鋁－鋼連接液固界面反應研究進展

何歡，勾文欽，景艷，房強漢，趙康培

(山東交通學院工程機械學院，山東濟南250357)

0 前言

獲得鋁/鋼異種金屬優質連接接頭的關鍵是金屬間化合物的控制問題。而鋁鋼連接界面金屬間化合物種類較多，生長機制則更為復雜，需要綜合考慮界面發生的溶解、擴散以及化學反應等多個方面［1－2］。鋁/鋼固液界面反應機理是鋁/鋼連接過程中金屬間化合物生長的理論基礎，對控制界面金屬間化合物生長、獲得優質的鋁鋼連接接頭以及最終從根本上解決冶金上不相容的異種金屬連接難題具有重要意義。為闡明鋁/鋼界面反應機理，文中進行了液態鋁與固態鋼界面反應的總結，分析了鋼的熱浸鍍鋁、鋁－鋼異種金屬釬焊以及熔釬焊的界面反應產物種類、生成順序及生長機制，為后續鋁－鋼等異種金屬連接的深入研究提供參考。

1 界面化合物種類

1．1 近平衡態界面

研究人員對于鋁－鋼固液界面反應的研究大多是從熱浸鍍鋁開始的。熱浸鍍鋁雖然不是一個焊接過程，但其界面反應溫度及反應時間更容易控制，其反應規律可為材料連接界面的固液界面反應提供重要參考。

W．J．Cheng等人［3］報道了低碳鋼熱浸鍍鋁界面由大量的Fe2Al5和少量FeAl3組成，Fe2Al5為正交或單斜晶體結構，沿c軸［001］方向存在30%的晶格空位，能量較大，原子易擴散，為其快速生長提供了條件。

K．Bouche等人［4］利用熱浸試驗研究了30～45 min時間范圍內700～900℃固態高純鐵與高純鋁液的作用。界面主要生成了兩層形狀不規則的化合物，一層為靠近鋼側的數量較多的Fe2Al5，一層為靠近鋁側的少量的FeAl3。Fe2Al5與FeAl3的不規則程度隨時間增加而減小。當熱浸時間為30 s時，固態鋼厚度的減小值Xloss在700℃，800℃和900℃下均為負值，說明化合物的生長速率要高于溶解速率。

A．Bouayad等人［5］利用熱浸試驗研究了固態高純鐵與99．9%高純鋁液的作用，鋁液在試驗中保持靜止，反應溫度為700～900℃，反應時間為1～45 min。在經過了一個短暫的過渡期之后，Fe2Al5遵循拋物線規律生長，而FeAl3則是線性增長。作者采納了Dybkov的理論方法，同時考慮界面處的擴散和化學反應，分別確定了兩種化合物的拋物線和線性生長系數。

G．Adam［6］根據相圖提出鋼浸鍍鋁的結構應分為三層，由表及里分別為 FeAl3+Al，FeAl3和 Fe2Al5，如圖1所示，并據此提出了鍍層的形成機理，其中FeAl3相的生長呈柱狀延伸于鋁中。

圖1 三層結構鍍鋁層形成過程示意圖［6］

S．Chen等人［7］不僅報道了低碳鋼熱浸鍍鋁界面的Fe2Al5+Fe4Al13兩層化合物，而且通過高分辨透射電子顯微技術揭示了其中的有序－無序轉變。

鋼的種類對鋁－鋼固液界面的反應產物有著較大影響。Fe-Cr合金熱浸鍍鋁的界面產物與Cr含量有關。含10%Cr的合金鋼板與鋁液的反應產物從鋼基體開始依次為Fe2Al5與Fe2Al7，其中Fe2Al7的厚度與Fe2Al5相比，幾乎可以忽略不計;含25%Cr的合金與鋁液的反應產物從鋼基底開始依次為Fe2Al5，Fe2Al7或FeAl6以及CrAl7，其中Fe2Al5仍為主要的界面產物。在一定范圍內，含Cr量較多的合金與鋁液反應產生化合物厚度要遠小于含Cr量較少的合金。當鋁液成分不同時，化合物的厚度也有所變化，采用純鋁液的界面反應產物厚度要明顯小于加入飽和合金元素的鋁液厚度［8］。

V．I．Dybkov［9］進一步研究了Fe-Ni合金與鋁液的反應，界面反應產物與Fe-Cr不同，在界面并沒有發現Fe2Al5，只發現了FeAl3或Fe2Al7。此外，鋼中Ni含量的增加對化合物厚度的影響不大。

比較Fe-Cr，Fe-Ni兩個二元體系與鋁液的反應產物可以發現，Cr的存在可有效減少Fe2Al5的厚度，而Ni的存在使得界面的Fe2Al5基本消失，但界面Fe2Al7的厚度卻明顯增加。

對于 Fe-Cr-Ni三元體系，V．I．Dybkov［10］系統研究了700℃時18Cr-10Ni不銹鋼與鋁液的相互作用。如圖2所示，當采用含有Fe元素飽和的鋁液時，界面生成了鋼側的Fe2Al5與鋁側的FeAl3兩層化合物。與采用純鐵或者碳鋼不同，Fe2Al5的厚度要遠小于FeAl3，說明不銹鋼與鋁液的作用機制與純鐵或碳鋼不同。當采用未含Fe的純鋁液時，界面的化合物在Fe2Al5及FeAl3之間較難區分。在AISI321不銹鋼與液態鋁的反應界面，有研究人員報道了Fe2Al5及CrAl7兩層化合物結構［11］，FeAlm及 Al3(NiFe)等亞穩相的存在［12］。

圖2 鋁合金－不銹鋼界面組織［10］

綜上所述，鋼熱浸鍍鋁的界面反應產物主要為Fe2Al5和FeAl3/Fe4Al13兩層，鋼的種類及鋁液的純度對界面化合物的種類和厚度均具有一定影響。

1．2 短時非平衡態界面

熔釬焊的界面反應與熱浸鍍鋁明顯不同，是典型的快速加熱、快速冷卻的短時非平衡態界面反應，如電弧熔釬焊、激光熔釬焊、電子束熔釬焊等。

圖3 熔釬焊界面金屬間化合物種類

國內外針對鋁/鋼固液界面短時非平衡態的反應產物進行了較為充分的研究。在鋁/鋼電弧熔釬焊、電子束熔釬焊及激光熔釬焊界面，鋼側η-Fe2Al5和鋁側θ-Fe4Al13的兩層化合物結構已經被很多研究人員研究并報道，如圖 3所示。L．A．Jácome等人［13］對鋁鋼CMT熔釬焊接頭的研究發現，采用Al99．5或AlMn1填充材料的界面由 η-Fe2Al5和 θ-Fe4Al13兩層組成。η-Fe2Al5與鋼側相鄰并呈長方形生長，其較大的晶粒軸線與界面垂直。θ-Fe4Al13生長在填充材料一側并呈小于0．5 μm橢圓形晶粒，晶粒主軸大多與界面垂直。在η-Fe2Al5和θ-Fe4Al13之間觀察到了波浪形的界面。而采用含AlSi5或AlSi3Mn1的填充材料界面由三層組成，在 θ-Fe4Al13與焊縫之間存在 αc-Al-Fe-Si相。U．Reisgen等人［14］報道了低合金鋼DC05和AlMg3鋁合金電子束焊對接接頭 η-Fe2Al5及 θ-Fe4Al13兩層化合物，并分析了化合物隨溫度場變化的規律。A．Szczepaniak等人［15］研究 DC01 鋼與 99．5%Al激光搭接接頭界面的兩層化合物，一層是鋼側正交或斜方結構的Fe2Al5，另一層是鋁側單斜結構的Fe4Al13。Fe2Al5的厚度要明顯大于 Fe4Al13，兩者都是長條狀的晶粒，但Fe4Al13的晶粒要小。所有Fe2Al5的生長都在平行于晶體學的［001］方向，Fe4Al13的生長方向則是隨機的。W．Geng等人［16］近期報道了超高強鋼與鋁合金等離子熔釬焊的Fe2Al5和Fe4Al13兩層化合物。

由于母材、熱源及焊接工藝的差別，鋁鋼短時非平衡態界面反應生成的化合物在厚度上略有差別，但在種類上基本已達成共識，主要是η-Fe2Al5和θ-Fe4Al13兩相。鋼的種類及鋁液中的合金元素對界面化合物的種類和厚度也具有一定影響。

2 化合物生成順序

對于界面多層的化合物結構，了解化合物的生成順序對于揭示化合物的生長機制具有重要意義。然而，由于缺少原位觀察技術及有說服力的實驗數據，Fe-Al金屬間化合物富鋁相的生成順序一直存在爭議。

針對鋁/鋼固固反應，R．Bene［17］的模型預測 FeAl3將先于Fe2Al5生成。T．Heumann［18］研究鋼熱浸鍍鋁界面層也認為FeAl3優先生成。液態鋁與固態鋼接觸時，在界面發生Al和Fe原子的相互擴散，首先形成FeAl3相;由于濃度起伏，在FeAl3層中出現了濃度相當于Fe2Al5相的微小區域，當基體中Fe原子進入FeAl3層并繼續擴散時，形成了Fe2Al5相，這種相變重結晶從FeAl3相表面開始，并使Fe2Al5相沿擴散方向長大;由于Fe2Al5的晶體結構具有特殊性，因此晶體形核后開始沿C軸方向快速長大，形成橫跨若干晶粒的粗大柱狀晶區。Naoki Takata等人［19］在其化合物的生長模型中也提出了FeAl3優先生成的觀點。然而，根據R．Pretorius等人［20］和 C．C．Theron 等人［21］的有效熱模型，Fe2Al5會優先生成。W．B．Lee等人［22］發展了 Pretorius的模型，引入有效自由能的概念并用其預測鋁鐵固液界面金屬間化合物的生成順序。該概念的核心是具有最低生成自由能的相在最低的液相線成分點會優先生成，運用這一觀點預測了 Fe4Al13會優先生成。但L．Agudo等人［1］在分析中質疑了采用該自由能的合理性，因為界面金屬間化合物是由固態Fe和液態Al反應生成的，如果反應溫度超過了Fe2Al5的熔點，則Fe2Al5會優先生成，因為在這個溫度范圍內具有最低的自由能。Fe2Al5優先生成的另一個證據是其與FeAl3之間的波浪形界面，波浪形界面說明了它是固液反應的第一個界面，而Fe2Al5與鋼基體之間的平直界面則是固態擴散的結果。進一步的證據則是一個Fe2Al5晶粒與多個FeAl3晶粒相鄰，這個現象說明FeAl3是在已經生成的Fe2Al5的界面上形核。Kwang-jin Lee等人［23］在對鋁－鋼激光熔釬焊界面的研究中發現了Fe2Al5與Fe4Al13兩層主要的化合物，作者認為Fe4Al13率先在固態鋼與液態鋁的界面上形核并生長，之后Fe2Al5在Fe4Al13基礎上向鋼的方向生長;另一方面，Fe4Al13向鋁液中生長，Fe在鋁液中的濃度不斷增加，向鋁液中生長的針狀Fe4Al13是其在自身上形核并隨熔池溫度降低而形成的。Fe2Al5的形態并不平直且形狀較為復雜。

3 化合物生長機制

關于鋁鋼固液界面化合物生長機理的研究大多基于鋼熱浸鍍鋁，屬于長時間近平衡態過程。化合物的生長存在三種機制，分別是界面反應控制(線性規律)，擴散控制(拋物線規律)，或者是二者的共同控制(非線性規律)。關于鋼熱浸鍍鋁過程中的主要化合物Fe2Al5在某一溫度下較長時間的生長機制基本已經確定，即按照拋物線規律生長的擴散控制過程;而對于鋼熱浸鍍鋁過程中的次要產物FeAl3/Fe4Al13則相對研究較少，其生長機制在學術界也存在爭議，擴散控制與界面反應控制兩種機制都有過報道。而V．I．Dybkov則提出生長與溶解同時進行的動態過程，是一種非線性的生長規律。由表1可以看出，熱浸鍍鋁更關注的是較長時間的界面反應，而對前期較短時間的反應機制的研究也逐漸引起科研及工程人員的重視［24］;對FeAl3/Fe4Al13的生長規律及機制報道則較少且存在爭議。

表1 鋼熱浸鍍鋁界面化合物生長機制對比分析

4 結束語

鋼熱浸鍍鋁界面及鋁鋼非平衡態固液反應界面的反應產物均以Fe2Al5和FeAl3/Fe4Al13為主，鋼的種類、鋁液的純度及鋁液中的合金元素對界面化合物的種類和厚度均具有一定影響。界面多層化合物的生成順序存在一定爭議。Fe2Al5的生長機制以擴散控制為主，而FeAl3/Fe4Al13的生長機制則有待進一步的深入研究。

與熱浸鍍鋁相比，鋁鋼熔釬焊的界面反應是在短時非平衡態的狀態下進行的，反應時間很短，一般是幾秒或者十幾秒，反應溫度也處在迅速變化中，影響因素多且復雜，界面的反應產物以及反應機制與熱浸鍍鋁明顯不同。該界面反應已經不僅僅是擴散控制的單一過程，而是涉及到溶解、界面反應、擴散等過程的綜合結果。從機理上深入鋁鋼固液界面短時非平衡態金屬間化合物的生成和變化并有所突破，不僅需要準確獲得化合物隨各影響因素的變化規律，更需要進行多次數值模擬與理論建模的嘗試與驗證。

在熔釬焊條件下，鋁/鋼固液界面的反應時間只有幾秒到十幾秒，而且是快速加熱、快速冷卻的非平衡態過程，如何在試驗數據的基礎上綜合考慮界面發生的溶解、擴散以及界面反應，運用熱力學、動力學及反應擴散相關理論，建立合理的界面反應機理與化合物生長模型是需解決的關鍵科學問題。