液固鑄造4343/3003/4343鋁合金復合錠的界面組織

李　滔，周海濤，王順成，戚文軍，鄭開宏

(1中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083；2廣東省工業技術研究院，廣州 510650)

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液固鑄造4343/3003/4343鋁合金復合錠的界面組織

李滔1,2，周海濤1，王順成2，戚文軍2，鄭開宏2

(1中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083；2廣東省工業技術研究院，廣州 510650)

采用液固鑄造法制備4343/3003/4343鋁合金復合錠，研究了復合錠的界面組織、元素分布和界面結合強度，分析了復合錠的界面結合機理。結果表明：在725～750℃澆注4343鋁合金，復合錠的界面冶金結合良好，復合界面清晰平直。復合界面由Al-Si固溶體層和Si，Mn元素擴散層構成，Al-Si固溶體層厚薄均勻，Mn，Si元素的擴散距離分別為10μm和32μm，復合界面的結合強度高于3003鋁合金的抗拉強度。液固鑄造4343/3003/4343鋁合金復合錠的界面復合機理為：4343鋁合金熔體首先在3003鋁合金錠表面急冷形成Al-Si固溶體，Al-Si固溶體中的Si和3003鋁合金中的Mn相互擴散，形成牢固冶金結合的復合錠。

鋁合金復合錠；液固鑄造；界面組織；結合機理

鋁合金釬焊箔是一類高附加值、高技術含量的層狀金屬復合材料，具有耐腐蝕、釬焊性和導熱性能良好等優點，被廣泛應用于汽車和電子電器等領域制造熱交換器[1-4]。熱軋復合工藝是目前生產鋁合金釬焊箔的主要方法，該方法將3XXX系和4XXX系鋁合金互相疊軋，通過大的軋制變形量和產生的高溫熱效應，使兩種鋁合金產生冶金結合，獲得3XXX/4XXX/3XXX三明治結構的鋁合金釬焊箔[5,6]。熱軋復合工藝首先需要鑄造好兩種鋁合金錠，然后對鋁合金錠進行銑面、熱軋、清洗，最后再熱軋復合成鋁合金釬焊箔，因此，熱軋復合工藝生產工序較多，工藝流程較長，生產成本較高[7]。采用鑄造方法先將兩種鋁合金鑄造成復合錠，然后再軋制成鋁合金釬焊箔，可減少生產工序，縮短工藝流程，降低鋁合金釬焊箔的生產成本，因而近年來受到廣泛關注[8,9]。蔣會學等[10,11]研究了直接水冷半連續鑄造復合法制備的鋁合金復合錠的界面元素分布和界面附近熔體的溫度場分布。李繼展等[12,13]研究了帶有內結晶器的連鑄鑄造工藝制備的鋁合金復層圓鑄坯的界面組織、元素分布和界面結合強度。張衛文等[14,15]研究了雙流澆注半連續鑄造對鋁合金復合錠的界面組織特征的影響。研究結果表明，采用液/液復合鑄造法生產鋁合金復合錠對鑄造工藝要求非常嚴格，否則鑄造過程中兩種鋁合金液容易混合，導致鋁合金復合錠界面不清晰，各層金屬厚度難以精確控制。

制備鋁合金釬焊復合箔材的復合錠要求復合界面是冶金結合，并且冶金結合界面清晰、平直，沒有孔洞、夾渣、混溶等缺陷存在。復合錠的界面冶金結合越好，結合力越高，釬焊復合箔材的質量也越高。液固鑄造法制備金屬復合錠是將一種金屬液直接澆注到另一種金屬錠表面，通過兩種金屬之間的原子擴散獲得冶金結合的復合錠[16]。該方法容易獲得復合界面清晰、金屬層厚度控制準確的復合錠。本工作采用液固鑄造法制備4343/3003/4343鋁合金復合錠，研究了4343/3003/4343鋁合金復合錠的界面組織，并分析了復合錠的界面結合機理。

1　實驗材料與方法

實驗材料為3003和4343鋁合金，采用工業純鋁(99.8%，質量分數，下同)、速溶硅(99.7%)、純鎂(99.8%)和Al-10Mn合金分別熔煉配制。經SPECTROMAX X光電直讀光譜儀測定，3003鋁合金的化學成分為：Mn 1.27%，Cu 0.18%，Fe 0.16%，Si 0.08%，Zn 0.02%，余量為Al。4343鋁合金的化學成分為：Si 8.13%，Fe 0.14%，Cu 0.01%，Mn 0.01%，Zn 0.05%，余量為Al。

實驗設備為7.5kW井式電阻爐和石墨坩堝。在電阻爐內加熱熔化3003鋁合金，經精煉和扒渣后，于720℃澆注到金屬模內鑄成40mm×160mm×200mm鋁合金扁錠。對3003鋁合金扁錠進行銑面后，再用5% 的HCl溶液和5%的NaOH溶液對扁錠表面進行清洗，去除表面的油污和氧化皮，最后在扁錠表面涂覆一層氟鹽助劑。在電阻爐內加熱熔化4343鋁合金，加入質量分數為0.2%的Al-10Sr合金進行變質處理，經精煉和扒渣后，分別于650,675,700，725,750,775℃澆注到液固鑄造模具內，鑄造成80mm×160mm×200mm的4343/3003/4343鋁合金復合錠，模具結構示意圖如圖1所示，其中3003鋁合金扁錠的預熱溫度為350℃，模具預熱溫度為500℃。

沿鋁合金復合錠中心位置鋸開，經磨制、拋光并用特強混合酸溶液(75mL HCl+25mL HNO3+5mL HF)腐蝕后觀察復合錠的宏觀組織。在鋁合金復合錠界面處取樣，試樣經磨制、拋光并用混合酸溶液(5mL HCl+3mL HNO3+2mL HF+190mL H2O)腐蝕后，在LEICA-DMI3000M金相顯微鏡下進行組織觀察，采用JOELJSM-820型場發射掃描電鏡進行顯微組織觀察，采用能譜微區分析法對4343/3003復合界面兩側的Si，Mn元素含量進行分析。利用DNS200型電子拉伸試驗機進行室溫拉伸，拉伸速率為2mm/min，檢測4343/3003/4343鋁合金復合錠的界面結合強度。

圖1　液固鑄造模具結構示意圖Fig.1　Schematic diagram of liquid-solid casting

2　結果與分析

2.1復合錠的界面組織

圖2為4343/3003/4343鋁合金復合錠的宏觀組織。由圖2可見，當4343鋁合金的澆注溫度為700℃時，4343/3003復合界面局部區域存在宏觀縫隙，如圖2(a)所示，表明界面冶金結合較差。當4343鋁合金的澆注溫度提高到725℃和750℃時，4343/3003復合界面清晰、平直，未見縫隙存在，如圖2(b)，(c)所示。當4343鋁合金的澆注溫度提高到775℃時，4343/3003復合界面呈現彎曲不平整，如圖2(d)所示，表明4343鋁合金的澆注溫度過高，導致3003鋁合金復合錠表面發生了熔化。

圖3為4343/3003/4343鋁合金復合錠復合界面的顯微組織。由圖3可見，當4343鋁合金的澆注溫度為650℃時，4343/3003復合界面處存在較寬的縫隙，如圖3(a)所示，表明4343和3003鋁合金未實現冶金結合。當4343鋁合金的澆注溫度提高到675℃時，可以看到4343/3003復合界面的縫隙寬度變窄，局部區域出現了冶金結合，如圖3(b)所示。隨著4343鋁合金的澆注溫度提高到700℃時，4343/3003復合界面大部分區域已實現冶金結合，只有少部分區域仍存在細小的縫隙(圖3(c))。當4343鋁合金的澆注溫度提高到725℃和750℃時，4343/3003復合界面清晰平直，表明4343和3003鋁合金實現了良好的冶金結合，如圖3(d)，(e)所示。當4343鋁合金的澆注溫度提高至775℃時，由于4343鋁合金的澆注溫度過高，導致3003鋁合金復合錠表面發生局部熔化，雖然4343和3003鋁合金之間實現了冶金結合，但復合界面彎曲、不平直(圖3(f))。綜上所述，液固鑄造4343/3003/4343鋁合金復合錠，4343鋁合金的最佳澆注溫度為725～750℃。

圖2　4343/3003/4343鋁合金復合錠的宏觀組織　(a)700℃;(b)725℃;(c)750℃;(d)775℃Fig.2　Macrostructure of 4343/3003/4343 aluminum alloy clad ingot　(a)700℃;(b)725℃;(c)750℃;(d)775℃

圖3　4343/3003/4343鋁合金復合錠復合界面的顯微組織　(a)650℃;(b)675℃;(c)700℃;(d)725℃;(e)750℃;(f)775℃Fig.3　Microstructure of 4343/3003/4343 aluminum alloy clad ingot　(a)650℃;(b)675℃;(c)700℃;(d)725℃;(e)750℃;(f)775℃

圖4為4343/3003/4343鋁合金復合錠的復合界面掃描電鏡圖。當4343鋁合金的澆注溫度為650℃時，4343/3003復合界面存在一條平直的縫隙，4343鋁合金側無Al-Si固溶體層，如圖4(a)所示。當4343鋁合金的澆注溫度提高到700℃時，4343/3003復合界面大部分區域已實現冶金結合，4343/3003復合界面處存在一層較薄的Al-Si固溶體層，如圖4(b)所示。當4343鋁合金的澆注溫度提高到750℃時，4343/3003復合界面實現了良好的冶金結合，Al-Si固溶體層的厚度增加，厚薄均勻，如圖4(c)所示。當4343鋁合金的澆注溫度提高到775℃時，4343/3003復合界面彎曲不平直，并且Al-Si固溶體層也不平直，厚薄不均勻，如圖4(d)所示。當鋁合金復合錠獲得具有冶金結合界面時，會形成Al-Si固溶體層。澆注4343鋁合金后，急冷形成的固溶體層沒有析出第二相。

2.2復合錠的復合界面元素分布

圖5為鋁合金復合錠4343/3003界面處的顯微形貌。由圖5可見，4343鋁合金和3003鋁合金之間存在一層厚薄均勻的Al-Si固溶體層。高溫下，Al-Si固溶體層中溶質原子Si向3003鋁合金一側進行擴散(圖5中A所示擴散區域)，同時，3003鋁合金的Mn元素向Al-Si固溶體層一側進行擴散(圖5中B所示擴散區域)，形成合金元素梯度變化的擴散層。

圖6為4343/3003/4343鋁合金復合錠的結合界面處Mn和Si的分布。由圖6可見，Mn和Si的含量在擴散區域內呈梯度分布。當4343鋁合金的澆注溫度為700℃時，Mn和Si的擴散距離較短，分別為6μm和16μm。當4343鋁合金的澆注溫度提高到750℃時，Mn和Si的擴散距離增加，分別為10μm和32μm。當4343鋁合金的澆注溫度提高到775℃時，由于澆注溫度過高，導致3003鋁合金復合錠的局部表層金屬被熔化，Mn和Si的擴散距離進一步增加，分別為14μm和54μm。Al-Si固溶體層厚度主要由4343鋁合金熔體的澆注溫度決定，澆注溫度越高，固溶體層厚度越大。從圖6還可以看出，在不同溫度下澆注4343鋁合金制備鋁合金復合錠，Si的擴散距離要大于Mn的擴散距離。一方面，這是由于Si在鋁合金中的原子活躍度要大于處于固態或半固態的Mn[12]。另一方面，4343鋁合金澆注后，在4343/3003復合界面附近處形成梯度分布的溫度場，Si更容易實現從高溫Al-Si固溶體層向低溫3003鋁合金區域的遷移，而Mn難以從低溫3003鋁合金區域向高溫Al-Si固溶體層擴散。

圖5　鋁合金復合錠4343/3003界面處的顯微形貌Fig.5　Microstructure of 4343/3003 interface of aluminum alloy clad ingot

圖6　鋁合金復合錠的結合界面處Mn(a)和Si(b)的分布Fig.6　Distribution of Mn(a) and Si(b) on the interface of aluminum alloy clad ingot

2.3復合錠的界面結合強度

圖7　4343/3003/4343鋁合金復合錠的抗拉強度與4343鋁合金澆注溫度的關系曲線Fig.7　Relation curve between tensile strength of 4343/3003/4343 aluminum alloy clad ingot and pouring temperature of 4343 aluminum alloy

圖7為4343/3003/4343鋁合金復合錠的抗拉強度與4343鋁合金澆注溫度的關系曲線。可以看出，隨著4343鋁合金澆注溫度的升高，復合錠的抗拉強度逐漸提高。當4343鋁合金的澆注溫度為650～700℃時，復合錠的復合界面存在縫隙，未實現冶金結合，界面結合強度較低，拉伸試樣均在復合界面處發生斷裂。當4343鋁合金澆注溫度升高到725℃和750℃時，復合錠的抗拉強度分別為104.8MPa和105.6MPa，復合錠的拉伸試樣都在3003鋁合金一側發生斷裂，如圖8所示。以上結果表明4343/3003/4343鋁合金復合錠的界面結合強度大于3003鋁合金的抗拉強度，4343/3003界面實現了良好的冶金結合，結合牢固。

圖8　鋁合金復合錠拉斷后的試樣Fig.8　Fractured tensile specimen of aluminum alloy clad ingot

3　討論

采用液固鑄造法制備4343/3003/4343鋁合金復合錠時，4343鋁合金的澆注溫度是一個重要參數。當4343鋁合金的澆注溫度為650℃時，由于較低溫度的4343鋁合金熔體受到固態3003鋁合金的冷卻作用而迅速凝固，4343/3003界面未能實現冶金結合。隨著鋁熔體凝固收縮產生拉應力，在4343/3003界面處形成縫隙。當4343鋁合金的澆注溫度升高到675～700℃，4343鋁合金的局部區域內存在熱起伏，具有熱起伏特征的鋁熔體以3003鋁合金的表面為基底，急冷形成不連續的Al-Si固溶體層。與此同時，Al-Si固溶體中的Si和3003鋁合金中的Mn在高溫作用下進行互擴散，界面實現了部分冶金復合。當4343鋁合金的澆注溫度升高到725～750℃時，大量熱起伏均勻分布在4343鋁合金熔體與固態3003鋁合金接觸界面處。4343鋁合金熔體以整個3003鋁合金表面為基底，急冷形成厚度均勻的Al-Si固溶體層。同時，Al-Si固溶體中的Si和3003鋁合金中的Mn在高溫作用下進行互擴散，從而實現良好的冶金復合。當4343鋁合金的澆注溫度升高到775℃時，在過熱4343鋁合金熔體作用下，3003鋁合金表面受到溫度較高的熱起伏作用，表層金屬局部熔化，形成了富含Si和Mn的局部區域。隨著鋁熔體溫度的下降，4343鋁合金在3003鋁合金表面形成Al-Si固溶體層，隨后凝固形成彎曲的4343/3003復合界面。由于3003鋁合金表層金屬局部熔化，鋁熔體冷卻凝固形成的Al-Si固溶體層厚薄不一。

高溫下，4343/3003復合界面附近處的Al-Si固溶體中的Si和3003鋁合金中的Mn發生互擴散。擴散時，Si和Mn并不發生反應，沒有金屬間化合物的形成，擴散層內只存在成分連續變化的Al-Si固溶體，溶質原子的濃度呈梯度變化，如圖6所示。對于給定的擴散系統，任意時刻的濃度分布曲線可用以下方程描述[17]：

(1)

(2)

式中：D0為擴散常數或頻率因子；Q為擴散激活能；D0和Q均取決于合金的成分與結構，與溫度無關；T為絕對溫度；k為玻爾茲曼常數。

由式(2)可見，擴散系數D與溫度T成指數增長關系。隨著溫度的升高，溶質原子更容易借助鋁熔體中的熱起伏獲得更高能量，越過勢壘進行擴散。從式(1)可知，擴散系數D增大，相同時間內，元素的擴散濃度增加。當溫度較低時，擴散系數D較小，溶質原子Si和Mn難以快速擴散形成連續固溶體，不能實現良好的冶金復合，甚至完全不能冶金結合。溫度較高時，4343/3003復合界面處的溶質原子Si和Mn元素能在較短時間內擴散至較高濃度，有利于在4343/3003復合界面處形成成分梯度變化的連續固溶體，實現良好的冶金復合。溫度過高時，4343/3003復合界面處存在能量較高的熱起伏，3003鋁合金的表層金屬局部熔化，形成了富含溶質原子Si和Mn的熔體，該熔體先進行液-液擴散，冷卻到一定溫度后進行固-液擴散和固-固擴散；雖能實現冶金復合，但復合界面已經彎曲不平整，Al-Si固溶體層厚度不均勻。

液固鑄造法制備4343/3003/4343鋁合金復合錠時，當4343鋁合金的澆注溫度為725～750℃時，4343鋁合金熔體在4343/3003復合界面處形成厚薄均勻的Al-Si固溶體層，然后通過Al-Si固溶體層中的Si和3003鋁合金中的Mn發生互擴散，形成了成分梯度變化的連續固溶體，兩種鋁合金實現良好的冶金結合。4343/3003復合界面處的擴散層內，Si和Mn含量呈梯度變化，使得結合區內的晶體結構、原子配位、彈性模量、線膨脹系數等呈現連續梯度變化，保證了4343/3003復合界面的結合強度及穩定性。

4　結論

(1)液固鑄造法制備4343/3003/4343鋁合金復合錠，4343鋁合金最佳澆注溫度為725～750℃，復合錠的復合界面冶金結合良好，界面清晰平直、厚薄均勻，由Al-Si固溶體和Si，Mn元素擴散層構成。

(2)復合錠復合界面的Mn，Si元素的擴散距離分別為10μm和32μm，復合界面的結合強度高于3003鋁合金的抗拉強度。

(3)液固鑄造4343/3003/4343鋁合金復合錠的界面復合機理為：4343鋁合金熔體首先在3003鋁合金錠表面急冷形成Al-Si固溶體，Al-Si固溶體中的Si和3003鋁合金中的Mn相互擴散，形成牢固冶金結合的復合錠。

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Interface Microstructure of 4343/3003/4343 Aluminum Alloy Clad Ingot Prepared by Liquid-solid Casting

LI Tao1,2，ZHOU Hai-tao1,WANG Shun-cheng2，QI Wen-jun2,ZHENG Kai-hong2

(1 School of Materials Science and Engineering,Central South University,Changsha 410083,China;2 Guangdong General Research Institute of Industrial Technology,Guangzhou 510650,China)

4343/3003/4343 aluminum alloy clad ingots were prepared by liquid-solid casting. The microstructure, elements distribution and interface bonding strength of the clad ingots were investigated. The interface bonding mechanism of the clad ingots was analyzed. The results show that when the pouring temperature of 4343 aluminum alloy is 725-750℃, the metallurgical bonding of clad ingots is good, and with clear and flat interface. The metallurgical bonding interface of clad ingots consists of Al-Si solid solution layer and diffusion layer of Si and Mn. The thickness of Al-Si solid solution layer is uniform. The diffusion distances of Mn and Si are 10μm and 32μm, respectively.The bonding strength of clad ingots is higher than the ultimate tensile strength of 3003 aluminum alloy. The interface bonding mechanism of liquid-solid 4343/3003/4343 aluminum alloy clad ingot is as follows: firstly, the 4343 aluminum alloy melt is rapidly solidified on the surface of 3003 aluminum alloy ingot to form the Al-Si solid solution layer, then the Si in the Al-Si solid solution layer and the Mn in the 3003 aluminum alloy interdiffused to form the clad ingot with good metallurgical bonding interface.

aluminum alloy clad ingot;liquid-solid casting;interface microstructure;bonding mechanism

福建省高校產學合作科技重大項目(2011H6012)；福建省自然科學基金資助項目(2011J01292)

2015-08-11；

2015-11-12

朱定一(1958-)，男，教授，博士，主要從事高強高塑性Fe-Mn-Cu-C TWIP鋼的性能與組織的研究和材料的表面與界面張力的表征與計算研究，聯系地址：福建省福州市上街鎮學園路2號福州大學旗山校區材料科學與工程學院(350108)，E-mail：zdy7081@163.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.01.003

TG244

A

1001-4381(2016)01-0019-07