徐 春 廖永啟 陳仁宗 張騰飛

(1.上海應(yīng)用技術(shù)大學(xué) 機械學(xué)院，上海 201418；2.上海華峰新材料研發(fā)科技有限公司，上海 200000)

鋁合金由于具有較高的比強度、優(yōu)異的傳熱性能、豐富的儲量和較低的成本等特點，在熱交換器領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用。熱交換器的全鋁化已成為發(fā)展的必然趨勢，其制造要通過釬焊來完成[1]。在釬焊時，熔解的釬料對芯材會產(chǎn)生熔蝕現(xiàn)象，降低芯材的力學(xué)性能和液態(tài)釬料的流動性，對焊接產(chǎn)品的力學(xué)、耐蝕性和焊接效果產(chǎn)生影響[2]。

在芯材與釬焊層之間增加阻擋層，不僅能夠阻擋芯材元素的擴散，而且能夠在一定程度上抑制釬料對芯材的熔蝕作用。但是對于中冷器等5層鋁合金熱傳輸材料，即使有阻擋層的作用，經(jīng)釬焊后仍會發(fā)生嚴(yán)重熔蝕。Nylen和Wittebrood等[3- 4]研究了預(yù)拉伸變形程度對釬料與芯層直接結(jié)合材料的抗熔蝕性能的影響，發(fā)現(xiàn)一定程度的預(yù)拉伸變形顯著改善了材料的抗熔蝕性能。

本文對5層中冷器材料進行預(yù)拉伸，研究預(yù)拉伸變形程度對焊后耐熔蝕性能的影響，以期為實際生產(chǎn)提供理論參考。

1 試驗材料與方法

試驗選用材料為0.6 mm厚的鋁合金5層熱傳輸復(fù)合板料。其生產(chǎn)工藝為：熔煉鑄造→鑄錠均勻化處理→鋁合金單板熱軋→鋁合金5層疊軋→冷軋→退火。其中均勻化工藝為590 ℃×10 h，熱軋溫度與退火溫度分別為500和380 ℃。各層材料的化學(xué)成分及復(fù)合率見表1。

表1 復(fù)合板主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))及比例Table 1 Main chemical composition (mass fraction) and proportions of the composite plates %

鋁合金5層熱傳輸復(fù)合板料經(jīng)退火后，切成尺寸24.5 mm×2 mm×0.6 mm的試樣。采用Zwick/Roell- Z010拉伸機進行變形量分別為2.5%、5%、7.5%和10%的預(yù)拉伸。拉伸后采用RWF- 1100釬焊爐進行釬焊，升溫速率為30 ℃/min，升溫至603 ℃后保溫3 min空冷。

將試樣切成2 mm×2 mm× 0.6 mm大小后鑲嵌，并用400號和1 000號砂紙依次預(yù)磨并機械拋光至鏡面。采用3.55%氫氟酸腐蝕40 s，然后在Axio- Imager.A2m光學(xué)顯微鏡上觀察材料焊后的顯微組織。為觀察晶粒組織形貌，對試樣進行陽極覆膜處理。覆膜液為：HBF4(25 g)，H3BO3(5 g)，加蒸餾水至1 L；覆膜參數(shù)：電壓17～25 V，電流0.20～1.0 A，時間3～4 min。最后采用Axio- Imager.A2m偏振顯微鏡觀察晶粒組織。

2 試驗結(jié)果

2.1 預(yù)拉伸變形量對材料耐熔蝕性能的影響

影響熔蝕的主要因素有材料的成分、軋制工藝和最終狀態(tài)等，而預(yù)拉伸能夠影響材料的再結(jié)晶行為[5- 7]。圖1所示為經(jīng)不同變形量預(yù)拉伸的材料焊后顯微組織。其中圖1(a)為未預(yù)拉伸材料焊后的顯微組織，可以發(fā)現(xiàn)其釬焊層出現(xiàn)大顆粒的過渡層，厚度為95 μm；圖1(b)為經(jīng)過2.5%的預(yù)拉伸材料焊后的顯微組織，其釬焊層同樣出現(xiàn)大顆粒的過渡層，且更厚，為119 μm。但經(jīng)5%和7.5%預(yù)拉伸的材料焊后，其釬焊層并未出現(xiàn)大顆粒的過渡層，只有一層厚度分別為78和69 μm的單色層，如圖1(c)與1(d)所示；但當(dāng)預(yù)拉伸變形量繼續(xù)增大至10%時，這一單色層厚度則增加到了83 μm，同時出現(xiàn)了破裂，如圖1(e)所示。鋁合金與釬焊層的中間過渡層的不同形貌說明熔蝕情況不同，不同預(yù)拉伸變形量下的熔蝕率見表2。可以發(fā)現(xiàn)，材料的抗熔蝕性有一個最佳區(qū)域，5%和7.5%預(yù)拉伸試樣的抗熔蝕性最佳，其次是10%預(yù)拉伸的試樣。

圖1 (a)0%、(b)2.5%、(c)5%、(d)7.5%和(e)10%預(yù)拉伸材料焊后的熔蝕形貌Fig.1 Erosion morphologies of materials after pre- streching to deformation amounts of (a) 0%, (b) 2.5%, (c) 5%, (d)7.5% and (e) 10% then welding

表2 不同預(yù)拉伸變形量下的熔蝕深度及熔蝕率Table 2 Erosion depth and rate after pre- streching to different deformation amounts

2.2 預(yù)拉伸變形量對材料晶粒組織的影響

圖2所示為經(jīng)不同變形量預(yù)拉伸的材料焊后陽極覆膜的形貌。陽極覆膜不同的顏色和形態(tài)反映了不同變形晶粒的尺寸與形貌。圖2(a)為未預(yù)拉伸材料焊后的晶粒組織形貌， 可見釬焊層的晶粒粗大且晶界處缺陷較多，阻擋層被部分滲透，芯層保持完全再結(jié)晶剛結(jié)束后的細小晶粒狀態(tài)。圖2(b)為經(jīng)過2.5%預(yù)拉伸的材料焊后的晶粒組織形貌，釬焊層的晶粒更為粗大且晶界處缺陷更多，阻擋層基本完全被滲透，但芯層的晶粒組織更細小。圖2(c)和2(d)分別為經(jīng)過5%和7.5%預(yù)拉伸的材料焊后的晶粒組織形貌，釬焊層無晶界缺陷出現(xiàn)，阻擋層和芯層為部分再結(jié)晶狀態(tài)。圖2(e)為經(jīng)10%預(yù)拉伸的材料焊后晶粒組織形貌，釬焊層無晶界缺陷出現(xiàn)，芯層晶粒沿拉伸方向基本呈纖維狀，未發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶；阻擋層被少量Si元素滲透，與芯層出現(xiàn)明顯的“分層”現(xiàn)象。

圖2 (a)0%、(b)2.5%、(c)5%、(d)7.5%和(e)10%預(yù)拉伸的材料焊后陽極覆膜的形貌Fig.2 Morphologies of anodic film mulching of materials after pre- streching to deformation amounts of (a) 0%, (b) 2.5%, (c) 5%, (d) 7.5% and (e) 10% then welding

3 分析與討論

試驗采用5層鋁合金復(fù)合板料的Si含量不同。第1層和第5層Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)均為10%，第2層和第4層不含Si，第3層Si的質(zhì)量分?jǐn)?shù)僅為0.5%。由于5層材料的Si濃度不同，導(dǎo)致存在厚向濃度差，高溫釬焊時，使得高濃度的Si向低濃度的芯層方向擴散。圖3為不同變形量預(yù)拉伸的材料焊后Si含量的面掃描圖。由于阻擋層和芯層的Si濃度增加，使得熔化溫度下降。釬焊時，基體中的Si向晶界處富集，因此晶界處首先熔化，即出現(xiàn)晶界熔蝕[8]，從而使得晶界處缺陷增多。由表2可以得出：材料經(jīng)過預(yù)拉伸后，抗熔蝕性能隨著拉伸變形量的增加先降低后提高、再降低。即未預(yù)拉伸與2.5%預(yù)拉伸的材料發(fā)生嚴(yán)重熔蝕現(xiàn)象，5%和7.5%預(yù)拉伸材料的熔蝕現(xiàn)象得到較大改善，晶界基本未出現(xiàn)熔蝕現(xiàn)象，只發(fā)生少量液膜移動滲透。這是因為經(jīng)過5%或7.5%預(yù)拉伸變形后，晶粒沿拉伸方向被拉長，部分晶界消失，Si元素沿晶界向芯層方向擴散的路徑減少，因此晶界的熔蝕現(xiàn)象明顯減弱。而經(jīng)10%預(yù)拉伸的材料，其內(nèi)部開始產(chǎn)生裂紋，少量的Si元素能夠沿著位錯以及缺陷向芯層滲透，所以在阻擋層有一條淺白色的滲透帶。

圖3 (a)0%、(b)2.5%、(c)5%、(d)7.5%和(e)10%預(yù)拉伸材料焊后Si含量的面掃描圖Fig.3 Surface scanning patterns of Si content of materials after pre- streching to deformation amounts of (a) 0%,(b) 2.5%,(c) 5%,(d) 7.5% and (e) 10% then welding

4 結(jié)論

5層鋁合金熱傳輸材料經(jīng)過不同變形量的預(yù)拉伸焊后，其熔蝕性能的變化規(guī)律為：當(dāng)變形量由0增加到2.5%時，熔蝕程度增大，繼續(xù)增大變形量至7.5%，熔蝕程度顯著降低，即存在一個最佳預(yù)拉伸變形量，即7.5%的預(yù)拉伸最佳，能夠有效減輕熔蝕現(xiàn)象。繼續(xù)增加預(yù)拉伸變形量，材料的耐熔蝕性能又降低。

無拉伸與2.5%預(yù)拉伸的材料焊后晶界熔蝕與液膜移動都很嚴(yán)重，5%與10%預(yù)拉伸的材料焊后主要發(fā)生液膜移動滲透，并且只發(fā)生在部分邊界，其中10%預(yù)拉伸的材料焊后除發(fā)生少量液膜移動滲透外，少量Si還通過晶粒缺陷向芯層擴散，在阻擋層處形成了淺白色的滲透帶。