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(1.廣東工業(yè)大學(xué)，機電工程學(xué)院，廣東 廣州 510006； 2.銀邦金屬復(fù)合材料有限公司，江蘇 無錫 214145)

1 引 言

雙金屬復(fù)合材料是由兩種或兩種以上的金屬材料結(jié)合形成的一種復(fù)合材料，兼具各組元層金屬所特有的性能[1]。鋁鋼金屬復(fù)合材料是一種應(yīng)用較為廣泛的雙金屬復(fù)合材料，其中鋁合金能有效地改善鋼的耐腐蝕性、導(dǎo)熱性以及減少比重等，而鋼則能有效地提高復(fù)合材料的強度和力學(xué)性能，因此被廣泛應(yīng)用于火電空冷系統(tǒng)、汽車、石化、航空航天等諸多領(lǐng)域[2-5]。為提高冷軋后鋁鋼復(fù)合材料界面的力學(xué)性能以及改善后續(xù)的使用性能，需對冷軋態(tài)的鋁鋼復(fù)合材料進行退火處理以獲得復(fù)合材料的理想性能。退火的目的是通過界面各自原子的擴散形成強度更高的冶金結(jié)合，同時，消除冷軋變形過程中的形變殘余應(yīng)力[1]。良好的界面結(jié)合是實現(xiàn)鋁鋼復(fù)合材料優(yōu)良性能的關(guān)鍵。鋁鋼復(fù)合材料在進行高溫釬焊時界面易形成Fe-Al金屬間化合物，其金屬間化合物的室溫脆性會破壞界面原有的冶金結(jié)合并導(dǎo)致界面開裂[3-4]，將嚴重影響鋁鋼復(fù)合材料的界面結(jié)合性能，從而降低成品鋁鋼復(fù)合板的力學(xué)性能以及再加工性能。因此，研究金屬間化合物的生長行為及其對鋁鋼復(fù)合材料界面性能的影響具有重要意義。

目前，國內(nèi)外通過軋制擴散結(jié)合[6]、鑄造[7]、熱浸鍍[8-9]、焊接[10]等加工途徑，借用SEM、XRD、EPMA[11-13]等測試方法，對鋁鋼界面金屬間化合物進行了不同方面的研究。吳銘方[11]和周德敬[5]等根據(jù)Fe-Al原子的擴散行為，探討了界面金屬間化合物擴散反應(yīng)的生長機理。Stanis1aw[14]等運用DTA技術(shù)和JMA模型研究了Fe-Al金屬間化合物的生長次序，即Fe+Al→FeAl3→Fe2Al5→FeAl2→FeAl。D.Nao[12]和Shigeaki[8]等針對鋁鋼界面，研究了退火過程中界面金屬間化合物的演變。M. Y1lmaz[10]對比了在有、無保護氣氛的條件下，氧化對于界面的影響。S.P. Gupta[16]等研究了Fe-Al-Si三元系在不同溫度下形成的界面金屬間化合物組織。此外，大量學(xué)者研究了Si元素對界面化合物生長的抑制作用和抑制機理[3-5,16-17]。

本文通過對4A60鋁/08Al鋼冷軋復(fù)合材料進行不同工藝的退火處理，研究了退火溫度(600、610、620和630℃)與退火時間(10～480min)下鋁鋼復(fù)合板的組織形貌、力學(xué)性能及金屬間化合物的生長行為。

2 實驗材料與方法

鋁鋼復(fù)合材料中的基材為08Al鋼，尺寸規(guī)格為250×110×2.7mm(L×B×H)，覆層為4A60鋁合金，尺寸規(guī)格為220×90×1mm(L×B×H)。鋁(4A60)/鋼(08Al)材料化學(xué)成分如表1所示。

鋁鋼復(fù)合工藝選用工業(yè)生產(chǎn)常用的“三步法”：軋制復(fù)合前對鋁鋼表面進行去污處理，然后對4A60鋁合金進行堿洗，08Al鋼進行酸洗，清洗烘干，再用本課題組自主研發(fā)的打磨機對鋼表面進行表面鋼絲刷打磨。軋制過程中為了防止鋁鋼板產(chǎn)生打滑跑偏，預(yù)先將鋁鋼板進行鉚接，在軋制過程中利用防偏導(dǎo)向裝置，在實驗室用四輥軋機上進行單道次壓下量分別為35%、45%和55%的一次性冷軋復(fù)合，軋機速度為3m/min。對復(fù)合后的鋁鋼復(fù)合板進行退火處理，退火溫度分別為600、610、620及630℃，退火時間分別為10、30、60、120、240及480min。退火后的試樣，經(jīng)鑲樣、機械拋光后，用5%(Vol.%)硝酸酒精對08Al鋼表面進行腐蝕。借助Axio Imager A2金相顯微鏡觀察其顯微組織并測量晶粒尺寸。利用配備EDS能譜儀的JSM-6480掃描電鏡和D8-Discover X射線衍射儀進行成分分析和復(fù)合界面形貌觀察。剝離試樣尺寸為200×10mm(長度方向為RD向)，剝離試驗在CMT7540微機控制電子萬能試驗機進行，速度為25mm/min。剝離強度計算公式為[18]：

表1 鋁(4A60)/鋼(08Al)材料化學(xué)成分/mass%Table 1 Chemical composition of 4A60/08Al clad strips/mass%

3 結(jié)果與分析

3.1 界面組織及性能分析

圖1(a)為退火前鋼層組織的金相圖。從圖中可見，鋼層晶粒在軋制力作用下沿著RD方向產(chǎn)生塑性變形，晶粒組織被拉長呈現(xiàn)明顯的纖維狀加工組織。圖1(b)～圖1(d)為在600℃條件下，隨保溫時間的延長，鋼層晶粒由原來的纖維狀逐漸演變?yōu)榈容S晶，且晶粒發(fā)生了不同程度的長大。根據(jù)金屬材料再結(jié)晶的溫度T再=(0.35～0.4)Tm計算可知，在600℃時冷軋態(tài)的鋼層經(jīng)加熱保溫均發(fā)生了回復(fù)與再結(jié)晶。Vikas Jindal等[6]發(fā)現(xiàn)在600℃保溫10min后冷軋態(tài)鋼層晶粒開始發(fā)生再結(jié)晶，保溫30min后再結(jié)晶過程已基本完成。表2為退火前后鋼層平均晶粒尺寸。從表2可知，冷軋態(tài)的鋼層經(jīng)600℃退火保溫30min后，平均晶粒尺寸由74.979μm減小到16.736μm。并且，隨著保溫時間的延長，晶粒發(fā)生了不同程度的長大。平均晶粒尺寸由600℃保溫30min的16.736μm逐漸長大到600℃保溫120min的27.326μm。因此，在冷軋態(tài)與退火保溫30min的過程中，鋼基體內(nèi)部發(fā)生了晶粒的回復(fù)與再結(jié)晶，并且在后續(xù)的退火過程中，晶粒發(fā)生了長大。但在600℃保溫120min條件下，界面依然未發(fā)現(xiàn)金屬間化合物的生成。

圖1 退火前及經(jīng)600℃ 30min/60min/120min退火后鋼層晶粒組織變化圖Fig.1 Microstructures of steel layer (a) pre-annealing; (b) 600℃for 30min;(c) 600℃for 60min and (d) 600℃for 120min

statePre-annealing600℃ 30min600℃ 60min600℃ 120minGrain size74.979+4.708-2.65316.736+0.662-1.17320.288+1.002-0.75927.326+1.208-0.837

圖2為退火時間與鋁鋼界面結(jié)合強度的關(guān)系。從圖2可以看出，當退火溫度為610℃，保溫時間分別為10min和30min時(II區(qū))，鋁鋼界面的剝離強度由原來冷軋態(tài)(I區(qū))的64.55N/(10mm)急劇增長到(II區(qū))294.86N/(10mm)，并且鋁層在剝離過程中被預(yù)先拉斷。這一現(xiàn)象表明在此退火條件下鋁鋼復(fù)合界面的結(jié)合強度已超出了基體鋁材本身的拉伸強度，鋁鋼復(fù)合界面具有優(yōu)異的結(jié)合性能。此后當退火溫度保持不變，隨著保溫時間的延長(III區(qū))，鋁鋼界面結(jié)合強度急劇降低。在保溫時間為60min時，鋁鋼界面的結(jié)合強度約為102.37N/(10mm)，僅為前者(II區(qū))的三分之一。對此時鋁鋼結(jié)合界面金屬間化合物厚度進行測量，得到平均厚度約為9.067μm。即當鋁鋼界面金屬間化合物的厚度超過9.067μm時，鋁鋼界面的結(jié)合強度出現(xiàn)急劇降低。A Yahiro[19]也指出當金屬間化合物的厚度為3～5μm時，界面結(jié)合強度未出現(xiàn)降低；但當金屬間化合物的厚度超過10μm時，界面結(jié)合強度開始降低。因此，控制界面金屬間化合物的生長厚度對提高鋁鋼復(fù)合材料的力學(xué)性能具有重要意義。

圖2 退火時間與鋁鋼界面結(jié)合強度之間的關(guān)系Fig.2 Relationship between annealing time and peel strength at interface

圖3為退火溫度與鋁鋼界面結(jié)合強度的關(guān)系。當溫度為610℃時鋁鋼界面的剝離強度約為102.37N/(10mm)，隨著溫度的升高，鋁鋼界面的結(jié)合強度急劇降低。當退火溫度為630℃時，界面結(jié)合強度僅為16.0N/(10mm)。因此，退火溫度對鋁鋼復(fù)合材料的界面結(jié)合強度同樣產(chǎn)生較大的影響。

圖3 退火溫度與鋁鋼界面結(jié)合強度之間的關(guān)系Fig.3 Relationship between annealing temperature and peel strength at interface

3.2 界面金屬間化合物的生長行為

圖4分別為不同退火溫度(600、610、620和630℃)保溫60min條件下鋁鋼復(fù)合界面金屬間化合物的組織形貌?？梢钥闯鲈?00℃保溫60min條件下(圖4(a))，復(fù)合層界面結(jié)合緊密，明顯無金屬間化合物生成。為進一步確定界面有無金屬間化合物生成，圖5為600℃保溫60min條件下界面的EDS線掃描結(jié)果，可以看出，界面左側(cè)為鐵元素基體，右側(cè)為鋁元素基體，Al、Fe元素能譜在界面處呈近直角線性下降，沒有因元素擴散而形成的過渡緩坡。表明在此條件下界面金屬元素基本未發(fā)生擴散，也無金屬間化合物的生成。但隨著溫度的升高，在圖4(b)～(d)中，界面上均生成了金屬間化合物，且界面化合物的厚度隨溫度的升高而逐漸增厚。因為隨著溫度的升高，原子運動加劇，鋁鐵原子擴散增強，在界面生成的金屬間化合物增多[1]。圖6為610℃保溫60min條件下界面EDS線掃描的結(jié)果。Al、Fe元素均發(fā)生了明顯的擴散，由圖6虛線框區(qū)域可知，元素能譜先線性下降，然后基本保持水平，再線性下降，界面存在鐵鋁元素的過渡“平臺”，其寬度約8μm，表明界面產(chǎn)生了一層穩(wěn)定的新相，即在該條件下鋁鋼界面發(fā)生了元素的擴散，并在界面形成了鐵鋁金屬間化合物層。

退火時間對界面金屬間化合物的生成也產(chǎn)生影響。圖7為610℃保溫不同時間(10、30、60、120、240和480min)條件下鋁鋼復(fù)合界面金屬間化合物的組織形貌。從圖7(a)中可以看到退火保溫時間為10min的界面形貌與圖1(a)冷軋態(tài)的界面形貌相似，兩基體界面清晰可見，且鋁鋼復(fù)合界面未觀察到金屬間化合物的生成。但當保溫時間為30min時，界面出現(xiàn)了金屬間化合物，其厚度約為3～5μm(圖7(b))，且鋁層在剝離過程中被預(yù)先拉斷，表明界面依然保持優(yōu)越的結(jié)合性能。從圖7(c)～圖7(f)可見，隨著保溫時間的延長界面金屬間化合物的厚度逐漸增厚。因為在同一溫度下，保溫時間越長，鋁鐵元素向兩側(cè)擴散得越充分，界面生成金屬間化合物的厚度也就越厚。

圖4 不同退火溫度(保溫時間為60min)條件下鋼鋁界面金屬間化合物的組織形貌Fig.4 Microstructures of IMC at interface annealed at 60 min for different temperature(Red.35%) (a) 600℃; (b) 610℃; (c) 620℃ and (d) 630℃

圖5 600℃保溫60min條件下鋼鋁界面EDS線掃描圖像Fig.5 EDS line scanning analysis of interface at 600℃ for 60min

圖6 610℃保溫60min條件下鋼鋁界面EDS線掃描圖像Fig.6 EDS line scanning analysis of interface at 610℃ for 60min

圖7 610℃不同保溫時間條件下鋼鋁界面金屬間化合物的組織形貌(壓下量為35%)Fig.7 Microstructures of IMC at interface annealed at 610℃ for different time(Red.35%) (a) 10min; (b) 30mim; (c) 60min; (d) 120min; (e) 240min and (f) 480min

研究表明[1,6,11,15]，鋁鋼界面金屬間化合物的平均厚度與退火時間滿足拋物線關(guān)系式(1)

X2=Kt

(1)

式中：X為金屬間化合物層的厚度，單位為m；K為金屬間化合物的生長常數(shù)(或生長速率)，單位為m2/s；t為擴散時間，單位為s。

表3為不同退火條件下鋁鋼界面金屬間化合物的平均厚度。通過對表3中不同退火條件下的金屬間化合物平均厚度X與退火時間T1/2進行線性擬合(圖8)，得出610、620與630℃不同退火溫度下金屬間化合物的生長常數(shù)K，如表4所示。

表3 不同退火條件下金屬間化合物的平均厚度/μmTable 3 Average thickness of IMC at different annealing conditions/μm

表4 不同退火溫度下的金屬間化合物(IMC)生長常數(shù)KTable 4 Growth constant k of IMC at different annealing temperature

圖8 金屬間化合物(IMC)與T1/2的關(guān)系Fig.8 Curves of IMC thickness with T1/2

由于生長常數(shù)K是擴散溫度T的函數(shù)，且滿足Arrhenius方程，即：

(2)

式中：k0為頻率因子，單位為m2/s；Q為金屬間化合物生長激活能，單位為kJ/mol；R為理想氣體常數(shù)，單位為8.314J/(mol·K)；T為絕對溫度，單位為K。

(3)

圖9 lnK與1/T的關(guān)系Fig.9 Relationship between lnk and 1/T

3.3 金屬間化合物的SEM和XRD表征

由圖6中的EDS線掃描結(jié)果可知，鋁鋼界面的元素發(fā)生了擴散，并在界面形成了一定厚度的中間化合物層。為進一步確定鋁鋼界面金屬間化合物的具體成分，對界面化合物進行EDS和SEM表征，結(jié)果分別如圖10和圖11所示。綜合圖6鋁鋼復(fù)合界面EDS線掃描結(jié)果以及圖10鋁鋼復(fù)合界面點掃描結(jié)果，Al、Fe和Si元素在界面上均發(fā)生了擴散，并在擴散區(qū)內(nèi)形成了一個擴散“平臺”。圖10為從鋁層向金屬間化合物層進行點掃描的跡象譜圖，結(jié)果如表5所示。表中列出了Si元素在金屬間化合物層中的擴散分布。Si元素從富Si的鋁層內(nèi)部逐漸向中間化合物層擴散，并且距離鋁層越遠，Si元素的含量越低，在中間金屬間化合物層中Si元素由近鋁側(cè)的2.00%(atom%)逐漸減少到遠鋁側(cè)的0.83%。在表3中，隨著退火時間的延長，金屬間化合物的生長速度逐漸減緩。因為在含Si元素的Al合金中Si元素優(yōu)先于Al向鋼基擴散，在鋼基中形成固溶體(τ5相Al8Fe2Si)，填充了Fe2Al5相中的空位，使得Fe2Al5致密度增加，阻礙了Fe-Al之間的相互擴散，減緩了Fe2Al5的生成[4-5,17]。同時，Si元素的存在也是使得本實驗中金屬間化合物的生長激活能Q相對于其他文獻偏大的原因之一。王平等[3]研究表明Si原子在560℃以下能有效抑制界面金屬間化合物的生成，但在溫度高于610℃時，抑制作用減緩，且鋁鋼界面生成的化合物主要是Fe2Al5相。圖12為對剝離界面鋼側(cè)結(jié)合面進行XRD檢測結(jié)果，在鋼側(cè)表面上化合物的主要成分為Fe2Al5，還有較少量的Fe4Al13[6]存在。

圖10 鋁鋼復(fù)合界面EDS點掃描Fig.10 EDS point scanning analysis of 4A60 and 08Al interface

圖11 鋁鋼復(fù)合界面金屬間化合物SEM形貌照片F(xiàn)ig.11 SEM morphology of IMC at 4A60 and 08Al interface

Element123456Si9.002.001.951.510.838.61Fe18.9324.2928.0828.4828.5718.37Al72.0773.7169.9670.0170.6073.03

圖12 剝離界面鋼側(cè)金屬間化合物的XRD圖譜Fig.12 XRD pattern of IMC at steel side

在圖11中可觀察到金屬間化合物內(nèi)部存在孔洞和微小裂紋等組織缺陷[20-21]。由于鋁、鋼和金屬間化合物熱膨脹系數(shù)的差異以及金屬間化合物的硬脆性，在冷卻過程中易出現(xiàn)圖11所示微小裂紋，導(dǎo)致在近鋁側(cè)形成開裂疏松的內(nèi)部組織。由表5譜圖標簽1和譜圖標簽6的成分可知圖10中的A區(qū)和圖11的B區(qū)均為脫落的金屬間化合物顆粒，且因鋁基體相對較軟，使得疏松的金屬間化合物剝落后，顆粒較硬的金屬間化合物嵌入鋁基體中。另外，由于界面Fe-Al元素的不平衡擴散，出現(xiàn)了圖11所示的Kirkendall孔洞，成為后續(xù)應(yīng)力集中及裂紋擴展的中心。因此在退火處理中產(chǎn)生的上述缺陷是引起鋁鋼復(fù)合界面結(jié)合性能減小的主要原因。并且隨著金屬間化合物厚度的增厚，內(nèi)部殘留缺陷越嚴重，界面結(jié)合性能越差。

4 結(jié) 論

1.鋁鋼復(fù)合板在600℃退火保溫30min后，鋼層晶粒由明顯的纖維狀加工組織變?yōu)榧毜牡容S再結(jié)晶組織，當退火保溫時間達到240min時，界面無金屬間化合物生成。

2.當退火溫度為610℃，保溫時間為30min時，界面出現(xiàn)了不連續(xù)的金屬間化合物，厚度約為3～5μm。且隨著溫度升高和保溫時間的延長，界面金屬間化合物逐漸增厚。當界面金屬間化合物的厚度超過9.067μm時，其界面結(jié)合性能顯著降低。

3.鋁鋼復(fù)合界面金屬間化合物的生長規(guī)律符合拋物線特性。由于Si元素的擴散影響，金屬間化合物的生長激活能為Q=328.723kJ/mol。鋁鋼界面金屬間化合物的厚度與退火工藝(溫度與時間)的關(guān)系滿足X=5.55×106× exp[-328723/(RT)×t]1/2。