铜/钢双金属复合材料是通过复合方法将铜、钢两种金属结合起来，使其获得两种单一金属都不具备的综合性能［1-2］，不仅解决了单一材料无法达到的高强度问题，而且能够减少有色金属的使用，有效降低成本，提高经济效益［3］。目前，铜/钢双金属界面结合品质往往较差，主要表现为两侧基体组织粗大、界面扩散距离不足等，导致铜/钢双金属材料界面开裂，铜层脱落，从而缩短构件的使用寿命。研究发现，通过改变铸造工艺参数［4-5］，添加合金元素［6］以及热处理［7-8］等可以改善铜/钢双金属的组织性能，其中热处理对于提高铜/钢双金属复合材料的综合性能有着重要的意义。任冰冰等［9］用高铅青铜CuPb15Sn7/45钢双金属进行熔铸复合，通过改变加热条件和冷却速率制备出结合效果优异的双金属材料，界面抗拉强度达到200 MPa。林国标等［10］研究了退火热处理对ZQSn10-2锡青铜合金组织和性能的影响，发现经退火后的合金强度和伸长率均大幅提高。但是，上述研究均为常规热处理，浇注后冷却至室温需重新加热进行热处理，铜/钢复合界面会因两种材料的热膨胀系数不同而产生开裂。本研究将固-液复合铸造过程与淬火工艺相结合，通过OM、SEM、EDS、EBSD以及力学性能测试等方法，研究不同淬火温度对ZCuSn10Pb10铜/42CrMo钢双金属复合材料组织性能的影响，旨在为铜/钢双金属材料的应用提供参考。1试验材料及方法选用ZCuSn10Pb10为液态合金材料，42CrMo钢为固态基体材料。两种材料化学成分分别见表1和表2。试验前将42CrMo钢加工成ϕ70 mm×70 mm，并在一端加工出ϕ34 mm×60 mm的圆柱凹槽。机加工完成后对42CrMo钢基体表面进行酸洗（10%的HCl水溶液）、碱洗（10%的NaOH水溶液）和涂层等表面处理。ZCuSn10Pb10合金利用井式电阻炉进行熔炼，温度为（1 200±20） ℃，熔炼时先将烘干的纯Cu、纯Ni（质量分数均为99.0%）放入石墨坩埚中，待其熔化后，将片状石墨和Cu-14P合金的 2/3加入铜液中，按照合金元素熔点高低顺序依次加入Zn、Pb、Sn；时间间隔为5～7 min，最后加入剩余的Cu-14P合金并进行搅拌，保温30 min后将合金液浇注到预热1 200 ℃的钢基体中。10.15980/j.tzzz.2024.03.001.T001表1ZCuSn10Pb10合金的主要化学成分Tab.1Main chemical composition of ZCuSn10Pb10 alloywBSnPbNiZnPCu9~119~1121.70.05~0.1余量%10.15980/j.tzzz.2024.03.001.T002表242CrMo钢的主要化学成分Tab.2Main chemical composition of 42CrMo steelwBCrMnCSiMoPFe1.200.80.450.370.25≤0.03余量%图1为铜/钢双金属试样制备及热处理过程示意图。当浇注结束后将ϕ0.03 mm 的 WRNK-191 热电偶固定在距离钢基体底部2 cm 处，连接 KicStart 温度采集卡记录合金的凝固温度。待凝固温度分别降低至400、600、800、1 000和1 200 ℃时迅速进行油淬，冷却至室温取出进行回火（500 ℃×3 h），以消除试样淬火时产生的残留应力，防止试样变形和开裂。10.15980/j.tzzz.2024.03.001.F001图1铜/钢双金属试样制备及热处理过程示意图Fig.1Schematic diagram of preparation and heat treatment process of copper/steel bimetal specimens剪切强度是测试双金属力学性能的常用手段［11］。图2为铜/钢双金属取样方法及剪切模具尺寸示意图，使用WDW-20/30万能电子力学试验机进行剪切试验，常温剪切性能测试按照 GB 12948-1991［12］进行，测得铜/钢双金属的剪切强度。采用 TUKON-2100B 型维氏硬度计测量双金属界面的显微硬度（HV0.05），测试方法根据GB/T 4340.1-2009［13］进行。金相试样铜侧按照氨水、双氧水、蒸馏水体积比为1∶1∶3配制腐蚀液，将试样腐蚀面完全浸入腐蚀液中90～120 s，钢侧使用体积分数为4%的硝酸酒精溶液对试样表面擦拭5～7 s。10.15980/j.tzzz.2024.03.001.F002图2铜/钢双金属取样方法及剪切模具尺寸图Fig.2Sampling method of copper/steel bimetal and dimensions of shear dies2试验结果与分析2.1Cu-Pb-Sn/Fe双金属力学性能图3为不同淬火温度下铜/钢双金属界面剪切强度曲线图。可以看出，空冷状态下，铜/钢双金属界面剪切强度仅为200.6 MPa，随着淬火温度的升高剪切强度呈现先升高后降低的趋势。当淬火温度为800 ℃时，剪切强度达到247.2 MPa。10.15980/j.tzzz.2024.03.001.F003图3不同淬火温度下铜/钢双金属界面结合强度Fig.3Interface bonding strength of copper/steel bimetal at different quenching temperatures图4为不同淬火温度下铜/钢双金属的显微硬度，界面左侧为钢的硬度值，右侧为铜的硬度值。在空冷状态下，钢侧显微硬度（HV）约为270，铜侧约为90。淬火后，钢侧显微硬度大幅上升至约为330，铜侧上升至约为110，且两侧显微硬度随着淬火温度的升高而升高。10.15980/j.tzzz.2024.03.001.F004图4不同淬火温度下铜/钢双金属显微硬度Fig.4Microhardness of copper/steel bimetal at different quenching temperatures2.2Cu-Pb-Sn/Fe双金属微观组织图5为空冷条件下铜/钢双金属界面元素面扫描图，铜层组织主要由α-Cu基体相、Pb颗粒以及δ- Cu31Sn8相构成。可以看出，α-Cu基体呈典型的枝晶结构，Pb与Cu完全不相溶，因此Pb颗粒以游离态分布于枝晶间，δ相是以电子化合物Cu31Sn8为基体的固溶体，具有复杂的体心立方结构和硬而脆的特性，一般存在于枝晶间，面扫描图中Sn元素出现偏聚现象，即为δ-Cu31Sn8相分布位置。10.15980/j.tzzz.2024.03.001.F005图5空冷条件下铜/钢双金属SEM图及元素面扫描Fig.5SEM images and elemental surface scanning of copper/steel bimetal under air-cooled conditions图6为不同淬火温度下铜/钢双金属界面金相组织。从图6a可以看出，在空冷条件下，α-Cu 相枝晶粗大且发达。淬火后，由于冷却速率的加快，二次枝晶逐渐被溶断，一次枝晶臂缩短，树枝晶明显减小，见图6b～图6f，实现了良好的晶粒细化效果，且随着淬火温度升高，晶粒细化效果更加明显。当淬火温度为800 ℃时，晶粒分布均匀且排列紧密。10.15980/j.tzzz.2024.03.001.F006图6不同淬火温度下铜/钢双金属界面金相组织Fig.6Metallographic strucuture of copper/steel bimetallic interface at different quenching temperatures图7为Image J软件统计ZCuSn10Pb10合金中相同尺寸范围内的不同Pb颗粒尺寸数量。可以看出，Pb颗粒尺寸大部分集中在0～450 μm2范围内，大于450 μm2的Pb颗粒较少，在空冷条件下，0～150 μm2的Pb颗粒相对较少。淬火后，0～50 μm2内的Pb颗粒数量大幅上升，大于50 μm2的Pb颗粒相对减少，当淬火温度为800 ℃时，Pb颗粒细化效果最为明显。10.15980/j.tzzz.2024.03.001.F007图7不同淬火温度下铜/钢双金属界面处铜侧Pb颗粒数目统计图Fig.7Statistics of Pb particles on the copper side at the copper/steel bimetallic interface under different quenching temperatures在铜合金凝固过程中，枝晶先行生长，铜侧Pb颗粒由于熔点低则填满枝晶间隙［14］，因此，不同的枝晶形态决定了Pb颗粒形态。在空冷条件下，Pb颗粒发生 Marangoni运动和Stokes运动［15-17］，在不断的碰撞中发生团聚，从而富集长大，见图7a。由图7b～图7f可以看出，淬火后冷却速率加快，Pb颗粒发生碰撞凝聚时间缩短，开始逐渐细化，当淬火温度为800 ℃时，Pb颗粒细化效果最为明显。此时枝晶较为紧密的分布，使Pb颗粒受到枝晶之间的相互挤压被迫减小，这种形态的Pb颗粒是一个较弱的应力集中体，其强度性能较好。图8为不同淬火温度下铜/钢双金属界面处原子互扩散距离图。可以看出，空冷条件下，铜/钢互扩散距离为6.73 μm，淬火后，铜/钢互扩散距离均有所提升，且随着温度上升，互扩散距离先增大后减少。当淬火温度为800 ℃时，铜/钢双金属原子互扩散距离达到了最大，为11.95 μm。10.15980/j.tzzz.2024.03.001.F008图8不同淬火温度下铜/钢双金属界面处原子互扩散距离Fig.8Atomic interdiffusion distances at the copper/steel bimetallic interface under different quenching temperatures图9为铜/钢双金属空冷和800 ℃淬火后界面IPF取向图，界面上端为钢侧，下端为铜侧，铜侧晶粒尺寸明显大于钢侧，且每种颜色均代表一种晶粒取向。图9中X、Y、Z 3个方向上颜色比较杂乱，说明不具有择优取向。界面处铜侧存在细晶区，相比铜侧远端的晶粒尺寸明显细小。相比空冷条件下，淬火后界面处铜侧细晶区的晶粒尺寸变得更加细小，增加了α-Cu的晶界。晶界是界面原子扩散的主要通道，晶界的增多使得Fe原子向α-Cu中的扩散通量增大，从而使得铜/钢双金属界面处原子互扩散距离增大。10.15980/j.tzzz.2024.03.001.F009图9铜/钢双金属空冷和800 ℃淬火后界面IPF取向图Fig.9IPF orientation at the interface of copper/steel bimetal after air cooling and quenching at 800 °C图10为空冷和800 ℃淬火条件下铜/钢双金属界面处铜侧晶界取向差分布图，界面上端为钢侧，下端为铜侧。图中黑色线条为大角度晶界，灰色为小角度晶界。可以看出，小角度晶界主要集中在0～5°，大角度晶界的取向差分布在30°～50°。进行淬火后，铜侧晶界比空冷条件下大角度晶界数量多，大角度晶界的增多会增加界面处原子的扩散通道，有利于原子的迁移，使其铜/钢双金属界面原子互扩散距离增大，从而提高界面剪切强度。10.15980/j.tzzz.2024.03.001.F010图10空冷和800 ℃淬火条件下铜/钢双金属界面处铜侧晶界取向差分布图Fig.10Distribution of grain boundary orientation difference on the copper side at the copper/steel bimetallic interface under air-cooled and quenched conditions at 800 ℃3结论（1）淬火能够增加铜/钢双金属的硬度，提高铜/钢双金属界面的剪切强度。当淬火温度为800 ℃时，钢侧硬度（HV）达到330，铜侧硬度达到110，剪切强度达到最高，为247.2 MPa。（2）淬火使得二次枝晶被熔断，一次枝晶臂缩短，Pb颗粒细化效果明显。当淬火温度为800 ℃时，枝晶排列紧密，Pb颗粒细小且分布均匀。（3）淬火会使界面处铜侧细晶区晶粒明显细化，增加了α-Cu的晶界，从而使铜/钢双金属界面处原子互扩散距离增大。当淬火温度为800 ℃时，原子互扩散距离达到最大，为11.95 μm。10.15980/j.tzzz.2024.03.001.F011