铝－钢连接液固界面反应研究进展

何欢，勾文钦，景艳，房强汉，赵康培

(山东交通学院工程机械学院，山东济南250357)

0 前言

获得铝/钢异种金属优质连接接头的关键是金属间化合物的控制问题。而铝钢连接界面金属间化合物种类较多，生长机制则更为复杂，需要综合考虑界面发生的溶解、扩散以及化学反应等多个方面［1－2］。铝/钢固液界面反应机理是铝/钢连接过程中金属间化合物生长的理论基础，对控制界面金属间化合物生长、获得优质的铝钢连接接头以及最终从根本上解决冶金上不相容的异种金属连接难题具有重要意义。为阐明铝/钢界面反应机理，文中进行了液态铝与固态钢界面反应的总结，分析了钢的热浸镀铝、铝－钢异种金属钎焊以及熔钎焊的界面反应产物种类、生成顺序及生长机制，为后续铝－钢等异种金属连接的深入研究提供参考。

1 界面化合物种类

1．1 近平衡态界面

研究人员对于铝－钢固液界面反应的研究大多是从热浸镀铝开始的。热浸镀铝虽然不是一个焊接过程，但其界面反应温度及反应时间更容易控制，其反应规律可为材料连接界面的固液界面反应提供重要参考。

W．J．Cheng等人［3］报道了低碳钢热浸镀铝界面由大量的Fe2Al5和少量FeAl3组成，Fe2Al5为正交或单斜晶体结构，沿c轴［001］方向存在30%的晶格空位，能量较大，原子易扩散，为其快速生长提供了条件。

K．Bouche等人［4］利用热浸试验研究了30～45 min时间范围内700～900℃固态高纯铁与高纯铝液的作用。界面主要生成了两层形状不规则的化合物，一层为靠近钢侧的数量较多的Fe2Al5，一层为靠近铝侧的少量的FeAl3。Fe2Al5与FeAl3的不规则程度随时间增加而减小。当热浸时间为30 s时，固态钢厚度的减小值Xloss在700℃，800℃和900℃下均为负值，说明化合物的生长速率要高于溶解速率。

A．Bouayad等人［5］利用热浸试验研究了固态高纯铁与99．9%高纯铝液的作用，铝液在试验中保持静止，反应温度为700～900℃，反应时间为1～45 min。在经过了一个短暂的过渡期之后，Fe2Al5遵循抛物线规律生长，而FeAl3则是线性增长。作者采纳了Dybkov的理论方法，同时考虑界面处的扩散和化学反应，分别确定了两种化合物的抛物线和线性生长系数。

G．Adam［6］根据相图提出钢浸镀铝的结构应分为三层，由表及里分别为 FeAl3+Al，FeAl3和 Fe2Al5，如图1所示，并据此提出了镀层的形成机理，其中FeAl3相的生长呈柱状延伸于铝中。

图1 三层结构镀铝层形成过程示意图［6］

S．Chen等人［7］不仅报道了低碳钢热浸镀铝界面的Fe2Al5+Fe4Al13两层化合物，而且通过高分辨透射电子显微技术揭示了其中的有序－无序转变。

钢的种类对铝－钢固液界面的反应产物有着较大影响。Fe-Cr合金热浸镀铝的界面产物与Cr含量有关。含10%Cr的合金钢板与铝液的反应产物从钢基体开始依次为Fe2Al5与Fe2Al7，其中Fe2Al7的厚度与Fe2Al5相比，几乎可以忽略不计;含25%Cr的合金与铝液的反应产物从钢基底开始依次为Fe2Al5，Fe2Al7或FeAl6以及CrAl7，其中Fe2Al5仍为主要的界面产物。在一定范围内，含Cr量较多的合金与铝液反应产生化合物厚度要远小于含Cr量较少的合金。当铝液成分不同时，化合物的厚度也有所变化，采用纯铝液的界面反应产物厚度要明显小于加入饱和合金元素的铝液厚度［8］。

V．I．Dybkov［9］进一步研究了Fe-Ni合金与铝液的反应，界面反应产物与Fe-Cr不同，在界面并没有发现Fe2Al5，只发现了FeAl3或Fe2Al7。此外，钢中Ni含量的增加对化合物厚度的影响不大。

比较Fe-Cr，Fe-Ni两个二元体系与铝液的反应产物可以发现，Cr的存在可有效减少Fe2Al5的厚度，而Ni的存在使得界面的Fe2Al5基本消失，但界面Fe2Al7的厚度却明显增加。

对于 Fe-Cr-Ni三元体系，V．I．Dybkov［10］系统研究了700℃时18Cr-10Ni不锈钢与铝液的相互作用。如图2所示，当采用含有Fe元素饱和的铝液时，界面生成了钢侧的Fe2Al5与铝侧的FeAl3两层化合物。与采用纯铁或者碳钢不同，Fe2Al5的厚度要远小于FeAl3，说明不锈钢与铝液的作用机制与纯铁或碳钢不同。当采用未含Fe的纯铝液时，界面的化合物在Fe2Al5及FeAl3之间较难区分。在AISI321不锈钢与液态铝的反应界面，有研究人员报道了Fe2Al5及CrAl7两层化合物结构［11］，FeAlm及 Al3(NiFe)等亚稳相的存在［12］。

图2 铝合金－不锈钢界面组织［10］

综上所述，钢热浸镀铝的界面反应产物主要为Fe2Al5和FeAl3/Fe4Al13两层，钢的种类及铝液的纯度对界面化合物的种类和厚度均具有一定影响。

1．2 短时非平衡态界面

熔钎焊的界面反应与热浸镀铝明显不同，是典型的快速加热、快速冷却的短时非平衡态界面反应，如电弧熔钎焊、激光熔钎焊、电子束熔钎焊等。

图3 熔钎焊界面金属间化合物种类

国内外针对铝/钢固液界面短时非平衡态的反应产物进行了较为充分的研究。在铝/钢电弧熔钎焊、电子束熔钎焊及激光熔钎焊界面，钢侧η-Fe2Al5和铝侧θ-Fe4Al13的两层化合物结构已经被很多研究人员研究并报道，如图 3所示。L．A．Jácome等人［13］对铝钢CMT熔钎焊接头的研究发现，采用Al99．5或AlMn1填充材料的界面由 η-Fe2Al5和 θ-Fe4Al13两层组成。η-Fe2Al5与钢侧相邻并呈长方形生长，其较大的晶粒轴线与界面垂直。θ-Fe4Al13生长在填充材料一侧并呈小于0．5 μm椭圆形晶粒，晶粒主轴大多与界面垂直。在η-Fe2Al5和θ-Fe4Al13之间观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层组成，在 θ-Fe4Al13与焊缝之间存在 αc-Al-Fe-Si相。U．Reisgen等人［14］报道了低合金钢DC05和AlMg3铝合金电子束焊对接接头 η-Fe2Al5及 θ-Fe4Al13两层化合物，并分析了化合物随温度场变化的规律。A．Szczepaniak等人［15］研究 DC01 钢与 99．5%Al激光搭接接头界面的两层化合物，一层是钢侧正交或斜方结构的Fe2Al5，另一层是铝侧单斜结构的Fe4Al13。Fe2Al5的厚度要明显大于 Fe4Al13，两者都是长条状的晶粒，但Fe4Al13的晶粒要小。所有Fe2Al5的生长都在平行于晶体学的［001］方向，Fe4Al13的生长方向则是随机的。W．Geng等人［16］近期报道了超高强钢与铝合金等离子熔钎焊的Fe2Al5和Fe4Al13两层化合物。

由于母材、热源及焊接工艺的差别，铝钢短时非平衡态界面反应生成的化合物在厚度上略有差别，但在种类上基本已达成共识，主要是η-Fe2Al5和θ-Fe4Al13两相。钢的种类及铝液中的合金元素对界面化合物的种类和厚度也具有一定影响。

2 化合物生成顺序

对于界面多层的化合物结构，了解化合物的生成顺序对于揭示化合物的生长机制具有重要意义。然而，由于缺少原位观察技术及有说服力的实验数据，Fe-Al金属间化合物富铝相的生成顺序一直存在争议。

针对铝/钢固固反应，R．Bene［17］的模型预测 FeAl3将先于Fe2Al5生成。T．Heumann［18］研究钢热浸镀铝界面层也认为FeAl3优先生成。液态铝与固态钢接触时，在界面发生Al和Fe原子的相互扩散，首先形成FeAl3相;由于浓度起伏，在FeAl3层中出现了浓度相当于Fe2Al5相的微小区域，当基体中Fe原子进入FeAl3层并继续扩散时，形成了Fe2Al5相，这种相变重结晶从FeAl3相表面开始，并使Fe2Al5相沿扩散方向长大;由于Fe2Al5的晶体结构具有特殊性，因此晶体形核后开始沿C轴方向快速长大，形成横跨若干晶粒的粗大柱状晶区。Naoki Takata等人［19］在其化合物的生长模型中也提出了FeAl3优先生成的观点。然而，根据R．Pretorius等人［20］和 C．C．Theron 等人［21］的有效热模型，Fe2Al5会优先生成。W．B．Lee等人［22］发展了 Pretorius的模型，引入有效自由能的概念并用其预测铝铁固液界面金属间化合物的生成顺序。该概念的核心是具有最低生成自由能的相在最低的液相线成分点会优先生成，运用这一观点预测了 Fe4Al13会优先生成。但L．Agudo等人［1］在分析中质疑了采用该自由能的合理性，因为界面金属间化合物是由固态Fe和液态Al反应生成的，如果反应温度超过了Fe2Al5的熔点，则Fe2Al5会优先生成，因为在这个温度范围内具有最低的自由能。Fe2Al5优先生成的另一个证据是其与FeAl3之间的波浪形界面，波浪形界面说明了它是固液反应的第一个界面，而Fe2Al5与钢基体之间的平直界面则是固态扩散的结果。进一步的证据则是一个Fe2Al5晶粒与多个FeAl3晶粒相邻，这个现象说明FeAl3是在已经生成的Fe2Al5的界面上形核。Kwang-jin Lee等人［23］在对铝－钢激光熔钎焊界面的研究中发现了Fe2Al5与Fe4Al13两层主要的化合物，作者认为Fe4Al13率先在固态钢与液态铝的界面上形核并生长，之后Fe2Al5在Fe4Al13基础上向钢的方向生长;另一方面，Fe4Al13向铝液中生长，Fe在铝液中的浓度不断增加，向铝液中生长的针状Fe4Al13是其在自身上形核并随熔池温度降低而形成的。Fe2Al5的形态并不平直且形状较为复杂。

3 化合物生长机制

关于铝钢固液界面化合物生长机理的研究大多基于钢热浸镀铝，属于长时间近平衡态过程。化合物的生长存在三种机制，分别是界面反应控制(线性规律)，扩散控制(抛物线规律)，或者是二者的共同控制(非线性规律)。关于钢热浸镀铝过程中的主要化合物Fe2Al5在某一温度下较长时间的生长机制基本已经确定，即按照抛物线规律生长的扩散控制过程;而对于钢热浸镀铝过程中的次要产物FeAl3/Fe4Al13则相对研究较少，其生长机制在学术界也存在争议，扩散控制与界面反应控制两种机制都有过报道。而V．I．Dybkov则提出生长与溶解同时进行的动态过程，是一种非线性的生长规律。由表1可以看出，热浸镀铝更关注的是较长时间的界面反应，而对前期较短时间的反应机制的研究也逐渐引起科研及工程人员的重视［24］;对FeAl3/Fe4Al13的生长规律及机制报道则较少且存在争议。

表1 钢热浸镀铝界面化合物生长机制对比分析

4 结束语

钢热浸镀铝界面及铝钢非平衡态固液反应界面的反应产物均以Fe2Al5和FeAl3/Fe4Al13为主，钢的种类、铝液的纯度及铝液中的合金元素对界面化合物的种类和厚度均具有一定影响。界面多层化合物的生成顺序存在一定争议。Fe2Al5的生长机制以扩散控制为主，而FeAl3/Fe4Al13的生长机制则有待进一步的深入研究。

与热浸镀铝相比，铝钢熔钎焊的界面反应是在短时非平衡态的状态下进行的，反应时间很短，一般是几秒或者十几秒，反应温度也处在迅速变化中，影响因素多且复杂，界面的反应产物以及反应机制与热浸镀铝明显不同。该界面反应已经不仅仅是扩散控制的单一过程，而是涉及到溶解、界面反应、扩散等过程的综合结果。从机理上深入铝钢固液界面短时非平衡态金属间化合物的生成和变化并有所突破，不仅需要准确获得化合物随各影响因素的变化规律，更需要进行多次数值模拟与理论建模的尝试与验证。

在熔钎焊条件下，铝/钢固液界面的反应时间只有几秒到十几秒，而且是快速加热、快速冷却的非平衡态过程，如何在试验数据的基础上综合考虑界面发生的溶解、扩散以及界面反应，运用热力学、动力学及反应扩散相关理论，建立合理的界面反应机理与化合物生长模型是需解决的关键科学问题。