釬焊后冷卻速率對(duì)4004/308/4004復(fù)合板微觀組織及力學(xué)性能的影響

張文靜，韓念梅，金曉杰，趙丕植，張?jiān)讫?/p>

(1.中鋁材料應(yīng)用研究院有限公司 蘇州分公司，江蘇 蘇州 215026；2.東北輕合金有限責(zé)任公司，黑龍江 哈爾濱 150060)

鋁熱傳輸材料作為一類(lèi)重要的金屬?gòu)?fù)合材料，被廣泛應(yīng)用于汽車(chē)熱交換器、軌道交通冷卻器、工程機(jī)械換熱、電站空氣冷卻、家用空調(diào)等領(lǐng)域。其中，汽車(chē)工業(yè)是鋁熱傳輸材料應(yīng)用量最大的領(lǐng)域，目前主要用于制造汽車(chē)水箱散熱器、暖風(fēng)機(jī)、油冷器、中冷器及汽車(chē)空調(diào)用蒸發(fā)器、冷凝器等[1-2]。

汽車(chē)熱交換器是由流體管道和散熱翅片通過(guò)釬焊法裝配而成的。在高溫釬焊時(shí)，翅片強(qiáng)度降低發(fā)生軟化變形，可能使導(dǎo)管與散熱翅片焊合不牢固，甚至產(chǎn)生虛焊或脫焊現(xiàn)象，影響水箱的散熱效果。因此，在釬焊過(guò)程中，復(fù)合板皮材及芯材微觀組織及性能的變化對(duì)汽車(chē)熱交換器的釬焊和使用性能至關(guān)重要[3-4]。目前，國(guó)內(nèi)外研究者圍繞釬焊凝固過(guò)程及釬焊接頭的形成進(jìn)行了大量的研究。研究表明：皮材中的Si 主要沿著芯材晶界擴(kuò)散形成α(Al)+Si 共晶，從而降低芯材的強(qiáng)度，導(dǎo)致高溫釬焊時(shí)發(fā)生軟化變形，影響釬焊性能[5-8]?；诖耍緦?shí)驗(yàn)研究真空釬焊后不同冷卻速率對(duì)4004/308/4004復(fù)合板微觀組織和力學(xué)性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

以308鋁合金(公司內(nèi)部牌號(hào))為芯材，兩面包覆4004鋁合金作為皮材，高溫釬焊時(shí)熔化成為釬料，三層材料形成三明治結(jié)構(gòu)。合金設(shè)計(jì)成分如表1所示。

表1 芯材和皮材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of core alloy and clad alloy(wt/%)

芯材308鋁合金鑄錠銑面后的規(guī)格為418 mm×1 400 mm×4 000 mm，皮材4004鋁合金鑄錠銑面后規(guī)格為47 mm×1 300 mm×4 000 mm。打磨皮材結(jié)合面，采用航空汽油擦拭芯材的表面。采用熱軋進(jìn)行復(fù)合，開(kāi)軋溫度為480 ℃，熱軋至厚度7.8 mm進(jìn)行冷軋，冷軋規(guī)程為7.8 mm→5.2 mm→3.2 mm→2.5 mm，最后進(jìn)行拉彎矯直、清洗，290 ℃2 h成品退火。

在實(shí)驗(yàn)室對(duì)成品厚度為2.5 mm的4004/308/4004復(fù)合板采用納博熱爐子進(jìn)行釬焊試驗(yàn)。釬焊制度：試樣隨爐升溫到610 ℃保溫15 min， 采用不同冷卻速率(1#試樣水冷；2#試樣空冷；3#試樣隨爐冷至400 ℃出爐空冷；4#試樣隨爐冷至180 ℃出爐空冷)來(lái)考察釬焊后冷卻速率對(duì)4004/308/3004復(fù)合板微觀組織及力學(xué)性能的影響。

釬焊后不同冷卻速率的試樣經(jīng)過(guò)拋光和陽(yáng)極覆膜后，采用OLYMPUS GX51金相顯微鏡和JOEL-6480掃描電鏡進(jìn)行顯微組織觀察及能譜分析，采用Tecnai G220型透射電鏡觀察芯材第二相形貌及分布。

2 結(jié)果與討論

2.1 冷卻速率對(duì)4004/308/4004復(fù)合板包覆層熔蝕深度的影響

圖1為釬焊后不同冷卻速率4004/308/4004復(fù)合板的覆膜組織形貌。釬焊后不同冷卻速率4004/308/4004復(fù)合板的平均熔蝕深度見(jiàn)圖2。

圖1 釬焊后不同冷卻速率4004/308/4004復(fù)合板的覆膜組織形貌Fig.1 Microstructure morphologies of 4004/308/4004 composites with different cooling rates after brazing

由圖2可以看出，1#試樣釬焊后水冷，熔蝕平均深度為141 μm；2#試樣釬焊后空冷，熔蝕平均深度為143 μm；3#試樣隨爐冷至400 ℃出爐空冷，熔蝕平均深度為167 μm；4#試樣隨爐冷至180 ℃出爐空冷)熔蝕平均深度為189 μm。由此可見(jiàn)，隨著冷卻速率的減小，熔蝕平均深度增大。

圖2 釬焊后不同冷卻速率4004/308/4004復(fù)合板的平均熔蝕深度Fig.2 Average dissolution depths of 4004/308/4004 composites with different cooling rates after brazing

對(duì)4004/308/4004復(fù)合板進(jìn)行EPMA元素分布分析，結(jié)果見(jiàn)圖3。由圖3可以看出，由于皮材4004與芯材308鋁合金存在較大的Si濃度梯度，皮材4004鋁合金w(Si)=9.749%，接近共晶成分，在高溫釬焊過(guò)程中，當(dāng)溫度加熱至580 ℃～610 ℃時(shí)，皮材中的Al-Si共晶合金在577℃時(shí)開(kāi)始熔化，熔融金屬沿著晶界向芯部金屬擴(kuò)散，在皮材和芯部金屬界面處形成一層α(Al)+Si共晶擴(kuò)散帶[9]。

圖3 4004/308/4004復(fù)合板EPMA元素分布分析Fig.3 EPMA element distribution analysis of 4004/308/4004 composite sheets

在釬焊保溫及冷卻至室溫過(guò)程中，1#試樣、2#試樣由于尺寸較小，釬焊后水冷與空冷的冷卻速率相差不大，冷速都較快。根據(jù)菲克定律[8]，溫度是影響擴(kuò)散速率最主要的因素，溫度越高，原子熱激活能量越大，越容易發(fā)生遷移。 3#、4#試樣由于是隨爐冷卻至一定溫度后空冷，在高溫保溫時(shí)間較1#、2#試樣的長(zhǎng)，元素?cái)U(kuò)散速率較快，擴(kuò)散時(shí)間較長(zhǎng)。因此，隨著淬火冷卻速率的減小，皮材Si元素向芯材的擴(kuò)散速度逐漸增大，熔蝕深度逐漸增加。

2.2 冷卻速率對(duì)4004/308/4004復(fù)合板芯材導(dǎo)電率和第二相的影響

對(duì)釬焊后不同冷卻速率的4004/308/4004復(fù)合板去除皮材后進(jìn)行芯材的導(dǎo)電率測(cè)量，結(jié)果如圖4所示。由圖4可見(jiàn)，隨著冷卻速率的降低，導(dǎo)電率呈逐漸增加的趨勢(shì)。根據(jù)3×××系鋁合金的導(dǎo)電率與固溶元素間的關(guān)系[10]，導(dǎo)電率主要受Fe和Mn固溶含量的影響，而Fe基本上以化合物的形式存在，因此導(dǎo)電率主要受固溶態(tài)Mn含量的影響。隨著冷卻速率的降低，導(dǎo)電率逐漸增大，理論上說(shuō)明隨著冷卻速率的降低，逐漸析出更多含Mn相，即AlMnSi或AlMn(Fe)Si相。為了分析不同冷卻速率對(duì)導(dǎo)電率影響的原因，采用掃描電鏡對(duì)釬焊后不同冷卻速率的芯材進(jìn)行了微觀組織觀察及芯材第二相體積分?jǐn)?shù)統(tǒng)計(jì)，結(jié)果見(jiàn)圖5、圖6。

圖4 釬焊后不同冷卻速率4004/308/4004復(fù)合板芯材的導(dǎo)電率Fig.4 Conductivity of core material of 4004/308/4004 composite sheets with different cooling rates after brazing

圖5 釬焊后不同冷卻速率4004/308/4004復(fù)合板的芯材第二相形貌Fig.5 Second phase morphologies of core material of 4004/308/4004 composite sheets with different cooling rates after brazing

圖6 釬焊后不同冷卻速率4004/308/4004復(fù)合板的芯材第二相體積分?jǐn)?shù)統(tǒng)計(jì)Fig.6 Second-phase volume fraction statistics of core material of 4004/308/4004 composites with differentcooling rates after brazing

從圖5可以看出，冷卻速率對(duì)釬焊后芯材第二相分布有明顯影響。通過(guò)掃描電鏡及能譜分析發(fā)現(xiàn)，不同冷卻速率釬焊后的芯材都存在尺寸大于1 μm的亮色第二相，均為AlMn(Fe)Si相。由圖6可以看出，隨著冷卻速率的降低，第二相明顯較多。

通過(guò)分析4004/308/4004復(fù)合板芯材308鋁合金的整個(gè)生產(chǎn)過(guò)程(熔鑄、熱軋、冷軋、釬焊)，來(lái)分析釬焊后不同冷卻速率對(duì)粗大第二相的影響。1#～4#試樣由于其成分及熔鑄工藝相同，故鑄錠中初生的共晶化合物主要為(Fe,Mn)Al6及α相-Al12(Fe,Mn)3Si。這些化合物主要呈粗大的骨骼狀、片狀以及塊狀，通常沿枝晶邊界分布[9-10]。在隨后的均勻化熱處理過(guò)程中隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，化合物逐漸溶斷、尺寸減小，同時(shí)球化趨勢(shì)明顯，化合物呈現(xiàn)出明顯的鏈珠狀外形特征；晶內(nèi)析出細(xì)小的點(diǎn)狀或棒狀的AlMnSi、AlFeMnSi彌散相(約50 nm～100 nm)，晶界或粗大的析出相附近出現(xiàn)PFZ[11]。均勻化處理后，在熱軋過(guò)程中，主要發(fā)生的是大塊狀粗大化合物在軋制力作用下的破碎和分裂，形成大量尺寸較小的化合物。熱軋開(kāi)始階段，析出新的彌散相，彌散相的數(shù)量急劇增大，平均直徑急劇降低，隨后的熱軋過(guò)程中彌散相的直徑及數(shù)量均不發(fā)生變化。冷軋過(guò)程中彌散相的大小和數(shù)量不會(huì)發(fā)生變化，彌散相隨機(jī)分布在晶粒內(nèi)部。因?yàn)?#～4#試樣在釬焊前其生產(chǎn)工藝均相同，因此可以推斷出圖5掃描圖片中觀察到的第二相的變化是由釬焊后冷卻速率不同導(dǎo)致的。

在610 ℃時(shí)保溫15 min的釬焊過(guò)程中會(huì)發(fā)生第二相的部分回溶，釬焊后的1#試樣水冷和2#試樣空冷，冷卻速率較快，可獲得較高過(guò)飽和度的固溶體。3#試樣隨爐冷至400 ℃出爐空冷， 4#試樣隨爐冷至180 ℃出爐空冷，釬焊后冷卻速率的降低將導(dǎo)致過(guò)飽和固溶體迅速分解，以非均勻形核的方式析出粗大平衡相，因此隨著冷卻速率的降低，芯材第二相AlMn(Fe)Si相明顯增多。隨著冷卻冷卻速率的降低，導(dǎo)電率逐漸增大，理論上說(shuō)明隨著冷卻速率的降低，逐漸析出更多含Mn相，掃描微觀組織很好地印證了這一點(diǎn)。

2.3 冷卻速率對(duì)4004/308/4004復(fù)合板自然時(shí)效性能的影響

釬焊后采用不同冷卻速率的試樣放置不同時(shí)間硬度和強(qiáng)度的變化如圖7所示。

由圖7可見(jiàn)，強(qiáng)度與硬度變化趨勢(shì)類(lèi)似，冷卻速率對(duì)4004/308/4004復(fù)合板釬焊后的自然時(shí)效效果有明顯影響。1#、2#試樣硬度、強(qiáng)度隨放置時(shí)間延長(zhǎng)而增大；3#試樣硬度、強(qiáng)度隨放置時(shí)間延長(zhǎng)僅略有增大；4#試樣硬度、強(qiáng)度隨放置時(shí)間延長(zhǎng)變化不明顯。

圖7 釬焊后不同冷卻速率的試樣放置不同時(shí)間硬度和強(qiáng)度的變化Fig.7 The change of hardness and strength of specimens with different cooling rates after brazing

合金在釬焊冷卻后得到的固溶體過(guò)飽和程度對(duì)時(shí)效強(qiáng)化效果具有決定性作用，基體中溶質(zhì)濃度越高，在自然時(shí)效過(guò)程中析出傾向越大。冷卻速率降低，在第二相粒子、晶界等位置析出的較粗大平衡相消耗了基體內(nèi)用于強(qiáng)化相析出的溶質(zhì)原子，導(dǎo)致合金時(shí)效時(shí)的析出相減少。此外，冷卻速率減小時(shí)，合金過(guò)飽和固溶體中的空位濃度也會(huì)下降，從而不利于時(shí)效時(shí)原子的擴(kuò)散，也會(huì)造成強(qiáng)化相析出的減少或延緩。

在4004/308/4004復(fù)合板釬焊過(guò)程中，隨著冷卻速率的減小，溶質(zhì)原子不斷析出，以非均勻形核的方式析出粗大平衡相AlMn(Fe)Si相(尺寸大于1 μm)和AlMnSi彌散相(尺寸為100 nm～200 nm)，見(jiàn)圖8。

對(duì)釬焊后不同冷卻速率的試樣放置一個(gè)月后進(jìn)行TEM組織觀察(圖8)發(fā)現(xiàn)，隨著淬火冷卻速率的降低，芯材308鋁合金中彌散相AlMnSi的直徑逐漸增大，數(shù)量逐漸減小。1#及2#試樣由于冷卻速率較快，彌散相的粗化過(guò)程來(lái)不及進(jìn)行，由圖8a、c可見(jiàn)，AlMnSi相大部分呈細(xì)小的球狀，平均尺寸為100 nm；3#試樣由于隨爐冷卻至400 ℃空冷，相當(dāng)于經(jīng)歷了均勻化的降溫過(guò)程，彌散相在高溫下發(fā)生了粗化長(zhǎng)大，由圖8e所示，AlMnSi相為多面體，平均尺寸為150 nm；4#試樣隨爐冷卻至180 ℃空冷，較3#試樣的高溫停留時(shí)間長(zhǎng)，多面體AlMnSi相進(jìn)一步長(zhǎng)大，平均尺寸為200 nm(由圖8g所示)。

圖8 釬焊后不同淬火冷卻速率試樣的TEM組織及能譜分析Fig.8 TEM microstructure and the energy spectrum analysis of specimens with different quenching cooling rates after brazing

在2.2的論述中，隨著冷卻速率的降低，電導(dǎo)率逐漸增大，理論上說(shuō)明隨著冷卻速率的降低，基體內(nèi)逐漸析出更多含Mn相，通過(guò)TEM組織分析，發(fā)現(xiàn)冷卻過(guò)程中析出大量尺寸為100 nm～200 nm的AlMnSi彌散相，可以很好地解釋釬焊后隨著冷卻速率降低，電導(dǎo)率逐漸增大的現(xiàn)象。而大量的AlMnSi彌散相的析出消耗了基體內(nèi)用于時(shí)效強(qiáng)化相析出的溶質(zhì)原子，降低了后續(xù)自然時(shí)效過(guò)程中相轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力，削弱了時(shí)效強(qiáng)化能力。

3 結(jié) 論

1)釬焊過(guò)程中，由于皮材與芯材存在較大的Si的濃度梯度， Si元素沿著晶界向芯部金屬擴(kuò)散，隨著冷卻速率的減小，皮材Si元素向芯材的擴(kuò)散逐漸增大，熔蝕深度逐漸增加。

2)隨著冷卻速率的降低，4004/308/4004復(fù)合板芯材導(dǎo)電率逐漸增大。

3)冷卻速率對(duì)4004/308/4004復(fù)合板釬焊后的自然時(shí)效效果有明顯影響。隨著冷卻速率的減小，溶質(zhì)原子不斷析出，形成的AlMnSi彌散相在緩慢冷卻過(guò)程中發(fā)生了析出長(zhǎng)大，降低固溶體過(guò)飽和度，削弱了后續(xù)自然時(shí)效強(qiáng)化的能力。

4)實(shí)驗(yàn)室條件下釬焊后快速冷卻更有利于提高4004/308/4004復(fù)合板的綜合性能，但工業(yè)化生產(chǎn)中需根據(jù)具體產(chǎn)品和釬焊設(shè)備要求確定合適的釬焊后冷卻速率。