一种铝合金复合板材

技术领域

本发明涉及铝合金复合板技术领域，尤其涉及一种铝合金复合板材。

背景技术

铝合金具有高强质比、耐腐蚀性好，传热系数高和易于加工等优异性能，广泛应用于热传输领域。市场上的热交换器材料广泛采用3系铝合金，由于Mn在铝合中具有较好的弥散强化作用和固溶强化作用，使得钎焊工件在高温条件下不易变形，其钎焊后屈服强度一般在40-55MPa，热导率在154-170W/m·K，常常作为热交换器用钎焊铝合金使用，最典型的代表是AA3003铝合金。

但是随着交通运输行业逐渐加快绿色低碳科技革命，更多的新能源车量融入到普通民众的生活中，而每辆新能源汽车中所需的换热器为传统汽车的两倍，这就促使新能源车辆中的热交换器朝着轻量化，为实现轻量减薄，需要提高材料的强度(屈服强度要求≥80MPa)，新能源汽车以电池为动力，电池包工作时会产生大量的热能，因此，对材料还有高导热率的要求(导热率大于170W/m·K)、长寿命等方向发展。

由此可见，传统交换器用钎焊铝合金3系在强度和导热性能上已无法满足未来市场需求，开发高强度、更轻更薄、高导热的铝合金换热器材料成为了重要的研究方向。

在高强度改性方面，例如专利CN106827712A和CN101443188A中，往3系合金中添加高于0.6wt％Cu，高于0.6wt％Si，把Mn的添加量上限提高到1.6wt％-1.9wt％，甚至添加低于0.2wt％的Mg元素，相较于传统的3系铝合金，在钎焊后的屈服强度最高可达104MPa。然而我们发现体系中含有大量Mn元素会导致钎焊后的热导率会显著降低，无法兼顾高强、高导热的综合性能目标。

传统热交换器领域，往往采用自然时效的方法来提高材料的力学性能，而钎焊后只进行自然时效的方式，或者欠时效方式时，合金中的强化相只会处于原子团簇或GP区阶段，导致电子散射显著，6系材料的热导率会降低17-25％，而且强度提升有限，所以综合性能没有3系合金中添加Si、Mn性能的好，钎焊领域中通常不使用6系铝合金芯层的热交换器。

而传统的铝合金材料，为了提高热导率，往往在铝基体中添加稀有金属元素或者纳米结构材料。CN108866396A向合金中加入纳米级Al

因此，开发一种钎焊后具有高强、高导热率铝合金复合材料已成为当前热交换器制造领域的发展方向。

发明内容

鉴于现有技术中存在的问题，本发明提供一种铝合金复合板材，即提供一种钎焊铝合金复合板材，在提高铝合金复合材料钎焊后力学性能的同时，使其具有优良热导率。

为达此目的，本发明采用以下技术方案：

本发明提供一种铝合金复合板材，所述铝合金复合板材依次包括外侧阻挡层、芯层、中间阻挡层和皮层；所述芯层的材料为6系铝合金，所述6系铝合金中含有Si和Mg元素的质量百分比至少形成理论值0.49wt％的Mg

所述6系铝合金中除Mg

本发明提供的铝合金复合板材中Si元素可以与Mg元素结合，钎焊时效后可以形成基本以强化相β＂和β＇相的状态存在的镁硅化合物沉淀相(如图1)，显著提升芯层合金的力学性能。在合金设计时，采用较少的Si过剩(控制在0.2-0.3wt％)是有利于促进时效初期原子团簇数量密度的增加，而该原子团簇随着时效处理的过程，会演变为强化相β＂和β＇相，β＂和β＇相对合金强度提高的贡献远远高于原子团簇或GP区等相形态，对Si含量的准确控制而使得β＂和β＇相的析出密度增加，进而影响合金强度。

所述6系铝合金中含有Si和Mg元素形成至少0.49wt％的Mg

当合金体系中过剩Si<0.2％时，不利于时效初期的原子团簇均匀细小的弥散析出，进而不利于形成充分多的强化相β＂和β＇相，严重影响芯材合金的机械强度；当过剩Si超过0.3wt％，导致合金中形成单质Si相，当单质Si固溶到合金中还会导致热导率下降。应理解的是所述体系中Si过剩0.2-0.3wt％，并不是意味着存在单质Si的过剩，由于Mg、Si之间会形成化合物，其配比存在一定的关系，这种关系随着相态的变化而变化，我们在描述合金体系中Mg、Si含量控制时，通常以稳定相Mg

芯层中Cu元素的存在会显著降低材料的熔点，在本体系中，当Cu含量>0.4wt％，就会导致合金的熔点显著降低，使得合金钎焊后容易发生过烧，进而影响材料的机械强度。

在6系合金中添加Mn元素并不会帮助性能的提高，反而，Mn元素会明显影响材料的热导率，需要严格控制Mn元素的含量Mn≤0.6wt％。优选地，所述6系铝合金中含有≤0.2wt％的Mn元素，获得的机械性能更加。

优选地，所述6系铝合金中含有Si和Mg元素的质量百分比形成理论值达0.49～1.5wt％的Mg

当Mg

优选地，所述6系铝合金中还含有0.2～0.4wt％的Cu。

Cu元素钎焊后可以固溶到铝基体中，提高钎焊后的力学性能，并通过人工时效析出Al

优选地，所述6系铝合金中还含有0.07～0.25wt％的Zr，例如可以是0.07wt％、0.1wt％、0.12wt％、0.15wt％、0.25wt％等。

优选Zr的加入主要是为了形成Al

优选地，所述外侧阻挡层和中间阻挡层的组分包括1.2～1.8wt％的Mn，0.44～0.50倍Mn含量的Si，其余为Al和不可避免杂质，其中Mn含量例如可以是1.2wt％、1.25wt％、1.3wt％、1.4wt％、1.5wt％、1.6wt％、1.7wt％或1.8wt％等。Si含量例如可以是Mn含量的0.44倍、0.45倍、0.46倍、0.47倍、0.48倍或0.50倍等。

优选地，所述外侧阻挡层和中间阻挡层为材质相同的铝合金。

3系铝合金中，加入Si可以使得铸锭在均质过程中，基体中产生大量的AlMnSi弥散相，固定Mn元素，后期在钎焊过程中，AlMnSi弥散相可以有效防止Mn元素回溶到基体中，进而防止3系铝合金的热导率大量降低，同时弥散相也具有强化作用。

由于AlMnSi相中的Mn/Si质量比为2:1；所以尽量控制硅的添加量为锰添加量的0.44～0.50，有利于合金中最大程度的形成AlMnSi弥散相。如果Si含量低于0.44×wt.％Mn，AlMnSi相析出量少，导致大量的Mn固溶到铝基体中，合金的热导率下降明显；当Si含量高于0.50×wt.％Mn时，会导致Si元素过剩，进而会使得多余的Si元素钎焊过程中固溶在铝基体中，不利于热导率的提高。并不能一味的增加Mn元素而伴随着增加Si元素，否则容易导致钎焊时过烧，反而致使性能下降。

由于芯材中含有大量Mg元素，在钎焊时会扩散到铝合金表面，Mg元素会与钎剂反应，而导致钎剂失效；因此对于有钎焊需求的6系铝合金通常需要设置阻挡层，来阻挡Mg元素扩散到钎焊表面。由于阻挡层合金的机械性能不如芯材合金，在相同的芯材合金下，阻挡层的复合比越大，复合材料的力学性能越差，因此期望在有效避免Mg元素扩散至材料表面的情况下，减小阻挡层的厚度。

阻挡层合金中通过加入Mn，可以提高合金钎焊后的强度，但是Mn会显著降低合金的热导率。本发明通过在阻挡层中加入较大量的Si形成AlMnSi弥散相，经实验研究，将Mn元素转化为AlMnSi弥散相，可以减弱Mn对热导率的影响。

优选地，所述外侧阻挡层和中间阻挡层的组分中还含有2.3～2.7wt％的Zn，例如可以是2.3wt％、2.4wt％、2.5wt％、2.6wt％或2.7wt％等。

优选采用含Zn的阻挡层，通过合理调控Zn含量，使阻挡层的电化学电位与芯材合金匹配良好，可以提高复合材料的耐腐蚀性能。

优选地，所述铝合金复合板材中上下两侧阻挡层的厚度大于芯层中Mg元素向两侧的扩散深度。

优选地，所述6系铝合金中含有Si和Mg元素形成1.21～1.5wt％的Mg

优选地，所述铝合金复合板材中间阻挡层的复合比例为7.5～12.5wt％，例如可以是7.5wt％、8wt％、8.5wt％、9wt％、9.5wt％、10wt％、11wt％或12.5wt％等。

优选地，所述铝合金复合板材中外侧阻挡层的复合比例为7.5～12.5wt％，例如可以是7.5wt％、8wt％、8.5wt％、9wt％、9.5wt％、10wt％、11wt％或12.5wt％等。

本发明中的阻挡层优选7系的无镁铝合金，既可以防止芯材中的Mg扩散到铝合金的表面影响钎焊性能和焊后板材的美观性，同时又作为牺牲层合理的保护芯材合金材料。

优选地，所述皮层为4系铝合金。

优选地，所述皮层的组分中Si含量为6.8～8.2wt％，例如可以是6.8wt％、6.9wt％、7.0wt％、7.2wt％、7.3wt％、7.4wt％、7.5wt％、7.8wt％、8.0wt％或8.2wt％等。

优选地，所述铝合金复合板材中皮层的复合比例为7.5～10wt％，例如可以是7.5wt％、7.8wt％、8.0wt％、8.5wt％、9.0wt％、9.5wt％或10.0wt％等。

优选地，所述铝合金复合板材的厚度为1.0～2.0mm，例如可以是1.0mm、1.2mm、1.5mm、1.8mm或2.0mm等。

与现有技术相比，本发明至少具有以下有益效果：

(1)本发明提供的铝合金复合板材使用所述6系铝合金替代传统的3系铝合金用作热交换器用铝合金复合材料的芯材，经钎焊时效后，材料的力学性能和热导率大幅提升，材料的机械性能和热导率优于传统的3系材料；

(2)本发明提供的铝合金复合板材钎焊时效后的屈服强度≥101MPa，抗拉强度≥170MPa，导热率高于170W/m·K，延伸率≥9％；

(3)本发明提供的铝合金复合板材的制备方法流程简单，易于工业化生产，能够得到性能优良的铝合金复合板材。

附图说明

图1为实施例5板材钎焊后经过170℃保温12h时效，并且达到峰值强度的沉淀相形貌图。

图2为对比例7材钎焊后在室温下经过两周自然时效后的析出相形貌图。

图3为实施例15的1mm厚板材经高温钎焊后的金相图片。

图4为实施例15板材制造的水冷板产品实物图。

图5为实施例15板材制造的水冷板产品局部钎焊后的放大图。

具体实施方式

下面结合附图并通过具体实施方式来进一步说明本发明的技术方案。

下面对本发明进一步详细说明。但下述的实例仅仅是本发明的简易例子，并不代表或限制本发明的权利保护范围，本发明的保护范围以权利要求书为准。

铝合金复合板材的制备

芯层铸锭先经均匀化处理，然后按照外侧阻挡层、芯层、中间阻挡层和皮层依次经热轧、复合热轧、冷精轧和退火处理，得到所述铝合金复合板材；

所述芯层铸锭、外侧阻挡层铸锭、中间阻挡层铸锭、皮层铸锭通过常规工艺获得，在本实施例中使用半连续铸造的方式制备，浇铸铸锭的尺寸为8000*1500*330mm

上述工艺中均匀化处理工艺、热轧、冷精轧及退火工艺均为常规的加工工艺；其中，均匀化处理工艺应选用适宜的工艺以确保合金材料不产生过烧且Mg

上述步骤中各样品的具体加工条件为按照表3的条件对应于表4进行。

对实施例和对比例获得的样品进行钎焊处理和时效处理，具体过程为：将退火后的复合板材沿纵向切割成相应测试标准尺寸(长度为240mm，宽度为20mm)，在钎焊炉中随炉升温到603℃保温10min，开炉门随炉冷却至100℃(冷却速度为40℃/min)，移出复合板材在空气中冷却至室温，完成钎焊处理，在钎焊处理后的24h内，进行相应的人工时效或者自然时效。

测定时效后样品中芯层析出相的演变形态，具体为采用美国FEI生产的TECNAI型号透射电子显微镜，操作电压为200KV。芯材的透射样品在30vol.％硝酸+70vol.％甲醇的电解液中进行双喷减薄，电解液温度控制为约-30℃。观测析出相时，不同样品均在同一放大倍数下进行图片的拍摄。

下列表格中“-”表示含量为0.01wt％以下。

阻挡层的合金B1～B7组成如表1所示。

表1

芯层的合金C1～C16组成如表2所示，其中ΔSi表示Si的过剩量。

表2

复合板材的具体加工条件如表3所示，其中P1～P7表示不同的工艺条件。

表3

本发明中各实施例的铝合金复合板的组成、工艺以及性能如表4所示。

表3、4、5中铝合金复合板A/B/C/B是指依次叠放的皮层、中间阻挡层、芯层、外侧阻挡层。

表4

综合实施例1～20可以看出，本发明提供的铝合金复合板材性能优良，钎焊时效后的屈服强度≥101MPa，抗拉强度≥170MPa，延伸率≥9％，热导率高于170W/m·K，可满足热交换器用铝合金复合材料的需求。

具体从实施例15图3的金相图片可以看出，焊角饱满无缺陷，熔蚀深度只有30μm。从实施例15制造的水冷板产品实物图4可以看出，经工业钎焊后冶金结合紧实，表面美观度好；图5则能示出其焊接性能良好。

各对比例的铝合金复合板的组成、工艺如表5所示。

表5

1.导热性能

在如下具体的实施方式中，使用QETRUD型导热仪对钎焊后峰值时效的板材在室温中测量导热系数。

热导率的下降，根源在于晶格的畸变对电子平均自由程的阻碍，从而降低合金的热导率，发明人分别研究了Mn、Si、Cu固溶单质相因素以及Mg

①芯层中Mn元素对复合板热导率的影响

实施例6(A/B1/C6/B1，P1)、实施例7(A/B1/C7/B1，P1)、实施例8(A/B1/C8/B1，P1)、实施例9(A/B1/C9/B1，P1)，与对比例1(A/B1/C13/B1，P1)为一组比对实验，研究芯材中Mn含量对铝合金复合板导热性的影响，其区别在于芯材中的Mn含量分别为0、0.2wt％、0.4wt％、0.6wt％、0.8wt％；测得的热导率分别为192W/K·m、190W/K·m、182W/K·m、173W/K·m、162.5W/K·m；可见，当芯材中高于0.2wt.％的Mn元素导致材料的热导率下降，当Mn含量高于0.6wt.％时，热导率不符合要求。

②芯层中Si元素对复合板热导率的影响

实施例20(A/B1/C16/B1，P1)，与对比例3(A/B1/C15/B1，P1)为一组比对实验，研究芯材层相对过剩硅ΔSi>0.30wt.％对铝合金复合板导热性的影响；其ΔSi分别为0.3wt.％和0.35wt.％，通过扫描电镜观察，当ΔSi为0.35wt.％时存在单质Si，测定实施例20与对比例3的热导率分别为185.6W/K·m和165.2W/K·m。

③阻挡层中Mn、Si元素对复合板热导率的影响

实施例7(A/B1/C7/B1，P1)，与实施例19(A/B5/C7/B5，P1)、对比例2(A/B7/C7/B7，P1)、对比例4(A/B6/C7/B6，P1)为一组比对实验，研究阻挡层材料组分对铝合金复合板导热性的影响，所述阻挡层中均含有Mn元素，其区别在于阻挡层中Si/Mn比分别为0.44、0.5、0.6、0；测得的热导率分别为190W/K·m、185.3W/K·m、163.2W/K·m、168.2W/K·m；这是由于当Si/Mn比在一定范围时，使用扫描电镜可以观察到单质Si和单质Mn形成AlMnSi相而析出，不会有大量的Mn、Si固溶到铝基体中，减缓了单质固溶所导致的晶格的畸变，减弱了阻挡层中引入Mn元素导致的对导热性的影响，由于阻挡层较薄，通过复配合理的Si元素，引入1.2～1.8wt％的Mn并不会显著的影响材料的整体热导率，相比于不含Mn中间层更有利于整体性能的提升。

④镁硅化合物对热导率的影响

实施例5(A/B1/C5/B1，P1)，与对比例7(A/B1/C5/B1，P7)为一组对比试验，研究相同组成的铝合金获得的不同Mg

2.力学性能

在如下具体的实施方式中，按照GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》公开的方法对复合板材(复合板材经过钎焊处理和时效处理)进行机械性能测试，测试仪器为ZWICK万能材料试验机，测试指标为规定屈服强度Rp

Mg元素扩散深度，使用HITACHI电子探针设备，对复合板材(复合板材经过钎焊处理和时效处理)纵截面的Mg元素进行定量线扫描分析，确定板材纵截面不同位置处的Mg元素含量变化，从而确定Mg元素的扩散深度。

①Mg

实施例5(A/B1/C5/B1，P1)，与对比例7(A/B1/C5/B1，P7)为一组对比试验，研究相同组成的铝合金获得的不同Mg

②芯材中Mg、Si元素对性能的影响

实施例1(A/B1/C1/B1，P1)、实施例7(A/B1/C7/B1，P1)、对比例6(A/B1/C14/B1，P1)、对比例8(A/B1/C10/B1,P1)为一组比对实验，研究不同芯材成分下Mg

实施例1(A/B1/C1/B1，P1)，与对比例9(A/B1/C11/B1，P1)为一组比对实验，研究不同芯材成分下ΔSi含量的减少，对强度的影响，实施例1与对比例9的芯材中，ΔSi分别为0.2wt.％和0.1wt.％，导致对比例9中力学性能比实施例1降低，其中对比例9中的抗拉强度仅为168MPa、屈服强度仅为98MPa。

③芯材中Cu元素对复合板机械性能的影响

实施例7(A/B1/C7/B1，P1)与对比例5(A/B1/C12/B1，P1)，芯材中Cu含量为0.6，超过0.4，导致合金的熔点为582℃，合金发生过烧现象，所以对比例5力学性能和热导率均比实施例7降低，对比例5中抗拉强度仅为158.0MPa、屈服强度仅为98MPa，延伸率下降至2.5％，热导率仅为167.3W/K·m。

本发明通过上述实施例来说明本发明的详细结构特征，但本发明并不局限于上述详细结构特征，即不意味着本发明必须依赖上述详细特征才能实施。所属技术领域的技术人员应该明了，对本发明的任何改进，对本发明所选用材料的等效替换以及辅助材料的增加、具体方式的选择等，均落在本发明的保护范围和公开范围之内。