CN117737512A - 一种可钎焊的铸造铝合金及其制备方法和应用 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种可钎焊的铸造铝合金及其制备方法和应用，该铸造铝合金包括Al、Mn、Ni、Fe、Mg和X，X选自Ti、Zr和Cr中至少一种；该铸造铝合金的合金组织结构包括α‑Al基体和共晶组织，共晶组织包括α‑Al相、Al6(Fe,Mn,Ni)相和Alx(Ni,Mn)y相，Mg基本以固溶形式存在于α‑Al基体中，且α‑Al基体在钎焊过程中能够析出弥散颗粒，弥散颗粒包括Al6Mn颗粒、Al3X颗粒；本发明铝合金的熔点高于钎焊温度，昂贵金属镍的使用量可低至2.0wt.％以下，成本降低，还能够降低热裂倾向并具备一定的补缩空间，保证钎焊前后的力学性能，此外工艺相对简单，无需采用特殊加工工艺。
Description
技术领域
本发明涉及铝合金领域，特别涉及铸造铝合金领域，具体涉及一种可钎焊的铸造铝合金及其制备方法和应用。
背景技术
目前，铸造作为一种近净成形技术，可实现薄壁、复杂结构、高精度零件的成形，后续仅需少量加工甚至不加工，即可完成零件的制备，例如对于铝合金材料的铸造，可以避免现有常采用的锻造、机加工结合方式的长流程，而且还可以制备复杂构件，有效成材率高，成本相对更低廉，铸造之后再与3000系列或6000系列板材经钎焊组装可以制成水冷/液冷散热器、阀体等；然而实践发现，目前主流的铝-硅系铸造铝合金的固相线温度一般在580℃以下，无法满足钎焊温度590～610℃的要求。因此，急需开发可适用于高温钎焊的铸造铝合金。
发明专利申请CN113897519A公开了一种真空压铸实现钎焊的铝-锰-镁-硅-钛-锡铸造合金及其制备方法，在铝-锰共晶成分的基础上，添加镁和硅提高合金的强韧性，添加钛和锡细化晶粒，提高合金的强韧性；然而，0.2～0.6wt.％的硅添加会显著增大凝固区间，加剧热裂倾向，影响铸造性能；发明专利申请CN116377288A，公开了一种可用于钎焊的高压铸造铝合金，可用于钎焊的高压铸造铝合金包括：最多0.3重量％的硅、0.6～1.5重量％的锰、0.3～1.0重量％的镁、5.0～12.0重量％的稀土；其中稀土：3*Mn重量％比控制在2.0～3.8之间；该专利铸造铝合金需要使用大量的稀土，成本较高；发明专利CN115679159B公开了一种高温钎焊用铝-镍-锰合金材料及其流变压铸成型方法，通过添加3～3.5wt.％镍和1.0～1.2wt.％锰改善铸造性能，同时利用流变压铸缓解收缩和热裂，但实际操作中流变工艺很难控制，易出现次品，且过高的镍添加会显著提高成本。
可见，目前的大部分可钎焊铸造铝合金仍存在铸造性能不佳、制备成本偏高、工艺控制难度大等问题。
发明内容
本发明的目的是克服现有技术中的一个或多个不足，提供一种改进的兼具铸造性能佳、力学性能好、制备工艺相对易控制，且成本相对较低的可钎焊的铸造铝合金。
本发明同时还提供一种上述可钎焊的铸造铝合金的制备方法。
本发明同时还提供一种采用上述可钎焊的铸造铝合金制备的铝合金铸件以及用该铝合金铸件与其他金属材料经钎焊制成的金属制品。
为达到上述目的，本发明采用的一种技术方案是：一种可钎焊的铸造铝合金，该铸造铝合金包括：Al、Mn、Ni，该铸造铝合金还包括Fe、Mg和X，所述X为选自Ti、Zr和Cr中的一种或者多种的组合；
以重量百分含量计，该铸造铝合金包括：Mn：1.0wt.％～2.2wt.％；Ni：0.3wt.％～2.0wt.％；Fe：0.05wt.％～0.8wt.％；Mg：0.02wt.％～0.8wt.％；X：0.01wt.％～0.8wt.％；余量为Al以及不可避免的杂质；
其中，该铸造铝合金的合金组织结构包括α-Al基体和共晶组织，所述共晶组织包括α-Al相、Al6(Fe,Mn,Ni)相和Alx(Ni,Mn)y相，Mg以固溶形式存在于所述α-Al基体中，且所述α-Al基体在钎焊过程中能够析出弥散颗粒，所述弥散颗粒包括Al6Mn颗粒、Al3X颗粒。
根据本发明的一些优选且具体的方面，以重量百分含量计，该铸造铝合金包括：Mn：1.2wt.％～2.0wt.％；Ni：0.5wt.％～2.0wt.％；Fe：0.05wt.％～0.6wt.％；Mg：0.02wt.％～0.5wt.％；X：0.01wt.％～0.5wt.％；余量为Al以及不可避免的杂质。
进一步地，以重量百分含量计，该铸造铝合金包括：Mn：1.2wt.％～1.9wt.％；Ni：0.5wt.％～1.7wt.％；Fe：0.15wt.％～0.6wt.％；Mg：0.05wt.％～0.4wt.％；X：0.03wt.％～0.35wt.％；余量为Al以及不可避免的杂质。
根据本发明的一些优选且具体的方面，所述X至少包括Ti和/或Zr。
根据本发明，在本发明体系下，Si、Cu、Zn的添加都会显著降低固相线，扩大凝固区间，导致熔点低于钎焊温度，热裂倾向更加明显；同时，Zn属于低沸点元素，在钎焊过程中会挥发，污染钎焊炉。因此，需要严格控制Si、Cu、Zn元素的含量。
因此，在本发明的一些实施方式中，所述杂质包括Si、Cu和Zn中的一种或多种的组合。且根据本发明的一些优选且具体的方面，所述杂质中，以重量百分含量计，控制Si含量≤0.2wt.％，Cu含量≤0.1wt.％，Zn含量≤0.1wt.％，总杂质含量小于等于0.3wt.％。
根据本发明的一些具体方面，所述α-Al基体呈树枝形和/或等轴状。
根据本发明，所述铸造铝合金的熔点为620～650℃。
根据本发明，铸态下，所述铸造铝合金在室温下抗拉强度在155MPa以上，屈服强度在80MPa以上，延伸率大于等于14％。
本发明同时提供的又一技术方案：一种上述所述的可钎焊的铸造铝合金的制备方法，该制备方法包括：
按配方量称取各组分，熔融，得到熔体；
精炼，得到金属熔体；
将所述金属熔体冷却，得到所述铸造铝合金；其中，控制所述冷却的冷却速率大于等于2℃/s。
在本发明的一些实施方式中，制备该可钎焊的铸造铝合金的实施方式包括：
将原料工业纯Al锭、Al-Mn中间合金或Mn剂、Al-Fe中间合金或Fe剂、Al-Ni中间合金或Ni剂置于熔炼炉内加热至740～800℃，熔炼炉内的原料熔化后将熔炼炉降温至740～780℃；
将Al-X中间合金加入熔炼炉，完全熔化，得到熔体，将熔体在700～760℃保温，再加入Mg块，压入液面下至完全熔化，得到熔化后的物料；
向熔炼炉内添加1.0～5.0‰的精炼剂和1.0～10.0‰的细化剂，采用旋转转子搅拌除气10～30min，除气结束后，静置10～30min后扒渣；
冷却。
本发明提供的又一技术方案：一种适于钎焊的铝合金铸件，采用上述所述的可钎焊的铸造铝合金熔融后铸造制得，或者，采用上述所述的适于钎焊的铸造铝合金的原料组分熔融精炼后铸造制得。
根据本发明的一些优选方面，在铸造过程中，铸件的冷却速率大于等于2℃/s。
本发明提供的又一技术方案：一种金属制品，采用钎焊的方式将上述所述的适于钎焊的铝合金铸件与其他金属材料焊接制成所述金属制品。
根据本发明，所述钎焊的焊接温度为590-620℃。
根据本发明的一些具体方面，所述金属制品为电子设备的水冷和/或液冷散热器，或为新能源汽车热管理系统的阀体。
由于上述技术方案运用，本发明与现有技术相比具有下列优点：
本发明通过对合金配方的调控，形成铝-锰-镍-铁-镁-X合金体系，进一步通过对含量的控制，使得各成分协同作用下具备了期待的组织结构，尤其是还减少了昂贵金属镍的使用量，大大地降低了生产成本，并且该铸造铝合金还无需特殊工艺即可具备较好的铸造性能和力学性能等；
进一步地，在本发明配方体系中，将锰的含量控制在1.0wt.％～2.2wt.％，一方面，其契合共晶点，使锰处于在铝合金中的共晶点附近，增加了共晶含量，提高了强度，并保证良好的流动性，还有利于铸件的脱模，有利于获得更好性能的铸件，另一方面，该调控还能够避免大尺寸初生相的形成，使组织结构中部分相倾向于生长为对更小尺寸的相，也即能够有利于获得细化的共晶组织或弥散颗粒；
在本发明配方体系中添加铁，同样可以促进脱模，有利于获得更好性能的铸件，而且铁的添加还可以优化锰相的形态和尺寸，并且进一步控制铁的含量处于0.05wt.％～0.8wt.％，还能够进一步控制初生相的尺寸，有利于减少初生相的尺寸；
而镍在本发明配方体系中的适量添加，不仅可以增加共晶含量，并降低热裂倾向；同时Ni的添加也会降低固相线，扩大凝固区间，使合金具备一定的补缩空间，尤其是本发明体系下，镍的含量可以得以明显降低，具体可以采用0.3wt.％～2.0wt.％的镍，大大地节约了成本；
本发明创新地在配方体系中进一步引入镁，不仅可以显著提高强度，得以强化合金，而且少量的添加即可达到目的，避免了过多镁的使用可能造成的扩大凝固区间、导致热裂倾向现象的发生；
此外，在本发明中，X元素(选自Ti、Zr和Cr中的一种或者多种的组合)的添加，可以促进钎焊后弥散相的析出，从而保证钎焊前后的力学性能；同时当含有Zr和Ti时，还可以进一步增加α-Al基体中形核质点数量，实现晶粒细化，有利于延迟枝晶搭桥时间，降低热裂倾向。
综上，本发明基于Al-Mn-Ni合金体系，通过配方设计，添加Fe、Mg和X，进一步控制各组分含量之后形成A1-Mn-Ni-Mg-Fe-X铸造合金，不仅保证了本发明铸造铝合金的熔点高于钎焊温度，而且大大地降低了昂贵金属镍的使用量，节约了制造成本，尤其是还能够降低热裂倾向，并具备一定的补缩空间，保证了钎焊前后的力学性能，此外还无需采用特殊加工工艺，整体工艺相对简单。
附图说明
图1为本发明实施例1所得铸件的金相组织图(放大500倍)；
图2为本发明实施例1所得铸件在钎焊后的金相组织图(放大500倍)；
图3为本发明对比例1所得铸件的金相组织图(放大200倍)；
图4为本发明对比例2所得铸件的金相组织图(放大200倍)。
具体实施方式
以下结合具体实施例对上述方案做进一步说明；应理解，这些实施例是用于说明本发明的基本原理、主要特征和优点，而本发明不受以下实施例的范围限制；实施例中采用的实施条件可以根据具体要求做进一步调整，未注明的实施条件通常为常规实验中的条件。
下述实施例中未作特殊说明，所有原料均来自于商购或通过本领域的常规方法制备而得。
下述中，为便于测试铸造铝合金的性能，在铝合金成型过程中直接压铸为铝合金铸件之后进行测试，两者的区别在于：铸造铝合金是将各成分精炼后的熔体冷却而成，而铝合金铸件是将各成分精炼后的熔体按预设形状进行浇注冷却而成，因此，可以用铝合金铸件的性能体现铸造铝合金的性能。
本领域中，铝合金铸件在制备时预先设计的量可能与后期实际检测值存在一定误差，下述中以铸造完成后的检测值为准，各金属含量通过直读光谱仪测得。
实施例1
本例提供一种铝合金铸件及其制备方法，该铝合金铸件的制备方法包括：
(1)按照设计量将原料工业纯Al锭、Al-Mn中间合金、Al-Fe中间合金、Al-Ni中间合金等置于熔炼炉内加热至790±10℃，待熔炼炉内的原料熔化后将熔炼炉降温至750±10℃；
(2)按照设计量将Al-Ti中间合金加入熔炼炉中完全熔化，随后将熔炼炉降温至740±10℃；再加入Mg块，压入液面下至完全熔化，得到熔化后的物料；
(3)向熔炼炉内分别添加占熔体质量的2‰的固体精炼剂(具体为福士科Coveral78)和5.0‰的细化剂(具体为深圳新星Al-Ti5-B细化剂)，采用旋转转子搅拌除气20min，除气结束后，静置20min后扒渣，得到精炼后的金属熔体；
(4)当金属熔体温度在740±10℃时，将金属熔体浇注至175±10℃预热的钢制模具中，获得铸件；其中，在铸造过程中铸件的冷却冷速约控制为4±1℃/s。
本实施例获得的铸件组分及其重量百分含量为：Mn：1.9wt.％；Ni：1.7wt.％；Fe：0.4wt.％；Mg：0.4wt.％；Ti：0.04wt.％；Zr：0.002wt.％；Cr：0.006wt.％；其余为Al以及不可避免的杂质，杂质中Si：0.05wt.％；其中，本例制备时并未添加Zr和Cr，应来自于其他原料中含有的微量成分。
实施例2
基本同实施例1，其区别仅在于：组分配方设计量不同。
本实施例获得的铸件组分及其重量百分含量为：Mn：1.9wt.％；Ni：1.3wt.％；Fe：0.4wt.％；Mg：0.4wt.％；Ti：0.04wt.％；Zr：0.002wt.％；Cr：0.006wt.％；其余为Al以及不可避免的杂质，杂质Si：0.04wt.％，本例制备时并未添加Zr和Cr，应来自于其他原料中含有的微量成分。
实施例3
基本同实施例1，其区别仅在于：组分配方设计量不同。
本实施例获得的铸件组分及其重量百分含量为：Mn：1.9wt.％；Ni：0.5wt.％；Fe：0.4wt.％；Mg：0.4wt.％；Ti：0.04wt.％；Zr：0.002wt.％；Cr：0.006wt.％；其余为Al以及不可避免的杂质，杂质Si：0.07wt.％，本例制备时并未添加Zr和Cr，应来自于其他原料中含有的微量成分。
实施例4
基本同实施例1，其区别仅在于：组分配方设计量不同，且步骤(2)为：将Al-Ti中间合金、Al-Cr中间合金分别加入熔炼炉中完全熔化，随后将熔炼炉降温至740±10℃；再加入Mg块，压入液面下至完全熔化，得到熔化后的物料。
本实施例获得的铸件组分及其重量百分含量为：Mn：1.5wt.％；Ni：1.3wt.％；Fe：0.15wt.％；Mg：0.3wt.％；Ti：0.1wt.％；Zr：0.002wt.％；Cr：0.12wt.％；其余为Al以及不可避免的杂质，杂质Si：0.05wt.％，本例制备时并未添加Zr，应来自于其他原料中含有的微量成分。
实施例5
基本同实施例1，其区别仅在于：组分配方设计量不同，且步骤(2)为：将Al-Ti中间合金、Al-Zr中间合金分别加入熔炼炉中完全熔化，随后将熔炼炉降温至740±10℃；再加入Mg块，压入液面下至完全熔化，得到熔化后的物料。
本实施例获得的铸件组分及其重量百分含量为：Mn：1.3wt.％；Ni：1.3wt.％；Fe：0.6wt.％；Mg：0.15wt.％；Ti：0.04wt.％；Zr：0.08wt.％；Cr：0.006wt.％；其余为Al以及不可避免的杂质，杂质Si：0.07wt.％，本例制备时并未添加Cr，应来自于其他原料中含有的微量成分。
对比例1
基本同实施例1，其区别仅在于：步骤(1)为：按照设计量将原料工业纯Al锭、Al-Mn中间合金、Al-Fe中间合金等置于熔炼炉内加热至790±10℃，待熔炼炉内的原料熔化后将熔炼炉降温至750±10℃。
本实施例获得的铸件组分及其重量百分含量为：Mn：1.8wt.％；Ni：0wt.％；Fe：0.4wt.％；Mg：0.3wt.％；Ti：0.06wt.％；Zr：0.002wt.％；Cr：0.006wt.％；其余为Al以及不可避免的杂质，杂质Si：0.05wt.％，本例制备不加Ni、Zr和Cr，Zr和Cr应来自于其他原料中含有的微量成分。
对比例2
基本同实施例1，其区别仅在于：步骤(2)为：按照设计量将Al-Ti中间合金加入熔炼炉中完全熔化，随后将熔炼炉降温至740±10℃，得到熔化后的物料。
本实施例获得的铸件组分及其重量百分含量为：Mn：1.4wt.％；Ni：0.5wt.％；Fe：0.4wt.％；Mg：0wt.％；Ti：0.01wt.％；Zr：0.002wt.％；Cr：0.006wt.％；其余为Al以及不可避免的杂质，杂质Si：0.07wt.％，本例制备不加Mg、Zr和Cr，Zr和Cr应来自于其他原料中含有的微量成分。
性能测试
(1)实施例1所得铸件在500倍下的金相组织照片如图1所示。由图可知，实施例1提供的铸造铝合金的组织结构由α-Al基体和共晶组织共同组成，其中α-Al基体主要为树枝形、等轴状，共晶组织由α-Al相、Al6(Fe,Mn,Ni)相、Alx(Ni,Mn)y等相构成。其中，合金中Mn含量决定了Al6(Fe,Mn,Ni)相的数量，而合金中Ni的含量决定了Alx(Ni,Mn)y相的含量，这些都会影响最终的共晶含量。这些高熔点高稳定性第二相可以形成三维连续网络结构，有效实现铝合金的强化及高温稳定性。
实施例1的铸件经钎焊处理后的金相组织照片如图2所示，其中，钎焊条件为605℃、20min。由图可知，经钎焊后，原有的共晶组织有所球化和长大，同时α-Al基体中析出了一定数量的弥散颗粒，这些弥散颗粒包括Al6Mn以及由Ti等形成的Al3X弥散颗粒。这些弥散颗粒的存在有利于提高焊后强度，避免钎焊导致强度显著降低。
合金中添加的Mg，其不参与以上相的形成，主要以固溶形式存在于基体中，可以显著提升α-Al的强度，进而提升材料的整体强度。
对比例1所得铸件在200倍的放大倍数下的金相组织照片如图3所示。由图3可知，在对比例1中，由于未添加Ni元素，有效补缩温度区间极窄，导致铸造过程中补缩不足，形成了缩松缩孔。同时，未添加Ni元素也导致共晶组织偏少，将降低力学性能。
对比例2所得铸件在200倍的放大倍数下的金相组织照片如图4所示。由图4可知，添加Ni元素后，基体中的共晶组织含量有所增加，但由于未添加Mg元素，无法提供有效的固溶强化效果，将使得铸态下的力学性能偏低。
以上实施例和对比例所得铝合金的理论熔点、铸态和钎焊态的室温力学性能如表1所示。利用相图计算软件获得铝合金的理论熔点，利用电子万能试验机测试铝合金铸件的室温力学性能。
表1
由表1可知，添加Ni元素后材料的熔点虽然有所降低，但仍在630℃以上，完全满足590～610℃的钎焊要求。由实施例1～3的拉伸性能可知，随着Ni含量的增加，材料的强度逐渐上升，这主要得益于含Ni第二相数量的增加。尤其是，通过Ni以及Mg的协同作用，提升了第二相强化效果和固溶强化效果，显著提升了可钎焊铸造铝合金的铸态强度。相比之下，对比例1中没有添加Ni，结果表明其抗拉强度仅145MPa，屈服强度低于75MPa。同时，对比例2没有加Mg，结果表明其抗拉强度低于145MPa，屈服强度低于75MPa。对比钎焊前后的力学性能，可以看到，材料的强度略有降低，延伸率提升，这也得益于上述合金具有良好的组织高温稳定性以及弥散相的析出。可见，在本发明体系下，为保证良好的力学性能，需要同时添加一定的Ni和Mg。
综上所述，本发明提供的A1-Mn-Ni-Mg-Fe-X铸造合金具有良好的铸造性能、较小的热裂倾向、较高的熔点、良好的可钎焊性能、良好的力学性能，可以满足电子设备、新能源汽车等领域高温钎焊用铸件的需求。
上述实施例只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人士能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所作的等效变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。
在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开。
Claims (16)
1.一种可钎焊的铸造铝合金，该铸造铝合金包括：Al、Mn、Ni，其特征在于，该铸造铝合金还包括Fe、Mg和X，所述X为选自Ti、Zr和Cr中的一种或者多种的组合；
以重量百分含量计，该铸造铝合金包括：Mn：1.0wt.％～2.2wt.％；Ni：0.3wt.％～2.0wt.％；Fe：0.05wt.％～0.8wt.％；Mg：0.02wt.％～0.8wt.％；X：0.01wt.％～0.8wt.％；余量为Al以及不可避免的杂质；
其中，该铸造铝合金的合金组织结构包括α-Al基体和共晶组织，所述共晶组织包括α-Al相、Al6(Fe,Mn,Ni)相和Alx(Ni,Mn)y相，Mg以固溶形式存在于所述α-Al基体中，且所述α-Al基体在钎焊过程中能够析出弥散颗粒，所述弥散颗粒包括Al6Mn颗粒、Al3X颗粒。
2.根据权利要求1所述的可钎焊的铸造铝合金，其特征在于，以重量百分含量计，该铸造铝合金包括：Mn：1.2wt.％～2.0wt.％；Ni：0.5wt.％～2.0wt.％；Fe：0.05wt.％～0.6wt.％；Mg：0.02wt.％～0.5wt.％；X：0.01wt.％～0.5wt.％；余量为Al以及不可避免的杂质。
3.根据权利要求2所述的可钎焊的铸造铝合金，其特征在于，以重量百分含量计，该铸造铝合金包括：Mn：1.2wt.％～1.9wt.％；Ni：0.5wt.％～1.7wt.％；Fe：0.15wt.％～0.6wt.％；Mg：0.05wt.％～0.4wt.％；X：0.03wt.％～0.35wt.％；余量为Al以及不可避免的杂质。
4.根据权利要求1所述的可钎焊的铸造铝合金，其特征在于，所述X至少包括Ti和/或Zr。
5.根据权利要求1所述的可钎焊的铸造铝合金，其特征在于，所述杂质包括Si、Cu和Zn中的一种或多种的组合。
6.根据权利要求5所述的可钎焊的铸造铝合金，其特征在于，所述杂质中，以重量百分含量计，控制Si含量≤0.2wt.％，Cu含量≤0.1wt.％，Zn含量≤0.1wt.％，总杂质含量小于等于0.3wt.％。
7.根据权利要求1所述的可钎焊的铸造铝合金，其特征在于，所述α-Al基体呈树枝形和/或等轴状。
8.根据权利要求1所述的可钎焊的铸造铝合金，其特征在于，所述铸造铝合金的熔点为620～650℃。
9.根据权利要求1所述的可钎焊的铸造铝合金，其特征在于，铸态下，所述铸造铝合金在室温下抗拉强度在155MPa以上，屈服强度在80MPa以上，延伸率大于等于14％。
10.一种权利要求1-9中任一项所述的可钎焊的铸造铝合金的制备方法，其特征在于，该制备方法包括：
按配方量称取各组分，熔融，得到熔体；
精炼，得到金属熔体；
将所述金属熔体冷却，得到所述铸造铝合金；其中，控制所述冷却的冷却速率大于等于2℃/s。
11.根据权利要求10所述的可钎焊的铸造铝合金的制备方法，其特征在于，制备该可钎焊的铸造铝合金的实施方式包括：
将原料工业纯Al锭、Al-Mn中间合金或Mn剂、Al-Fe中间合金或Fe剂、Al-Ni中间合金或Ni剂置于熔炼炉内加热至740～800℃，熔炼炉内的原料熔化后将熔炼炉降温至740～780℃；
将Al-X中间合金加入熔炼炉，完全熔化，得到熔体，将熔体在700～760℃保温，再加入Mg块，压入液面下至完全熔化，得到熔化后的物料；
向熔炼炉内添加1.0～5.0‰的精炼剂和1.0～10.0‰的细化剂，采用旋转转子搅拌除气10～30min，除气结束后，静置10～30min后扒渣；
冷却。
12.一种适于钎焊的铝合金铸件，其特征在于，采用权利要求1-9中任一项所述的可钎焊的铸造铝合金熔融后铸造制得，或者，采用权利要求1-9中任一项所述的适于钎焊的铸造铝合金的原料组分熔融精炼后铸造制得。
13.根据权利要求12所述的适于钎焊的铝合金铸件，其特征在于，在铸造过程中，铸件的冷却速率大于等于2℃/s。
14.一种金属制品，其特征在于，采用钎焊的方式将权利要求12所述的适于钎焊的铝合金铸件与其他金属材料焊接制成所述金属制品。
15.根据权利要求14所述的金属制品，其特征在于，所述钎焊的焊接温度为590-620℃。
16.根据权利要求14所述的金属制品，其特征在于，所述金属制品为电子设备的水冷和/或液冷散热器，或为新能源汽车热管理系统的阀体。
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Cited By (1)
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|---|---|---|---|---|
| CN118086729A (zh) * | 2024-04-26 | 2024-05-28 | 华劲新材料研究院(广州)有限公司 | 高固相线可钎焊铸造铝合金及其制备方法、铸件和制品 |
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2023
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