不相溶金属体系（在热力学平衡状态下混合焓为正）形成的复合材料结合了组成金属的优点，而不会产生脆性的金属间化合物[1]。这对于在核工程、航天器和电子等要求严格的领域中长期承受静态/动态热载荷至关重要[2]。Cu/Fe层压复合材料是国际热核实验反应堆（ITER）等离子体面对组件的最佳选择之一[3,4]。Mo/Ag层压复合材料确保了航天器在交变热载荷下的长期稳定运行[5,6]，而Mo/Cu层压复合材料广泛用作微电子器件中的电子封装基板和散热器[7,8]。Mg/钢层压复合材料结合了低密度、高强度、耐腐蚀性和减震能力，使其在航空航天和运输应用中具有很大的潜力[9,10]。然而，Mg-Fe体系的正混合焓阻碍了直接冶金结合的实现。传统方法依赖于中间层来促进结合，但这些中间层不可避免地在界面引入了脆性的金属间化合物。不使用中间层的直接轧制结合的界面剪切强度仅为30 MPa[11]。因此，为了满足航空航天和运输领域对高性能Mg/钢层压复合材料的需求，有必要开发能够实现直接且牢固冶金结合的新制造技术。
金属层压复合材料中的界面过渡区是由金属原子互扩散形成的，它是各组成层之间的结合纽带[12]。在这一界面实现牢固的冶金结合对于复合材料的后续加工和运行性能至关重要[13]。然而，在热力学平衡状态下，不相溶体系（如Mg/Fe）中的热力学障碍阻止了自发的合金化或互扩散。因此，实现不相溶金属组分之间的直接冶金结合具有挑战性，从而限制了这类金属体系层压复合材料的制备和应用[14,15]。目前的策略通常是在不相溶组分之间添加可互溶的中间层[16,17]。然而，这可能导致由于过度互扩散而在界面形成脆性相。例如，在Fe/Mg体系中添加Al作为中间层会形成Mg17Al12[18]，而添加Sn作为中间层则生成Mg2Sn[19]。这些界面脆性相显著削弱了复合材料的界面强度，特别是在高温和应力条件下。在这种条件下，空位驱动的原子扩散加剧[20]，进一步加速了界面断裂和失效。同时，中间层破坏了基体组分的完整性，影响了它们的优异性能。因此，直接结合不相溶金属对于保持结构和功能完整性至关重要，使它们适用于核工程、航空航天器和电子行业的热载荷环境。
不相溶金属的直接结合需要建立不相溶原子的扩散路径和界面合金化的热力学驱动力（即非平衡热力学状态），以克服正混合焓并实现互扩散和合金化[21,22]。基于这一原理，报道的实现不相溶金属均匀合金化的方法包括机械铣削[23,24]、大塑性变形[25,26]、物理气相沉积[27]、离子束混合[28]、辐照诱导合金化[29,30]和高温结构合金化[21]。这些方法通过创建热力学非平衡状态来促进不相溶金属组分的扩散，形成过饱和固溶体或非晶结构。基于Miedema模型和Alonso方法，已经建立了热力学模型，将界面能、储存能和表面能确定为不相溶金属扩散和合金化的驱动力，从而提供了理论基础[29]。然而，由于这些直接合金化方法是在固态下进行的，涉及的原子扩散系数相对较低。因此，由不相溶原子互扩散形成的界面过渡区通常局限于纳米尺度[27,29]，这不足以确保界面的宏观机械性能。为了提高不相溶金属的界面结合强度，采用了爆炸焊接和摩擦搅拌焊接等技术来创建微互锁界面，从而显著增加接触面积并提供机械互锁，从而提高界面结合强度[4]。
液固复合铸造涉及将熔融金属浇注到固体金属基底上，其中液态金属的润湿、扩散或互扩散导致冶金结合[[31], [32], [33]]。与固态结合相比，该过程中的高温增加了原子动能，降低了迁移障碍，并提供了更多的扩散路径，从而实现了快速而广泛的界面反应[34]。此外，更高的熔体温度促进了润湿和扩散，使得冶金结合更加牢固[35]。此外，液固复合铸造可以保留和利用固体金属的表面特性，从而设计和控制界面形态和结合性能[36]。
在我们的研究中，我们提出了一种通过表面喷砂和液固复合铸造制备具有直接牢固冶金结合的不相溶金属复合材料的新方法。以Mg/钢体系为模型，我们研究了熔体温度对界面微观结构和结合质量的影响，并分析了液固结合过程中的界面传热行为。此外，还揭示了界面结合和强化的机制。这项研究为实现不相溶金属之间的直接且牢固的冶金结合提供了新的途径和理论基础，为不相溶金属复合材料在核能、航空航天和电子工业中的应用提供了技术支持。
