2024, Vol. 45
科学技术发展的突飞猛进对材料提出了更为严苛的要求。金属基复合材料在设计上综合了各组元的优点，弥补了各组元的不足，具有单一金属或合金无法比拟的优异综合性能，成为当今材料科学的研究热点[1]。
铝合金微叠层复合材料在不同领域具有不同的性能需求，如在散热器领域，铝合金复合板材具有更小的厚度、更高的钎焊后强度、更好的耐腐蚀性及成形性[2]。翅片铝合金具有更高的热传导性和更好的抗塌陷性，管料合金有更高的疲劳强度[3]。为此，要优化铝合金成分和钎焊后晶粒组织[4]，以让铝合金为基底的复合板材获得更广阔的应用前景。
不锈钢/Al(简称SS/Al)复合材料属于Fe/Al系复合材料，拥有一般Fe/Al金属间化合物（intermetallic compound，IMC）的优点：较高的比强度，中温强度，优良的高温结构，以及反常的屈服强度和独特的形变特征[5-7]。同时，它还很好地结合了不锈钢良好的耐腐蚀性、力学性能以及铝合金良好的导热、导电性能[8]。因此，作为一种新型复合材料，SS/Al复合材料在一定程度上可替代不锈钢，被认为是可应用于航空航天、汽车工业、能量转换及过滤系统等领域的新型高温结构材料。但不锈钢/Al复合材料也存在一些问题，如室温脆性，在一定程度上影响了这类材料的进一步工程化应用[9-10]。
Clegg等[11]于1990年率先将“仿生叠层复合”的概念应用于复合材料中，提出了微叠层复合材料的概念，吸引了人们对微叠层复合材料这一新型材料的关注。目前，在微叠层复合材料的制备方法上取得了诸多突破，有轧制复合法、热压复合法、爆炸复合法、超声波复合法等[12]。对各类新型微叠层复合材料的研究也在不断推进，如Ti/Al、Ni/Al、Fe/Al等体系的微叠层复合材料，且对各类微叠层复合材料的组织、性能等方面的研究日渐深入。将微叠层复合材料的强韧化理念应用到IMC材料中，通过一定手段制得IMC微叠层复合材料，是解决传统IMC材料的各项缺点以及有效提高其各项性能的行之有效的手段。而目前对SUS441不锈钢/Al金属间化合物（简称SUS441/Al MIL）微叠层复合材料界面微观组织及力学性能的研究尚未深入。
综上，本文提出了“表面预处理—交替层叠—热轧复合—热处理”的工艺流程，并制备了SUS441/Al MIL微叠层复合板。利用扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）、能谱仪（energy disperse spectroscopy, EDS）、X射线衍射仪（X-ray diffractometer，XRD）、电子万能试验机等设备对复合材料的界面组织及力学性能进行了分析。研究结果为SUS441/Al微叠层复合材料的开发与制备提供了理论基础。
1 实验材料及方法 1.1 原料及制备过程实验所用原料为SUS441不锈钢薄板（简称钢板）和1060高纯Al薄板（简称Al板），钢板和Al板的化学成分分别如表1、表2所示。钢板的尺寸为100 mm×60 mm×1 mm；Al板的尺寸为100 mm×60 mm×0.4 mm。
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表 1 钢板的化学成分(质量分数/%) Tab. 1 Compositions of the steel plate (mass fraction/%) |
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表 2 Al板的化学成分 (质量分数%) Tab. 2 Compositions of the Al plate (mass fraction/%) |
SUS441/Al MIL微叠层复合板（以下简称复合板）的制备工艺流程为“表面预处理—交替层叠—热轧复合—热处理”。首先，对钢板和Al板表面进行预处理，具体流程为：先将钢板和Al板先用丙酮浸泡5 min，去除表面油脂及脏污；再用体积分数为20%的HCl溶液、10%的NaOH溶液对钢板进行酸洗、对Al板进行碱洗，初步除去两种板表面的氧化皮，然后用600#砂纸沿两种板的轧制方向打磨，使其具有一定的表面粗糙度；最后将两种板置于无水乙醇中利用超声波清洗10 min，取出后用风干机将其表面快速吹干。然后，将经过预处理的钢板（共3层）和Al板（共2层）交替层叠后将头部进行铆接固定，避免出现轧制摆尾现象。为有效阻止层间开裂，采用3道次完成热轧，热轧温度均为420 ℃。首道次热轧前保温20 min，第2、3道次热轧前回炉保温10 min。热轧总压下率为60%，热轧终了的复合板厚度为1.52 mm。最后，将复合板进行热处理，制度为：620～660 ℃保温1 h。
1.2 测量及表征采用光学显微镜对复合板的形貌进行观察，并测量反应生成的化合物层的平均厚度。此外，利用SEM及其配置的EDS对热轧复合板及合金化复合板界面形貌及微观组织进行观察与分析。利用XRD对热轧及不同热处理条件下获得的复合板进行物相分析，测试靶材为Cu靶，扫描范围2θ为20°～100°，扫描速度为4(°)/min。
1.3 维氏硬度测试本研究采用MH–5L型维氏硬度计测量合金化处理后的复合板的维氏硬度分布。测量之前，用砂纸将复合板表面打磨光亮；测试时，每组打9个点计算其平均值，以保证测量的准确性。
1.4 拉伸测试利用电子万能试验机在常温下对复合板进行单轴条件下的准静态拉伸（拉伸速度为0.1 mm/min），以获得其力学性能。参照GB/T228—2002《金属材料室温拉伸实验方法》制备拉伸试样，其尺寸示意图如图1所示。
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图 1 拉伸试样示意图 Fig. 1 Schematic diagram of tensile specimen |
图2给出了复合板在热轧压下率为60%时的SEM图与EDS分析结果。由图2（a）可以看出，热轧复合板的钢/Al界面未见分层现象，界面结合良好。由图2（b）的EDS分析结果可以看出，复合板界面处发生了原子间的互扩散。根据扩散理论[13]，当界面处两侧金属原子扩散后形成一定的扩散层时，说明界面两侧金属实现了良好的结合。与图2对应的复合板的XRD分析结果如图3所示。分析表明，钢/Al界面上未生成IMC，这也说明在420 ℃进行热轧，界面处不易产生Fe–Al IMC。祖国胤等[14]通过差示扫描量热（differential scanning calorimetry，DSC）分析，从热力学角度研究了Fe–Al IMC的相转变温度，结果表明：生成Fe–Al IMC的最低温度为559 ℃，因此，界面处未见Fe–Al IMC。
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图 2 压下率60%钢/Al界面的SEM图及EDS分析结果 Fig. 2 SEM image and EDS analysis result of the steel/Al interface with 60% reduction |
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图 3 压下率为60%的钢/Al界面的XRD谱图 Fig. 3 XRD pattern of the steel/Al interface with 60% reduction |
图4为复合板分别在固–固（650 ℃）、固–半固（655 ℃）、固–液（660 ℃）反应1 h后的界面金相图。从图4中可以看出，固–固反应生成的IMC层厚度为35.12 μm，由于热处理时间较短，Al层未被反应完全而尚有残余。固–半固反应生成的化合物层的厚度为49.85 μm，同时，随热处理温度的升高，Al层被进一步消耗，Al层已接近完全反应。由于固–液反应温度恰好达到了Al的熔点，液态Al与空气中的氧气发生严重的氧化反应，形成了较厚的黑色氧化层，该层疏松多孔，极易造成分层失效。
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图 4 钢/Al界面的光学显微图 Fig. 4 Optical micrographs of the steel/Al interfaces |
图5为复合板界面处的SEM图。从图5中可以看出不同热处理条件下复合板界面处的IMC层具有双层结构，说明固–固、固–半固、固–液反应下的IMC层应该具有相似的相结构。在靠近钢一侧，化合物组织均匀，将该层称为均匀层。在均匀层和Al层之间的化合物层中，不致密的浅灰色相和深灰色相连续（或断续）分布于该层，称其为两相层。从图5中还可以看出，随着热处理温度的升高，两相层的厚度也随之变厚，且在固–液反应条件下，在基体Al层中出现了块状相和针状相。根据Fe–Al[15]和Cr-Al[16]相图可知，当热处理温度高于Al的液相线时，随着温度的升高，Fe、Cr在Al中的溶解度显著增大，合金冷却时，过饱和的Fe、Cr在Al液中以初生相形式析出，形成针状和块状的IMC相。
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图 5 钢/Al界面的SEM图 Fig. 5 SEM images of the steel/Al interfaces |
现以固-液反应条件下IMC层的物相组成分析为例，图6（c）给出了图6（b）中各层的EDS线扫描分析结果，富Fe相构成了均匀层，富Fe相与富Cr相构成了两相层。同时，分布于两相层和Al层界面处的针状相与块状相分别由富Fe相与富Cr相构成，与两相层的相组成相似。
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图 6 固–液(660 ℃/1 h)反应后界面的SEM图及EDS分析结果 Fig. 6 SEM images and EDS analysis results of the interface after the solid-liquid (660 ℃/1 h) reaction |
图7为固–液反应1 h下的钢/Al界面的EDS线扫描（图6中SEM图白色线条）分析结果。从图7中可以看出，在整个复合界面上，Al、Fe、Cr均发生了明显的互扩散现象，Al在两相层所对应的线扫描结果中出现了3个“平台”区域，分别是Al层和两相层界面处的针状相和块状相混合区域Ⅰ（宽约10 μm）、两相层区域Ⅱ（宽约15 μm）、靠近钢层的均匀层区域Ⅲ（宽约46 μm）。表3给出了图6中A、B、C、D各点的EDS点扫描结果，由原子比可知，位于均匀层中A点的金属间化合物为Fe2A15[17]，说明该相是均匀层的主要相组成。位于两相层中的B点由Fe4Al13相[18]构成，而由于SEM电子束直径较深，灰色相尺寸大，对该相进行EDS点扫描时会包含Fe4Al13相，说明浅灰色相（Fe4Al13）是两相层的主要相组成。此外，根据原子比情况，同时结合相关文献[19]报道，C点的浅灰色针状相为Fe4Al13，D点的深灰色块状相为Al13Cr2。由于固–固、固–半固和固–液反应下IMC层的相组成相似，所以最终可以确定均匀层的物相组成为Fe2A15，两相层的物相组成为Fe4Al13和Al13Cr2。
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图 7 固–液界面的EDS分析结果 Fig. 7 EDS analysis results of the solid-liquid interface |
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表 3 固–液界面反应1 h后界面金属间化合物的EDS分析结果 Tab. 3 EDS analysis results of the IMC after 1 h of solid-liquid reaction |
图8为复合板在不同热处理温度下的拉伸性能。图8（a）为不同温度下复合板的应力–应变曲线，可以看出，应力随热处理温度的升高而降低，应变也呈现出相似的变化。此外，在660 ℃/1 h热处理后，尽管两相层和剩余的Al层界面处存在针状和块状强化相，但此时界面氧化严重（见图4c），易分层开裂，力学性能差。图8（b）为不同热处理温度下复合板抗拉强度和伸长率的变化情况，可以看出从固–固反应到固–半固反应，即随热处理温度的升高，抗拉强度先降低后升高，而伸长率逐渐增加。在620、640、650、655 ℃下的抗拉强度分别为719、686、649、656 MPa，伸长率分别为3.05%、3.30%、3.41%、4.90%，说明655 ℃/1 h热处理后的复合板的综合力学性能最佳。固–固反应时，随热处理温度的升高，钢/Al界面处生成的化合物层逐渐增大，剩余Al层也相应地变薄，但界面脆性有所增加，且界面处细小针状相及块状相的析出量较少，对界面的强化作用较弱，所以抗拉强度随热处理温度的升高而降低。在热处理温度为655 ℃时，由于界面近乎完全合金化，形成钢层和化合物层软硬相交替分布的“贝壳”式结构，且两相层和均匀层中产生的大量细小Fe–Al、Cr–Al析出相的强化作用明显增强，使得复合板的强度和韧性同时提高。
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图 8 不同热处理温度下复合板的力学性能 Fig. 8 Tensile mechanical properties of the composite plates at different heat treatment temperatures |
图9为复合板在655 ℃/1 h热处理条件下的维氏硬度分布情况。由图4可知，IMC层可分为均匀层IMC-1和非均匀的两相层IMC–2。根据图9中界面处的维氏硬度分布情况可以看出，维氏硬度在IMC层达到最大值，钢层、IMC–1层、IMC–2层、Al层的维氏硬度平均值分别为209、1 018、648、29。从维氏硬度的变化可知，均匀层的维氏硬度最大，而两相层的维氏硬度介于均匀层和基体金属之间，且均匀层维氏硬度压痕尖端存在裂纹，两相层则不存在此现象，说明两相层相较于均匀层具有较好的韧性，表明在655 ℃/1 h热处理条件下基体与IMC层的软硬交替分布使复合板的力学性能更加优良。
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图 9 复合板的维氏硬度 Fig. 9 Vickers hardness of the composite plate |
（1）将复合板在420 ℃下保温20 min后进行三道次热轧复合，总压下率为60%的热轧叠层复合板结合良好，且复合板界面处未生成IMC。
（2）随着热处理温度的升高，IMC层的厚度逐渐增加；固–液反应所得到的复合板界面氧化严重，层间易发生开裂，严重影响复合板的使用性能；固–半固反应1 h后，Al层已接近完全反应，且未形成疏松多孔的“界面中心线”，合金化后界面结合良好。
（3）固–固、固–半固、固–液热处理后，IMC层由均匀层和两相层组成，均匀层的主要物相为Fe2A15，而两相层由Fe4Al13和Al13Cr2相构成。固–半固合金化后基体与特殊IMC层的软硬相交替分布使得复合板的综合力学性能更加优良，且此条件下的抗拉强度和伸长率分别为656 MPa和4.90%。
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