軋制復合鋁/不銹鋼界面金屬間化合物的生長動力學

周德敬，尹 林，張新明，唐建國，劉星興

(1. 銀邦金屬復合材料股份有限公司，無錫 214145；2. 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

軋制復合鋁/不銹鋼界面金屬間化合物的生長動力學

周德敬1，尹 林2，張新明2，唐建國2，劉星興2

(1. 銀邦金屬復合材料股份有限公司，無錫 214145；2. 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083)

對軋制復合鋁合金/不銹鋼雙層復合材料進行不同溫度和時間的退火，借助Zeiss Ax10金相顯微鏡、Quanta?200型掃描電鏡、EDAX能譜儀和D-max X射線衍射儀對復合界面結合區進行金相組織觀察、元素成分線掃描分析、界面化合物EDS分析及XRD物相鑒定，研究復合界面上金屬間化合物的生長行為。結果表明：復合界面金屬間化合物(IMC)主要為Fe2Al5相，當退火溫度達773 K時，Fe2Al5已在界面上生成；隨退火時間的延長， Fe2Al5的增厚符合拋物線法則；界面金屬間化合物Fe2Al5的生長激活能為162.3 kJ/mol，并獲得其生長動力學模型，通過此模型可對化合物層厚度進行初步計算。

鋁/不銹鋼層狀復合材料；金屬間化合物；軋制復合；生長激活能；生長動力學

鋁合金/不銹鋼層狀復合材料兼具不銹鋼的耐腐蝕、耐磨損和良好的力學性能以及鋁合金良好的導熱、導電、低密度性能的優點，在汽車、航空、化工、炊具和家電等領域有著廣泛應用前景[1?5]。鋁鋼軋制復合材料后續一般要進行擴散退火處理，其目的是通過原子的互擴散形成冶金結合，同時消除軋制過程中形成的殘余應力，便于后續深加工，如剪切、彎曲等加工工藝[6]。但是，在退火過程中鋁鋼復合界面容易生成脆性Fe-Al金屬間化合物，這種脆性化合物相會嚴重破壞基體間的冶金結合。因此，深入認識鋁鋼復合材料退火過程中金屬間化合物的演變規律，揭示金屬間化合物的生長機制具有重要意義。

國內外關于鋁鋼界面化合物的研究多集中在熱浸鍍鋁、鋁鋼擴散焊接以及鋁合金/碳鋼層狀復合材料等方面，而對鋁合金/不銹鋼軋制復合材料界面化合物生長機制的研究鮮有報道。SPRINGER等[7]利用OM、SEM、EBSD和TEM等手段研究了碳鋼/純鋁、碳鋼/鋁?硅合金擴散組在不同條件下擴散處理后界面化合物的生長規律，對Fe2Al5等金屬間化合物相進行了衍射斑點鑒定。KOBAYASHI和KAKOU[8]研究了滲鋁碳鋼在873～1 323 K溫度條件下擴散退火處理后界面金屬間化合物的生長情況，研究結果表明，在873～923 K溫度范圍內主要生成Fe2Al5相，而當溫度高于1 273 K后FeAl和Fe3Al相開始生成。JINDAL和SRIVASTAVA[9]研究了軋制復合IF-鋼/鋁合金在773 K溫度下退火不同時間后界面金屬間化合物Fe2Al5的生長規律，指出Fe2Al5相的厚度隨退火時間增加遵循方程 (Δx)2=2kt，其中k=3.38×10?14m2/s。CHENG和WANG[10]研究了不同Si含量對中碳鋼熱浸鍍鋁界面化合物的影響。YOUSAF等[11]的研究結果表明，熱浸鍍時金屬的化學元素組成、熱浸鍍溫度以及時間都影響金屬間化合物(Fe2Al5)的生長速度以及其形貌。韓麗青等[12]研究了鈦/不銹鋼焊接界面金屬間化合物的生長動力學，得出了界面金屬間化合物生長動力學方程W=1.15×106exp[?50.93/(RT)]t1/2。

本文作者通過對熱軋復合AA3003鋁合金/SUS304不銹鋼層狀復合材料進行不同條件的擴散退火處理，研究鋁/不銹鋼界面反應物相與時間和溫度的關系，探討金屬間化合物的形成和生長過程。

1 實驗

實驗母材為退火態AA3003鋁合金和退火態SUS304不銹鋼，兩種母材的化學成分見表1。AA3003鋁合金復合尺寸為300 mm×150 mm×4 mm；SUS 304不銹鋼復合尺寸為300 mm×150 mm×1.2 mm。

熱軋復合前兩種母材先用丙酮浸泡5 min，以去除表面油脂及臟污。用鋼絲刷將不銹鋼表面進行打磨，使其表面具有一定的粗糙度，再用清水沖洗干凈，吹干；鋁合金用10%NaOH溶液堿洗5 min，熱水沖洗，再用10%HNO3酸洗5 min，冷水沖洗，熱風吹干。之后將兩種母材按照鋁/不銹鋼/不銹鋼/鋁4層對稱的方式進行組合，以防止軋制過程中由于鋁與不銹鋼金屬流動性差異大造成的板材彎曲。將組合料頭尾部用鉚釘進行鉚接，以保證復合過程中的精確對中。軋制復合實驗在d350 mm兩輥不可逆軋機上進行，熱軋復合工藝為723 K下保溫30 min，采用單道次熱軋，變形率為40%。退火熱處理實驗在箱式電阻爐上進行，出爐空冷。

表1 AA3003鋁合金及SUS304不銹鋼化學成分Table 1 Chemical compositions of AA3003 aluminum and SUS304 stainless steel

借助Zeiss AX10金相顯微鏡(OM)觀察復合界面結合區的界面形貌并測量化合物層的厚度；借助D?max X射線衍射儀(XRD)、Quanta?200型環境掃描電鏡(SEM)和配備的EDAX能譜儀(EDS)分析鋁/不銹鋼界面區Fe和Al等元素的分布情況，并確定化合物相組成。

2 結果與分析

在鋁鋼層狀復合材料退火過程中，復合界面上金屬間化合物的生長對復合材料的組織性能影響很大，其反應過程十分復雜，受退火溫度和時間的控制。

2.1 退火溫度和時間對界面化合物生長的影響

圖1 不同溫度退火1 h后復合界面的金相顯微組織Fig. 1 Microstructures of cladding interface annealed at different temperatures for 1 h: (a) Untreated; (b) 723 K; (c) 748 K; (d) 773 K; (e) 798 K; (f) 823 K

圖2 軋制態復合材料界面的SEM像Fig. 2 SEM images of interface of composite after hot rolling: (a) Lower magnification; (b) Higher magnification

圖1所示為不同溫度退火1 h后復合界面的金相顯微組織形貌。其他工藝參數為軋制溫度723 K，采用1道次軋制，變形量為40%。圖1(a)所示為軋制復合后未退火狀態，從圖1(a)可以看出，復合界面較平直，兩種母材結合效果良好；對其進行SEM高倍觀察可見，界面上沒有氧化物的存在(見圖2)。圖1(b)和(c)所示分別為經723和748 K退火1 h后的界面金相顯微組織形貌，與未退火狀態(見圖1(a))相比，經此條件退火后復合界面形貌基本無變化，界面上沒有金屬間化合物生成。當退火溫度提高到773 K時，界面上出現一薄層金屬間化合物(見圖1(d))，厚度約為2 μm，說明773 K時金屬間化合物已很明顯。隨著退火溫度的升高，界面化合物層厚度增加，當退火溫度達823 K時，界面化合物的厚度增加到10 μm(見圖1(f))。隨退火溫度的升高，界面兩側Fe和Al等元素的擴散速率加快，從而在同一時間內通過界面擴散的元素含量增加，使得化合物層厚度增加。

退火時間對界面金屬間化合物的生長也有明顯的影響。在同一退火溫度下，隨著退火時間的延長，界面兩側元素擴散越充分，因此，化合物層的厚度逐漸增加。圖3所示為復合材料經823 K不同時間退火后的界面化合物顯微組織。由圖3(a)可以發現，經0.5 h退火后，界面上產生了金屬間化合物層，其厚度為5.53 μm。當退火保溫時間從0.5 h延長至3 h (見圖3(c))時，復合界面間的化合物生長迅速，厚度達到16 μm左右。

圖3 823 K退火不同時間復合界面的金相顯微組織Fig. 3 Microstructures of cladding interface annealed at 823 K for different times: (a) 0.5 h; (b) 1 h; (c) 3 h

2.2 界面金屬間化合物層SEM及XRD分析

圖4所示為723 K退火1 h后復合界面的SEM像及其界面兩側Fe和Al等元素線掃描結果。從圖4可以看出，在復合界面處Fe和Al等元素強度呈陡坡狀變化，在界面上并沒有發現金屬間化合物層，界面兩側只存在少量的元素互擴散。

圖4 723K退火1 h后界面的SEM像及元素線掃描結果Fig. 4 SEM image (a) and element line scanning results (b) of cladding interface annealed at 723 K for 1 h

圖5所示為798 K退火1 h后界面的SEM像及其界面兩側各元素線掃描結果。由圖5可以看出，經798 K退火1 h后，在整個復合界面上，Fe、Al和Cr等元素均發生了明顯的互擴散，元素的含量在擴散區域內的變化趨勢為先線性下降，后基本恒定，之后再線性下降，即在擴散區域內有Fe、Al和Cr元素成分均幾乎保持不變的“平臺”[13]區域，其寬度大約為5 μm，“平臺”特征表明這是一層成分穩定的新相。

圖5 798 K退火1 h后界面的SEM像及元素線掃描結果Fig. 5 SEM image (a) and element line scanning results (b) of cladding interface after annealed at 798 K for 1 h

對798 K退火1 h后界面金屬間化合物層進行EDS分析(見圖6)，其金屬間化合物各元素的成分分析結果見表2。將圖6對應的試樣沿復合界面剝離，對剝離后的不銹鋼側復合表面進行XRD分析(見圖7)。由圖7中XRD分析可見，不銹鋼基體上主要化合物為Fe2Al5相，還有少量的FeAl3相。結合EDS與XRD分析結果，可以確定復合界面上生成的金屬間化合物主要為Fe2Al5相，且其中固溶了4%～5%的Cr元素。

2.3 界面金屬間化合物層的生長動力學

表3所列為不同溫度，經過不同時間退火后界面化合物的平均厚度。從表3可以看出，隨退火溫度升高和時間延長，界面金屬間化合物層厚度增加，但不是簡單的正比關系。

大量研究結果表明[8?9,14?15]，鋁鋼界面Fe-Al金屬間化合物層的生長是由擴散控制的，化合物層厚度隨退火時間的變化滿足拋物線規律，即

圖6 798 K退火1 h后界面金屬間化合物的EDS分析結果Fig. 6 SEM image (a) and EDS analysis results (b) of IMC after annealed at 798 K for 1 h

表2 界面金屬間化合物的EDS分析結果Table 2 EDS analysis results of intermetallic compound

式中：X為化合物層的厚度，m；k為金屬間化合物的生長常數(或者稱為生長速率)，m2/s；t為擴散時間，s。

將表3中金屬間化合物平均厚度X對時間t1/2作圖，并線性擬合(見圖8)，可以求出773、798和823 K下金屬間化合物的生長常數k，其結果列于表4。本研究結果在773 K時的生長常數k(4.58×10?15m2/s)與JINDAL和SRIVASTAVA[9]研究結果中的k(3.38×10?14m2/s)相比要小，是因為JINDAL和SRIVASTAVA[9]研究中使用的是IF-鋼和純鋁，而本研究中使用的是304不銹鋼和3003鋁合金，其中的Mn、Cr和Ni等元素能夠阻礙Fe和Al元素之間的互相擴散，從而使生長常數減小。高超等[16]的研究結果也表明，微量元素Si的加入能顯著抑制鋼/鋁界面Fe-Al化合物的生成，抑制效果隨Si含量的增加更明顯。

圖7 不銹鋼剝離表面的XRD譜Fig. 7 XRD patterns of peeled surface of stainless steel

表3 不同退火條件下金屬間化合物的平均厚度Table 3 Mean thickness of IMC annealed under different conditions

化合物生長常數k與溫度T之間的關系滿足Arrhenius方程[17?18]：

圖8 金屬間化合物厚度與時間t1/2的關系Fig. 8 Relationship between IMC thickness andt1/2

表4 不同溫度下的化合物生長常數kTable 4 Variation of parabolic rate constantkwith temperature

式中：k0為指前因子，m2/s；Q為界面化合物生長激活能，kJ/mol；R為摩爾氣體常數，8.314 J/(mol·K)；T為退火溫度(絕對溫度)，K。

將式(2)兩邊取對數得：

以lnk對1/T作圖(見圖9)，得一直線，該直線的斜率即為?Q/R，其在縱坐標上的截距為lnk0。經計算得出Q=162.3 KJ/mol，k0= 4.18×10?4m2/s。

圖9 lnk與1/T的關系Fig. 9 Relationship between lnkand 1/T

將式(2)代入式(1)中且兩邊平方可得

將Q和k0等數據代入式(4)中，計算得出金屬間化合物Fe2Al5的生長動力學模型為

可用式(5)對鋁/不銹鋼界面化合物的厚度進行初步估算，以確立退火溫度與保溫時間的最佳耦合值。

3 結論

1) 鋁/不銹鋼雙層軋制復合材料在773 K退火1 h時后，界面出現金屬間化合物，該金屬間化合物主要為Fe2Al5相，其中固溶了4%～5%的Cr元素。

2) 界面金屬間化合物Fe2Al5的生長由界面兩側元素的擴散過程控制，其厚度隨退火溫度和時間的變化符合拋物線規律。

3) Fe2Al5的生長激活能為162.3 kJ/mol，其生長動力學模型為t1/2(μm)，通過此數學模型可對化合物層厚度進行初步估算。

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(編輯 陳衛萍)

Growth kinetics of intermetallic compounds at aluminum/stainless steel interface bonded by rolling

ZHOU De-jin1, YIN Lin2, ZHANG Xin-ming2, TANG Jian-guo2, LIU Xing-xing2
(1. Yin Bang Clad Material Co., Ltd., Wuxi 214145, China; 2. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China)

The aluminum/stainless steel clad plates bonded by hot-rolling were annealed at different temperatures for different times. The microstructure, element distribution and identification of the intermetallic compound (IMC) at the interface were studied with Zeiss Ax10 optical microscope, Quanta?200 scanning electron microscope, EDAX energy dispersive spectrometer, D-max XRD, respectively. The influence of annealing temperature and time on the formation and growth of the IMC at the interface was investigated. The results show that the IMC (Fe2Al5) forms at the interface, which begins to form when the temperature is up to 773 K. With elongation of the annealing time, it becomes thicker according to the parabolic law. The growth activation energy for the growth of the compound is 162.3 kJ/mol, and the growth kinetics model is obtained, by which the thickness of the IMC can be evaluated.

aluminum/stainless steel cladding material; intermetallic compound; roll bonding; growth activation energy; growth kinetics

TG146

A

科技基礎設施建設計劃—江蘇省企業院士工作站資助項目(BM2010470)

2012-05-25；

2012-08-20

張新明，教授，博士；電話：0731-88830265；E-mail: xmzhang_cn@yahoo.cn

1004-0609(2012)09-2461-08