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CN113897523B - 一种可钎焊的高强度铝合金复合板材及其制备方法和应用 - Google Patents

一种可钎焊的高强度铝合金复合板材及其制备方法和应用 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种可钎焊的高强度铝合金复合板材及其制备方法和应用，复合板材具有复合层结构，包括上阻挡层、芯层和下阻挡层；芯层的材质为6XXX系铝合金，其含有0.88～1.21wt％的Mg元素；上、下阻挡层的材质为铝合金，其含有0.05～0.25wt％的Zr元素；上、下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为2.5～9，X至少为100μm；上、下阻挡层中都至少有90％的晶粒纵截面具有<110>晶体取向；上、下阻挡层的厚度大于Mg元素的扩散深度；制备方法包括熔铸、均匀化退火、热轧、复合热轧、冷轧和退火；可钎焊的高强度铝合金复合板材经钎焊处理和时效处理后用作新能源汽车的水冷板。本发明的方法简单，产品的性能优良。

Description

一种可钎焊的高强度铝合金复合板材及其制备方法和应用
技术领域
本发明属于铝合金技术领域，涉及一种可钎焊的高强度铝合金复合板材及其制备方法和应用。
背景技术
随着新能源汽车动力电池的能量密度和功率密度越来越高，电池发热量增大，水冷散热逐渐成为主流的散热方式，高效散热水冷板的开发是电池包集成设计重点之一。常规的水冷板由基板复合板和流道板经钎焊处理后制得，基板复合板和流道板之间形成通冷却液的流道用于实现电池散热的功能，以此对于水冷板用铝合金材料需要具备耐冷却液腐蚀、较高冲压成型性。然而，由于常规的水冷板的力学性能不足以支撑电池包的重量，需要与如2系、6系或7系的高强度铝合金制得的电池支撑壳体同时使用，以实现支撑电池包并有效散热的功能。水冷板和电池支撑壳体的并用无疑增加了汽车的重量，这有悖于我们对汽车轻量化的要求。在实现轻量化的目标时，我们关注到在这方面有一些工作可以做，我们期望通过开发一种兼具可冲压成型性、可适用于钎焊的高强度铝合金，使得水冷板在继承原有功能的条件下，兼具电池支撑壳体的支撑作用，以此可以去除电池支撑壳体，以实现有效的减重。
为此，我们期望开发一种经过钎焊处理和时效处理后屈服强度Rp0.2高于200MPa、抗拉强度高于250MPa的水冷板材料，以此才能替代原有电池支撑壳体用于支撑电池包。这对水冷板材料的开发是一个不小的挑战。
现有技术的铝合金为以Mn为主元素，复配Cu、Mg元素的体系，虽然具有一定的强度，然而强度仍然无法满足使用要求，如CN101443188A中的钎焊领域用含镁铝合金，虽然在一定程度上实现了可钎焊性，又提高了传统Al-Mn合金的强度，其所获得的抗拉强度Rm为239MPa，屈服强度Rp0.2最高为107MPa，然而获得的强度仍然达不到我们的目标性能。这是因为相比于单独通过Mg2Si时效强化，在大量Mn元素的存在下，并不会因含有高Mg2Si含量而获得相对更优的性能，Mn的存在导致Mg2Si相的淬火敏感性加强，因此在该体系中其控制Mg元素至多约0.7wt％。
如采用高强度的6XXX系铝合金同时提升铝合金中的Mg元素含量将有望进一步提高铝合金的强度，然而现有技术的高强度的6XXX系铝合金很少采用Mg过剩体系，因为当使用高强度的6XXX系铝合金进行钎焊时，Mg元素的扩散往往会导致钎焊失败，为解决含Mg铝合金的钎焊问题，复配阻挡层是必不可少的，为了有效抑制Mg元素的扩散，阻挡层的厚度需要大于铝合金中的Mg元素在阻挡层中的扩散深度，否则无法有效抑制Mg元素的扩散，复合材料的最表层会检测到Mg元素的存在，Mg元素的含量越多，对于阻挡层的抑制Mg元素扩散的要求则越高。
现有技术采用的阻挡层(如CN101443188A中的包层)一般为1XXX或3XXX铝合金，合金添加微量Ti元素具有细化晶粒，起到一定强化作用，但是再结晶现象明显，晶粒多为近等轴的再结晶晶粒，这种结构导致含Mg铝合金中的Mg元素在阻挡层中的扩散深度较大，因而阻挡层的厚度需要设置较大，导致起主要强化作用的芯层复合比例(即芯层厚度占复合板材总厚度的百分比)降低，从而导致材料的最终性能降低。
因此，亟待研发一种Mg元素含量高、芯层复合比例较大、芯层材质为6XXX系铝合金的可钎焊的铝合金复合板材。
发明内容
本发明的目的是解决现有技术存在的问题，提供一种Mg元素含量高、芯层复合比例较大、芯层材质为6XXX系铝合金的可钎焊的铝合金复合板材。
为了实现上述目的，本发明采用了如下技术方案：
一种可钎焊的高强度铝合金复合板材，具有复合层结构，包括上阻挡层、芯层和下阻挡层；
芯层的材质为6XXX系铝合金，其含有0.88～1.21wt％的Mg元素；
上阻挡层和下阻挡层的材质为铝合金，其含有0.05～0.25wt％的Zr元素；
上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为2.5～9，X至少为100μm；
上阻挡层和下阻挡层中都至少有90％的晶粒纵截面具有<110>晶体取向；
上阻挡层的厚度大于M，M为对可钎焊的高强度铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，所述芯层中的Mg元素在上阻挡层中的扩散深度；下阻挡层的厚度大于N，N为对可钎焊的高强度铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，所述芯层中的Mg元素在下阻挡层中的扩散深度；
上阻挡层或下阻挡层的厚度占可钎焊的高强度铝合金复合板材总厚度的百分比不超过12.5％；阻挡层的厚度主要是由芯层在钎焊后Mg元素的扩散深度决定的，阻挡层的厚度需大于Mg元素的扩散深度，在保证该点的前提下，上阻挡层或下阻挡层的厚度占可钎焊的高强度铝合金复合板材总厚度的百分比不宜超过12.5％，否则会导致起主要强化作用的芯层复合比例降低，从而导致材料的最终性能降低。
“可钎焊的高强度铝合金复合板材”中的“可钎焊”是因为本发明通过控制上阻挡层和下阻挡层的厚度大于Mg元素的扩散深度避免了Mg元素扩散至阻挡层的表面，进而避免了由于Mg元素的扩散导致的钎焊失败；“高强度”是因为本发明的芯层的材质为高强度的6XXX系铝合金，同时本发明通过合理设置阻挡层的厚度和微观结构提高了复合板材的芯层复合比例。
本发明的阻挡层(上阻挡层和下阻挡层)中添加了0.05～0.25wt％的Zr元素，会产生大量弥散分布的Al3Zr颗粒，可以有效钉扎位错运动，抑制再结晶晶粒的形成。再结晶晶粒越小，意味着晶界越多，而晶界处的点阵畸变较大，原子处于较高的能量状态，易于跳跃，故晶界处扩散激活能比晶内扩散激活能小，加快了原子的扩散。本发明通过添加Zr，并配合一定的轧制工艺，使得复合板经退火和钎焊后，阻挡层并未发生完全再结晶产生细小(晶粒截距X<100μm)的等轴晶粒，而形成了纵截面具有<110>晶体取向的晶粒，其晶粒组织沿轧制方向拉长，上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为2.5～9，X至少为100μm，由于该层晶粒特殊的取向，以及较少的晶界，导致Mg元素沿垂直于晶粒的方向扩散受到有效抑制。因此本发明的阻挡层的厚度较小，起主要强化作用的芯层复合比例较高，保证了材料具有优良的力学性能，本发明的铝合金芯层能够以Mg为主元素。
上阻挡层和下阻挡层中Zr元素的含量需控制在0.05～0.25wt％，当Zr元素含量低于0.05wt％时，形成阻挡位错运动的Al3Zr弥散相较少，导致退火和钎焊后阻挡层发生完全再结晶，形成细小的等轴晶粒，对Mg元素的阻挡作用较弱；当Zr元素含量高于0.25wt％时，铸锭中存在较大的Al3Zr块状的金属间化合物，导致实际可以形成的Al3Zr弥散相数量密度降低，分布不均匀，使得阻挡层中形成了明显的细小等轴的再结晶晶粒，无法起到有效抑制Mg扩散的作用。
作为优选的技术方案：
如上所述的可钎焊的高强度铝合金复合板材，芯层中含有1.09～1.49wt％的Mg2Si；Mg2Si含量是影响合金强度的关键指标，为实现高强度的铝合金，本发明芯层仍以Mg、Si元素为主要强化元素，通过形成足够量的Mg2Si沉淀相(Mg2Si至少为1.09wt％)进而使时效后的性能大幅提高；当Mg2Si含量小于1.09wt％时，合金强度不足；当Mg2Si含量大于1.49wt％时，合金熔点低于600℃，经高温钎焊后材料会发生过烧或者轻微的熔化，钎焊后强度会下降，且断后延伸率低于4％。
如上所述的可钎焊的高强度铝合金复合板材，芯层中Mg2Si结晶相在铝合金纵截面中的面积占比低于0.05％，以确保芯层中Mg2Si结晶相不会发生严重的过烧现象，当Mg2Si结晶相的面积占比大于0.05％时，则会导致材料钎焊后的断后延伸率降低，而且屈服和抗拉性能降低；Mg2Si结晶相的熔点较低，为570～579℃。
如上所述的可钎焊的高强度铝合金复合板材，芯层中Mg元素(包括Mg2Si中的Mg元素)与Si元素(包括Mg2Si中的Si元素)的质量比比值不低于1.91，Mg元素的含量不超过1.21wt％；当Mg元素与Si元素的质量比比值不低于1.91时，板材具有快速时效响应特性，可能的原因是：过量的Mg元素会导致Mg2Si在铝基体中的固溶度降低，进而高温钎焊后形成的过饱和固溶体在时效过程中更容易析出Mg2Si沉淀强化相；Mg元素的含量不宜过高，否则会导致Mg元素扩散严重，对钎焊不利。
如上所述的可钎焊的高强度铝合金复合板材，芯层中Mn元素的含量不超过0.30wt％；虽然Mn元素对材料的性能有强化作用，然而过多的Mn元素会导致块状的Al9(MnFe)3Si相开始出现和增多，块状的Al9(MnFe)3Si相在均匀化后形态无变化，在轧制的过程中，由于该相属于脆性相，很容易产生微裂纹，并且与基体界面结合性不好，断后延伸率降低，会降低复合板的冲压成型性，容易冲裂；此外，过多的Mn元素，还会导致Mg2Si在钎焊炉冷却过程中在含Mn的弥散相上快速析出长大，导致后期的时效强度降低，对钎焊后的冷却速度十分敏感，不容易控制材料的性能稳定性。
如上所述的可钎焊的高强度铝合金复合板材，芯层中还含有0.40～0.60wt％的Cu元素；US1911081A提供的一种合金技术，该合金不具备快速时效响应的特性；将US1911081A与CN101443188A的技术相结合，发现这种合金仍然需要自然时效时间约300小时达到峰值强度；为了克服该缺陷，本发明芯层中还含有0.40～0.60wt％的Cu元素，芯层中的Cu元素具有固溶强化的作用，并有利于进一步缩短峰值时效的时间；在Mg元素过剩的6XXX系合金中，到达一定量的Cu元素(即Cu元素含量超过0.40wt％)被发现可以改变时效过程中Mg2Si沉淀相的时效析出序列，从而进一步的缩短时效强化时间；当Cu元素含量超过0.60wt％时，过多的Cu元素容易在晶界处析出，减弱了芯层的耐晶间腐蚀性能。
如上所述的可钎焊的高强度铝合金复合板材，上阻挡层或下阻挡层中还含有0.2～0.55wt％的Fe元素和0.7～1.0wt％的Si元素；Fe元素在合金铸造过程中，可以作为异质形核的核心，有利于细化铸锭中的晶粒；Si元素可以与Fe元素结合，在轧制后的板材中形成弥散强化相。
本发明还提供制备如上述的一种可钎焊的高强度铝合金复合板材的方法，具体步骤如下：
(1)按照芯层合金、下阻挡层合金、上阻挡层合金的元素组成分别进行配料，并熔铸得到芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭，其中，芯层合金为用于形成所述芯层的合金，下阻挡层合金为用于形成所述下阻挡层的合金，上阻挡层合金为用于形成所述上阻挡层的合金；
(2)均匀化退火；
对芯层铸锭进行高温均匀化处理，均匀化工艺采用两级制度，第一级为480～500℃保温2～6h，第二级为500～570℃保温4～8h，该工艺可以使得铸锭中的Al2Cu和Mg2Si结晶相更充分的溶解到铝基体中，而且晶粒不发生明显的长大现象；
(3)热轧；
对经过高温均匀化处理的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭进行切割铣面，按照可钎焊的高强度铝合金复合板材的复合比例(即各层厚度占总厚度的百分比)将铣面后的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭加热到480～520℃后分别进行热轧处理，轧制到目标厚度得到芯层热轧板材、下阻挡层热轧板材、上阻挡层热轧板材；选择热轧温度为480～520℃，可以保证铸锭成形性好，轧制过程中材料均匀变形，热轧后的微观组织沿厚度方向一致性高，而且不会产生轧制裂纹等缺陷；
(4)复合热轧；
将芯层热轧板材、下阻挡层热轧板材、上阻挡层热轧板材进行铣面，复合热轧至厚度为4～6mm，并卷曲得到热轧卷；
(5)冷轧；
将热轧卷冷却至室温，在冷轧机上轧制至一定厚度，得到铝合金冷轧板；
(6)退火；
将铝合金冷轧板在350～400℃下保温1～3h，获得完全退火态的成品，得到可钎焊的高强度铝合金复合板材；选择退火温度为350～400℃，保温时间为1～3h，既可以使得芯层发生完全再结晶形成细小的等轴晶粒；同时又可以保证上阻挡层和下阻挡层中的纤维状变形组织发生转变，又没有完全再结晶生成细小等轴的晶粒，使得阻挡层纵截面中的晶粒沿轧制方向的晶粒截距与垂直于轧制方向的晶粒截距比值在2.5～9范围内，而且上阻挡层和下阻挡层中都至少有90％的晶粒纵截面具有<110>晶体取向。
作为优选的技术方案：
如上所述的方法，一定厚度为1～2mm。
本发明还提供如上述的一种可钎焊的高强度铝合金复合板材的应用，可钎焊的高强度铝合金复合板材经钎焊处理和时效处理后用作新能源汽车的水冷板，其能够替代传统的水冷板配合电池支撑壳体以实现支撑电池包并对电池包进行有效散热，有效的减少了该功能件的重量；此外，该复合板材也适合作为汽车零部件、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，具有优异的强度、钎焊性。
有益效果
(1)本发明通过改变阻挡层的元素组成，改变了阻挡层的微观结构，有效抑制了Mg元素的扩散，制得了一种Mg元素含量高、芯层复合比例较大、芯层材质为6XXX系铝合金的可钎焊的铝合金复合板材；
(2)进一步地，本发明对Mg元素含量高、芯层复合比例较大、芯层材质为6XXX系铝合金的可钎焊的铝合金复合板材的元素含量等进行了调整，制得了经过钎焊处理和时效处理后屈服强度Rp0.2≥200MPa、抗拉强度Rm≥250MPa、断后延伸率A50≥4％的复合板材，其经钎焊处理后可作为新能源汽车的水冷板，可以直接作为兼具结构件的散热板，更好地满足了车辆的轻量化要求，使新能源汽车更加的节能，变相地提升了车辆的续航里程；
(3)本发明的可钎焊的高强度铝合金复合板材，具备快速时效响应特征，在210℃保温35min～3h即可达到峰值强度；本发明的复合板材经钎焊处理后可采用40℃/分钟的冷却速度，而且采用的人工时效工艺，最快只需210℃保温40min即可到达峰值强度，其抗拉强度仍然保持高于250MPa。
附图说明
图1为实施例2钎焊后210℃下不同保温时间所对应的力学性能变化图；
图2为实施例2经过24h晶间腐蚀试验后横截面的金相图片；
图3为实施例3经过24h晶间腐蚀试验后横截面的金相图片。
具体实施方式
下面结合具体实施方式，进一步阐述本发明。应理解，这些实施例仅用于说明本发明而不用于限制本发明的范围。此外应理解，在阅读了本发明讲授的内容之后，本领域技术人员可以对本发明作各种改动或修改，这些等价形式同样落于本申请所附权利要求书所限定的范围。
以下各实施例和对比例中钎焊处理和时效处理的具体过程为：将退火后的复合板材沿纵向切割成相应测试标准尺寸(长度为240mm，宽度为20mm)，在钎焊炉中随炉升温到603℃保温10min，开炉门随炉冷却至100℃(冷却速度为40℃/min)，移出复合板材在空气中冷却至室温，完成钎焊处理，在钎焊处理后的24h内，把钎焊处理后的复合板材放入温度为210℃的马弗炉中进行时效处理，直至到达峰值时效强度(即时效处理时间等于峰值时效时间)。
以下各实施例和对比例中的一些参数的测试方法如下：
平行于轧制方向的晶粒截距X与垂直于轧制方向的晶粒截距Y：根据GB/T3246.1-2012铝合金显微组织检测方法，对经过完全金相抛光后的复合板材(复合板材未经过钎焊处理和时效处理)的纵截面进行阳极覆膜处理，并使用显微镜的偏振光模式对覆膜后的复合板材进行晶粒组织观察，确保在显微镜中可以观察到清晰的晶粒组织并拍摄图片，使用显微镜中的尺寸测量工具对阻挡层中沿轧制方向和沿垂直于轧制方向的晶粒截距进行测量和记录，得到平行于轧制方向的晶粒截距X与垂直于轧制方向的晶粒截距Y。
芯层中Mg2Si结晶相在铝合金纵截面中的面积占比：对复合板材(复合板材未经过钎焊处理和时效处理)的纵截面进行完全的金相抛光，把抛光后的复合板材放入Zeiss场发射扫描电镜中，设置放大倍数为500x,使用背散射扫描模式对芯层不同部位进行图片拍摄，采用ZEN图片处理软件，识别图片中的Mg2Si结晶相，并计算该区域内Mg2Si结晶相的面积占该区域总面积的百分比，得到芯层中Mg2Si结晶相在铝合金纵截面中的面积占比。
峰值时效时间：把经过钎焊处理的复合板材放入温度为210℃的马弗炉中进行时效处理，时效时间(即时效的保温时间)分别为20min、40min、80min、120min、180min、240min、300min、360min，对不同时效时间的复合板材进行拉伸性能测试，具有最高屈服强度和抗拉强度的复合板材所对应的时效时间即为峰值时效时间。
力学性能：按照GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》公开的方法对复合板材(复合板材经过钎焊处理和时效处理)进行机械性能测试，测试仪器为ZWICK万能材料试验机，测试指标为规定屈服强度Rp0.2、抗拉强度Rm、断后延伸率A50。
Mg元素扩散深度：使用HITACHI电子探针设备，对复合板材(复合板材经过钎焊处理和时效处理)纵截面的Mg元素进行定量线扫描分析，确定板材纵截面不同位置处的Mg元素含量变化，从而确定Mg元素的扩散深度。
晶间腐蚀深度：采用ASTM G100-92(2015)标准对复合板材(复合板材经过钎焊处理和时效处理)进行晶间腐蚀测试，试样的实验时间为24h，之后采用光学显微镜观察芯层的晶间腐蚀深度。
纵截面晶粒晶体取向测定：采用配备有牛津公司生产的电子背散射衍射(EBSD)相机的Zeiss扫描电镜，在50x的放大倍数下，对退火后上、下阻挡层中纵截面的晶粒取向数据进行采集，并用Data manager软件对阻挡层纵截面中具有<110>晶体取向的晶粒进行提取和统计，并进行面积占比计算。
实施例1
一种可钎焊的高强度铝合金复合板材，具有复合层结构，由复合比例为80％、10％、10％的芯层、上阻挡层和下阻挡层组成；铝合金复合板材的厚度为1mm；
芯层的材质为6XXX系铝合金，由0.88wt％的Mg元素、0.4wt％的Si元素、0.2wt％的Mn元素、0.45wt％的Fe元素、余量Al元素和不可避免的杂质组成；其中，芯层合金中Mg2Si的含量为1.09wt％；
上阻挡层的材质为铝合金，由0.05wt％的Zr元素、0.15wt％的Cu元素、0.3wt％的Fe元素、0.7wt％的Si元素、0.03wt％的Cr元素、0.04wt％的Ti元素和余量Al元素组成；
下阻挡层的材质为铝合金，由0.05wt％的Zr元素、0.15wt％的Cu元素、0.3wt％的Fe元素、0.7wt％的Si元素、0.03wt％的Cr元素、0.04wt％的Ti元素和余量Al元素组成；
芯层中Mg2Si结晶相在铝合金纵截面中的面积占比为0.02％；上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为7.3，X为230μm；上阻挡层和下阻挡层中都有93％的晶粒纵截面具有<110>晶体取向；
可钎焊的高强度铝合金复合板材的峰值时效时间为180min；
对可钎焊的高强度铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，芯层中的Mg元素在上阻挡层中的扩散深度为59μm，芯层中的Mg元素在下阻挡层中的扩散深度为58μm；复合板材的屈服强度Rp0.2为230MPa，抗拉强度Rm为271MPa，断后延伸率A50为7.3％；复合板材的晶间腐蚀深度为45μm，如图2所示，晶间腐蚀现象不明显。
上述可钎焊的高强度铝合金复合板材的制备步骤如下：
(1)按照芯层合金、下阻挡层合金、上阻挡层合金的元素组成分别进行配料，并熔铸得到厚度均为330mm芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭；
(2)均匀化退火；
对芯层铸锭进行高温均匀化处理，均匀化工艺采用两级制度，第一级为480℃保温2h，第二级为500℃保温4h；
(3)热轧；
对经过高温均匀化处理的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭进行切割铣面，按照可钎焊的高强度铝合金复合板材的复合比例将铣面后的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭加热到480℃后分别进行热轧处理，轧制到目标厚度得到厚度为96mm的芯层热轧板材、厚度为12mm的下阻挡层热轧板材、厚度为12mm的上阻挡层热轧板材；
(4)复合热轧；
将上阻挡层热轧板材、芯层热轧板材、下阻挡层热轧板材进行铣面，复合热轧至厚度为4mm，并卷曲得到热轧卷；
(5)冷轧；
将热轧卷冷却至室温，在冷轧机上轧制至总厚度为1mm，得到铝合金冷轧板；
(6)退火；
将铝合金冷轧板在350℃下保温1h，获得完全退火态的成品，得到可钎焊的高强度铝合金复合板材。
可钎焊的高强度铝合金复合板材经钎焊处理和时效处理后用作新能源汽车的水冷板。
实施例2
一种可钎焊的高强度铝合金复合板材，具有复合层结构，由复合比例为80％、10％、10％的芯层、上阻挡层和下阻挡层组成；铝合金复合板材的厚度为1mm；
芯层的材质为6XXX系铝合金，由1.03wt％的Mg元素、0.54wt％的Si元素、0.3wt％的Mn元素、0.49wt％的Cu元素、0.45wt％的Fe元素、余量Al元素和不可避免的杂质组成；其中，芯层合金中Mg2Si的含量为1.47wt％；
上阻挡层的材质为铝合金，由0.05wt％的Zr元素、0.15wt％的Cu元素、0.7wt％的Si元素、0.3wt％的Fe元素、0.03wt％的Cr元素、0.04wt％的Ti元素和余量Al元素组成；
下阻挡层的材质为铝合金，由0.05wt％的Zr元素、0.15wt％的Cu元素、0.7wt％的Si元素、0.3wt％的Fe元素、0.03wt％的Cr元素、0.04wt％的Ti元素和余量Al元素组成；
芯层中Mg2Si结晶相在铝合金纵截面中的面积占比为0.02％；上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为5，X为200μm；上阻挡层和下阻挡层中都有92％的晶粒纵截面具有<110>晶体取向；
可钎焊的高强度铝合金复合板材的峰值时效时间为40min；
对可钎焊的高强度铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，芯层中的Mg元素在上阻挡层中的扩散深度为66μm，芯层中的Mg元素在下阻挡层中的扩散深度为68μm；如图1所示，复合板材的屈服强度Rp0.2为235MPa，抗拉强度Rm为280MPa，断后延伸率A50为7％；复合板材的晶间腐蚀深度为46μm。
上述可钎焊的高强度铝合金复合板材的制备方法，具体步骤如下：
(1)按照芯层合金、下阻挡层合金、上阻挡层合金的元素组成分别进行配料，并熔铸得到厚度均为330mm芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭；
(2)均匀化退火；
对芯层铸锭进行高温均匀化处理，均匀化工艺采用两级制度，第一级为480℃保温2h，第二级为500℃保温4h；
(3)热轧；
对经过高温均匀化处理的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭进行切割铣面，按照可钎焊的高强度铝合金复合板材的复合比例将铣面后的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭加热到480℃后分别进行热轧处理，轧制到目标厚度得到厚度为96mm的芯层热轧板材、厚度为12mm的下阻挡层热轧板材、厚度为12mm的上阻挡层热轧板材；
(4)复合热轧；
将上阻挡层热轧板材、芯层热轧板材、下阻挡层热轧板材进行铣面，复合热轧至厚度为4mm，并卷曲得到热轧卷；
(5)冷轧；
将热轧卷冷却至室温，在冷轧机上轧制至总厚度为1mm，得到铝合金冷轧板；
(6)退火；
将铝合金冷轧板在350℃下保温1h，获得完全退火态的成品，得到可钎焊的高强度铝合金复合板材。
可钎焊的高强度铝合金复合板材经钎焊处理和时效处理后用作新能源汽车的水冷板。
实施例3
一种可钎焊的高强度铝合金复合板材，具有复合层结构，由复合比例为80％、10％、10％的芯层、上阻挡层和下阻挡层组成；铝合金复合板材的厚度为1mm；
芯层的材质为6XXX系铝合金，由1.03wt％的Mg元素、0.54wt％的Si元素、0.3wt％的Mn元素、0.7wt％的Cu元素、0.45wt％的Fe元素、余量Al元素和不可避免的杂质组成；其中，芯层合金中Mg2Si的含量为1.47wt％；
上阻挡层的材质为铝合金，由0.05wt％的Zr元素、0.15wt％的Cu元素、0.7wt％的Si元素、0.3wt％的Fe元素、0.03wt％的Cr元素、0.04wt％的Ti元素和余量Al元素组成；
下阻挡层的材质为铝合金，由0.05wt％的Zr元素、0.15wt％的Cu元素、0.7wt％的Si元素、0.3wt％的Fe元素、0.03wt％的Cr元素、0.04wt％的Ti元素和余量Al元素组成；
芯层中Mg2Si结晶相在铝合金纵截面中的面积占比为0.02％；上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为6，X为250μm；上阻挡层和下阻挡层中都有95％的晶粒纵截面具有<110>晶体取向；
可钎焊的高强度铝合金复合板材的峰值时效时间为40min；
对可钎焊的高强度铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，芯层中的Mg元素在上阻挡层中的扩散深度为73μm，芯层中的Mg元素在下阻挡层中的扩散深度为72μm；复合板材的屈服强度Rp0.2为237MPa，抗拉强度Rm为282MPa，断后延伸率A50为6.3％；复合板材的晶间腐蚀深度为250μm，如图3所示，晶间腐蚀现象明显。
上述可钎焊的高强度铝合金复合板材的制备方法，具体步骤如下：
(1)按照芯层合金、下阻挡层合金、上阻挡层合金的元素组成分别进行配料，并熔铸得到厚度均为330mm芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭；
(2)均匀化退火；
对芯层铸锭进行高温均匀化处理，均匀化工艺采用两级制度，第一级为480℃保温2h，第二级为500℃保温4h；
(3)热轧；
对经过高温均匀化处理的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭进行切割铣面，按照可钎焊的高强度铝合金复合板材的复合比例将铣面后的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭加热到480℃后分别进行热轧处理，轧制到目标厚度得到厚度为96mm的芯层热轧板材、厚度为12mm的下阻挡层热轧板材、厚度为12mm的上阻挡层热轧板材；
(4)复合热轧；
将上阻挡层热轧板材、芯层热轧板材、下阻挡层热轧板材进行铣面，复合热轧至厚度为4mm，并卷曲得到热轧卷；
(5)冷轧；
将热轧卷冷却至室温，在冷轧机上轧制至总厚度为1mm，得到铝合金冷轧板；
(6)退火；
将铝合金冷轧板在350℃下保温1h，获得完全退火态的成品，得到可钎焊的高强度铝合金复合板材。
可钎焊的高强度铝合金复合板材经钎焊处理和时效处理后用作新能源汽车的水冷板。
实施例4
一种可钎焊的高强度铝合金复合板材，具有复合层结构，由复合比例为80％、10％、10％的芯层、上阻挡层和下阻挡层组成；铝合金复合板材的厚度为1mm；
芯层的材质为6XXX系铝合金，由1.03wt％的Mg元素、0.54wt％的Si元素、0.3wt％的Mn元素、0.23wt％的Cu元素、0.45wt％的Fe元素、余量Al元素和不可避免的杂质组成；其中，芯层合金中Mg2Si的含量为1.47wt％；
上阻挡层的材质为铝合金，由0.05wt％的Zr元素、0.15wt％的Cu元素、0.7wt％的Si元素、0.3wt％的Fe元素、0.03wt％的Cr元素、0.04wt％的Ti元素和余量Al元素组成；
下阻挡层的材质为铝合金，由0.05wt％的Zr元素、0.15wt％的Cu元素、0.7wt％的Si元素、0.3wt％的Fe元素、0.03wt％的Cr元素、0.04wt％的Ti元素和余量Al元素组成；
芯层中Mg2Si结晶相在铝合金纵截面中的面积占比为0.03％；上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为5.5，X为238μm；上阻挡层和下阻挡层中都有93％的晶粒纵截面具有<110>晶体取向；
可钎焊的高强度铝合金复合板材的峰值时效时间为180min；
对可钎焊的高强度铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，芯层中的Mg元素在上阻挡层中的扩散深度为60μm，芯层中的Mg元素在下阻挡层中的扩散深度为62μm；复合板材的屈服强度Rp0.2为223MPa，抗拉强度Rm为268MPa，断后延伸率A50为8％；复合板材的晶间腐蚀深度为45μm。
上述可钎焊的高强度铝合金复合板材的制备方法，具体步骤如下：
(1)按照芯层合金、下阻挡层合金、上阻挡层合金的元素组成分别进行配料，并熔铸得到厚度均为330mm芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭；
(2)均匀化退火；
对芯层铸锭进行高温均匀化处理，均匀化工艺采用两级制度，第一级为480℃保温2h，第二级为500℃保温4h；
(3)热轧；
对经过高温均匀化处理的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭进行切割铣面，按照可钎焊的高强度铝合金复合板材的复合比例将铣面后的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭加热到480℃后分别进行热轧处理，轧制到目标厚度得到厚度为96mm的芯层热轧板材、厚度为12mm的下阻挡层热轧板材、厚度为12mm的上阻挡层热轧板材；
(4)复合热轧；
将上阻挡层热轧板材、芯层热轧板材、下阻挡层热轧板材进行铣面，复合热轧至厚度为4mm，并卷曲得到热轧卷；
(5)冷轧；
将热轧卷冷却至室温，在冷轧机上轧制至总厚度为1mm，得到铝合金冷轧板；
(6)退火；
将铝合金冷轧板在350℃下保温1h，获得完全退火态的成品，得到可钎焊的高强度铝合金复合板材。
可钎焊的高强度铝合金复合板材经钎焊处理和时效处理后用作新能源汽车的水冷板。
实施例5
一种可钎焊的高强度铝合金复合板材，具有复合层结构，由复合比例为75％、12.5％、12.5％的芯层、上阻挡层和下阻挡层组成；铝合金复合板材的厚度为1.5mm；
芯层的材质为6XXX系铝合金，由1.07wt％的Mg元素、0.5wt％的Si元素、0.4wt％的Cu元素、0.45wt％的Fe元素、余量Al元素和不可避免的杂质组成；其中，芯层合金中Mg2Si的含量为1.36wt％；
上阻挡层的材质为铝合金，由0.2wt％的Zr元素、0.10wt％的Cu元素、0.2wt％的Si元素、0.55wt％的Fe元素、0.05wt％的Cr元素、0.05wt％的Ti元素和余量Al元素组成；
下阻挡层的材质为铝合金，由0.2wt％的Zr元素、0.10wt％的Cu元素、0.2wt％的Si元素、0.55wt％的Fe元素、0.05wt％的Cr元素、0.05wt％的Ti元素和余量Al元素组成；
芯层中Mg2Si结晶相在铝合金纵截面中的面积占比为0.01％；上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为4.5，X为190μm；上阻挡层和下阻挡层中都有91％的晶粒纵截面具有<110>晶体取向；
可钎焊的高强度铝合金复合板材的峰值时效时间为80min；
对可钎焊的高强度铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，芯层中的Mg元素在上阻挡层中的扩散深度为94μm，芯层中的Mg元素在下阻挡层中的扩散深度为92μm；复合板材的屈服强度Rp0.2为220MPa，抗拉强度Rm为261MPa，断后延伸率A50为7.1％；复合板材的晶间腐蚀深度为50μm。
上述可钎焊的高强度铝合金复合板材的制备步骤如下：
(1)按照芯层合金、下阻挡层合金、上阻挡层合金的元素组成分别进行配料，并熔铸得厚度均为330mm芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭；
(2)均匀化退火；
对芯层铸锭进行高温均匀化处理，均匀化工艺采用两级制度，第一级为490℃保温3h，第二级为530℃保温6h；
(3)热轧；
对经过高温均匀化处理的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭进行切割铣面，按照可钎焊的高强度铝合金复合板材的复合比例将铣面后的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭加热到490℃后分别进行热轧处理，轧制到目标厚度得到厚度为90mm的芯层热轧板材、厚度为15mm的下阻挡层热轧板材、厚度为15mm的上阻挡层热轧板材；
(4)复合热轧；
将上阻挡层热轧板材、芯层热轧板材、下阻挡层热轧板材进行铣面，复合热轧至厚度为5mm，并卷曲得到热轧卷；
(5)冷轧；
将热轧卷冷却至室温，在冷轧机上轧制至总厚度为1.5mm，得到铝合金冷轧板；
(6)退火；
将铝合金冷轧板在360℃下保温2h，获得完全退火态的成品，得到可钎焊的高强度铝合金复合板材。
可钎焊的高强度铝合金复合板材经钎焊处理和时效处理后用作新能源汽车的水冷板。
实施例6
一种可钎焊的高强度铝合金复合板材，具有复合层结构，由复合比例为85％、7.5％、7.5％的芯层、上阻挡层和下阻挡层组成，复合板材厚度为2mm；
芯层的材质为6XXX系铝合金，由1.21wt％的Mg元素、0.55wt％的Si元素、0.01wt％的Mn元素、0.6wt％的Cu元素、0.45wt％的Fe元素、余量Al元素和不可避免的杂质组成；其中，芯层合金中Mg2Si的含量为1.49wt％；
上阻挡层的材质为铝合金，由0.25wt％的Zr元素、0.15wt％的Cu元素、0.5wt％的Si元素、0.3wt％的Fe元素、0.03wt％的Cr元素、0.04wt％的Ti元素和余量Al元素组成；
下阻挡层的材质为铝合金，由0.25wt％的Zr元素、0.15wt％的Cu元素、0.5wt％的Si元素、0.3wt％的Fe元素、0.03wt％的Cr元素、0.04wt％的Ti元素和余量Al元素组成；
芯层中Mg2Si结晶相在铝合金纵截面中的面积占比为0.02％；上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为3，X为150μm；上阻挡层和下阻挡层中都有90％的晶粒纵截面具有<110>晶体取向；
可钎焊的高强度铝合金复合板材的峰值时效时间为40min；
对可钎焊的高强度铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，芯层中的Mg元素在上阻挡层中的扩散深度为130μm，芯层中的Mg元素在下阻挡层中的扩散深度为131μm；复合板材的屈服强度Rp0.2为248MPa，抗拉强度Rm为288MPa，断后延伸率A50为5％；复合板材的晶间腐蚀深度为60μm。
上述可钎焊的高强度铝合金复合板材的制备方法，具体步骤如下：
(1)按照芯层合金、下阻挡层合金、上阻挡层合金的元素组成分别进行配料，并熔铸得到厚度均为330mm芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭；
(2)均匀化退火；
对芯层铸锭进行高温均匀化处理，均匀化工艺采用两级制度，第一级为500℃保温6h，第二级为570℃保温4h；
(3)热轧；
对经过高温均匀化处理的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭进行切割铣面，按照可钎焊的高强度铝合金复合板材的复合比例将铣面后的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭加热到520℃后分别进行热轧处理，轧制到目标厚度得到厚度为102mm的芯层热轧板材、厚度为9mm的下阻挡层热轧板材、厚度为9mm的上阻挡层热轧板材；
(4)复合热轧；
将上阻挡层热轧板材、芯层热轧板材、下阻挡层热轧板材进行铣面，复合热轧至厚度为6mm，并卷曲得到热轧卷；
(5)冷轧；
将热轧卷冷却至室温，在冷轧机上轧制至总厚度为2mm，得到铝合金冷轧板；
(6)退火；
将铝合金冷轧板在400℃下保温3h，获得完全退火态的成品，得到可钎焊的高强度铝合金复合板材。
可钎焊的高强度铝合金复合板材经钎焊处理和时效处理后用作新能源汽车的水冷板。
对比例1
一种铝合金复合板材，基本同实施例1，不同之处在于芯层、上阻挡层和下阻挡层的复合比例为70％、15％、15％，上阻挡层和下阻挡层为不含Zr元素的AA1050铝合金。
芯层中Mg2Si结晶相在铝合金截面中的面积占比为0.01％；上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为1.5，X为95μm，晶粒为细小的等轴晶粒；上阻挡层和下阻挡层中的晶粒纵截面的晶体取向约60％为<100>晶向。
铝合金复合板材的峰值时效时间为180min。
对铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，芯层中的Mg元素在上阻挡层中的扩散深度为123μm，芯层中的Mg元素在下阻挡层中的扩散深度为122μm。
相比于实施例1，对比例1的芯层中的Mg元素的扩散深度远大于实施例1，这是因为芯层中不含有Zr元素导致的，因此对比例1中上阻挡层和下阻挡层的复合比例需要较大，以避免Mg元素扩散到板材的表面，造成复合板材的强度降低，复合板材的屈服强度Rp0.2为190MPa，抗拉强度Rm为223MPa，断后延伸率A50为8％。
对比例2
一种铝合金复合板材的制备方法，基本同实施例1，不同之处在于制备过程中热轧温度为530℃，退火温度为420℃。
铝合金复合板材的芯层中Mg2Si结晶相在铝合金截面中的面积占比为0.02％；上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为2，X为98μm；上阻挡层和下阻挡层中晶粒纵截面的晶体取向约55％为<100>晶向；
对铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，铝合金复合板材表面产生黑斑，检测到了Mg元素。
与实施例1相比，对比例2采用较高的热轧温度和退火温度，虽然阻挡层中添加了Zr元素，然而热轧温度选用530℃，而且退火温度提升到420℃，导致材料内部更容易发生再结晶，形成了细小的晶粒，最终钎焊后的产品发生了完全再结晶，导致无法有效阻止Mg的扩散，最终在材料表面检测到了Mg元素。
对比例3
一种铝合金复合板材，基本同实施例1，不同之处在于：1)芯层、上阻挡层和下阻挡层的复合比例为70％、15％、15％；2)上阻挡层和下阻挡层合金为与CN101443188A中相同的合金(Mn元素含量为1.19wt％，Cu元素含量为0.22wt％，Si元素含量为0.76wt％，Fe元素含量为0.2wt％，Ti元素含量为0.16wt％)，该合金不含Zr元素；
芯层中Mg2Si结晶相在铝合金截面中的面积占比为0.01％；上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为1.5，X为90μm，晶粒为细小的等轴晶粒；上阻挡层和下阻挡层中的晶粒纵截面的晶体取向约59％为<100>晶向；
对铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，铝合金复合板材表面产生黑斑，检测到了Mg元素。
相比于实施例1，对比例3的芯层中的Mg元素的扩散深度远大于实施例1，这是因为芯层中不含有Zr元素导致的，因此对比例3中上阻挡层和下阻挡层的复合比例需要较大，以避免Mg元素扩散到板材的表面，造成板材的强度降低。
对比例4
一种铝合金复合板材，基本同实施例2，不同之处仅在于对比例4中芯层的Mg元素含量为1.3wt％，Si元素含量为0.68wt％，Mg2Si含量为1.85wt％；
芯层中Mg2Si结晶相在铝合金截面中的面积占比为0.05％；上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为3.5，X为160μm；上阻挡层和下阻挡层中都有92％的晶粒纵截面具有<110>晶体取向；
铝合金复合板材的峰值时效时间为40min；
对铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，芯层中的Mg元素在上阻挡层中的扩散深度为88μm，芯层中的Mg元素在下阻挡层中的扩散深度为88μm；复合板材的屈服强度Rp0.2为192MPa，抗拉强度Rm为231MPa，断后伸长率A50为2％；复合板材的晶间腐蚀深度为200μm。
与实施例2相比，对比例4的力学性能降低，耐腐蚀性能亦降低，芯层Mg元素扩散严重，这是因为Mg2Si的过量会导致均匀化无法完全使得其结晶相回溶到基体中，低熔点的Mg2Si结晶相在钎焊过程中发生严重的过烧现象；此外，当Mg2Si含量过高时，导致Mg元素扩散严重，对钎焊不利。
对比例5
一种铝合金复合板材，基本同对比例1，不同之处在于芯层中Mg元素含量为0.75wt％，Si元素含量为0.4wt％，Mg/Si为1.88，由于对比例5使用了不含Zr元素的铝合金作为阻挡层，所以芯材、上阻挡层、下阻挡层的复合比例为70％、15％、15％。
芯层中Mg2Si结晶相在铝合金截面中的面积占比为0.01％；上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为1.2，X为87μm；上阻挡层和下阻挡层中的晶粒纵截面的晶体取向约60％为<100>晶向；
铝合金复合板材的峰值时效时间为300min；
对铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，芯层中的Mg元素在上阻挡层中的扩散深度为115μm，芯层中的Mg元素在下阻挡层中的扩散深度为113μm；复合板材的屈服强度Rp0.2为195MPa，抗拉强度Rm为228MPa，断后伸长率A50为8.5％；复合板材的晶间腐蚀深度为46μm。
与实施例1相比，对比例5使用了不含Zr元素的铝合金作为阻挡层，复合材料中Mg元素的扩散深度较实施例1大得多，阻挡层纵截面中的晶粒呈细小等轴晶粒。
与对比例1相比，对比例5的Mg/Si比降低，使得峰值时效的时间变长。
对比例6
一种铝合金复合板材，基本同实施例2，不同之处在于芯层中的Mn元素含量为0.36wt％。
芯层中Mg2Si结晶相在铝合金截面中的面积占比为0.01％；上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为4.9，X为197μm；上阻挡层和下阻挡层中都有91％的晶粒纵截面具有<110>晶体取向；
铝合金复合板材的峰值时效时间为40min；
对铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，芯层中的Mg元素在上阻挡层中的扩散深度为70μm，芯层中的Mg元素在下阻挡层中的扩散深度为71μm；复合板材的屈服强度Rp0.2为184MPa，抗拉强度Rm为200MPa，断后伸长率A50为7.3％；复合板材的晶间腐蚀深度为50μm。
与实施例2相比，对比例6的力学性能明显的下降，这是因为Mn元素含量过高，导致Mg2Si相在含Mn的弥散相上粗化析出，降低了材料的时效强度。
对比例7
一种铝合金复合板材的制备方法，基本同实施例1，不同之处在于制备过程中，在均匀化退火时，第一级为480℃保温1h，第二级为550℃保温3h；
Mg2Si结晶相在铝合金截面中的面积占比达0.3％；上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为6.8，X为240μm；上阻挡层和下阻挡层中都有93％的晶粒纵截面具有<110>晶体取向；
铝合金复合板材的峰值时效时间为180min；
对铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，芯层中的Mg元素在上阻挡层中的扩散深度为70μm，芯层中的Mg元素在下阻挡层中的扩散深度为71μm；复合板材的屈服强度Rp0.2为198MPa，抗拉强度Rm为240MPa，断后伸长率A50为2.3％；复合板材的晶间腐蚀深度为150μm。
与实施例1相比，对比例7的力学性能明显下降，这是因为均匀化退火时，缩短保温时间，使得铸锭中残留较多的结晶相，导致钎焊后发生严重的过烧现象。

Claims (5)

1.一种可钎焊的高强度铝合金复合板材，其特征是：具有复合层结构，包括上阻挡层、芯层和下阻挡层；
芯层的材质为6XXX系铝合金，其含有0.88～1.21wt％的Mg元素；芯层中含有1.09～1.49wt％的Mg2Si；芯层中Mg2Si结晶相在铝合金纵截面中的面积占比低于0.05％；芯层中Mg元素与Si元素的质量比比值不低于1.91，Mg元素的含量不超过1.21wt％；芯层中Mn元素的含量不超过0.30wt％；
上阻挡层和下阻挡层的材质为铝合金，其含有0.05～0.25wt％的Zr元素；
上阻挡层和下阻挡层的纵截面中，平行于轧制方向的晶粒截距为X，垂直于轧制方向的晶粒截距为Y，X与Y的比值为2.5～9，X至少为100μm；
上阻挡层和下阻挡层中都至少有90％的晶粒纵截面具有<110>晶体取向；
上阻挡层的厚度大于M，M为对可钎焊的高强度铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，所述芯层中的Mg元素在上阻挡层中的扩散深度；下阻挡层的厚度大于N，N为对可钎焊的高强度铝合金复合板材依次进行钎焊处理和时效处理后，所述芯层中的Mg元素在下阻挡层中的扩散深度；
上阻挡层或下阻挡层的厚度占可钎焊的高强度铝合金复合板材总厚度的百分比不超过12.5％；
可钎焊的高强度铝合金复合板材的制备步骤如下：
(1)按照芯层合金、下阻挡层合金、上阻挡层合金的元素组成分别进行配料，并熔铸得到芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭，其中，芯层合金为用于形成所述芯层的合金，下阻挡层合金为用于形成所述下阻挡层的合金，上阻挡层合金为用于形成所述上阻挡层的合金；
(2)均匀化退火；
对芯层铸锭进行高温均匀化处理，均匀化工艺采用两级制度，第一级为480～500℃保温2～6h，第二级为500～570℃保温4～8h；
(3)热轧；
对经过高温均匀化处理的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭进行切割铣面，按照可钎焊的高强度铝合金复合板材的复合比例将铣面后的芯层铸锭、下阻挡层铸锭、上阻挡层铸锭加热到480～520℃后分别进行热轧处理，轧制到目标厚度得到芯层热轧板材、下阻挡层热轧板材、上阻挡层热轧板材；
(4)复合热轧；
将芯层热轧板材、下阻挡层热轧板材、上阻挡层热轧板材进行铣面，复合热轧至厚度为4～6mm，并卷曲得到热轧卷；
(5)冷轧；
将热轧卷冷却至室温，在冷轧机上轧制至一定厚度，得到铝合金冷轧板；
(6)退火；
将铝合金冷轧板在350～400℃下保温1～3h，获得完全退火态的成品，得到可钎焊的高强度铝合金复合板材。
2.根据权利要求1所述的一种可钎焊的高强度铝合金复合板材，其特征在于，芯层中还含有0.40～0.60wt％的Cu元素。
3.根据权利要求1所述的一种可钎焊的高强度铝合金复合板材，其特征在于，上阻挡层或下阻挡层中还含有0.2～0.55wt％的Fe元素和0.7～1.0wt％的Si元素。
4.根据权利要求1所述的一种可钎焊的高强度铝合金复合板材，其特征在于，一定厚度为1～2mm。
5.如权利要求1～4任一项所述的一种可钎焊的高强度铝合金复合板材的应用，其特征在于，可钎焊的高强度铝合金复合板材经钎焊处理和时效处理后用作新能源汽车的水冷板。
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