热交换器用铝合金复合管材的制备新技术

韩 星, 杨英春, 王立娟, 孙 巍, 李鹏伟, 张海涛, 崔建忠

(1.辽宁忠旺集团有限公司，辽宁辽阳510651；2.东北大学材料电磁过程研究教育部重点实验室，沈阳110819)

热交换器用铝合金复合管材的制备新技术

韩 星1, 杨英春1, 王立娟1, 孙 巍1, 李鹏伟1, 张海涛2, 崔建忠2

(1.辽宁忠旺集团有限公司，辽宁辽阳510651；2.东北大学材料电磁过程研究教育部重点实验室，沈阳110819)

采用自行设计制造的包覆铸造装置成功制备出尺寸为Φ140 mm/Φ110 mm的4045/3003铝合金包覆铸锭，通过反向热挤压将包覆铸锭制备成铝合金复合管材.通过OM、SEM、拉伸实验、剪切实验对界面组织和性能进行了分析和测定.结果表明，利用该装置制备的铝合金包覆铸锭表面质量良好，界面清晰，无气孔、夹杂，界面处元素发生互扩散，并形成约20 μm的过渡层，平均抗拉强度为103.3 MPa，抗剪切强度为80.2 MPa，两种合金实现冶金结合.反向热挤压后得到的复合管材，界面处保持了铸态时的层状结构特点.

包覆铸造;结合强度;铝合金复合管材

金属材料的复合化和功能化是21世纪新材料发展的主要趋势之一，两种或多种性质不同、功能单一的金属材料经过一定的复合工艺结合在一起的双金属复合管材以其独特的结构、性能、加工成本的优势得到了人们极大地关注[1-2].生产制备双金属复合材料的方法种类繁多，主要有爆炸复合法、自蔓延高温合成焊接法、轧制复合法、铸造复合法等等[3].其中直接水冷半连续铸造复合法由于其成本低、工序简单、劳动强度低、界面结合强度高等优点，近几年得到了迅速的发展，被广泛地应用在汽车船舶、机械电子、石油化工、航空航天和国防军工等方面，受到国内外广泛的关注[4].1982年日本开始CPC(轧辊包覆层连续浇铸法)的研究，现在已经用于工业化生产高速钢轧辊[5].吴春京等[6]采用双结晶器方法连续铸造出锌铝合金的双金属复合圆棒.张卫文等[7]采用双流浇注连续铸造的方法制备出Al和Al-Si合金的梯度材料，但该方法易发生混流，难以得到界面清晰、良好结合的复合材料.2006年Novelis FusionTM法[8]宣布已经进入商业化生产，实现突破性进展.2013年李继展等[9]采用连续铸造法成功制备出尺寸为Φ160 mm/Φ80 mm的铝合金复层圆铸坯，由于该方法中内层金属的散热只是通过外层金属的传导散热，所以很难控制界面的稳定性，容易发生混过度重熔甚至混流，而且该方法仅适用于外层金属固相线高于内层金属液相线的合金组合.而关于低包覆率的用于生产复合冷凝管的铝合金包覆铸锭铸造技术尚未见报道.

本文采用自行设计制造的包覆铸造装置，通过优化工艺参数，最终用直接水冷半连续铸造工艺完成了尺寸为Φ140 mm/Φ110 mm的4045/3003包覆铸锭的实验室制备，经过反向热挤压后，得到以冷凝管为目标产品的复合管材.

1 实验材料及方法

包覆铸造实验装置示意图如图1所示，主要包括：1—皮材中间包、2—流槽及分流盘(同时起热顶作用)、3—石墨环、4—皮材冷却水、5—水冷铝套、6—芯材中间包、7—石墨内套、8—水冷铜套、9—芯材冷却水、10—复合界面、11—复合铸锭、12—引锭.芯材3003合金(其主要合金元素是Mn)，是3XXX系防锈铝的典型代表，其耐蚀性能很好，接近工业纯铝的耐蚀性.4045合金是4XXX系铝合金中常见的合金，高的硅含量使其耐磨性能和高温性能较好，强度较大，而且熔点低，流动性能良好，具有很好的钎焊性能.两种合金成分如表1所示.

图1 铸造复合结晶器示意图和实物图Fig.1 Crystallizer of the cladding casting process(a)—示意图; (b)—实物

Table 1 Alloy compositions (mass fraction) %

本实验中，皮材相对于芯材而言尺寸很小，故皮材采用同水平分流方式，保证皮材熔体到达界面时各处温度相同，界面更加稳定.先将芯材合金浇入内结晶器，内结晶器由水冷铜套和石墨内套组成，水冷铜套通入冷却水，作为芯材冷却装置，石墨内套对芯材合金液起激冷作用；待芯材合金开始凝固并形成一定厚度的固态支撑层时，浇入皮材合金，同时启车.皮材冷却系统包括石墨环的一次冷却和随后的二次冷却.皮材合金液进入外结晶器后，与芯材支撑层接触，此时接触面温度较高的温度能保证合金元素发生一定程度的扩散，形成具有冶金结合的复合界面.随着铸造继续进行，铸锭被进一步冷却，获得包覆铸锭.包覆铸造工艺参数如表2所示.将铸锭锯切成350 mm长，进行均匀化处理(560 ℃×12 h，空冷至室温)，再对表面进行车削处理.最后进行穿孔反向热挤压得到复合管材.挤压拉拔工艺参数如表3所示.

分别在包覆铸锭和复合管材纵截面取样，用质量浓度为120 g/L的NaOH溶液对结合良好的横截面进行腐蚀，观察分析其宏观形貌，经过机械打磨抛光，用体积分数为0.5%的HF溶液腐蚀30 s左右，在金相显微镜下(Leica DMR)观察界面处的微观组织.通过场发射扫描电镜分析合金元素Si和Mn在界面处的分布情况，用452SVD自动转塔数显维式硬度计进行显微硬度测试.根据GB/T228-2002与复层材料剪切方法[10]，在复合界面处取拉伸试样和剪切试样若干，在MTS-810电子万能试验机上对试样进行拉伸试验与剪切测试，测定界面结合强度.

表2 包覆铸造工艺参数

表3 挤压工艺参数

2 实验结果与分析

2.1 包覆铸锭界面组织

经腐蚀后的界面宏观组织如图2(a)所示，皮材最外层是一周细小的等轴晶(见图中A)，当熔体进入结晶器后，结晶器温度低，与结晶器接触的很薄一层熔液产生强烈过冷，而且结晶器可作为非均匀形核的基底，因此，立刻形成大量的晶核，这些晶核迅速长大至互相接触，形成由细小的、方向杂乱的等轴晶粒组成的细晶区.沿着中心方向出现柱状晶(见图中B)，激冷区中的晶体向铸锭中继续成长时，因为晶体的成长速度是各向异性的，最大成长速度的方向平行于散热的相反方向的晶体，它挤压相邻的晶体而迅速成长，其他的晶体被淘汰，结果使晶体的数量减少，形成柱状晶.随着“细晶区”壳形成，使内层液体的冷却速度变慢，并且由于结晶时释放潜热，故细晶区前沿液体的过冷度减小，形核变得困难，只有细晶区中现有的晶体向液体中生长.在这种情况下，只有一次轴(即生长速度最快的晶向)垂直于结晶器壁(散热最快方向)的晶体才能得到优先生长；而其他取向的晶粒，由于受邻近晶粒的限制而不能发展.因此，这些与散热相反方向的晶体择优生长而形成柱状晶区，各柱状晶的生长方向是相同的.芯材由复合界面处沿径向生长柱状晶(见图中C)，由纵截面看，柱状晶基本不分叉，并不完全垂直于轴向而是有些向下倾斜，这是由于铸造时底部温度较低，在铸造方向形成一定的温度梯度，沿竖直生长柱状晶(见图中D).

复合铸锭的微观界面结合并不如宏观组织所见的平滑，有弯曲呈波浪线状，并且没有发现微观裂纹、夹杂、气孔等缺陷，如图2(b)所示.左半部分为皮材4045铝合金，主要由α-Al(如图中A′)和针状的Al-Si共晶相(如图中B′)构成；右半部分为芯材3003铝合金α-Al(如图中A′)和条形的MnAl6相(如图中D′)构成.皮材合金液接触到芯材支撑层后，受激冷作用开始以支撑层为基底非匀质形核形成初生α-Al相.初生α-Al相沿着冷却方向由芯材支撑层向皮材合金液中生长，形成柱状晶，同时向周围熔体中排除Si溶质，随着温度进一步降低，最终形成共晶组织.在皮材以芯材支撑层为基凝固的过程中，由于芯材支撑层刚出石墨内套，表面温度较高，再加上皮材合金液也具有较高的温度，甚至使支撑层外表面发生微熔，这就促进了芯材中Mn元素和皮材合金中Si元素的扩散，使两种合金发生熔合扩散结合.

熔合扩散结合是以接触处固态金属的局部微熔、固-液间的相互扩散为基础的.过热4045铝合金熔液与固态的3003铝合金接触时，一方面固态金属表面受热至重熔，另一方面液态金属以固态金属表面为基底，以非均匀形核的方式向液相凝固.在制备过程中，提高金属熔体温度及热作用时间均有利于金属间的熔合及扩散结合.但是，过高的温度和过长的停留时间，容易导致3003铝合金过度重熔，甚至完全混熔.对于反应结合的金属复层材料，温度越高和停留时间越长，发生界面反应的可能性越大，而且反应程度越严重.因此，严格控制制备温度和高温下的停留时间(即铸造速度)是制备高性能4045/3003铝合金复合铸锭的关键.图中可见约20 μm过渡层，说明达到了良好的结合.

2.2 包覆铸锭界面合金元素分布

为了能够定量表征界面附近的成分分布情况，对结合界面处的合金元素进行了微区的能谱分析.图3(a)为界面处所取的微观试样在扫描电镜下的二次电子像照片，左侧为4045合金，右侧为3003合金，中间暗灰色的线为复合界面.从图中可以看出，左侧基体中白色条状的相为共晶硅相，右侧基体中的相为含Mn相，界面附近并没有新相的形成.为了研究界面两侧Si和Mn元素的分布情况，分别在界面两侧25 μm的范围内每隔5 μm，打点进行能谱分析，并以距界面距离为横坐标、各元素含量(质量分数)为纵坐标，绘制成分曲线，可以得到两种元素在界面附近的分布情况，如图3(b)所示.

图2 包覆铸锭界面宏观形貌与微观组织Fig.2 Macrostructure and microstructure of the interface(a)—宏观形貌; (b)—微观组织

图3 界面处二次电子像照片和元素分布Fig.3 Secondary electron image and compositions distribution in the interface region(a)二次电子像片; (b)—元素分布

皮材4045铝合金熔体经分流槽流入内结晶器，与芯材3003铝合金的高温半固态或固态支撑层接触，较高的温度和合金元素的浓度差促使Si元素、Mn元素发生不同程度非稳定态扩散，并越过界面.图3为在界面两侧Si和Mn两种合金元素的分布曲线，由图可知，从4045合金一侧到3003合金一侧，Si元素含量(质量分数)由2.0%减少到0.8%左右，扩散层厚度大约为15 μm，Mn元素含量(质量分数)由0.25%增加到1.0%左右，扩散层厚度约为10 μm.

由菲克扩散定律可知，如果扩散系数与浓度、距离无关，则菲克第二定律可写成

(1)

扩散系数可用下式表示

(2)

式中，D0为扩散系数；Q为扩散激活能；R为摩尔气体常数；T为热力学温度.

由此可见，温度是影响扩散系数的主要因素.两种合金刚接触时，皮材合金熔体温度较高，且处于液态，Si原子的振动能较大，因此借助于能量起伏而越过势垒进行迁移的原子的概率较大，这样，界面处的Si元素由液态的皮材向固相的芯材扩散时有相对较大的扩散系数；而与皮材接触的芯材支撑层此时已经凝固，元素在固态中的扩散系数要远远小于液体中[11].由文献[12]得知，Si元素和Mn元素在铝中的扩散系数分别为 3.5×10-5m2s-1(344～631 ℃)、 2.2×10-5m2s-1(450～650 ℃)， 通过式(2)计算可得两者的扩散系数分别为2.64×10-12m2s-1(627 ℃)、 2.22×10-12m2s-1(627 ℃)，Si元素的扩散系数大于Mn元素.另外，在扩散过程中Si元素的浓度梯度远大于Mn元素.综合以上几点原因，在铸造复合过程中，合金元素在界面处发生扩散时，Si元素更容易越过界面向芯材扩散，形成的扩散层厚度要大于Mn元素.

2.3 包覆铸锭界面结合强度

复合铸锭界面结合强度的大小直接决定了能否成功将其挤压成复合管材.若界面结合强度过低，则在挤压过程中会出现两种合金相对滑动的现象，导致两种合金先后被挤出.因此，界面结合强度是复合铸锭质量的关键指标.

图4为复合铸锭不同位置的界面结合强度.界面平均抗拉强度为103.3 MPa，且断口位于3003铝合金一侧，说明界面抗拉强度高于3003铝合金；平均抗剪切强度为80.2 MPa，高于3003铝合金基体的抗剪切强度，从而保证在后续的挤压过程中界面处不会发生相对滑动.

为了深入研究界面结合情况，对剪切完成后的两侧断口进行能谱分析，见图5.从图中可以看到，3003铝合金一侧的断口含有较多的韧窝， 而4045铝合金一侧较少，这是由两种铝合金塑性差异决定的.能谱分析结果见表4，点Z1与点Z4分别为4045和3003铝合金的基体，点Z2与点Z3是位于4045铝合金一侧的富Mn相，而点Z6是位于3003铝合金一侧的富Si相，进一步验证了界面处合金元素发生了扩散.

图4 复合铸锭不同位置的界面结合强度Fig.4 Bonding strength at different positions of the cladding billet

图5 剪切断口形貌Fig.5 Shear fracture morphologies(a)—AA4045 侧; (b)—AA3003 侧

Table 4 EDS results of the shearing fractures (mass fraction) %

2.4 复合管材界面特征

挤压拉拔后复合管材界面微观组织如图6所示，复合管材界面清晰、平直，保持了铸态时的层状结构特征，这说明在反向挤压后，界面两侧合金结合良好，没有熔合现象.从各组界面微观组织的对比中可以看出，4045铝合金与3003铝合金的第二相明显破碎，细化，均匀弥散地分布在基体中，在纵截面上也可以明显地观察到挤压后组织的方向性.但是4045侧的第二相明显比3003侧的第二相多，这是由于Si元素在固溶体中的溶解度很小，共晶硅很容易在铸造过程中析出，而3003主溶质元素Mn含量少，且在固溶体中的溶解度比Si大.

图6 挤压后复合管材界面微观组织Fig.6 Interfacial microstructure of as-extruded cladding pipe

3 结 论

(1)采用自行设计制造的包覆铸造装置成功制备出尺寸为Φ140 mm/Φ110 mm的高质量4045/3003铝合金包覆铸锭，通过反向热挤压将包覆铸锭制备成铝合金复合管材.

(2)包覆铸锭界面清晰，曲率规则，无气孔、夹杂，两种合金通过熔合扩散结合到一起，界面处合金元素Si和Mn发生互扩散，并形成约20 μm的过渡层.

(3)4045/3003包覆铸锭平均抗拉强度为103.3 MPa，界面结合强度大于3003合金的抗拉强度，抗剪切强度为80.2 MPa，均高于基体强度，两种合金实现冶金结合.

(4)反向热挤压后，复合管材保持了铸态时层状结构特征.

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A new technique manufacture aluminium alloy cladding pipe for heat exchanger

Han Xing1, Yang Yingchun1, Wang Lijuan1, Sun Wei1, Li Pengwei1, Zhang Haitao2, Cui Jianzhong2

(1.Liaoning Zhongwang Group co. Ltd., Liaoyang 111003, China; 2.Key Laboratory of Electromagnetic Processing of Materials, Ministry of Education, Northeastern University,Shenyang, 110819 China)

Through the self-designed and manufactured cladding casting equipment, 4045/3003 composite billet ofΦ140 mm/Φ110 mm was prepared. By using opposite direction extrudation of the cladding billet, the cladding pipe was produced. Texture and property of the interface were examined by OM, SEM, tensile and shear test. The results showed that the prepared cladding billet has a clean and clear interface with no porosities and inclusions. Si and Mn elements diffuse across the interface and form a diffusion layer about 20 μm. Tensile and shear strengs on the interface reach 103.3 MPa and 80.2 MPa, respectively, indicating that the two kinds of alloys have a metallurgical bonding. The laminated characteristic does not change during the extrudation process.

cladding casting; bonding strength; aluminum alloy clad pipe

10.14186/j.cnki.1671-6620.2017.03.011

TG 292

：A

：1671-6620(2017)03-0212-06