一种高性能铝合金管及其制备方法与流程

本发明涉及换热材料领域，尤其涉及一种高性能铝合金管及其制备方法。

背景技术：

1、铝合金因占比低、导热性良好等优势，已成为汽车热管理、空调制冷等换热领域的核心材料。在换热器系统中，铝合金管材不仅需具备良好的弯曲成形、扩口、胀管等二次加工性能，还需具有优异的耐腐蚀性能和强度。

2、3系铝合金是目前换热器用管材中应用最为广泛的材料，其退火态下具有优异的塑性。然而，3系铝合金中会有较高含量的cu、fe、si等元素。在凝固过程中，上述元素会形成大量粗大针片状相，粗大的相易诱使铝合金发生点蚀，并沿晶界扩展为晶间腐蚀。同时，含cu相的电极电位与铝基体差距较大，会进一步加剧点蚀，使合金的耐腐蚀性能明显劣化。而且3系铝合金退火态下抗拉强度仅为90-100mpa，较低的强度导致管材承载能力不足，难以通过减薄壁厚实现轻量化。

3、现有技术中，中国专利申请cn202310938050.3公开了一种耐腐蚀铝合金管材，该方案通过严苛的fe、si、cu等元素控制及微合金成分调控、熔体净化等方式改善耐蚀性，但其强度较低，难以满足管材薄壁化和高可靠性的协同发展需求。中国专利申请cn202310983386.1公开了一种高屈服强度的铝合金，通过成分和工艺强化，显著提高了铝合金的强度和钎焊要求，但其耐腐蚀性能改善有限，难以满足换热管长寿命化的要求。

4、此外，在提升铝合金强度过程中，往往伴随塑性的大幅下降。对于换热器用薄壁管材而言，塑性的降低将直接劣化其加工成形性能，增加制造成本和失效风险。

5、因此，有必要开发一种高性能铝合金管，以解决现有的3系铝合金管材难以兼顾强度、耐腐蚀性能与加工成形性能之间平衡的问题，从而满足换热器行业向高效节能、轻量可靠及绿色低碳转型发展的应用需求。

技术实现思路

1、本发明的目的在于提供一种高性能铝合金管及其制备方法，该铝合金管具备与退火态3系铝合金管相当的塑性，并兼备高强度和高耐蚀性，可以满足换热领域对管材长寿命化、薄壁化和优异加工成形性的综合要求。

2、本发明的设计思路：通过微合金化调控第二相的类型、尺寸与分布占比来提供更强的析出强化，减少对塑性的不利作用，并通过减轻电偶腐蚀倾向来改善耐腐蚀性能。这要求：

3、（1）基体中无粗大针片状含fe、si相及含cu相，避免硬脆相割裂基体和引发严重的电偶腐蚀。

4、（2）具有更低的第二相与基体之间的电势差以减轻电偶腐蚀倾向。

5、（3）具有细小均匀的晶粒组织，可提高合金的均匀变形能力，保障塑性，同时细晶组织使晶界面积增大，腐蚀沿晶界拓展的路径更为曲折，可有效阻碍晶间腐蚀的连续扩展，从而改善合金的耐腐蚀性能。

6、（4）具有高占比、弥散分布的纳米级第二相和亚微米级第二相，纳米级第二相的主要作用是通过orowan绕过机制和共格应变强化效应阻碍位错运动，有效提升强度，其尺寸细小、弥散分布，与基体界面面积小、界面能低，不易引发局部应力集中，有利于在强化合金的同时保持良好塑性；此外，纳米级第二相平均尺寸极小，难以成为点蚀萌生位点，可有效降低微电偶腐蚀风险，提升合金的耐腐蚀性能；亚微米级第二相的主要作用是通过钉扎亚晶界抑制再结晶，从而细化晶粒，有效保障合金塑性，该类相弥散分布促使溶质原子均匀析出，减少粗大相形成和合金整体的微电偶腐蚀倾向，改善耐腐蚀性能。此外，亚微米级第二相的存在有助于基体成分的均匀化，可为纳米级第二相的弥散析出提供更有利的基体条件。

7、基于上述设计思路，本发明在3系合金基础上，添加ti、zr、cr元素初步形成纳米级和亚微米级第二相，抑制粗大有害相的形成，严格限制不利于耐蚀性的cu元素的引入，通过初步微合金化实现晶粒细化、提供强化相及减轻电偶腐蚀倾向。此外，通过进一步添加x元素（v、sm中的至少一种）和y元素（sb、ca、b中的至少一种），配合ti、zr、cr形成更多、更优化分布的第二相，在此基础上，通过均匀化处理与退火处理的协同，调控第二相的析出和占比，充分发挥成分微合金化、第二相带来的增益作用，实现合金综合性能的提升。

8、本发明第一方面提供了一种高性能铝合金管，以质量百分含量计，0.55%≤mn≤1.95%，0.003%≤ti≤0.38%，0.0016%≤zr≤0.27%，0.002%≤cr≤0.32%，0

9、所述高性能铝合金管具有纳米级第二相和亚微米级第二相，所述纳米级第二相平均尺寸为10-41nm，对应于所选择的x元素，所述铝合金管形成有选自al3sm、al3v中的至少一种纳米级第二相；所述亚微米级第二相平均尺寸为0.10-0.45μm，对应于所选择的y元素，所述铝合金管形成有选自alsb、al10camn2、tib2中的至少一种亚微米级第二相。

10、本发明通过对合金成分进行优化，并协同调控纳米级第二相和亚微米级第二相的组成和尺寸，使得制备的铝合金管在塑性满足要求的同时，兼具优异的强度和耐腐蚀性能。

11、mn是3系铝合金的基础成分，在铝合金中兼具固溶强化和析出强化作用，形成的析出相主要为al6mn相，并可与fe、si等元素形成硬脆相。mn含量过低，基体中固溶的mn减少，固溶强化贡献较低，同时，第二相占比也会很低，大幅降低析出强化效果。mn含量过高，凝固时会析出大量粗大的初生含mn相，该类粗大硬脆相会严重割裂基体，造成应力集中，成为裂纹萌生源，使合金塑性大幅降低。同时，粗大的含mn相与铝基体电位差大，会作为阴极相加速基体阳极溶解，是点蚀的主要优先萌发源。本发明中，0.55%≤mn≤1.95%，例如可以是0.55%、0.75%、0.9%、1.05%、1.2%、1.35%、1.5%、1.65%、1.8%、1.95%以及任意两个端点组成的范围。

12、适度添加si元素有利于强化合金，但si易与fe、al形成粗大针片状β-alfesi相，割裂基体，损害塑性，并增加点蚀萌生位点，降低耐腐蚀性。将si元素含量控制在上述范围可有效降低上述粗大相的占比及尺寸，从而降低其对塑性和耐蚀性的损害。本发明中，0

13、适度添加fe元素同样有利于强化合金，但fe在铝中固溶度极低，含量过高容易析出粗大片状al6(mn, fe)相或粗大针片状β-alfesi相，在变形过程中容易成为裂纹萌生源，降低塑性。同时，这些粗大相也易与铝基体构成微电偶，加速点蚀和晶间腐蚀，损害耐腐蚀性。本发明中，0

14、本发明中，0.003%≤ti≤0.38%，例如可以是0.003%、0.008%、0.012%、0.036%、0.058%、0.08%、0.095%、0.12%、0.16%、0.18%、0.22%、0.26%、0.30%、0.38%以及任意两个端点组成的范围。

15、ti元素的添加至少有两方面的作用：一，ti在凝固过程中形成微米级初生al3ti相，可作为异质形核质点细化晶粒。二，在退火过程中，ti促进细小且弥散分布的球状纳米级al3ti第二相的形成，产生弥散强化作用，提升合金强度。该相尺寸细小、弥散分布，与基体保持共格关系，在发挥强化作用的同时不易引发应力集中，有利于保持合金塑性。如果ti含量过低，凝固过程中形成的初生al3ti相数量不足，异质形核效果微弱，无法有效细化晶粒，且退火过程中析出的纳米级al3ti相占比过低，弥散强化作用不明显。如果ti含量过高，则凝固过程形成的初生al3ti相容易粗大，并呈针片状，不仅无法起到细化晶粒作用，反而割裂基体，损害合金的塑性。

16、本发明中，0.0016%≤zr≤0.27%，例如可以是0.0016%、0.005%、0.009%、0.012%、0.035%、0.05%、0.068%、0.092%、0.12%、0.15%、0.18%、0.20%、0.22%、0.27%以及任意两个端点组成的范围。

17、zr元素在退火过程中可形成纳米级al3zr相，起到抑制晶粒长大和弥散强化作用。该相与基体保持共格关系，同样具有在强化合金的同时不易引发应力集中、有利于保持塑性的特点。同时，纳米级al3zr相的引入可进一步增加纳米级第二相占比，弥补ti添加量受限情况下纳米级al3ti相数量有限的问题。同时，al3zr相与al3ti相存在协同作用，两者均可形成纳米级al3m型第二相，zr的加入可有效增加该类纳米级第二相的占比，al3zr更好的高温稳定性也有助于在退火及高温服役过程中有效抑制晶粒长大，从而协同提高合金的热稳定性与耐腐蚀性。zr含量过低，退火过程中析出的al3zr相占比过低，弥散强化效果较弱，且无法发挥与纳米级al3ti相的协同作用。zr含量过高，凝固过程中易形成粗大的初生al3zr相，会损害塑性，同时大量消耗基体中的zr溶质原子，致使后续时效处理过程中析出的纳米级al3zr相显著减少，减弱弥散强化效果。

18、本发明中，0.002%≤cr≤0.32%，例如可以是0.002%、0.005%、0.008%、0.012%、0.036%、0.05%、0.08%、0.095%、0.12%、0.16%、0.18%、0.22%、0.26%、0.32%、以及任意两个端点组成的范围。

19、cr元素的添加至少有两方面的作用：一，cr能有效改善al6mn、al6(mn, fe)相等初生相的尺寸和形态，使其转变为更细小、均匀的颗粒状，减轻粗大硬脆相对塑性和耐腐蚀性的危害。二，在退火过程中，cr可促进α-al(mn,cr)si亚微米级第二相的形成，起到细化晶粒的作用。cr含量过低，对初生相形态的改善效果不明显，且退火过程中形成的亚微米第二相数量过少，无法有效钉扎亚晶界和抑制再结晶。cr含量过高，易形成粗大的含cr初生相，在后续加工过程中难以溶解和破碎，反而成为裂纹萌生源，损害合金的塑性，同时过量cr会过度抑制再结晶，导致加工硬化程度升高，不利于保障塑性。

20、ti、zr、cr的添加，可以初步起到细化晶粒尺寸，引入一定占比的纳米级和亚微米级第二相，降低基体与al6mn、al6(mn, fe)等第二相之间的电位差，减轻电偶腐蚀倾向的作用。

21、在上述微合金化调控基础上，本发明进一步复合添加x元素（v、sm中的至少一种）和y元素（sb、ca、b中的至少一种），实现更优的第二相调控及更强烈的晶粒细化效果。

22、本发明中，0.007%≤v≤0.16%，例如可以是0.007%、0.015%、0.018%、0.022%、0.038%、0.045%、0.066%、0.085%、0.10%、0.11%、0.13%、0.15%、0.16%以及任意两个端点组成的范围。

23、v元素的添加至少可以引入纳米级al3v第二相，该相热稳定性极高，在均匀化和退火过程中均会形成。纳米级al3v第二相可有效钉扎位错，协同ti、zr、cr形成的第二相能显著提高合金的强度。该相尺寸细小、弥散分布，在发挥强化作用的同时不易引发应力集中，有利于保持合金塑性。同时，其具有优异的电化学稳定性，与铝基体之间的电位差较小，不易引发电偶腐蚀，有利于保持合金的耐腐蚀性能。v含量过低，形成的al3v相数量过少，弥散强化效果不足；v含量过高，易形成粗大的al10v相，该相呈针片状或块状，不仅会割裂基体，损害合金塑性，而且其与铝基体电位差较大，反会恶化合金的耐腐蚀性能。优选地，0.0075%≤v≤0.138%，更优选地，0.039%≤v≤0.074%。

24、本发明中，0.0008%≤sm≤0.20%，例如可以是0.0008%、0.005%、0.008%、0.012%、0.036%、0.055%、0.076%、0.095%、0.12%、0.16%、0.18%、0.20%以及任意两个端点组成的范围。

25、sm元素的添加至少引入纳米级al3sm第二相，该相在退火过程中形成，在晶内弥散分布，可产生显著的共格应变强化和orowan强化效应，大幅提高合金的室温及高温强度。同时因其尺寸细小、弥散分布且与基体共格，不易引发应力集中，故在强化合金的同时仍能保持良好的塑性。同时，元素sm可有效净化熔体，降低铝液中的氢含量和氧化物夹杂，从源头上减少腐蚀起源点。sm含量过低，难以发挥上述净化与强化协同效应。但过量添加则会导致第二相粗化，削弱合金的综合性能。优选地，0.0008%≤sm≤0.185%，更优选地，0.042%≤sm≤0.086%。

26、本发明中，0.0008%≤sb≤0.27%，例如可以是0.0008%、0.005%、0.008%、0.012%、0.036%、0.055%、0.076%、0.095%、0.12%、0.16%、0.18%、0.20%、0.23%、0.27%以及任意两个端点组成的范围。

27、sb元素在凝固阶段形成alsb相，该相作为异质形核核心促进晶粒均匀形核，同时自身以细小弥散的亚微米级形态分布于基体中。alsb相可有效提升合金在碱性及盐雾环境中的耐腐蚀性能。sb含量过低，细化和耐蚀性能提升不明显。sb含量过高，alsb相由细粒状或块状转变为长针状，损害合金塑性。优选地，0.0008%≤sb≤0.252%，更优选地，0.041%≤sb≤0.082%。

28、本发明中，0.0008%≤ca≤0.20%，例如可以是0.0008%、0.005%、0.008%、0.012%、0.036%、0.055%、0.076%、0.095%、0.12%、0.16%、0.18%、0.20%以及任意两个端点组成的范围。

29、ca与mn产生协同作用，通过包晶反应在均匀化和退火过程中形成热稳定性高的亚微米级al10camn2第二相，细化再结晶晶粒，提升合金的室温及高温强度。同时，微量ca可净化熔体，降低气孔率。ca含量过低，强度和净化作用提升不明显；ca含量过高，将形成al4ca相，严重恶化合金塑性。优选地，0.0008%≤ca≤0.184%，更优选地，0.040%≤ca≤0.083%。

30、本发明中，0.0008%≤b≤0.03%，例如可以是0.0008%、0.005%、0.008%、0.012%、0.016%、0.02%、0.022%、0.025%、0.028%、0.03%以及任意两个端点组成的范围。

31、b具有多重作用：一，b与al之间存在共晶反应，析出微小分散固态al相质点，该相在熔体凝固过程中作为α-al的形核基底，使晶粒得到细化。二，b与ti形成tib2亚微米级第二相，该相具有极高的硬度和热稳定性，可通过orowan机制阻碍位错运动，提供一定的间接强化效果。同时，ti原子还可富集在tib2相表面，使其作为α-al的有效形核核心，细化晶粒。三，b可降低铝熔体的粘度，改善熔体的流动性，有利于铸造充型并减少气孔、疏松等铸造缺陷。b含量过低，细化和强化作用不明显。过高时，多余的b会与al反应生成alb2相，该相呈片状，割裂基体，损害合金的塑性和加工性能。优选地，0.0008%≤b≤0.0276%，更优选地，0.016%≤b≤0.018%。

32、本发明中，x（v、sm中的至少一种）总含量满足：0.0008%≤x≤0.24%，例如可以是0.0008%、0.001%、0.005%、0.008%、0.012%、0.036%、0.055%、0.076%、0.095%、0.12%、0.16%、0.18%、0.20%、0.24%以及任意两个端点组成的范围。

33、x元素的主要作用在于大幅引入纳米级第二相（主要为al3v和/或al3sm），形成更多占比、尺寸更优的纳米级第二相，并强烈细化晶粒，同时还具有净化熔体及改善熔体流动效果等作用。优选地，0.0008%≤x≤0.185%，更优选地，0.071%≤x≤0.086%。

34、本发明中，y（sb、ca、b中的至少一种）总含量满足：0.0008%≤y≤0.46%，例如可以是0.0008%、0.001%、0.005%、0.008%、0.012%、0.036%、0.055%、0.076%、0.095%、0.12%、0.16%、0.18%、0.20%、0.24%、0.28%、0.33%、0.39%、0.46%以及任意两个端点组成的范围。

35、y元素的主要作用在于大幅引入亚微米级第二相（主要为al10camn2和/或alsb和/或tib2），形成更多占比、尺寸更优的亚微米级第二相，通过与纳米级第二相的协同实现综合性能的提升。优选地，0.0008%≤y≤0.4416%，更优选地，0.017%≤y≤0.099%。

36、本发明中，不可避免的杂质包括cu、zn、mg等元素，其总质量百分含量≤0.20%。其中，cu≤0.1%，cu在铝基体中易形成含cu相，其电极电位显著高于铝基体，加速基体阳极溶解，增大点蚀和晶间腐蚀倾向，损害合金的耐腐蚀性能。zn≤0.05%，zn固溶在铝基体中对表面氧化膜的致密性产生不利影响，降低合金的耐腐蚀性能。mg≤0.005%，mg易与al形成al-mg相，沿晶界析出会增大晶间腐蚀敏感性，同时降低合金的塑性。ni≤0.008%，ni会与al形成粗大金属间化合物，不仅降低铝合金塑性，还会损害合金本身的耐腐蚀性。bi≤0.006%，bi易在晶界偏聚形成低熔点相，引发晶间脆化，降低晶界结合力，导致力学性能恶化。cd≤0.001%，cd会形成al-cd-si金属间化合物，降低合金塑性，增大铝的电极电位差，加速合金腐蚀。ga≤0.02%，ga会活化铝合金表面，破坏表面氧化膜的致密性，显著降低耐腐蚀性能，固溶于基体时，严重恶化抗应力腐蚀开裂性能。pb≤0.002%，pb微量添加即可在室温下引发持续载荷开裂，导致晶间脆性断裂。sn≤0.002%，sn在凝固过程中易偏析于晶界形成低熔点共晶体，严重降低力学性能和抗应力腐蚀能力。

37、本发明中，纳米级第二相平均尺寸为10-41nm。纳米级第二相通过orowan绕过及共格应变强化的协同机制阻碍位错运动，提升强化效果，其强化程度随纳米级第二相占比增加和尺寸细化而提升。此外，该相体系具有较低的界面能与界面面积，不易诱发点蚀，有利于耐腐蚀性能的保持。当纳米级第二相直径过大或占比不足时，强化效率降低。优选地，纳米级第二相平均尺寸为20-24nm。

38、本发明中，亚微米级第二相平均尺寸为0.10-0.45μm。亚微米级第二相主要作用于晶粒细化与塑性调控，亚微米级第二相平均尺寸过大，对位错及亚晶界的钉扎效果减弱，且易成为裂纹萌生源，从而损害合金的塑性；占比过低时，粒子数量不足，钉扎位错及亚晶界、抑制再结晶及细化晶粒的作用有限，难以有效维持合金的塑性水平。优选地，亚微米级第二相平均尺寸为0.21-0.26μm。

39、当纳米级第二相和/或亚微米级第二相平均尺寸过小或占比过高时，第二相总量过大，粒子间距过小，位错运动阻力增大，均会损害合金的塑性。本发明通过对纳米级和亚微米级第二相的尺寸与占比进行协同调控，实现合金强度、塑性及耐蚀性的综合优化。

40、本发明中，纳米级第二相包括al6mn、al3zr、al3ti，并任选地包括al3v和/或al3sm；亚微米级第二相包括α-al(mn,cr)si和α-al(mn,fe)si，并任选地包括alsb和/或al10camn2和/或tib2。

41、纳米级第二相与亚微米级第二相构成多尺度耦合强化体系，发挥协同增益效应。具体而言，纳米级第二相以弥散强化效应为主，是提升合金强度的核心贡献相，同时其细小弥散的形貌不易成为点蚀萌生位点，有利于改善耐腐蚀性能；而亚微米级第二相以钉扎位错和亚晶界、抑制再结晶晶粒长大为主，在辅助强化的同时细化晶粒组织，有利于材料保持较高的塑性，并可促进溶质原子析出、减少粗大针片状β-alfesi相的形成，间接改善耐腐蚀性能。二者协同作用使合金在获得高强度的同时兼顾良好塑性，并共同提升合金的耐腐蚀性能。

42、优选地，所述铝合金管的平均晶粒尺寸为16.0-55.0μm。

43、细小的晶粒组织可增加晶界面积，分散变形，避免局部应力集中，有利于提高合金的二次加工性能。晶粒尺寸过大易导致二次加工性能下降，加工过程中易发生开裂。本发明将平均晶粒尺寸控制在该范围内，可避免晶粒过细导致屈服强度过高、屈强比增大而降低塑性，同时防止晶粒过粗导致强度降低以及均匀变形能力和耐腐蚀性能下降。

44、更优选地，所述铝合金管的平均晶粒尺寸为21.2-24.6μm。

45、优选地，所述纳米级第二相体积分数

f1满足：0.08%≤

f1≤0.93%，和/或，所述亚微米级第二相体积分数

f2满足0.17%≤

f2≤0.41%。

46、本发明将纳米级第二相的体积分数控制在上述范围内，可确保纳米级第二相提供充足的弥散强化贡献，显著提升合金强度，同时其细小弥散的形貌不易成为点蚀萌生位点，有利于改善耐腐蚀性能，并避免体积分数过高导致粒子间距过小而损害塑性。 本发明将亚微米级第二相的体积分数控制在上述范围内，可在有效钉扎位错和亚晶界、细化晶粒组织的同时，促进溶质原子充分析出、减少粗大针片状β-alfesi相的形成，间接改善耐腐蚀性能，并避免过量亚微米级第二相对基体连续性的破坏，有利于保持较高的塑性。在此基础上优选地，所述

f1、

f2之比满足：0.40≤

f1/

f2≤2.50。本发明将

f1/

f2比值控制在上述范围内，可确保纳米级第二相在体积占比上与亚微米级第二相保持合理匹配，避免亚微米相总体积过大损害基体连续性而降低塑性，同时防止亚微米相体积不足导致钉扎细化效果减弱。比值过低时，亚微米相体积占比过高，基体连续性受损，不利于塑性的保持；比值过高时，亚微米级第二相体积占比过低，钉扎和细化晶粒效果不足。

47、更优选地，所述纳米级第二相体积分数

f1满足：0.51%≤

f1≤0.64%，和/或，所述亚微米级第二相体积分数

f2满足0.22%≤

f2≤0.29%。在此基础上更优选地，所述

f1、

f2之比满足：1.89≤

f1/

f2≤2.32。

48、优选地，所述x与所述y质量关系满足：0.12≤x/y≤8.8，和/或，0.14%≤x+y≤8.8%。x元素主要形成纳米级第二相，y元素主要形成亚微米级第二相。x/y比值反映了纳米级第二相与亚微米级第二相的形成元素配比关系。x/y比值过低或过高时，均难以实现强度、耐蚀性和塑性的综合提升。将x/y控制在0.12-8.8范围内，可实现纳米级第二相与亚微米级第二相的协同优化。x+y总含量反映了第二相形成元素的总量，过低时强化效果不足，过高时第二相总量过大损害塑性。将x+y控制在0.14%-8.8%范围内，可确保第二相总量适中，兼顾强度与塑性。

49、更优选地，所述x与所述y质量关系满足：0.732≤x/y≤4.882，和/或，0.803%≤x+y≤4.965%。

50、本发明通过协同调控ti、zr、cr、x、y元素的配比，确保铝合金管中形成足够数量的纳米级第二相和亚微米级第二相，充分发挥弥散强化和晶粒细化作用，实现了强度、塑性和耐腐蚀性能综合性能的提升。

51、优选地，本发明中，制备得所述铝合金管抗拉强度≥110mpa，断后延伸率≥29%，aass试验腐蚀失重速率≤32mg·cm-2·year-1。抗拉强度相对于同规格3系铝合金提升15%以上；aass试验腐蚀失重速率相比同规格3系合金提高30%以上。

52、更优选地，本发明中，制备得所述铝合金管抗拉强度≥132mpa，断后延伸率≥32%，aass试验腐蚀失重速率≤25mg·cm-2·year-1。

53、本发明第二方面提供了上述铝合金管的制备方法，本发明在特定合金化组分与含量配比的基础上，通过优化均匀化处理和退火处理工艺及参数，实现对第二相平均尺寸、占比及晶粒组织的有效调控，进而使合金获得强度、耐腐蚀性与塑性的同步提升。该方法具体包括以下步骤：

54、s1、配料熔炼、铸造，得到铸锭。

55、将熔炼温度控制在710-760℃。按照目标成分配比先加入铝原料与含mn中间合金熔化，进行第一次除渣和脱气处理；随后按照目标成分配比加入ti中间合金、cr中间合金、zr中间合金，选择性加入v中间合金、sm中间合金中的至少一种，选择性加入sb原料、ca中间合金、b中间合金中的至少一种，每加入一种中间合金后，均进行除渣、脱气和精炼处理；再在熔炼温度下保温15-40min，保温结束后对熔体进行搅拌，并再次进行除渣和脱气处理；最后铸造冷却，得到铸锭。优选地，采用半连续铸造工艺，铸造温度为700-740℃，铸造速度为95-170 mm/min，冷却水进水流量为52-114l/min，进水温度20-30℃。

56、s2、对铸锭进行均匀化处理：采用双级均匀化处理工艺。

57、先将铸锭在600-630℃下保温10-24h，再在450-500℃下保温3-6h。第一级均匀化温度选择600℃以上，可使粗大第二相快速发生球化，形貌从尖锐片状转变为圆润状，改善合金塑性，同时减少粗大针片状相对耐腐蚀性的不利影响；高温下mn在铝基体中的平衡固溶度增大，能够溶解更多粗大第二相，提升基体过饱和度，为第二级均匀化做准备。温度控制在630℃以下，可避免晶界处低熔点共晶组织发生局部重熔，防止力学性能永久性损害。保温时间选择10-24h，10h以上可确保初生相球化基本完成，24h后元素扩散驱动力显著下降，继续保温对均匀化效果提升不大，反而可能导致晶粒粗化。

58、第二级均匀化温度选择450-500℃，可促使固溶态mn原子在已球化的第二相表面析出，形成细小弥散的含mn相，充分发挥弥散强化效果，提升合金强度，同时提高基体纯净度，降低固溶强化效应，进一步提升合金塑性。温度低于450℃，mn扩散速率过低，析出不充分，弥散强化效果不足；温度超过500℃，晶粒会快速长大，导致强度显著降低。保温时间选择3-6h，3h以上可以确保mn原子充分析出，使弥散强化效果最大化，同时净化基体提升塑性和耐腐蚀性；6h后基体中固溶态mn含量已很少，考虑到能耗与效率，保温时间在6h以内为宜。

59、双级均匀化使第二相回溶更充分、分布更弥散，形成的含mn相能有效抑制晶粒粗化，获得均匀的细晶组织，在强度、耐腐蚀性和塑性三方面均实现显著提升。

60、s3、对均匀化处理后的铸锭进行热加工处理，得到中间管坯。

61、对均匀化处理后的铸锭预热后进行热加工，以获得相应尺寸规格的铝合金中间管坯。

62、热加工可以采用热轧制、热锻压、热拉拔和热挤压等方式，优选采用热挤压。挤压筒温度为370-500℃，模具温度为400-530℃。挤压温度为450-530℃，挤压速度0.1-8mm/s，挤压比为50-400。

63、s4、对中间管坯进行第一次退火处理。

64、第一次退火可以采用在线退火，也可以采用单级退火或双级退火方式的一种，退火后将样品冷却、吹干。

65、优选地，第一次退火采用双级退火：使用周期式作业炉或连续式作业炉，第一级退火温度为280~340℃，保温30-180min；第二级退火温度为410~460℃，保温30-180min。

66、第一级退火温度选择280~340℃，再结晶过程被延滞，为预析出留出时间窗口，溶质原子在位错、亚晶界等高能缺陷处预先析出细小的第二相，形成高占比的预第二相核心。温度低于280℃时，晶粒无法发生再结晶；温度高于340℃时，预第二相容易发生粗化。在340℃下保温30min可完成预第二相的形核，在280℃下需保温180min以确保扩散充分。第二级退火温度选择410~460℃，该温度窗口远高于再结晶温度，能够提供充足的热激活能，确保再结晶在短时间内快速完成，同时第一级已形成的预第二相进一步稳定和适度长大，并促使残余溶质原子继续析出形成新的纳米级第二相，上述第二相共同提供强大的钉扎效应，锁住再结晶晶界，获得细小等轴晶粒。

67、温度低于410℃时，再结晶形核与长大速率过慢，延长生产周期；温度高于460℃时，晶粒会异常长大，第二相会粗化，失去钉扎作用。在460℃下保温30min可完成再结晶，在410℃下需保温180min，以确保再结晶过程完全结束。

68、双级退火通过预先析出的第二相，在后续再结晶过程中对晶界形成强大的钉扎效应，有效抑制晶粒长大，获得更细小的晶粒组织，同时使弥散强化效果最大化，使材料同时拥有优异的强度和塑性。

69、s5、对第一次退火处理后的中间管坯进行冷加工处理。

70、冷加工处理主要作用是通过多道次拉拔将管坯逐步减径减壁，获得符合要求的尺寸规格。同时，冷变形引入的位错和变形储能，随着变形量的增加，位错占比急剧升高，位错缠结形成胞状结构，导致合金的强度显著升高，同时塑性大幅下降。冷加工为后续第二次退火阶段的再结晶和第二相析出提供驱动力与形核位点，并通过控制变形量来调控加工硬化程度，与退火工艺协同实现强度与塑性的最终平衡。冷加工处理可以采用冷轧、直拉、旋压、盘拉等方式。优选地，本发明的冷加工处理方式为盘拉，盘拉道次为2-8道，总变形量为15-95%，盘拉速度为10-600m/min。

71、s6、对冷加工处理后的中间管坯进行第二次退火处理，得到目标管材。

72、所述第一次退火处理与第二次退火处理的工艺参数范围相同，但作用和目的不同：第一次退火针对热加工后的中间管坯，旨在消除热加工变形产生的加工硬化，恢复塑性，为后续大变形量冷加工提供组织条件；第二次退火针对冷加工后的管材，旨在利用冷变形积累的变形储能，通过再结晶获得细小均匀的等轴晶粒，同时实现纳米级第二相和亚微米级第二相的充分析出，二者共同配合进而获得具有均匀细晶组织和优良综合性能的成品管材。具体地，第一次退火和第二次退火均独立地选自在线退火、单级退火或双级退火中的一种，两次退火方式可以相同，也可以不同。

73、“参数范围相同”不应理解为两次退火的具体设定值必然相同，本领域技术人员完全可以根据管材规格、冷加工变形量、设备特性以及目标性能要求，在所述范围内独立地选择第一次退火和第二次退火各自的具体温度和保温时间。这种参数选择的灵活性属于本领域技术人员的常规设计范畴，均落入本发明所请求保护的范围之内。

74、本发明的铝合金管同时具备高的强度、塑性以及优异的耐腐蚀性能，可广泛应用于汽车热管理系统、空调制冷系统和其他换热领域的换热器管路系统中，如散热器、中冷器、冷凝器、蒸发器、新能源电池热管理系统等，尤其适用于对耐腐蚀性能、强度和塑性有综合要求的薄壁化、轻量化换热器核心部件。