CN113388760B - 一种Al-Cu-Mn-Zr系铝合金、铝合金复合板材及其制备方法和用途 - Google Patents

一种Al-Cu-Mn-Zr系铝合金、铝合金复合板材及其制备方法和用途 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种Al‑Cu‑Mn‑Zr系铝合金、铝合金复合板材及其制备方法和用途，所述铝合金在基本不含Mg元素的基础上，同时提高了Cu元素与Zr元素的含量，并通过严格限定Mn、Cu与Zr三种合金元素的配比组成，同时进一步限定Si元素与Fe元素的含量，使之形成良好的协同作用，使得本发明所述铝合金同时具有高强度、高耐热性、高耐腐蚀性的特点，不存在Mg元素对钎焊性能的影响问题，可以作为钎焊用铝合金复合板材的芯层，从而使得铝合金复合板材具有优异的焊后强度、高温耐热性能以及耐腐蚀性能。

Description

一种Al-Cu-Mn-Zr系铝合金、铝合金复合板材及其制备方法和 用途
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，尤其涉及铝合金技术领域，具体涉及一种Al-Cu-Mn-Zr系铝合金、铝合金复合板材及其制备方法和用途。
背景技术
铝合金是以铝为基础加入其他元素组成的合金，是结构工程中最常用的材料，具有比重小、传热性好、导电性好、环保、可回收循环利用，被广泛应用于3C、汽车交通运输，家居、航空航天、化工、火箭等各个领域。
多层铝合金钎焊板材被广泛地应用于热交换器系统中，如汽车散热器、中冷器、空调冷凝器以及蒸发器等。为了满足钎焊工艺的需要，这种多层铝合金复合板材一般使用Al-Mn基铝合金或Al-Mg-Si基铝合金作为芯材，并在芯材外侧的至少一面上包覆AA4XXX系列的Al-Si基铝合金作为钎焊料。进一步地，对于具有高耐腐蚀性要求的制件，还会在芯材外侧复合一层Al-Zn系铝合金作为牺牲阳极材料。
近年来，由于汽车轻量化的发展趋势及尾气排放标准的提高，也要求汽车用热交换器的轻量化并提高其工作温度。因而，汽车热交换器制造商迫切需要一种更高强度及更高耐热性的铝合金钎焊板材来满足其使用要求。
为了提高铝合金钎焊板材在钎焊后的强度，目前主要采用在芯材中添加Mg元素或采用含有较高含量Mg元素的铝合金，例如Al-Mg-Si系或Al-Zn-Mg系铝合金。但是，Mg元素在可控气氛钎焊(CAB)过程中会使钎焊助剂“中毒”，严重降低钎焊质量。所以在含镁的铝合金钎焊材料中，多在芯材及钎焊料之间加入一层中间阻挡层，以防止Mg元素从芯材扩散到钎焊料表面，进而防止因钎焊助剂“中毒”所导致的钎焊性能不足，但是，这种技术方案无疑使得铝合金复合板材的复合过程变得复杂，并且对钎焊工艺要求很高，提高了生产及使用成本。例如专利CN100528458C公开了一种高强度铝合金钎焊薄板，以重量百分比计，该高强度铝合金钎焊薄板的芯层包含下列组成：Zn：1.2-5.5％，Mg：0.8-3.0％，Mn：0.1-1.0％，Cu：<0.2％，Si：<0.35％，Fe：<0.5％等元素；并且，所述高强度铝合金钎焊薄板为3-5层结构，为了阻止芯层Mg元素在可控气氛钎焊中向焊料层扩散，在Al-Zn-Mg-Mn芯层材料外侧加入一个Al-Mn合金组成的夹层，夹层外侧为Al-Si焊料层。
此外，Cu元素也是一种可以提高铝合金强度的强化合金元素。专利CN102431237B公开了一种高强度铝合金钎焊片材及其制造方法，以重量百分比计，其芯层含有Si：0.05-1.2％，Fe：0.05-1.0％，Cu：0.05-1.2％，Mn：0.6-1.8％等元素，该钎焊片材钎焊后的抗拉强度为150-200MPa。专利CN107075620A公开了一种具有高强度高耐腐蚀性高原材料伸长率的铝合金钎焊板，所述芯材合金含有Mn：1.3-2.0％，Si：0.6-1.3％，Fe：0.1-0.5％，Cu：0.7-1.3％等元素，钎焊后的拉伸强度在170-200MPa之间。Cu元素虽然能够提高铝合金的强度，然而过高的Cu元素的添加会使得更多的Cu从基体中析出，在晶界形成粗大的Al2Cu相，这种粗大的Al2Cu相会降低铝合金的耐腐蚀性能。因此，在制备耐腐蚀的铝合金时，或者加入较低的Cu元素含量(<1.3％)，牺牲一定的铝合金强度来获得满足耐腐蚀要求的铝合金产品，或者是引入高于0.05％以上的Mg元素来强化铝合金，牺牲一定的铝合金钎焊性来获得机械性能。
综上所述，为了得到一种钎焊用的铝合金复合板材，不含有对可控气氛钎焊有害的Mg元素，同时具有高强度、高耐热性、高耐腐蚀性的特点，目前亟需开发一种Al-Cu-Mn-Zr系铝合金、铝合金复合板材及其制备方法和用途。
发明内容
鉴于现有技术中存在的问题，本发明提供了一种Al-Cu-Mn-Zr系铝合金、铝合金复合板材及其制备方法和用途，所述铝合金在基本不含Mg元素的基础上，同时提高了Cu元素与Zr元素的含量，并控制铝合金中Zr元素与Al元素形成的Al3Zr弥散相颗粒的尺寸，通过Mn、Cu与Zr三种合金元素的配比优化，同时进一步限定Si元素与Fe元素的含量，使之形成良好的协同作用，使得本发明所述铝合金同时具有高强度、高耐热性、高耐腐蚀性的特点，不存在Mg元素对钎焊性能的影响问题，可以作为钎焊用铝合金复合板材的芯层。
在本发明中，除非另有说明，铝合金的命名均使用铝业协会(The AluminumAssociation)的命名规则，热处理状态(temper designations)的命名根据欧洲标准EN515定义，而且铝合金中描述元素含量的百分数均为质量百分比。
为达此目的，本发明采用以下技术方案：
第一方面，本发明提供了一种Al-Cu-Mn-Zr系铝合金，按照质量百分比计，所述铝合金包括：
Mn：1.0-1.6％，
Cu：1.5-2.5％，
Zr：0.15-0.25％，
Si：0.1-0.6％，
Fe：≤0.6％，
Mg：≤0.05％；
其余为Al及不可避免的杂质。
按照质量百分比计，本发明所述铝合金中Mn元素含量为1.0-1.6％，例如1.0％、1.1％、1.2％、1.3％、1.4％、1.5％或1.6％等，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
本发明所述铝合金中Mn元素是主要的固溶强化元素之一，若铝合金中Mn元素含量低于1.0％，则起不到足够的固溶强化效果，若铝合金中Mn元素含量高于1.6％，则容易导致Mn元素在铸造时与其他元素相互影响，形成粗大的金属间化合物。
按照质量百分比计，本发明所述铝合金中Cu元素含量为1.5-2.5％，例如1.5％、1.7％、1.8％、2.0％、2.1％、2.3％或2.5％等，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
本发明所述铝合金中Cu元素和Mn元素一样具有优异的固溶强化效果，不同的是，超过一定量的Cu元素的加入，会使得铝合金在较高温度(一般为100-300℃)下服役一段时间后析出强化相θ’/θ”-Al2Cu，可以显著提高铝合金的机械性能。当Cu元素含量较高时，例如添加量为1.5％以上，与现有类似的含1％的低Cu含量的Al-Cu-Mn系铝合金或Al-Cu-Mn-Fe系铝合金相比，本发明所述铝合金的机械性能明显提高。然而，研究发现当材料在长时间的高温服役时，铝合金出现力学强度从最高状态不断下降的情况。例如在200℃的温度下长时间服役，甚至出现力学强度下降到最高力学强度的40％左右的问题。在实验中我们发现，铝合金的高温机械性能的稳定性与θ’/θ”-Al2Cu强化相的尺寸有关。当材料在长时间的高温服役时，析出的θ’/θ”-Al2Cu强化相的尺寸会长大，导致上述的铝合金出现力学强度从最高状态不断下降的情况。也就是说，虽然提高Cu元素的量，可以获得较高的初始机械性能，然而，随着材料在高温下长时间服役，又出现了机械性能显著的下降。
发明人采用增加Zr元素含量的方式可以改善θ’/θ”-Al2Cu强化相在高温服役下时导致的相尺寸的增大，然而并不是说Cu元素的含量可以无限提高，当Cu元素含量超过2.5％，Cu元素含量过高，材料在高温服役时，除了基体中形成θ’/θ”-Al2Cu强化相以外，还会含有在材料制备时形成的θ-Al2Cu相；与θ’/θ”-Al2Cu强化相不同的是，θ-Al2Cu相会在晶界大量析出，导致材料的耐腐蚀性下降。同时会使得铝合金固相线温度降低，不利于钎焊的进行。
按照质量百分比计，本发明所述铝合金中Zr元素含量为0.15-0.25％，例如0.15％、0.17％、0.18％、0.2％、0.22％、0.24％或0.25％等，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
发明人经过多次试验，在本发明所述铝合金的配比下，Zr元素的加入并通过均匀化处理可以形成弥散细小的Al3Zr析出相，可以有效抑制θ’/θ”-Al2Cu相在高温服役条件下的长大。但是，并不是说只要添加Zr元素就能有效抑制高温下θ’/θ”-Al2Cu强化相的长大，而是需要Zr元素达到一定的量，形成足够的Al3Zr弥散颗粒，这类特点的Al3Zr弥散相的存在会促使θ’/θ”-Al2Cu相在Al3Zr相的表面形核生成，在生长过程中遇到Al3Zr弥散相颗粒又会被阻挡，而被抑制生长，以此阻止θ’/θ”-Al2Cu相在高温下的粗化长大。当Al3Zr弥散相过少时，则无法限制θ’/θ”-Al2Cu相的长大及粗化。控制Zr元素含量为0.15-0.25％，可以获得充分的Al3Zr弥散相来抑制θ’/θ”-Al2Cu强化相的尺寸，若Zr元素含量低于0.15％，不足以形成充分Al3Zr弥散相的粒子来控制θ’/θ”-Al2Cu相的析出及长大；若Zr元素含量超过0.25％，会使得本发明所述铝合金在铸造过程中形成粗大的Al3Zr初生相，对铝合金的延展性能产生不利影响，致使铝合金的后续加工成型困难。充分的弥散Al3Zr粒子可以有效调节含Cu相析出，以及有效抑制θ’/θ”-Al2Cu相的长大，对θ’/θ”-Al2Cu相的有效控制表现为，高温长时间放置下并没有使得铝合金的力学强度产生明显的下降，而是呈现较稳定的力学强度水平。
按照质量百分比计，本发明所述铝合金中Si元素含量为0.1-0.6％，例如0.1％、0.16％、0.2％、0.25％、0.3％、0.35％、0.4％、0.45％、0.5％、0.55％或0.6％等，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
本发明所述铝合金中，Si元素可以形成Al-Mn-Si类、Al-Mn-Fe-Si类的第二相弥散粒子，起到提高铝合金的机械强度作用，但是，若Si元素含量超过0.6％，会导致铝合金的熔点降低，后续将所述铝合金用于铝合金复合板材的芯层后，过低的芯层合金熔点不利于钎焊后的机械强度。
按照质量百分比计，本发明所述铝合金中Fe元素含量≤0.6％，例如0.2％、0.25％、0.3％、0.35％、0.4％、0.45％、0.5％、0.55％或0.6％等，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
本发明所述铝合金中，Fe元素会形成Al-Mn-Fe类或Al-Mn-Fe-Si类的第二相弥散粒子，可以起到提高钎焊后铝合金机械强度的效果。但是，如果Fe元素含量超过0.6％，在铸造时则生成粗大的金属间化合物，降低铝合金的机械强度及可加工性。
按照质量百分比计，本发明所述铝合金中Mg元素含量≤0.05％，即，杂质元素的Mg元素含量越小越好，而本发明所述铝合金可以用于无镁钎焊用铝合金复合板材的芯层，当Mg元素含量＞0.05％时，Mg元素从芯层扩散到钎焊料表面，进而与钎焊助剂发生反应并生成高熔点、惰性的MgF2和KMgF3等化合物，使得钎焊助剂的活性度下降，最终影响铝合金复合板材的钎焊性能。
对于无Mg元素的铝合金，希望获得较高的机械强度往往是困难的，而本发明所述铝合金解决了在基本不含Mg元素的情况下，也能获得优异的高温机械强度。本发明通过同时提高Cu元素与Zr元素的含量，并通过严格限定Mn、Cu与Zr三种合金元素的配比组成，同时进一步限定Si元素与Fe元素的含量，使之形成良好的协同作用，不存在Mg元素对钎焊性能的影响问题，可以适用于可控气氛钎焊(CAB)工艺，而且具备高的钎焊后强度、优异的高温耐热性能以及优异的耐腐蚀性能，满足轻量化高性能的热交换器板管材的使用需求。
作为本发明优选的技术方案，所述铝合金中形成的Al3Zr弥散相颗粒的直径为10-50nm，例如10nm、15nm、20nm、25nm、30nm、35nm、40nm、45nm或50nm等，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
众所周知，Zr元素在现有的铝合金体系中通常被少量添加，能够与Al结合生成Al3Zr弥散相，获得细小晶粒，这种细小的晶粒形状降低了材料的耐腐蚀性，因为腐蚀往往从晶界开始，细小的晶粒意味着更多的晶界存在。为了规避合金中添加Zr元素带来的晶粒细化的不良后果，发明人经过多次试验发现，将本发明所述铝合金中的Zr元素含量限定在0.15-0.25％范围内，并控制热处理获得的Al3Zr弥散相的粒子尺寸为10-50nm，使得本发明所述铝合金在后续钎焊过程中，合金中的细小的晶粒并不会受到这类尺寸分布的Al3Zr弥散相所构成的阻碍，体系中细小的合金晶粒会沿着轧制的方向长大成长条状，充分的降低了铝合金表面的晶界密度，有利于耐腐蚀性的提高。
作为本发明优选的技术方案，按照质量百分比计，所述铝合金包括：
Si：0.2-0.6％，
Mg：≤0.02％。
需要注意的是，当铝合金体系中添加一定量Si元素时，作为杂质的Mg元素需要进一步限定其含量≤0.02％，这是因为如果Mg元素含量超过0.02％后，当所述铝合金在200℃以上的高温下服役时，Mg原子易扩散到晶界，并和Si元素形成Mg2Si相，会降低铝合金的机械强度及耐腐蚀性能。
作为本发明优选的技术方案，按照质量百分比计，按照质量百分比计，所述铝合金还包括以下一种或两种的微量元素：
Sc：≤0.1％，
Er：≤0.1％。
本发明所述铝合金中，加入微量元素Sc或Er，可以使其和Zr元素一起形成弥散的Al3(Zr,Sc,Er)颗粒相，并提高该相在高温下的稳定性。但是，这类微量元素对芯层合金板制造期间的相析出敏感性有影响，因此这些微量元素的成分含量不应超过限定的范围，否则会显著降低芯层合金的耐腐蚀性能。
第二方面，本发明提供了一种第一方面所述的铝合金的制备方法，所述制备方法包括：按照配方量进行熔铸，将得到的铝合金铸锭进行均匀化退火处理，得到所述铝合金。
作为本发明优选的技术方案，所述均匀化退火处理采用两段均匀化退火处理的制度：先在400-470℃保温8-12h进行第一段均匀化退火处理，后升温到500-530℃保温3-6h进行第二段均匀化退火处理。
发明人经过多次试验发现，在铝合金的制备过程中，通过严格控制所述两段均匀化退火处理，可以保证含Zr元素的最终合金的机械性能和耐腐蚀性能符合预期。第一段均匀化退火处理属于低温段热处理，可以使得铝合金中析出细小弥散的Al3Zr颗粒；第二段均匀化退火处理属于高温段热处理，可以使铸锭中的Zr元素及其他元素成分更加均匀。通过以上处理的优势在于：一是成为后续铝合金强化相析出的形核点，促使铝合金中的θ’/θ”-Al2Cu强化相均匀析出，提高铝合金强度；二是使得本发明所述铝合金在后续钎焊过程中，合金中的细小的晶粒并不会受到这类尺寸分布的Al3Zr弥散相所构成的阻碍，体系中细小的合金晶粒会沿着轧制的方向长大成长条状，充分的降低了铝合金表面的晶界密度，并可以使铸造过程中形成的晶界Al2Cu相溶入到基体中，降低铝合金的晶界腐蚀倾向，有利于耐腐蚀性的提高。
本发明所述第一段均匀化退火处理的温度为400-470℃，例如400℃、410℃、420℃、430℃、440℃、450℃、460℃或470℃等，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
本发明所述第一段均匀化退火处理的时间为8-12h，例如8h、8.5h、9h、9.5h、10h、10.5h、11h、11.5h或12h等，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
本发明所述第二段均匀化退火处理的温度为500-530℃，例如500℃、505℃、510℃、515℃、520℃、525℃或530℃等，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
本发明所述第二段均匀化退火处理的时间为3-6h，例如3h、3.5h、4h、4.5h、5h、5.5h或6h等，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
优选地，所述熔铸采用DC铸造方法。
优选地，所述按照配方量进行熔铸的原料包括纯度≥99.9wt.％的Al、纯度≥99.9wt.％的Si、常规的Al-Fe、Al-Mn、Al-Cu以及Al-Zr等中间合金，本领域技术人员可以根据作为芯层的铝合金中各元素的组成，对各原料的用量进行合理地调整，并控制其他杂质元素的含量，本发明不做过多限制。
作为本发明优选的技术方案，所述第一段均匀化退火处理的温度为450-470℃，例如450℃、452℃、455℃、458℃、460℃、463℃、465℃、468℃或470℃等，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。
第三方面，本发明提供了一种铝合金复合板材，所述铝合金复合板材包括芯层以及包覆在所述芯层任一侧的包覆层，所述芯层为第一方面所述的铝合金或者通过第二方面所述制备方法得到的铝合金。
作为本发明优选的技术方案，所述包覆层为Al-Si系钎焊料合金，作为所述铝合金复合板材的钎焊层，作为钎焊时的焊接面，优选为AA4045合金，该复合板材在钎焊后钎焊层及芯层交界处形成Si及Cu的梯度分布，大大提高了复合板材的耐腐蚀性能。
作为本发明优选的技术方案，所述铝合金复合板材包括芯层，所述芯层为第一方面所述的铝合金或者通过第二方面所述制备方法得到的铝合金，所述芯层的一侧包覆所述包覆层，所述芯层的另一侧包覆牺牲层，所述牺牲层为Al-Zn系合金，优选为AA7072合金。该技术方案中的铝合金复合板材可用于单层进行钎焊装配的各种应用，且所述牺牲层大大提高了所述铝合金复合板材的耐腐蚀性能。
作为本发明优选的技术方案，所述铝合金复合板材包括芯层，所述芯层为第一方面所述的铝合金或者通过第二方面所述制备方法得到的铝合金，所述芯层的一侧包覆上层包覆层，所述芯层的另一侧包覆下层包覆层。
优选地，所述上层包覆层或所述下层包覆层的厚度均为所述铝合金复合板材总厚度的5-15％，当所述上层包覆层或所述下层包覆层的厚度占比＜5％时，所述铝合金复合板材的钎焊性能降低，当所述上层包覆层或所述下层包覆层的厚度占比＞15％时，所述铝合金复合板材的整体力学强度降低，抗熔蚀性能下降。
第四方面，本发明提供了一种第三方面所述铝合金复合板材的制备方法，所述制备方法包括：先准备第一方面所述的铝合金或者通过第二方面所述制备方法得到的铝合金作为所述芯层，以及作为所述包覆层的铝合金；再依次进行切割、铣面、热轧、层叠复合、冷轧、成品退火，制备得到所述铝合金复合板材。
作为本发明优选的技术方案，所述制备方法包括如下步骤：
(1)芯层：准备第一方面所述的铝合金或者通过第二方面所述制备方法得到的铝合金，依次进行切割、铣面与热轧处理，得到所述芯层；
包覆层：准备作为所述包覆层的铝合金，依次进行切割、铣面与热轧处理，得到所述包覆层；
(2)将步骤(1)所述芯层与所述包覆层依次进行层叠复合、冷轧与成品退火，制备得到所述铝合金复合板材。
优选地，步骤(1)所述热轧处理的温度为460-500℃，例如460℃、470℃、480℃、490℃或500℃等，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。若此处热轧处理的温度高于500℃，会降低最终铝合金产品的强度性能。
优选地，步骤(1)所述包覆层的铝合金既可以直接购买市售的特定合金型号的铝合金铸锭，又可以根据所述特定合金型号的组成自行熔铸得到铝合金铸锭。
值得说明的是，对于步骤(1)所述芯层对应的热轧处理后的芯层厚度以及步骤(1)所述包覆层对应的热轧处理后的包覆层厚度，本发明并不进行具体限定，本领域技术人员可以根据铝合金复合板材中包覆层合金及芯层合金的厚度，对包覆层合金铸锭及芯层合金铸锭热轧处理后的厚度进行合理地设置。
优选地，步骤(2)所述成品退火的温度为300-340℃，时间为1-3h，制备得到状态为H24态的所述铝合金复合板材。
其中，步骤(2)所述成品退火的温度为300-340℃，例如300℃、305℃、310℃、315℃、320℃、325℃、330℃、335℃或340℃等，时间为1-3h，例如1h、1.5h、2h、2.5h或3h等，但并不仅限于所列举的数值，上述数值范围内其他未列举的数值同样适用。
第五方面，本发明提供了一种铝合金复合板材的用途，将第三方面所述的铝合金复合板材或者通过第四方面所述制备方法得到的铝合金复合板材，用于汽车中的散热器、冷凝器、蒸发器、油冷器或中间冷却器。
与现有技术方案相比，本发明至少具有以下有益效果：
(1)本发明所述Al-Cu-Mn-Zr系铝合金在基本不含Mg元素的基础上，同时提高了Cu元素与Zr元素的含量，并通过严格限定Mn、Cu与Zr三种合金元素的配比组成，同时进一步限定Si元素与Fe元素的含量，使之形成良好的协同作用，使得本发明所述铝合金同时具有高强度、高耐热性、高耐腐蚀性的特点，不存在Mg元素对钎焊性能的影响问题，可以作为钎焊用铝合金复合板材的芯层；
(2)本发明所述铝合金复合板材以所述Al-Cu-Mn-Zr系铝合金作为芯层，具有优异的焊后强度，其钎焊后室温下测试的屈服强度Rp0.2≥75MPa；
(3)本发明所述铝合金复合板材以所述Al-Cu-Mn-Zr系铝合金作为芯层，具有优异的高温耐热性能，钎焊后材料在200℃的高温下测试的屈服强度Rp0.2≥70MPa，且经过200℃×10h的时效或服役后，其高温屈服强度Rp0.2可提高到80MPa以上；
(4)本发明所述铝合金复合板材以所述Al-Cu-Mn-Zr系铝合金作为芯层，具有优越的耐腐蚀性能，钎焊后在ASTMG85-19 Annex A3标准的SWAAT腐蚀实验下，至少350h不穿透。
附图说明
图1是铝合金复合板材M6对应的透射电镜图像；
图2是铝合金复合板材M14对应的透射电镜图像；
图3是铝合金复合板材M6对应的电子背散射衍射图像。
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。
为更好地说明本发明，便于理解本发明的技术方案，本发明的典型但非限制性的实施例如下：
实施例1(制备用于芯层的Al-Cu-Mn-Zr系铝合金)
本实施例提供了一种Al-Cu-Mn-Zr系铝合金的制备方法，所述制备方法包括：按照目标配方量，采用DC铸造方式进行熔铸，将得到的铝合金铸锭进行两段均匀化退火处理，得到所述铝合金；
其中，所述两段均匀化退火处理的制度为：先在460±10℃保温10h进行第一段均匀化退火处理，后升温到510±10℃保温5h进行第二段均匀化退火处理。
按照国标GB/T 7999-2015《铝及铝合金光电直读发射光谱分析方法》公开的方法，对铝合金的成分元素进行测试，将测试结果汇总在表1中。
表1
Figure BDA0003119750460000131
Figure BDA0003119750460000141
注：表中“-”表示元素对应的质量百分比＜0.01％，视为不含有。
实施例2(制备用于芯层的Al-Cu-Mn-Zr系铝合金)
本实施例提供了一种Al-Cu-Mn-Zr系铝合金的制备方法，除了对退火处理的制度进行了调整，其他条件和实施例1中铝合金F的条件完全相同，制备得到铝合金F1-F4(铝合金F1-F4的成分与铝合金F的成分完全相同)，铝合金F与铝合金F1-F4对应的退火处理的制度见表2。
表2
Figure BDA0003119750460000142
注：表中“-”表示未进行相应操作。
对比例1(制备用于芯层的Al-Cu-Mn-Zr系铝合金)
本对比例提供了一种Al-Cu-Mn-Zr系铝合金的制备方法，除了分别调整配方量中Cu元素或Zr元素超出本发明所述范围，其他条件和实施例1中铝合金F的条件完全相同，制备得到的铝合金的成分含量见表3。
表3
Figure BDA0003119750460000143
注：表中“-”表示元素对应的质量百分比＜0.01％，视为不含有。
对实施例1、实施例2以及对比例1得到的铝合金采用透射电镜(TEM)测定Al3Zr弥散相颗粒的平均直径，选取至少20个Al3Zr弥散相颗粒的直径进行平均，具体检测结果见表5。
应用例1(制备铝合金复合板材)
本应用例提供了一种铝合金复合板材的制备方法，所述制备方法包括如下步骤：
(1)芯层：分别准备实施例1、实施例2以及对比例1制备得到的铝合金，依次进行切割、铣面与热轧处理，所述热轧处理的温度为480℃，得到所述芯层；
包覆层：准备市场上购买的AA4045合金，依次进行切割、铣面与热轧处理，所述热轧处理的温度为480℃，得到所述包覆层；
(2)在步骤(1)所述芯层两侧分别层叠设置上层包覆层与下层包覆层，完成层叠设置，通过复合热轧处理，使得总体厚度为5mm左右，再通过冷轧至目标厚度0.4mm的冷轧产品，随后在320℃下进行2h的成品退火处理，得到状态为H24态的铝合金复合板材；其中，上下两层包覆层的复合比均为10％。
性能表征：
(一)模拟钎焊处理前
(1)对于应用例1制备得到的铝合金F与铝合金X2分别对应的铝合金复合板材，按照GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验》公开的方法进行模拟钎焊前室温机械性能测试，测试仪器为ZWICK万能材料试验机，测试指标为拉伸屈服强度Rp0.2以及断后伸长率A；
(2)对于应用例1制备得到的铝合金F与铝合金X4分别对应的铝合金复合板材，采用DSC测量固相线温度。
测试结果见表4。
表4
Figure BDA0003119750460000161
注：表中“-”表示未进行相应操作。
由表4可以看出，将铝合金X2作为芯层的铝合金复合板材，在模拟钎焊处理前，其断后伸长率A仅为4.2％，远小于铝合金F作为芯层的铝合金复合板材，不满足基本的室温机械性能要求，无需进行后续模拟钎焊处理以及后续机械性能测试；而且，将铝合金X4作为芯层的铝合金复合板材，其固相线温度仅为580℃，无法承受钎焊处理的温度，无需进行后续模拟钎焊处理以及后续机械性能测试。
(二)模拟钎焊处理后
对于应用例1制备得到的铝合金复合板材进行模拟钎焊处理，即，将待处理的铝合金复合板放入模拟钎焊炉(马弗炉)，从室温升至603℃并保温3min，然后将铝合金复合板材取出并自然冷却至室温，随后将模拟钎焊处理后的铝合金复合板材进行如下性能表征：
(1)按照GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验》公开的方法进行模拟钎焊后室温机械性能测试，测试仪器为ZWICK万能材料试验机，测试指标为拉伸屈服强度Rp0.2(室温)；
(2)按照GB/T228.2-2010《金属材料拉伸试验》公开的方法进行模拟钎焊后高温(200℃)机械性能测试，测试仪器为ZWICK万能材料试验机，经过200℃×10h的时效或服役、200℃×24h的时效或服役，分别测试拉伸屈服强度Rp0.2(200℃)；
进一步按照如下公式计算Rp0.2提高率(表征200℃×10h高温服役前后拉伸屈服强度的提高程度)、Rp0.2降低率(表征200℃高温服役延长至24h相比于10h的拉伸屈服强度衰减情况)：
Rp0.2提高率＝(Rp0.2(200℃×10h)－Rp0.2(室温))/Rp0.2(室温)×100％
Rp0.2降低率＝(Rp0.2(200℃×10h)－Rp0.2(200℃×24h))/Rp0.2(200℃×10h)×100％
(3)在ASTMG85-19 Annex A3标准的SWAAT腐蚀实验下，经过350h测量腐蚀深度，其中，铝合金复合板材的厚度均为0.4mm；
上述性能表征结果见表5。
表5
Figure BDA0003119750460000171
注：表中“-”表示未进行相应操作；Rp0.2对应的单位均为“MPa”。
(三)图像表征
(1)透射电镜(TEM)
待铝合金复合板材M6在200℃×24h的时效或服役后，采用透射电镜(TEM)对芯层铝合金F进行检测，如图1所示，以圆圈标注的视野为例，视野中针状形态为θ’/θ”-Al2Cu相，小圆点形态为Al3Zr相，Al3Zr相可有效控制θ’/θ”-Al2Cu相的尺寸；
待铝合金复合板材M14在200℃×24h的时效或服役后，采用透射电镜(TEM)对芯层铝合金X1进行检测，如图2所示，视野中Al3Zr相过少，而不能调节θ’/θ”-Al2Cu相的尺寸；
(2)电子背散射衍射(EBSD)
对于模拟钎焊处理后的铝合金复合板材M6，其芯层铝合金F的晶粒沿轧制方向的电子背散射衍射(EBSD)如图3所示，图中晶粒形成长条状的晶粒形状，这种晶粒形状显著减少了晶界及其带来的腐蚀危害，整个腐蚀过程呈现均匀缓慢的腐蚀状态，合金钎焊后的耐腐蚀性能大大提高。
综上所述，可以看出如下几点：
(1)本发明所述Al-Cu-Mn-Zr系铝合金在基本不含Mg元素的基础上，同时提高了Cu元素与Zr元素的含量，并通过严格限定Mn、Cu与Zr三种合金元素的配比组成，同时进一步限定Si元素与Fe元素的含量，使之形成良好的协同作用，使得本发明所述铝合金同时具有高强度、高耐热性、高耐腐蚀性的特点，不存在Mg元素对钎焊性能的影响问题，可以作为钎焊用铝合金复合板材的芯层；
(2)铝合金复合板材M13对应的芯层铝合金F4，在制备过程中仅仅采用了第二段均匀化退火处理，即目前钎焊用铝合金复合板材在均匀化过程中一般采用的550-590℃的一阶段处理工艺，导致芯层铝合金F4中Al3Zr及Al(MnFeCu)Si析出相颗粒快速长大，大大降低了铝合金F4钎焊后的机械性能和耐腐蚀性；
(3)铝合金复合板材M14对应的芯层铝合金X1，由于其添加了较少的Zr元素，导致Al3Zr相较少，无法控制强化相θ’/θ”-Al2Cu在高温服役下的生长，析出的θ’/θ”-Al2Cu强化相的尺寸长大，导致铝合金复合板材M14出现力学强度从最高状态不断下降的情况，对应其Rp0.2降低率高达31.24％；
(4)铝合金复合板材M16对应的芯层铝合金X3，对应其Rp0.2提高率呈负值，为－24.62％，这表示：由于其仅仅添加了少量的Cu元素，不足以在高温下析出强化相θ’/θ”-Al2Cu，使得高温时效或服役下的铝合金复合板材M16的机械强度降低；
(5)铝合金复合板材M17对应的芯层铝合金X4，由于其添加了2.98％的Cu元素，Cu元素含量过高，导致其在高温时效或服役下，除了基体中形成θ’/θ”-Al2Cu强化相以外，还会芯层铝合金X4在材料制备时形成的θ-Al2Cu相；然而，与θ’/θ”-Al2Cu强化相不同的是，θ-Al2Cu相会在晶界大量析出，导致铝合金复合板材M17的耐腐蚀性下降，同时会使得芯层铝合金X4固相线温度降低，不利于钎焊的进行；
(6)与铝合金复合板材M6相比，铝合金复合板材M7、M8、M9在芯层铝合金中还添加Sc、Er中的一种或两种，在长时间高温服役下表现出较好的性能保持率，其200℃下服役24小时后的性能甚至高于10小时后的性能。
申请人声明，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结构特征才能实施。所属技术领域的技术人员应该明了，对本发明的任何改进，对本发明所选用部件的等效替换以及辅助部件的增加、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。
以上详细描述了本发明的优选实施方式，但是，本发明并不限于上述实施方式中的具体细节，在本发明的技术构思范围内，可以对本发明的技术方案进行多种简单变型，这些简单变型均属于本发明的保护范围。
另外需要说明的是，在上述具体实施方式中所描述的各个具体技术特征，在不矛盾的情况下，可以通过任何合适的方式进行组合，为了避免不必要的重复，本发明对各种可能的组合方式不再另行说明。
此外，本发明的各种不同的实施方式之间也可以进行任意组合，只要其不违背本发明的思想，其同样应当视为本发明所公开的内容。

Claims (11)

1.一种Al-Cu-Mn-Zr系铝合金，其特征在于，按照质量百分比计，所述铝合金包括：
Mn：1.0-1.6％，
Cu：1.5-2.5％，
Zr：0.15-0.25％，
Si：0.1-0.6％，
Fe：≤0.6％，
Mg：≤0.05％；
其余为Al及不可避免的杂质；
所述铝合金中形成的Al3Zr弥散相颗粒的直径为10-50nm；
所述铝合金按照如下制备方法得到：按照配方量进行熔铸，将得到的铝合金铸锭进行均匀化退火处理，得到所述铝合金；
其中，所述均匀化退火处理采用两段均匀化退火处理的制度：先在400-470℃保温8-12h进行第一段均匀化退火处理，后升温到500-530℃保温3-6h进行第二段均匀化退火处理。
2.根据权利要求1所述的铝合金，其特征在于，按照质量百分比计，所述铝合金包括：
Si：0.2-0.6％，
Mg：≤0.02％。
3.根据权利要求1或2所述的铝合金，其特征在于，按照质量百分比计，所述铝合金还包括以下一种或两种的微量元素：
Sc：≤0.1％，
Er：≤0.1％。
4.一种权利要求1-3任一项所述的铝合金的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括：按照配方量进行熔铸，将得到的铝合金铸锭进行均匀化退火处理，得到所述铝合金；
其中，所述均匀化退火处理采用两段均匀化退火处理的制度：先在400-470℃保温8-12h进行第一段均匀化退火处理，后升温到500-530℃保温3-6h进行第二段均匀化退火处理。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述第一段均匀化退火处理的温度为450-470℃。
6.一种铝合金复合板材，其特征在于，所述铝合金复合板材包括芯层以及包覆在所述芯层任一侧的包覆层，所述芯层为权利要求1-3任一项所述的铝合金或者通过权利要求4或5所述制备方法得到的铝合金。
7.一种权利要求6所述铝合金复合板材的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括：先准备所述芯层以及作为所述包覆层的铝合金；再依次进行切割、铣面、热轧、层叠复合、冷轧、成品退火，制备得到所述铝合金复合板材。
8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括如下步骤：
(1)芯层：准备作为芯层的铝合金，依次进行切割、铣面与热轧处理，得到所述芯层；
包覆层：准备作为所述包覆层的铝合金，依次进行切割、铣面与热轧处理，得到所述包覆层；
(2)将步骤(1)所述芯层与所述包覆层依次进行层叠复合、冷轧与成品退火，制备得到所述铝合金复合板材。
9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，步骤(1)所述热轧处理的温度为460-500℃。
10.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，步骤(2)所述成品退火的温度为300-340℃，时间为1-3h。
11.一种铝合金复合板材的用途，其特征在于，将权利要求6所述的铝合金复合板材或者通过权利要求7-10任一项所述制备方法得到的铝合金复合板材，用于汽车中的散热器、冷凝器、蒸发器、油冷器或中间冷却器，并在200℃下服役。
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