原标题：湖北三环&武汉理工：热处理对压铸铁-铝双金属复合材料界面组织及性能影响

现代工业对材料性能的要求日益提高，单一材料往往无法满足产品的综合性能需求。双金属复合材料将两种具有不同化学和物理特性的金属结合在一起，可以充分发挥并整合两种金属各自的特点，具备单一金属难以实现的优势，包括性能、成本和外观等。为了确保两种金属之间结合牢固，通常要求双金属界面形成冶金结合层，即双金属间存在一定程度的扩散反应。对双金属复合材料进行热处理能够促进两种金属之间的原子扩散，改变界面结合层的厚度及微观组织，从而影响双金属复合界面的性能。

鉴于不同金属的热处理工艺参数存在差异，通常难以让双金属复合材料中的两种金属均达到理想的热处理状态，故选取适当的热处理工艺参数对于复合界面的组织及性能意义重大。研究者对AM60-A390双金属构件在不同温度下进行热处理后发现，最优热处理温度为425 ℃，此温度下双金属界面剪切强度提高了21.9%。对6101-A356双金属挤压铸造件进行了T6热处理，两种金属界面的扩散层厚度由110 μm增加至170 μm，复合界面的剪切强度由76.7 MPa提升到102.7 MPa。对Al-Cu复合板采用不同热处理，发现界面扩散层伴随温度的升高而逐渐变宽，复合板的剪切强度随着退火温度的升高先增大而后减小，在350 ℃时达到峰值。针对Al-Al复合铸件在热处理前后的镀层金属含量展开了研究，发现热处理后，镀层金属能够充分溶解与扩散，促使复合界面的力学性能得以增强。由此可见，热处理对双金属界面结合层的组织以及力学性能具有较大影响。已有研究表明，在高压铸造冷速快、凝固时间短的条件下，Fe-Al双金属界面能够形成冶金结合层，但厚度较薄，仅为1μm 。不同热处理参数对基于高压铸造工艺制备的Fe-Al双金属复合铸件界面组织及力学性能的影响规律尚不明确。

本研究通过对HT250-A380双金属复合铸件进行热处理，研究不同热处理时间下双金属复合界面结合层厚度及微观组织的变化，并通过双金属复合界面硬度、剪切强度等的测试，分析热处理时间对双金属复合界面力学性能的影响，以期为双金属复合材料的制备与改性提供参考。

图文结果

基于压铸工艺实现了铁-铝双金属的固液复合成形，其中固相嵌体材料为HT250灰铸铁，液态金属为A380铝合金成分分别见表1和表2。

采用宇部UB1650iV冷室压铸机制备HT250-A380双金属复合铸件。压铸低速速度为0.2 m/s，高速速度为5 m/s，增压压力为80 MPa，A380铝合金浇注温度为650 ℃，金属模具和灰铸铁嵌体预热温度均为200 ℃。为了实现双金属试样复合界面的冶金结合，对灰铸铁固相嵌体表面进行电镀锌处理，以避免固体金属表面氧化阻碍金属间的扩散结合，并提高其润湿性。固相嵌体经过喷砂、0.5 mol/L盐酸和乙醇冲洗后，使用含有150 g/L的ZnSO4、50 g/L的N2H8SO4和15 g/L硼酸的电解液进行挂镀锌处理，电镀温度为室温，挂镀时间为1 h，镀锌层厚度约为8μm。

图1为利用线切割截取的用于进行热处理试验双金属结合面试样和剪切测试夹具。通常来说，热处理温度越高，原子扩散系数越大，越容易促进双金属界面层原子的扩散反应与结合。双金属铸件中的铝合金基体采用压铸工艺制备，过高的热处理温度会使A380铝合金表面产生气泡缺陷。保温时间过短造成双金属界面扩散反应不充分，保温时间过长会使母材晶粒长大，故设置5个对照组。1组为压铸态，不进行热处理，其余4组的热处理温度均为500 ℃，保温时间分别为2、4、6和8 h，炉冷。

表1 HT250灰铸铁的化学成分(%)

表2 A380铝合金的化学成分(%)

图1 Fe-Al双金属复合试样及剪切测试夹具

图2为不同热处理时间下的双金属复合界面金相组织。从图2a可见，铸态下HT250灰铸铁金相组织由片状石墨及铁基体组成，片状石墨呈无方向性均匀分布，A380主要组织为α-Al及纤维状共晶Si及少量片状初生Si组成，纤维状共晶Si嵌入在α-Al基体中。灰铸铁嵌体表面经过电镀锌处理后，两金属之间在界面处形成连续的结合层并实现冶金结合。经过500 ℃保温2 h热处理随炉冷却后（见图2b），固相嵌体HT250的金相组织与原始组织相比无明显变化，而A380铝合金中Si相经过重熔，未观察到原本存在于铸态A380中少量的片状初生Si，原纤维状细小的共晶Si转变为大小不均的短棒状、颗粒状散布于α-Al基体中。在复合界面处，界面仍然呈现完好的冶金结合形态，在OM下观察到的形貌与未经过热处理的复合铸件界面处形貌无明显差异。

图3为不同热处理时间下的双金属复合界面SEM图。图4为双金属界面结合层厚度与热处理时间的关系。可以看出，在热处理温度一定的情况下，随着扩散时间延长，双金属界面结合层厚度不断增加。

图2 不同热处理时间下的双金属复合界面

图3 不同热处理时间下的双金属复合界面SEM图

图4 双金属复合界面结合层厚度和热处理时间的关系

图5为图3d位置对应的EDS面扫结果。可以看出，Fe、Al元素在垂直于复合界面的方向上呈梯度分布。Fe、Al之间可以生成固溶体、金属间化合物甚至是共晶组织，且可生成的金属间化合物种类较多。但是在225~600 ℃时，Fe在Al中的固溶度仅为0.010%~0.022%。在热处理条件下，Fe-Al之间主要以金属间化合物的形式存在，可能存在的化合物类型有Fe3Al、FeAl、FeAl2、Fe2Al5及FeAl3等。表3为图3中的EDS点扫结果，可以推测出经过2 h热处理后的界面结合层物相主要为FeAl3相，而经过4 h和6 h热处理后的界面结合层物相主要为靠近A380侧的FeAl3相和靠近HT250侧的Fe2Al5相。

图5 对应图3d区域的EDS元素面扫结果

表3 图3b中各点的EDS分析结果(%)

所研究的Fe-Al双金属之间可能存在的生成物较为复杂，较难直接判断各种不同反应的发生与否及先后顺序，而借助吉布斯自由能（Gibbs free energy）能够判断热力学反应的方向。以自由能最小原理作为基本判定依据，即在温度与压强一定的情况下，系统内反应总是朝着能使其自由能降低的方向进行，所以双金属界面金属间化合物反应能否自发进行的判据为：ΔG≤0。结合试验结果与前述可能在反应中生成的化合物分析，在热处理试验中可能存的反应及其对应的吉布斯自由能变见表4（温度为20~660 ℃）。经过计算吉布斯自由能变得到，在热处理条件（500 ℃）下，最容易生成的物相，即吉布斯自由能变最小的物相为FeAl3（-132 841.42 J/mol），其次为Fe2Al5（-123 853.72 J/mol）。

表4 Fe-Al双金属体系可能发生的反应及其对应的吉布斯自由能变化

图6为热处理4 h和6 h后双金属复合界面厚度方向的显微硬度变化曲线。可见铸态下HT250嵌体的平均维氏硬度（HV）为227.295，A380基材的平均硬度（HV）为107.12。由于铸态及热处理2 h的双金属复合界面结合层厚度太薄，显微硬度计压头无法精确下压，因此无法有效测得界面结合层的显微硬度。热处理8 h的双金属复合试样界面结合层已产生扩散微裂纹，也无法有效测得其显微硬度。

图7为不同热处理时间下的双金属复合界面剪切强度变化曲线。可以看出，随着热处理时间延长，复合界面的剪切强度不断减小，且降幅较大。在铸态条件下，双金属复合界面的剪切强度最高，达到31.31 MPa。

图6 不同处理时间下双金属及复合界面结合层的显微硬度

图7 不同热处理时间下双金属复合界面的剪切强度

结论

（1）随着热处理时间延长，HT250灰铸铁与A380铝合金双金属界面结合层逐渐增厚，由铸态时的1 μm逐渐增加至热处理8 h时的12 μm并出现裂纹，界面结合层厚度与热处理时间的平方根呈线性关系。

（2）热处理过程中首先在双金属复合界面靠近A380铝合金基体侧生成吉布斯自由能最小的FeAl3相，其次在靠近HT250侧生成Fe2Al5相。

（3）铁-铝双金属复合界面剪切强度随着热处理时间的增加而减小，铸态时剪切强度最高，为31.31 MPa。双金属复合界面脆性相结合层厚度的增加、Kirkendall效应以及小块铁基体剥离等是导致界面剪切强度减小的主要原因。

《热处理时间对压铸铁-铝双金属界面组织及力学性能影响》
占克勤1 杨金鹏2 刘常立2
席国庆1 朱银1 吴孟武2
1. 湖北三环锻造有限公司；2. 武汉理工大学现代汽车零部件技术湖北省重点实验室

本文转载自：《特种铸造及有色合金》