Vol.23 No.4 胡敦芫等：喷射成形+轧制A-Pb/AV/Steel复合板材界面 .31· 图4和图5分别是经过480℃/1h+300℃/3h 热力学温度(T刀及加热时间的平方根(F)之间的 和540℃/1h+300℃3h热处理后炉冷至室温时 关系式为： Al的线分布和A/Steel界面处的扫描电镜下的 -82×1心2 T=9.94×10'eXP RT (1) 相形貌.从形貌上看反应层向钢背侧生长，定点 式中，R为气体常数，取值为8314J/(molK)；T 能谱分析的结果表明，反应层内的平均化学成 为热力学温度(K):t为时间(s):I为FeAl金属间 分为48.7%Fe+49.4%Al,其Fe:A1e1:l,h此可以 化合物的厚度(m). 椎断此化合物为FeAl金属间化合物.根据Fe 从式(1)界面反应动力学方程可以看出，界 Al的二元相图，在富Fe区A!在铁素体中固溶 面反应的平均速度常数为9.94×102m/s”,界面 度可达20%，在24%A1处能生成FeA1金属间化 反应的激活能为8.2×10J/moL.FeAl金属间化合 合物.但文献[6指出FeAl对成分很敏感，大于 物的长大机制为扩散控制的界面反应规律，相 或小于24%A1时FeA1相都不存在.FeA1相则可 应的A]在FeAI金属间化合物中的扩散激活能 以在较大的成分范围内与富A1铁素体共存，共 为16.4×10Jmol.由于晶界扩散一般较快，因而 存的低限成分大约为20%A1,即只要某处A1的 FeAl相呈锯齿状向钢背侧生长.由式(I)可以计 质量分数达到20%A1就有FeAl化合物生成.而 算出在500℃以下，FeAl相生长速度非常缓慢. 在富A]区Fe在Al中的固溶度很小，即使在 也就是说，热处理温度低于500℃时，复合板的 655℃下，Fe在A1中的扩散速率也只有A1在Fe 界面基本上没有形成冶金结合，但是由于本试 中扩散速率的1/10000周，因此FeAl,相很雅形 验的复合板是处于变形状态的，其界面反应激 成 活能要更低，因此在480℃的温度下就开始产生 根据文献[)】，钢背和纯铝在没有经过变形 了FeAl相，但这时的FeAl相厚度小于10m, 的情况下，FeAl金属间化合物的厚度()与加热 可以认为此时AV钢背界面产生了冶金结合，而 Steel Steel 图】没有进行热处理的界面形貌 图2在300℃3h处理后界面的形貌 Fig.I Morphalogy of as-spray-deposifed steel Al/Al-Ph Fig.2 Marphology of heat treated steel Al/Al-Pb at interfaces interfaces at 300C for 3 h Steel 图3在480℃1h+300℃3b处理后界面的形貌 图4在480℃1h+300℃/3h处理后界面A1的线扫描 Fig.3 Marphology of heat treated steel AVAl-Pb Fig.4 Scaning marphology of element Al of steel/Al Inte- interfaces at 480 C for 1 h,then at 300Cfor 3 h rfaces heat treated at 480C for 1 h,then at 300C for3 h