金属-金属间化合物基叠层（metal-intermetallic-laminate, MIL）复合材料是人们在研究贝壳珍珠层微结构和强韧化机制的基础上设计出的一种将金属间化合物与韧性金属或合金交替排列的新型复合材料^[1-3]。MIL复合材料既具备金属间化合物的高硬度、高刚度的特点，又具有韧性相高韧、高塑性的优点，使其在汽车、航空、航天等领域具有广阔的应用前景^[4-5]。

Harach等^[1]在2001年首次利用“缓反应烧结”的概念在Ti-Al系中合成了MIL复合材料。此后，对Ti-Al系MIL复合材料的研究大多集中在其断裂机制^[6-9]及其性能的优化方面。然而，Ti-Al系MIL复合材料形成的金属间化合物只有单一的Al₃Ti相，其塑性较差，这大幅限制了该复合材料的发展。为了提高相关复合材料的塑性，并降低生产成本，Ni-Al系^[10-11]和Fe-Al系^[12-14]复合材料引起了人们的关注，在上述体系中可能存在韧性较强的FeAl，Fe₃Al^[15-16]金属间化合物相，这些韧性相在一定程度上可以提高相关复合材料的韧性。MIL复合材料的制备方法主要有爆炸焊接法^[17]、热等静压法^[11-12]、轧制复合法^[18-19]等，其中，轧制复合法具有环境友好、自动化程度高、可连续化生产、可制备大尺寸复合材料等优点^[20]。近年来，大多研究都是基于热等静压成形技术来制备复合板材，并对原始金属箔材的分层厚度比、组织与性能、化合物相形成的热力学与动力学、原位裂纹演变观察与失效机制等方面展开研究^[21-22]，对采用轧制技术及合金化热处理工艺所制备的MIL复合材料的界面情况研究较少。对于热轧复合法而言，复合板的界面结合力较高，易于产生裂纹偏转、裂纹尖端钝化、裂纹局部应力再分布等增韧现象，可大幅增加复合材料的断裂韧性。较高的界面结合力可以紧紧束缚住脆性金属间化合物层，使金属间化合物层延时开裂，提升复合材料整体的塑性^[23]。

综上，本文经“轧制复合—合金化退火”工艺制备了Fe-Al 金属间化合物基叠层（Fe-Al metal-intermetallic- laminate，Fe-Al MIL）复合材料，研究了不同热处理制度下Fe-Al系金属间化合物的演变规律，揭示了相关金属间化合物的生长行为。研究结果为近净成形制备Fe-Al MIL复合材料的热处理工艺的制定提供了理论基础。

1 试验材料及方法 1.1 原料及制备过程

本试验所用材料为退火态的SUS441不锈钢薄板和1060纯Al薄板（下文统称：不锈钢薄板、纯Al薄板）。不锈钢薄板尺寸为100.0 mm×60.0 mm×1.0 mm，纯Al薄板尺寸为100 mm×60 mm×0.4 mm。不锈钢薄板与纯Al薄板的化学成分分别如表1、表2所示。

试验工艺路线：表面预处理—轧制复合—合金化退火。首先，对两种薄板的表面进行预处理，具体操作方法：先用丙酮将两种薄板浸泡5 min，去除表面油脂，将不锈钢薄板用钢刷打磨，将纯Al薄板用600目砂纸沿轧制方向打磨，使新鲜的金属露出表面；然后，用10% NaOH水溶液（质量分数）将两种薄板清洗5 min，冷水冲洗；最后，将两种薄板置于无水乙醇中超声波清洗10 min，快速吹干。将经过表面预处理的不锈钢薄板（共3层）和纯Al薄板（共2层）交替层叠，将头部进行铆接固定，如图1所示。采用东北大学RAL国家重点实验室的四辊可逆冷轧试验轧机进行轧制复合试验。试验样品在420 ℃保温20 min后，分3道次轧制，多道次轧制可以最大限度地使薄板协调变形，以保证层间平直度，各道次变形量分别为30%，25%，20%，总变形量为75%。合金化退火试验在箱式电阻炉中进行，退火温度为620～660 ℃，保温时间为30～120 min，出炉空冷。

1.2 测量及表征

采用OLYMPUS-DSX500型倒置式光学显微镜（optical microscope, OM）对合金化热处理后的金属间化合物层的厚度进行测量。由于界面金属间化合物层厚度存在波动，所以需测量金属间化合物层的面积和长度，并计算金属间化合物层的平均厚度。采用JXA-8530F型电子探针X射线显微分析仪(X-ray electron probe microanalyzer, EPMA)及其自带的能谱仪（energy disperse spectroscopy, EDS）对合金化退火后的试验样品的界面结合区域进行分析。利用X Pero Pro型多晶X射线衍射仪（X-ray diffractometer, XRD）分析剥离后金属间化合物层的物相组成。

2 结果与分析 2.1 复合材料界面的组织演变与相组成

图2为复合材料界面在660 ℃退火30 min时的SEM图和EDS分析结果。从图2（a）中可以看出，金属间化合物层与不锈钢侧的界面较为光滑，与纯Al侧的界面为细小的锯齿状，这跟纯Fe与纯Al反应界面的“舌状特征”截然不同，这是因为不锈钢中的Cr参与了Fe，Al之间的互扩散，致使Fe₂Al₅相的“舌状特征”消失^[24]。从图2（b）中可以看出，在整个复合界面上，Fe，Al，Cr均发生了明显的互扩散现象，在金属间化合物层存在3种元素的强度几乎保持不变的平台区，即横坐标为180～226 μm处的平台区所对应的均匀层区、横坐标为170～180 μm处的平台区对应的两相层致密区、横坐标为160～170 μm处的平台区对应的两相层靠近纯Al的不连续区。

图3为不同温度下退火60 min时的复合材料界面的SEM图。在620 ℃退火时，生成了单一的金属间化合物。在650 ℃和660 ℃退火时，获得的金属间化合物层具有双相层结构，即靠近不锈钢侧的致密均匀层和靠近纯Al侧的多孔非均匀层（两相层），两相层以浅灰色物相（点E、点H）为基底均匀分布着深灰色物相（点F、点I），并在均匀层与两相层的交界处分布着白色小颗粒（点G）。此外，在660 ℃退火时，Al层中形成了较大的块状相（点K）和针状相（点J）。

为了明确界面各层所对应的物相，对不同温度下退火60 min时的试验样品的SEM图中的各点进行了EDS分析，相应的化学成分见表3。对图3（b）对应的截面以及图3（c）对应的剥离后的不锈钢侧进行XRD分析，得到整个化合物层的物相，如图4所示。由EDS和XRD的分析结果可知，试验样品的均匀层中的金属间化合物主要由Fe₂A1₅相构成，两相层金属间化合物以Fe₄Al₁₃相为基底，上面分布着富Cr的第二相Al₁₃(Cr，Fe)₂、针状相Fe₄Al₁₃、较大块状相Cr₂Al₁₃。

2.2 界面金属间化合物生长动力学

反应扩散是金属间化合物生长的经典理论，在金属间化合物生长初期，有一段扩散孕育期。在特定温度下，界面生成化合物厚度X与时间t的关系可以用指数关系（式1）表示。当动力学指数n=1.00时，表明界面反应速率为金属间化合物的生长控制因素，金属间化合物层厚度与时间之间表现为直线关系；当n=0.50时，表明金属间化合物的生长由扩散速率所控制，金属间化合物层厚度与时间之间呈抛物线关系；当n=0.25时，反应扩散受晶界扩散的控制，它比晶格扩散快，但随着温度的升高，这种更快的扩散路径变得不那么明显^[25-26]。

Wang等^[27]和Flandorfer等^[28]发现，在Ag-Sn，Ni-Sn，Cu-Sn等二元互扩散体系以及在Al-Fe-Cr三元互扩散体系中会生成多个金属间化合物，形成多层化合物层，虽然每种化合物层的生长严格遵循一个标准的生长机制，但化合物层总厚度的增加展现出“混合动力学生长机制”。因此，本试验以生成的主要金属间化合物Fe₂Al₅相为研究对象，探究其生长机制。表4所列为不同退火工艺下金属间化合物层的平均厚度。随退火温度的升高和时间的延长，金属间化合物层厚度增加，但不是简单的正比关系。

根据金属间化合物生长动力学模型^[28]，金属间化合物层的厚度与扩散时间的关系可由下式表示：

$\qquad X=k{t}^{n} $

(1)

式中：X为金属间化合物层的厚度；k为金属间化合物的生长常数(或者称为生长速率)；t为扩散时间；n为动力学指数。

将式（1）两边同时取对数，得到：

$\qquad \ln X=n\ln t+\ln k $

(2)

式（2）中的lnX 与lnt 的线性关系（斜率）可反映出金属间化合物层的动力学指数n，同时，该直线的截距即为lnk 。根据式（2）对表3中的数据进行拟合，得到lnX-lnt的关系图，如图5所示。除620 ℃条件下样品的动力学指数n=0.25外，其余退火温度下的线性拟合结果几乎平行，动力学指数n接近0.50，这说明在低温下均匀层的生长受晶界扩散的控制。将n=0.50代入式（1）得：

$ \qquad X=k{t}^{1/2} $

(3)

将表4中X-t^1/2进行线性拟合，结果见图6。可以求出不同热处理温度下的金属间化合物的生长常数k，计算结果如表5所示。

根据Arrhenius方程^[29]，可得：

$\qquad k={k}_{0}{\rm{exp}}\left(-\frac{Q}{RT}\right) $

(4)

式中：k₀为指前因子；Q为反应激活能；R为摩尔气体常数；T为热力学温度。

将式（4）两边取对数得：

$\qquad \ln k=\ln k_{0}-\frac{Q}{RT} $

(5)

将ln k与T⁻¹带入式（5）进行线性拟合，结果如图7所示，得到的斜率即为−Q/R，截距为lnk₀。经计算，试验样品的界面金属间化合物的反应激活能Q=192.28 kJ/mol，指前因子k₀ =4.93×10⁴ m²/s。将式（4）代入式（3）中可得：

$\qquad X={kt}^{1/2}={{k}_{0}\Bigg[{\rm{exp}}\left(-\frac{Q}{RT}\right)t^{1/2}}\Bigg] $

(6)

将计算出的反应激活能Q和指前因子k₀代入式（6）中，计算得出：

$\qquad X=4.93\times {10}^{4}\mathrm{exp}\left(-\frac{1.922\times {10}^{5}}{RT}\right){t}^{1/2} $

(7)

可用式（7）对试验样品的金属间化合物层的厚度X进行初步计算，以此来确立试验样品中不锈钢和纯Al完全合金化退火的最佳工艺参数。

3 结　论

(1) 试验样品的化合物层由多层组成，640 ℃时，均匀层的主要物相组成为Fe₂Al₅相，其中固溶了原子分数为5%～6%的Cr；高于640 ℃，除由Fe₂Al₅相组成均匀层外，出现了明显的由Fe₄Al₁₃相和Cr₂Al₁₃相组成的两相层，两相层交界处有Al_5.50Cr_1.95Fe_2.55相析出。

(2) 试验样品的界面金属间化合物Fe₂Al₅相的生长由界面两侧元素的体扩散机制控制，其厚度随退火温度和时间的变化符合抛物线规律。

(3)通过计算得出 Fe₂Al₅相的反应激活能Q=192.28 kJ/mol，金属间化合物层的厚度 $X=4.93\times {10}^{4}\mathrm{exp}\left(-\dfrac{1.922\times {10}^{5}}{RT}\right){t}^{1/2}$ ，通过此数学模型可对金属间化合物层的厚度进行初步计算。