铁中硅元素对铝/铁复合板界面金属间化合物生长的影响

王国战，高坤元，张小军，黄 晖，吴晓蓝，魏 午，聂祚仁，周德敬

(1.北京工业大学 材料与制造学部 教育部先进功能材料重点实验室，北京 100124；2.银邦金属复合材料股份有限公司，江苏省金属层状复合材料重点实验室，江苏 无锡 214145)

铝/铁复合板综合了铁的高强度、抗蠕变、高导磁性和铝良好的导热性、密度低、耐腐蚀性等特点，广泛应用于航空航天、电站空冷、电力传输、高档炊具等领域[1-2]。但是铝/铁复合板在高温热处理过程中，界面极易产生脆性金属间化合物，导致铝/铁复合板在界面处分层、产品失效[3-6]。近年来，已有大量关于铝合金中添加硅元素对铝/铁界面生成相的形成的研究报道：铝/铁界面金属间化合物先后生成顺序依次为FeAl3→Fe2Al5→FeAl2→FeAl→Fe3Al[7]。铝合金中添加w(Si)分别为0、0.5%、1%、1.5%时，界面金属间化合物Fe2Al5的综合扩散系数依次减少，硅的加入明显抑制Fe2Al5的生长[8]。采用硅粉对铝/铁复合复合板进行界面合金化处理，当退火温度为500 ℃时，界面处没有脆性化合物相生成。当退火温度为600℃时，生成较少的Fe2Al5相。且通过计算可知，扩散过程中硅优先向铁基体中扩散，有效地延缓脆性Fe2Al5相的出现[9]。当铝合金中w(Si)=0.67%时，铝/低碳钢界面产生金属间化合物的临界温度可达到615℃[10]。

目前的研究主要集中在铝合金中添加硅元素抑制铝/铁复合板界面金属间化合物生长的影响，而对铁中添加合金元素对铝/铁复合板界面金属间化合物的形成的影响鲜有报道。本试验在铁中添加w(Si)=0、0.82%、1.48%、3.26%的铝/铁复合板进行研究，探讨退火后硅对铝/铁复合板界面金属间化合物生长的影响。

1 试验材料及方法

试验使用99.99%纯铁和单质硅熔炼制备名义成分为纯铁板(不添加硅)以及添加w(Si)分别为0.8%、1.5%、3%(实测w(Si)分别为0.82%、1.48%、3.26%)的铁板，经过950 ℃热轧(变形量90%)，将热轧后的铁板裁剪为100 mm×1 300 mm×3 mm规格小板，用酒精清洗，去板材表面污渍。铝层选用99.99%纯铝板，将完全再结晶态铝板裁剪为100 mm×1 000 mm×2 mm规格小板，用酒精清洗，去除铝板表面污渍。使用百叶轮分别打磨铝板、铁板表面，除去其表面的氧化层，然后将铝板、铁板铆接，用两辊冷轧机(Φ350 mm)进行复合冷轧，一道次成形，轧制变形量为(50±2)%，轧制成(2.5±0.2)mm厚的铝/铁复合板。退火在箱式退火炉中进行，退火制度为(480～640)℃1 h，空冷。

使用扫描电镜(SEM，JSM6480，25 kV，5.5 nA)对不同硅含量的铝/铁复合板热处理后的界面进行微观形貌观察，使用EBSD(FEIQUANTA-200，25 kV，11 nA)分析热处理制度和硅含量对铝/铁复合板界面金属间化合物生长的影响。

2 试验结果与讨论

2.1 热处理工艺对铝/铁复合板界面生成相的影响

图1为铁中未添加硅的铝/铁复合板在不同温度下保温1 h、空冷后的界面SEM图像。由图1可知，未添加硅的铝/铁复合板材在不同温度退火保温1 h空冷后，界面均生成连续的第二相，且随退火温度升高，界面生成相厚度增加。当退火温度低于620 ℃保温1 h，界面生成相连续分布且较为平直；当退火温度超过620 ℃时，界面生成相形貌由较为平直转变为舌状突起。将图1中的界面生成相厚度随相应的退火温度变化绘于图2，分别拟合低温区和高温区的厚度-温度曲线。由图2可知，当退火温度低于600 ℃时，界面生成相厚度小于15 μm，厚度增加速度约为0.05 μm/℃；当退火温度高于620 ℃时，厚度增加速度约为0.7 μm/℃，640 ℃时界面生成相厚度达到35 μm以上。

图1 铁中未添加硅时铝/铁复合板在不同温度保温1 h后的界面SEM形貌Fig.1 SEM images of interface of Al/Fe composite sheet without Si added at different temperatures for 1 h

图2 铝/铁复合板界面生成相厚度与退火温度的关系曲线Fig.2 Relationship between interfacial phase thicknessof Al/Fe composite sheet and annealing temperature

2.2 铁中硅含量对铝/铁复合板界面生成相的影响

图3为铁中添加w(Si)=0、0.82%、1.48%、3.26%时，铝/铁复合板在640 ℃保温1 h、空冷热热处理条件下界面生成相的SEM图。图4为铁中添加w(Si)=0，0.82%，1.48%，3.26%时，铝/铁复合板在640 ℃1 h、空冷热处理条件下界面生成相的厚度曲线图。由图3可知，在640 ℃1 h、空冷条件下，随铁中硅含量的增加，界面生成相厚度逐渐减小，未添加硅的铝/铁复合板界面生成相厚度在35 μm以上，当铁中w(Si)=3.26%时，界面生成相厚度减小至20 μm左右。铁中硅含量较低时，界面生成相形貌为明显的舌状凸起，随硅含量增加，舌状凸起形貌逐渐消失，形成块状和平直形貌的界面生成相。由图4可知，铁中添加硅元素后，界面生成相生成厚度按曲线d=19.6×exp(-w(Si)/1.7)+17呈指数型曲线降低。

图3 铁中硅含量不同的铝/铁复合板经640 ℃1 h退火后界面SEM图Fig.3 SEM images of interface of Al/Fe composite sheet with different w(Si) in iron annealed at 640 ℃ for 1 h

图4 铁中不同硅含量的铝/铁复合板经640 ℃1 h退火后的界面生成相厚度曲线Fig.4 Interfacial-phase thickness curve of Al/Fe composite sheet with different w(Si) in iron annealed at 640 ℃ for 1 h

2.3 铁中添加硅对铝/铁复合板界面生成相种类的影响

图5为未添加硅的铝/铁复合板经640 ℃保温1 h退火后界面生成相的分布图。由图5a可以看出，界面生成相至少两种相组成，结合图5b分析可知，界面生成相主要为Fe2Al5，少量Al13Fe4分布在铝层附近和Fe2Al5内部。

图5 铝/铁(未添加硅)复合板经640 ℃1 h退火后界面成分分布图Fig.5 Interfacial composition distribution of Al/Fe composite sheet without Si added annealed at 640 ℃1 h

图6为铁中添加w(Si)=1.48%时，铝/铁复合板经640 ℃保温1 h退火后界面生成相分布图。由图6可知，界面生成相为大多数为Fe2Al5金属间化合物，靠近铝侧分布着少量Fe4Al13金属间化合物，许多细小的Fe-Al-Si和少量Fe4Al13分布在Fe2Al5内部。

图6 铁中添加w(Si)=1.48%的铝/铁复合板经640 ℃1 h退火后界面成分分布图Fig.6 Interfacial composition distribution of Al/Fe composite sheet with w(Si)=1.48% in iron annealed at 640 ℃ for 1 h

经过640 ℃1 h退火后，未添加硅的铝/铁复合板界面金属间化合物为Fe2Al5和少量的Fe4Al13，Fe4Al13主要分布在靠近铝层侧和分散在Fe2Al5中，Fe2Al5金属间化合物厚度决定未添加硅的铝/铁复合板界面生成相的厚度；铁中添加w(Si)=1.48%的铝/铁复合板界面生成相主要为Fe2Al5、少量的Fe4Al13，还有许多细小的Fe-Al-Si和Fe4Al13分布在Fe2Al5内部，Fe2Al5金属间化合物的厚度决定铝/铁复合板界面生成相的厚度。

对比图5、图6发现，铝/铁复合板界面生成相主要为Fe2Al5相，Fe2Al5相的大小和形貌决定界面生成相的厚度和最终形态。同时可以看出，铁中添加硅元素后也可明显降低界面生成相的厚度。参照早期在铝中添加硅的相关研究，硅通过占据 Fe2Al5相的晶格空位来抑制金属间化合物的生长[11-13]；形成含硅化合物，硅的添加形成了生长较慢的 FexAlySiz相，抑制了Fe-Al相的生长[14]。在试验中发现含硅相弥散分布在Fe2Al5中，因此在铁中添加硅的中间相厚度减薄可能来自硅填补了Fe2Al5中的点缺陷，从而降低了Fe2Al5相的长大速度。

3 结 论

1)经过480 ℃1 h、520 ℃1 h、560 ℃1 h、600 ℃1 h、610 ℃1 h、620 ℃1 h、630 ℃1 h、640 ℃1 h退火后，铁中未添加硅的铝/铁复合板的界面生成相连续，且随着退火温度升高，界面生成相厚度增大，当退火温度超过620 ℃保温1 h时，界面生成相形貌由较为平直转变为舌状突起。

2)在640 ℃1 h退火制度下，随铁中硅含量的增加，界面生成相厚度逐渐减小，未添加硅的铝/铁复合板界面生成相厚度在35 μm以上，而铁中添加w(Si)=3.26%时，界面生成相厚度降低至20 μm左右。

3)铝/铁复合板界面生成相主要为Fe2Al5金属间化合物，少量的Fe4Al13金属间化合物分布在靠近铝侧和分散在Fe2Al5金属化合物中。界面生成相的厚度由Fe2Al5相的大小决定，铁中添加硅元素后可明显降低界面生成相的厚度。