原標(biāo)題：湖北三環(huán)&武漢理工：熱處理對(duì)壓鑄鐵-鋁雙金屬復(fù)合材料界面組織及性能影響

現(xiàn)代工業(yè)對(duì)材料性能的要求日益提高，單一材料往往無法滿足產(chǎn)品的綜合性能需求。雙金屬復(fù)合材料將兩種具有不同化學(xué)和物理特性的金屬結(jié)合在一起，可以充分發(fā)揮并整合兩種金屬各自的特點(diǎn)，具備單一金屬難以實(shí)現(xiàn)的優(yōu)勢(shì)，包括性能、成本和外觀等。為了確保兩種金屬之間結(jié)合牢固，通常要求雙金屬界面形成冶金結(jié)合層，即雙金屬間存在一定程度的擴(kuò)散反應(yīng)。對(duì)雙金屬復(fù)合材料進(jìn)行熱處理能夠促進(jìn)兩種金屬之間的原子擴(kuò)散，改變界面結(jié)合層的厚度及微觀組織，從而影響雙金屬復(fù)合界面的性能。

鑒于不同金屬的熱處理工藝參數(shù)存在差異，通常難以讓雙金屬復(fù)合材料中的兩種金屬均達(dá)到理想的熱處理狀態(tài)，故選取適當(dāng)?shù)臒崽幚砉に噮?shù)對(duì)于復(fù)合界面的組織及性能意義重大。研究者對(duì)AM60-A390雙金屬構(gòu)件在不同溫度下進(jìn)行熱處理后發(fā)現(xiàn)，最優(yōu)熱處理溫度為425 ℃，此溫度下雙金屬界面剪切強(qiáng)度提高了21.9%。對(duì)6101-A356雙金屬擠壓鑄造件進(jìn)行了T6熱處理，兩種金屬界面的擴(kuò)散層厚度由110 μm增加至170 μm，復(fù)合界面的剪切強(qiáng)度由76.7 MPa提升到102.7 MPa。對(duì)Al-Cu復(fù)合板采用不同熱處理，發(fā)現(xiàn)界面擴(kuò)散層伴隨溫度的升高而逐漸變寬，復(fù)合板的剪切強(qiáng)度隨著退火溫度的升高先增大而后減小，在350 ℃時(shí)達(dá)到峰值。針對(duì)Al-Al復(fù)合鑄件在熱處理前后的鍍層金屬含量展開了研究，發(fā)現(xiàn)熱處理后，鍍層金屬能夠充分溶解與擴(kuò)散，促使復(fù)合界面的力學(xué)性能得以增強(qiáng)。由此可見，熱處理對(duì)雙金屬界面結(jié)合層的組織以及力學(xué)性能具有較大影響。已有研究表明，在高壓鑄造冷速快、凝固時(shí)間短的條件下，F(xiàn)e-Al雙金屬界面能夠形成冶金結(jié)合層，但厚度較薄，僅為1μm 。不同熱處理參數(shù)對(duì)基于高壓鑄造工藝制備的Fe-Al雙金屬復(fù)合鑄件界面組織及力學(xué)性能的影響規(guī)律尚不明確。

本研究通過對(duì)HT250-A380雙金屬復(fù)合鑄件進(jìn)行熱處理，研究不同熱處理時(shí)間下雙金屬復(fù)合界面結(jié)合層厚度及微觀組織的變化，并通過雙金屬復(fù)合界面硬度、剪切強(qiáng)度等的測(cè)試，分析熱處理時(shí)間對(duì)雙金屬復(fù)合界面力學(xué)性能的影響，以期為雙金屬復(fù)合材料的制備與改性提供參考。

圖文結(jié)果

基于壓鑄工藝實(shí)現(xiàn)了鐵-鋁雙金屬的固液復(fù)合成形，其中固相嵌體材料為HT250灰鑄鐵，液態(tài)金屬為A380鋁合金成分分別見表1和表2。

采用宇部UB1650iV冷室壓鑄機(jī)制備HT250-A380雙金屬復(fù)合鑄件。壓鑄低速速度為0.2 m/s，高速速度為5 m/s，增壓壓力為80 MPa，A380鋁合金澆注溫度為650 ℃，金屬模具和灰鑄鐵嵌體預(yù)熱溫度均為200 ℃。為了實(shí)現(xiàn)雙金屬試樣復(fù)合界面的冶金結(jié)合，對(duì)灰鑄鐵固相嵌體表面進(jìn)行電鍍鋅處理，以避免固體金屬表面氧化阻礙金屬間的擴(kuò)散結(jié)合，并提高其潤(rùn)濕性。固相嵌體經(jīng)過噴砂、0.5 mol/L鹽酸和乙醇沖洗后，使用含有150 g/L的ZnSO4、50 g/L的N2H8SO4和15 g/L硼酸的電解液進(jìn)行掛鍍鋅處理，電鍍溫度為室溫，掛鍍時(shí)間為1 h，鍍鋅層厚度約為8μm。

圖1為利用線切割截取的用于進(jìn)行熱處理試驗(yàn)雙金屬結(jié)合面試樣和剪切測(cè)試夾具。通常來說，熱處理溫度越高，原子擴(kuò)散系數(shù)越大，越容易促進(jìn)雙金屬界面層原子的擴(kuò)散反應(yīng)與結(jié)合。雙金屬鑄件中的鋁合金基體采用壓鑄工藝制備，過高的熱處理溫度會(huì)使A380鋁合金表面產(chǎn)生氣泡缺陷。保溫時(shí)間過短造成雙金屬界面擴(kuò)散反應(yīng)不充分，保溫時(shí)間過長(zhǎng)會(huì)使母材晶粒長(zhǎng)大，故設(shè)置5個(gè)對(duì)照組。1組為壓鑄態(tài)，不進(jìn)行熱處理，其余4組的熱處理溫度均為500 ℃，保溫時(shí)間分別為2、4、6和8 h，爐冷。

表1 HT250灰鑄鐵的化學(xué)成分(%)

表2 A380鋁合金的化學(xué)成分(%)

圖1 Fe-Al雙金屬復(fù)合試樣及剪切測(cè)試夾具

圖2為不同熱處理時(shí)間下的雙金屬復(fù)合界面金相組織。從圖2a可見，鑄態(tài)下HT250灰鑄鐵金相組織由片狀石墨及鐵基體組成，片狀石墨呈無方向性均勻分布，A380主要組織為α-Al及纖維狀共晶Si及少量片狀初生Si組成，纖維狀共晶Si嵌入在α-Al基體中。灰鑄鐵嵌體表面經(jīng)過電鍍鋅處理后，兩金屬之間在界面處形成連續(xù)的結(jié)合層并實(shí)現(xiàn)冶金結(jié)合。經(jīng)過500 ℃保溫2 h熱處理隨爐冷卻后（見圖2b），固相嵌體HT250的金相組織與原始組織相比無明顯變化，而A380鋁合金中Si相經(jīng)過重熔，未觀察到原本存在于鑄態(tài)A380中少量的片狀初生Si，原纖維狀細(xì)小的共晶Si轉(zhuǎn)變?yōu)榇笮〔痪亩贪魻睢㈩w粒狀散布于α-Al基體中。在復(fù)合界面處，界面仍然呈現(xiàn)完好的冶金結(jié)合形態(tài)，在OM下觀察到的形貌與未經(jīng)過熱處理的復(fù)合鑄件界面處形貌無明顯差異。

圖3為不同熱處理時(shí)間下的雙金屬復(fù)合界面SEM圖。圖4為雙金屬界面結(jié)合層厚度與熱處理時(shí)間的關(guān)系。可以看出，在熱處理溫度一定的情況下，隨著擴(kuò)散時(shí)間延長(zhǎng)，雙金屬界面結(jié)合層厚度不斷增加。

圖2 不同熱處理時(shí)間下的雙金屬復(fù)合界面

圖3 不同熱處理時(shí)間下的雙金屬復(fù)合界面SEM圖

圖4 雙金屬復(fù)合界面結(jié)合層厚度和熱處理時(shí)間的關(guān)系

圖5為圖3d位置對(duì)應(yīng)的EDS面掃結(jié)果。可以看出，F(xiàn)e、Al元素在垂直于復(fù)合界面的方向上呈梯度分布。Fe、Al之間可以生成固溶體、金屬間化合物甚至是共晶組織，且可生成的金屬間化合物種類較多。但是在225~600 ℃時(shí)，F(xiàn)e在Al中的固溶度僅為0.010%~0.022%。在熱處理?xiàng)l件下，F(xiàn)e-Al之間主要以金屬間化合物的形式存在，可能存在的化合物類型有Fe3Al、FeAl、FeAl2、Fe2Al5及FeAl3等。表3為圖3中的EDS點(diǎn)掃結(jié)果，可以推測(cè)出經(jīng)過2 h熱處理后的界面結(jié)合層物相主要為FeAl3相，而經(jīng)過4 h和6 h熱處理后的界面結(jié)合層物相主要為靠近A380側(cè)的FeAl3相和靠近HT250側(cè)的Fe2Al5相。

圖5 對(duì)應(yīng)圖3d區(qū)域的EDS元素面掃結(jié)果

表3 圖3b中各點(diǎn)的EDS分析結(jié)果(%)

所研究的Fe-Al雙金屬之間可能存在的生成物較為復(fù)雜，較難直接判斷各種不同反應(yīng)的發(fā)生與否及先后順序，而借助吉布斯自由能（Gibbs free energy）能夠判斷熱力學(xué)反應(yīng)的方向。以自由能最小原理作為基本判定依據(jù)，即在溫度與壓強(qiáng)一定的情況下，系統(tǒng)內(nèi)反應(yīng)總是朝著能使其自由能降低的方向進(jìn)行，所以雙金屬界面金屬間化合物反應(yīng)能否自發(fā)進(jìn)行的判據(jù)為：ΔG≤0。結(jié)合試驗(yàn)結(jié)果與前述可能在反應(yīng)中生成的化合物分析，在熱處理試驗(yàn)中可能存的反應(yīng)及其對(duì)應(yīng)的吉布斯自由能變見表4（溫度為20~660 ℃）。經(jīng)過計(jì)算吉布斯自由能變得到，在熱處理?xiàng)l件（500 ℃）下，最容易生成的物相，即吉布斯自由能變最小的物相為FeAl3（-132 841.42 J/mol），其次為Fe2Al5（-123 853.72 J/mol）。

表4 Fe-Al雙金屬體系可能發(fā)生的反應(yīng)及其對(duì)應(yīng)的吉布斯自由能變化

圖6為熱處理4 h和6 h后雙金屬復(fù)合界面厚度方向的顯微硬度變化曲線。可見鑄態(tài)下HT250嵌體的平均維氏硬度（HV）為227.295，A380基材的平均硬度（HV）為107.12。由于鑄態(tài)及熱處理2 h的雙金屬復(fù)合界面結(jié)合層厚度太薄，顯微硬度計(jì)壓頭無法精確下壓，因此無法有效測(cè)得界面結(jié)合層的顯微硬度。熱處理8 h的雙金屬復(fù)合試樣界面結(jié)合層已產(chǎn)生擴(kuò)散微裂紋，也無法有效測(cè)得其顯微硬度。

圖7為不同熱處理時(shí)間下的雙金屬復(fù)合界面剪切強(qiáng)度變化曲線。可以看出，隨著熱處理時(shí)間延長(zhǎng)，復(fù)合界面的剪切強(qiáng)度不斷減小，且降幅較大。在鑄態(tài)條件下，雙金屬復(fù)合界面的剪切強(qiáng)度最高，達(dá)到31.31 MPa。

圖6 不同處理時(shí)間下雙金屬及復(fù)合界面結(jié)合層的顯微硬度

圖7 不同熱處理時(shí)間下雙金屬復(fù)合界面的剪切強(qiáng)度

結(jié)論

（1）隨著熱處理時(shí)間延長(zhǎng)，HT250灰鑄鐵與A380鋁合金雙金屬界面結(jié)合層逐漸增厚，由鑄態(tài)時(shí)的1 μm逐漸增加至熱處理8 h時(shí)的12 μm并出現(xiàn)裂紋，界面結(jié)合層厚度與熱處理時(shí)間的平方根呈線性關(guān)系。

（2）熱處理過程中首先在雙金屬復(fù)合界面靠近A380鋁合金基體側(cè)生成吉布斯自由能最小的FeAl3相，其次在靠近HT250側(cè)生成Fe2Al5相。

（3）鐵-鋁雙金屬復(fù)合界面剪切強(qiáng)度隨著熱處理時(shí)間的增加而減小，鑄態(tài)時(shí)剪切強(qiáng)度最高，為31.31 MPa。雙金屬復(fù)合界面脆性相結(jié)合層厚度的增加、Kirkendall效應(yīng)以及小塊鐵基體剝離等是導(dǎo)致界面剪切強(qiáng)度減小的主要原因。

《熱處理時(shí)間對(duì)壓鑄鐵-鋁雙金屬界面組織及力學(xué)性能影響》
占克勤1 楊金鵬2 劉常立2
席國慶1 朱銀1 吳孟武2
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