuò)散距離增加，分別為10μm和32μm。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度提高到775℃時(shí)，由于澆注溫度過高，導(dǎo)致3003鋁合金復(fù)合錠的局部表層金屬被熔化，Mn和Si的擴(kuò)散距離進(jìn)一步增加，分別為14μm和54μm。Al-Si固溶體層厚度主要由4343鋁合金熔體的澆注溫度決定，澆注溫度越高，固溶體層厚度越大。從圖6還可以看出，在不同溫度下澆注4343鋁合金制備鋁合金復(fù)合錠，Si的擴(kuò)散距離要大于Mn的擴(kuò)散距離。一方面，這是由于Si在鋁合金中的原子活躍度要大于處于固態(tài)或半固態(tài)的Mn[12]。另一方面，4343鋁合金澆注后，在4343/3003復(fù)合界面附近處形成梯度分布的溫度場(chǎng)，Si更容易實(shí)現(xiàn)從高溫Al-Si固溶體層向低溫3003鋁合金區(qū)域的遷移，而Mn難以從低溫3003鋁合金區(qū)域向高溫Al-Si固溶體層擴(kuò)散。

圖5　鋁合金復(fù)合錠4343/3003界面處的顯微形貌Fig.5　Microstructure of 4343/3003 interface of aluminum alloy clad ingot

圖6　鋁合金復(fù)合錠的結(jié)合界面處Mn(a)和Si(b)的分布Fig.6　Distribution of Mn(a) and Si(b) on the interface of aluminum alloy clad ingot

2.3復(fù)合錠的界面結(jié)合強(qiáng)度

圖7　4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠的抗拉強(qiáng)度與4343鋁合金澆注溫度的關(guān)系曲線Fig.7　Relation curve between tensile strength of 4343/3003/4343 aluminum alloy clad ingot and pouring temperature of 4343 aluminum alloy

圖7為4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠的抗拉強(qiáng)度與4343鋁合金澆注溫度的關(guān)系曲線?？梢钥闯觯S著4343鋁合金澆注溫度的升高，復(fù)合錠的抗拉強(qiáng)度逐漸提高。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度為650～700℃時(shí)，復(fù)合錠的復(fù)合界面存在縫隙，未實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合，界面結(jié)合強(qiáng)度較低，拉伸試樣均在復(fù)合界面處發(fā)生斷裂。當(dāng)4343鋁合金澆注溫度升高到725℃和750℃時(shí)，復(fù)合錠的抗拉強(qiáng)度分別為104.8MPa和105.6MPa，復(fù)合錠的拉伸試樣都在3003鋁合金一側(cè)發(fā)生斷裂，如圖8所示。以上結(jié)果表明4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠的界面結(jié)合強(qiáng)度大于3003鋁合金的抗拉強(qiáng)度，4343/3003界面實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合，結(jié)合牢固。

圖8　鋁合金復(fù)合錠拉斷后的試樣Fig.8　Fractured tensile specimen of aluminum alloy clad ingot

3　討論

采用液固鑄造法制備4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠時(shí)，4343鋁合金的澆注溫度是一個(gè)重要參數(shù)。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度為650℃時(shí)，由于較低溫度的4343鋁合金熔體受到固態(tài)3003鋁合金的冷卻作用而迅速凝固，4343/3003界面未能實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合。隨著鋁熔體凝固收縮產(chǎn)生拉應(yīng)力，在4343/3003界面處形成縫隙。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度升高到675～700℃，4343鋁合金的局部區(qū)域內(nèi)存在熱起伏，具有熱起伏特征的鋁熔體以3003鋁合金的表面為基底，急冷形成不連續(xù)的Al-Si固溶體層。與此同時(shí)，Al-Si固溶體中的Si和3003鋁合金中的Mn在高溫作用下進(jìn)行互擴(kuò)散，界面實(shí)現(xiàn)了部分冶金復(fù)合。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度升高到725～750℃時(shí)，大量熱起伏均勻分布在4343鋁合金熔體與固態(tài)3003鋁合金接觸界面處。4343鋁合金熔體以整個(gè)3003鋁合金表面為基底，急冷形成厚度均勻的Al-Si固溶體層。同時(shí)，Al-Si固溶體中的Si和3003鋁合金中的Mn在高溫作用下進(jìn)行互擴(kuò)散，從而實(shí)現(xiàn)良好的冶金復(fù)合。當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度升高到775℃時(shí)，在過熱4343鋁合金熔體作用下，3003鋁合金表面受到溫度較高的熱起伏作用，表層金屬局部熔化，形成了富含Si和Mn的局部區(qū)域。隨著鋁熔體溫度的下降，4343鋁合金在3003鋁合金表面形成Al-Si固溶體層，隨后凝固形成彎曲的4343/3003復(fù)合界面。由于3003鋁合金表層金屬局部熔化，鋁熔體冷卻凝固形成的Al-Si固溶體層厚薄不一。

高溫下，4343/3003復(fù)合界面附近處的Al-Si固溶體中的Si和3003鋁合金中的Mn發(fā)生互擴(kuò)散。擴(kuò)散時(shí)，Si和Mn并不發(fā)生反應(yīng)，沒有金屬間化合物的形成，擴(kuò)散層內(nèi)只存在成分連續(xù)變化的Al-Si固溶體，溶質(zhì)原子的濃度呈梯度變化，如圖6所示。對(duì)于給定的擴(kuò)散系統(tǒng)，任意時(shí)刻的濃度分布曲線可用以下方程描述[17]：

(1)

(2)

式中：D0為擴(kuò)散常數(shù)或頻率因子；Q為擴(kuò)散激活能；D0和Q均取決于合金的成分與結(jié)構(gòu)，與溫度無關(guān)；T為絕對(duì)溫度；k為玻爾茲曼常數(shù)。

由式(2)可見，擴(kuò)散系數(shù)D與溫度T成指數(shù)增長關(guān)系。隨著溫度的升高，溶質(zhì)原子更容易借助鋁熔體中的熱起伏獲得更高能量，越過勢(shì)壘進(jìn)行擴(kuò)散。從式(1)可知，擴(kuò)散系數(shù)D增大，相同時(shí)間內(nèi)，元素的擴(kuò)散濃度增加。當(dāng)溫度較低時(shí)，擴(kuò)散系數(shù)D較小，溶質(zhì)原子Si和Mn難以快速擴(kuò)散形成連續(xù)固溶體，不能實(shí)現(xiàn)良好的冶金復(fù)合，甚至完全不能冶金結(jié)合。溫度較高時(shí)，4343/3003復(fù)合界面處的溶質(zhì)原子Si和Mn元素能在較短時(shí)間內(nèi)擴(kuò)散至較高濃度，有利于在4343/3003復(fù)合界面處形成成分梯度變化的連續(xù)固溶體，實(shí)現(xiàn)良好的冶金復(fù)合。溫度過高時(shí)，4343/3003復(fù)合界面處存在能量較高的熱起伏，3003鋁合金的表層金屬局部熔化，形成了富含溶質(zhì)原子Si和Mn的熔體，該熔體先進(jìn)行液-液擴(kuò)散，冷卻到一定溫度后進(jìn)行固-液擴(kuò)散和固-固擴(kuò)散；雖能實(shí)現(xiàn)冶金復(fù)合，但復(fù)合界面已經(jīng)彎曲不平整，Al-Si固溶體層厚度不均勻。

液固鑄造法制備4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠時(shí)，當(dāng)4343鋁合金的澆注溫度為725～750℃時(shí)，4343鋁合金熔體在4343/3003復(fù)合界面處形成厚薄均勻的Al-Si固溶體層，然后通過Al-Si固溶體層中的Si和3003鋁合金中的Mn發(fā)生互擴(kuò)散，形成了成分梯度變化的連續(xù)固溶體，兩種鋁合金實(shí)現(xiàn)良好的冶金結(jié)合。4343/3003復(fù)合界面處的擴(kuò)散層內(nèi)，Si和Mn含量呈梯度變化，使得結(jié)合區(qū)內(nèi)的晶體結(jié)構(gòu)、原子配位、彈性模量、線膨脹系數(shù)等呈現(xiàn)連續(xù)梯度變化，保證了4343/3003復(fù)合界面的結(jié)合強(qiáng)度及穩(wěn)定性。

4　結(jié)論

(1)液固鑄造法制備4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠，4343鋁合金最佳澆注溫度為725～750℃，復(fù)合錠的復(fù)合界面冶金結(jié)合良好，界面清晰平直、厚薄均勻，由Al-Si固溶體和Si，Mn元素?cái)U(kuò)散層構(gòu)成。

(2)復(fù)合錠復(fù)合界面的Mn，Si元素的擴(kuò)散距離分別為10μm和32μm，復(fù)合界面的結(jié)合強(qiáng)度高于3003鋁合金的抗拉強(qiáng)度。

(3)液固鑄造4343/3003/4343鋁合金復(fù)合錠的界面復(fù)合機(jī)理為：4343鋁合金熔體首先在3003鋁合金錠表面急冷形成Al-Si固溶體，Al-Si固溶體中的Si和3003鋁合金中的Mn相互擴(kuò)散，形成牢固冶金結(jié)合的復(fù)合錠。

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Interface Microstructure of 4343/3003/4343 Aluminum Alloy Clad Ingot Prepared by Liquid-solid Casting

LI Tao1,2，ZHOU Hai-tao1,WANG Shun-cheng2，QI Wen-jun2,ZHENG Kai-hong2

(1 School of Materials Science and Engineering,Central South University,Changsha 410083,China;2 Guangdong General Research Institute of Industrial Technology,Guangzhou 510650,China)

4343/3003/4343 aluminum alloy clad ingots were prepared by liquid-solid casting. The microstructure, elements distribution and interface bonding strength of the clad ingots were investigated. The interface bonding mechanism of the clad ingots was analyzed. The results show that when the pouring temperature of 4343 aluminum alloy is 725-750℃, the metallurgical bonding of clad ingots is good, and with clear and flat interface. The metallurgical bonding interface of clad ingots consists of Al-Si solid solution layer and diffusion layer of Si and Mn. The thickness of Al-Si solid solution layer is uniform. The diffusion distances of Mn and Si are 10μm and 32μm, respectively.The bonding strength of clad ingots is higher than the ultimate tensile strength of 3003 aluminum alloy. The interface bonding mechanism of liquid-solid 4343/3003/4343 aluminum alloy clad ingot is as follows: firstly, the 4343 aluminum alloy melt is rapidly solidified on the surface of 3003 aluminum alloy ingot to form the Al-Si solid solution layer, then the Si in the Al-Si solid solution layer and the Mn in the 3003 aluminum alloy interdiffused to form the clad ingot with good metallurgical bonding interface.

aluminum alloy clad ingot;liquid-solid casting;interface microstructure;bonding mechanism

福建省高校產(chǎn)學(xué)合作科技重大項(xiàng)目(2011H6012)；福建省自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(2011J01292)

2015-08-11；

2015-11-12

朱定一(1958-)，男，教授，博士，主要從事高強(qiáng)高塑性Fe-Mn-Cu-C TWIP鋼的性能與組織的研究和材料的表面與界面張力的表征與計(jì)算研究，聯(lián)系地址：福建省福州市上街鎮(zhèn)學(xué)園路2號(hào)福州大學(xué)旗山校區(qū)材料科學(xué)與工程學(xué)院(350108)，E-mail：zdy7081@163.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.01.003

TG244

A

1001-4381(2016)01-0019-07