專利名稱：熱交換器用高強度鋁合金散熱片材及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及硬釬焊性優(yōu)異的熱交換器用鋁合金散熱片材及其制造方法，詳細地說涉及用于散熱器、車輛加熱器、汽車空調(diào)器等的散熱片和工作流體通路構(gòu)成材料通過硬釬焊接合的熱交換器的鋁合金散熱片材，由于硬釬焊前的強度適宜因此散熱片材成形容易，即硬釬焊前的強度不會過高而使散熱片材成形困難，而且硬釬焊后的強度高且傳熱特性、耐腐蝕性、抗塌性、犧牲陽極效果、自身耐腐蝕性優(yōu)異的熱交換器用鋁合金散熱片材及其制造方法。
背景技術(shù)：
汽車的散熱器、空調(diào)器、中間冷卻器、油冷卻器等熱交換器是將由Al-Cu類合金、Al-Mn類合金、Al-Mn-Cu類合金等構(gòu)成的工作流體通路構(gòu)成材料和由Al-Mn類合金等構(gòu)成的散熱片材通過硬釬焊組裝而成的。為了防止腐蝕工作流體通路構(gòu)成材料，要求散熱片材具有犧牲陽極效果，同時為了防止硬釬焊時的高溫加熱導致的變形、焊料的滲透，要求優(yōu)異的抗塌性、耐腐蝕性。
使用JIS3003、JIS3203等Al-Mn類鋁合金作為散熱片材是因為Mn有效防止硬釬焊時的變形、焊料的腐蝕。為了賦予Al-Mn類合金散熱片材犧牲陽極效果，有在該合金中添加Zn、Sn、In等使其電化學上變差的方法(專利文獻1(日本特開昭62-120455號公報))等，為了進一步提高耐高溫流掛性(抗塌性)有使Al-Mn類合金含有Cr、Ti、Zr等的方法(專利文獻2(日本特開昭50-118919號公報))等。
但是，最近越來越強烈地要求熱交換器的輕質(zhì)化、降低成本，進一步薄化工作流動通路構(gòu)成材料、散熱片材等熱交換器構(gòu)成材料成為必要。然而，如果將散熱片材薄化則傳熱截面積變小，熱交換性能降低，作為產(chǎn)品的熱交換器的強度、持久性也產(chǎn)生問題，因此希望更加高的熱傳導性、硬釬焊后的強度、抗塌性、耐腐蝕性、自身耐腐蝕性。
以往的Al-Mn類合金硬釬焊時由于加熱，Mn固溶，因此有熱傳導性降低的問題。作為解決該難點的散熱片材，提出了將Mn含量限制在0.8wt％以下、含有Zr0.02～0.2wt％和Si0.1～0.8％的鋁合金(專利文獻3(日本特公昭63-23260號公報))。該合金熱傳導率改善了，但由于Mn少，硬釬焊后的強度不充分，作為熱交換器使用時易發(fā)生散熱片材損壞或變形，并且電位不夠低，因此具有犧牲陽極效果小的缺點。
另外還提出了通過加速冷卻注入熔融鋁合金鑄造平板坯時的冷卻速度，使得即使Si、Mn含量等為0.05～1.5質(zhì)量％，在平板坯階段析出的金屬間化合物的大小也能減小到最大值5μm以下，由這種平板坯經(jīng)軋制工序，提高散熱片材疲勞特性(專利文獻4(日本特開2001-226730號公報))。但是，該發(fā)明是以提高疲勞壽命為目的，對于加快制造平板坯時的冷卻速度的方法雖有薄化鑄造平板坯等的記載，但沒有利用實際操作規(guī)模的雙帶鑄造機進行薄板坯連續(xù)鑄造等的具體公開。
專利文獻1日本特開昭62-120455號公報專利文獻2日本特開昭50-118919號公報專利文獻3日本特公昭63-23260號公報專利文獻4日本特開2001-226730號公報發(fā)明內(nèi)容發(fā)明所要解決的技術(shù)問題本發(fā)明的目的在于提供具有散熱片材成形容易的適度的硬釬焊前強度、在硬釬焊后具有高強度，且抗塌性、耐腐蝕性、自身耐腐蝕性、犧牲陽極效果優(yōu)異的熱交換器用鋁合金散熱片材及其制造方法。
解決技術(shù)問題的方法為了達到上述目的，本發(fā)明的熱交換器用鋁合金散熱片材的制造方法的特征在于，注入含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，將作為雜質(zhì)的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的雜質(zhì)和Al組成的熔融金屬，利用雙帶式鑄造機連續(xù)鑄造厚度為5～10mm的薄板坯后，冷軋至板坯厚為0.05～2.0mm，在350～500℃下實施中間退火，進行冷軋率為10～96％的冷軋使最終板厚為40～200μm后，根據(jù)需要在保持溫度300～400℃下實施最終退火(軟化處理)。本發(fā)明包括以下記載的5個實施方式。連續(xù)鑄造的薄板坯在卷入軋輥后進行冷軋。
本發(fā)明的第1實施方式為高強度且傳熱特性、耐腐蝕性、抗塌性、犧牲陽極效果、自身耐腐蝕性優(yōu)異的熱交換器用高強度鋁合金散熱片材，其特征在于，含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，將作為雜質(zhì)的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的雜質(zhì)和Al組成，硬釬焊前的抗張力為240MPa或以下、硬釬焊后的抗張力為150MPa或以上。
本發(fā)明的第2實施方式為強度高且傳熱特性、耐腐蝕性、抗塌性、犧牲陽極效果、自身耐腐蝕性優(yōu)異的熱交換器用高強度鋁合金散熱片材，其特征在于，含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，將作為雜質(zhì)的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的雜質(zhì)和Al組成，硬釬焊前的抗張力為240MPa或以下、硬釬焊后的抗張力為150MPa或以上、且硬釬焊后的重結(jié)晶粒徑為500μm或以上。
本發(fā)明的第3實施方式為硬釬焊前的抗張力為240MPa或以下、硬釬焊后的抗張力為150MPa或以上的熱交換器用高強度鋁合金散熱片材的制造方法，其特征在于，注入含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，將作為雜質(zhì)的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的雜質(zhì)和Al組成的熔融金屬，利用雙帶式鑄造機連續(xù)鑄造厚度為5～10mm的薄板坯并卷入軋輥，然后冷軋至板坯厚為0.05～0.4mm，在保持溫度350～500℃下實施中間退火，以冷軋率為10～50％進行冷軋使最終板厚為40～200μm。
本發(fā)明的第4實施方式為硬釬焊前的抗張力為240MPa或以下、硬釬焊后的抗張力為150MPa或以上的熱交換器用高強度鋁合金散熱片材的制造方法，其特征在于，注入含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，將作為雜質(zhì)的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的雜質(zhì)和Al組成的熔融金屬，利用雙帶式鑄造機連續(xù)鑄造厚度為5～10mm的薄板坯并卷入軋輥，然后冷軋至板坯厚為0.08～2.0mm，在350～500℃下實施中間退火，進行冷軋率為50～96％的冷軋使最終板厚為40～200μm后，實施保持溫度300～400℃的最終退火。
本發(fā)明的第5實施方式為硬釬焊前的抗張力為240MPa或以下、硬釬焊后的抗張力為150MPa或以上的熱交換器用高強度鋁合金散熱片材的制造方法，其特征在于，注入含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，作為雜質(zhì)的Mg限定在0.05wt％以下，剩余部分由通常的雜質(zhì)和Al組成的熔融金屬，利用雙帶式鑄造機連續(xù)鑄造厚度為5～10mm的薄板坯并卷入軋輥后，冷軋至板坯厚為0.08～2.0mm，通過連續(xù)退火爐以升溫速度100℃/分以上、保持時間為5分鐘以內(nèi)的條件進行350～500℃的中間退火后，進行冷軋率為50～96％的冷軋使最終板厚為40～200μm，然后實施保持溫度300～400℃的最終退火。
發(fā)明效果本發(fā)明提供具有使散熱片材成形容易的適當?shù)挠测F焊前抗張力、和硬釬焊后的高強度，傳熱特性、抗塌性、耐腐蝕性、自身耐腐蝕性、犧牲陽極效果優(yōu)異的熱交換器用鋁合金散熱片材。
具體實施例方式
本發(fā)明人為了開發(fā)滿足熱交換用散熱片材薄化要求的鋁合金散熱片材，對于強度特性、傳熱性能、抗塌性、耐腐蝕性、自身耐腐蝕性和犧牲陽極效果，比較了由以往的DC板坯鑄造得到的軋材和由雙帶式連續(xù)鑄造得到的軋材，同時對其與組成、中間退火條件、壓下率的關(guān)系進行了各種研究，結(jié)果完成了本發(fā)明。
以下說明本發(fā)明的熱交換器用鋁合金散熱片材中的合金成分的意義和限定理由。
Si與Fe、Mn共存，在硬釬焊時生成亞微細粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si類化合物，使強度提高，同時減少Mn的固溶量提高熱傳導率。Si的含量小于0.8wt％時其效果不充分，如超過1.4wt％，則在硬釬焊時有可能發(fā)生散熱片材熔融。因此，優(yōu)選的含有范圍為0.8～1.4wt％。Si的進一步優(yōu)選含量為0.9～1.4wt％的范圍。
Fe與Mn、Si共存，在硬釬焊時生成亞微細粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si類化合物，使強度提高的同時減少Mn的固溶量，提高熱傳導率。Fe的含量小于0.15wt％時由于必需高純度的基材，因此制造成本變高不優(yōu)選。如超過0.7wt％，則在鑄造合金時生成粗大的Al-(Fe·Mn)-Si類結(jié)晶物，板坯材的制造變難。因此，優(yōu)選的含有范圍為0.15～0.7wt％。Fe的進一步優(yōu)選含量為0.17～0.6wt％的范圍。
Mn通過與Fe、Si共存，在硬釬焊時作為亞微細粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si類化合物高密度析出，使硬釬焊后的合金材料的強度提高。另外由于亞微細粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si類結(jié)晶物具有強的重結(jié)晶阻止作用，因此重結(jié)晶粒為500μm或以上，變得粗大，抗塌性和耐腐蝕性提高。Mn小于1.5wt％時其效果不充分，如超過3.0wt％，則在鑄造合金時生成粗大的Al-(Fe·Mn)-Si類結(jié)晶物，板坯材的制造變難，同時Mn的固溶量增加，熱傳導率降低。因此，優(yōu)選的含有范圍為1.5～3.0wt％。Mn的進一步優(yōu)選含量為1.8～3.0wt％的范圍。
Zn使散熱片材的電位低，賦予犧牲陽極效果。含量小于0.5wt％時其效果不充分，超過2.5wt％時材料的自身耐腐蝕性變差，并且由于Zn的固溶導致熱傳導率降低。因此，優(yōu)選的含有范圍為0.5～2.5wt％。Zn的進一步優(yōu)選含量為1.0～1.5wt％的范圍。
Mg影響硬釬焊性，含量超過0.05wt％時有可能損害硬釬焊性。特別是氟化物類助熔劑硬釬焊時，作為助熔劑成分的氟(F)和合金中的Mg易發(fā)生反應(yīng)，由于生成Mg2F等化合物而導致硬釬焊時有效作用的助熔劑的絕對量不足，易發(fā)生硬釬焊故障。因此，作為雜質(zhì)的Mg的含量限定在0.05wt％或以下。
對于Mg以外的雜質(zhì)成分，Cu由于使材料的電位高，因此優(yōu)選限制在0.2wt％或以下，由于Cr、Zr、Ti、V即使是微量也會顯著降低材料的熱傳導率，因此這些元素的總含量優(yōu)選限定在0.20wt％或以下。
以下說明本發(fā)明的薄板坯的鑄造條件、中間退火條件、最終冷軋率的意義和限定理由。
雙帶式鑄造法是在上下相對的進行著水冷的旋轉(zhuǎn)帶之間注入熔融金屬，利用帶面的冷卻使熔融金屬凝固而制成板坯，并從帶的反注入側(cè)將該板坯連續(xù)拉出，卷成線圈狀的連續(xù)鑄造方法。
在本發(fā)明中，優(yōu)選鑄造的板坯的厚度為5～10mm。為該厚度時，板坯厚中央部的凝固速度也快，能夠得到具有均勻組織，且為本發(fā)明范圍的組成時粗大化合物少、并且硬釬焊后結(jié)晶粒徑大的諸性質(zhì)優(yōu)異的散熱片材。
利用雙帶式鑄造機的薄板坯厚度如小于5mm，則單位時間通過鑄造機的鋁量過少，鑄造變得困難。相反如厚度超過10mm，則不能利用軋輥卷取，因此板坯厚的范圍優(yōu)選為5～10mm。
應(yīng)說明的是，熔融金屬凝固時的鑄造速度優(yōu)選為5～15m/分鐘，優(yōu)選凝固在帶內(nèi)完成。鑄造速度小于5m/分鐘時，鑄造所需時間過長，生產(chǎn)性降低，因此不優(yōu)選。鑄造速度超過15m/分鐘時，不追加提供熔融鋁，難以得到規(guī)定形狀的薄板坯。
中間退火的保持溫度優(yōu)選為350～500℃。中間退火的保持溫度小于350℃時，不能得到充分的軟化狀態(tài)。但是，如果中間退火的保持溫度超過500℃，則硬釬焊時析出的大部分固溶Mn在高溫下的中間退火時作為比較大的Al-(Fe·Mn)-Si類化合物析出，因此硬釬焊時的重結(jié)晶阻止作用變?nèi)酰亟Y(jié)晶粒徑小于500μm，抗塌性和耐腐蝕性降低。
對中間退火的保持時間不需特別限定，但優(yōu)選在1～5小時的范圍。中間退火的保持時間小于1小時，線圈全體的溫度不均勻，可能無法得到板坯中均勻的重結(jié)晶組織，因此不優(yōu)選。中間退火的保持時間如超過5小時，則不僅固溶Mn析出，不利于穩(wěn)定地確保硬釬焊后的重結(jié)晶粒徑為500μm或以上，而且處理所用的時間過長，生產(chǎn)性降低，因此不優(yōu)選。
中間退火處理時的升溫速度和冷卻速度無需特別限定，但優(yōu)選在30℃/小時或以上。如果中間退火處理時的升溫速度和冷卻速度小于30℃/小時，則不僅固溶Mn析出，不利于穩(wěn)定地確保硬釬焊后的重結(jié)晶粒徑為500μm或以上，而且處理所用的時間過長，生產(chǎn)性降低，因此不優(yōu)選。
利用連續(xù)退火爐的中間退火的溫度優(yōu)選為350～500℃。小于350℃時，則不能得到充分的軟化狀態(tài)。但是，如果保持溫度超過500℃，則硬釬焊時析出的大部分固溶Mn在高溫下的中間退火時作為比較大的Al-(Fe·Mn)-Si類化合物析出，因此硬釬焊時的重結(jié)晶阻止作用變?nèi)?，重結(jié)晶粒徑小于500μm，抗塌性和耐腐蝕性降低。
優(yōu)選連續(xù)退火的保持時間在5分鐘以內(nèi)。連續(xù)退火的保持時間超過5分鐘，則不僅固溶Mn析出，不利于穩(wěn)定地確保硬釬焊后的重結(jié)晶粒徑為500μm或以上，而且處理所用的時間過長，生產(chǎn)性降低，因此不優(yōu)選。
就連續(xù)退火處理時的升溫速度和冷卻速度而言，升溫速度優(yōu)選為100℃/分或以上。連續(xù)退火處理時的升溫速度小于100℃/分時，處理所用時間過長，生產(chǎn)性降低，因此不優(yōu)選。
最終冷軋率優(yōu)選為10～96％。最終冷軋率小于10％時，由冷軋積累的應(yīng)變能少，在硬釬焊時的升溫過程中重結(jié)晶不結(jié)束，因此抗塌性和耐腐蝕性降低。如最終冷軋率超過96％，則軋制時的裂邊變得明顯，合格率降低。應(yīng)說明的是，當由于組成使產(chǎn)品強度過高，散熱片材成形時難以得到規(guī)定散熱片材形狀時，即使在保持溫度300～400℃下對最終冷軋板坯進行1～3小時左右的最終退火(軟化處理)也不會損害各特性。特別是利用連續(xù)退火爐實施中間退火后，進一步在保持溫度300～400℃下對經(jīng)最終冷軋的板坯進行1～3小時左右最終退火(軟化處理)得到的散熱片材的片成形性方面優(yōu)異，而且硬釬焊后的強度也高，抗塌性優(yōu)異。
本發(fā)明的鋁合金散熱片材如下得到用雙帶式鑄造機連續(xù)鑄造厚度為5～10mm的薄板坯，并卷入軋輥后，冷軋至板坯厚為0.05～2.0mm，在保持溫度350～500℃下實施中間退火，進行冷軋率為10～96％的冷軋使最終板厚為40～200μm，然后根據(jù)需要實施在保持溫度300～400℃下的最終退火(軟化處理)。將該板坯材縱向剪切為規(guī)定寬度后，進行波紋加工，與工作流體通路用材料、例如包括由被覆了焊料的3003合金等構(gòu)成的復合板坯的扁平管交互層壓，通過硬釬焊接合，制成熱交換器單元。
通過本發(fā)明的方法，利用雙帶式鑄造機薄鑄造板坯時，Al-(Fe·Mn)-Si類化合物均勻且微細地在板坯中析晶，同時在母相Al中過飽和地固溶的Mn和Si由于硬釬焊時的高溫加熱而作為亞微細粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si相高密度析出。由此，使熱傳導性大大降低的基質(zhì)中的固溶Mn量變少，因此硬釬焊后的電傳導率變高，顯示優(yōu)異的熱傳導性。另外由于同樣的理由，阻礙了微細地析出的Al-(Fe·Mn)-Si類化合物和高密度析出的亞微細粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si相在塑性變形時的轉(zhuǎn)位運動，因此硬釬焊后的最終板坯的抗張力顯示高的值。并且，由于硬釬焊時析出的亞微細粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si相具有強的重結(jié)晶阻止作用，因此硬釬焊后的重結(jié)晶粒徑為500μm或以上，所以抗塌性良好，由于同樣的理由，在硬釬焊后也顯示了優(yōu)異的耐腐蝕性。由于本發(fā)明的Mn含量限定為1.5wt％或以上，因此硬釬焊后的重結(jié)晶粒的平均粒徑即使超過3000μm，抗張力也不會降低。
而且，雙帶式鑄造機的熔融金屬的凝固速度快，析出在薄板坯中的Al-(Fe·Mn)-Si類化合物均勻、微細。因此就最終的散熱片材而言，不存在粗大結(jié)晶物引起的圓相當徑在5μm以上的第二相粒子，表現(xiàn)了優(yōu)異的自身耐腐蝕性。
這樣通過利用雙帶式連續(xù)鑄造法鑄造薄板坯，能夠使薄板坯鑄塊中的Al-(Fe·Mn)-Si化合物均勻且微細，使硬釬焊后的亞微細粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si相結(jié)晶物高密度化，同時硬釬焊后的結(jié)晶粒徑變得粗大，為500μm或以上，由此硬釬焊后的強度、熱傳導率、抗塌性、耐腐蝕性、自身耐腐蝕性提高，同時通過含有Zn，使材料的電位低，犧牲陽極效果優(yōu)異，可制成持久性優(yōu)異的熱交換器用鋁合金散熱片材。
實施例以下對比說明本發(fā)明的實施例和比較例。
實施例1作為本發(fā)明例和比較例，溶制表1所示的合金號1～13的組成的熔融合金，使其通過陶瓷制濾器注入雙帶式鑄造鑄模中，以8m/分鐘的鑄造速度得到厚度為7mm的板坯。熔融金屬凝固時冷卻速度為50℃/秒。冷軋該板坯至表2所示的板坯厚，制成板狀，以50℃/小時的升溫速度、在表2所示各溫度下保持2小時，實施冷卻速度為50℃/小時(至100℃)的中間退火，使其軟化。接著冷軋該板得到厚度為50μm的散熱片材。
作為比較例，溶制表1所示合金號14、15組成的熔融合金，通過常法的DC鑄造(厚度500mm、凝固時冷卻速度約1℃/秒)、端面車削、均熱處理、熱軋、冷軋(厚84μm)、中間退火(400℃× 2小時)、冷軋來制造厚度50μm的散熱片材。
對所得本發(fā)明例和比較例的散熱片材進行下述(1)～(3)的測定。
(1)所得散熱片材的抗張力(MPa)(2)假定硬釬焊溫度，在600～605℃下加熱3.5分鐘，冷卻后測定下述項目[1]抗張力(MPa)[2]電拋光表面，利用巴克法(バ一カ一法)露出結(jié)晶粒組織后，用切斷法測定平行于軋制方向的結(jié)晶粒徑(μm)[3]將銀-氯化銀電極作為參比電極，在5％食鹽水中浸漬60分鐘后的自然電位(mV)[4]將銀-氯化銀電極作為參比電極，利用在5％食鹽水中以電位掃描速度20mV/分進行的陰極極化求出的腐蝕電流密度(μA/cm2)[5]利用JIS-H0505記載的導電性試驗法的電導率[％IACS](3)在LWST8801記載的流掛試驗方法中，投影長度為50mm的流掛量(mm)(4)將加工成波紋狀的散熱片材載置在涂布有非腐蝕性氟化物類助熔劑的厚0.25mm的硬釬焊片材(硬釬料4045合金覆蓋率8％)的硬釬料面上(負荷荷重324g)，以升溫速度50℃/分加熱至605℃，保持5分鐘。冷卻后，觀察硬釬焊切面，散熱片材結(jié)晶粒界的腐蝕輕微者記為良(○)，腐蝕嚴重、散熱片材熔融明顯者記為不良(×)。應(yīng)說明的是，波紋形狀如下所示波紋形狀高2.3mm×寬21mm×節(jié)距3.4mm，10個峰結(jié)果示于表3。




由表3結(jié)果可知，本發(fā)明的散熱片材在硬釬焊后的抗張力、耐腐蝕性、抗塌性、犧牲陽極效果以及自身耐腐蝕性均良好。比較例的散熱片材號8的Mn含量低，硬釬焊后的抗張力低。比較例的散熱片材號9的Mn含量多，鑄造時生成巨大結(jié)晶物，冷軋中發(fā)生破裂不能得到生散熱片材。比較例的散熱片材號10的Si含量少，硬釬焊后的抗張力低。比較例的散熱片材號11的Si含量多，耐腐蝕性差。比較例的散熱片材號12的Fe含量多，鑄造時生成巨大結(jié)晶物，冷軋中發(fā)生破裂不能得到生散熱片材。
比較例的散熱片材號13的Zn含量低，自然電位高，犧牲陽極效果差。比較例的散熱片材號14的Zn含量多，腐蝕電流密度高，自身耐腐蝕性差。比較例的散熱片材號15、16的最終Red高，硬釬焊前的抗張力高，散熱片材成形困難。比較例的散熱片材號17的中間退火溫度低，硬釬焊前的抗張力高，并且流掛量也大，抗塌性差。比較例的散熱片材號18的中間退火溫度高，硬釬焊后的結(jié)晶粒徑小，耐腐蝕性差，并且流掛量也大，抗塌性差。通過常法的DC鑄造(厚度50mm、凝固時冷卻速度約1℃/秒)、端面車削、均熱處理、熱軋、冷軋(厚度84μm)、中間退火(400℃×2小時)、冷軋得到的Mn含量低的比較例的散熱片材號19和Si、Mn含量低的比較例的散熱片材號20的硬釬焊后的抗張力低，硬釬焊后的結(jié)晶粒徑小，耐腐蝕性差，并且腐蝕電流密度高，自身耐腐蝕性差。
作為實施例和比較例，分割實施例1所得的表1所示合金號1和2的組成的溶制雙帶鑄造板坯，在表4所示的各制板坯條件下冷軋至中間退火板坯厚，然后在連續(xù)退火爐中以升溫速度100℃/秒加熱，保持在450℃，通過水冷卻實施中間退火使其軟化。接著，以表4所示的最終冷軋率冷軋該板，使厚度為50μm。進而，對于實施例的散熱片材號21～23和比較例的散熱片材號27～30，實施升溫速度50℃/小時、在表4所示的各溫度下保持2小時、冷卻速度50℃/小時(至100℃)的最終退火，使其軟化得到散熱片材。以實施例1所示的方法評價這些散熱片材的硬釬焊前的抗張力、硬釬焊后的抗張力、硬釬焊后的結(jié)晶粒徑、耐腐蝕性、抗塌性、犧牲陽極效果和自身耐腐蝕性，結(jié)果示于表4。



由表5結(jié)果可知，利用本發(fā)明方法制造的散熱片材號21、22和23的硬釬焊后的抗張力、耐腐蝕性、抗塌性、犧牲陽極效果以及自身耐腐蝕性均良好。與此相對，比較例的最終冷軋率高、未進行最終退火的散熱片材號24、25和26的硬釬焊前的抗張力高、散熱片材成形困難，并且流掛量也大，抗塌性差。比較例的最終退火溫度低的散熱片材號27、28的硬釬焊前的抗張力高、散熱片材成形困難，并且流掛量也大，抗塌性差。比較例的最終退火溫度高的散熱片材號29、30的硬釬焊前的抗張力低、變成O形材，延伸分別高達11％和12％，散熱片材成形困難，較差。
產(chǎn)業(yè)實用性本發(fā)明提供具有使散熱片材成形容易的適度的硬釬焊前強度、且在硬釬焊后也具有高強度，而且抗塌性、耐腐蝕性、自身耐腐蝕性、犧牲陽極效果優(yōu)異的熱交換器用鋁合金散熱片材及其制造方法。
權(quán)利要求
1.一種強度高且傳熱特性、耐腐蝕性、抗塌性、犧牲陽極效果、自身耐腐蝕性優(yōu)異的熱交換器用高強度鋁合金散熱片材，其特征在于，含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，將作為雜質(zhì)的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的雜質(zhì)和Al組成，硬釬焊前的抗張力為240MPa或以下，硬釬焊后的抗張力為150MPa或以上。
2.一種強度高且傳熱特性、耐腐蝕性、抗塌性、犧牲陽極效果、自身耐腐蝕性優(yōu)異的熱交換器用高強度鋁合金散熱片材，其特征在于，含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，將作為雜質(zhì)的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的雜質(zhì)和Al組成，硬釬焊前的抗張力為240MPa或以下，硬釬焊后的抗張力為150MPa或以上，且硬釬焊后的重結(jié)晶粒徑為500μm或以上。
3.一種熱交換器用高強度鋁合金散熱片材的制造方法，該熱交換器用高強度鋁合金散熱片材硬釬焊前的抗張力為240MPa或以下，硬釬焊后的抗張力為150MPa或以上，其特征在于，注入含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，將作為雜質(zhì)的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的雜質(zhì)和Al組成的熔融金屬，利用雙帶式鑄造機連續(xù)鑄造厚度為5～10mm的薄板坯并將其卷入軋輥，然后冷軋至板坯厚為0.05～0.4mm，在保持溫度350～500℃下實施中間退火，進行冷軋率為10～50％的冷軋使最終板厚為40～200μm。
4.一種熱交換器用高強度鋁合金散熱片材的制造方法，該熱交換器用高強度鋁合金散熱片材硬釬焊前的抗張力為240MPa或以下，硬釬焊后的抗張力為150MPa或以上，其特征在于，注入含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，將作為雜質(zhì)的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的雜質(zhì)和Al組成的熔融金屬，利用雙帶式鑄造機連續(xù)鑄造厚度為5～10mm的薄板坯并將其卷入軋輥，然后冷軋至板坯厚為0.08～2.0mm，在350～500下實施中間退火，進行冷軋率為50～96％的冷軋使最終板厚為40～200μm后，在保持溫度300～400℃下實施最終退火。
5.權(quán)利要求4所述的熱交換器用高強度鋁合金散熱片材的制造方法，其特征在于，通過連續(xù)退火爐以升溫速度100℃/分或以上、且保持時間為5分鐘以內(nèi)的條件實施所述350～500℃的中間退火。
全文摘要
本發(fā)明提供硬釬焊后也具有高強度、抗塌性、耐腐蝕性、自身耐腐蝕性、犧牲陽極效果優(yōu)異的熱交換器用鋁合金散熱片材及其制造方法。注入含有Si0.5～1.5wt％、Fe0.15～1.0wt％、Mn0.8～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，雜質(zhì)Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的雜質(zhì)和Al組成的熔融金屬，利用雙帶式鑄造機連續(xù)鑄造厚度為5～10mm的薄板坯并將其卷入軋輥，然后冷軋至板坯厚為0.05～2.0mm，在350～500℃下實施中間退火，進行冷軋率為10～96％的冷軋使最終板厚為40μm～200μm后，根據(jù)需要實施保持溫度300～400℃的最終退火(軟化處理)。
文檔編號C22F1/04GK1914340SQ200580003858
公開日2007年2月14日 申請日期2005年1月28日 優(yōu)先權(quán)日2004年2月3日
發(fā)明者沖義人, 鈴木秀紀, 杉山治男, 穴見敏也, 佐佐木智浩 申請人:日本輕金屬株式會社