CN115427188A - 高强度焊料包层AlMgSi铝材 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种用于生产高强度焊接部件的铝材，该铝材包括AlMgSi型，尤其是AA6xxx型铝合金，其中该铝材在焊接后与含有铝焊料合金的至少一个焊料层至少区域性地直接或间接地材料配合接触。本发明的目的在于提供一种不仅具有良好的焊接性能和良好的成型性，而且具有高强度的铝材料，该目的这样解决，即，铝材的铝合金具有至少595℃的固相线温度Tsol，以及铝材在至少595℃下焊接并以至少0.5℃/s的平均冷却速率从595℃冷却到200℃并在205℃下热时效45分钟后，与焊接后的状态相比，屈服强度Rp0.2提高了至少90MPa，优选至少120MPa。

Description

高强度焊料包层AlMgSi铝材
技术领域
本发明涉及一种用于生产高强度焊接部件的铝材，该铝材包括AlMgSi型铝合金，尤其是AA6xxx型铝合金，其中该铝材优选在焊接后与含有铝焊料合金的至少一个焊料层至少区域性地直接或间接地材料配合接触。根据一个设计方案，本发明涉及一种铝复合材料，该铝复合材料包括至少一个具有根据本发明的铝材的芯层作为铝芯合金层和至少一个具有铝焊料合金的外焊料层，其中该焊料层布置在芯层上。此外，本发明涉及一种用于热接合部件的方法、铝材或铝复合材料在热接合方法中的应用以及焊接部件。
背景技术
对于在汽车领域的应用，但也包括在飞机制造或轨道车辆制造等其他应用领域中的应用而言，主要合金成分是镁和硅的基于AlMgSi合金的可硬化铝材料是已知的，其特征不仅在于高强度，同时也具有良好的成型性能，并且能够实现高成型度。典型的应用领域例如是车身、车身附加部件，例如车门、活门、引擎盖等以及底盘部件。对相应部件的机械要求之一是能够承受安装在实际使用中由于突然的冲击、长时间的振动、腐蚀、高运行压力、高运行温度和温度变化而作用在机动车辆上的部件的相当大的载荷。为了提高强度，在高于各个相应材料的不混溶线温度并且低于固相线温度的温度下进行退火作为固溶退火，然后以高和定义的速率冷却。然后，在随后100和220℃之间的温度下进行热时效之后，例如在以阴极浸涂形式在约200℃下约15min的油漆烘烤处理中，达到了最大强度。
AlMgSi合金用于可焊接和焊料包层材料的应用也是已知的，例如用于高强度热交换器应用。机动车辆的热交换器通常由铝带或铝板通过将热交换器的各个预制部件，例如翅片、管子和歧管通过热接合相互连接来生产。相应的热交换器大多是汽车加热和冷却系统的组成部分。这种由铝材料制成的热接合换热器的各种任务包括冷却水或油的冷却、作为增压空气冷却器的使用和在空调系统中的应用。在电动汽车电池的冷却领域，大面积冷却板的概念是已知的。这些通常由较厚的平坦底板和带有模制冷却通道的结构化第二板组成。除其他连接工艺，热接合最常作为惰性气体气氛下使用非腐蚀性焊剂的硬焊进行，其称为“可控气氛钎焊(CAB)”工艺。然而，出于成本原因，这里通常不进行单独的热时效。此外，由铝合金制成的常见铝材，例如EN-AW 6063，在焊接时在典型冷却速率下仅显示出轻微的硬化效果。
此外，可达到的强度受到化学组成的限制，尤其是存在负责可硬化性的元素硅和镁，以及分散体形成剂锰和铬时。为防止熔化，材料的固相线温度不得低于通常为590℃至610℃的焊接温度。高强度至中等强度的AlMgSi合金通常具有较高的Mg和Si含量。在AlMgSi合金中，在时效过程中形成β(或Mg2Si)析出序列(簇→Guinier-Preston区(GP区)→β”→β'、U1、U2、B'、→β、Si的小亚稳析出物，其含有Mg和Si并增加强度，其中尤其是在最大强度下观察到GP区和β”相。因此用于增加强度的简单解决方案似乎是增加Mg含量和Si含量，从而可以形成更多的β-析出序列的强度增强析出物。然而，铝材的Mg含量会劣化材料在所谓的CAB焊接工艺中的可焊性，在这种工艺中，铝部件通常使用助焊剂焊接，并且在焊接过程中暴露在精确控制的气氛中，例如氮气气氛中，因为Mg在焊接过程中与助焊剂反应并形成高熔点相，从而失去其功能。直至0.3％以上的更高Mg含量下的可加工性只能通过使用昂贵的含铯助焊剂来提高。以迄今为止可用的铝材进行CAB方法的情况下，不仅存在机械强度过低的问题，而且还存在耐腐蚀性低的问题。
CAB方法的一种替代方法是真空焊接，其中待焊接的部件在压力非常低的气氛中进行焊接，例如大约10-5mbar或更低。真空焊接可以不用助焊剂，但为了达到更好的焊接效果，铝焊料中经常会加入一定量的镁。真空焊接的另一个缺点是要保持真空和对待焊接元件的清洁度要求非常耗费成本。
由于对机动车辆的结构部件例如车身部件的高强度要求，迄今为止还没有使用焊接的结构部件。目前为止的热交换器一般不承担机动车辆中结构部件的任务，因此不需要抗碰撞性。现有的热交换器强度较低，因此需要采取深远的构建措施才能达到所需的机械碰撞性能。此外，期望其它性能的功能集成，其中包括焊接前的高成型性和使用中足够的耐腐蚀性。普通材料不能充分满足这种特性。
这在特定程度上适用于铝材料经历焊接过程并且优选地与包含铝焊料合金的至少一个焊料层至少区域性地直接或间接地材料配合接触的情况。在直接材料配合接触的情况下，铝材在焊接之后直接邻接参与焊接工艺的组件的焊料层。这可以通过与焊料包层组件焊接、使用焊箔或其他方法来完成。如果铝材形成为铝复合材料，则焊接后的直接材料配合接触可以由所包层的焊料合金层提供。间接接触意味着通过至少一个附加合金层与焊料层的材料配合接触，即，例如，当铝材设置不包括焊料合金的附加铝层时，该铝材本身又以该铝层与例如焊料包层的组件区域性地材料配合连接。原则上，经过焊接过程的铝材的强度特性都会受到焊接过程中施加的热量的显著影响，无论其是否与焊料层连接。通常，焊接过程完成后强度会立即显著下降。
发明内容
因此，本发明的目的在于提供一种铝材和具有该铝材的铝复合材料，其不仅具有良好的焊接性能和良好的成型性，而且焊接后的强度也很高。此外本发明的目的是提出一种有利的，尤其是成本有利的用于热接合部件的方法，根据本发明的铝材或铝复合材料的有利用途，以及有利的热接合部件。
根据本发明的第一教导，针对开头所述铝材或铝复合材料的上述目的这样解决，即，铝材的铝合金或者铝复合材料的铝合金具有至少595℃的固相线温度Tsol，以及铝材或铝复合材料在至少595℃下焊接并以至少0.5℃/s的平均冷却速率从595℃冷却到200℃并在205℃下热时效45分钟后，与焊接后的状态相比，屈服强度Rp0.2提高了至少90MPa，至少110MPa，或优选至少120MPa。
由于选择的固相线温度，根据本发明的铝材或根据本发明的铝复合材料具有足够的储备(Reserven)以可靠地避免在焊接过程中熔化。由于热时效后强度的大幅度增加，提供了一种铝材和铝复合材料，其在焊接和热时效状态下提供了高屈服极限值。因此可以使用该铝材或铝复合材料制造高强度的焊接部件。由于强度的增加在焊接后才通过热时效发生，铝材或铝复合材料可以以高度可成型的状态提供、成型然后通过具有热时效的焊接工艺硬化。所声称的在特定冷却速率下的屈服极限的增加要求必须为铝材和铝复合材料的铝芯合金的组织结构提供低的淬火敏感性。
根据本发明的铝材或铝复合材料优选呈条带形式并且形成为轧制金属板。在铝合金复合材料的生产中可以使用包层，尤其是辊压包层和同时铸造。这些层也可以通过热喷涂来施加。然而，辊压包层和同时铸造是目前大规模工业化生产铝复合材料的方法，其中同时铸造的材料与辊压包层材料的离散层组成的区别在于其不同铝合金层之间明显的浓度梯度。在辊压包层时，首先由铝芯合金铸造轧制锭并选择性地均质化。覆层通常从铸造的轧制锭热轧到所需的厚度并切割成所需的长度。或者，也可以由轧制锭通过锯切来生产覆层。然后将这些覆层与芯合金组合成组合物并加热到热轧温度。或者，均质化也可以在制造组合物后进行。然后将已经预热到热轧温度的组合物热轧到中间厚度，最后在有或没有中间退火的情况下冷轧到最终厚度。冷轧之后可以进行最终的选择性固溶退火或不完全退火/回火。还可以想到的是，铝复合材料以板材的形式存在，例如从带材上分离。例如，可以通过铸造铸锭或铸带、使铸锭或铸带均质化、热轧和冷轧来生产铝材。
铝材或铝复合材料优选在至少595℃下焊接、并且以至少0.5℃/s的平均冷却速率从595℃冷却至200℃并且在205℃下热时效45分钟后具有至少150MPa，优选至少180MPa，特别优选大于200MPa的屈服极限Rp0.2。由于铝材的铝合金或铝复合材料的铝芯合金的低淬火敏感性，在焊接过程中的该冷却速度条件下就已经能实现高的屈服极限值。在这方面，高屈服极限值允许生产具有较低壁厚的组件，而不会在焊接过程中发生熔化。
在焊接之前，铝材或铝复合材料可以例如处于冷作硬化状态，例如轧制硬化或完全硬化(4/4硬的)或不完全退火状态。在另一个实施形式中，铝复合材料在焊接之前可以处于固溶退火状态“T4”。高度可成型状态是优选的，以便在制造待焊接的部件时充分利用铝复合材料的成型潜力。通过选择的铝材或芯材的组成和制造路线调整了对淬火的敏感性，使得焊接工艺例如可以在典型的CAB工艺中起到固溶退火的作用，其中焊接温度和200℃之间的平均冷却速率至少为0.5℃/s。铝复合材料因此可以在焊接后转化为有利的T4状态，从而可以通过热时效进行硬化。
热时效例如在100℃和280℃之间、优选140℃和250℃之间、优选180℃和230℃之间的时效温度下进行至少10分钟，优选至少30分钟或至少45分钟并且可以实现至少150MPa的强度Rp0.2。热时效可以在焊接后立即进行，也可以在后续进行。如果随后立即执行此操作，即如果部件在焊接后在205℃下热时效45分钟，则可以降低能源成本。
根据铝材或铝复合材料的另一设计方案，铝材的铝合金或铝复合材料的铝芯合金为AlMgSi型铝合金，尤其是AA6xxx型铝合金，并且具有以重量％计的以下组成：
0.5％≤Si≤0.9％，优选0.50％≤Si≤0.65％或0.60％≤Si≤0.75％，
Fe≤0.5％，优选0.05％≤Fe≤0.5％，特别优选0.05％≤Fe≤0.3％，
Cu≤0.5％，优选0.05％≤Cu≤0.3％或0.1％＜Cu≤0.3％，
Mn≤0.5％，优选Mn≤0.2％，特别优选0.01％≤Mn≤0.15％，
0.4％≤Mg≤0.8％，优选0.45％≤Mg≤0.8％，特别优选0.45％≤Mg≤0.75％，
Cr≤0.3％，优选Cr≤0.1％，特别优选Cr≤0.05％，
Zn≤0.3％，优选≤0.05％，
Ti≤0.3％，
Zr≤0.1％，特别优选Zr≤0.05％，
其余为Al和单独最多0.05％，总计最多0.15％的不可避免的杂质。
借助铝材的铝合金或铝复合材料的芯层的相应组成，可以通过高强度和延展性实现特别良好的碰撞性能。同时，通过焊接后的硬化和热时效实现了提高的复合材料强度并可以减小壁厚。
硅通过形成β(或Mg2Si)析出序列(簇→Guinier-Preston区(GP区)→β”→β'，U1，U2，B'，→β,Si的金属间析出相实现了材料硬化。过低的硅含量导致硬化效果太低，而过高的硅含量会降低材料的固相线温度。因此追求0.5％的最小硅含量，而最大含量限制在0.9重量％。Si含量更优选限制为0.50重量％≤Si≤0.65重量％或限制为0.50重量％≤Si≤0.60重量％，以将特别大的焊接工艺窗口与通过热时效显著提高的强度相结合。当限制在0.60重量％≤Si≤0.75重量％时，通过热时效可以在更小的焊接工艺窗口中实现更高的强度增加。
铁对材料的强度性能有负面影响，因为在材料生产的铸造过程中，铁会与硅形成非常稳定的金属间相，从而从材料中去除所追求的硬化效果所需的硅。另一方面，铁通常大量存在于原铝和铝废料中，因此非常低的铁含量会使材料的生产成本高得无法接受。因此，合金的最大铁含量被限制在最多0.5重量％。该合金优选包含0.05重量％至0.5重量％或0.05重量％至0.3重量％的铁，以便一方面使用回收的铝来生产铝材或铝芯合金，同时增加可用于硬化的硅量。
在AlMgSi型合金中，铜可以对材料的热硬化产生积极影响。从文献中可知，硬化相的类型从Mg2Si转变为四元Q相AlMgSiCu。此外，加速了硬化动力学。另一方面，铜降低了材料的固相线温度，从而缩小了硬焊工艺的工艺窗口，因为最高焊接温度必须低于待焊接材料的固相线温度。芯合金中的铜含量因此被限制为最大0.5重量％，优选0.05重量％≤Cu≤0.3重量％，特别优选最大0.10重量％＜Cu≤0.3重量％。低于0.05重量％，铜对硬化的影响变小。高于0.1重量％，硬化动力学得到改善，而不会在0.3重量％的最大值下显著降低固相线温度。
锰通过混晶硬化和精细金属间相的形成来提高铝材的强度。然而，众所周知，锰会增加AlMgSi合金的淬火敏感性，并且在固溶退火处理后需要非常高的冷却速度。为了能够以工业焊接过程中可达到的冷却速率实现足够的硬化效果，锰含量必须限制在最大0.5重量％，优选最大0.2重量％。Mn含量为0.01重量％≤Mn≤0.15重量％时，混晶硬化和低淬火敏感性均得到实现。
与硅结合，镁能够通过形成精细的金属间析出相来硬化材料。过低的镁含量会导致硬化效果过低，而镁含量过高会降低材料的固相线温度，从而使焊接工艺的工艺窗口过窄，因为最高焊接温度必须低于待焊接材料的固相线温度。因此追求0.4重量％的最小镁含量，而最大含量限制为0.8重量％。由于Mg含量与选定的Si含量相结合，通过析出硬化实现了高强度。为此，优选将Mg含量限定为0.45重量％至0.80重量％，更优选限定为0.45重量％至0.75重量％。
铬在铝材中形成精细的金属间析出相，这抵消了热处理过程中晶粒尺寸的粗化。另一方面，众所周知，铬会增加AlMgSi合金的淬火敏感性，因此在固溶退火处理后需要高冷却速度。为了能够以工业焊接过程中可达到的冷却速率实现足够的硬化效果，铬含量必须限制为最大0.3重量％，优选最大0.1％，特别优选最大0.05重量％。
锌在铝合金中特别用于影响腐蚀电位。由于锌使腐蚀电位向较惰性的方向移动，因此铝材或芯合金中的含量必须限制在最大0.3重量％，优选最大0.1重量％，特别优选0.05重量％。过于严格地限制锌含量会过于严重地限制废料在材料制造中的使用。
钛在铝合金的铸造中用作晶粒细化剂，例如以TiB的形式。过于严格地限制钛含量会严重限制废料在材料生产中的使用，因此规定最大钛含量最多为0.3重量％。
锆在铝材中形成精细的金属间析出相，这抵消了热处理过程中晶粒尺寸的粗化。然而，锆通常必须添加到合金中。为了获得足够的效果，Zr含量在铝合金或铝芯合金中优选为最多0.1重量％，优选最多0.05重量％。
根据进一步的设计方案，在焊接之后与铝材至少局部直接或间接材料配合接触的铝焊料合金或铝复合材料的焊料层具有以下重量％计的组成：
7.0％≤Si≤13.0％，
Fe≤0.8％，
Cu≤2.5％，
Mn≤0.1％，
Mg≤0.1％，
Cr≤0.1％，
Zn≤2.5％，
Ti≤0.3％，
Zr≤0.1％，
其余为Al和单独最多0.05％，总计最多0.15％的不可避免的杂质。
具有相应组成的铝焊料合金具有特别低的熔点。铝焊料合金的熔化温度尤其低于铝材的铝合金或铝芯合金和可以设置但不是焊料层的包层的铝合金的固相线温度。焊料层的铝焊料合金优选为AA4xxx型，特别优选AA4343或AA4045型，其在用于热交换器时尤其表现出优异的焊接性能。
铝材优选形成为铝复合材料，其中铝复合材料在一侧或两侧包括至少一个外焊料层，该外焊料层具有铝焊料合金。上述焊料合金组成优选用于铝复合材料的焊料层。
根据进一步的设计方案，所述铝材或铝复合材料具有至少一个包层，所述包层设置在该铝材或铝复合材料的芯层的一侧或两侧，其中该包层具有Mg含量＜0.1重量％，优选＜0.05重量％的铝合金。
出人意料地表明，根据本发明的铝材或铝复合材料的包层起到多功能层的作用。因此，铝材或复合材料的这种设计方案带来新的性能组合。与其他焊接材料相比除了具有高强度外，还可以实现焊接后的高耐腐蚀性和和焊接前的高成型性。通过高强度和延展性，还可以获得良好的碰撞性能。在一侧或两侧具有低镁包层的复合材料，也可以在CAB钎焊过程中使用标准助焊剂在相对较高的镁含量下进行焊接。因此，除了通常非常昂贵的真空焊接外，还可以使用成本有利的具有助焊剂的CAB焊接作为接合方法，其中也无需使用昂贵的含铯助焊剂。取而代之，例如便宜的标准
Figure BDA0003880483050000091
助焊剂就足够了。包层允许在保护气体下进行焊接，并使用标准助焊剂，因为复合材料表面的Mg浓度最小化。包层抑制了Mg从芯部扩散到焊料包层的表面。
如果使用Mg含量最大为0.1重量％的铝合金作为至少一个包层，则例如可以利用建立的合金生产铝复合材料，其在复合状态下具有极好的成型性能。已经认识到，与具有相同组成的单AA6xxx合金相比，由AlMgSi型铝芯合金制成的、其上施加有最大Mg含量为0.1重量％的包层的芯层在小板弯曲试验中实现了显著增加的弯曲角度，由此证明复合材料的延展性显著提高。例如设置在非焊料包层侧上的包层因此改善了要求保护的多层复合材料的弯曲角度。一方面，弯曲角度的增加有利于折叠等生产步骤，另一方面，可实现的弯曲角度与发生碰撞时的高延展性相关。高强度芯材与促进延展性的包层的结合，提高了例如结构部件在发生碰撞时的性能。例如，还可以实现对电池盒的改进的底部保护。使用根据本发明的复合材料的具有相应包层的该设计方案，与单AA6xxx材料和单侧焊料包层的复合材料相比，成型性也显著提高。
至少一个包层的铝合金优选具有最多0.05重量％，更优选最多0.01重量％的Mg含量。进一步限制Mg含量可以进一步提高铝复合材料的可焊性。成型性也得到进一步改善，这也促进了与芯层的结合。
此外，根据ASTM G85-A3进行的SWAAT腐蚀试验能够确定焊接状态下腐蚀侵袭集中在包层上，从而防止了对芯材的腐蚀侵袭。因而同时，包层对于电化学上更贵的芯材料具有牺牲阳极的作用，并且可以实现高水平的耐腐蚀性。这样做的先决条件是包层在焊接后具有比芯材更不贵重的腐蚀电位。
尤其地，至少一个包层被施加到芯层的一侧或两侧。在铝复合材料的特别简单的构造中设置三个层，其中包层布置在芯层的一侧，焊料层布置在芯层的另一侧。也可以考虑将包层设置在芯层和焊料层之间。该实施形式对于腐蚀保护和焊接行为特别有利，因为包层用作Mg的扩散阻挡层，同时减少或抑制对芯的腐蚀侵袭。在该实施方案中，包层优选直接布置在芯层上。除了三层结构之外，其他可能的复合材料也是可能的。在四层变体中，在芯层的背离包层和焊料层的一侧上附加地设置另外的包层或焊料层。也可以提供五层变体，在这种情况下，在芯层的两侧设置包层并且分别设置外焊料层。包层因此可以是外层和/或中间层。
根据本发明的铝材或铝复合材料的另一个设计方案，包层的铝合金具有以重量％计的以下组成：
Si≤1.0％，
Fe≤2.0％，优选0.1％≤Fe≤2.0％，
Cu≤0.3％，
Mn≤0.3％，
Mg≤0.1％，优选≤0.05％，
Cr≤0.1％，
Zn≤2.0％，
Ti≤0.3％，
Zr≤0.20％，
其余为Al和单独最多0.05％，总计最多0.15％的不可避免的杂质。
复合材料的改进的可成型性可以有利地通过包层的相应组成来实现。尤其是具有单侧外包层的变体例如在深拉工具中的深拉过程中实现了摩擦的减小，并因此改善了成型性。在小板弯曲试验中，与相同组成的单AA6xxx合金相比，相应的复合材料实现了显著更高的弯曲角度。非焊料包层侧的外部包层因此改善了整个复合材料的弯曲角度。
包层中各个合金元素的影响和组成范围的定义在下面更详细地解释：
可以将硅添加到合金中以增加强度，并且硅也包含在许多可用于材料熔化的铝屑中。过高的硅含量会过多地降低材料的固相线温度，从而过多地缩小硬焊工艺的工艺窗口，因为最高焊接温度必须低于待钎焊材料的固相线温度。因此，硅的最大含量被限制在最大1.0重量％。
铁在AlFeSi型合金中与硅结合用于限制晶粒尺寸。小晶粒尺寸已被证明对包层的成型促进作用是积极的。相对而言，过高的铁含量会导致形成粗大的金属间铸造相，这对材料的成型行为有负面影响。因此，合金的最大铁含量被限制在最大2.0重量％，优选地追求0.1％≤Fe≤2.0％的范围。
铜降低了材料的固相线温度，从而缩小了硬焊工艺的工艺窗口，因为最高焊接温度必须低于待焊接材料的固相线温度。因此，包层中铜的最大含量被限制在最大0.3重量％。
锰通过混晶硬化和精细金属间相的形成来提高铝材料的强度。在包层的情况下，过高的强度对于实现改善复合材料的可成型性和碰撞性能的期望效果是不希望的。因此，包层中锰的最大含量被限制在最大0.3重量％。
镁在使用助焊剂的保护气体氛围的硬焊过程中至关重要，因为助焊剂对氧化镁的溶解度是有限的。复合材料中的包层因此具有防止含镁芯材与焊接区直接接触的功能，作为复合材料的外层或作为芯材和焊料层之间的中间层。因此，包层中镁的最大含量被限制为最多0.1重量％，优选最多0.05重量％。
铬在铝材中形成精细的金属间析出相，这抑制了热处理过程中晶粒尺寸的粗化。以最大0.1重量％的铬含量可达到足够的效果。
锌在铝合金中尤其用于影响腐蚀电位。通过向包层有针对性地添加锌，可以调节焊接过程后的腐蚀电位，使其比芯合金的更不贵重，并且包层充当牺牲阳极并为芯合金提供电腐蚀保护。过高的锌含量会过多地降低材料的固相线温度，从而过多地缩小硬焊工艺的工艺窗口，因为最高焊接温度必须低于待焊接材料的固相线温度。因此，包层中锌的最大含量必须限制为最大2.0重量％。
钛在铝合金的铸造中用作晶粒细化剂，例如以TiB的形式。过于严格地限制钛含量会严重限制废料在材料生产中的使用，因此规定最大钛含量最多为0.3重量％。
锆在铝材中形成精细的金属间析出相，这抑制了热处理过程中晶粒尺寸的粗化。最大0.20重量％的含量足以获得足够的效果。
包层优选由AA1xxx或AA8xxx型的铝合金制成，优选地由AA1050、AA1100、AA1200、AA8011、AA8014、AA8021或AA8079型制成。然而，除了AA1xxx或AA8xxx型的铝合金之外，AA3xxx、AA4xxx或AA7xxx型的贫镁铝合金也可以考虑用作包层。
根据另一个有利的实施形式，焊接后和带有热时效的焊接后的包层的腐蚀电位比芯层的腐蚀电位更不贵重。优选地，焊接后包层和芯层之间的电位差为至少10mV。因此，作为外层或中间层的包层由于更高的、即更不贵重的电化学势也起到牺牲阳极层的作用，以提高耐腐蚀性。
如果根据本发明复合材料的另一有利实施形式，包层为整个铝复合材料厚度的3％至15％，则可以利用根据本发明的复合材料的技术效果，而不会因为外层及其占铝复合材料总厚度的比例而过于强烈地降低铝复合材料的强度。
铝材或铝复合材料的平均厚度优选为0.1mm至5.0mm，更优选为0.2mm至3mm或0.5mm至2.0mm。利用这些厚度范围，可以覆盖焊接连接的广泛应用，尤其是在热交换器领域。
根据本发明的第二教导，上述目的通过一种用于热接合由AlMgSi铝合金、尤其是根据本发明的铝材或铝复合材料制成的部件的方法来实现，其中焊接，优选CAB或真空焊接，在至少585℃的焊接温度下进行，对此在加热并保持在焊接温度后，以至少0.5℃/s、至少0.66℃/s或至少0.75℃/s的平均冷却速率将部件从焊接温度冷却到200℃并且将热接合的部件进行热时效。
在达到并保持焊接温度后，通过调节冷却速率，根据本发明的铝材或铝复合材料可以通过选择的冷却速率转变成T4状态。经过热时效后强度显著提高，尤其是达到了复合材料的屈服极限Rp0.2，从而产生新的应用领域和设计可能性，例如减少轻质结构的壁厚。
根据本发明的铝材或铝复合材料在焊接前可以处于冷作硬化至软化状态或固溶退火T4状态。采用根据本发明的热接合方法，如前所述，铝材或铝复合材料被置于固溶退火T4状态。由于芯材组成的特殊选择，淬火敏感性以这样的方式进行调整，使焊接过程起到固溶退火的作用，并通过选定的冷却速率达到淬火。通过这种方式，可以实现一种成本低廉的部件热接合方法，其中将固溶退火和淬火集成到焊接过程中，并且焊接的部件可以通过热时效硬化。
根据本发明的方法的第一个有利设计方案，在焊接温度下的保持时间结束之后，以至少0.5℃/秒的冷却速率冷却至200℃，由此达到了配于铝材或铝复合材料的淬火敏感性的冷却，其导致有利的T4状态。如果使用更高的冷却速率，即至少0.66℃/s或至少0.75℃/s或例如至少1℃/s，则屈服极限的增加在例如205℃下45分钟的热时效后甚至更高。
根据另一有利实施形式，该方法优选包括在100℃至280℃、优选140℃至250℃、优选180℃至230℃的温度下对焊接部件进行热时效，其中热时效的持续时间为至少10分钟，优选至少30分钟或至少45分钟。
在热时效的持续时间更长和温度适中的条件下，例如在165℃下16小时，强度，尤其是例如铝材或铝复合材料的屈服极限，可以提高到最大值。然而，由于方法的退火时间长，成本也较高。为了提供该方法的成本有效的变体，热时效因此可以以匹配于随后的生产步骤的方式进行。例如，热时效可以在185℃到205℃下进行20分钟。这使热时效能够整合到阴极浸涂的烘烤间隔中。
根据本发明方法的另一有利实施形式，优选焊接电池冷却板、热交换器或机动车辆的结构部件。热交换器是将热能从一种物质流传递到另一种物质流的装置。例如，电池冷却板可在不同的外部温度和负载条件下用于基于需求的电池系统冷却和加热，例如混合动力和电动汽车中的锂离子电池。结构部件可以由多个单独的部件组成，其中这些部件通过热接合相互连接。根据本发明的用于热接合的方法允许优化设计，尤其是对于由多个单独部件组成的结构部件和对于电池冷却板而言。由于根据本发明的铝材或铝复合材料的合金组成针对成型优化，尤其可以实现更复杂的3D结构。例如，可以将电池冷却系统的平面基板扩展为3D结构，例如具有小半径的槽。
根据本发明的第三教导，上述目的通过根据本发明的铝材或铝复合材料用于以热接合方法生产部件，尤其是电池冷却板、结构部件或热交换器的应用来实现。通过有利的特性，根据本发明的铝材或铝复合材料用于生产热交换器的应用例如允许该换热器由于其高强度还可以承担结构功能。铝材或铝复合材料用于生产结构部件的应用例如允许可以替代诸如熔焊的替代性接合工艺或诸如液压成形的成型工艺。当用于制造电池冷却板时，根据本发明的铝材或铝复合材料可以将可焊性和成型性与通过析出硬化实现的非常高的强度结合起来，因此需要更小的壁厚，这反过来可以减少重量。该应用尤其包括热接合，例如CAB工艺中的硬焊，由此实现铝材或铝复合材料的有利特性。
根据符合本发明的应用的第一有利设计方案，接合过程在真空中或在保护气体的存在下进行。与具有增加的Mg含量的其他高强度材料相比，使用根据本发明的铝材或铝复合材料提供的优点是，除了在一般常见的昂贵真空焊接之外，还可以应用使用助焊剂的具有成本效益的CAB焊接，其中无需使用昂贵的含铯助焊剂。
最后，根据进一步的教导，上述目的通过包括上述铝材或铝复合材料的热接合部件来实现。除了根据本发明的铝材或铝复合材料之外，热接合的部件例如还可以具有另外的金属或者另外的复合材料。根据本发明的铝复合材料在此可用于接合其他金属部件。同样，根据本发明的铝材可以例如通过使用焊箔或单独部件的焊料层来接合。通过根据本发明的铝材或铝复合材料的实施方案可以实现有利的特性，例如特别好的焊接效果、良好的耐腐蚀性和强度。
根据一个有利的实施形式，热接合的部件可以设计为机动车辆的结构部件、热交换器或电池冷却板。
附图说明
现在将结合附图更详细地说明本发明。图中：
图1a至g以剖面图示出了铝复合材料和铝材的可能实施例的示意图，
图2示出了用于进行弯曲测试的测试装置的透视图，
图3示出了在进行弯曲试验时弯曲冲头相对于轧制方向的布置的透视示意图，
图4示意性地示出了根据示例性实施例在弯曲样品上的弯曲角度的测量，
图5示出了热交换器、电池冷却板和机动车辆结构部件的实施例的示意图。
具体实施方式
图1a示出了一种两层的铝复合材料，而图1b示出了根据本发明的铝复合材料的一种三层变体，图1c和1d示出了根据本发明的铝复合材料的一种四层变体。图1a中示出了根据本发明的铝材的一个实施例的剖面图，该铝材呈具有芯层2和焊料层3的铝复合材料1a的形式。根据另一示例性实施例，焊料层3也可以由焊箔F或具有焊料层的部件K提供，使得在焊接之后铝材与至少一个焊料层3至少区域性地直接材料配合接触。这些实施例在图1e至1g中示出。
图1b中的实施例示出了铝复合材料1b，其具有根据本发明的铝材作为芯层2、焊料层3和附加包层4。图1c示出了根据本发明的铝材的另一个实施例，其呈具有芯层2和两侧的包层4和外焊料层3的四层复合材料的形式。如果根据一个实施例通过焊箔或具有焊料层的其他组件提供焊料层3，芯层2的铝材可以在焊接之后与焊料层间接地材料配合接触。在当前情况下，间接材料配合接触是指芯层2通过包层4与焊料层3的接触。四层的复合材料1c也可以由具有包层4的铝材2a通过由至少一个单独的组件K来提供焊料层3在焊接之后得到。
图1d示出了复合材料1d的四层变体，其具有芯层2、布置在芯层2上的包层4和两个外焊料层3。这里，也可以在焊接之后在铝材2，此处为铝复合材料的芯层，与焊料层3之间形成间接材料配合接触。然而，即使在焊料层由焊箔或其他部件或组件提供的实施例中，在焊接后也可以实现根据本发明的焊接后性能。所示的所有铝复合材料1a、1b、1c和1d例如可用于生产热交换器、机动车辆的结构部件或电池冷却板。
图1e到图1g以剖视图示例性示出实施例，其中根据本发明的铝材2a在焊接之后区域性地具有直接的材料配合接触。图1e中，焊料层由焊箔F提供。图1f中，焊料层由另一组件K提供。
在图1g中示出了在两侧具有包层的铝材2a，例如由AA8079合金制成，其在焊接之后与作为焊箔F提供的焊料层至少区域性地间接接触。
根据本发明的铝材的特性在下文中借助于作为铝复合材料的设计方案来呈现和描述。然而，可以看出，尤其是所测量的强度特性由芯合金提供，因此由根据实施例的本发明的铝材提供。由此结果也可以应用于在焊接过程之后与焊料层局部地直接或间接材料配合接触的单层铝材。所有关于铝合金组成的信息都与焊接前的材料状态有关。
图1a至图1d所示的铝复合材料1a、1b、1c、1d和铝材2a通常为带状，例如通过热轧或辊轧包层生产，其中总厚度为0.1mm至5mm。对于带材的生产，也可以设想其他生产方法，例如“同时铸造”并随后轧制。芯层2或铝材2a由AlMgSi型铝合金构成，并且固相线温度Tsol至少为595℃，其中该铝复合材料在至少595℃下进行焊接，以及以至少0.5℃/s的平均冷却速度从595℃冷却到200℃并在205℃下热时效45分钟后，与焊接后的状态相比，屈服强度Rp0.2提高了至少90MPa，至少110MPa或者优选至少120MPa。在铝复合材料1a、1b、1c、1d和铝材2a的情况下，屈服极限值的增加是由于芯层2由于热时效而实现的硬化并且实现了以经济的方式提供高强度的焊接部件，如热交换器、电池冷却板或机动车辆结构部件。
芯层2或铝材2a例如可以具有以下以重量％计的组成：0.5％≤Si≤0.9％，优选0.50％≤Si≤0.65％或0.60％≤Si≤0.75％或0.50％≤Si≤0.60％，
Fe≤0.5％，优选0.05％≤Fe≤0.5％，特别优选0.05％≤Fe≤0.3％，
Cu≤0.5％，优选0.05％≤Cu≤0.3％或0.1％＜Cu≤0.3％，
Mn≤0.5％，优选Mn≤0.2％，特别优选0.01％≤Mn≤0.15％，
0.4％≤Mg≤0.8％，优选0.45％≤Mg≤0.8％，特别优选0.45％≤Mg≤0.75％，
Cr≤0.3％，优选Cr≤0.1％，特别优选Cr≤0.05％，
Zn≤0.3％，优选≤0.05％，
Ti≤0.3％，
Zr≤0.1％，特别优选Zr≤0.05％，
其余为Al和单独最大0.05％，总计最大0.15％的不可避免的杂质。
这种AlMgSi芯合金或铝材的合金具有低的淬火敏感性，同时具有足够高的固相线温度Tsol，从而避免了焊接期间的熔化。在低淬火敏感性下，从595℃到200℃的从0.5℃/s起的冷却速率已经在焊接后提供了经固溶退火的、淬火的T4组织结构，这在热时效中实现了屈服极限的显著提高。
在铝复合材料1a的两层变体中，其具有设计为焊料层3的外层。焊料层的铝焊料合金优选具有以下以重量％计的组成：
7.0％≤Si≤13.0％，
Fe≤0.8％，
Cu≤2.5％，
Mn≤0.1％，
Mg≤0.1％，
Cr≤0.1％，
Zn≤2.5％，
Ti≤0.3％，
Zr≤0.1％，
其余为Al和单独最多0.05％，总计最多0.15％的不可避免的杂质。
例如，焊料层由AA4045或AA4343型的铝焊料合金组成。焊料层3的厚度通常为复合材料总厚度的5％至15％。原则上，铝复合材料1a也可以在两侧均设置焊料层3(此处未示出)。
根据另一实施例，如图1b所示，可以在芯层2上施加包层4，其具有Mg含量＜0.1重量％，优选＜0.05重量％的铝合金，以提供铝复合材料1在成型性、可焊性和防腐蚀方面的改进性能。在一个特别优选的实施形式中，包层3具有有着以下以重量％计的组成的铝合金：
Si≤1.0％，
Fe≤2.0％，优选0.1％≤Fe≤2.0％，
Cu≤0.3％，
Mn≤0.3％，
Mg≤0.1％，优选≤0.05％，
Cr≤0.1％，
Zn≤2.0％，
Ti≤0.3％，
Zr≤0.1％，
其余为Al和单独最多0.05％，总计最多0.15％的不可避免的杂质。包层3优选具有整个铝复合材料1、1'的厚度的3％至15％。
除了在芯层2的一侧设置包层4而在另一侧设置焊料层3的三层铝复合材料1的这种设计方案之外，还可以想到，如图1c和图1d所示，包层4布置在芯层2和焊料层3之间。这些实施形式对于腐蚀保护特别有利。也可以提供五层的变体，其中芯层2的两侧并且在该芯层2和一个相应的外焊料层3之间分别有一个包层4。
制造了8个具有表1中提到的层结构的复合材料1-8。复合材料1和2在芯层2的两侧具有包层4。在包层4上覆有焊料层3。复合材料3至6具有两层，并且除芯层外，仅在一侧具有一层焊料层3。复合材料7又具有四层，但仅在芯层2的一侧上具有包层4并且在两侧具有焊料层3。最后，复合材料8具有芯层2，其上施加有包层。
将具有表2中给出的化学组成的芯层、包层和焊料层的铝合金熔化并使用所谓的直接冷硬(Direct Chill)铸造方法铸造成轧制锭。在第一步中，用于包层和焊料层的轧制锭被预热至450℃至525℃范围内的轧制温度并热轧至所需的层厚。芯材的铸锭在575℃、6小时的保持时间下进行均质化退火，然后与包层的预轧板和焊料材料结合形成所谓的包层组合物。将该包层组合物预热至450℃至500℃的轧制温度并热轧至7mm的厚度。然后将测试材料冷轧至表1中给出的最终厚度。
表1：
Figure BDA0003880483050000191
使用商业软件FactSage 7.0和相关的热力学数据库计算铝的在表2中给出的固相线温度Tsol。
表2：复合材料的层的化学组成[重量％]
合金 功能 Si Fe Cu Mn Mg Cr Zn Ti Tsol
1 芯 0.44 0.24 0.04 0.05 0.61 0.05 0.00 0.01 618℃
2 芯 0.74 0.19 0.08 0.09 0.59 0.00 0.00 0.02 600℃
3 芯 0.60 0.29 0.29 0.34 0.22 0.11 0.08 0.01 619℃
4 芯 1.0 0.27 0.03 0.11 0.40 0.01 0.04 0.02 593℃
5 包层 0.07 0.87 0.00 0.021 0.00 0.00 0.01 0.01 650℃
6 焊料层 10.1 0.17 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.01 575℃
7 芯 0.53 0.18 0.14 0.10 0.49 0.001 0.00 0.00 612℃
8 包层 0.03 0.24 - - - - - -
9 芯 0.64 0.16 0.10 0.07 0.61 0.01 0.01 0.02 605℃
10 包层 0.04 0.24 0.00 0.00 0.00 0.00 0.00 0.01 -
为了评估强度，首先对不同组成的铝复合材料进行了拉伸试验。模拟焊接和热时效后屈服极限Rp0.2、抗拉强度Rm和断裂伸长率A50mm的结果总结在表3中。
在模拟焊接中，将样品加热至代表典型焊接温度的595℃，在焊接温度下保持6分钟，然后以指定的平均冷却速率冷却至200℃。平均冷却速率由温差除以达到200℃所需的时间得出。
在表3中，在状态一栏中给出了热时效，其中“45min@205℃”是指在205℃金属温度下热时效45分钟。“14d@RT”表示在室温下储存14天。
虽然试样1到8在焊接状态下达到了42MPa和62MPa之间的屈服极限Rp0.2值，但结果清楚地表明，在205℃热时效45分钟后，仅根据本发明的试样2、4、7和8可以实现屈服极限Rp0.2至少增加90MPa，因此实现超过150MPa的屈服极限Rp0.2。通过所选择的芯层铝材的组成，淬火敏感性这样设置，即焊接工艺，例如在具有随后冷却的典型CAB工艺中，可以起到固溶退火作用并且在设置冷却速率的下限时起到淬火的作用，因此材料在焊接后处于T4状态。由此，在205℃下进行了45分钟的短热时效时达到了超过150MPa的屈服极限Rp0.2。虽然复合材料6也表现出屈服极限Rp0.2的相应增加，但芯层的Si含量太高，因此固相线温度Tsol太低，使得复合材料6在焊接时容易熔化。试样1、3和5具有不根据本发明的芯材料组成。试样3和5的Mn和Cr含量太高，因此，由于淬火敏感性增加，在焊接工艺中可以设定的冷却速率下无法实现足够的强度增加。
表3:拉伸试验特征值
Figure BDA0003880483050000201
Figure BDA0003880483050000211
对于焊接过程后的有效析出硬化，合金的由化学组成决定的淬火敏感性和在焊接过程中保持时间结束后设定的实际冷却速度很重要。表4示出了以根据本发明的铝复合材料2为例在不同冷却速率下可以实现的强度。
表4:拉伸试验特征值vs.冷却速率
Figure BDA0003880483050000212
Figure BDA0003880483050000221
从表4可以看出，需要至少0.5℃/s的冷却速率来在铝复合材料2中以大于150MPa的RpO2实现根据本发明的强度水平。
图2示出了用于进行弯曲测试以确定最大弯曲角度的测试装置的透视图。测试基于德国汽车工业协会(VDA)238-100的规范。测试装置由弯曲冲头14组成，在当前情况下其具有0.4mm的冲头半径。试样15预先横向于轧制方向切出，尺寸为250mm×68mm。然后对试样15进行两次退火，其中第一次退火模拟CAB焊接的典型温度曲线，焊接温度保持在595℃，保持时间为5分钟，并以冷却速率＞0.5℃/秒冷却至200℃，第二次退火对应于在205℃下热时效45min。
然后将试样15从中裁切成60×60mm的尺寸，铣削边缘，并送入弯曲装置。当样品被冲头半径为0.4mm的弯曲冲头弯曲时，测量弯曲冲头弯曲样品的力，并在超过最大值并从该最大值下降超过60N后结束弯曲过程。然后测量弯曲的样品的张角。样品的弯曲行为通常横向于轧制方向进行测量，以便在制造具有高成型要求的部件时获得有关弯曲行为的可靠信息。在当前情况下，横向于轧制方向的弯曲行为在模拟焊接和热时效状态下进行了测试，因为弯曲角度与发生碰撞时的延展性相关。
例如，如图3所示的弯曲冲头14平行于轧制方向走向，因此弯曲线18也平行于轧制方向，其在两个辊16、17之间以力Fb挤压试样，辊直径为30mm，其以样品厚度的两倍+0.5mm的间距布置。在弯曲冲头14弯曲试样15的同时，测量冲头力Fb。如果冲头力Fb达到最大值，并下降60N，则达到了可以达到的最大弯曲角度。然后将样品15从弯曲装置中取出并测量弯曲角度，如图4所示。给出的弯曲角度基于2mm的参考厚度，使用下列公式计算：
α标准＝α测量x(dm 1/2/d标准 1/2)
其中α标准是标准化的弯曲角度，α测量是测量的弯曲角度，d标准是标准化的板材厚度2mm，dm是测量的板材厚度。
在当前情况下，弯曲试验是在不同的铝复合材料9和10上进行的。表5示出了测试的不同变体。
表5:
Figure BDA0003880483050000231
结果示于表6a和6b中。虽然预计弯曲角为80°＞α标准＞50°，但根据本发明生产的样品实现了弯曲角α标准＞80°，这与非常好的碰撞性能相关。
试验样品9在一侧包覆有焊料层4，层厚为5％，而试验样品10在两面分别包覆有包层3，该包层由层厚为5％的AA8079型合金5组成，并且在一侧包覆有外焊料层4，其由层厚为5％的合金6组成。对于表6a中的测试样品9和10，焊料侧分别朝向辊16、17。在表6b中的测试样品9和10中，铝复合材料的焊料侧朝向冲头14。
如前所述，发现具有包层3的试样10比由具有焊料层的传统单AA6xxx合金制成的试样9允许显著更高的弯曲角度。因此，包层3在发生碰撞时具有更高的延展性。高强度芯材与促进延展性的包层的结合提高了例如结构部件在发生碰撞时的性。
试样编号 开角β<sub>标准</sub>[°] 弯曲角度α<sub>标准</sub>[°]
9 本发明 123 57
10 本发明 93 87
表6a:焊料侧朝向辊
试样编号 开角β<sub>标准</sub>[°] 弯曲角度α<sub>标准</sub>[°]
9 本发明 103 77
10 本发明 91 89
表6b:焊料侧朝向冲头
在图5中以示意性俯视图示出热交换器10、电池冷却板19和机动车辆的结构部件20的实施例。热交换器的部件，例如热交换器10的翅片11，由裸露的、或在两侧涂覆有铝焊料的前述根据本发明的铝材1a、1b、1c、1d、1e、1f构成。翅片11弯曲成曲折形状并焊接到管12上，因此需要大量的焊接连接。代替管12，也可以使用成型板，其形成用于引导介质的空腔。管12也可以由根据本发明的铝复合材料1制成。因为其引导介质并且因此必须防止腐蚀，所以它们可以用根据本发明的具有包层3的铝复合材料制造。热交换器10可在用于例如机动车辆时暴露于腐蚀性物质，因此根据本发明的具有包层3的铝复合材料1的使用是特别有利的。
电池冷却板19以平行于板平面的剖视图示出。电池冷却板通常是具有曲折的冷却通道19a的大面积部件，其由作为上部的焊接金属板封闭，此处未示出。电池冷却板的部件优选地由所述铝复合材料制成，以便在焊接后提供必要的强度。
在剖面图中，作为示例示出了机动车辆的结构部件20，其形式为由U形型材20a和焊接到其上的封闭板20b组成的封闭的焊接型材。使用根据本发明的铝复合材料可以为机动车辆的这些典型结构部件提供高强度。
替代性地，也可以使用根据本发明的铝材，其在与焊料层焊接之后与焊料层至少区域性地直接或间接地材料配合接触，该焊料层例如通过焊箔或焊接部件提供，以实现根据本发明的关于图5的焊接部件的特性的优点。

Claims (16)

1.用于生产高强度焊接部件的铝材，所述铝材包括AlMgSi型铝合金，尤其是AA6xxx型铝合金，其中所述铝材在焊接后与含有铝焊料合金的至少一个焊料层至少区域性地直接或间接地材料配合接触，
其特征在于，
所述铝合金具有至少595℃的固相线温度Tsol，以及铝材在至少595℃下焊接并以至少0.5℃/s的平均冷却速率从595℃冷却到200℃并在205℃下热时效45分钟后，与焊接后的状态相比，屈服极限Rp0.2提高了至少90MPa，至少110MPa，或优选至少120MPa。
2.根据权利要求1所述的铝材，
其特征在于，
铝材在至少595℃下焊接、并且以至少0.5℃/s的平均冷却速率从595℃冷却至200℃并且在205℃下热时效45分钟后具有至少160MPa，优选至少180MPa，特别优选大于200MPa的屈服极限Rp0.2。
3.根据权利要求1或2所述的铝材，
其特征在于，
AlMgSi型铝合金，尤其是AA6xxx型铝合金具有以重量％计的以下组成：
0.5％≤Si≤0.9％，优选0.50％≤Si≤0.65％或0.60％≤Si≤0.75％，
Fe≤0.5％，优选0.05％≤Fe≤0.5％，特别优选0.05％≤Fe≤0.3％，
Cu≤0.5％，优选0.05％≤Cu≤0.3％或0.1％＜Cu≤0.3％，
Mn≤0.5％，优选Mn≤0.2％，特别优选0.01％≤Mn≤0.15％，
0.4％≤Mg≤0.8％，优选0.45％≤Mg≤0.8％，特别优选0.45％≤Mg≤0.75％，
Cr≤0.3％，优选Cr≤0.1％，特别优选Cr≤0.05％，
Zn≤0.3％，优选≤0.05％，
Ti≤0.3％，
Zr≤0.1％，特别优选Zr≤0.05％，
其余为Al和单独最多0.05％，总计最多0.15％的不可避免的杂质。
4.根据权利要求1至3中任意一项所述的铝材，
其特征在于，
与铝材直接或间接材料配合接触的铝焊料合金具有以下重量％计的组成：
7.0％≤Si≤13.0％，
Fe≤0.8％，
Cu≤2.5％，
Mn≤0.1％，
Mg≤0.1％，
Cr≤0.1％，
Zn≤2.5％，
Ti≤0.3％，
Zr≤0.1％，
其余为Al和单独最多0.05％，总计最多0.15％的不可避免的杂质。
5.根据权利要求1至4中任意一项所述的铝材，
其特征在于，
铝材形成为铝复合材料(1a、1b、1c、1d)的芯合金层，并且所述铝复合材料在一侧或两侧包括至少一个外部的包层(4)。
6.根据权利要求1至5中任意一项所述的铝材，
其特征在于，
铝材形成为铝复合材料(1a、1b、1c、1d)的芯合金层，其中所述铝复合材料在一侧或两侧包括至少一个外部的焊料层(3)，所述外部的焊料层具有铝焊料合金。
7.根据权利要求6所述的铝材，
其特征在于，
所述至少一个的焊料层的厚度为整个铝复合材料(1a、1b、1c、1d)厚度的3％至15％。
8.根据权利要求5至7中任意一项所述的铝材，
其特征在于，
所述铝材(1’)具有至少一个包层(4)，所述包层设置在芯层(2)的一侧或两侧，其中所述包层(4)具有Mg含量＜0.1重量％，优选＜0.05重量％的铝合金。
9.根据权利要求5所述的铝材，
其特征在于，
包层(4)的铝合金具有以重量％计的以下组成：
Si≤1.0％，
Fe≤2.0％，优选0.1％≤Fe≤2.0％，
Cu≤0.3％，
Mn≤0.3％，
Mg≤0.1％，优选≤0.05％，
Cr≤0.1％，
Zn≤2.0％，
Ti≤0.3％，
Zr≤0.20％，
其余为Al和单独最多0.05％，总计最多0.15％的不可避免的杂质。
10.根据权利要求5、8或9中任意一项所述的铝材，
其特征在于，
包层(4)的腐蚀电位在焊接后比铝芯合金层(2)的腐蚀电位更不贵重，优选地，焊接后包层(4)和铝芯合金层(2)之间的电位差为＞10mV。
11.根据权利要求5、8、9或10中任意一项所述的铝材，
其特征在于，
包层(4)具有整个铝复合材料(1’)厚度的3％至15％。
12.用于热接合由AlMgSi铝合金、尤其是根据权利要求1至11中任意一项所述的铝材制成的部件的方法，其中焊接，优选CAB或真空焊接，在至少585℃的焊接温度下进行，
其特征在于，
在加热并保持在焊接温度后，以至少0.5℃/s、至少0.66℃/s或至少0.75℃/s的平均冷却速率将部件从焊接温度冷却到200℃并且将热接合的部件在焊接后进行热时效。
13.根据权利要求12所述的方法，
其特征在于，
在100℃至280℃、优选140℃至250℃、优选180℃至230℃的温度下对焊接部件进行热时效，其中热时效的持续时间为至少10分钟，优选至少30分钟或至少45分钟。
14.根据权利要求12或13所述的用于热接合部件的方法，
其特征在于，
焊接电池冷却板、热交换器或机动车辆的结构部件。
15.根据权利要求1至11中任意一项所述的铝材用于生产电池冷却板、热交换器或者机动车辆的结构部件的应用。
16.焊接的部件，其中所述部件设计为电池冷却板、机动车辆的结构部件或热交换器，其具有根据权利要求1至11中任意一项所述的铝材。
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Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR3134584A1 (fr) 2022-04-19 2023-10-20 Constellium Neuf-Brisach Echangeur de chaleur à base d’un alliage d’aluminium obtenu par brasage
FR3137168A1 (fr) * 2022-06-24 2023-12-29 Valeo Systemes Thermiques Plaque d’échange thermique pour pack batteries à plaque structurelle

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1505163A2 (de) * 2003-07-25 2005-02-09 Hydro Aluminium Deutschland GmbH Hochfeste Aluminium-Legierung für Wärmetauscher
JP2014028389A (ja) * 2012-07-31 2014-02-13 Kobe Steel Ltd アルミニウム合金ブレージングシート
CN103805820A (zh) * 2012-11-14 2014-05-21 株式会社Uacj 铝合金钎焊片材及其制造方法
CN104080935A (zh) * 2011-11-02 2014-10-01 株式会社Uacj 成型加工用的铝合金包层材料
CN105377492A (zh) * 2013-07-05 2016-03-02 海德鲁铝业钢材有限公司 具有内部焊料层的铝复合材料
CN108136545A (zh) * 2015-10-05 2018-06-08 海德鲁铝业钢材有限公司 用在无助熔剂的热接合方法中的铝复合材料及其生产方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20100279143A1 (en) * 2009-04-30 2010-11-04 Kamat Rajeev G Multi-alloy composite sheet for automotive panels
US8247083B2 (en) * 2010-05-18 2012-08-21 Kobe Steel, Ltd. Aluminium alloy brazing sheet
FR2979576B1 (fr) * 2011-09-02 2018-07-20 Constellium France Tole plaquee pour carrosserie automobile
KR101726032B1 (ko) * 2012-05-10 2017-04-11 알코아 인코포레이티드 다층 알루미늄 합금 시트 제품, 열 교환기용 튜브용 시트 제품 및 이의 제조 방법
CN111712349B (zh) * 2018-02-22 2024-04-19 奥科宁克技术有限责任公司 用于低温钎焊和高强度材料的复合钎焊衬里

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1505163A2 (de) * 2003-07-25 2005-02-09 Hydro Aluminium Deutschland GmbH Hochfeste Aluminium-Legierung für Wärmetauscher
CN104080935A (zh) * 2011-11-02 2014-10-01 株式会社Uacj 成型加工用的铝合金包层材料
JP2014028389A (ja) * 2012-07-31 2014-02-13 Kobe Steel Ltd アルミニウム合金ブレージングシート
CN103805820A (zh) * 2012-11-14 2014-05-21 株式会社Uacj 铝合金钎焊片材及其制造方法
JP2014098185A (ja) * 2012-11-14 2014-05-29 Uacj Corp アルミニウム合金ブレージングシート及びその製造方法
CN105377492A (zh) * 2013-07-05 2016-03-02 海德鲁铝业钢材有限公司 具有内部焊料层的铝复合材料
CN108136545A (zh) * 2015-10-05 2018-06-08 海德鲁铝业钢材有限公司 用在无助熔剂的热接合方法中的铝复合材料及其生产方法

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