CN111455226A - 含Cu原子团簇的铝合金、铝合金复合材料及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了含Cu原子团簇的铝合金、铝合金复合材料及其制备方法，含Cu原子团簇的铝合金组分及其质量百分含量为：Mg：0.2％～0.8％、Si：0.3％～0.7％、Cu：0.3％～0.7％、Mn：1.2％～1.6％、Fe：0.1％～0.5％、Zn：0.1％～0.4％、Ti：0.02％～0.04％、余量为Al和不可避免的杂质。由含Cu原子团簇的铝合金作为芯材经过热轧复合、冷精轧、退火、钎焊，得到铝合金复合材料。本发明制备的铝合金复合材料能提高常规铝合金复合板钎焊前、钎焊后的强度及钎焊产品的承压值，延长产品的使用寿命。

Description

含Cu原子团簇的铝合金、铝合金复合材料及其制备方法
技术领域
本发明属于铝合金技术领域，涉及含Cu原子团簇的铝合金、铝合金复合材料及其制备方法。
背景技术
铝合金由于其较高的比强度、优异的传热性能、丰富的储量和较低的成本等特点，在热交换器领域得到了广泛的应用，热交换器的全铝化已成为发展的必然趋势。钎焊铝热交换器，例如散热器、冷凝器、蒸发器等，通常用于汽车发动机冷却系统或空气调节系统以及工业冷却系统。
目前，工程应用领域轻量化的需求日益强烈，开发更轻更薄的铝热交换器成为重要的研究方向，钎焊用铝合金复合材料在相同载荷条件或受力条件下，需要具有更高的强度，以避免在钎焊过程和后续使用过程中变形甚至开裂，并且材料的减薄对散热器的耐腐蚀性提出了更高的要求，耐腐蚀的改善和提高是铝制散热器降低成本、延长寿命的关键。
目前技术中调整铝合金成分配比，是提高钎焊用铝合金复合材料的强度的主要途径，但是合金元素的添加在提高强度的同时，对钎焊复合材料的耐腐蚀性能也会产生一定的影响。
发明内容
本发明的目的是解决现有技术中铝合金复合材料由于厚度减薄而不能满足钎焊铝合金复合材料高强度、耐腐蚀性能的问题，提供一种含Cu原子团簇的铝合金、铝合金复合材料及其制备方法，本发明制备的铝合金复合材料能提高常规铝合金复合板钎焊前、钎焊后的强度及钎焊产品的承压值，延长产品的使用寿命。
本发明采用以下技术方案：
含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金的组分及其质量百分含量为：Mg：0.2％～0.8％、Si：0.3％～0.7％、Cu：0.3％～0.7％、 Mn：1.2％～1.6％、Fe：0.1％～0.5％、Zn：0.1％～0.4％、Ti：0.02％～0.04％、余量为Al和不可避免的杂质。
根据上述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Mg元素的质量百分含量为0.5％～0.7％。
根据上述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Si元素的质量百分含量为0.4％～0.6％。
根据上述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Cu元素的质量百分含量为0.4％～0.7％。
根据上述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Mn元素的质量百分含量为1.2％～1.4％。
根据上述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Fe元素的质量百分含量为0.2％～0.4％。
根据上述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Zn元素的质量百分含量为0.1％～0.3％。
根据上述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Ti元素的质量百分含量为0.03％～0.04％。
一种基于上述的含Cu原子团簇的铝合金制备的铝合金复合材料，其特征在于，所述铝合金复合材料包括中间层、包覆中间层的上包覆层、包覆中间层的下包覆层，包覆中间层的上包覆层和包覆中间层的下包覆层均为4xxx铝合金，中间层为含Cu原子团簇的铝合金；包覆中间层的上包覆层、中间层、包覆中间层的下包覆层的厚度比为(1:8:1)-(1:10:1)。
根据上述的含Cu原子团簇的铝合金制备的铝合金复合材料，其特征在于，制备铝合金复合材料的含Cu原子团簇的铝合金粒度小于5μm的第二相的面积百分比为80％-90％、粒度为5μm-10μm的第二相的面积百分比为10％-15％、粒度大于10μm的第二相的面积百分比≤5％。
一种基于上述的铝合金复合材料的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括以下步骤：清洗中间层的表面，打磨包覆中间层的上包覆层和包覆中间层的下包覆层与中间层的结合面，打定位销并通过钢带固定制备三层复合坯料，将复合坯料依次进行热轧复合、冷精轧、退火、钎焊，得到铝合金复合材料；复合坯料热轧温度为470℃～480℃，复合坯料冷精轧变形率为85％-90％，复合材料退火的工艺条件为：退火温度为290℃～300℃、退火时间为2h-3h，复合材料钎焊的工艺条件为：钎焊温度为605℃～615℃、保温时间为10min～15min、钎焊后冷却速率为50℃/min～100℃/min。
本发明的有益技术效果：本发明在优化Mg、Si、Cu、Mn等主合金元素的基础上，由含Cu原子团簇的铝合金作为芯材制备铝合金复合材料，通过加工和热处理工艺的匹配，以固溶强化、弥散强化、自然时效强化的方式提高复合材料的强度。为提高钎焊后时效过程中原子的过饱和固溶度，制备铝合金复合材料的含Cu原子团簇的铝合金粒度小于5μm的第二相的面积百分比为80％-90％、粒度为5μm-10μm的第二相的面积百分比为10％-15％、粒度大于10μm的第二相的面积百分比≤5％。自然时效时间30天后，可获得含Cu原子团簇密度大于2.17 ×1024个/m3的高强度、长寿命钎焊用铝合金复合材料，强度较钎焊后提高24％以上。与现有技术相比，(1)本发明提供的钎焊用铝合金复合材料具有含Cu原子团簇可自然时效强化性能，强度高，寿命长；(2)本发明制备的铝合金复合材料，钎焊后抗拉强度为165MPa～180MPa，延伸率为26.0％～28.0％，自然放置一个月后强度可提高为205MPa～220MPa，自然时效后强度较钎焊后强度提高24％以上，延伸率保持在同一水平，可自然时效强化性大大提高了产品在使用过程中对强度和抗压性能的要求；(3)本发明制备的铝合金复合材料，按照ASTM G85 A3标准，进行海水酸化循环腐蚀试验(SWAAT)30天未发生明显穿孔，腐蚀形态表现在均匀层状腐蚀，腐蚀深度<250um，未对芯材产生明显的腐蚀，耐腐蚀性能良好。(4)常用的热交换器用复合材料的厚度为0.2mm-0.3mm，本发明制备的铝合金复合材料由于焊后强度和耐腐蚀性能的提高，在满足所制造的设备要求的基础上，厚度可进一步减薄，在钎焊和使用过程中不会发生变形或开裂情况。
附图说明
图1为实施例1-3和对比例1的复合材料钎焊后力学性能随自然时效时间的强度变化；
图2为实施例1中含Cu原子团簇的铝合金钎焊前第二相形貌图；
图3为实施例1中含Cu原子团簇的铝合金钎焊前第二相尺寸分布统计；
图4为实施例1中的铝合金复合材料钎焊后自然时效7天和30天的基体中的原子团簇以及对应的Mg、Si、Cu元素的分布；
图5为实施例1中的铝合金复合材料盐雾腐蚀样品纵截面金相形貌，(a)盐雾腐蚀5天，(b)盐雾腐蚀20天，(c)盐雾腐蚀35天；
图6为对比例1得到的合金复合材料盐雾腐蚀样品纵截面金相形貌，(a)盐雾腐蚀5天，(b)盐雾腐蚀20天，(c)盐雾腐蚀35天。
具体实施方式
含Cu原子团簇的铝合金，组分及其质量百分含量为：Mg：0.2％～0.8％、Si： 0.3％～0.7％、Cu：0.3％～0.7％、Mn：1.2％～1.6％、Fe：0.1％～0.5％、Zn：0.1％～0.4％、 Ti：0.02％～0.04％、余量为Al和不可避免的杂质。优选的，含Cu原子团簇的铝合金中Mg元素的质量百分含量为0.5％～0.7％；含Cu原子团簇的铝合金中Si元素的质量百分含量为0.4％～0.6％；含Cu原子团簇的铝合金中Cu元素的质量百分含量为0.4％～0.7％；含Cu原子团簇的铝合金中Mn元素的质量百分含量为 1.2％～1.4％；含Cu原子团簇的铝合金中Fe元素的质量百分含量为0.2％～0.4％；含Cu原子团簇的铝合金中Zn元素的质量百分含量为0.1％～0.3％；含Cu原子团簇的铝合金中Ti元素的质量百分含量为0.03％～0.04％。
含Cu原子团簇的铝合金制备的铝合金复合材料，包括中间层、包覆中间层的上包覆层、包覆中间层的下包覆层，包覆中间层的上包覆层和所述包覆中间层的下包覆层均为4xxx铝合金，中间层为含Cu原子团簇的铝合金；包覆中间层的上包覆层、中间层、包覆中间层的下包覆层的厚度比为(1:8:1)-(1:10:1)。为提高钎焊后时效过程中原子的过饱和固溶度，含Cu原子团簇的铝合金在钎焊前的微观组织为：粒度小于5μm的第二相的面积百分比为80％-90％、粒度为 5μm-10μm的第二相的面积百分比为10％-15％、粒度大于10μm的第二相的面积百分比≤5％。
铝合金复合材料的制备方法，包括以下步骤：清洗中间层的表面，打磨包覆中间层的上包覆层和包覆中间层的下包覆层与中间层的结合面，打定位销并通过钢带固定制备三层复合坯料，将复合坯料依次进行热轧复合、冷精轧、退火、钎焊，得到铝合金复合材料；复合坯料热轧温度为470℃～480℃，冷精轧变形率为 85％-90％，复合材料退火的工艺条件为：退火温度为290℃～300℃、退火时间为 2h-3h，复合材料钎焊的工艺条件为：钎焊温度为605℃～615℃、保温时间为 10min～15min、钎焊后冷却速率控制在50℃/min～100℃/min。钎焊后自然放置30 天后的铝合金复合材料，含Cu原子团簇密度大于2.17×1024个/m3，强度较钎焊后提高24％以上。制备的铝合金复合材料海水酸化循环腐蚀试验(SWAAT)30天，腐蚀形态表现在层状均匀腐蚀，腐蚀深度<250um，未对芯材产生明显的腐蚀，耐腐蚀性能良好。
下面通过具体实施例，对本发明作进一步详细说明。
实施例1
取含Cu原子团簇的铝合金作为中间层、中间层上下包覆4xxx铝合金，制备铝合金复合材料，三层铝合金由上到下的厚度比为1:8:1。含Cu原子团簇的铝合金的组分及其质量百分含量为：Mg：0.60％、Si：0.50％、Cu：0.60％、Mn： 1.30％、Fe：0.18％、Zn：0.15％、Ti：0.03％、余量为Al和不可避免的杂质。清洗中间层的表面，打磨包覆中间层的上包覆层和包覆中间层的下包覆层与中间层的结合面，打定位销并通过钢带制备三层复合坯料，将复合坯料依次进行热轧复合、冷精轧、退火、钎焊，得到铝合金复合材料；复合坯料热轧温度为470℃，复合坯料冷精轧变形率为85％，复合坯料退火温度为290℃、退火时间为3h，复合坯料钎焊的温度为615℃、保温时间为15min、钎焊后冷却速率为100℃/min。钎焊后自然时效30天，得到含Cu团簇密度为2.45×1024个/m3的三层结构的铝合金复合材料。
实施例2
取含Cu原子团簇的铝合金作为中间层、中间层上下包覆4xxx铝合金，制备铝合金复合材料，三层铝合金由上到下的厚度比为1:9:1。含Cu原子团簇的铝合金的组分及其质量百分含量为：Mg：0.50％、Si：0.60％、Cu：0.50％、Mn： 1.50％、Fe：0.20％、Zn：0.15％、Ti：0.02％、余量为Al和不可避免的杂质。清洗中间层的表面，打磨包覆中间层的上包覆层和包覆中间层的下包覆层与中间层的结合面，打定位销并通过钢带制备三层复合坯料，将复合坯料依次进行热轧复合、冷精轧、退火、钎焊，得到铝合金复合材料；复合坯料热轧温度为480℃，复合坯料冷精轧变形率为88％，复合坯料退火温度为295℃、退火时间为2.5h，复合坯料钎焊的温度为610℃、保温时间为10min、钎焊后冷却速率为80℃/min。钎焊后自然时效30天，得到含Cu团簇密度为2.30×1024个/m3的三层结构的铝合金复合材料。
实施例3
取含Cu原子团簇的铝合金作为中间层、中间层上下包覆4xxx铝合金，制备铝合金复合材料，三层铝合金由上到下的厚度比为1:10:1。含Cu原子团簇的铝合金的组分及其质量百分含量为：Mg：0.70％、Si：0.50％、Cu：0.70％、Mn：1.60％、Fe：0.30％、Zn：0.25％、Ti：0.04％、余量为Al和不可避免的杂质。清洗中间层的表面，打磨包覆中间层的上包覆层和包覆中间层的下包覆层与中间层的结合面，打定位销并通过钢带制备三层复合坯料，将复合坯料依次进行热轧复合、冷精轧、退火、钎焊，得到铝合金复合材料；复合坯料热轧温度为480℃，复合坯料冷精轧变形率为90％，复合坯料退火温度为300℃、退火时间为2h，复合坯料钎焊的温度为605℃、保温时间为10min、钎焊后冷却速率为50℃/min。钎焊后自然时效30天，得到含Cu团簇密度为2.17×1024个/m3的三层结构的铝合金复合材料。
对比例1
取传统3xxx铝合金作为中间层、中间层上下包覆4xxx铝合金，制备合金复合材料，三层铝合金由上到下的厚度比为1:8:1。传统3xxx合金的组分及其质量百分含量为：Si：0.60％、Cu：0.08％、Mn：1.20％、Fe：0.50％、Ti：0.02％、余量为Al和不可避免的杂质。清洗中间层的表面，打磨包覆中间层的上包覆层和包覆中间层的下包覆层与中间层的结合面，打定位销并通过钢带制备三层复合坯料，将复合坯料依次进行热轧复合、冷精轧、退火、钎焊，得到铝合金复合材料；复合坯料热轧温度为470℃，复合坯料冷精轧变形率为85％，复合坯料退火温度为290℃、退火时间为3h，复合坯料钎焊的温度为615℃、保温时间为15min、钎焊后冷却速率为100℃/min。
实施例1-3和对比例1的复合材料钎焊后力学性能随自然时效时间的强度变化如表1和图1所示：
表1各实施例和对比例的钎焊后力学性能随自然时效时间的强度变化
Figure BDA0002484595740000061
图2为实施例1中含Cu原子团簇的铝合金钎焊前第二相形貌图，图3为实施例1中含Cu原子团簇的铝合金钎焊前第二相尺寸分布统计。利用三维原子探针(3DAP)对实施例1制得的铝合金复合材料样品，钎焊后时效7天和30天后进行组织观察和团簇密度的计算，实施例1样品经自然时效7天后基体中的团簇密度为2.22×1024个/m3，当继续延长自然时效时间至30天时，其团簇密度达到了2.45×1024个/m3，这说明在后续时效过程中，产生较多的Al-Mg-Si-Cu团簇，团簇数量显著增加，纳米级团簇的存在提供了有效的时效强化作用，提升了强度，与时效时间-拉伸强度曲线是一致。
图5为实施例1得到的铝合金复合材料钎焊后自然时效7天(图5中(a))和30天(图5中(b))的基体中团簇的分布以及对应的Mg、Si、Cu元素的分布。图6为实施例1中得到的铝合金复合材料盐雾腐蚀样品纵截面金相形貌，其中，(a)为铝合金复合材料盐雾腐蚀样品5天得到的纵截面金相形貌，平均腐蚀深度为213.5μm，(b)为铝合金复合材料盐雾腐蚀样品20天得到的纵截面金相形貌，平均腐蚀深度为282μm，(c)为铝合金复合材料盐雾腐蚀样品35天得到的纵截面金相形貌，平均腐蚀深度为216.5μm。实施例1采用中间层为含Cu原子团簇的铝合金得到铝合金复合材料，在盐雾腐蚀环境中，随着时间延长，腐蚀的深度没有沿纵向延展，由于腐蚀应力的存在，复合材料的皮材与芯材发生了明显的分层现象，剥蚀面积增加但未对芯材产生明显的腐蚀。腐蚀形态表现为均匀的层状腐蚀，大大提高了复合材料的耐腐蚀性能。
图6为对比例1得到的合金复合材料盐雾腐蚀样品纵截面金相形貌，其中，(a)为合金复合材料盐雾腐蚀样品5天得到的纵截面金相形貌，平均腐蚀深度为222.2μm，(b)为合金复合材料盐雾腐蚀样品20天得到的纵截面金相形貌，平均腐蚀深度为803.1μm，(c)为合金复合材料盐雾腐蚀样品35天得到的纵截面金相形貌，平均腐蚀深度为1311.5μm。对比例1采用的芯材为传统3xxx合金的复合材料在盐雾腐蚀环境中发生的腐蚀为非均匀腐蚀，腐蚀特征主要表现为点蚀和晶间腐蚀。当腐蚀开始发生后沿着晶界向板材纵深侧面扩展，腐蚀深度随腐蚀时间的延长呈线性增加。点蚀是是阳极反应的一种特殊形式，对材料的破坏性较大。
以上实施例1-3和对比例1表明，采用本发明能够获得一种具有含Cu原子团簇可自然时效强化的高强度、长寿命钎焊用铝合金复合材料。
以上实施例仅用于说明本发明的技术方案而非对其进行限制，所属领域的普通技术人员应当理解，参照上述实施例可以对本发明的具体实施方式进行修改或者等同替换，这些未脱离本发明精神和范围的任何修改或者等同替换卷在申请待批的权利要求保护范围之内。

Claims (11)

1.含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金的组分及其质量百分含量为：Mg：0.2％～0.8％、Si：0.3％～0.7％、Cu：0.3％～0.7％、Mn：1.2％～1.6％、Fe：0.1％～0.5％、Zn：0.1％～0.4％、Ti：0.02％～0.04％、余量为Al和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Mg元素的质量百分含量为0.5％～0.7％。
3.根据权利要求1所述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Si元素的质量百分含量为0.4％～0.6％。
4.根据权利要求1所述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Cu元素的质量百分含量为0.4％～0.7％。
5.根据权利要求1所述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Mn元素的质量百分含量为1.2％～1.4％。
6.根据权利要求1所述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Fe元素的质量百分含量为0.2％～0.4％。
7.根据权利要求1所述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Zn元素的质量百分含量为0.1％～0.3％。
8.根据权利要求1所述的含Cu原子团簇的铝合金，其特征在于，所述含Cu原子团簇的铝合金中Ti元素的质量百分含量为0.03％～0.04％。
9.一种基于权利要求1所述的含Cu原子团簇的铝合金制备的铝合金复合材料，其特征在于，所述铝合金复合材料包括中间层、包覆中间层的上包覆层、包覆中间层的下包覆层，包覆中间层的上包覆层和包覆中间层的下包覆层均为4xxx铝合金，中间层为含Cu原子团簇的铝合金；包覆中间层的上包覆层、中间层、包覆中间层的下包覆层的厚度比为(1:8:1)-(1:10:1)。
10.根据权利要求9所述的含Cu原子团簇的铝合金制备的铝合金复合材料，其特征在于，制备铝合金复合材料的含Cu原子团簇的铝合金粒度小于5μm的第二相的面积百分比为80％-90％、粒度为5μm-10μm的第二相的面积百分比为10％-15％、粒度大于10μm的第二相的面积百分比≤5％。
11.一种基于权利要求9所述的铝合金复合材料的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括以下步骤：清洗中间层的表面，打磨包覆中间层的上包覆层和包覆中间层的下包覆层与中间层的结合面，打定位销并通过钢带固定制备三层复合坯料，将复合坯料依次进行热轧复合、冷精轧、退火、钎焊，得到铝合金复合材料；复合坯料热轧温度为470℃～480℃，复合坯料冷精轧变形率为85％-90％，复合材料退火的工艺条件为：退火温度为290℃～300℃、退火时间为2h-3h，复合材料钎焊的工艺条件为：钎焊温度为605℃～615℃、保温时间为10min～15min、钎焊后冷却速率为50℃/min～100℃/min。
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