DOI: 10.11817/j.ysxb.1004.0609.2020-35775

A356浇覆温度对铝/钢复合板界面组织及力学性能的影响

苗  鹏¹，李元东^{1, 2}，王  慧¹，周宏伟^{1, 2}，毕广利^{1, 2}

( 1. 兰州理工大学 省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室，兰州 730050；

2. 兰州理工大学 有色金属合金及加工教育部重点实验室，兰州 730050)

摘  要：先采用热浸镀铝-锌工艺对Q235钢板进行表面镀层处理，后将液态的A356铝合金定量浇覆于经预热的钢板表面，通过液固铸轧成功制备铝/钢复合板。运用光学显微镜(OM)、SEM观察界面结合与组织形貌，结合EDS、XRD分析界面物相成分，并测试微观硬度、室温拉伸和剪切强度。结果表明：随着浇覆温度的提高，复合板界面间隙消失，整体趋势上扩散层厚度逐渐增加。当浇覆温度为710 ℃及以上时，界面处会形成Fe₃Al、FeAl、FeAl₂、Fe₂Al₅和FeAl₃相。在同一浇覆温度下，硬度整体趋势为在Q235和A356基体中保持稳定，而在从Q235侧距界面中心100 μm至A356侧距界面中心100 μm的范围内连续下降。抗拉强度和剪切强度都表现出先增加后减小的趋势，浇覆温度为710 ℃时，复合板的成形质量最佳，抗拉强度和剪切强度都为最大，分别为336.4 MPa和137.6 MPa。

关键词：铝/钢复合板；液固铸轧法；界面组织；界面扩散；力学性能

文章编号：1004-0609(2020)-04-0728-11　　     中图分类号：TG339，TG146.2 　　     文献标志码：A

双金属复合板是复合材料的一种，该复合材料通过将具有不同物理和机械性能的不同金属连接在一起而制成^[1]。与单金属板相比，双金属复合板通过整合两种金属的最佳特性，进而满足现代工业发展的苛刻需求^[1-3]。因此，它们广泛应用于航空，航天，汽车和电子工业等各个领域^[4-6]。

目前，制造复合板的技术包括铸造^[7]、轧制^[8-9]、铸轧^[10-11]、爆炸焊接^[12-13]、搅拌摩擦焊接^[14]和磁力脉冲焊接^[15]。在这些方法中，冷轧和热轧是最常用于生产复合板的方法^[10]。与传统的轧制技术不同，液固铸轧法可以直接运用熔体生产复合板，这具有许多优点，例如较低的设备和运行成本，以及较少的能量和空间要求^[16-17]。此外，由于界面区为液-固或液-半固体反应过程，该技术有利于良好的结合质量。董澎源等^[18]通过液固铸轧法成功制备了A356/6082复合板，并对界面组织及力学性能进行了研究。结果表明：浇覆温度对复合板的成形质量和力学性能有较大影响；当浇覆温度为660 ℃时，复合板达到良好的冶金结合，界面区组织均匀，扩散层厚度约为48 μm，剪切强度达到最大为114.2 MPa。GRYDIN等^[10]实验性的通过双辊铸轧法成功生产了奥氏体钢/商业纯铝复合板，该复合板在界面处形成3 μm厚的扩散层，并且在界面区域发现金属间化合物，如Fe₂Al₅、Fe₄Al₁₃和FeAl。随后对复合板进行深冲压和轧制实验测试，结果表明复合板粘合强度足够高，不会在界面区分层。CHEN&等^[17]通过水平双辊铸轧法成功制备了409L不锈钢/ AA1100铝包覆板材，同样在界面处存在3 μm厚的扩散层。后续将复合板进行退火处理并对退火态的复合板进行冷轧加工，结果表明复合板经450 ℃退火1.5 h，再下压40%可以使得复合板结合强度显著提高，剥离强度达到最大，大约为28 N/mm。

许多研究学者通过液固铸轧法成功制备了铝/钢复合板，但几乎没有铝液浇覆温度对复合板成形质量和微观组织影响的报道，且绝大多数研究学者选用虽具有良好的耐蚀性和抗氧化性，但密度大且价格昂贵的不锈钢板作为基板。基于此，本文作者选用含碳适中、综合性能良好、用途广泛且价格低廉的Q235冷轧钢板作为基板，并且通过在钢板表面热浸镀铝锌层提高抗氧化性和增强铝与钢之间的润湿性；选用流动性好，铸态成形优良，密度小，耐蚀性良好的A356铝合金铸锭作为浇覆材料，将不同温度的A356铝液定量浇覆于经热浸镀铝锌层的Q235钢板表面通过液固铸轧法制备铝/钢复合板，该复合板可以整合A356铝合金和Q235钢板的优点，为铝/钢复合板的应用提供更多选择和可能。并研究了不同A356浇覆温度对铝/钢复合板界面微观组织及力学性能的影响，探究了界面微观组织与力学性能之间的联系，为拓宽铝/钢复合板的研究领域提供一定理论依据。

1  实验

1.1  实验选材和制备过程

本实验选用的材料为Q235冷轧钢板和A356铝合金铝锭，其化学成分如表1所列。在实验前先截取尺寸为100 mm×100 mm×1 mm的Q235钢板作为基板，并对钢板表面进行热浸镀铝锌层处理，其工艺流程为除油→除锈→助镀→烘干→热浸镀→空冷。

表1  Q235低碳钢板与A356铝锭的化学组成成分

Table 1  Chemical compositions of Q235 steel plate and A356 aluminum alloy

将表面热浸镀铝锌层处理后的Q235钢板放置在电阻箱内，在380 ℃下预热20 min。将适量的A356铝锭放置在SG2-7.5-10井式坩埚电阻炉内进行熔炼，待铝锭完全熔化且温度为740 ℃时，采用所熔铝锭质量1%(质量分数)的C₂Cl₆对其进行精炼、除渣和静置。再将铝液温度分别调整到770、740、710、680、650和620 ℃，把铝液定量浇覆在预热后的Q235基板上，同时开动轧制机，将两种合金一并送入两辊之间，进行液固铸轧，随后空冷。轧制速度设定为6 r/min，辊缝距离设置在3 mm(复合板厚度与辊缝距离相同)，轧辊直径为180 mm，最大轧制压力为420 kN。轧制过程如图1所示。

图1  轧制过程示意图

Fig. 1  Schematic diagram of liquid-solid twin-roll casting process

1.2  测试与表征

1.2.1  显微组织、成分及物相分析

从已制备的复合板上通过线切割截取金相试样，经打磨、抛光后，使用4%(体积分数)的硝酸酒精对其腐蚀，借助4XG-MS光学显微镜(OM)及热场发射扫描电子显微镜(SEM，QUANTA F4G-450)进行微观组织观察，并利用EDS对复合界面区元素分布进行分析。通过D/max-2400X型射线衍射仪(XRD)检测复合板界面处形成的金属间化合物的种类和含量。

1.2.2  力学性能测试

在复合板上截取试样，对试样打磨、抛光后通过Wilson VH1102维氏硬度计对复合板硬度进行检测。通过线切割截取如图2(a)和(b)所示的剪切试样和拉伸试样，将试样经表面清理和打磨光滑后，使用WDW-100D型电子万能材料试验机进行拉伸和剪切实验，拉伸速度0.5 mm/min。为防止剪切实验时，受力中心与试样中心偏离，进而影响剪切实验的精确度，需将剪切试样铝一侧手工打磨掉1 mm。

图2  剪切试样尺寸图和拉伸试样尺寸图

Fig. 2  Dimension diagram of shear samples(a) and tensile samples(b) (Unit: mm)

2  结果与分析

2.1  不同A356浇覆温度下复合板界面显微组织

图3所示为不同A356浇覆温度下铝/钢复合板界面区显微组织。由图3可看出，随着浇覆温度的升高，复合板界面间隙消失，并逐渐形成了一层扩散层。当A356浇覆温度为620 ℃时，铝/钢两基体之间可见一条“黑带”，表明铝/钢复合板结合情况较差，有间隙存在。当浇覆温度升高到650 ℃时，“黑带”消失，界面平整，扩散层非常薄，在光学显微镜下不明显。浇覆温度继续升到680 ℃，铝/钢界面之间出现了一层薄的扩散层。随着进一步增加浇覆温度，原子可获得足够能量做高频热运动，发生互扩散，形成明显扩散层，而且温度越高，产生跃迁的原子越多，扩散也就越快，形成的扩散层厚度越大，故在图3(e)和(f)中界面处可见明显扩散层。此外，浇覆温度较低时，Q235一侧的晶粒为细小扁平状，随着浇覆温度的提高，后续冷却过程放缓，在该过程中Q235侧细小扁平的晶粒会发生回复、再结晶，晶粒发生长大。由图3(a)和(f)可知，浇覆温度为620 ℃时晶粒尺寸明显小于浇覆温度为770 ℃时晶粒尺寸。

图3  不同A356浇覆温度下的铝/钢复合板界面组织

Fig. 3  Interfacial microstructures of A356/Q235 clad plates at different A356 alloy covering temperatures

2.2  A356浇覆温度对复合板界面区的影响

2.2.1  A356浇覆温度对复合板界面区扩散层的影响

图4所示为不同A356浇覆温度下铝/钢复合板界面处的BSE图像及对应的线扫描分析结果。界面结合情况和扩散层变化与图3中的情况基本一致。A356浇覆温度为620 ℃时，复合板结合质量较差，在界面处可见明显的间隙(见图4(a1))，扩散层的厚度大约为2.8 μm，界面处铝、铁元素变化梯度极陡(见图4(a2))。将A356浇覆温度提高到650 ℃，界面处的间隙消失，成形性有所提高，扩散层形态为连续狭窄(见图4(b1))，扩散层厚度没有明显的变化，大约为3.2 μm(见图4(b2))。当A356浇覆温度继续提高到680 ℃时，界面处扩散层整体上呈连续状，其形态犹如起伏的山峰，宽窄不一(见图4(c1))，扩散层厚度大约为3.5 μm，此时铝元素的扩散程度明显高于铁元素(见图4(c2))。当A356浇覆温度进一步增加到710 ℃时，界面形貌平直柔滑，无任何间隙以及缺陷，达到理想成形状态，界面进一步变宽(见图4(d1))，扩散层厚度大约为4.1 μm，且从该浇注温度开始在界面区元素分布曲线开始出现台阶形状(见图4(d2))，表明在界面处有金属间化合物形成。当A356浇覆温度为740 ℃时，成形较好，在靠近Q235一侧呈现出光滑、笔直界面，而靠近A356一侧界面呈“舌苔状”(见图4(e1))，扩散层厚度为3.9 μm，界面区元素分布曲线有稳定的台阶出现，表明有大量金属间化合物形成(见图4(e2))。当A356浇覆温度为770 ℃时，复合板的扩散层厚度进一步增加且扩散层形态与浇覆温度为740 ℃时相似(见图4(f1))，扩散层厚度大约为4.8 μm，界面区元素分布曲线台阶宽度达到最宽(见图4(f2))，形成的金属间化合物量达到最多。

图5所示为不同A356浇覆温度与扩散层厚度之间的关系。由图5可以看出，随着浇覆温度的提高铝/钢复合板扩散层厚度也随之增加，这点与图4中描述一致。经线性拟合，方程为y=0.01172x-4.50018，复相关系数为0.9186，表明浇覆温度与扩散层厚度成正比关系。张红安等^[19]采用固-液复合法制备了铜/铝双金属复合材料，其结果是铜/铝复合界面过渡层厚度随着铝液温度的升高而加厚，与本研究结果一致。本课题组前期研究了A356/6082和A356/AZ31两种复合板的制备技术，都表明提高铝液的浇覆温度会使得复合板扩散层厚度增加^{[18, 20]}。

图4  不同A356浇覆温度时铝/钢复合板界面BSE图像和线扫描图

Fig. 4  BSE images((a1)-(f1)) and line scan results((a2)-(f2)) of A356/Q235 clad plates interface at different A356 alloy covering temperatures

2.2.2  A356浇覆温度对复合板界面区新相的影响

为了验证浇覆温度对复合板界面区新相的影响，选取710 ℃、740 ℃和770 ℃ 3种不同浇覆温度所得的试样进行EDS分析。对图4中红色十字位置进行点扫描分析，其结果如图6，新相中主要含有铝和铁两种元素，且随着浇覆温度的提高在界面处形成的金属间化合物的铁元素含量上升而铝元素含量下降，表明提高浇覆温度有助于铁元素的扩散。

图5  A356浇覆温度与扩散层厚度关系

Fig. 5  Relationship between A356 alloy covering temperature and diffusion layer thickness

图6  不同A356浇覆温度时铝/钢复合板界面点扫描结果

Fig. 6  Spot scan results of A356/Q235 clad plates interface at different A356 alloy covering temperatures

图7所示为A356浇覆温度为710 ℃、740 ℃和770 ℃时铝/钢复合板界面的XRD谱。由图7可看出，A356浇覆温度为710 ℃时，形成的金属间化合物有AlFe、Al₁₃Fe₄、Al₅Fe₂、FeAl₂和Fe₃Al，该浇覆温度下Al₅Fe₂含量较少。A356浇覆温度为740 ℃时，可检测到的金属间化合物种类无变化，Fe₃Al和Al₅Fe₂含量明显增加，而FeAl₂含量仅有小幅增加。A356浇覆温度为770 ℃时，金属间化合物种类保持不变，含铁元素比重较多的FeAl₂和Fe₃Al金属间化合物含量明显增多。结果表明，随着浇覆温度的提高，界面区域生成的金属间化合物种类没有明显变化，而形成的铝/铁金属间化合物铁元素的含量逐渐增加(与图6所示一致)。此外界面处形成的这些金属间化合物多为硬脆相，对界面成形有害。

图7  不同A356浇覆温度铝/钢复合板界面的XRD谱

Fig. 7  XRD patterns of A356/Q235 clad plates interface at different A356 alloy covering temperatures

2.2.3  A356覆层温度对复合板界面区元素分布的影响

图8所示为不同A356浇覆温度下铝/钢复合板界面处的面扫描分析结果，通过面扫描图可以观察到铝、铁和锌3种元素的扩散情况。当浇覆温度为620 ℃时，铁元素和铝元素无相互扩散的迹象(见图8(a1)、(a2))，两基体中所含锌元素也无扩散现象，可从侧面反映结合情况较差(见图8(a3))。当浇覆温度为650 ℃时，界面处铝元素含量相较于A356基体中铝元素的含量有所降低，表明铝元素开始扩散(见图8(b1))，在界面处铁元素分布棱角分明，无扩散现象(见图8(b2))，锌元素也保持原态(见图8(b3))。当浇覆温度为680 ℃时，铝元素在界面处扩散强度加强，且局部相当明显(见图8(c1))，铁元素存在局部向铝侧扩散现象(见图8(c2))，界面处锌元素分界线开始变得模糊，表明此时锌元素开始扩散(见图8(c3))。当浇覆温度为710 ℃时，界面处铝元素扩散强度进一步加强且扩散距离增加(见图8(d1))，铁元素的扩散强度小幅增强(见图8(d2))，界面区锌元素边界已不明显，表明A356中的锌元素已经向Q235中扩散(见图8(d3))。当浇覆温度为740 ℃时，界面处铝元素的扩散强度和距离均小于710 ℃时(见图8(e1))，但铁元素的扩散有明显的加强(见图8(e2))，原本在界面区分布有较大差别的锌元素此时已差别甚微(见图8(e3))。当浇覆温度为770 ℃时，界面处的铝元素和铁元素扩散强度最强，扩散距离也最远(见图8(f1)、(f2))，对于锌元素，在Q235一侧局部锌元素的含量已经高于原Q235中的锌元素的含量(见图8(f3))。

图8  不同A356浇注温度时铝/钢复合板面扫描分析图

Fig. 8  Surface scanning maps of A356/Q235 clad plates interface at different A356 alloy covering temperatures

菲克第一扩散定律指出：扩散中原子的通量与质量浓度梯度成正比，即^[21]。界面各元素的扩散系数都遵循Arrehenius方程^[21]，对上式取对数，可得 。扩散因子D₀、扩散激活能Q和气体常数R为定值，由上式可得与1/T成反比，即温度T越高，扩散系数D越大。表2列出了Fe、Al元素的扩散因子D₀以及扩散激活能Q的相关数值。经计算，相同温度下铝元素的扩散系数远远大于铁元素的扩散系数，这一结果在论文^[22]里也曾提到过。因此，铝元素的扩散通量与扩散距离均高于铁元素的，相应地，铝过渡区的宽度要高于铁过渡区宽度，这与图4和图8中的检测结果一致。

表2  Fe、Al元素扩散因子D₀和扩散激活能Q

Table 2  Diffusion factors D₀ and activity energy Q of Fe and Al elements

2.2.4  A356浇覆温度对复合板界面结合情况的影响

由图4和图8分析可知，当A356覆层温度为620 ℃时，铝液中所能提供能量有限，原子运动较难，冶金反应难以进行，铝/钢在轧机的作用下机械结合在一起，在复合板界面处有间隙存在，结合质量较差。将A356浇覆温度提高到650 ℃时，铝液为原子运动提供了足够的能量，使得界面处的间隙消失，成形性有所提高，此时仅铝元素可观察到扩散现象。有资料表明铝元素扩散系数比铁元素扩散系数大两个数量 级^[23]，这是同一浇覆温度下铝元素开始扩散而铁元素却没有扩散现象的根本原因。

当A356浇覆温度继续提高到680 ℃时，根据铁铝二元相图可知，铁开始溶解于铝液中，且溶解度随温度的增加而增加，但由于能量的限制还不足以发生Fe-Al化合反应。锌元素也在满足扩散条件下开始扩散，且随着温度的进一步提高扩散距离也逐渐增大。当A356浇覆温度为710 ℃时，溶解于铝液中的铁原子可与铝原子发生Fe-Al化合反应。而由于Fe-Al化合反应为放热反应，将释放出大量的热，体系局部温度急剧升高，在反应区实际温度可达1200 ℃^[22]。Fe-Al二元相图指出在1200 ℃时，铁在铝液中溶解度可达44%。因此，此时铁原子会融入铝液，同时铝液中的铝原子向钢板中扩散，其结果在界面处会形成一定量的金属间化合物。但因液固铸轧过程较快，铝液较快凝固，反应时间较短，故所形成的金属间化合物含量有限。因此，可知710 ℃时界面处存在溶解、扩散和形成金属间化合物现象，使得两种材料在原子扩散和反应扩散两种方式共同作用下实现了良好的结合，但没有形成大量铝铁金属化合物。

当A356浇覆温度提高到740 ℃时，因铝液凝固相对较慢，反应时间及提供能量都增加，故在界面处会反应形成大量连续的铝铁金属间化合物。进而使得即将凝固的铝液以铝铁金属间化合物为附着物，但此时固、液两相的结构和键合情况差别较大，而调节这些差别的过渡区较窄，导致锐变界面形成，锐变界面微观上呈粗糙的小平面(“舌苔状”)，很难接纳新来的原子进入晶体，从而导致其生长比较困难，需要额外的动力学过冷度。当以锐变界面为附着的铝液的凝固前沿(固液界线)所需的动力学过冷度满足时，该区域附近未凝固铝液已经以无需额外动力学过冷度的非小平面形式凝固，元素无法继续相互扩散，从而此时界面厚度相较于710 ℃还有所减小(见图6)。当A356浇覆温度为770 ℃时，铝液凝固时间更长，所提供的能量也更多，其结果为铝液以非小晶面生长的时间相对更长，使得770 ℃时扩散层达到最宽；更多铁原子扩散到铝液中，形成的金属间化合物含量最多且金属间化合物多为富铁相。

2.3  A356浇覆温度对复合板综合力学性能的影响

2.3.1  A356浇覆温度对复合板维氏硬度的影响

图9所示为铝/钢复合板垂直界面方向上的显微硬度分布。由图9可看出，在相同浇覆温度下，硬度值的整体趋势为在离界面较远的Q235和A356两侧中保持稳定，从Q235侧距界面中心100 μm至A356侧距中心界面100 μm连续下降。随着A356浇覆温度的升高，Q235侧的显微硬度逐渐下降。其原因是由于高A356浇覆温度使得Q235在后续冷却过程中冷轧钢板晶粒发生回复、再结晶，晶粒长大，进而使得硬度降低。而A356侧的显微硬度比较平稳，平均硬度值为74.35 HV。随着A356浇覆温度的提高，界面处形成的硬脆的金属间化合物含量会增加，但增量有限，故界面中心处硬度仅有小幅增加，其中浇覆温度为770 ℃时，界面中心处硬度最高，为118.7 HV。

图9  不同A356浇覆温度下铝/钢复合板界面处硬度

Fig. 9  Microhardness of A356/Q235 clad plates at different A356 alloy covering temperatures

2.3.2  A356浇覆温度对复合板的抗拉强度和剪切强度的影响

图10所示为不同A356浇覆温度下制备的铝/钢复合板室温抗拉强度和室温剪切强度。由图10可看出，随着A356浇覆温度的提高，复合板的抗拉强度和剪切强度整体趋势为先升高后下降。620 ℃时，抗拉强度和剪切强度都为最低，分别为297.4 MPa和102 MPa。温度提高到710 ℃时，抗拉强度和剪切强度都达到最大，分别为336.4 MPa和137.6 MPa，相较于620 ℃提高了13.11%和34.90%；浇覆温度为770 ℃时，抗拉强度和剪切强度分别为306.8 MPa和114 MPa，相较于710 ℃时降低了8.80%和17.15%。

图10  不同A356浇覆温度下铝/钢复合板的抗拉强度和剪切强度

Fig. 10  Tensile and shear strength of A356/Q235 clad plates at different A356 alloy covering temperatures

当铝液浇覆温度为620 ℃时，铝液中所含能量较少，铝液仅能将钢板表面热浸镀的铝-锌层熔化，元素较难发生互扩散，原子主要依靠机械力结合在一起，界面处有间隙存在。当浇覆温度提升到650 ℃和680 ℃时，高温的铝液能促进原子运动，虽然所提供的能量还不足以发生冶金反应，但结合情况稳步提升，复合板的抗拉强度和剪切强度随浇覆温度的提高而逐渐提高，其界面区扩散层模型如图11(a)所示。浇覆温度为710 ℃时，界面处铝和钢间发生冶金结合，但冶金反应形成的硬脆的金属间化合物含量有限，且在扩散层中的分布较为分散，未形成连续的金属间化合物反应层，而少量硬脆的金属间化合物对界面的负面损害作用远小于冶金结合所产生的正面促进作用，故此时复合板的结合情况最为良好，扩散层模型如图11(b)所示。当铝液浇覆温度提升到740 ℃和770 ℃，更强的冶金反应生成大量连续的硬脆铝铁金属间化合物对界面产生割裂作用，复合板易从硬脆的金属间化合物处萌生裂纹，进而发生断裂，使强度下降，图11(c)可直观表明高浇覆温度下复合板扩散层情况。

图11  不同A356浇覆温度时铝/钢复合板界面区扩散层模型

Fig. 11  Interface zone diffusion layer model of A356/Q235 clad plates at different A356 alloy covering plate temperatures

界面在铝/钢复合板中起协调变形作用，使得复合板能够整体发生变形而不会开裂。在浇覆温度较低时，界面扩散微弱，且铝、钢基体性能差异很大，在受力变形时易导致复合界面开裂。而浇覆温度过高时，扩散层较厚，但也会生成大量连续的硬脆金属间化合物，复合板的协调变形能力也较差。因此，在制备复合板过程中通过控制工艺参数避免在界面生成有害的金属间化合物尤为重要^[23]。

3  结论

1) A356浇覆温度为620 ℃时，复合板结合较差，在界面处可见明显间隙。随着浇覆温度的提高，复合板成形质量明显提高，且整体趋势上复合板扩散层的厚度也逐渐增加。当浇覆温度为770 ℃时，扩散层厚度达到最厚，大约为4.8 μm。

2) 当A356浇覆温度为710 ℃及以上时，复合板的扩散层中会形成Fe₃Al、FeAl、FeAl₂、Fe₂Al₅和FeAl₃这五种金属间化合物，且金属间化合物的含量也随浇覆温度的提高逐渐增多。

3) A356浇覆温度低于680 ℃时，界面区仅铝元素存在扩散现象；当浇覆温度为680 ℃及以上时，铁和锌金属元素才发生扩散。对于组成复合板最主要的铝和铁元素，界面区铝元素的扩散通量和扩散距离均高于铁元素。

4) 在同一浇覆温度下，硬度值在从Q235侧距界面中心100 μm至A356侧距中心界面100 μm范围内连续下降，但在两基体中硬度趋于稳定。随着浇覆温度的提高，Q235侧基体硬度逐渐减小，A356侧基体趋于稳定，平均为74.35 HV。浇覆温度为770 ℃时，复合板界面中心硬度值最高。

5) 当A356浇覆温度为710 ℃时，复合板综合力学性能最佳，抗拉强度和剪切强度分别为336.4 MPa和137.6 MPa，与620 ℃时相比分别提高13.11%和34.90%。

REFERENCES

[1] HOSSEINI M, DANESH MANESH H. Bond strength optimization of Ti/Cu/Ti clad composites produced by roll-bonding[J]. Materials & Design, 2015, 81: 122-132.

[2] CHEN S, DAEHN G S, VIVEK A, LIU B, HANSEN S R, HUANG J H, LIN S B. Interfacial microstructures and mechanical property of vaporizing foil actuator welding of aluminum alloy to steel[J]. Materials Science and Engineering A, 2016, 659: 12-21.

[3] ING Y A, YI Q, ZANG X M, LI Y H. The bonding properties and interfacial morphologies of clad plate prepared by multiple passes hot rolling in a protective atmosphere[J]. Journal of Materials Processing Tech, 2014, 214(8): 1686-1695.

[4] TAO J M, CHEN X F, HONG P, YI J H. Microstructure and electrical conductivity of laminated Cu/CNT/Cu composites prepared by electrodeposition[J]. Journal of Alloys & Compounds, 2017, 717: 232-239.

[5] WANG Z J, ZHAI L, MA M, YUAN H, LIU W C. Microstructure, texture and mechanical properties of Al/Al laminated composites fabricated by hot rolling[J]. Materials Science & Engineering A, 2015, 644: 194-203.

[6] LIU B X, HUANG L J, GENG L, WANG B, CUI X P. Effects of reinforcement volume fraction on tensile behaviors of laminated Ti-TiB_w/Ti composites[J]. Materials Science & Engineering A, 2014, 610(29): 344-349.

[7] LIU Y, BIAN X F, ZHANG K, YANG C C, FENG L, KIM H S, GUO J. Interfacial microstructures and properties of aluminum alloys/galvanized low-carbon steel under high-pressure torsion[J]. Materials & Design, 2014, 64(9): 287-293.

[8] LI X B, ZU G Y, WANG P. Microstructural development and its effects on mechanical properties of Al/Cu laminated composite[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2015, 25(1): 36-45.

[9] 祁梓宸, 余 超, 肖 宏, 徐 成. 异温轧制制备钛/铝复合板的变形协调性与复合性能[J]. 中国有色金属学报, 2018, 28(6):1120-1127.

QI Zi-chen, YU Chao, XIAO Hong, XU Cheng. Deformation coordination compatibility and bonding properties of Ti/Al composite plates prepared by different temperature rolling[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2018, 28(6): 1120-1127.

[10] GRYDIN O, GERSTEIN G, NüRNBERGER F, SCHAPER M, DANCHENKO V. Twin-roll casting of aluminum–steel clad strips[J]. Journal of Manufacturing Processes, 2013, 15(4): 501-507.

[11] HAGA T, SUZUKI S. A twin-roll caster to cast clad strip[J]. Journal of Materials Processing Tech, 2003, 138(1): 366-371.

[12] XIE M X, ZHANG L J, ZHANG G F, ZHANG J X, BI Z Y, LI P C. Microstructure and mechanical properties of CP-Ti/X65 bimetallic sheets fabricated by explosive welding and hot rolling[J]. Materials & Design, 2015, 87: 181-197.

[13] JIANG H T, YAN X Q, LIU J X, DUAN X G. Effect of heat treatment on microstructure and mechanical property of Ti-steel explosive-rolling clad plate[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2014, 24(3): 697-704.

[14] LI B, SHEN Y F, LUO L, HU W Y. Effects of processing variables and heat treatments on Al/Ti-6Al-4V interface microstructure of bimetal clad-plate fabricated via a novel route employing friction stir lap welding[J]. Journal of Alloys & Compounds, 2016, 658: 904-913.

[15] FAN Z S, YU H P, LI C F. Plastic deformation behavior of bi-metal tubes during magnetic pulse cladding: FE analysis and experiments[J]. Journal of Materials Processing Tech, 2016, 229: 230-243.

[16] WANG D, ZHOU C. A top side-pouring twin-roll caster for metals strips[J]. Journal of Materials Processing Tech, 2014, 214(4): 916-924.

[17] CHEN G , LI J T, YU H L, SU L H, XU G M, PAN J S, YOU T, ZHANG G, SUN K M, HE L Z. Investigation on bonding strength of steel/aluminum clad sheet processed by horizontal twin-roll casting, annealing and cold rolling[J]. Materials & Design, 2016, 112: 263-274.

[18] 董澎源, 李元东, 杨世杰, 李嘉铭, 曹 驰, 周宏伟. 浇注温度对液-固轧制A356/6082复合板界面组织及力学性能的影响[J]. 中国有色金属学报. 2019, 29(5): 887-895.

DONG Peng-yuan, LI Yuan-dong, YANG Shi-jie, LI Jia-ming, CAO Chi, ZHOU Hong-wei. Effect of pouring temperature on interfacial microstructure and mechanical properties of A356/6082 bimetal by liquid-solid rolling[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2019, 29(5): 887-895.

[19] 张红安, 陈 刚. 铜/铝复合材料的固-液复合法制备及其界面结合机理[J]. 中国有色金属学报, 2008, 18(3): 414-420.

ZHANG Hong-an, CHEN Gang. Preparation of solid/liquid composite method for copper/aluminum composites and its interface bonding mechanism[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2008, 18(3): 414-420.

[20] 杨世杰, 李元东, 曹 驰, 董澎源, 李嘉铭, 李 明. A356覆层温度对AZ31/A356轧制复合板界面组织及力学性能的影响[J]. 材料导报, 2019(14): 2397-2402.

YANG Shi-jie, LI Yuan-dong, CAO Chi, DONG Peng-yuan, LI Jia-ming, LI Ming. Effect of A356 cladding temperature on interfacial microstructure and mechanical properties of AZ31/A356 rolled composite plate[J]. Materials Review, 2019(14): 2397-2402.

[21] 胡赓祥, 蔡 珣, 戎咏华. 材料科学基础[M]. 上海: 上海交通大学出版社, 2010: 128-139.

HU Geng-xiang, CAI Xun, RONG Yong-hua. Fundamentals of materials science[M]. Shanghai: Shanghai Jiao Tong University Press, 2010: 128-139.

[22] 王兴庆. 反应烧结制取铁铝系金属间化合物的研究[D]. 长沙: 中南大学, 2002.

WANG Xing-qing. Study on preparation of iron-aluminum intermetallic compounds by reaction sintering[D]. Changsha: Central South University, 2002.

[23] 李小兵, 祖国胤, 王 平. 退火温度对异步轧制铜/铝复合板界面组织及力学性能的影响[J]. 中国有色金属学报. 2013, 23(5): 1202-1207.

LI Xiao-bing, ZU Guo-yin, WANG Ping. Effect of annealing temperature on microstructure and mechanical properties of asynchronous rolled copper/aluminum composite sheets[J]. The Chinese Journal of Nonferrous Metals, 2013, 23(5): 1202-1207.

Effect of A356 alloy covering temperature on microstructure and mechanical properties of Al/low-carbon steel clad plates

MIAO Peng¹, LI Yuan-dong^{1, 2}, WANG Hui¹, ZHOU Hong-wei^{1, 2}, BI Guang-li^{1, 2}

(1. State Key Laboratory of Advanced Processing and Recycling of Nonferrous Metals, Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China;

2. Key Laboratory of Nonferrous Metal Alloys and Processing, Ministry of Education, Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China)

Abstract: The hot-dip aluminizing-zinc process was used to pre-treat the low-carbon steel plates, and then the aluminum/low-carbon steel clad plates were successfully fabricated by liquid-solid twin-roll casting (LSTRC). The microstructure observation and interface combination of the clad plates were investigated by optical microscope (OM) and scanning electrical microscope (SEM), and the phase composition was measured by energy dispersive spectrometer (EDS) as well as X-ray diffractometer (XRD). In addition, with the mechanical properties of the clad plates were characterized by microhardness, room temperature tensile and shear tests. The results show that the interface gaps of the clad plates disappear and the overall trend of the thickness of the diffusion layer gradually increase when the covering temperature increasing. In the LSTRC process, when the pouring temperature is 710 ℃ and above, Fe₃Al, FeAl, FeAl₂, Fe₂Al₅ and FeAl₃ phases are formed at the interface. At the same covering temperature, the overall microhardness trend is stable in the Q235 and A356 substrates, and the microhardness decreases continuously from Q235 side distance interface center about 100 μm to A356 side distance interface center about 100 μm. The tensile strength and shear strength of the clad plates increase firstly and decrease later. When the A356 covering temperatures is 710 ℃, the tensile strength and shear strength reach the highest value, which are 336.4 MPa and 137.6 MPa, respectively.

Key words: Al/low-carbon steel clad plates; liquid-solid twin-roll casting; interfacial microstructure; interfacial diffusion; mechanical properties

Foundation item: Project(51464031) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project (17YF1GA021) supported by the Key Program of Research and Development of Gansu Province, China

Received date: 2019-04-19; Accepted date: 2019-10-16

Corresponding author: LI Yuan-dong; Tel: +86-931-2976688; E-mail: liyd_lut@163.com

(编辑  李艳红)

基金项目：国家自然科学基金资助项目(51464031)；甘肃省重点研发计划资助(17YF1GA021)

收稿日期：2019-04-19；修订日期：2019-10-16

通信作者：李元东，教授，博士；电话：0931-2976688；E-mail：liyd_lut@163.com