芯材、包含该芯材的铝合金复合板材以及它们的制备方法和用途与流程

本发明涉及一种芯材、包含该芯材的铝合金复合板材以及它们的制备方法和用途，本发明尤其涉及一种芯材、具有至少两层(例如两层、三层或更多层)的包含该芯材的铝合金复合板材以及它们的制备方法和用途。所述铝合金复合板材特别适合用作汽车零部件，例如热交换器、散热器的主板或边板，是一种高强度钎焊用铝合金复合板材。

背景技术：

铝合金由于质轻和高热传导性，广泛用于汽车零部件，例如热交换器、散热器、冷凝器、蒸发器、油冷器和中冷器等的主板或边板。这些汽车零部件主要通过包括真空钎焊和可控气氛钎焊的钎焊法来制备。通常，钎焊法使用al-si系合金作为钎料，在600℃左右的钎焊温度下首先使钎料完全熔化，然后用该经熔化的钎料进行接头间隙的填充。

近年来，随着汽车的轻量化要求，汽车用换热器也要求轻量化，进而要求换热器用铝合金复合板材进行减薄。主板和边板的厚度减薄对换热器的轻量化具有重要意义，因此减薄对钎焊用铝合金板材提出了更高要求，即要求其在降低厚度的同时还要满足强度和耐腐蚀性保持不变。

目前，汽车散热器、热交换器的边板和主板所使用的材料通常是具有两层或三层的铝合金复合板材(其芯材一般为aa3003铝合金或其改型合金)。然而，经钎焊后，该复合板材的强度通常会降低，抗疲劳性变差，在使用中容易出现开裂等现象，造成换热器泄漏失效。

为了提高复合板材的焊后强度，cn101372161a公开了一种包含五层的钎焊铝合金多层复合板材料，其最内层(即芯材)为mod6060合金，具有强化增强强度、抗塌陷的作用。但是，由于该材料主要依靠时效处理来强化，自然时效状态下强度不高。如果通过换热器温度(例如水箱80-120℃)来进行时效处理，则随着时间的延长，很可能发生过时效现象，使强度不 增反降。此外，该五层复合板材的生产工艺相比三层复合板材而言，成品率更低，生产过程更困难。

钎焊用铝合金复合板材一般包括芯材和至少一个复合层(钎焊层和/或触水层)。工业上使用的钎焊用铝合金复合板材通常含有7-12％的si，其芯材中的si含量一般较低，触水层则通常含有zn或mg等元素。此外，在钎焊用铝合金复合板材的制备中通常还会用到大量原铝(又称纯铝)。每生产1吨原铝，一般会产生1.5吨的二氧化碳，综合耗电约15000kwh。而废铝回收再利用(即再生铝)的能耗仅相当于从铝土矿开采→氧化铝提取→原铝电解→铸成铝锭这一过程所需总能耗的5％。与原铝生产相比，每生产1吨再生铝可以节约95％的能耗，并且二氧化碳排放也只有原铝的10％。此外，在生产过程中，由于铸锭切头、热轧及冷轧产品的切头、切尾和切边等工艺会产生大约30％左右的废料，这些废料含有较高的合金元素，尤其是si的含量很高。这些废料如何更好的循环利用，对节约成本和能耗是非常重要的。

现有技术至今还未发现有将这些废料大规模作为原料用于制备铝合金复合板材的相关报道。

技术实现要素：

本发明人通过对铝合金复合板材及其废料循环利用进行了深入研究，结果发现，具有特定合金组成与含量的芯材和包含该芯材的铝合金复合板材能够实现本发明的目的，基于该发现，完成了本发明。

因此，本发明的第一个目的是提供一种芯材的制备方法，其包括以一定比例的工业铝材废料和/或工业纯铝锭作为原料，制备芯材(例如使用水冷半连续铸造法(dccasting))，然后任选采用特定的均匀化热处理来进一步加工处理该芯材。

该方法可实现100％的工业铝材废料的回收利用。并且，通过特定的均匀化热处理工艺可控制芯材中的弥散相颗粒的大小和分布密度，从而获得具有高强度和良好钎焊性以及良好耐熔蚀性的目标产品。

本发明的第二个目的是提供一种芯材，其是具有特定合金组成和含量的铝合金。以重量计，所述芯材包括以下组分：

si：0.5％-1.5％，

mn：0.6％-2.0％，

fe：0.1％-0.7％，

cu：0.3％-1.5％，

mg：0.03％-0.5％，

zn：0.03％-0.5％，

ti：0.03％-0.2％，

zr：0.03％-0.3％，

cr：0.03％-0.3％；以及

其它元素(例如ni、pb或sn等)，其中单个元素含量≤0.05％，但全部元素总量≤0.15％；

其余为铝。

可采用本发明的上述方法来制备该芯材。

本发明的第三个目的是提供一种铝合金复合板材的制备方法，其包括以下步骤：制备复合层，然后将该复合层与本发明的芯材进行复合并焊接，之后进行预加热(例如在420-520℃的温度下保温5-20小时)，然后经热轧、冷轧和成品退火处理，即获得本发明的铝合金复合板材，其总厚度不超过2.0mm，优选不超过1.5mm，更优选不超过1.2mm，达到了减薄要求。

本发明的第四个目的是提供一种铝合金复合板材，除了至少一个复合层之外，其还包括本发明的芯材。所述复合层包括钎焊层和/或触水层。

可采用本发明的上述方法来制备该铝合金复合板材。

本发明的第五个目的是提供铝合金复合板材的用途。例如本发明的铝合金复合板材可用于制备汽车的零部件，例如热交换器、散热器、冷凝器、蒸发器、油冷器和中间冷却器的主板或边板等，使其具有优异的强度、钎焊性和耐熔蚀性。

相应地，本发明还提供本发明的芯材用于制备铝合金复合板材的用途。

附图说明

图1为本发明的复合板材m1的晶粒组织照片。

图2为本发明的复合板材m2的晶粒组织照片。

图3为本发明的复合板材m1的芯材的颗粒组织照片。

图4为本发明的复合板材m2的芯材的颗粒组织照片。

具体实施方式

以下将对本发明进一步详细说明，应理解，所述用语旨在描述目的，而非限制本发明。

芯材及其制备

术语“水冷半连续铸造法(dccasting)”是指，将原料(例如工业铝材废料和/或工业纯铝锭)按照一定比例加入熔炼炉进行熔化，熔炼温度为730-760℃，然后扒渣、取样分析、加入合金元素后静置、搅拌、精炼、扒渣，调整各元素含量后倒入静置炉，再次搅拌、精炼、扒渣，最后经在线加入铝钛硼晶粒细化剂、除气、过滤后，进入铸造机铸制成芯材铸锭(简称“芯材”，在本文中二者可以互相使用)。

工业铝材废料是指在铝材加工厂生产铝材的各工序中所产生的各种铝材废料。在本发明中，所述废料来自申请人本厂生产铝材的各工序中所产生的铝材废料。应注意，本发明对所述铝材废料的来源和组成没有特别限制，只要根据本发明方法可获得本发明的目标产品即可。

在本发明的一个实施方案中，以重量计，使用不低于原料总重量的25％的工业铝材废料来制备芯材。例如，工业铝材废料可以是原料总重量的35％-100％。工业铝材废料的用量可以涵盖该范围中的任意数值，例如包括但不限于25％、30％、35％、45％、55％、65％、75％、80％、90％、95％甚至100％(即全部使用纯工业铝材废料作为原料)或由这些数值所组成的范围。

在本发明的另一个实施方案中，将工业铝材废料和/或工业纯铝锭在730-760℃的熔化温度下进行熔化，优选熔化温度为740-760℃，更优选为750-760℃，例如包括但不限于730℃、735℃、740℃、745℃、750℃、755℃、760℃等。

然后，将上述制得的芯材铸锭进行均匀化热处理。

均匀化热处理的保温温度和保温时间对芯材铸锭的弥散相颗粒的大小 和分布密度有着重要影响。不同的保温温度和保温时间可以得到不同的弥散相颗粒分布，并对材料的成品性能产生一定影响。

在本发明的一个实施方案中，将上述制得的芯材铸锭在500-630℃的温度下，优选在例如500℃、510℃、520℃、530℃、540℃、550℃、560℃、570℃、580℃、590℃、600℃、610℃、620℃、630℃以及由它们组成的温度范围(例如包括但不限于520-630℃、550℃-630℃、550-600℃)下，进行均匀化热处理，热处理时间为5-35小时，优选5-20小时，更优选5-15小时，甚至更优选5-10小时，例如包括但不限于5小时、10小时、15小时、20小时等。

在本发明的另一个实施方案中，所述均匀化热处理包括两个阶段。

第一阶段，将所述芯材铸锭在570-630℃的温度下，优选在例如570℃、580℃、590℃、600℃、610℃、620℃、630℃以及由它们组成的温度范围(例如包括但不限于570℃-620℃、570-600℃、580℃-630℃、580℃-600℃等)下，进行保温，保温时间为2-5小时，优选2-4小时、3-5小时等，例如包括但不限于2小时、3小时、4小时、5小时等。

第二阶段，将所述芯材铸锭在500-570℃的温度下，优选在例如500℃、510℃、520℃、530℃、540℃、550℃、560℃、570℃以及由它们组成的温度范围(例如包括但不限于500℃-560℃、500℃-550℃、520℃-560℃、520℃-600℃等)下，进行保温，保温时间为至少3小时，优选例如保温3小时、4小时、5小时、6小时、8小时、10小时、15小时、18小时、20小时等以及由它们组成的时间段(例如包括但不限于3-20小时、3-18小时、3-15小时、5-20小时、5-15小时等)；但将所述芯材保温不超过30小时，优选不超过25小时、更优选不超过20小时。

此外，均匀化热处理之前的升温速度以及之后的冷却速度也对弥散相颗粒的大小和分布密度有一定影响，太快/太慢的升温速度/冷却速度都不利于弥散相颗粒的析出和均匀分布，进而对铝合金复合板材的强度，尤其是钎焊后的铝合金复合板材的强度有明显影响。在本发明中，以不超过100℃/h，优选不超过90℃/h，更优选不超过80℃/h的升温速度将芯材升高到均匀化处理的温度，并采用约50-60℃/h(例如50℃/h、55℃/h、60℃/h)的冷却速度将芯材从均匀化处理温度冷却至室温。

一般来说，芯材的强化方式主要包括颗粒强化和固溶强化。研究表明，芯材中等效直径小于0.1μm的弥散相颗粒可以阻碍位错、亚晶界和晶界的移动，从而产生明显的颗粒强化作用；而等效直径在0.1-0.3μm范围内的弥散相颗粒则对位错、亚晶界和晶界的阻碍作用明显减弱，其颗粒强化作用不明显；等效直径大于0.3μm的弥散相颗粒一般起到再结晶形成核心的作用，可以使晶粒细化，提高板材的成形性能。

研究发现，芯材的常规均匀化热处理很难控制其弥散相颗粒的大小和分布密度。例如，在约600℃左右的温度下保温10-15小时的常规均匀化热处理工艺中，等效直径在0.1-0.3μm的弥散相颗粒数目大于5×10⁸个/mm³，而等效直径小于0.1μm和大于0.3μm的弥散相颗粒数目均不超过1×10⁸个/mm³，致使弥散相颗粒的强化效果几乎没有，结果是钎焊后复合板材的强度不高，综合性能较差。

在本发明中，通过采用特定的两个阶段的均匀化热处理工艺来控制芯材中的弥散相颗粒的大小和分布密度，保证了目标产品具有良好的强度、钎焊性和耐熔蚀性。

经扫描电镜观察，在本发明的经历两阶段的均匀化热处理的芯材中，等效直径小于0.1μm的弥散相颗粒不低于1.5×10⁹个/mm³，等效直径在0.1-0.3μm范围内的弥散相颗粒为至少3×10⁸个/mm³但不超过等效直径小于0.1μm的弥散相颗粒数(例如不超过1.5×10⁹个/mm³)，等效直径大于0.3μm的弥散相颗粒不低于1×10⁸个/mm³但不超过等效直径在0.1-0.3μm范围内的弥散相颗粒数(例如不超过3×10⁸个/mm³)。这表明通过本发明的热处理工艺很好地控制了弥散相中不同粒径的颗粒的分布密度，保证了目标产品具有良好的强度、钎焊性和耐熔蚀性。

下文将对本发明的芯材合金中的各元素的添加理由和添加范围进行详细说明。除非另有说明，本文的所有数值、数值范围和百分数均以重量计。

si

si是一种非常重要的元素。si与fe、mn一起形成al-fe-mn-si系化合物，起到弥散强化的作用，或者与基体固溶，通过固溶强化来提高强度。此外，它通过与mg反应形成mg2si化合物来提高强度。si的含量如果低于0.5％，其效果甚微；超过1.5％时，则会固溶到合金中形成低熔点的共晶 相，显著降低芯材合金的固相线温度。而芯材的熔点降低，则会使熔融的可能性变高。

在本发明的一个实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.5％、0.66％、0.8％、0.87％、0.95％、1.2％、1.25％、1.5％等以及由它们组成的各种范围的si，例如优选芯材包含但不限于0.5％-1.5％、0.66％-1.5％、0.66％-1.25％、0.87％-1.5％、0.87％-1.25％、0.95％-1.5％、0.95％-1.25％、0.8％-1.2％等的si。在本发明的一个具体实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.8％-1.2％的si。

mn

mn具有提高强度和钎焊性、耐腐蚀性以及提高电位的作用。当mn的含量低于0.6％时，其效果较弱；超过2.0％时，容易在铸造时形成巨大的金属间化合物，使塑性、加工性降低。而且，通常废料的添加会改变金属间化合物的成分，可能形成巨大的mn-fe金属间化合物。

在本发明的一个实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.6％、0.8％、1.21％、1.32％、1.65％、1.7％、2.0％等以及由它们组成的各种范围的mn，例如优选芯材包含但不限于0.6％-1.21％、0.6％-1.32％、0.6％-1.65％、0.6％-2.0％，0.8％-1.65％、0.8％-1.7％、0.8％-2.0％等的mn。在本发明的一个具体实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.8％-1.7％的mn，以保证材料具有稳定的性能。

fe

fe是铝合金中普遍存在的杂质元素。fe的含量在合理的范围内可以保证材料有较好的成形性和耐腐蚀性。当fe的含量最低为0.2％时，可以保证材料钎焊后的强度；当fe的含量最高为0.5％，可以保证不降低耐腐蚀性和成形性。

在本发明的一个实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.1％、0.2％、0.26％、0.29％、0.5％、0.57％、0.7％等以及由它们组成的各种范围的fe，例如优选芯材包含但不限于0.1％-0.7％、0.1％-0.57％、0.2％-0.5％、0.26％-0.57％等的fe。在本发明的一个具体实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.2％-0.5％的fe，以保证钎焊后材料的强度和耐耐腐蚀之间良好的平衡。

cu

cu在芯材中作为强化或硬化成分，通过固溶强化来提高强度。此外，cu还可通过固溶来提高电位，增大与触水层、翅片材料的电位差，使由牺牲阳极效果产生的耐腐蚀效果提高。cu的含量如果低于0.3％，其效果较小；超过1.5％时，发生晶间腐蚀的可能性变高，并且工业用尺寸铸锭的热开裂倾向变大。此外还需要平衡cu与mg和si的含量，添加过多的cu会降低芯材铸锭的熔点。

在本发明的一个实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.3％、0.4％、0.5％、0.58％、0.87％、1.2％、1.5％等以及由它们组成的各种范围的cu，例如优选芯材包含但不限于0.3％-1.5％、0.3％-1.2％、0.4％-1.5％、0.4％-1.2％、0.5％-1.5％、0.5％-1.2％等的cu。在本发明的一个具体实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.4％-1.2％的cu，以保证复合板材具有较高的强度、耐耐腐蚀性和可钎焊性。

mg

mg可显著提高合金的强度，通过析出mg2si来提高材料强度。mg的含量如果低于0.03％时，其强化效果较弱；高于0.5％时，由于其易于与所使用的钎剂(例如氟化物)进行反应而生成mgf化合物，则对可控气氛钎焊有不利的影响。

在本发明的一个实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.03％、0.08％、0.1％、0.11％、0.18％、0.3％、0.5％等以及由它们组成的各种范围的mg，例如优选芯材包含但不限于0.03％-0.5％、0.03％-0.3％、0.08％-0.5％、0.08％-0.3％、0.1％-0.5％、0.1％-0.3％等的mg。在本发明的一个具体实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.1％-0.3％的mg。

zn

zn的添加量一般保持在0.5％以内，这是为了避免太高的均匀熔蚀敏感性。

在本发明的一个实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.03％、0.08％、0.11％、0.3％、0.32％、0.5％等以及由它们组成的各种范围的zn，例如优选芯材包含但不限于0.03％-0.5％、0.03％-0.32％、0.03％-0.3％、0.08％-0.3％、0.08％-0.32％等的zn。在本发明的一个具体实施方案中，以重量计，优选 芯材包含0.10-0.3％的zn，以更进一步降低材料的均匀耐腐蚀的倾向。

ti

ti通过固溶强化来提高强度，并同时提高钎焊后的耐腐蚀性。当ti含量低于0.03％时，得不到预期效果；超过0.2％时，容易形成巨大的金属间化合物，使塑性、加工性降低。

在本发明的一个实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.03％、0.05％、0.15％、0.2％等以及由它们组成的各种范围的ti，例如优选芯材包含但不限于0.03％-0.2％、0.03％-0.15％、0.05％-0.2％、0.05％-0.15％等的ti。在本发明的一个具体实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.05％-0.15％的ti。

zr

作为合金元素的成分之一，zr的添加范围最高可达到0.3％，这是为了进一步提高材料在钎焊后的强度。而且，该元素可以平衡一些杂质元素的影响。但是，太高含量可能会对材料的各种性能产生不利影响。

在本发明的一个实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.03％、0.05％、0.08％、0.3％等以及由它们组成的各种范围的zr，例如优选芯材包含但不限于0.03％-0.3％、0.03％-0.08％、0.03％-0.05％等的zr。在本发明的一个具体实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.05-0.15％的zr。

cr

cr通过固溶强化来提高强度和钎焊后的耐腐蚀性。当cr的含量低于0.03％时，得不到其效果，超过0.3％时，容易形成巨大的金属间化合物。

在本发明的一个实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.03％、0.05％、0.11％、0.15％、0.2％、0.3％等以及由它们组成的各种范围的cr，例如优选芯材包含但不限于0.03％-0.3％、0.03％-0.2％、0.03％-0.15％、0.05％-0.3％、0.05％-0.2％、0.05％-0.15％等的cr。在本发明的一个具体实施方案中，以重量计，优选芯材包含0.05％-0.2％的cr。

铝合金复合板材及其制备

本发明所述的铝合金复合板材的制备方法，包括以下步骤：

制备复合层，然后将该复合层与本发明的芯材进行复合并焊接，之后在420-520℃的温度下保温5-20小时进行预加热，然后经热轧、冷轧和成 品退火处理，即获得本发明的铝合金复合板材。其总厚度不超过2.0mm，优选不超过1.5mm，更优选不超过1.2mm，达到了减薄要求。

所述复合层的制备包括钎焊层的制备和/或触水层的制备。

钎焊层的制备是指，将al-si系合金铸锭铣面后，在450-520℃的温度下，优选450℃-510℃、450℃-500℃、460℃-520℃、460℃-500℃、480℃-520℃或480℃-500℃的温度下，例如包括但不限于450℃、460℃、470℃、480℃、490℃、500℃、510℃、520℃等的温度下，进行保温，保温时间5-11小时，优选5-10小时、5-8小时、6-11小时、6-10小时或6-8小时，例如包括但不限于5小时、6小时、7小时、8小时、9小时、10小时、11小时等，然后将其轧制成规定尺寸的钎焊层。例如轧制成厚度为40-50mm，优选40mm、45mm、50mm的钎焊层。

触水层的制备是指，将al-zn系合金铸锭铣面后，在450-520℃的温度下，优选450℃-510℃、450℃-500℃、460℃-520℃、460℃-500℃、480℃-520℃或480℃-500℃的温度下，例如包括但不限于450℃、460℃、470℃、480℃、490℃、500℃、510℃、520℃等的温度下，进行保温，保温时间5-11小时，优选5-10小时、5-8小时、6-11小时、6-10小时或6-8小时，例如包括但不限于5小时、6小时、7小时、8小时、9小时、10小时、11小时等，然后将其轧制成规定尺寸的触水层。例如轧制成厚度为40-50mm，优选40mm、45mm、50mm的触水层。

在与复合层进行复合和焊接之前，可将芯材进行切头和铣面，即将芯材的两面各铣掉10-20mm，例如10mm、15mm或20mm。

之后，将芯材与至少一个复合层进行复合，然后焊接(例如用氩弧焊机进行头尾焊接)，之后在420-520℃的加热炉内保温5-20小时进行预加热。

预加热的时间和温度对弥散相颗粒也有一定影响，对于不同应用的铝合金复合板材，可以选用不同的预加热温度和时间。

在本发明的一个实施方案中，优选将复合板材在420-520℃的温度下，例如在包括但不限于420℃、450℃、480℃、500℃或520℃的温度下进行保温，保温时间为5-20小时，优选包括但不限于20小时、15小时、12小时、10小时、8小时、6小时或5小时，进行预加热。

本文对于芯材与复合层的复合比没有特别限制，只要能够获得本发明 的目标产品即可。

术语“复合比”是指复合层的厚度占复合材料(即本发明的复合板材)总厚度的百分数，如复合材料厚度为1mm，复合层厚度为0.1mm，则复合比为10％。

术语“热轧”是指将经预加热后的复合板材在热轧机上轧制成厚度为3-8mm的热轧卷材，例如轧制成3mm、4mm、5mm、6mm、7mm、8mm的热轧卷材。热轧终止温度为250-350℃，例如250℃、260℃、280℃、300℃、320℃、350℃。

术语“冷轧”是指将冷却后的热轧卷材在冷轧机上经几个道次的冷轧，轧制成厚度为0.8-2.5mm的冷轧卷材，例如轧制成0.8mm、1.0mm、1.2mm、1.5mm、1.6mm、1.8mm、2.0mm、2.5mm的冷轧卷材。

术语“成品退火”是指将上述获得的冷轧卷材在退火炉内进行成品退火，退火温度为300-360℃，例如300℃、320℃、350℃、360℃或由它们组成的范围。退火时间为1-3小时，例如1小时、2小时、3小时。获得的铝合金复合板材总厚度不超过2.0mm，优选不超过1.5mm，更优选不超过1.2mm，达到了减薄要求。

需要说明的是，本发明对于热轧、冷轧的处理温度和时间没有特别限制，本领域技术人员可结合现有技术进行任意选择和组合，只要能够获得本发明的目标产品即可。

此外，本发明方法各步骤(例如芯材的制备、切头、铣面、复合与焊接、预处理、热轧、冷轧、退火处理等)中所产生的废料，可进一步作为下一次生产复合板材的原料再利用，从而实现100％的废料回收利用。

根据本发明方法制得的铝合金复合板材，包括芯材和至少一个复合层。所述复合层包括钎焊层和/或触水层。所述芯材可采用本发明的方法制得。

在本发明的一个实施方案中，所述钎焊层为al-si系合金，例如aa4343合金、aa4045合金。

在本发明的另一个实施方案中，所述钎焊层的si含量为5-12％。

在本发明的另一个实施方案中，所述触水层为具有牺牲阳极作用的触水层al-zn系合金，例如aa7072合金、aa7031合金。

在本发明的又一个实施方案中，所述复合层不包括触水层。

在本发明的一个实施方案中，所述铝合金复合板材的结构是：在芯材的一个面上包覆至少一个钎焊层，并在该芯材的另一个面上包覆至少一个具有牺牲阳极作用的触水层。

在本发明的另一个实施方案中，所述铝合金复合板材的结构是：在芯材的一个面上包覆至少一个钎焊层，并在该芯材的另一个面上不包覆触水层。

经性能测试，本发明的铝合金复合板材具有高强度和良好的钎焊性以及良好的耐熔蚀性，可用于制备汽车的零部件，例如热交换器、散热器、冷凝器、蒸发器、油冷器和中间冷却器的主板或边板。

由于本发明的铝合金复合板材总厚度不超过2mm，优选不超过1.5mm，更优选不超过1.2mm，因此由其制得的热交换器、散热器、冷凝器、蒸发器、油冷器和中间冷却器的主板和边板在保持高性能的同时还达到了减薄要求。

实施例

以下将通过具体实施例来进一步描述本发明的技术方案。应注意，所述实施例仅为示例性，而非对本发明保护范围的限制。本发明还可有其它实施方案，或能够以多种方式实践或进行。

aa3003合金、aa4343合金、aa7072合金均为市售产品。

铝钛硼晶粒细化剂，市售产品，成分组成为alti5b1。

此外，本发明对铝材的状态描述均采用本行业的通用术语，例如o表示铝材在成形加工后处于全退火的状态，是完全软化状态，适用于通过完全退火获得的具有最低强度的加工产品。本发明所述的交货状态是指铝材出厂前的状态，包括o状态。

实施例1芯材a1、a2的制备

使用水冷半连续铸造法(dccasting)来制备芯材a1和a2，其中使用本厂车间的铝材废料作为原料，其熔炼过程如下：

按照铝材废料的添加量(又称废料消耗量)为原料总重量的35％的比例，将铝材废料和工业纯铝锭一起加入熔炼炉进行熔化，熔炼温度为730℃，然 后扒渣、取样分析、加入合金元素后静置、搅拌、精炼、扒渣，调整各元素含量后倒入静置炉，再次搅拌、精炼、扒渣，最后经在线加入铝钛硼晶粒细化剂、除气、过滤后，进入铸造机铸制成芯材铸锭a1和a2(简称芯材a1和a2)。

表1示出了本发明和对比例的芯材的合金组成，其中对比例芯材b为市售aa3003合金，其广泛用作铝钎焊材料的芯材合金。

表1

之后，将上述制得的芯材按照下表3所示工艺进行均匀化热处理。

两阶段均匀化热处理是指，该均匀化热处理包括两个阶段。在第一阶段，将芯材在590℃的温度下保温3小时；在第二阶段，将芯材在550℃的温度下保温3小时。其中，在开始进行第一阶段的均匀化热处理之前，首先以不超过100℃/h的升温速度将芯材从室温升高到590℃；在结束第二阶段的均匀化热处理时，以约50℃/h的冷却速度将芯材从550℃冷却至室温。

常规均匀化热处理是指，将芯材在605℃的处理温度下保温10小时。

之后，将上述经均匀化热处理的芯材分别进行切头和铣面，即两面各铣掉10mm。

实施例2钎焊层c的制备

将市售aa4343合金铸锭按照实施例1的方法进行铣面后，在450℃的加热炉内保温5小时，然后在热轧机上轧制成45mm的钎焊层c，作为复合层，其合金组成如表2所示。

表2

实施例3铝合金复合板材m1-m4的制备

将实施例1的芯材和实施例2的复合层按照下表3的结构组成和复合比进行复合，并使用氩弧焊机进行头尾焊接，然后在500℃的加热炉内保温8小时进行预加热。

之后，在热轧机上轧制成厚度为5mm的热轧卷材，热轧终止温度为250℃。

冷却后，在冷轧机上经几个道次的冷轧，轧制成厚度为1.5mm的冷轧卷材。

然后，在退火炉内进行成品退火，退火温度为360℃，退火时间为2小时，即获得铝合金复合板材m1-m4，厚度均为1.5mm。

其中对比例m4的芯材为市售aa3003铝合金，即上述的芯材b。

表3

实施例4芯材a3的制备

按照类似于实施例1的方法制备芯材a3，其中所使用的废料为实施例1-3任一生产过程中所产生的废料，其添加量为原料总重量的65％，熔炼温度为750℃。

表4示出了本发明的芯材a3的合金组成。

表4

之后，将上述制得的芯材按照下表6所示工艺进行均匀化热处理。

两阶段均匀化热处理是指，该均匀化热处理包括两个阶段，在第一阶段，将芯材在630℃的温度下保温5小时；在第二阶段，将芯材在570℃的温度下保温3小时。其中，在开始进行第一阶段的均匀化热处理之前，首先以不超过90℃/h的升温速度将芯材从室温升高到590℃；在结束第二阶段的均匀化热处理时，以约50℃/h的冷却速度将芯材从570℃冷却至室温。

常规均匀化热处理是指，将芯材在600℃的温度下保温15小时。

之后，将上述经均匀化热处理的芯材进行切头和铣面，即两面各铣掉20mm。

实施例5触水层d的制备

将aa7072合金铸锭按照实施例1的方法进行铣面后，在520℃的加热炉内保温11小时，然后在热轧机上轧制成45mm的触水层d，作为复合层，其合金组成如表5所示。

表5

实施例6复合板材m5-m7的制备

将实施例3的芯材、实施例2的钎焊层以及实施例5的触水层按照下表6的结构组成和复合比进行复合，并使用氩弧焊机进行头尾焊接，然后在500℃的加热炉内保温8小时进行预加热。

之后，在热轧机上轧制成厚度为5mm的热轧卷材，热轧终止温度为250℃。

冷却后，在冷轧机上经几个道次的冷轧，轧制成厚度为1.5mm的冷轧卷材。

然后，在退火炉内进行成品退火，退火温度为360℃，退火时间为2小时，即获得铝合金复合板材m5-m7，厚度均为1.2mm。

其中对比例m7的芯材为市售aa3003铝合金，即上述的芯材b。

表6

实施例7芯材a4的制备

按照类似于实施例1的方法制备芯材a4，其中所使用的废料为实施例1-6任一生产过程中所产生的废料，其添加量为原料总重量的100％，熔炼温度为740℃。

表7示出了本发明的芯材a4的合金组成。

表7

之后，将上述制得的芯材按照表8所示工艺进行均匀化热处理。

两阶段均匀化热处理是指，该均匀化热处理包括两个阶段。在第一阶段，将芯材在630℃的温度下保温5小时；在第二阶段，将芯材在570℃的温度下保温4小时。其中，在开始进行第一阶段的均匀化热处理之前，首先以不超过80℃/h的升温速度将芯材从室温升高到590℃；在结束第二阶段的均匀化热处理时，以约60℃/h的冷却速度将芯材从570℃冷却至室温。

常规均匀化热处理是指，将芯材在600℃的温度下保温15小时。

之后，将上述经均匀化热处理的芯材进行切头和铣面，即两面各铣掉 20mm。

实施例8复合板材m8-m9的制备

将实施例7的芯材、实施例2的钎焊层以及实施例5的触水层按照以下表8的结构组成和复合比进行复合，并使用氩弧焊机进行头尾焊接，然后在500℃的加热炉内保温8小时进行预加热。

之后，在热轧机上轧制成厚度为5mm的热轧卷材，热轧终止温度为250℃。

冷却后，在冷轧机上经几个道次的冷轧，轧制成厚度为1.5mm的冷轧卷材。

然后，在退火炉内进行成品退火，退火温度为360℃，退火时间为2小时，即获得本发明的铝合金复合板材m8，厚度1.2mm。

其中对比例m9的芯材为市售aa3003铝合金，即芯材b。

表8

实施例9性能测试

按照以下方法对上述制得的芯材和复合板材进行分析和评价，结果示于表9。

(1)晶粒组织

按照镶嵌样品、切割镶嵌样品、砂纸粗磨、精磨、精抛等流程来制备金相样品，之后对该样品进行覆膜，并通过金相显微镜在偏振光下观察晶粒组织，结果参看图1-2。

图1为本发明的复合板材m1的晶粒组织照片，可以看出，其是扁长的晶粒组织。

图2为本发明的复合板材m2的晶粒组织照片，可以看出，其是等轴的晶粒组织。

(2)颗粒分布

通过扫描电镜观察各复合板材的芯材中的颗粒大小和分布密度，并对比不同均匀化热处理工艺制得的产品的芯材的颗粒组织，结果参看图3-4。

图3为本发明的复合板材m1的芯材的颗粒组织照片，可以看出，其颗粒尺寸均匀，分布弥散。

图4为本发明的复合板材m2的芯材的颗粒组织照片，可以看出，其颗粒尺寸大小不一，密度也有差异。

结果还显示，在复合板材m1的芯材中，等效直径小于0.1μm的弥散相颗粒的数目为约3×10⁹个/mm³，等效直径在0.1-0.3μm范围内的弥散相颗粒数目为约1×10⁹个/mm³，等效直径大于0.3μm的弥散相颗粒的数目为约2×10⁸个/mm³。

在复合板材m2的芯材中，等效直径小于0.1μm的弥散相颗粒的数目为约5×10⁷个/mm³，等效直径在0.1-0.3μm范围内的弥散相颗粒数目为约8×10⁸个/mm³，等效直径大于0.3μm的弥散相颗粒的数目为约5×10⁷个/mm³。

而对于采用常规均匀化热处理的对比例复合板材m4，经扫描显微镜观察，其芯材b(即市售aa3003合金)中等效直径小于0.1μm的弥散相颗粒的数目为约3×10⁷个/mm³，等效直径在0.1-0.3μm范围内的弥散相颗粒数目为约6×10⁸个/mm³，等效直径大于0.3μm的弥散相颗粒的数目为约2×10⁷个/mm³。

(3)抗拉强度测试

根据标准en10002-1，将各复合板材制成拉伸试验样品，标距为50mm，在室温下进行抗拉强度测试。

(4)钎焊模拟

从室温经约1小时升温至600℃，并保温3分钟，在氮气(n2)保护下冷却10分钟后空冷，对各复合板材进行钎焊模拟。

(5)钎焊后抗拉强度的测试

将上述经钎焊模拟后的复合板材按照标准en10002-1制成拉伸试验样品，标距为50mm。在室温下以20mm/分钟的拉伸速度进行拉伸实验，测试其抗拉强度。

(6)钎焊后的熔蚀性

将上述经钎焊模拟后的复合板材制成金相样品，通过金相显微镜观察其熔蚀深度(熔蚀深度占材料厚度的百分比)。

表9

由表9可以看出，作为本发明的试验材料m1-m6和m8，无论是在钎焊前(交货态)还是钎焊后，其抗拉强度均明显高于对比例的复合板材m4、m7和m9，其中钎焊后的抗拉强度最高可达到175mpa。而且，对于本发明的具有相同合金组成的复合板材，例如m1和m2，由于采用不同的均匀化热处理工艺，其抗拉强度也有一定差异。从图1-4还可以看出，二者的芯材的晶粒组织和的颗粒大小以及分布密度也不完全相同，这说明均匀化处理对复合板材的性能提升有一定影响。

从以上实施例还可以看出，本发明的制备工艺可以达到100％的废料回收利用，由于在熔铸时使用了大量废料，从而减少了各合金元素的添加量和以及纯铝锭的消耗，明显降低了生产成本。例如铸造一炉20吨的芯材铸锭，当废料添加量为50％时，可以节约大约25％的生产成本。

虽然本发明已阐述并描述了典型的实施方案，但本发明并不限于所述细节。由于各种可能的修改和替换没有背离本发明的精神，本领域技术人 员可使用常规试验能够想到的本发明的变型和等同物，因此所有这些变型和等同物都落入由以下权利要求书所定义的本发明的精神和范围内。