韓 星，楊英春，遲洋波，盧小磊，王國平，崔建忠

（1.遼寧忠旺集團(tuán)有限公司，遼陽111003；2.東北大學(xué)材料電磁過程研究教育部重點實驗室，沈陽110819）

0 前言

層狀金屬復(fù)合材料是指將兩種及兩種以上性能各異的金屬材料通過物理冶金或者化學(xué)方法結(jié)合成為有機(jī)整體，從而達(dá)到各項物理及化學(xué)性能的互補(bǔ)，綜合性能大大提高[1]，可滿足越來越苛刻的服役環(huán)境，廣泛應(yīng)用于航空航天、軌道交通、汽車船舶、石油化工等領(lǐng)域，受到了研究者的極大關(guān)注[2，3]。

目前層狀金屬復(fù)合材料的制備方法主要包括固態(tài)擴(kuò)散連接、塑性成形連接、離心鑄造法、爆炸焊接和鑄造復(fù)合等。鑄造復(fù)合技術(shù)以其低成本、短流程、高效率、高質(zhì)量的特點，在眾多復(fù)合技術(shù)中脫穎而出[4]。然而層狀金屬復(fù)合材料的后處理，特別是復(fù)合后的熱處理工藝還有待深入研究。

據(jù)此，本研究通過對鑄造復(fù)合技術(shù)[5]制備的4045/3003鋁合金復(fù)合鑄錠進(jìn)行不同工藝的均勻化處理，研究了復(fù)合鑄錠界面微觀組織在均勻化過程中的演變規(guī)律，得到均勻化處理對復(fù)合鑄錠力學(xué)性能的影響規(guī)律，進(jìn)而優(yōu)化復(fù)合鑄錠的熱處理工藝，為實際熱處理工藝的制定提供依據(jù)。

1 實驗材料及方法

本研究中所用的雙金屬層狀復(fù)合鑄錠是采用鑄造復(fù)合技術(shù)制備而成的4045/3003鋁合金層狀復(fù)合圓錠，尺寸為φ140mm/φ110mm。其中芯材3003合金是典型的防銹鋁代表，擁有接近工業(yè)純鋁的良好耐蝕性；皮材4045合金是典型的鋁基釬料，熔點低、流動性好，具有很好的釬焊性能。兩種合金成分如表1所示。

復(fù)合圓錠熱處理采用井式旋風(fēng)爐，控溫精度為±3℃。均質(zhì)工藝為：保溫溫度520℃、540℃和560℃；保溫時間6h、12h和18h；隨爐升溫，均質(zhì)后隨爐冷卻。通過對均勻化后界面處組織性能的分析，確定均勻化退火工藝。

表1合金成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

采用SETSYS Evolution-16型差示掃描量熱系統(tǒng)（DSC）分析確定兩種合金過燒溫度。在界面處截取試樣，經(jīng)機(jī)械打磨拋光，用濃度為0.5%的HF溶液腐蝕30s左右，采用Leica DMR型金相顯微鏡觀察其微觀組織，利用FM-700顯微硬度儀測試界面處微觀硬度分布。分別在復(fù)合鑄錠底部、中部、頂部的界面處切取拉伸試樣，拉伸試樣尺寸如圖1所示。在MTS 810電子拉伸機(jī)上對試樣進(jìn)行拉伸測試，檢測界面結(jié)合強(qiáng)度。

圖1拉伸試樣取樣尺寸示意圖

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 過燒溫度的確定

為了確定均勻化退火工藝，需要研究不同退火溫度、保溫時間對4045/3003鋁合金復(fù)合鑄錠組織性能變化的影響。其一是退火溫度，由于均勻化退火工藝是基于原子的擴(kuò)散運動，溫度升高，擴(kuò)散運動加速進(jìn)行[6]。而均勻化溫度過高，容易引起過燒而降低其力學(xué)性能；其二是保溫時間，保溫時間與能耗成正比。所以在保證不發(fā)生過燒和保證原子充分?jǐn)U散的前提下，退火溫度盡可能高而保溫時間盡可能短，以提高生產(chǎn)效率。分別對4045鋁合金和3003鋁合金進(jìn)行DSC測試，結(jié)果如圖2所示。由圖可得，4045和3003鋁合金分別在571.2℃和646.4℃出現(xiàn)吸熱峰，表明結(jié)晶相和低熔點共晶組織開始融化的溫度（即過燒溫度）為571.2℃和646.4℃，即皮材4045鋁合金與芯材3003鋁合金的過燒溫度相差75.2℃，所以復(fù)合錠坯的均勻化退火既要保證低熔點的合金不過燒，又要保證高熔點的合金非平衡凝固相充分溶解。根據(jù)DSC實驗結(jié)果，可以初步確定均勻化退火溫度不能高于571.2℃。

圖2復(fù)合鑄錠各合金的DSC曲線

根據(jù)以上分析，并參考有關(guān)文獻(xiàn)[7]，制定均勻化處理制度：其中均勻化溫度分別選取520℃、540℃和560℃，保溫時間分別選取6 h、12 h和18 h。通過對均勻化后界面處組織性能的分析確定均勻化退火工藝。

2.2 均勻化退火后的組織分析

4045/3003鋁合金復(fù)合鑄錠界面處鑄態(tài)及不同退火溫度的微觀組織如圖3所示，其左側(cè)為4045鋁合金，右側(cè)為3003鋁合金。鑄態(tài)下的4045鋁合金中共晶硅呈針狀或針狀，如圖4（a）。經(jīng)過均勻化退火后，共晶硅發(fā)生了熔斷，且熔斷的共晶硅部分趨于球化。隨著退火溫度的升高，共晶硅的球化更完全，分布也更加均勻，但4045鋁合金組織中初生的α-Al晶粒形狀仍為較明顯的樹枝狀。

鑄態(tài)下的3003鋁合金如圖3（a）的右側(cè)所示，主要由初生α-Al和晶界處析出的第二相組成。第二粗主要包括α-Al+Al12Mn3Si共晶、片狀、長條狀A(yù)l6（FeMn）及少量細(xì)小棒狀A(yù)l6Mn等。由于Mn元素在鋁合金中擴(kuò)散系數(shù)較小[8]，在鑄造復(fù)合過程中來不及沉淀，晶粒和枝晶間因過飽和固溶形成Mn元素偏析。經(jīng)過均勻化退火處理后，針狀的含錳相發(fā)生熔斷，變?yōu)槎贪魻睿糠职l(fā)生聚集和球化，晶內(nèi)過飽和Mn析出，形成了少量彌散小的二次析出相，如圖3（b）所示。隨著退火溫度的提高，枝晶網(wǎng)開始斷續(xù)，針狀含錳相進(jìn)一步球化，短棒狀含錳相明顯減少，二次析出相逐漸增多且分布較均勻，如圖3（c）、圖3（d）所示。繼續(xù)提高退火溫度（570℃），均勻化試樣中的皮材4045鋁合金已經(jīng)明顯熔化，如圖4所示。這是因為退火溫度接近4045鋁合金的理想固相線577℃，而在實際合金熔煉過程中，熔體中不可避免的混入Fe等雜質(zhì)，皮材合金熔體的實際固相線要略低于577℃。因此，確定最佳均勻化退火溫度為560℃。

圖3不同溫度下均化后復(fù)合錠坯的微觀組織（12h）

均勻化溫度為560℃時，不同保溫時間的微觀組織如圖5所示。經(jīng)過均勻化退火后，4045合金中共晶硅發(fā)生了熔斷，且熔斷的共晶硅趨于球化，隨著保溫時間的增加，共晶硅形貌和分布變化不大，整體以枝晶的形式分布于基體上。3003合金經(jīng)過6h保溫后，晶界處的含錳相發(fā)生熔斷，變?yōu)樾“魻?；?dāng)保溫時間為12h時，晶界上的第二相發(fā)生溶解，小棒狀的含錳相消失，分布較為均勻的點狀含錳相析出；繼續(xù)增加保溫時間至18h，其組織變化甚微。因此，為降低能耗，均勻化退火的保溫時間定為12h。

圖4均勻化溫度為570℃時的宏觀形貌（12h）

圖5不同保溫時間時的微觀組織（560℃）

2.3 均勻化退火后的性能分析

均勻化前后復(fù)合鑄錠界面處的微觀硬度分布如圖6所示。從圖中可以看出硬度分布具有明顯的層狀特征。均勻化后，4045側(cè)、3003側(cè)及界面的硬度分別由80.2 HV、40.5 HV、60.3 HV提高到89.9 HV、46.1 HV、66.9 HV，界面處硬度始終介于兩側(cè)合金硬度之間。均勻化對復(fù)合鑄錠界面抗拉強(qiáng)度的影響如圖7所示。鑄態(tài)時界面抗拉強(qiáng)度為103.7MPa，均勻化后提高到105.3MPa。

圖6均勻化前后界面處硬度對比

圖7均勻化前后復(fù)合鑄錠不同位置的界面結(jié)合強(qiáng)度

復(fù)合鑄錠界面區(qū)域的強(qiáng)度變化主要受界面處元素擴(kuò)散和基體中固溶度影響。在均勻化過程中，界面兩側(cè)的Si、Mn元素互相擴(kuò)散，合金中非平衡凝固共晶相溶入基體，增加了溶劑晶格中溶質(zhì)原子的數(shù)量，加劇溶劑晶格點陣畸變，從而提高了硬度。據(jù)文獻(xiàn)[9]可知，微觀硬度與抗拉強(qiáng)度存在一定的正比例關(guān)系，即HV=kσy（其中k為常數(shù)），因此均勻化后界面抗拉強(qiáng)度也略有提高。

3 結(jié)論

（1）經(jīng)過均勻化退火后，4045合金中共晶硅發(fā)生了熔斷，且熔斷的共晶硅趨于球化。隨著退火溫度的升高，共晶硅的球化更完全，分布也更加均勻；隨著保溫時間的增加，共晶硅形貌和分布變化不大。然而均勻化退火不能改變共晶硅整體上的樹枝晶分布。

（2）4045/3003鋁合金復(fù)合鑄錠最優(yōu)均勻化制度為560℃+12h。

（3）均勻化后復(fù)合鑄錠硬度和界面抗拉強(qiáng)度整體均略有提高，界面處硬度始終介于兩側(cè)合金硬度之間。