热交换器用高强度铝合金散热片材及其制造方法

专利名称：热交换器用高强度铝合金散热片材及其制造方法
技术领域：
本发明涉及硬钎焊性优异的热交换器用铝合金散热片材及其制造方法，详细地说涉及用于散热器、车辆加热器、汽车空调器等的散热片和工作流体通路构成材料通过硬钎焊接合的热交换器的铝合金散热片材，由于硬钎焊前的强度适宜因此散热片材成形容易，即硬钎焊前的强度不会过高而使散热片材成形困难，而且硬钎焊后的强度高且传热特性、耐腐蚀性、抗塌性、牺牲阳极效果、自身耐腐蚀性优异的热交换器用铝合金散热片材及其制造方法。
背景技术：
汽车的散热器、空调器、中间冷却器、油冷却器等热交换器是将由Al-Cu类合金、Al-Mn类合金、Al-Mn-Cu类合金等构成的工作流体通路构成材料和由Al-Mn类合金等构成的散热片材通过硬钎焊组装而成的。为了防止腐蚀工作流体通路构成材料，要求散热片材具有牺牲阳极效果，同时为了防止硬钎焊时的高温加热导致的变形、焊料的渗透，要求优异的抗塌性、耐腐蚀性。
使用JIS3003、JIS3203等Al-Mn类铝合金作为散热片材是因为Mn有效防止硬钎焊时的变形、焊料的腐蚀。为了赋予Al-Mn类合金散热片材牺牲阳极效果，有在该合金中添加Zn、Sn、In等使其电化学上变差的方法(专利文献1(日本特开昭62-120455号公报))等，为了进一步提高耐高温流挂性(抗塌性)有使Al-Mn类合金含有Cr、Ti、Zr等的方法(专利文献2(日本特开昭50-118919号公报))等。
但是，最近越来越强烈地要求热交换器的轻质化、降低成本，进一步薄化工作流动通路构成材料、散热片材等热交换器构成材料成为必要。然而，如果将散热片材薄化则传热截面积变小，热交换性能降低，作为产品的热交换器的强度、持久性也产生问题，因此希望更加高的热传导性、硬钎焊后的强度、抗塌性、耐腐蚀性、自身耐腐蚀性。
以往的Al-Mn类合金硬钎焊时由于加热，Mn固溶，因此有热传导性降低的问题。作为解决该难点的散热片材，提出了将Mn含量限制在0.8wt％以下、含有Zr0.02～0.2wt％和Si0.1～0.8％的铝合金(专利文献3(日本特公昭63-23260号公报))。该合金热传导率改善了，但由于Mn少，硬钎焊后的强度不充分，作为热交换器使用时易发生散热片材损坏或变形，并且电位不够低，因此具有牺牲阳极效果小的缺点。
另外还提出了通过加速冷却注入熔融铝合金铸造平板坯时的冷却速度，使得即使Si、Mn含量等为0.05～1.5质量％，在平板坯阶段析出的金属间化合物的大小也能减小到最大值5μm以下，由这种平板坯经轧制工序，提高散热片材疲劳特性(专利文献4(日本特开2001-226730号公报))。但是，该发明是以提高疲劳寿命为目的，对于加快制造平板坯时的冷却速度的方法虽有薄化铸造平板坯等的记载，但没有利用实际操作规模的双带铸造机进行薄板坯连续铸造等的具体公开。
专利文献1日本特开昭62-120455号公报专利文献2日本特开昭50-118919号公报专利文献3日本特公昭63-23260号公报专利文献4日本特开2001-226730号公报发明内容发明所要解决的技术问题本发明的目的在于提供具有散热片材成形容易的适度的硬钎焊前强度、在硬钎焊后具有高强度，且抗塌性、耐腐蚀性、自身耐腐蚀性、牺牲阳极效果优异的热交换器用铝合金散热片材及其制造方法。
解决技术问题的方法为了达到上述目的，本发明的热交换器用铝合金散热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％，将作为杂质的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的杂质和Al组成的熔融金属，利用双带式铸造机连续铸造厚度为5～10mm的薄板坯后，冷轧至板坯厚为0.05～2.0mm，在350～500℃下实施中间退火，进行冷轧率为10～96％的冷轧使最终板厚为40～200μm后，根据需要在保持温度300～400℃下实施最终退火(软化处理)。本发明包括以下记载的5个实施方式。连续铸造的薄板坯在卷入轧辊后进行冷轧。
本发明的第1实施方式为高强度且传热特性、耐腐蚀性、抗塌性、牺牲阳极效果、自身耐腐蚀性优异的热交换器用高强度铝合金散热片材，其特征在于，含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，将作为杂质的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的杂质和Al组成，硬钎焊前的抗张力为240MPa或以下、硬钎焊后的抗张力为150MPa或以上。
本发明的第2实施方式为强度高且传热特性、耐腐蚀性、抗塌性、牺牲阳极效果、自身耐腐蚀性优异的热交换器用高强度铝合金散热片材，其特征在于，含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，将作为杂质的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的杂质和Al组成，硬钎焊前的抗张力为240MPa或以下、硬钎焊后的抗张力为150MPa或以上、且硬钎焊后的重结晶粒径为500μm或以上。
本发明的第3实施方式为硬钎焊前的抗张力为240MPa或以下、硬钎焊后的抗张力为150MPa或以上的热交换器用高强度铝合金散热片材的制造方法，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％，将作为杂质的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的杂质和Al组成的熔融金属，利用双带式铸造机连续铸造厚度为5～10mm的薄板坯并卷入轧辊，然后冷轧至板坯厚为0.05～0.4mm，在保持温度350～500℃下实施中间退火，以冷轧率为10～50％进行冷轧使最终板厚为40～200μm。
本发明的第4实施方式为硬钎焊前的抗张力为240MPa或以下、硬钎焊后的抗张力为150MPa或以上的热交换器用高强度铝合金散热片材的制造方法，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％，将作为杂质的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的杂质和Al组成的熔融金属，利用双带式铸造机连续铸造厚度为5～10mm的薄板坯并卷入轧辊，然后冷轧至板坯厚为0.08～2.0mm，在350～500℃下实施中间退火，进行冷轧率为50～96％的冷轧使最终板厚为40～200μm后，实施保持温度300～400℃的最终退火。
本发明的第5实施方式为硬钎焊前的抗张力为240MPa或以下、硬钎焊后的抗张力为150MPa或以上的热交换器用高强度铝合金散热片材的制造方法，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％，作为杂质的Mg限定在0.05wt％以下，剩余部分由通常的杂质和Al组成的熔融金属，利用双带式铸造机连续铸造厚度为5～10mm的薄板坯并卷入轧辊后，冷轧至板坯厚为0.08～2.0mm，通过连续退火炉以升温速度100℃/分以上、保持时间为5分钟以内的条件进行350～500℃的中间退火后，进行冷轧率为50～96％的冷轧使最终板厚为40～200μm，然后实施保持温度300～400℃的最终退火。
发明效果本发明提供具有使散热片材成形容易的适当的硬钎焊前抗张力、和硬钎焊后的高强度，传热特性、抗塌性、耐腐蚀性、自身耐腐蚀性、牺牲阳极效果优异的热交换器用铝合金散热片材。
具体实施例方式
本发明人为了开发满足热交换用散热片材薄化要求的铝合金散热片材，对于强度特性、传热性能、抗塌性、耐腐蚀性、自身耐腐蚀性和牺牲阳极效果，比较了由以往的DC板坯铸造得到的轧材和由双带式连续铸造得到的轧材，同时对其与组成、中间退火条件、压下率的关系进行了各种研究，结果完成了本发明。
以下说明本发明的热交换器用铝合金散热片材中的合金成分的意义和限定理由。
Si与Fe、Mn共存，在硬钎焊时生成亚微细粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si类化合物，使强度提高，同时减少Mn的固溶量提高热传导率。Si的含量小于0.8wt％时其效果不充分，如超过1.4wt％，则在硬钎焊时有可能发生散热片材熔融。因此，优选的含有范围为0.8～1.4wt％。Si的进一步优选含量为0.9～1.4wt％的范围。
Fe与Mn、Si共存，在硬钎焊时生成亚微细粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si类化合物，使强度提高的同时减少Mn的固溶量，提高热传导率。Fe的含量小于0.15wt％时由于必需高纯度的基材，因此制造成本变高不优选。如超过0.7wt％，则在铸造合金时生成粗大的Al-(Fe·Mn)-Si类结晶物，板坯材的制造变难。因此，优选的含有范围为0.15～0.7wt％。Fe的进一步优选含量为0.17～0.6wt％的范围。
Mn通过与Fe、Si共存，在硬钎焊时作为亚微细粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si类化合物高密度析出，使硬钎焊后的合金材料的强度提高。另外由于亚微细粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si类结晶物具有强的重结晶阻止作用，因此重结晶粒为500μm或以上，变得粗大，抗塌性和耐腐蚀性提高。Mn小于1.5wt％时其效果不充分，如超过3.0wt％，则在铸造合金时生成粗大的Al-(Fe·Mn)-Si类结晶物，板坯材的制造变难，同时Mn的固溶量增加，热传导率降低。因此，优选的含有范围为1.5～3.0wt％。Mn的进一步优选含量为1.8～3.0wt％的范围。
Zn使散热片材的电位低，赋予牺牲阳极效果。含量小于0.5wt％时其效果不充分，超过2.5wt％时材料的自身耐腐蚀性变差，并且由于Zn的固溶导致热传导率降低。因此，优选的含有范围为0.5～2.5wt％。Zn的进一步优选含量为1.0～1.5wt％的范围。
Mg影响硬钎焊性，含量超过0.05wt％时有可能损害硬钎焊性。特别是氟化物类助熔剂硬钎焊时，作为助熔剂成分的氟(F)和合金中的Mg易发生反应，由于生成Mg2F等化合物而导致硬钎焊时有效作用的助熔剂的绝对量不足，易发生硬钎焊故障。因此，作为杂质的Mg的含量限定在0.05wt％或以下。
对于Mg以外的杂质成分，Cu由于使材料的电位高，因此优选限制在0.2wt％或以下，由于Cr、Zr、Ti、V即使是微量也会显著降低材料的热传导率，因此这些元素的总含量优选限定在0.20wt％或以下。
以下说明本发明的薄板坯的铸造条件、中间退火条件、最终冷轧率的意义和限定理由。
双带式铸造法是在上下相对的进行着水冷的旋转带之间注入熔融金属，利用带面的冷却使熔融金属凝固而制成板坯，并从带的反注入侧将该板坯连续拉出，卷成线圈状的连续铸造方法。
在本发明中，优选铸造的板坯的厚度为5～10mm。为该厚度时，板坯厚中央部的凝固速度也快，能够得到具有均匀组织，且为本发明范围的组成时粗大化合物少、并且硬钎焊后结晶粒径大的诸性质优异的散热片材。
利用双带式铸造机的薄板坯厚度如小于5mm，则单位时间通过铸造机的铝量过少，铸造变得困难。相反如厚度超过10mm，则不能利用轧辊卷取，因此板坯厚的范围优选为5～10mm。
应说明的是，熔融金属凝固时的铸造速度优选为5～15m/分钟，优选凝固在带内完成。铸造速度小于5m/分钟时，铸造所需时间过长，生产性降低，因此不优选。铸造速度超过15m/分钟时，不追加提供熔融铝，难以得到规定形状的薄板坯。
中间退火的保持温度优选为350～500℃。中间退火的保持温度小于350℃时，不能得到充分的软化状态。但是，如果中间退火的保持温度超过500℃，则硬钎焊时析出的大部分固溶Mn在高温下的中间退火时作为比较大的Al-(Fe·Mn)-Si类化合物析出，因此硬钎焊时的重结晶阻止作用变弱，重结晶粒径小于500μm，抗塌性和耐腐蚀性降低。
对中间退火的保持时间不需特别限定，但优选在1～5小时的范围。中间退火的保持时间小于1小时，线圈全体的温度不均匀，可能无法得到板坯中均匀的重结晶组织，因此不优选。中间退火的保持时间如超过5小时，则不仅固溶Mn析出，不利于稳定地确保硬钎焊后的重结晶粒径为500μm或以上，而且处理所用的时间过长，生产性降低，因此不优选。
中间退火处理时的升温速度和冷却速度无需特别限定，但优选在30℃/小时或以上。如果中间退火处理时的升温速度和冷却速度小于30℃/小时，则不仅固溶Mn析出，不利于稳定地确保硬钎焊后的重结晶粒径为500μm或以上，而且处理所用的时间过长，生产性降低，因此不优选。
利用连续退火炉的中间退火的温度优选为350～500℃。小于350℃时，则不能得到充分的软化状态。但是，如果保持温度超过500℃，则硬钎焊时析出的大部分固溶Mn在高温下的中间退火时作为比较大的Al-(Fe·Mn)-Si类化合物析出，因此硬钎焊时的重结晶阻止作用变弱，重结晶粒径小于500μm，抗塌性和耐腐蚀性降低。
优选连续退火的保持时间在5分钟以内。连续退火的保持时间超过5分钟，则不仅固溶Mn析出，不利于稳定地确保硬钎焊后的重结晶粒径为500μm或以上，而且处理所用的时间过长，生产性降低，因此不优选。
就连续退火处理时的升温速度和冷却速度而言，升温速度优选为100℃/分或以上。连续退火处理时的升温速度小于100℃/分时，处理所用时间过长，生产性降低，因此不优选。
最终冷轧率优选为10～96％。最终冷轧率小于10％时，由冷轧积累的应变能少，在硬钎焊时的升温过程中重结晶不结束，因此抗塌性和耐腐蚀性降低。如最终冷轧率超过96％，则轧制时的裂边变得明显，合格率降低。应说明的是，当由于组成使产品强度过高，散热片材成形时难以得到规定散热片材形状时，即使在保持温度300～400℃下对最终冷轧板坯进行1～3小时左右的最终退火(软化处理)也不会损害各特性。特别是利用连续退火炉实施中间退火后，进一步在保持温度300～400℃下对经最终冷轧的板坯进行1～3小时左右最终退火(软化处理)得到的散热片材的片成形性方面优异，而且硬钎焊后的强度也高，抗塌性优异。
本发明的铝合金散热片材如下得到用双带式铸造机连续铸造厚度为5～10mm的薄板坯，并卷入轧辊后，冷轧至板坯厚为0.05～2.0mm，在保持温度350～500℃下实施中间退火，进行冷轧率为10～96％的冷轧使最终板厚为40～200μm，然后根据需要实施在保持温度300～400℃下的最终退火(软化处理)。将该板坯材纵向剪切为规定宽度后，进行波纹加工，与工作流体通路用材料、例如包括由被覆了焊料的3003合金等构成的复合板坯的扁平管交互层压，通过硬钎焊接合，制成热交换器单元。
通过本发明的方法，利用双带式铸造机薄铸造板坯时，Al-(Fe·Mn)-Si类化合物均匀且微细地在板坯中析晶，同时在母相Al中过饱和地固溶的Mn和Si由于硬钎焊时的高温加热而作为亚微细粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si相高密度析出。由此，使热传导性大大降低的基质中的固溶Mn量变少，因此硬钎焊后的电传导率变高，显示优异的热传导性。另外由于同样的理由，阻碍了微细地析出的Al-(Fe·Mn)-Si类化合物和高密度析出的亚微细粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si相在塑性变形时的转位运动，因此硬钎焊后的最终板坯的抗张力显示高的值。并且，由于硬钎焊时析出的亚微细粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si相具有强的重结晶阻止作用，因此硬钎焊后的重结晶粒径为500μm或以上，所以抗塌性良好，由于同样的理由，在硬钎焊后也显示了优异的耐腐蚀性。由于本发明的Mn含量限定为1.5wt％或以上，因此硬钎焊后的重结晶粒的平均粒径即使超过3000μm，抗张力也不会降低。
而且，双带式铸造机的熔融金属的凝固速度快，析出在薄板坯中的Al-(Fe·Mn)-Si类化合物均匀、微细。因此就最终的散热片材而言，不存在粗大结晶物引起的圆相当径在5μm以上的第二相粒子，表现了优异的自身耐腐蚀性。
这样通过利用双带式连续铸造法铸造薄板坯，能够使薄板坯铸块中的Al-(Fe·Mn)-Si化合物均匀且微细，使硬钎焊后的亚微细粒水平的Al-(Fe·Mn)-Si相结晶物高密度化，同时硬钎焊后的结晶粒径变得粗大，为500μm或以上，由此硬钎焊后的强度、热传导率、抗塌性、耐腐蚀性、自身耐腐蚀性提高，同时通过含有Zn，使材料的电位低，牺牲阳极效果优异，可制成持久性优异的热交换器用铝合金散热片材。
实施例以下对比说明本发明的实施例和比较例。
实施例1作为本发明例和比较例，溶制表1所示的合金号1～13的组成的熔融合金，使其通过陶瓷制滤器注入双带式铸造铸模中，以8m/分钟的铸造速度得到厚度为7mm的板坯。熔融金属凝固时冷却速度为50℃/秒。冷轧该板坯至表2所示的板坯厚，制成板状，以50℃/小时的升温速度、在表2所示各温度下保持2小时，实施冷却速度为50℃/小时(至100℃)的中间退火，使其软化。接着冷轧该板得到厚度为50μm的散热片材。
作为比较例，溶制表1所示合金号14、15组成的熔融合金，通过常法的DC铸造(厚度500mm、凝固时冷却速度约1℃/秒)、端面车削、均热处理、热轧、冷轧(厚84μm)、中间退火(400℃× 2小时)、冷轧来制造厚度50μm的散热片材。
对所得本发明例和比较例的散热片材进行下述(1)～(3)的测定。
(1)所得散热片材的抗张力(MPa)(2)假定硬钎焊温度，在600～605℃下加热3.5分钟，冷却后测定下述项目[1]抗张力(MPa)[2]电抛光表面，利用巴克法(バ一カ一法)露出结晶粒组织后，用切断法测定平行于轧制方向的结晶粒径(μm)[3]将银-氯化银电极作为参比电极，在5％食盐水中浸渍60分钟后的自然电位(mV)[4]将银-氯化银电极作为参比电极，利用在5％食盐水中以电位扫描速度20mV/分进行的阴极极化求出的腐蚀电流密度(μA/cm2)[5]利用JIS-H0505记载的导电性试验法的电导率[％IACS](3)在LWST8801记载的流挂试验方法中，投影长度为50mm的流挂量(mm)(4)将加工成波纹状的散热片材载置在涂布有非腐蚀性氟化物类助熔剂的厚0.25mm的硬钎焊片材(硬钎料4045合金覆盖率8％)的硬钎料面上(负荷荷重324g)，以升温速度50℃/分加热至605℃，保持5分钟。冷却后，观察硬钎焊切面，散热片材结晶粒界的腐蚀轻微者记为良(○)，腐蚀严重、散热片材熔融明显者记为不良(×)。应说明的是，波纹形状如下所示波纹形状高2.3mm×宽21mm×节距3.4mm，10个峰结果示于表3。




由表3结果可知，本发明的散热片材在硬钎焊后的抗张力、耐腐蚀性、抗塌性、牺牲阳极效果以及自身耐腐蚀性均良好。比较例的散热片材号8的Mn含量低，硬钎焊后的抗张力低。比较例的散热片材号9的Mn含量多，铸造时生成巨大结晶物，冷轧中发生破裂不能得到生散热片材。比较例的散热片材号10的Si含量少，硬钎焊后的抗张力低。比较例的散热片材号11的Si含量多，耐腐蚀性差。比较例的散热片材号12的Fe含量多，铸造时生成巨大结晶物，冷轧中发生破裂不能得到生散热片材。
比较例的散热片材号13的Zn含量低，自然电位高，牺牲阳极效果差。比较例的散热片材号14的Zn含量多，腐蚀电流密度高，自身耐腐蚀性差。比较例的散热片材号15、16的最终Red高，硬钎焊前的抗张力高，散热片材成形困难。比较例的散热片材号17的中间退火温度低，硬钎焊前的抗张力高，并且流挂量也大，抗塌性差。比较例的散热片材号18的中间退火温度高，硬钎焊后的结晶粒径小，耐腐蚀性差，并且流挂量也大，抗塌性差。通过常法的DC铸造(厚度50mm、凝固时冷却速度约1℃/秒)、端面车削、均热处理、热轧、冷轧(厚度84μm)、中间退火(400℃×2小时)、冷轧得到的Mn含量低的比较例的散热片材号19和Si、Mn含量低的比较例的散热片材号20的硬钎焊后的抗张力低，硬钎焊后的结晶粒径小，耐腐蚀性差，并且腐蚀电流密度高，自身耐腐蚀性差。
作为实施例和比较例，分割实施例1所得的表1所示合金号1和2的组成的溶制双带铸造板坯，在表4所示的各制板坯条件下冷轧至中间退火板坯厚，然后在连续退火炉中以升温速度100℃/秒加热，保持在450℃，通过水冷却实施中间退火使其软化。接着，以表4所示的最终冷轧率冷轧该板，使厚度为50μm。进而，对于实施例的散热片材号21～23和比较例的散热片材号27～30，实施升温速度50℃/小时、在表4所示的各温度下保持2小时、冷却速度50℃/小时(至100℃)的最终退火，使其软化得到散热片材。以实施例1所示的方法评价这些散热片材的硬钎焊前的抗张力、硬钎焊后的抗张力、硬钎焊后的结晶粒径、耐腐蚀性、抗塌性、牺牲阳极效果和自身耐腐蚀性，结果示于表4。



由表5结果可知，利用本发明方法制造的散热片材号21、22和23的硬钎焊后的抗张力、耐腐蚀性、抗塌性、牺牲阳极效果以及自身耐腐蚀性均良好。与此相对，比较例的最终冷轧率高、未进行最终退火的散热片材号24、25和26的硬钎焊前的抗张力高、散热片材成形困难，并且流挂量也大，抗塌性差。比较例的最终退火温度低的散热片材号27、28的硬钎焊前的抗张力高、散热片材成形困难，并且流挂量也大，抗塌性差。比较例的最终退火温度高的散热片材号29、30的硬钎焊前的抗张力低、变成O形材，延伸分别高达11％和12％，散热片材成形困难，较差。
产业实用性本发明提供具有使散热片材成形容易的适度的硬钎焊前强度、且在硬钎焊后也具有高强度，而且抗塌性、耐腐蚀性、自身耐腐蚀性、牺牲阳极效果优异的热交换器用铝合金散热片材及其制造方法。
权利要求
1.一种强度高且传热特性、耐腐蚀性、抗塌性、牺牲阳极效果、自身耐腐蚀性优异的热交换器用高强度铝合金散热片材，其特征在于，含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，将作为杂质的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的杂质和Al组成，硬钎焊前的抗张力为240MPa或以下，硬钎焊后的抗张力为150MPa或以上。
2.一种强度高且传热特性、耐腐蚀性、抗塌性、牺牲阳极效果、自身耐腐蚀性优异的热交换器用高强度铝合金散热片材，其特征在于，含有Si0.8～1.4wt％、Fe0.15～0.7wt％、Mn1.5～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，将作为杂质的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的杂质和Al组成，硬钎焊前的抗张力为240MPa或以下，硬钎焊后的抗张力为150MPa或以上，且硬钎焊后的重结晶粒径为500μm或以上。
3.一种热交换器用高强度铝合金散热片材的制造方法，该热交换器用高强度铝合金散热片材硬钎焊前的抗张力为240MPa或以下，硬钎焊后的抗张力为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％，将作为杂质的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的杂质和Al组成的熔融金属，利用双带式铸造机连续铸造厚度为5～10mm的薄板坯并将其卷入轧辊，然后冷轧至板坯厚为0.05～0.4mm，在保持温度350～500℃下实施中间退火，进行冷轧率为10～50％的冷轧使最终板厚为40～200μm。
4.一种热交换器用高强度铝合金散热片材的制造方法，该热交换器用高强度铝合金散热片材硬钎焊前的抗张力为240MPa或以下，硬钎焊后的抗张力为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％，将作为杂质的Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的杂质和Al组成的熔融金属，利用双带式铸造机连续铸造厚度为5～10mm的薄板坯并将其卷入轧辊，然后冷轧至板坯厚为0.08～2.0mm，在350～500下实施中间退火，进行冷轧率为50～96％的冷轧使最终板厚为40～200μm后，在保持温度300～400℃下实施最终退火。
5.权利要求4所述的热交换器用高强度铝合金散热片材的制造方法，其特征在于，通过连续退火炉以升温速度100℃/分或以上、且保持时间为5分钟以内的条件实施所述350～500℃的中间退火。
全文摘要
本发明提供硬钎焊后也具有高强度、抗塌性、耐腐蚀性、自身耐腐蚀性、牺牲阳极效果优异的热交换器用铝合金散热片材及其制造方法。注入含有Si0.5～1.5wt％、Fe0.15～1.0wt％、Mn0.8～3.0wt％、Zn0.5～2.5wt％，杂质Mg限定在0.05wt％或以下，剩余部分由通常的杂质和Al组成的熔融金属，利用双带式铸造机连续铸造厚度为5～10mm的薄板坯并将其卷入轧辊，然后冷轧至板坯厚为0.05～2.0mm，在350～500℃下实施中间退火，进行冷轧率为10～96％的冷轧使最终板厚为40μm～200μm后，根据需要实施保持温度300～400℃的最终退火(软化处理)。
文档编号C22F1/04GK1914340SQ200580003858
公开日2007年2月14日 申请日期2005年1月28日 优先权日2004年2月3日
发明者冲义人, 铃木秀纪, 杉山治男, 穴见敏也, 佐佐木智浩 申请人:日本轻金属株式会社