馮 靜, 丁冬雁, 張俊超, 高勇進(jìn), 陳國(guó)楨, 陳為高, 尤小華

(1.上海交通大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,上海 200240; 2.華峰日輕鋁業(yè)股份有限公司,上海 201506)

0 前 言

鋁合金具有較高的比強(qiáng)度、良好的成型性、高熱導(dǎo)率和優(yōu)良的抗腐蝕性等眾多優(yōu)良特性，因此廣泛應(yīng)用在蒸發(fā)器和冷凝器等汽車熱交換器零部件中.特別是7072鋁覆層合金，越來(lái)越廣泛地應(yīng)用在汽車熱交換器系統(tǒng)中.但是7072鋁合金的機(jī)械強(qiáng)度相對(duì)較低，在有侵蝕性離子存在的冷卻液中的抗腐蝕性能仍然不能完全滿足愈來(lái)愈苛刻的應(yīng)用要求[1].為了進(jìn)一步提高熱交換器合金的力學(xué)性能和抗腐蝕性能，有研究者嘗試采用合金化方法來(lái)改善鋁合金的顯微組織.向退火態(tài)Al-Mn-Si-Fe-Zn合金中添加Zr元素就是一個(gè)強(qiáng)化合金非常有效的途徑[2-3].也有學(xué)者曾嘗試同時(shí)添加Fe和Cu來(lái)改善Al-Si鑄態(tài)合金的力學(xué)性能[4].稀土元素作為一種新技術(shù)革命的戰(zhàn)略元素，它的諸多優(yōu)點(diǎn)，近年來(lái)也引起了眾多學(xué)者的關(guān)注[5].鋁合金的抗腐蝕性問(wèn)題歷來(lái)是學(xué)術(shù)界頗具挑戰(zhàn)的一個(gè)課題，鋁合金非常容易遭受鹵素離子，尤其是Cl-的侵蝕而產(chǎn)生點(diǎn)蝕，從而導(dǎo)致腐蝕破壞，而發(fā)動(dòng)機(jī)冷卻液中常常含有Cl-，所以如何提高鋁合金的抗點(diǎn)蝕性而研制出更長(zhǎng)壽命的熱交換器是一個(gè)重要的課題[6-7].到目前為止，很少有人研究Ti元素在7072鋁合金中的作用，關(guān)于Ti元素的添加對(duì)7072鋁合金顯微組織和抗腐蝕性能的影響更是缺乏系統(tǒng)的研究.本文主要研究了Ti元素作為微合金化元素對(duì)7072鋁合金顯微組織和性能的影響.

1 試驗(yàn)材料與方法

本文所研究合金的化學(xué)成分見表1.兩種合金含有相同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的Si、Fe、Zn和Al元素，不同的是兩種合金含有不同質(zhì)量分?jǐn)?shù)的Ti元素.合金鑄錠經(jīng)過(guò)熱軋、冷粗軋、中間退火和冷精軋等工藝流程制成厚度為0.1 mm的鋁合金箔.將鋁箔在箱式電阻爐中進(jìn)行模擬釬焊處理(600 ℃，5 min).取一部分釬焊試樣進(jìn)行退火處理(150 ℃，1 h)，該熱處理狀態(tài)記為釬焊+退火態(tài).

表1 合金的化學(xué)成分Tab.1 Chemical compositions of the alloys (質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

合金試樣的顯微組織通過(guò)JEM-2100F透射電鏡(TEM)來(lái)表征.透射電鏡試樣的制備過(guò)程為：取鋁箔試樣機(jī)械磨制到50 μm左右，然后用4%高氯酸甲醇雙噴液進(jìn)行雙噴減薄.隨后將減薄樣品放入離子減薄儀中小角度減薄，用JEM-2100F透射電子顯微鏡觀察試樣的顯微組織，并用EDXA對(duì)析出物進(jìn)行區(qū)域能譜分析.拉伸試樣的尺寸按GB/T228.1-2010標(biāo)準(zhǔn)加工而成.常溫拉伸試驗(yàn)在Zwick萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，高溫拉伸試驗(yàn)在三斯拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，高溫拉伸溫度為150 ℃和200 ℃.所有的拉伸速率均為1 mm/min，每種合金重復(fù)做5組拉伸測(cè)試，最終結(jié)果取平均值.最后用FEI SIRION 200場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察合金的拉伸斷口形貌.

電化學(xué)測(cè)試試樣先經(jīng)過(guò)乙醇超聲波清洗，然后用蒸餾水沖洗干凈.在CHI660C電化學(xué)工作站上測(cè)試時(shí)，采用三電極體系測(cè)量合金的Tafel極化曲線，電位的掃描速率為1 mV/s，測(cè)試溫度為25 ℃.試樣作為工作電極，鉑片作為對(duì)電極，參比電極為飽和甘汞電極(SCE).所用的電解液為0.5% NaCl溶液、3.5% NaCl溶液和1 M NaCl+0.3 M H2O2溶液.

2 結(jié)果與分析

2.1 合金微觀組織

圖1和圖2為模擬釬焊態(tài)7072鋁合金和7072鋁合金+0.15Ti的TEM組織形貌.如圖1(a)所示，7072鋁合金中晶界清晰(晶粒內(nèi)部部分位錯(cuò)，是制樣過(guò)程磨樣所致)，晶粒形狀不規(guī)則，為多邊形，尺寸普遍在1～3 μm之間.在7072鋁合金中添加Ti元素以后，見圖1(b).合金晶界仍然是清晰平直，內(nèi)部缺陷較少，說(shuō)明再結(jié)晶過(guò)程完全，但合金的晶粒尺寸略有變大的趨勢(shì)，尺寸約為4 μm.比較圖2(a)和圖2(b)(圖中陰影條紋是磨樣過(guò)程中產(chǎn)生的位錯(cuò))可以發(fā)現(xiàn)合金中添加Ti元素前后，合金的析出相形狀沒(méi)有明顯變化，析出相仍然大多呈球形.兩種合金的析出相密度略有不同.

圖1 釬焊態(tài)合金的晶粒Fig.1 TEM images of the grains in simulated brazing alloys

圖2 釬焊態(tài)合金中析出相的顯微組織Fig.2 TEM images of precipitates in the simulated brazing alloys

析出相的EDXA分析結(jié)果表明，上述析出相為AlFeSi相(Al：71.89%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，F(xiàn)e：25.46%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)， Si：2.65%的質(zhì)量分?jǐn)?shù))和AlFeSiTi相(Al：97.39%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)， Fe：2.47%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，Si：0.11%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，Ti：0.03%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)).由于Zn元素在鋁中的溶解度為82.8%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，遠(yuǎn)遠(yuǎn)大于本文合金中Zn1.15%的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，因此，Zn主要以固溶的形式存在于鋁基體中，析出相中沒(méi)有Zn元素，這與文獻(xiàn)報(bào)道結(jié)果一致[8-9].含Ti合金析出相中Fe、Si元素的含量大為減少，說(shuō)明這些元素已經(jīng)很大程度地固溶到鋁基體中.由于Ti元素的添加對(duì)Fe、Si原子在鋁基體中的擴(kuò)散行為具有強(qiáng)烈的抑制作用，F(xiàn)e、Si原子的遷移受到抑制，就以一種過(guò)飽和狀態(tài)固溶在鋁基體中，沒(méi)有原子的擴(kuò)散，就不能有效地形核，長(zhǎng)大過(guò)程也就受到阻礙，所以Ti元素的添加影響了析出相的析出.

2.2 合金的力學(xué)性能

2.2.1 常溫拉伸力學(xué)性能

表2 釬焊態(tài)合金的拉伸試驗(yàn)結(jié)果Tab.2 Tensile test results of the simulated-brazing alloys

圖3 釬焊態(tài)合金的拉伸斷口形貌Fig.3 Tensile fracture surfaces of the simulated-brazing alloys

表3列出了釬焊/退火后的兩種合金的拉伸試驗(yàn)數(shù)據(jù).可以發(fā)現(xiàn)，合金中添加Ti元素以后，抗拉強(qiáng)度可增加10%，強(qiáng)化效果明顯.這可能是因?yàn)樵?50 ℃退火處理時(shí)，F(xiàn)e、Si原子有足夠的活化能激活擴(kuò)散，促進(jìn)了析出相的析出，使得析出強(qiáng)化效果增強(qiáng).圖4為釬焊+退火態(tài)合金的拉伸斷口形貌.大韌窩的周圍有大量的小韌窩通過(guò)撕裂棱相互連接在一起，與7072鋁合金相比，含Ti合金斷口處韌窩更多、更密集.

表3 釬焊+退火態(tài)合金的拉伸結(jié)果Tab.3 Tensile testing results of the simulated-brazing and annealed alloys

2.2.2 高溫拉伸力學(xué)性能

表4列出了兩種釬焊態(tài)合金在150 ℃和200 ℃的高溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果.與7072鋁合金在150 ℃的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度相比，含Ti合金的屈服強(qiáng)度高出5.5 MPa，抗拉強(qiáng)度基本沒(méi)變.兩種合金在200 ℃的屈服強(qiáng)度相近，添加Ti以后，合金的抗拉強(qiáng)度提高了10%.顯然，Ti元素的添加有助于提高合金的高溫強(qiáng)度特性.其原因可能是由于高溫釬焊過(guò)程中析出的Al3Ti中間相有助于提高合金的硬度和耐熱性[10-11].另有研究[12-13]發(fā)現(xiàn)，Ti 很容易與O2結(jié)合形成細(xì)小的氧化物顆粒，能有效地阻礙再結(jié)晶，顯著提高再結(jié)晶溫度.

表4 兩種釬焊態(tài)合金高溫拉伸力學(xué)數(shù)據(jù)Tab.4 Tensile properties of the post-brazing alloys tested at elevated temperatures

圖5和圖6為不同溫度下的拉伸斷口形貌.圖中韌窩很明顯，多數(shù)為圓形和橢圓形，但深淺不一.7072鋁合金的韌窩比較深，數(shù)量較少.7072鋁合金+0.15Ti的韌窩較多，韌窩口有許多細(xì)小的小韌窩通過(guò)撕裂棱互相連在一起.

圖6 釬焊態(tài)合金在200 ℃的拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture surfaces of the simulated-brazing alloys tested at 200 ℃

2.3 合金電化學(xué)性能

圖7(見下頁(yè))為釬焊態(tài)合金在0.5% NaCl溶液、3.5% NaCl溶液和1 M NaCl+0.3 M H2O2溶液體系中測(cè)量的Tafel極化曲線.表5(見下頁(yè))為相應(yīng)的電化學(xué)腐蝕參數(shù).在三種電解質(zhì)溶液中，含Ti合金的電化學(xué)腐蝕電位均大于無(wú)Ti合金的電化學(xué)腐蝕電位，表明Ti元素的添加能使7072鋁合金腐蝕電位正移.添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.15%的Ti可使合金在0.5% NaCl溶液中的腐蝕電位正移8.3 mV，腐蝕電流密度從23.75 μA/cm2減小到13.78 μA/cm2.而在3.5% NaCl溶液中，合金的腐蝕電位可正移11 mV，腐蝕電流密度增加8.29 μA/cm2，這種電位正移腐蝕電流密度反而增大的情況在文獻(xiàn)[14]中有所報(bào)道.添加質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.15%的Ti可使合金在1 M NaCl+0.3 M H2O2溶液中的腐蝕電位正移8.5 mV，電流密度大幅度減小，從而明顯提高了合金的抗腐蝕性能.

圖7 釬焊態(tài)合金的Tafel極化曲線Fig.7 Tafel polarization curves of the alloys

表5 合金在不同溶液中的電化學(xué)極化參數(shù)Tab.5 Tafel polarization parameters of the alloys tested in different solutions

注:Rp為極化電阻,ba和bc分別為tafel曲線陽(yáng)極和陰極斜率.

3 結(jié) 論

(1) Ti元素添加對(duì)釬焊態(tài)7072鋁合金顯微組織的影響較小.Ti元素能夠抑制Fe、Si原子在鋁基體中的擴(kuò)散，使得第二相的析出受到抑制.

(2) Ti元素的添加對(duì)釬焊態(tài)7072鋁合金的常溫力學(xué)性能影響不大，但能顯著提高后續(xù)退火態(tài)合金的高溫強(qiáng)度性能.

(3) Ti元素的添加可改善釬焊態(tài)7072鋁合金的抗腐蝕性能.

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