董澎源，李元東,2，李 明，楊世杰，李嘉銘

(1.蘭州理工大學(xué) 省部共建有色金屬先進(jìn)加工與再利用國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，甘肅 蘭州 730050)(2. 蘭州理工大學(xué) 有色金屬合金省部共建教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，甘肅 蘭州 730050)

1 前 言

通過(guò)軋制、半連續(xù)澆鑄、復(fù)合鑄造等方法使基板與覆層金屬實(shí)現(xiàn)良好冶金結(jié)合的層狀復(fù)合材料，具備比單一金屬更優(yōu)異的綜合性能，如鋁銅、鋁鋼、鋁鎂、鋁鈦等[1-6]。近幾年來(lái)，層狀復(fù)合材料得到了廣泛的研究和應(yīng)用，其中Al/Al層狀復(fù)合材料已被廣泛應(yīng)用于汽車空調(diào)領(lǐng)域[7]。因此，結(jié)合A356優(yōu)良的鑄造性能、高強(qiáng)度及6082良好的耐蝕性和成形性等優(yōu)點(diǎn)制備出性能優(yōu)良的Al/Al層狀復(fù)合板，將具有廣泛的應(yīng)用前景。

層狀復(fù)合材料的液-固軋制復(fù)合包含著復(fù)雜的物理化學(xué)冶金過(guò)程，復(fù)合板的質(zhì)量主要取決于結(jié)合界面各組成元素的相互作用，結(jié)合界面的組織及性能對(duì)層狀復(fù)合材料的性能及應(yīng)用至關(guān)重要[8]。目前，我國(guó)對(duì)層狀復(fù)合材料的生產(chǎn)及應(yīng)用與國(guó)外相比還存在很大差距，如何提高層狀復(fù)合材料的綜合性能一直是眾多研究者關(guān)注的課題[9-10]。程明陽(yáng)等[11]采用鑄軋工藝制備銅鋁復(fù)合板材，研究發(fā)現(xiàn)，銅鋁復(fù)合板界面層的主要組成為α-Al和CuAl2，鋁基體和界面交界處存在少量孔洞。同樣，Huang等[12]采用固-液連鑄(SLCRB)技術(shù)制備了Cu/Al復(fù)合帶，在界面處成分為α(Al)+CuAl2、CuAl、Cu9Al4，金屬間化合物的存在對(duì)其力學(xué)性能影響顯著。王文焱等[13]采用液-固軋制復(fù)合制備Ti/Al復(fù)合板，并對(duì)其界面組織演化、物相分析及力學(xué)性能進(jìn)行研究，發(fā)現(xiàn)復(fù)合板界面局部區(qū)域生成的TiAl3嚴(yán)重影響其力學(xué)性能。Hwang等[9]通過(guò)冷軋得到Al/不銹鋼復(fù)合板，研究了熱處理對(duì)其組織及性能的影響，結(jié)果表明，通過(guò)熱處理可以使界面結(jié)合強(qiáng)度明顯提高。Dezellus等[14]研究了T6熱處理對(duì)Ti/Al-7Si-0.3Mg雙金屬?gòu)?fù)合材料力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)界面結(jié)合強(qiáng)度有所提高。劉國(guó)平等[15]通過(guò)擠壓鑄造制備6101/A356雙金屬?gòu)?fù)合材料，并研究了T6熱處理對(duì)6101/A356復(fù)合材料組織演變及力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)熱處理后過(guò)渡區(qū)由110擴(kuò)大到170 μm，其界面剪切強(qiáng)度從76.7提高到102.7 MPa。熱處理對(duì)層狀復(fù)合材料的性能有顯著影響，通過(guò)制定合理的熱處理工藝來(lái)改善復(fù)合界面組織與性能，從而使材料滿足應(yīng)用需求，已成為保證和提高材料的綜合性能的重要手段[16]。

6082鋁合金是熱處理可強(qiáng)化鋁合金，通過(guò)固溶處理可以顯著改善其綜合力學(xué)性能，通過(guò)液-固軋制復(fù)合制備Al/Al層狀復(fù)合板及后續(xù)熱處理工藝的研究有待進(jìn)一步深入。另外，液-固軋制結(jié)合重力鑄造與軋制工藝，將最終實(shí)現(xiàn)復(fù)合板的冶金結(jié)合，使其界面結(jié)合強(qiáng)度明顯增強(qiáng)。鑒于此，本文以液-固軋制復(fù)合制備的A356/6082復(fù)合板為研究對(duì)象，重點(diǎn)分析了T6熱處理對(duì)復(fù)合板界面組織與性能的影響，探討了結(jié)合界面處的元素?cái)U(kuò)散規(guī)律及斷裂行為。

2 實(shí)驗(yàn)材料及方法

層狀復(fù)合材料以商用A356鋁合金和6082鋁合金為原料，其化學(xué)成分分別見表1(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。本實(shí)驗(yàn)首先將待澆注的6082鋁合金板材加工成尺寸為100 mm×75 mm×2 mm的板件，并進(jìn)行脫脂、堿洗、酸洗、吹干等預(yù)處理。隨后采用7.5 kW的井式坩堝電阻爐對(duì)A356鋁合金進(jìn)行熔煉(熔煉溫度為760 ℃)，待合金熔體溫度達(dá)到760 ℃時(shí)，添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%的C2Cl6對(duì)其進(jìn)行精煉、除渣和靜置處理。最后將冷卻至690 ℃的A356合金熔體澆覆于經(jīng)過(guò)預(yù)處理的6082鋁合金基板上，按照?qǐng)D1a的液-固軋制復(fù)合工藝制得厚度為3 mm的A356/6082鋁合金層狀復(fù)合板。實(shí)驗(yàn)選用任意一塊復(fù)合板在545±3 ℃保溫5 h進(jìn)行固溶處理，隨后水淬，將其放入熱處理爐中進(jìn)行時(shí)效處理，控制溫度為185 ℃，時(shí)效4 h,以此工藝對(duì)復(fù)合板進(jìn)行T6熱處理[15]。

表1 A356和6082鋁合金化學(xué)成分

Table1ChemicalcompositionofA356and6082aluminumalloy(ω/%)

AlloysChemical compositionSiMgFeMnZnAlA3567.060.270.1150.100.10Bal.60820.850.880.130.420.03Bal.

圖1 固-液軋制(a)和剪切試樣(b)示意圖Fig.1 Schematic of liquid-solid rolling (a) and the shear specimen (b)

為測(cè)定熱處理過(guò)程對(duì)復(fù)合板界面的影響，對(duì)T6熱處理和未經(jīng)T6熱處理的復(fù)合板分別取樣檢測(cè)。用體積分?jǐn)?shù)為90% C2H5OH+10% HClO4溶液對(duì)試樣進(jìn)行電解腐蝕，采用MEF-3金相顯微鏡(OM)和QUANTA FEG-450型掃描電鏡(SEM)觀察復(fù)合界面的顯微組織，并利用EDS對(duì)復(fù)合界面元素分布情況進(jìn)行分析。為了量化T6熱處理后共晶硅形態(tài)的變化情況，使用Image-Pro Plus 5.0軟件統(tǒng)計(jì)界面附近A356鋁合金中共晶硅的平均面積分?jǐn)?shù)和晶粒長(zhǎng)徑比。另外，采用HV-100型顯微硬度計(jì)在100 g載荷下保持15 s對(duì)合金及界面的顯微硬度值進(jìn)行測(cè)量，為避免偶然誤差，每個(gè)試樣將在檢測(cè)點(diǎn)周圍取5個(gè)點(diǎn)取其平均值并繪制硬度分布圖，從而表征界面力學(xué)性能。按圖1b所示制備尺寸為40 mm×10 mm×3 mm的剪切試樣，并采用島津AG IC-100kN材料性能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試A356/6082復(fù)合板的力學(xué)性能。

3 結(jié)果與分析

3.1 T6熱處理對(duì)復(fù)合板顯微組織的影響

A356/6082復(fù)合板光學(xué)顯微組織如圖2所示。從圖2a可以看出，未經(jīng)T6熱處理的復(fù)合板左側(cè)A356鋁合金基體中的初生α-Al相以等軸晶形式存在，層片狀共晶硅在界面附近大量團(tuán)聚；右側(cè)6082鋁合金組織呈蜂窩狀且均勻分布。

圖2 T6熱處理前(a)及T6熱處理后(b)的A356/6082復(fù)合板光學(xué)顯微組織Fig.2 Optical microstructure of A3556/6082 composite plate before T6 heat treatment (a) and after T6 heat treatment (b)

當(dāng)熔融態(tài)A356接觸6082基板并共同經(jīng)過(guò)軋輥時(shí)，A356鋁合金因激冷作用而產(chǎn)生大量晶核，堆積在結(jié)合界面附近。另外，溫度驟降使界面區(qū)絕大部分原子在表面能的束縛下未能實(shí)現(xiàn)躍遷[17]，界面處出現(xiàn)了清晰的結(jié)合線。圖2b給出了T6熱處理后復(fù)合板界面區(qū)的顯微組織照片?？梢钥闯觯缑娓浇墓簿Ч瓒逊e現(xiàn)象消失，組織形態(tài)也發(fā)生了明顯變化。軋制過(guò)程中發(fā)生的劇烈塑性變形使界面附近積聚了大量的儲(chǔ)存能，在T6熱處理時(shí)成為界面附近原子擴(kuò)散的動(dòng)力。合金元素獲得足夠的能量得以突破擴(kuò)散能量勢(shì)壘并加速擴(kuò)散，最終使兩種合金實(shí)現(xiàn)了良好的冶金結(jié)合。圖3給出了熱處理前后A356鋁合金基體中共晶硅的平均面積分?jǐn)?shù)和晶粒長(zhǎng)徑比，可以看出，經(jīng)過(guò)T6熱處理后，其平均面積分?jǐn)?shù)和晶粒長(zhǎng)徑比分別下降了26.4%和24.7%，在T6熱處理過(guò)程中纖維狀共晶硅發(fā)生頸縮，分裂成片段而逐漸球化[18]，使共晶硅的平均晶粒尺寸大幅度減小，這與已有的研究結(jié)果相吻合[15]。

圖3 T6熱處理前后A356鋁合金基體中共晶硅的平均面積分?jǐn)?shù)和晶粒長(zhǎng)徑比Fig.3 The average area fraction and aspect ratio of A356 aluminum alloy matrix before and after T6 heat treatment

3.2 T6熱處理前后界面區(qū)元素?cái)U(kuò)散

圖4給出了T6熱處理前后A356/6082層狀復(fù)合板界面區(qū)的SEM照片。從圖4a和4b可以看出，復(fù)合板結(jié)合界面清晰，堆積在界面附近的共晶硅阻礙了兩合金間元素互擴(kuò)散。T6熱處理后，復(fù)合板界面組織更為均勻，結(jié)合線消失，如圖4c和4d所示。

圖4 T6熱處理前(a, b)以及T6熱處理后(c, d)的A356/6082復(fù)合板界面區(qū)SEM照片F(xiàn)ig.4 SEM image of the A356/6082 composite plate interface before T6 heat treatment (a, b) and after T6 heat treatment (c, d)

為了進(jìn)一步確定熱處理前后的元素?cái)U(kuò)散情況，隨后對(duì)復(fù)合板沿垂直界面方向進(jìn)行線掃描分析，如圖5所示。由圖5a可知，界面區(qū)Mg元素的分布出現(xiàn)了明顯的臺(tái)階。A356鋁合金與6082鋁合金基體存在Mg元素濃度差，當(dāng)熔融態(tài)A356澆覆在6082基板上時(shí)，由于激冷作用強(qiáng)烈，大量細(xì)小的共晶硅堆積在界面附近，嚴(yán)重阻礙了Mg元素?cái)U(kuò)散。T6熱處理后，界面處共晶硅形態(tài)發(fā)生改變，堆積現(xiàn)象消失，Mg原子獲得能量而掙脫表面能的束縛，實(shí)現(xiàn)躍遷。從圖5b可以看出，界面區(qū)臺(tái)階消失，元素分布趨于統(tǒng)一。因?yàn)楸緦?shí)驗(yàn)選取的固溶溫度為545 ℃，低于A356的共晶溫度575 ℃，在固溶過(guò)程中，一方面Si，Mg元素將固溶在α-Al中，但在共晶溫度下，Si在固溶體中的最大溶解度為1.65%，且溶解度隨溫度降低而減少；另一方面，纖維狀共晶硅發(fā)生球化。式(1)給出的模型[19]論證了當(dāng)固溶溫度為540 ℃時(shí)，共晶硅球化過(guò)程在3 min內(nèi)即可完成：

(1)

式中，τ為球化時(shí)間；φ表示硅原子直徑；γ表示Al/Si界面能；ρ為針狀Si的原始半徑；Ds為Si在Al中的互擴(kuò)散系數(shù)；T為固溶溫度?？梢?，在545 ℃下保溫5 h后，共晶硅球化過(guò)程早已結(jié)束。正是由于Si，Mg元素在α-Al中固溶，界面處共晶硅中的Al依附于6082基體Al生長(zhǎng)，因此團(tuán)聚現(xiàn)象消失，復(fù)合板界面處組織更為均勻。

圖5 T6熱處理前(a)及T6熱處理后(b)沿垂直界面方向Mg元素分布Fig.5 Distribution of Mg element along vertical direction before T6 heat treatment(a) and after T6 heat treatment (b)

圖6為T6熱處理前后A356/6082復(fù)合板界面附近Mg元素的濃度分布情況。由于熱處理過(guò)程中界面附近原子被激活而沿著彼此的基體方向擴(kuò)散，Mg元素同Si元素固溶于α-Al中，從而使Mg元素的濃度分布更為均勻，可以在很大程度上改善復(fù)合板界面的結(jié)合性能[20]。

3.3 T6熱處理對(duì)復(fù)合板力學(xué)性能的影響

3.3.1 剪切強(qiáng)度

T6熱處理前后復(fù)合板的剪切強(qiáng)度值可以反映其界面結(jié)合強(qiáng)度。表2列出了T6熱處理前后A356鋁合金基體、6082鋁合金基體以及A356/6082復(fù)合板相應(yīng)的剪切強(qiáng)度值。本實(shí)驗(yàn)所用的剪切強(qiáng)度計(jì)算公式為τ=F/S，F(xiàn)為剪切力，S為截面面積。

圖6 T6熱處理前(a)及T6熱處理后(b)的A356/6082復(fù)合板界面附近Mg元素的濃度分布對(duì)比Fig.6 The concentration distribution of Mg element near the interface of A356/6082 before T6 heat treatment (a) and after T6 heat treatment (b)

Table2ShearstrengthofA356aluminumalloy, 6082aluminumalloyandA356/6082compositeplatebeforeandafterT6heattreatment[15]

MaterialsShear strength before T6 heat treatment/MPaShear strength after T6 heat treatment/MPaA356 aluminum alloy109.4154.66082 aluminum alloy182.5184.3A356/6082 composite plate91.6139.2

對(duì)比表2可知，T6熱處理后A356/6082復(fù)合板的抗剪強(qiáng)度從91.6 MPa增加到139.2 MPa。在前文提到的軋制態(tài)A356/6082復(fù)合板界面結(jié)合處，纖維狀共晶硅在界面附近大量集聚。由于界面附近硅含量相對(duì)較高且形成分界，這種集聚現(xiàn)象會(huì)阻礙A356合金熔體與基板6082的進(jìn)一步接觸，致使界面剪切強(qiáng)度較低。另外，軋制力的作用可能會(huì)使基板表面氧化膜破裂，新鮮的A356熔體被壓入基板而相互接觸，當(dāng)達(dá)到原子間距時(shí)，兩種合金僅能實(shí)現(xiàn)物理結(jié)合[21]。T6熱處理后，復(fù)合板的剪切強(qiáng)度得到顯著提高，在長(zhǎng)時(shí)間加熱保溫中，界面附近原子獲得能量以突破勢(shì)壘得到充分的擴(kuò)散，復(fù)合板界面附近堆積的共晶硅被擴(kuò)散驅(qū)動(dòng)力打破，偏聚現(xiàn)象消失，組織更為均勻，該過(guò)程消除了因軋制變形引起的殘余應(yīng)力，最終實(shí)現(xiàn)了兩種鋁合金良好的冶金結(jié)合，顯著改善了復(fù)合板剪切性能[22]。

圖7 A356/6082復(fù)合板試樣剪切斷口形貌SEM照片：T6熱處理前6082鋁合金一側(cè)(a)和A356鋁合金一側(cè)(b)以及T6熱處理后6082鋁合金一側(cè)(c)和A356鋁合金一側(cè)(d)Fig.7 SEM image of shear fracture morphology of A356/6082 composite plate: 6082 aluminum alloy sides before (a) and after (c)T6 heat treatment; A356 aluminum alloy sides before (b) and after (d) T6 heat treatment

圖7為T6熱處理前后A356/6082復(fù)合板試樣剪切斷口形貌SEM照片。從圖7a和7b可以看出，未經(jīng)熱處理的復(fù)合板剪切斷口呈現(xiàn)出較為連續(xù)的“拋物線狀”，沿剪切方向斷面較為光滑。在軋制力的作用下兩種合金僅僅實(shí)現(xiàn)物理結(jié)合，當(dāng)承受剪切應(yīng)力時(shí)，復(fù)合板基體與覆層金屬的物理結(jié)合被打破；另外，根據(jù)復(fù)合板界面區(qū)顯微組織可知，由于界面附近存在大量的纖維狀共晶硅，使其在剪切力的作用下易產(chǎn)生脆性斷裂。圖7c和7d為T6熱處理后復(fù)合板試樣剪切斷口照片，斷口中存在大量凹坑及不規(guī)則的拋物線形狀。熱處理不僅使共晶硅形態(tài)發(fā)生了改變，也促進(jìn)了合金元素的相互擴(kuò)散，最終實(shí)現(xiàn)了復(fù)合板的良好冶金結(jié)合。經(jīng)熱處理后的復(fù)合板剪切強(qiáng)度提升，但剪切斷口中依然存在光滑切口，斷裂機(jī)制依然為脆性斷裂。

3.3.2 顯微硬度

A356/6082雙金屬?gòu)?fù)合板垂直界面方向上的顯微硬度分布如圖8所示。液-固復(fù)合軋制后A356側(cè)的平均硬度值為787.9 MPa，界面處硬度值較高。熔融態(tài)A356澆覆于6082鋁合金時(shí)會(huì)產(chǎn)生激冷作用，促使大量共晶硅在界面附近集聚，且在軋制力作用下，界面處會(huì)產(chǎn)生劇烈變形而發(fā)生形變強(qiáng)化。

圖8 T6熱處理前后A356/6082復(fù)合板垂直界面方向上的顯微硬度分布Fig.8 The micro-hardness distribution of A3556/6082 composite plate in vertical direction before and T6 after heat treatment

與未經(jīng)T6熱處理相比，由于T6熱處理消除了因激冷而產(chǎn)生的偏聚現(xiàn)象，使復(fù)合板界面及基體組織更均勻，且使晶粒變形得到恢復(fù)，經(jīng)T6熱處理后結(jié)合界面及基體附近的硬度均有顯著提高。A356側(cè)的平均硬度值達(dá)到1102.5 MPa，6082側(cè)的平均硬度值達(dá)到851.6 MPa，且界面附近硬度值呈現(xiàn)漸變趨勢(shì)。另外，Mg元素對(duì)A356及6082的時(shí)效影響顯著[23]，熱處理過(guò)程促使Mg擴(kuò)散到基體中，可以對(duì)兩種鋁合金起到強(qiáng)化作用。且6082鋁合金中Mg含量高于A356鋁合金，熱處理過(guò)程會(huì)加速M(fèi)g元素的擴(kuò)散。

4 結(jié) 論

(1) T6熱處理后，界面附近的纖維狀共晶硅集聚現(xiàn)象消失，且組織更為均勻，T6熱處理使纖維狀共晶硅發(fā)生球化，共晶硅的平均面積分?jǐn)?shù)和長(zhǎng)徑比分別降低了26.4%和24.7%。

(2) T6熱處理不僅使界面附近原子獲得能量得以掙脫表面能的束縛，也使合金內(nèi)部空位濃度增加，促進(jìn)原子遷移，加速原子擴(kuò)散，合金元素更易從界面處向合金兩側(cè)擴(kuò)散，以此實(shí)現(xiàn)兩種鋁合金良好的冶金結(jié)合。

(3) T6熱處理消除了因軋制變形產(chǎn)生的殘余應(yīng)力，通過(guò)合金元素相互擴(kuò)散均勻組織，使A356/6082復(fù)合板的剪切強(qiáng)度從91.6提高到139.2 MPa，結(jié)合界面及基體附近的顯微硬度均得到明顯改善，A356側(cè)的平均硬度值達(dá)到1102.5 MPa，6082側(cè)的平均硬度值達(dá)到851.6 MPa，且沿A356至6082垂直界面方向其顯微硬度值逐漸下降。