本發明涉及一種用于制備低成本耐高溫釬焊鋁/鋼復合帶材的鋁合金，屬于合金材料技術領域。

技術背景

鋁/鋼層狀金屬復合材料由于綜合了鋼的高強度、韌性、耐磨性以及鋁良好的導熱、導電、低密度等優異性能，已經在航空航天、機械、汽車、輪船、建筑以及電力和電子等領域得到了應用。其中，在電力領域，鋁/鋼復合帶是生產火力發電空冷系統散熱片的關鍵材料。鋁/鋼復合帶是由鋁板和鋼板通過軋制復合+擴散退火的方法生產而成。鋁側合金傳統上選用的多是1050鋁合金，但是采用1050鋁合金生產的鋁/鋼復合帶在高溫釬焊時界面容易產生硬脆的fe-al系金屬間化合物，導致界面發生開裂，這被稱為鋁/鋼復合帶的“高溫熱脆性”。鋁/鋼復合帶的“高溫熱脆性”問題限制了鋁/鋼復合帶的廣泛應用。

大量研究表明，將適量的合金元素si加入鋁中制成的鋁/鋼復合帶可以解決硬脆的fe-al系金屬間化合物的產生。專利cn102321834a及專利cn104962789a中，分別通過在高純鋁中添加0.7-0.9wt.％及0.41-0.63wt.％的si有效的抑制了鋁/鋼層狀復合帶材高溫釬焊過程中界面硬脆金屬間化合物的產生。但是，鋁的純度越高價格越高，生產中若使用高純鋁制備鋁側合金，會極大地提高生產成本。為了降低生產成本，實際生產中采用普鋁制備鋁側合金。普鋁中不可避免的含有雜質元素fe，fe元素作為fe-al金屬間化合物的主要組成元素存在于鋁側，可能會促進fe-al金屬間化合物的產生，導致鋁/鋼復合帶的高溫釬焊性能下降。

技術實現要素：

本發明的目的是要解決目前工業化生產的鋁/鋼復合帶在高溫釬焊時界面產生硬脆的金屬間化合物而失效，以及降低鋁/鋼復合帶的生產成本，從而提供的一種用于制備低成本耐高溫釬焊鋁/鋼復合帶材的al-si合金。

其技術方案是這樣的，首先在鋁硅合金中添加0～0.51wt.％的fe元素，探究不影響鋁/鋼復合帶釬焊性能的鋁側合金中雜質元素fe的可用成分區間。隨后，通過在普鋁中添加不同含量的合金元素si，來抑制高溫釬焊時界面硬脆fe-al系金屬間化合物的產生，最終得到保證鋁/鋼復合帶具有良好釬焊性能的鋁側合金中合金元素si的可用成分區間。

其進一步特征在于，熔煉制備的合金中各元素的成分范圍為(重量百分比)：0～1.08wt.％的si和0～0.51wt.％的fe，余量為鋁及不可避免的其它雜質。由于實際生產中，重熔用鋁錠中所含元素fe越多，價格越低。同時，較寬的si成分窗口可以降低生產難度。最終確定鋁側si的優選成分范圍為0.47％～1.08wt.％，元素fe的含量最多可達到0.42～0.51wt.％。

上述的鋁合金的制備方法，其特征在于，包括以下步驟：在熔煉溫度為790±10℃下，先將鋁錠熔化，隨后加入al-si中間合金，待中間合金熔化后，六氯乙烷除氣、攪拌，保溫靜置一段時間，使熔體中各元素成份分布均勻后進行鐵模澆鑄，并對澆鑄后的鋁錠進行均勻化處理。優選選用雜質元素fe含量為0.42～0.51wt.％的重熔用鋁制備鋁側合金可以降低生產成本約4％。

本發明中將上述成分的鋁合金軋成鋁箔，將鋁箔和08al鋼板的復合面打磨，再進行總變形量為60％的冷軋復合軋制處理，再在520℃擴散退火21h或550℃下擴散退火3h，520℃退火21h是為了模擬復合帶在正常退火工藝下鋁鋼界面由機械嚙合變為冶金結合，同時鋼側完成再結晶，從而保證后續的加工性能，而550℃退火3h是為了模擬工廠中爐溫的不均勻情況，研究其是否會使帶材失效。

本發明進行模擬釬焊處理，實驗采用30min從室溫升至625℃保溫10min后空冷的模擬釬焊處理，以保證材料的耐高溫應用。

本發明通過合金元素si的添加，有效抑制了高溫釬焊時界面硬脆fe-al系金屬間化合物的產生。尤其

與現有鋁/鋼復合板包覆鋁合金相比，本發明獲得了鋁側合金中較寬的可用si成分區間，及較高的雜質元素fe上限，能夠在保證鋁/鋼復合帶仍然具有良好釬焊性能的同時，降低生產成本4％以上，使企業效益最大化。

附圖說明

圖1：al-0.83si/鋼520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖2：al-0.81si-0.13fe/鋼520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖3：al-0.88si-0.22fe/鋼520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖4：al-0.81si-0.28fe/鋼520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖5：al-0.86si-0.42fe/鋼520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖6：al-0.87si-0.51fe/鋼520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖7：al-0.32fe/鋼520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖8：al-0.23si-0.28fe/鋼520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖9：al-0.47si-0.30fe/鋼520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖10：al-0.72si-0.33fe/鋼520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖11：al-0.81si-0.28fe/鋼520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖12：al-1.08si-0.29fe/鋼520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖13：al-0.83si/鋼550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖14：al-0.81si-0.13fe/鋼550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖15：al-0.88si-0.22fe/鋼550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖16：al-0.81si-0.28fe/鋼550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖17：al-0.86si-0.42fe/鋼550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖18：al-0.87si-0.51fe/鋼550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖19：al-0.32fe/鋼550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖20：al-0.23si-0.28fe/鋼550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖21：al-0.47si-0.30fe/鋼550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖22：al-0.72si-0.33fe/鋼550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖23：al-0.81si-0.28fe/鋼550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面金相；

圖24：al-1.08si-0.29fe/鋼550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面金相；

具體實施方式

下面結合實施例對本發明做進一步說明，但本發明并不限于以下實施例。

本發明首先在鋁硅合金中添加不同含量的合金元素fe，探究不影響鋁/鋼復合帶釬焊性能的鋁側合金中雜質元素fe的可用成分區間。隨后，通過在普鋁中添加不同含量的合金元素si，來抑制高溫釬焊時界面硬脆fe-al系金屬間化合物的產生，從而得到一種用于制備低成本耐高溫釬焊鋁/鋼復合帶材的鋁合金。

采用石墨坩堝熔煉和鐵模鑄造制備合金鑄錠，所用原料為高純鋁、al-3.4wt.％fe中間合金及al-21wt.％si中間合金。在熔煉溫度為790±10℃下，先將鋁錠熔化，隨后加入al-si、al-fe中間合金，待中間合金熔化后，六氯乙烷除氣、攪拌，保溫靜置后，使熔體中各元素成份分布均勻后進行鐵模澆鑄。制備了不同成分的合金，通過xrf測得其實際成分，如下表1所示。

將制備的鋁合金軋成鋁箔后與鋼進行變形量約為60％的冷軋復合處理，隨后進行再結晶退火處理+模擬釬焊熱處理。鋁/鋼冷軋復合后，晶粒嚴重變形，冷軋復合帶塑性下降，將復合帶進行520℃/21h或550℃/3h退火熱處理，以滿足后續加工需要；實驗采用30min從室溫升溫到625℃保溫10min后空冷的模擬釬焊處理以保證材料的耐高溫應用。

表1實驗合金成分

實施例1：a1中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖1。

實施例2：a2中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖2。

實施例3：a3中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖3。

實施例4：a4中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖4。

實施例5：a5中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖5。

實施例6：a6中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖6。

對比例1：a7中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面產生了一薄層界面化合物，降低了界面結合強度，易引起鋼帶和復層鋁帶分離，見圖7。

實施例7：a8中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖8。

實施例8：a9中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖9。

實施例9：a10中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖10。

實施例10：a11中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖11。

實施例11：a12中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在520℃退火21h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖12。

實施例12：a1中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖13。

實施例13：a2中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖14。

實施例14：a3中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖15。

實施例15：a4中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖16。

實施例16：a5中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖17。

實施例17：a6中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖18。

對比例2：a7中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面產生了一薄層界面化合物，降低了界面結合強度，易引起鋼帶和復層鋁帶分離，見圖19。

對比例3：a8中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面產生了一薄層連續分布的界面化合物，降低了界面結合強度，易引起鋼帶和復層鋁帶分離，見圖20。

實施例18：a9中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖21。

實施例19：a10中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖22。

實施例20：a11中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖23。

實施例21：a12中的鋁合金制備的鋁/鋼復合帶在550℃退火3h及模擬釬焊處理后界面沒有產生界面化合物，結合情況良好，見圖24。

由圖1～圖6及圖13～18可知，當鋁側合金中的si含量為0.81～0.88wt.％，fe含量為0～0.51wt.％時，鋁/鋼復合帶在520℃退火21h或550℃退火3h后，界面不產生金屬間化合物，界面結合良好。因此，不影響鋁/鋼復合帶釬焊性能的鋁側合金中雜質元素fe的可用成分區間為0～0.51wt.％。為了最大限度地降低生產成本，雜質元素fe的含量最多可以達到0.42～0.51wt.％。

由圖7和圖19可知，當鋁側合金中fe含量為0.34wt.％，si含量為0時，鋁/鋼復合帶在520℃退火21h及550℃退火3h后，界面均產生了界面化合物；由圖20可知，當鋁側合金中雜質元素fe含量為0.28wt.％，si含量為0.23wt.％時，鋁/鋼復合帶在550℃退火3h后，界面產生了界面化合物。界面化合物的存在會降低界面結合強度，易引起界面開裂，導致產品失效。

由圖9～圖12及圖21～24可知，當鋁側合金中雜質元素fe含量為0.30±0.03wt.％，si含量為0.47～1.08wt.％時，鋁/鋼復合帶在520℃退火21h或550℃退火3h后，界面不產生金屬間化合物，界面結合良好。

綜上所述，本發明中用于制備低成本耐高溫釬焊鋁/鋼復合帶材的鋁合金的成分配比為：si含量為0.47％～1.08wt.％，雜質元素fe的含量最多可達到0.42～0.51wt.％。采用上述成分配比的的鋁合金與鋼復合后，在520℃退火21h或550℃退火3h并模擬釬焊處理后界面沒有觀察到界面化合物的存在，界面結合情況良好。同時，由于采用了雜質元素fe含量較高的重熔用鋁，可以降低生產成本4％以上。