导读：研究了不同热处理方式对消失模铸造固-液复合Al/Mg双金属界面组织的影响规律，探索适于Al/Mg双金属铸件的热处理新工艺。结果表明，均匀化退火+空冷的热处理方式会使Al/Mg双金属界面层产生裂纹缺陷，主要由于在较快的冷却速度下，基体和界面金属间化合物的膨胀系数不同，界面处应力较大，易于开裂；而均匀化退火+炉冷的方式下Al/Mg双金属界面层未产生裂纹缺陷，且在Al基体和Al3Mg2+Mg2Si反应层间产生了一个由Al（Mg）固溶体+Mg2Si组成的新扩散层。随着均匀化退火时间的增加，Al基体和Al3Mg2+Mg2Si反应层之间的扩散层厚度不断增加，界面处Al12Mg17+δ-Mg共晶反应层的δ-Mg晶粒尺寸逐渐增大,镁基体中的Al12Mg17相不断固溶到初生相中。多级均匀化退火+时效处理相比于单级均匀化退火更能均匀界面层的组织和成分，并促使镁基体中的Al12Mg17相呈细小层片状析出。
Al/Mg双金属构件兼具铝和镁的优点，在汽车和航空航天等领域具有广泛应用前景。双金属铸件的热处理有其特殊性，因为一般热处理都是对于单一合金，而Al/Mg双金属铸件是由两种性质差异较大的金属基体和冶金界面反应层构成。因此，以前适用于单一金属的热处理工艺将不再完全适合于双金属铸件。
目前，对于Al/Mg双金属构件热处理的研究主要集中在如何使无冶金反应层形成扩散层，将机械连接变为冶金连接，来实现双金属性能的提高。KIMJ等研究了热处理工艺对轧制连接Mg/Al板材组织及性能影响，研究发现经过300℃×60min时效处理，复合板材的界面处有机械连接转变成了由γ(Mg17Al12)和β(Mg2Al3)组成的界面层连接，提高了双金属剪切强度。ARISOVAVN等研究了热处理对爆炸焊Mg/Al双金属组织及性能影响。邓清洪等研究了退火对搅拌摩擦焊Al/Mg双金属组织及性能的影响。然而，目前对于具有冶金界面反应层的Al/Mg双金属铸件热处理的研究较少，还缺乏相应的系统研究和理论支撑。
1试验材料与方法
使用A356铝合金和AZ91D镁合金，采用消失模铸造固-液复合工艺制备Al/Mg双金属铸件，其化学成分见表1。消失模铸造固-液复合的原理见图1。
表1A356化学成分
图1试验设备原理图
对制备好的Al/Mg双金属铸件均匀化退火，其热处理过程温度曲线见图2。
图2多级均匀化退火热处理温度曲线
2结果与讨论
2.1冷却方式对Al/Mg双金属铸件界面组织的影响
图3是铸态和380℃×6h均匀化退火后的Al/Mg双金属铸件界面区域的显微组织。铸态Al/Mg双金属铸件界面层主要由靠近铝侧的Al3Mg2+Mg2Si（反应层I）、中间的Al12Mg17+Mg2Si（反应层II）和靠近Mg侧的Al12Mg17+δ-Mg共晶组织（反应层III）组成；且由图3a看出，界面层无缺陷。此外，镁基体中的Al12Mg17相呈现粗大网络结构分布于晶界处，见图3d。
Al/Mg双金属铸件经均匀化退火+空冷后，界面层出现裂缝，裂缝缺陷主要存在于两个位置，一个是反应层I和Al基体的结合区域，另一个是反应层II和反应层III的结合区域。这主要由于在较快的冷却速度下，基体和界面金属间化合物的膨胀系数不同，界面处应力较大，因此，界面易于开裂。界面一旦出现裂纹缺陷将显著削弱Al/Mg双金属铸件的性能。
采用炉冷的方式，Al/Mg双金属铸件几乎没有裂纹。此外，还发现了Al基体和反应层I间的扩散层，其厚度约60μm。均匀化退火后，不管采用何种冷却方式，Mg基体和反应层III的结合区域都未产生裂缝。此外，经过均匀化退火后，镁基体中的Al12Mg17相大部分固溶到初生相中。
图3热处理前后Al/Mg双金属铸件界面区域显微组织
为了分析图3j中心产生的扩散层的组织和成分，将该区域进一步放大，结果见图4。明显看出，反应层I和Al基体之间无裂纹，且形成了一个新的反应层。根据线扫描结果可知，铝元素从Al基体向反应层I方向不断减少，镁元素则呈现相反的规律，Si元素也存在不规则的波动，这证明了反应层的形成。其中点1的成分主要是Al（Mg）固溶体；点2主要为Mg2Si相。因此，该区域的相组成是Al（Mg）固溶体+Mg2Si。
图4SEM图像和相应的EDS结果对应图3j中J区域
为了分析均匀化退火后不同反应层的组织变化情况，将Al/Mg双金属铸件不同反应层（反应层I、II、III）的组织进行放大观察，并对物相组成进行EDS分析，见图5和表2。可以看出，均匀化退火对于双金属的反应层I和反应层II的组织没有明显影响。热处理主要影响反应层III的组织，对比图5c和图5f可以发现，热处理后的共晶组织中δ-Mg晶粒尺寸变大，其分布更加均匀，这主要由于均匀化退火过程中Al12Mg17相中的Al原子固溶到δ-Mg中而造成的。
图5热处理前后不同反应层显微组织
对不同反应层中的物相进行EDS分析，见表2。分析结果表明，均匀化退火处理和铸态的Al/Mg双金属铸件界面层中不同的相成分差别不大。因此，热处理对Al/Mg双金属铸件界面层的相组成没有影响。
表2图5中不同位置EDS分析结果
2.2均匀化退火时间对Al/Mg双金属铸件界面组织的影响
可以发现，随着均匀化退火时间的增加，界面层厚度逐渐增加。这主要是由于随着退火时间的增加，反应层I和Al基体连接处的扩散层的厚度增加。退火时间从6h增加到14h，扩散层厚度增加明显，而随着退火时间的继续增加，扩散层厚度增加速度变缓。Al基体和反应层I之间存在一个新的扩散层。退火时间的增加对于反应层II和III的连接区域以及反应层III和Mg基体的连接区域没有太大影响。但对镁基体中的Al12Mg17相有较大影响，当退火时间为22h时，Al12Mg17相基本都固溶到初生相中。
图6不同均匀化退火时间的Al/Mg双金属的显微组织
（a）退火时间，14h；（b-d）分别对应于图6（a）中A、B、C区域；（e）退火时间，22h；（f-h）分别对应于图6（e）中E、F、G区域
图7不同退火时间扩散层厚度
为了确定新扩散层的相组成，对图6中D和H区域进行放大观察并进行EDS分析，结果见图8。
图8图6中D区域和H区域的SEM图像及EDS结果：（a）图6（b）中D区域SEM图像；（b-c）对应图8（a）中点1和点2的EDS结果；（d）图6（f）中H区域SEM图像；（e-f）对应图8（d）中点3和点4的EDS结果
图9为退火时间对Al/Mg双金属铸件界面不同反应层的影响，相应的EDS结果见表3。
图9不同退火时间下的Al/Mg双金属铸件界面不同反应层的SEM图
（a-c）对应于退火时间14h的反应层I、II、III的SEM图像；（d-f）对应于退火时间22h的反应层I、II、III的SEM图像
表3图9中不同点的EDS分析结果
2.3多级均匀化处理对Al/Mg双金属铸件界面组织的影响
多级均匀化退火+时效处理后的Al/Mg双金属铸件界面的显微组织见图10。可以看出，界面处也没有发现裂纹缺陷，且界面组织分布更加均匀，镁基体中的Al12Mg17相呈细小层片状析出。这表明多级化均匀退火+时效处理可以减少组织与成分偏析，优化界面和镁基体组织，有利于双金属性能的提高。同时，Al基体和反应层I之间的扩散层厚度并没有明显增加，见图10b。
图10多级均匀化退火+时效处理后的Al/Mg双金属铸件的界面显微组织：（a）界面区域SEM图像；（b-d）分别对应于图10（a）中的A、B、C区域
图11为多级均匀化退火+时效处理后Al/Mg双金属铸件界面不同反应层的显微组织。反应层I和反应层II中的Mg2Si颗粒以及反应层III的组织分布更加均匀。EDS分析结果见表4，可以看出，多级均匀化退火对界面相构成的影响不大。
图11多级均匀化退火+时效处理后的Al/Mg双金属铸件界面不同反应层的显微组织：（a-c）分别对应于图10a中的三个反应层
表4图11中不同位置EDS分析结果
3结论
（1）均匀化退火+空冷的热处理方式会使Al/Mg双金属铸件界面层产生裂纹缺陷，而均匀化退火+炉冷方式可消除Al/Mg双金属铸件界面层的裂纹缺陷，且在Al基体和Al3Mg2+Mg2Si反应层间产生了一个由Al（Mg）固溶体+Mg2Si组成的新扩散层。
（2）随着均匀化退火时间的增加，Al基体和Al3Mg2+Mg2Si反应层间的扩散层厚度不断增加，Al12Mg17+δ-Mg共晶反应层的δ-Mg晶粒尺寸逐渐增大，镁基体中的Al12Mg17相逐渐固溶到初生相中。
（3）多级均匀化退火+时效处理也可消除界面层易于出现的裂纹缺陷，相比单级均匀化退火更能均匀Al/Mg双金属铸件界面层的组织和成分，并促使镁基体中的Al12Mg17相呈细小层片状析出。