CN102029480B

CN102029480B - 一种铝基复合材料用Al-Si-Ti系三元活性钎料的制备方法

Info

Publication number: CN102029480B
Application number: CN 201010609694
Authority: CN
Inventors: 张贵锋; 苏伟; 张建勋
Original assignee: Xian Jiaotong University
Current assignee: Xian Jiaotong University
Priority date: 2010-12-28
Filing date: 2010-12-28
Publication date: 2013-04-17
Anticipated expiration: 2030-12-28
Also published as: CN102029480A

Abstract

本发明公开了一种铝基复合材料用Al-Si-Ti系三元活性钎料及其制备方法，该钎料的成分为：7～14％Si，0.1～1.2％Ti，余Al；施焊时，预置后适当加压，再加热至约610℃。与传统Al-Si共晶钎料相比，有如下优点：①首先能通过液态活性元素Ti与陶瓷增强相的反应，较好地润湿陶瓷增强相微区，从而消除陶瓷增强相与钎料间的残留空隙。②对于铝基体微区，免用钎剂及焊后清洗：该钎料通过冶金反应途径，即通过活性元素Ti与铝基体表面的氧化膜反应来破除氧化膜，提早消除界面空隙，迅速建立扩散通道，进而促使润湿与Si的渗透提早进行。③不仅界面致密，而且实现之所需焊接时间较短。④无陶瓷颗粒偏聚。⑤适应面广，尤为适于以氧化铝为增强相的铝基复合材料，以及高体积分数的铝基复合材料。

Description

一种铝基复合材料用Al-Si-Ti系三元活性钎料的制备方法

技术领域

本发明属于材料制备技术领域，涉及一种钎料，尤其是一种铝基复合材料用Al-Si-Ti系三元活性钎料及其制备方法。

背景技术

与金属铝材料相比，铝基复合材料(Al MMCs：aluminum metal matrix composites)的陶瓷增强相虽然赋予了铝基复合材料许多优越的性能(如比强度高，比刚度高，耐热性强，耐磨性强，热膨胀系数小等)，但是陶瓷增强相的存在严重恶化了铝基复合材料的可焊性，对常用焊接技术或焊接材料提出了新的挑战。

首先，铝基复合材料难以采用熔焊(包括电弧焊，激光焊，电子束焊)工艺施焊，其存在问题可归纳如下。

(1)陶瓷增强相与金属界面间(R/M)的有害界面反应：这一反应的原因在于熔焊情况下，铝液严重过热，足以与相对稳定的陶瓷增强相发生界面反应。该反应导致的不良后果有：反应消耗了增强相，使增强相或消失(高温区)、或减少(中温区)、或损伤(如增强相外周出现微裂纹；低温区)；反应产物为有害产物，特别对于增强相为SiC的铝基复合材料，其反应产物为针状、易潮解、脆性的碳化铝(Al₄C₃)，即使对于相对稳定的Al₂O₃陶瓷增强相，也会在877℃以上反应生成气态的Al₂O低价化合物。(2)微观偏聚：冷却结晶过程中，陶瓷增强相并不会被刚结晶出的高温固态金属所粘附或捕获，而是被金属基体的凝固前沿排斥于焊缝中心，则在焊缝中心出现增强相偏聚，导致焊缝脆化。高熔点的陶瓷增强体并不会作为金属凝固的形核点。(3)颗粒团聚与空洞：在陶瓷颗粒的偏聚区，不良的润湿性会引发陶瓷颗粒会进一步团聚；并易于在团聚区的中心因润湿性不良而形成金属液相难以渗入的空洞。这也是一种潜在的裂纹源。(4)熔池粘度高导致与填充材料混合困难：熔池粘稠，流动性差，这样，难以发挥填充材料对反应进行方向的合理调控。(5)高粘度易出现氢气孔缺陷：熔池粘稠，使气体逸出速度变慢，容易导致气体来不及逸出残留于固相中而形成气孔。

与熔焊相比，复合材料母材不熔化，故可避免熔焊过热情况下存在的有害界面反应；同时由于复合材料母材溶解有限，故可避免重新凝固造成的陶瓷颗粒分布不均匀的弊端；此外，钎焊工艺中加热温度低，不易引起复合材料母材组织与性能的热蜕变(如基体晶粒过度长大等)。基于上述优点，钎焊获得了国内外研究人员的重视，是一种具有适应面广，组织优良的潜在优良工艺。

已报道的钎料合金系有：AA4405/AA3003/AA4405组合钎料层(其中AA4405为厚10μm的Al-10Si箔，3003为厚140μm的Al-1 to1.5Mn)；4N07(Al-12Si)，4N04(Al-11.6Si-1.48Mg-0.11Fe)；Al-10.36Si-1.31Mg，Al-11.93Si-2.14Mg，Al-10.77Si-3.22Mg；AWS BAl4(Al-12.0Si-0.3Cu-0.2Zn-0.1Mg)；Al-12Si；Al-12.5Si-1.5Mg；Al-6Si-28Cu-2Mg；HL400(Al-12Si)(HL4XXX常配用QJ201)；HL401(Al-6Si-28Cu)，HL402(Al-10Si-4Cu)，HL403(Al-10Si-4Cu-10Zn)等。

然而，令人遗憾的是，传统铝材用钎料对铝基复合材料的“润湿性”很差。申请者将造成铝基复合材料润湿性很差的不利影响因素归纳为以下6项：

(1)内因方面：A.铝基体表面存在致密、稳定、强固的氧化膜；B.液态钎料本身表面的氧化膜(危害更甚)；C.陶瓷增强相的存在直接减少了可润湿面积；D.陶瓷增强相的存在使复合材料母材的热膨胀系数(CTE：coefficient of thermal expansion)减小，不利于铝基体所在区域氧化膜的胀裂，尤其不利于高体积分数复合材料母材基体的破膜；另一方面，事实上，陶瓷增强相在基体中的分布并非绝对均匀，这样，在陶瓷颗粒体积分数(Vf：volume fraction)高的局部区域，其所含基体表面氧化膜的胀裂也因热膨胀系数的减小而受到限制。

(2)外因方面受到如下限制(与制备工艺相比)：A.焊接温度不允许高于基体熔点，这将影响氧化膜的破裂与移开，也不利于增大铝液的活度及降低铝液的表面张力；B.压力不许引起大变形，这不利于改善陶瓷增强相与铝材间的致密性，易出现结晶空洞。

目前，已报道的改善铝基复合材料润湿性的方法主要着眼于在破除铝基体表面的氧化膜方面采取措施，现归纳如下：(1)化学途径：即使用钎剂；(2)机械途径：典型方法是导入超声波振动，采用超声钎焊(包括超声硬钎焊与超声软钎焊)，即使对于惰性钎料在较低温度及大气环境下也能成功地获得对铝金属基体的良好润湿效果(由YanJC，Zhao WW，Xu HB，Li DC，Xu ZW，Yang SQ，Zhang Y，Ma ZP.于2009.12提出：Ultrasonic brazing of aluminum alloy and aluminum matrix composite.US Paten：US 7624906 B2.Dec.1th，2009)；(3)母材呈半固态的钎焊技术并辅之以冲击(由牛济泰、刘黎明、郭伟等提出)；(4)钎料呈半固态的钎焊技术(由许惠斌、闫久春等提出)；(5)基于共晶反应的过渡液相扩散焊技术；(6)使用环形垫圈以增大间隙，并防止液相被挤出(由Suzumura A.提出)；(7)表面粗化法(由Suzumura A.提出)；(8)预置钎料后进行周边密封焊，以防钎料因加压而流失；(9)局部针刺诱发润湿、铺展与渗透(由Xu Z.W.等提出)；(10)采用刮擦的方法消除氧化膜的危害从而改善润湿性(由吕世雄等提出)。

必须指出，铝基复合材料待焊表面为基体金属与陶瓷增强相并存的界面，而存在于MMC母材表面的陶瓷增强相使传统Al用钎料对MMC的润湿性恶化，由此造成的钎料流失、破膜不足。因此，钎料对铝基复合材料的润湿界面实质上可分为两类不同的界面微区，即铝基体/钎料金属(M/M)界面微区与陶瓷颗粒/钎料金属(P/M)界面微区。上述改进铝基复合材料润湿性方法共同的局限性均在于只关注到了通过破除铝基体表面的氧化膜来改善铝基体与钎料间(即M/M类界面微区)的润湿性，但并未考虑到陶瓷增强相存在对润湿性的特殊要求，因而无法改善P/M类界面间的润湿性。

陶瓷颗粒(或短纤维与晶须)增强相与钎料金属的界面(下文统称为R/M界面)微区间不良的润湿性将导致以下主要问题：

(1)焊后接头中R/M界面(称为二次R/M界面)润湿性差，故界面致密性差(有残留空隙)、接合性也必然变差(呈界面脱粘断裂方式)。下举三例予以重点说明：其一，中国台湾学者Weng等观察到，即便是基体含Mg的活性复合系(Al₂O₃p/6061)采用Al-12Si钎料钎焊时，钎缝内P/M界面间仍有空隙(注意必须在高倍SEM条件下才可观察到P/M界面间约有宽1μm的空隙)。其二，申请者在采用常用的纯Cu作中间层的Al₂O₃p/Al的液相扩散焊接头断口上也观察到P/M界面呈“界面脱粘”断裂方式，表现为：陶瓷颗粒未破碎；表面仍呈光滑状，无粘结物生成。其三，尽管一些市售Al用钎料中含有经典意义上的活性元素Mg(能促进钎料在铝材上的润湿)，但有日本学者在试样断口上观察到Al₂O₃陶瓷增强相表面仍呈光滑状，表明R/M界面润湿性很差。

(2)二次弱界面不但会引起界面脱粘(对性能的直接影响)，而且会丧失界面热失配对界面附近基体的位错强化作用(对性能的间接影响)。

(3)即便陶瓷颗粒分布均匀性能够实现，由于陶瓷增强体/金属界面的结合较差，接头的性能仍将低于复合材料母材。

(4)陶瓷增强相体积分数越大，焊接接头性能越差。

在上述问题中，最严重的危害表现在：将导致R/M界面残留有空隙，不利于传递载荷；在接头性能测试中，呈现“界面脱粘”断裂方式；在焊后断口分析时可看到陶瓷增强相无破损、表面仍呈光滑状而无金属粘附物。

可见，从通过界面来连续传递与分配载荷这一要求的角度看，焊接区R/M二次界面的致密性的改善(主要取决于润湿性的改善)是焊接成败的命脉所在。

尽管在制备领域，已提出了如下改善R/M界面润湿性的主要途径：对陶瓷颗粒进行涂/镀层或掺杂预处理；改进金属基体的成分设计；合理控制气氛条件；加入助剂；优选增强相相别等；但是这些方法多数很难直接移植到焊接方法中。另一方面，与制备条件相比，在钎焊与液相扩散焊工艺中，试图借助提高温度与压力改善二次P/M界面的润湿性与密合性也是行不通的，其原因在于：为避免基体溶化，温度不允许过高(不能超过基体的熔点)；为避免母材出现严重塑性变形，压力不允许过大。

因此，值得强调指出的是，借助冶金设计途径，即添加能与陶瓷增强相反应的活性元素，从而改善R/M界面之间的润湿性这一技术方案的重要性愈加凸显，几乎成为在较低焊接温度下(金属基体熔点以下)获得两者间最大面积紧密接触(致密化)的重要、甚至唯一的途径。

近年来，申请者从全程关注R/M界面演变角度出发，对R/M界面的现象、分类、演变、弱化与强化展开了研究；解释了焊后R/M界面蜕化的必然性。与此同时，申请者基于前期分析研究，着眼于利用反应润湿(Reactive Wetting)促进惰性R/M界面间在低温下(基体熔点以下)的润湿，提出了新的中间层合金系设计原则，基于此思路成功开发了一种铝基复合材料用Al-Si-Ti三元活性钎料。具体介绍如下。

发明内容

本发明的目的在于克服现有铝用钎料对陶瓷增强相润湿性差，并因此而不得不辅之以其他较为复杂的辅助技术(如刮擦、振动、垫圈)的缺点，通过改进钎料冶金设计途径，提供一种铝基复合材料用Al-Si-Ti系三元活性钎料及其制备方法，使该钎料能够改善陶瓷增强相颗粒(或短纤维)与液态金属钎料界面(统称为R/M界面)间的润湿性。

还必须指明的是，在确定了Al-Si-Ti系三元活性钎料的合金系及具体成分范围后，该系钎料在制备方法方面还存在以下三大问题：(1)Ti难以顺利加入：其原因在于，Ti为难熔金属，其熔点为1668℃，比铝的熔点(660℃)高约1000℃，这样在铝熔化后，Ti可能仍呈固态。(2)Ti与铝密度不同，会出现偏析。(3)制备所得钎料中的活性元素应在焊接温度下呈液态，以利于提高其活度，促使其与基体表面氧化膜、钎料自身表面氧化膜、陶瓷增强相反应；同时改善分布均匀性，使得焊接面上的陶瓷增强相都有机会与活性元素反应，改善活性钎料与陶瓷增强相的润湿。

在前期大量预研工作的基础上，本发明的目的是通过以下技术方案来解决的：

这种铝基复合材料用Al-Si-Ti系三元活性钎料的合金系为Al-Si-Ti系，其中各合金元素的质量含量为：7～14％的Si，0.1～1.2％的Ti，其余为Al。

一种上述钎料的制备方法，包括以下步骤：

1)选料

选择原始材料为：纯Al，Al-20Si中间合金和Al-5Ti中间合金；

2)配料

将Al-5Ti中间合金，Al-20Si中间合金和纯铝锭混合，使混合物中Si的质量百分比为7～14％，Ti的质量百分比为0.1～1.2％，余量为Al；并将混合物放置于坩埚内；

3)熔炼

先向坩埚通入高纯Ar，排出其内空气；然后，在Ar保护下，采用高频感应加热升温至熔炼温度为750～850℃，保温30min；然后，继续在Ar的保护下静置冷却凝固为冷凝块；

4)甩带成形

将冷凝块重熔后，采用急冷甩带工艺制成箔带。

以上在步骤3)熔炼保温的末期直接甩带成形。

以上步骤3)中，采用K型热电偶在石英套管保护下测温。

本发明具有以下有益效果：

(1)首先本发明能通过液态活性元素Ti与陶瓷增强相的反应，较好地润湿陶瓷增强相微区，从而消除陶瓷增强相与钎料间的残留空隙。

(2)对于铝基体微区，免用钎剂及焊后清洗：本发明的该钎料通过冶金反应途径，即通过活性元素Ti与铝基体表面的氧化膜反应来破除氧化膜，提早消除界面空隙，迅速建立扩散通道，进而促使润湿与Si的渗透提早进行。

(3)本发明的钎料不仅界面致密，而且实现之所需焊接时间较短。

(4)本发明无陶瓷颗粒偏聚。

(5)本发明适应面广，尤为适于以氧化铝为增强相的铝基复合材料，以及高体积分数的铝基复合材料。

附图说明

图1为为Al-12Si-1Ti活性钎料甩带的DSC曲线；

图2为图1中的2号Al-12Si-1Ti甩带DSC曲线与传统Al-12Si甩带DSC曲线的对比；

图3为本发明制备的Al-Si-Ti钎料箔带与Al-12Si钎料箔带对氧化铝短纤维强化的纯Al基复合材料母材(A₂O₃sf/Al)润湿行为的对比结果；

图4为采用本发明的钎料与传统Al-S系钎料所得钎缝界面演变对比结果；

图5为采用本发明的Al-12Si-1Ti钎料与传统Al-12Si钎料所得钎焊接头剪切强随保温时间演变的对比。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步详细描述：

实施例1

本实施例中，铝基复合材料用Al-Si-Ti系三元活性钎料的制备方法，包括以下步骤：

1)选料

选择原始材料为：纯Al，Al-20Si中间合金和Al-5Ti中间合金；

2)配料

将Al-5Ti中间合金，Al-20Si中间合金和纯铝锭混合，使混合物中Si的质量百分比为7％，Ti的质量百分比为1.2％，余量为Al；并将混合物放置于坩埚内；

3)熔炼

先向坩埚通入高纯Ar，排出其内空气；然后，在Ar保护下，采用高频感应加热升温至熔炼温度为850℃，保温30min；然后，继续在Ar的保护下静置冷却凝固为冷凝块；

4)甩带成形

将冷凝块重熔后，采用急冷甩带工艺制成箔带。

实施例2

1)选料

选择原始材料为：纯Al，Al-20Si中间合金和Al-5Ti中间合金；

2)配料

将Al-5Ti中间合金，Al-20Si中间合金和纯铝锭混合，使混合物中Si的质量百分比为14％，Ti的质量百分比为0.1％，余量为Al；并将混合物放置于坩埚内；

3)熔炼

4)甩带成形

将冷凝块重熔后，采用急冷甩带工艺制成箔带。

实施例3

1)选料

选择原始材料为：纯Al，Al-20Si中间合金和Al-5Ti中间合金；

2)配料

将Al-5Ti中间合金，Al-20Si中间合金和纯铝锭混合，使混合物中Si的质量百分比为12％，Ti的质量百分比为1％，余量为Al；并将混合物放置于坩埚内；

3)熔炼

先向坩埚通入高纯Ar，排出其内空气；然后，在Ar保护下，采用高频感应加热升温至熔炼温度为750℃，保温30min；然后，继续在Ar的保护下静置冷却凝固为冷凝块；

4)甩带成形

将冷凝块重熔后，采用急冷甩带工艺制成箔带。

实施例4

本实施例中，以总量为30g为例，铝基复合材料用Al-Si-Ti系三元活性钎料的制备方法，包括以下步骤：

1)选料

选择原始材料为：纯Al，Al-20Si中间合金和Al-5Ti中间合金；

2)配料

选取市售Al-5Ti中间合金7g；市售Al-20Si中间合金18.5g；市售纯铝锭4.5g。三种原材料一并放置于坩埚内，准备熔炼。

3)熔炼

先向坩埚通入高纯Ar约20秒后，排出其内空气；然后，在Ar保护下，采用高频感应加热升温至熔炼温度为830℃，保温30min；(采用K型热电偶在石英套管保护下测温)然后，继续在Ar的保护下静置冷却凝固为冷凝块；

4)甩带成形

将冷凝块重熔后，采用急冷甩带工艺制成箔带。

实施例5

1)选料

选择原始材料为：纯Al，Al-20Si中间合金和Al-5Ti中间合金；

2)配料

3)熔炼

先向坩埚通入高纯Ar，排出其内空气；然后，在Ar保护下，采用高频感应加热升温至熔炼温度为750℃，保温30min；

4)甩带成形

在步骤3)熔炼保温的末期直接甩带成形。

另有必要指出的是：对于Si的含量，在试验中还发现当Si的含量超过20％时(如30％；50％)，所得钎料成带性差；钎料极脆而易折断。这也从另一个侧面说明本发明确定的成分范围的合理性。对于Ti的含量，试验中还发现当Ti超过2％时，虽然所得钎料的固相线基本相同，均接近共晶温度，但液相线随Ti含量的增加而增加，这是由于Ti继续向共晶液相中溶解所致。这意味着，当Ti加入过量时，过量的Ti并不能全被液化，那些在焊接温度下呈固态的Ti所应有的改善润湿性的活性作用难以充分发挥，因此没有必要再添加过量的Ti。

润湿性评价方面：选用氧化铝短纤维强化的纯Al基复合材料(记为A₂O₃sf/Al)作为润湿性评价用母材。需要指出的是该复合材料的润湿性最差；其体积分数较高为30％，更加恶化了该复合材料的润湿性。短纤维的平均直径为3.6μm，平均长度为1406μm，采用挤压铸造方法制得。润湿性测试方法：座滴法；测试温度为610℃；保温时间为5，15，30min；所用钎料为箔带状(非块状)。分析方法：润湿试样经研磨抛光后，用扫描电镜放大500倍后主要观察钎料/复合材料母材间间隙的消除情况；其次观察钎料的残留情况以及复合材料母材表层区组织变化情况。

实际施焊方面：预置钎料于A₂O₃sf/Al母材的焊接界面；适当加压(0.1MPa)；通入Ar保护气体；加热至610℃后短时保温(10min内)。

本发明钎料熔化区间的实测值与润湿性改进效果的实证：

采用差示扫描量热法(DSC：Differential scanning calorimeter)实测了所研发新钎料的熔化区间。图1为Al-12Si-1Ti活性钎料甩带的DSC曲线。由于钎料中含有高熔点组元Ti，所以测定DSC曲线终止温度设定较高，为1300℃。图1中的1、2、3三条DSC曲线分别由三条不同的Al-12Si-1Ti活性钎料甩带测得。从图1中可以看到，三条DSC曲线吻合良好，分散性小：起始熔化温度和峰值温度都很接近，三条线的起始温度平均值为577.7℃(TS)，峰值温度的平均值为593.9℃(T_L)，即Al-12Si-1Ti活性钎料的熔化区间为577.7℃(T_S)～593.9℃(T_L)。从图1的DSC曲线还可以看到，在三元共晶时的大的吸热峰之后一直到1300℃都没有再出现明显的吸热峰，不仅说明Al-12Si-1Ti三元活性钎料的成分配比确实是三元共晶反应，而且高熔点组元Ti也在三元共晶反应时完全液化，三元共晶温度之后温度升高时没有固相的高熔点相向液相中溶解。

图2为图1中的2号Al-12Si-1Ti甩带DSC曲线与传统Al-12Si甩带DSC曲线的对比。从两条DSC曲线的起始温度和峰值温度对比来看，对于所选定成分，Ti的添加并未导致熔点升高，这也有利于改善润湿性。添加Ti之后由于存在三元共晶反应(文献中认为三元共晶反应温度为573℃)，相对于Al-12Si共晶反应的温度不但没有升高，反而降低，且无论是起始温度还是峰值温度都有所降低。因此，Al-12Si-1Ti活性钎料在应用于活性钎焊时的焊接温度可以取600℃～630℃，后面对甩带的润湿性测定以及钎料用于铝基复合材料活性钎焊也是参照这个区间，取610℃。

图3为所开发Al-Si-Ti钎料箔带与Al-12Si钎料箔带对氧化铝短纤维强化的纯Al基复合材料母材(A₂O₃sf/Al)润湿行为的对比结果。在此，主要从钎料/MMC母材界面间隙(尤其是陶瓷增强相/钎料间隙，即R/M界面间隙)的残留以及钎料的残留两方面进行比较评价。尽管在较短的保温时间(5min)内，两者并无差异，均残留大量钎料及明显的界面间隙，但当保温时间增至15min时，其差别已开始显现：传统Al-12Si钎料仍有大量残留，而且这些残留部分呈连续状；另一方面，R/M界面空隙仍明显存在。而新研发的Al-12Si-1Ti钎料大部分已渗入复合材料母材内，剩余的钎料呈断续的块状(渗入量较大所致)；更为重要的是，R/M界面空隙几近消失，表明其润湿性优于传统Al-Si系钎料。当保温时间增至30min，传统Al-Si系钎料变化不大，即仍呈连续状残留于复合材料表面，且R/M界面仍残留有空隙；而新研发的Al-Si-Ti系钎料则几乎完全渗入复合材料母材；即使是有剩余钎料的局部区域，R/M界面也呈致密状，界面空隙消失。这两点又再次表明新研发的Al-Si-Ti系钎料对A₂O₃sf/Al的润润性优于传统Al-Si系钎料。

图4为采用新Al-Si-Ti系钎料与传统Al-S系钎料所得钎缝界面演变对比结果。可见，新Al-Si-Ti系钎料可在1min(甚至数秒到数十秒)内使界面氧化膜消失；而传统Al-Si系钎料则需10min。这显然应归功于活性元素Ti的去膜作用。

图5为采用Al-12Si-1Ti钎料与传统Al-12Si钎料所得钎焊接头剪切强随保温时间演变的对比。该曲线表明，活性钎料可以在短时间内获得较好的结合，这一结果与图4界面组织演变情况吻合良好。但应注意，Ti的含量不宜过高，否则将出现较多的含Ti金属间化合物，这也正是本发明将Ti含量限制在约1％以下的原因。

综上所述，与传统Al-12Si系钎料相比，新研发的Al-Si-Ti系三元活性钎料在成功解决难熔活性元素的熔化、偏析之后，在去膜、R/M界面润湿性、钎料的快速渗入三方面获得明显的改进。由此使其适应面变广，尤为适于以氧化铝为增强相的铝基复合材料，以及高体积分数的铝基复合材料。

综上所述，与传统Al-12Si系钎料相比，本发明的Al-Si-Ti系三元活性钎料在成功解决难熔活性元素的熔化、偏析之后，在去膜、R/M界面润湿性、钎料的快速渗入三方面获得明显的改进。由此使其适应面变广，尤为适于以氧化铝为增强相的铝基复合材料，以及高体积分数的铝基复合材料。

Claims

1.一种铝基复合材料用Al-Si-Ti系三元活性钎料的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

1）选料

选择原始材料为：纯Al，Al-20Si中间合金和Al-5Ti中间合金；

2）配料

将Al-5Ti中间合金，Al-20Si中间合金和纯铝锭混合，使混合物中Si的质量百分比为7～14%，Ti的质量百分比为0.1～1.2%，余量为Al；并将混合物放置于坩埚内；

3）熔炼

4）甩带成形

将冷凝块重熔后，采用急冷甩带工艺制成箔带。

2.根据权利要求1所述的钎料的制备方法，其特征在于，在步骤3）熔炼保温的末期直接甩带成形。

3.根据权利要求1所述的钎料的制备方法，其特征在于，步骤3）中，采用K型热电偶在石英套管保护下测温。