原標題：湖北三環&武漢理工：熱處理對壓鑄鐵-鋁雙金屬復合材料界面組織及性能影響

現代工業對材料性能的要求日益提高，單一材料往往無法滿足產品的綜合性能需求。雙金屬復合材料將兩種具有不同化學和物理特性的金屬結合在一起，可以充分發揮并整合兩種金屬各自的特點，具備單一金屬難以實現的優勢，包括性能、成本和外觀等。為了確保兩種金屬之間結合牢固，通常要求雙金屬界面形成冶金結合層，即雙金屬間存在一定程度的擴散反應。對雙金屬復合材料進行熱處理能夠促進兩種金屬之間的原子擴散，改變界面結合層的厚度及微觀組織，從而影響雙金屬復合界面的性能。

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

本研究通過對HT250-A380雙金屬復合鑄件進行熱處理，研究不同熱處理時間下雙金屬復合界面結合層厚度及微觀組織的變化，并通過雙金屬復合界面硬度、剪切強度等的測試，分析熱處理時間對雙金屬復合界面力學性能的影響，以期為雙金屬復合材料的制備與改性提供參考。

圖文結果

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

采用宇部UB1650iV冷室壓鑄機制備HT250-A380雙金屬復合鑄件。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熱溫度均為200 ℃。為了實現雙金屬試樣復合界面的冶金結合，對灰鑄鐵固相嵌體表面進行電鍍鋅處理，以避免固體金屬表面氧化阻礙金屬間的擴散結合，并提高其潤濕性。固相嵌體經過噴砂、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硼酸的電解液進行掛鍍鋅處理，電鍍溫度為室溫，掛鍍時間為1 h，鍍鋅層厚度約為8μm。

圖1為利用線切割截取的用于進行熱處理試驗雙金屬結合面試樣和剪切測試夾具。通常來說，熱處理溫度越高，原子擴散系數越大，越容易促進雙金屬界面層原子的擴散反應與結合。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使A380鋁合金表面產生氣泡缺陷。保溫時間過短造成雙金屬界面擴散反應不充分，保溫時間過長會使母材晶粒長大，故設置5個對照組。1組為壓鑄態，不進行熱處理，其余4組的熱處理溫度均為500 ℃，保溫時間分別為2、4、6和8 h，爐冷。

表1 HT250灰鑄鐵的化學成分(%)

表2 A380鋁合金的化學成分(%)

圖1 Fe-Al雙金屬復合試樣及剪切測試夾具

圖2為不同熱處理時間下的雙金屬復合界面金相組織。從圖2a可見，鑄態下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。灰鑄鐵嵌體表面經過電鍍鋅處理后，兩金屬之間在界面處形成連續的結合層并實現冶金結合。經過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相經過重熔，未觀察到原本存在于鑄態A380中少量的片狀初生Si，原纖維狀細小的共晶Si轉變為大小不均的短棒狀、顆粒狀散布于α-Al基體中。在復合界面處，界面仍然呈現完好的冶金結合形態，在OM下觀察到的形貌與未經過熱處理的復合鑄件界面處形貌無明顯差異。

圖3為不同熱處理時間下的雙金屬復合界面SEM圖。圖4為雙金屬界面結合層厚度與熱處理時間的關系。可以看出，在熱處理溫度一定的情況下，隨著擴散時間延長，雙金屬界面結合層厚度不斷增加。

圖2 不同熱處理時間下的雙金屬復合界面

圖3 不同熱處理時間下的雙金屬復合界面SEM圖

圖4 雙金屬復合界面結合層厚度和熱處理時間的關系

圖5為圖3d位置對應的EDS面掃結果。可以看出，Fe、Al元素在垂直于復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，Fe在Al中的固溶度僅為0.010%~0.022%。在熱處理條件下，Fe-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點掃結果，可以推測出經過2 h熱處理后的界面結合層物相主要為FeAl3相，而經過4 h和6 h熱處理后的界面結合層物相主要為靠近A380側的FeAl3相和靠近HT250側的Fe2Al5相。

圖5 對應圖3d區域的EDS元素面掃結果

表3 圖3b中各點的EDS分析結果(%)

所研究的Fe-Al雙金屬之間可能存在的生成物較為復雜，較難直接判斷各種不同反應的發生與否及先后順序，而借助吉布斯自由能（Gibbs free energy）能夠判斷熱力學反應的方向。以自由能最小原理作為基本判定依據，即在溫度與壓強一定的情況下，系統內反應總是朝著能使其自由能降低的方向進行，所以雙金屬界面金屬間化合物反應能否自發進行的判據為：ΔG≤0。結合試驗結果與前述可能在反應中生成的化合物分析，在熱處理試驗中可能存的反應及其對應的吉布斯自由能變見表4（溫度為20~660 ℃）。經過計算吉布斯自由能變得到，在熱處理條件（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雙金屬體系可能發生的反應及其對應的吉布斯自由能變化

圖6為熱處理4 h和6 h后雙金屬復合界面厚度方向的顯微硬度變化曲線。可見鑄態下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。由于鑄態及熱處理2 h的雙金屬復合界面結合層厚度太薄，顯微硬度計壓頭無法精確下壓，因此無法有效測得界面結合層的顯微硬度。熱處理8 h的雙金屬復合試樣界面結合層已產生擴散微裂紋，也無法有效測得其顯微硬度。

圖7為不同熱處理時間下的雙金屬復合界面剪切強度變化曲線。可以看出，隨著熱處理時間延長，復合界面的剪切強度不斷減小，且降幅較大。在鑄態條件下，雙金屬復合界面的剪切強度最高，達到31.31 MPa。

圖6 不同處理時間下雙金屬及復合界面結合層的顯微硬度

圖7 不同熱處理時間下雙金屬復合界面的剪切強度

結論

（1）隨著熱處理時間延長，HT250灰鑄鐵與A380鋁合金雙金屬界面結合層逐漸增厚，由鑄態時的1 μm逐漸增加至熱處理8 h時的12 μm并出現裂紋，界面結合層厚度與熱處理時間的平方根呈線性關系。

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

（3）鐵-鋁雙金屬復合界面剪切強度隨著熱處理時間的增加而減小，鑄態時剪切強度最高，為31.31 MPa。雙金屬復合界面脆性相結合層厚度的增加、Kirkendall效應以及小塊鐵基體剝離等是導致界面剪切強度減小的主要原因。

《熱處理時間對壓鑄鐵-鋁雙金屬界面組織及力學性能影響》
占克勤1 楊金鵬2 劉常立2
席國慶1 朱銀1 吳孟武2
1. 湖北三環鍛造有限公司；2. 武漢理工大學現代汽車零部件技術湖北省重點實驗室

本文轉載自：《特種鑄造及有色合金》