T6熱處理對A356/6082鋁合金復合板界面組織及力學性能的影響

董澎源，李元東,2，李 明，楊世杰，李嘉銘

(1.蘭州理工大學 省部共建有色金屬先進加工與再利用國家重點實驗室，甘肅 蘭州 730050)(2. 蘭州理工大學 有色金屬合金省部共建教育部重點實驗室，甘肅 蘭州 730050)

1 前 言

通過軋制、半連續澆鑄、復合鑄造等方法使基板與覆層金屬實現良好冶金結合的層狀復合材料，具備比單一金屬更優異的綜合性能，如鋁銅、鋁鋼、鋁鎂、鋁鈦等[1-6]。近幾年來，層狀復合材料得到了廣泛的研究和應用，其中Al/Al層狀復合材料已被廣泛應用于汽車空調領域[7]。因此，結合A356優良的鑄造性能、高強度及6082良好的耐蝕性和成形性等優點制備出性能優良的Al/Al層狀復合板，將具有廣泛的應用前景。

層狀復合材料的液-固軋制復合包含著復雜的物理化學冶金過程，復合板的質量主要取決于結合界面各組成元素的相互作用，結合界面的組織及性能對層狀復合材料的性能及應用至關重要[8]。目前，我國對層狀復合材料的生產及應用與國外相比還存在很大差距，如何提高層狀復合材料的綜合性能一直是眾多研究者關注的課題[9-10]。程明陽等[11]采用鑄軋工藝制備銅鋁復合板材，研究發現，銅鋁復合板界面層的主要組成為α-Al和CuAl2，鋁基體和界面交界處存在少量孔洞。同樣，Huang等[12]采用固-液連鑄(SLCRB)技術制備了Cu/Al復合帶，在界面處成分為α(Al)+CuAl2、CuAl、Cu9Al4，金屬間化合物的存在對其力學性能影響顯著。王文焱等[13]采用液-固軋制復合制備Ti/Al復合板，并對其界面組織演化、物相分析及力學性能進行研究，發現復合板界面局部區域生成的TiAl3嚴重影響其力學性能。Hwang等[9]通過冷軋得到Al/不銹鋼復合板，研究了熱處理對其組織及性能的影響，結果表明，通過熱處理可以使界面結合強度明顯提高。Dezellus等[14]研究了T6熱處理對Ti/Al-7Si-0.3Mg雙金屬復合材料力學性能的影響，發現界面結合強度有所提高。劉國平等[15]通過擠壓鑄造制備6101/A356雙金屬復合材料，并研究了T6熱處理對6101/A356復合材料組織演變及力學性能的影響，發現熱處理后過渡區由110擴大到170 μm，其界面剪切強度從76.7提高到102.7 MPa。熱處理對層狀復合材料的性能有顯著影響，通過制定合理的熱處理工藝來改善復合界面組織與性能，從而使材料滿足應用需求，已成為保證和提高材料的綜合性能的重要手段[16]。

6082鋁合金是熱處理可強化鋁合金，通過固溶處理可以顯著改善其綜合力學性能，通過液-固軋制復合制備Al/Al層狀復合板及后續熱處理工藝的研究有待進一步深入。另外，液-固軋制結合重力鑄造與軋制工藝，將最終實現復合板的冶金結合，使其界面結合強度明顯增強。鑒于此，本文以液-固軋制復合制備的A356/6082復合板為研究對象，重點分析了T6熱處理對復合板界面組織與性能的影響，探討了結合界面處的元素擴散規律及斷裂行為。

2 實驗材料及方法

層狀復合材料以商用A356鋁合金和6082鋁合金為原料，其化學成分分別見表1(質量分數，%)。本實驗首先將待澆注的6082鋁合金板材加工成尺寸為100 mm×75 mm×2 mm的板件，并進行脫脂、堿洗、酸洗、吹干等預處理。隨后采用7.5 kW的井式坩堝電阻爐對A356鋁合金進行熔煉(熔煉溫度為760 ℃)，待合金熔體溫度達到760 ℃時，添加質量分數1%的C2Cl6對其進行精煉、除渣和靜置處理。最后將冷卻至690 ℃的A356合金熔體澆覆于經過預處理的6082鋁合金基板上，按照圖1a的液-固軋制復合工藝制得厚度為3 mm的A356/6082鋁合金層狀復合板。實驗選用任意一塊復合板在545±3 ℃保溫5 h進行固溶處理，隨后水淬，將其放入熱處理爐中進行時效處理，控制溫度為185 ℃，時效4 h,以此工藝對復合板進行T6熱處理[15]。

表1 A356和6082鋁合金化學成分

Table1ChemicalcompositionofA356and6082aluminumalloy(ω/%)

AlloysChemical compositionSiMgFeMnZnAlA3567.060.270.1150.100.10Bal.60820.850.880.130.420.03Bal.

圖1 固-液軋制(a)和剪切試樣(b)示意圖Fig.1 Schematic of liquid-solid rolling (a) and the shear specimen (b)

為測定熱處理過程對復合板界面的影響，對T6熱處理和未經T6熱處理的復合板分別取樣檢測。用體積分數為90% C2H5OH+10% HClO4溶液對試樣進行電解腐蝕，采用MEF-3金相顯微鏡(OM)和QUANTA FEG-450型掃描電鏡(SEM)觀察復合界面的顯微組織，并利用EDS對復合界面元素分布情況進行分析。為了量化T6熱處理后共晶硅形態的變化情況，使用Image-Pro Plus 5.0軟件統計界面附近A356鋁合金中共晶硅的平均面積分數和晶粒長徑比。另外，采用HV-100型顯微硬度計在100 g載荷下保持15 s對合金及界面的顯微硬度值進行測量，為避免偶然誤差，每個試樣將在檢測點周圍取5個點取其平均值并繪制硬度分布圖，從而表征界面力學性能。按圖1b所示制備尺寸為40 mm×10 mm×3 mm的剪切試樣，并采用島津AG IC-100kN材料性能試驗機測試A356/6082復合板的力學性能。

3 結果與分析

3.1 T6熱處理對復合板顯微組織的影響

A356/6082復合板光學顯微組織如圖2所示。從圖2a可以看出，未經T6熱處理的復合板左側A356鋁合金基體中的初生α-Al相以等軸晶形式存在，層片狀共晶硅在界面附近大量團聚；右側6082鋁合金組織呈蜂窩狀且均勻分布。

圖2 T6熱處理前(a)及T6熱處理后(b)的A356/6082復合板光學顯微組織Fig.2 Optical microstructure of A3556/6082 composite plate before T6 heat treatment (a) and after T6 heat treatment (b)

當熔融態A356接觸6082基板并共同經過軋輥時，A356鋁合金因激冷作用而產生大量晶核，堆積在結合界面附近。另外，溫度驟降使界面區絕大部分原子在表面能的束縛下未能實現躍遷[17]，界面處出現了清晰的結合線。圖2b給出了T6熱處理后復合板界面區的顯微組織照片。可以看出，界面附近的共晶硅堆積現象消失，組織形態也發生了明顯變化。軋制過程中發生的劇烈塑性變形使界面附近積聚了大量的儲存能，在T6熱處理時成為界面附近原子擴散的動力。合金元素獲得足夠的能量得以突破擴散能量勢壘并加速擴散，最終使兩種合金實現了良好的冶金結合。圖3給出了熱處理前后A356鋁合金基體中共晶硅的平均面積分數和晶粒長徑比，可以看出，經過T6熱處理后，其平均面積分數和晶粒長徑比分別下降了26.4%和24.7%，在T6熱處理過程中纖維狀共晶硅發生頸縮，分裂成片段而逐漸球化[18]，使共晶硅的平均晶粒尺寸大幅度減小，這與已有的研究結果相吻合[15]。

圖3 T6熱處理前后A356鋁合金基體中共晶硅的平均面積分數和晶粒長徑比Fig.3 The average area fraction and aspect ratio of A356 aluminum alloy matrix before and after T6 heat treatment

3.2 T6熱處理前后界面區元素擴散

圖4給出了T6熱處理前后A356/6082層狀復合板界面區的SEM照片。從圖4a和4b可以看出，復合板結合界面清晰，堆積在界面附近的共晶硅阻礙了兩合金間元素互擴散。T6熱處理后，復合板界面組織更為均勻，結合線消失，如圖4c和4d所示。

圖4 T6熱處理前(a, b)以及T6熱處理后(c, d)的A356/6082復合板界面區SEM照片Fig.4 SEM image of the A356/6082 composite plate interface before T6 heat treatment (a, b) and after T6 heat treatment (c, d)

為了進一步確定熱處理前后的元素擴散情況，隨后對復合板沿垂直界面方向進行線掃描分析，如圖5所示。由圖5a可知，界面區Mg元素的分布出現了明顯的臺階。A356鋁合金與6082鋁合金基體存在Mg元素濃度差，當熔融態A356澆覆在6082基板上時，由于激冷作用強烈，大量細小的共晶硅堆積在界面附近，嚴重阻礙了Mg元素擴散。T6熱處理后，界面處共晶硅形態發生改變，堆積現象消失，Mg原子獲得能量而掙脫表面能的束縛，實現躍遷。從圖5b可以看出，界面區臺階消失，元素分布趨于統一。因為本實驗選取的固溶溫度為545 ℃，低于A356的共晶溫度575 ℃，在固溶過程中，一方面Si，Mg元素將固溶在α-Al中，但在共晶溫度下，Si在固溶體中的最大溶解度為1.65%，且溶解度隨溫度降低而減少；另一方面，纖維狀共晶硅發生球化。式(1)給出的模型[19]論證了當固溶溫度為540 ℃時，共晶硅球化過程在3 min內即可完成：

(1)

式中，τ為球化時間；φ表示硅原子直徑；γ表示Al/Si界面能；ρ為針狀Si的原始半徑；Ds為Si在Al中的互擴散系數；T為固溶溫度。可見，在545 ℃下保溫5 h后，共晶硅球化過程早已結束。正是由于Si，Mg元素在α-Al中固溶，界面處共晶硅中的Al依附于6082基體Al生長，因此團聚現象消失，復合板界面處組織更為均勻。

圖5 T6熱處理前(a)及T6熱處理后(b)沿垂直界面方向Mg元素分布Fig.5 Distribution of Mg element along vertical direction before T6 heat treatment(a) and after T6 heat treatment (b)

圖6為T6熱處理前后A356/6082復合板界面附近Mg元素的濃度分布情況。由于熱處理過程中界面附近原子被激活而沿著彼此的基體方向擴散，Mg元素同Si元素固溶于α-Al中，從而使Mg元素的濃度分布更為均勻，可以在很大程度上改善復合板界面的結合性能[20]。

3.3 T6熱處理對復合板力學性能的影響

3.3.1 剪切強度

T6熱處理前后復合板的剪切強度值可以反映其界面結合強度。表2列出了T6熱處理前后A356鋁合金基體、6082鋁合金基體以及A356/6082復合板相應的剪切強度值。本實驗所用的剪切強度計算公式為τ=F/S，F為剪切力，S為截面面積。

圖6 T6熱處理前(a)及T6熱處理后(b)的A356/6082復合板界面附近Mg元素的濃度分布對比Fig.6 The concentration distribution of Mg element near the interface of A356/6082 before T6 heat treatment (a) and after T6 heat treatment (b)

Table2ShearstrengthofA356aluminumalloy, 6082aluminumalloyandA356/6082compositeplatebeforeandafterT6heattreatment[15]

MaterialsShear strength before T6 heat treatment/MPaShear strength after T6 heat treatment/MPaA356 aluminum alloy109.4154.66082 aluminum alloy182.5184.3A356/6082 composite plate91.6139.2

對比表2可知，T6熱處理后A356/6082復合板的抗剪強度從91.6 MPa增加到139.2 MPa。在前文提到的軋制態A356/6082復合板界面結合處，纖維狀共晶硅在界面附近大量集聚。由于界面附近硅含量相對較高且形成分界，這種集聚現象會阻礙A356合金熔體與基板6082的進一步接觸，致使界面剪切強度較低。另外，軋制力的作用可能會使基板表面氧化膜破裂，新鮮的A356熔體被壓入基板而相互接觸，當達到原子間距時，兩種合金僅能實現物理結合[21]。T6熱處理后，復合板的剪切強度得到顯著提高，在長時間加熱保溫中，界面附近原子獲得能量以突破勢壘得到充分的擴散，復合板界面附近堆積的共晶硅被擴散驅動力打破，偏聚現象消失，組織更為均勻，該過程消除了因軋制變形引起的殘余應力，最終實現了兩種鋁合金良好的冶金結合，顯著改善了復合板剪切性能[22]。

圖7 A356/6082復合板試樣剪切斷口形貌SEM照片：T6熱處理前6082鋁合金一側(a)和A356鋁合金一側(b)以及T6熱處理后6082鋁合金一側(c)和A356鋁合金一側(d)Fig.7 SEM image of shear fracture morphology of A356/6082 composite plate: 6082 aluminum alloy sides before (a) and after (c)T6 heat treatment; A356 aluminum alloy sides before (b) and after (d) T6 heat treatment

圖7為T6熱處理前后A356/6082復合板試樣剪切斷口形貌SEM照片。從圖7a和7b可以看出，未經熱處理的復合板剪切斷口呈現出較為連續的“拋物線狀”，沿剪切方向斷面較為光滑。在軋制力的作用下兩種合金僅僅實現物理結合，當承受剪切應力時，復合板基體與覆層金屬的物理結合被打破；另外，根據復合板界面區顯微組織可知，由于界面附近存在大量的纖維狀共晶硅，使其在剪切力的作用下易產生脆性斷裂。圖7c和7d為T6熱處理后復合板試樣剪切斷口照片，斷口中存在大量凹坑及不規則的拋物線形狀。熱處理不僅使共晶硅形態發生了改變，也促進了合金元素的相互擴散，最終實現了復合板的良好冶金結合。經熱處理后的復合板剪切強度提升，但剪切斷口中依然存在光滑切口，斷裂機制依然為脆性斷裂。

3.3.2 顯微硬度

A356/6082雙金屬復合板垂直界面方向上的顯微硬度分布如圖8所示。液-固復合軋制后A356側的平均硬度值為787.9 MPa，界面處硬度值較高。熔融態A356澆覆于6082鋁合金時會產生激冷作用，促使大量共晶硅在界面附近集聚，且在軋制力作用下，界面處會產生劇烈變形而發生形變強化。

圖8 T6熱處理前后A356/6082復合板垂直界面方向上的顯微硬度分布Fig.8 The micro-hardness distribution of A3556/6082 composite plate in vertical direction before and T6 after heat treatment

與未經T6熱處理相比，由于T6熱處理消除了因激冷而產生的偏聚現象，使復合板界面及基體組織更均勻，且使晶粒變形得到恢復，經T6熱處理后結合界面及基體附近的硬度均有顯著提高。A356側的平均硬度值達到1102.5 MPa，6082側的平均硬度值達到851.6 MPa，且界面附近硬度值呈現漸變趨勢。另外，Mg元素對A356及6082的時效影響顯著[23]，熱處理過程促使Mg擴散到基體中，可以對兩種鋁合金起到強化作用。且6082鋁合金中Mg含量高于A356鋁合金，熱處理過程會加速Mg元素的擴散。

4 結 論

(1) T6熱處理后，界面附近的纖維狀共晶硅集聚現象消失，且組織更為均勻，T6熱處理使纖維狀共晶硅發生球化，共晶硅的平均面積分數和長徑比分別降低了26.4%和24.7%。

(2) T6熱處理不僅使界面附近原子獲得能量得以掙脫表面能的束縛，也使合金內部空位濃度增加，促進原子遷移，加速原子擴散，合金元素更易從界面處向合金兩側擴散，以此實現兩種鋁合金良好的冶金結合。

(3) T6熱處理消除了因軋制變形產生的殘余應力，通過合金元素相互擴散均勻組織，使A356/6082復合板的剪切強度從91.6提高到139.2 MPa，結合界面及基體附近的顯微硬度均得到明顯改善，A356側的平均硬度值達到1102.5 MPa，6082側的平均硬度值達到851.6 MPa，且沿A356至6082垂直界面方向其顯微硬度值逐漸下降。