滿婷 魏振雄 蘇喜喜 祖國胤
摘要:將SUS441不銹鋼薄板和1060純鋁薄板交替疊放后,經(jīng)“軋制復(fù)合—合金化退火”工藝制得Fe-AI金屬間化合物基疊層(Fe-AI metal-intermetallic-laminate,F(xiàn)e-AI MIL)復(fù)合材料。采用光學(xué)顯微鏡( optical microscope,OM)、掃描電子顯微鏡(scannlng electron nucroscope,SEM)、X射線衍射儀( X-ray diffractometer,XRD)等設(shè)備測試了不同熱處理制度下Fe-AI MIL復(fù)合材料的界面微觀組織形貌、物相組成及化合物生長行為。結(jié)果表明:在640℃退火時(shí),均勻?qū)拥闹饕锵酁镕e2A15,且有原子分?jǐn)?shù)為5%~6%的Cr固溶于該均勻?qū)樱辉诟哂?40℃退火時(shí),除由Fe,Al5相組成的均勻?qū)又猓衔飳舆€出現(xiàn)了明顯的由Fe4A113相和Cr2A113相組成的兩相層,且兩相層交界處有A15.50Crl.95Fe2.55相析出;金屬間化合物的厚度隨退火溫度的升高及時(shí)間的延長而增加,F(xiàn)e2A15相的生長規(guī)律滿足拋物線法則.其生長激活能為192.28 kj/mol。
關(guān)鍵詞:金屬間化合物基疊層復(fù)合材料;軋制復(fù)合;界面;金屬間化合物;生長動(dòng)力學(xué)
中圖分類號(hào):TG 142.71;TG 146.21 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A
金屬一金屬間化合物基疊層( metal-intermetallic-laminate,MIL)復(fù)合材料是人們在研究貝殼珍珠層微結(jié)構(gòu)和強(qiáng)韌化機(jī)制的基礎(chǔ)上設(shè)計(jì)出的一種將金屬間化合物與韌性金屬或合金交替排列的新型復(fù)合材料[1-3]。MIL復(fù)合材料既具備金屬間化合物的高硬度、高剛度的特點(diǎn),又具有韌性相高韌、高塑性的優(yōu)點(diǎn),使其在汽車、航空、航天等領(lǐng)域具有廣闊的應(yīng)用前景[4-5]。
Harach等[1]在2001年首次利用“緩反應(yīng)燒結(jié)”的概念在Ti-AI系中合成了MIL復(fù)合材料。此后,對Ti-AI系MIL復(fù)合材料的研究大多集中在其斷裂機(jī)制[6-9]及其性能的優(yōu)化方面。然而,Ti-AI系MIL復(fù)合材料形成的金屬間化合物只有單一的A13Ti相,其塑性較差,這大幅限制了該復(fù)合材料的發(fā)展。為了提高相關(guān)復(fù)合材料的塑性,并降低生產(chǎn)成本,Ni-AI系[10-11]和Fe-AI[12-14]復(fù)合材料引起了人們的關(guān)注,在上述體系中可能存在韌性較強(qiáng)的FeAI,F(xiàn)e2A1[15-16]金屬間化合物相,這些韌性相在一定程度上可以提高相關(guān)復(fù)合材料的韌性。MIL復(fù)合材料的制備方法主要有爆炸焊接法[17]、熱等靜壓法[11-12]、軋制復(fù)合法[18-19]等,其中,軋制復(fù)合法具有環(huán)境友好、自動(dòng)化程度高、可連續(xù)化生產(chǎn)、可制備大尺寸復(fù)合材料等優(yōu)點(diǎn)[20]。近年來,大多研究都是基于熱等靜壓成形技術(shù)來制備復(fù)合板材,并對原始金屬箔材的分層厚度比、組織與性能、化合物相形成的熱力學(xué)與動(dòng)力學(xué)、原位裂紋演變觀察與失效機(jī)制等方面展開研究[21-22],對采用軋制技術(shù)及合金化熱處理工藝所制備的MIL復(fù)合材料的界面情況研究較少。對于熱軋復(fù)合法而言,復(fù)合板的界面結(jié)合力較高,易于產(chǎn)生裂紋偏轉(zhuǎn)、裂紋尖端鈍化、裂紋局部應(yīng)力再分布等增韌現(xiàn)象,可大幅增加復(fù)合材料的斷裂韌性。較高的界面結(jié)合力可以緊緊束縛住脆性金屬間化合物層,使金屬間化合物層延時(shí)開裂,提升復(fù)合材料整體的塑性[23]。
綜上,本文經(jīng)“軋制復(fù)合一合金化退火”工藝制備了Fe-AI金屬間化合物基疊層(Fe-AI metal-intermetallic- laminate,F(xiàn)e-AI MIL)復(fù)合材料,研究了不同熱處理制度下Fe-AI系金屬間化合物的演變規(guī)律,揭示了相關(guān)金屬間化合物的生長行為。研究結(jié)果為近凈成形制備Fe-AI MIL復(fù)合材料的熱處理工藝的制定提供了理論基礎(chǔ)。
1 試驗(yàn)材料及方法
1.1 原料及制備過程
本試驗(yàn)所用材料為退火態(tài)的SUS441不銹鋼薄板和1060純Al薄板(下文統(tǒng)稱:不銹鋼薄板、純Al薄板)。不銹鋼薄板尺寸為100.0 mmx60.0 mmx1.0 mm,純Al薄板尺寸為100 mmx60 mmx0.4 mm。不銹鋼薄板與純Al薄板的化學(xué)成分分別如表1、表2所示。
試驗(yàn)工藝路線:表面預(yù)處理一軋制復(fù)合一合金化退火。首先,對兩種薄板的表面進(jìn)行預(yù)處理,具體操作方法:先用丙酮將兩種薄板浸泡5 min,去除表面油脂,將不銹鋼薄板用鋼刷打磨,將純Al薄板用600目砂紙沿軋制方向打磨,使新鮮的金屬露出表面;然后,用10% NaOH水溶液(質(zhì)量分?jǐn)?shù))將兩種薄板清洗5 min,冷水沖洗;最后,將兩種薄板置于無水乙醇中超聲波清洗10 min,快速吹干。將經(jīng)過表面預(yù)處理的不銹鋼薄板(共3層)和純Al薄板(共2層)交替層疊,將頭部進(jìn)行鉚接固定,如圖1所示。采用東北大學(xué)RAL國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室的四輥可逆冷軋?jiān)囼?yàn)軋機(jī)進(jìn)行軋制復(fù)合試驗(yàn)。試驗(yàn)樣品在420℃保溫20 min后,分3道次軋制,多道次軋制可以最大限度地使薄板協(xié)調(diào)變形,以保證層間平直度,各道次變形量分別為30%,25%,20%,總變形量為75%。合金化退火試驗(yàn)在箱式電阻爐中進(jìn)行,退火溫度為620~660℃,保溫時(shí)間為30~120 min,出爐空冷。
1.2測量及表征
采用OLYMPUS-DSX500型倒置式光學(xué)顯微鏡( optical microscope,OM)對合金化熱處理后的金屬間化合物層的厚度進(jìn)行測量。由于界面金屬間化合物層厚度存在波動(dòng),所以需測量金屬間化合物層的面積和長度,并計(jì)算金屬間化合物層的平均厚度。采用JXA-8530F型電子探針X射線顯微分析儀(X-ray electron probe microanalyzer, EPMA)及其自帶的能譜儀(energy disperse spectroscopy,EDS)對合金化退火后的試驗(yàn)樣品的界面結(jié)合區(qū)域進(jìn)行分析。利用X Pero Pro型多晶X射線衍射儀(X-raydiffractometer,XRD)分析剝離后金屬間化合物層的物相組成。
2 結(jié)果與分析
2.1 復(fù)合材料界面的組織演變與相組成
圖2為復(fù)合材料界面在660℃退火30 min時(shí)的SEM圖和EDS分析結(jié)果。從圖2(a)中可以看出,金屬間化合物層與不銹鋼側(cè)的界面較為光滑,與純Al側(cè)的界面為細(xì)小的鋸齒狀,這跟純Fe與純Al反應(yīng)界面的“舌狀特征”截然不同,這是因?yàn)椴讳P鋼中的Cr參與了Fe,Al之間的互擴(kuò)散,致使Fe2A15相的“舌狀特征”消失[24]。從圖2(b)中可以看出,在整個(gè)復(fù)合界面上,F(xiàn)e,Al,Cr均發(fā)生了明顯的互擴(kuò)散現(xiàn)象,在金屬間化合物層存在3種元素的強(qiáng)度幾乎保持不變的平臺(tái)區(qū),即橫坐標(biāo)為180~226 μm處的平臺(tái)區(qū)所對應(yīng)的均勻?qū)訁^(qū)、橫坐標(biāo)為170~180 μm處的平臺(tái)區(qū)對應(yīng)的兩相層致密區(qū)、橫坐標(biāo)為160~170 μm處的平臺(tái)區(qū)對應(yīng)的兩相層靠近純Al的不連續(xù)區(qū)。
圖3為不同溫度下退火60 min時(shí)的復(fù)合材料界面的SEM圖。在620℃退火時(shí),生成了單一的金屬間化合物。在650℃和660℃退火時(shí),獲得的金屬間化合物層具有雙相層結(jié)構(gòu),即靠近不銹鋼側(cè)的致密均勻?qū)雍涂拷傾l側(cè)的多孔非均勻?qū)樱▋上鄬樱?,兩相層以淺灰色物相(點(diǎn)E、點(diǎn)H)為基底均勻分布著深灰色物相(點(diǎn)F、點(diǎn)I),并在均勻?qū)优c兩相層的交界處分布著白色小顆粒(點(diǎn)G)。此外,在660℃退火時(shí),Al層中形成了較大的塊狀相(點(diǎn)K)和針狀相(點(diǎn)J)。
為了明確界面各層所對應(yīng)的物相,對不同溫度下退火60 min時(shí)的試驗(yàn)樣品的SEM圖中的各點(diǎn)進(jìn)行了EDS分析,相應(yīng)的化學(xué)成分見表3。對圖3(b)對應(yīng)的截面以及圖3(c)對應(yīng)的剝離后的不銹鋼側(cè)進(jìn)行XRD分析,得到整個(gè)化合物層的物相,如圖4所示。由EDS和XRD的分析結(jié)果可知,試驗(yàn)樣品的均勻?qū)又械慕饘匍g化合物主要由Fe2A15相構(gòu)成,兩相層金屬間化合物以Fe4A113相為基底,上面分布著富Cr的第二相A113(Cr,F(xiàn)e)2、針狀相Fe4A113、較大塊狀相Cr2A113。
2.2 界面金屬間化合物生長動(dòng)力學(xué)
反應(yīng)擴(kuò)散是金屬間化合物生長的經(jīng)典理論,在金屬間化合物生長初期,有一段擴(kuò)散孕育期。在特定溫度下,界面生成化合物厚度X與時(shí)間t的關(guān)系可以用指數(shù)關(guān)系(式1)表示。當(dāng)動(dòng)力學(xué)指數(shù)n=1.00時(shí),表明界面反應(yīng)速率為金屬間化合物的生長控制因素,金屬間化合物層厚度與時(shí)間之間表現(xiàn)為直線關(guān)系;當(dāng)n=0.50時(shí),表明金屬間化合物的生長由擴(kuò)散速率所控制,金屬間化合物層厚度與時(shí)間之間呈拋物線關(guān)系;當(dāng)n=0.25時(shí),反應(yīng)擴(kuò)散受晶界擴(kuò)散的控制,它比晶格擴(kuò)散快,但隨著溫度的升高,這種更快的擴(kuò)散路徑變得不那么明顯[25-26]。
Wang等[27]和Flandorfer等[28]發(fā)現(xiàn),在Ag-Sn,Ni-Sn,Cu-Sn等二元互擴(kuò)散體系以及在Al-Fe-Cr三元互擴(kuò)散體系中會(huì)生成多個(gè)金屬間化合物,形成多層化合物層,雖然每種化合物層的生長嚴(yán)格遵循一個(gè)標(biāo)準(zhǔn)的生長機(jī)制,但化合物層總厚度的增加展現(xiàn)出“混合動(dòng)力學(xué)生長機(jī)制”。因此,本試驗(yàn)以生成的主要金屬間化合物Fe2A15相為研究對象,探究其生長機(jī)制。表4所列為不同退火工藝下金屬間化合物層的平均厚度。隨退火溫度的升高和時(shí)間的延長,金屬間化合物層厚度增加,但不是簡單的正比關(guān)系。
根據(jù)金屬間化合物生長動(dòng)力學(xué)模型[28],金屬間化合物層的厚度與擴(kuò)散時(shí)間的關(guān)系可由下式表示:
3 結(jié)論
(1)試驗(yàn)樣品的化合物層由多層組成,640℃時(shí),均勻?qū)拥闹饕锵嘟M成為Fe2A15相,其中固溶了原子分?jǐn)?shù)為5%~6%的Cr;高于640℃,除由Fe2A15相組成均勻?qū)油?,出現(xiàn)了明顯的由Fe4A113相和Cr2A113相組成的兩相層,兩相層交界處有A15.50Crl.95Fe2.55相析出。
(2)試驗(yàn)樣品的界面金屬間化合物Fe2A15相的生長由界面兩側(cè)元素的體擴(kuò)散機(jī)制控制,其厚度隨退火溫度和時(shí)間的變化符合拋物線規(guī)律。
參考文獻(xiàn):
[1]HARACH D J,VECCHIO K S.Microstructure evolutionin metal-intermetallic laminate (MIL) compositessynthesized by reactive foil sintering in air[Jl.Metallurgical and Materials Transactions A,2001, 32(6):1493-1505.
[2]ADHARAPURAPU R R,VECCHIO K S,JIANG F C,et al. Effects of ductile laminate thickness, volumefraction, and orientation on fatigue-crack propagation inTi-A13Ti metal-intermetallic laminate composites[Jl.Metallurgical and Materials Transactions A,2005, 36(6):1595-1608.
[3] WARD-CLOSE C M, MrNOR R,DOORBAR P J.Intermetallic-matrixcomposites-areview[J].Intermetallics, 1996, 4(3): 217-229.
[4]YAMAGUCHI M, INUI H, ITO K. High-temperaturestructural intermetallics[Jl. Acta Materialia, 2000, 48(1):307-322.
[5] FLEISCHER R L, DIMIDUK D M, LIPSITT H A.Intermetallic compounds for strong high-temperaturematerials: status and potentiaI[J]. Annual Review ofMaterials Science, 1989, 19(1): 231-263.
[6]馬李,孫躍,赫曉東. Ti/Ti-AI微疊合材料的微觀組織與性能研究[J]材料工程, 2007(SI): 69-72.
[7]PRICE R D, JIANG F C, KULIN R M, et al. Effects ofductile phase volume fraction on the mechanicalproperties of Ti-A13Ti metal-intermetallic laminate (MIL)composites[Jl. Materials Science and Engineering:A,2011, 528(7/8): 3134-3146.
[8] CAO Y, ZHU S F, GUO C H, et al. Numericalinvestigation of the ballistic performance of metal-intermetallic laminate composites [J] . Applied CompositeMaterials, 2015, 22(4): 437-456.
[9] VECCHIO K S, JIANG F C. Fracture toughness ofceramic-fiber-reinforced metallic-intermetallic-laminate(CFR-MIL) composites[J]. Materials Science andEngineering:A, 2016, 649: 407-416.
[10]SRIVASTAVA V C, SINGH T, CHOWDHURY S G, etal. Microstructural characteristics of accumulative roll-bonded Ni-AI-based metal-intermetallic laminatecomposite[Jl. Journal of Materials Engineering andPerformance, 2012, 21(9): 1912-1918.
[11] WANG Y, WANG H R, LIU X, et al. Microstructureevolution in Ni and Ni-superalloy based metallic-intermetallic laminate(MIL)composites [J] .Intermetallics, 2017, 87: 70-80.
[12]李昊,孫浩,孫繼鋒,等,F(xiàn)cCrAl多孔材料燒強(qiáng)體表面球狀物和結(jié)殼形成原因研究 [J] .有色金材料與工程,2019, 40(5): 22-26.
[13] WANG H R, HARRINGTON T, ZHU C Y, et al.Design, fabrication and characterization of FeAI-basedmetallic-intermetallic laminate (MIL) composites[J].Acta Materialia, 2019, 175 : 445-456.
[14] WANG H R, ZHU C Y, VECCHIO K S. Deformationand fracture evolution of FeAI-based metallic-intermetallic laminate (MIL) composites[Jl. ActaMaterialia, 2020, 194: 496-5 15.
[15]ZAMANZADE M, BARNOUSH A, MOTZ C. A reviewon the properties of iron aluminide intermetallics[Jl.Crystals, 2016, 6(1): 10.
[16] ZAMANZADE M, VELAYARCE J R, ABAD O T, etal. Mechanical behavior of iron aluminides: acomparison of nanoindentation, compression andbending of micropillars[Jl. Materials Science andHingineering:A, 2016, 652: 370- -376.
[17] LAZURENKO D V, BATAEV I A, MALI VI, cl al.Explosivcly wcldcd multilayer Ti-Al composites:structurc and trans formation during hcat trcalmcn[J].Malcrials & Dcsign, 2016, 102: 122-130. .
[18] MO T Q, CIIEN J, CIEN Z J, et al. Microstructurecvolution during roll bonding and growth of inlcrfacialintermclallic compounds in A/Ti/Al laminalcd mctalcompositcs[J]. JOM, 2019, 71(12): 4769- 4777.
[19] 張永,趙冠楠,嚴(yán)鵬飛,等. ARB工藝下A1Zn多層復(fù)合材料界面變化的研究川有色金屬材料與工程,2016, 37(4): 138-142.
[20]李小兵, 蔣國民,王強(qiáng),等.鋼/鋁層狀復(fù)合板的拉伸力學(xué)性能與界面失效過程川中國有色金屬學(xué)報(bào),2021,31(8): 2125- -2135.
[21]吳鍵, 邵國森,何代華,等碳納米管增強(qiáng)鋁基復(fù)合材料的制備及力學(xué)性能研究川有色金屬材料與工程,2022, 43(1): 11-17.
[22]祖國胤, 張影,魏振雄,等. Fe-Al微疊層復(fù)合材料的制備及界面表征[J].東北大學(xué)學(xué)報(bào)(自然科學(xué)版), 2021,42(11): 1554- 1561.
[23] 韓銀娜,張小軍,李龍,等.鋁基層狀復(fù)合材料界面金屬;問化合物的研究現(xiàn)狀[].材料導(dǎo)報(bào), 2019, 33(7): 1198- -1205.
[24] PEI Y B, IIUANG T,CIIEN F X,cl al. In-siluobscrvation of crack cvolution in Ti/Al laninalcdcompositc[J]. Composite Interlaccs, 2020, 27(5):435- 448.
[25]VANLOOF J J, RIECK G D. Diffusion in the (titanium-aluminium systcm-I . Interdilfusion betwccn solid Aand Ti or Ti-Al alloys[J]. Acla Mctallurgica, 1973, 21(1): 61-71.
[26」沈物靈, 李金山,高鵬,等.鍍鋅30CrMnSi鋅鐵擴(kuò)散層生長動(dòng)力學(xué)|川材料熱處理學(xué)報(bào),2014,35(S2):.171-174.
[27] WANG Y, VECCHIO K S. Microstructure evolution in a .martensitic 430 stainless stee1-A1 metallic -intermetalliclaminate (MII) composite|川. Materials Science andEngineering:A, 2015, 643:72- -85.
[28」HI ANDORHER H, SAHHD U, LUHF C, et al. Intrfacesin lcad-frec solder alloys. cnthalpy of formation o[binaryAg-Sn, Cu-Sn and Ni-Sn intermctallic compounds[J.Thermochimica Acla, 2007, 459(1/2): 34 -39.
[29] WAGNER C. The evaluationof dataobtaincd withdilfusion couplcs of binary singlc phasc and multiphascsyslcms[J] Acta Metallurgica, 1969, 17(2): 99-107.