专利名称：用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法
技术领域：
本发明涉及利用双辊型连续铸轧法(或简称为连续铸轧法)和冷轧制备用钎焊的铝合金散热片材料的方法。
背景技术：
如
图1所示，通过钎焊装配的由铝合金制成的热交换器如散热器具有波纹状的散热片2，其结合在扁平管1之间，该扁平管的两端开口于由集管3和储槽4所形成的空间。热的制冷剂从一个储槽输送到扁平管1中，而通过热交换器于扁平管1和散热片1区域冷却的制冷剂则汇集于其它储槽中，以便再循环。
对于上述的扁平管1，使用具有多孔的由模压钎焊板制成的板材的挤出扁平管，其中的核心材料包敷了护层材料(如Al-Si系合金的钎焊材料)，或者使用电缝焊的扁平管。对于上述的散热片，使用包含钎焊板的散热片，所述钎焊板是通过在核心材料的两个表面包敷护层材料制成的，或者使用包含抗弯性优异的Al-Mn系合金(如3003合金或3203合金)的散热片。
近年来，由于要求热交换器的尺寸小重量轻，构成热交换器的散热片材料趋于变薄。因此，强调提高散热片的机械强度，因为当散热片材料的机械强度不充分时，散热片可能在装配热交换器的过程中坍塌，或者散热器可能在使用中破裂。另外，还需要提高散热片材料本身的导热性，因为随着热交换器如散热器的尺寸变小和重量变轻，结果散热片材料变薄，所以散热片材料的传热量是重要的。
然而，常规的Al-Mn系合金散热片材料的问题在于提高Mn含量以增强散热片材料的机械强度，将导致导热性大大地降低。另一方面，提高Fe含量则导致大量的金属间化合物结晶，其作为重结晶的晶核在散热片材料通过钎焊重结晶时形成良好的重结晶结构。由于这种良好的重结晶结构包括很多的晶粒边界，结果导致钎焊材料在钎焊步骤中沿晶粒边界扩散进而降低散热片材料的抗下垂性的问题。
(JP-A-7-216485(“JP-A”意指未审查的但已公开的日本专利申请)，JP-A-8-104934等)所提出的不同于上述Al-Mn系合金散热片材料的Al-Fe-Ni系合金散热片材料在机械强度和导热性方面是优异的。然而，该合金不适于减薄，因为散热片材料本身的抗自腐蚀性降低了。
已经根据连续铸轧和冷轧的制造方法提出若干种散热片材料，因为该方法所需要的工厂投资低。例如，(JP-A-8-143998)已经提出了Al-Mn-Si系合金散热片材料以防止疲劳强度降低，其中允许初晶Si通过连续铸轧和冷轧沿厚度方向定位于中心，并且通过防止初晶Si作为重结晶晶核而使重结晶的晶粒粗大，从而抑制钎焊材料侵入晶粒边界。
其它实例包括Al-Mn-Fe-Si系合金散热片材料(WO 00/05426)，其中机械强度和导电性通过规定连续铸轧中的冷却速度而得以加强；及Al-Mn-Fe系合金散热片材料(JP-A-3-31454)，其中钎焊性能通过去除因连续铸轧而形成的氧化膜而得以提高，办法是在冷轧步骤之前或之中进行碱洗。
但是，在上述JP-A-8-143998发明中所公开发明的浇铸步骤中，多数Si已经结晶为初晶Si。因此，该材料可能在轧制步骤中断裂，因为形成了作为引发点的初晶Si，或者散热片材料可能会在起皱过程中断裂。越薄的散热片材料越容易在起皱过程中断裂，有时该散热片材料就根本不能进行机械加工。在这种情况下，由于少量Si混入结晶材料，致使中间退火步骤中结晶核(Al-Fe-Mn-Si金属间化合物)减少，或者由于金属间化合物的沉淀受到进一步地抑制无须热轧或间歇式中间退火步骤，Mn在固溶体中的量增加，致使导热性降低。而且，由于Si在散热片材料的中心析出，该散热片材料的抗熔化性变差。
尽管上述WO 00/05426中的发明目的是通过形成Mn系精细金属间化合物强化沉淀，并通过沉淀Mn提高导热性，但是仍未获得充分的强化沉淀效果，因为Mn含量小于本发明的。当为加强沉淀而增加Mn的含量时，粗大的Mn系化合物(Al-Fe-Mn-Si化合物)沉淀，降低了波纹状的可成形性。由于钎焊后该散热片材料的晶粒直径小至30～80m，该散热片材料的抗熔化性因钎焊材料的扩散而降低。此外，Al-Fe-Si系化合物作为阴极场所因Mn的含量小而沉淀，这降低了散热片材料本身的抗自腐蚀性。
当该发明包括Si时，或者当该发明包括Si以及Cu、Cr、Ti、Zr或Mg中的任一种时，上述JP-A-3-31454发明中的合金组成与本发明的组成重叠。但是，根据上述出版物所公开的方法，Al-Fe-Mn-Si系精细化合物不能沉淀，尽管该散热片材料的钎焊能力可能提高。结果，不能满足制备尺寸小重量轻的热交换器所需要的各种性能。
自下面的描述并结合附图，本发明的其它及进一步的特征和优点将会更加显而易见。
附图简述图1是表示散热器实例之一的透视图。
图2(a)，2(b)，2(c)，及2(d)各自均为说明散热片熔化的说明图，包括全视图及其局部放大的视图。
图3是钎焊之后扁平管与散热片之间所产生的核心裂缝的局部示意性单元的视图。
图4(a)，4(b)，及4(c)是双辊连续铸轧中几种粗大结晶材料状态的说明视图，其中图4(a)和4(b)是从侧面观察锭料板的视图，图4(c)是从上面观察的视图。
图5是在常规条件下通过连续铸轧制备的板状锭料的断面结构图。
发明公开本发明的发明人考虑到常规技术进行深入地研究并发现，通过限定熔融液体温度，压辊的压力负荷，以及连续铸轧中的中间退火条件，由具有规定组成的Al-Mn-Fe-Si系合金制备散热片材料，在所得的散热片材料的结构中沉淀大量的精细Mn系化合物(不包含尺寸为0.8m或更大的化合物)，使散热片材料所需的各种性质得以提高。本发明是根据上述发现并通过进一步的深入研究而完成的。
在将散热片材料应用于尺寸小重量轻的热交换器中，要求散热片材料满足多种性能，如机械强度、导热性、牺牲性防腐蚀作用、抗自腐蚀性、抗重复应力性、抗散热片熔化性、抗下垂性、抗核心裂缝性、可轧性、抗散热片破裂性和波纹可成形性。在这些性能中，下文中将描述(a)抗自腐蚀性，(b)抗重复应力性，(c)抗散热片熔化性，(d)抗核心裂缝性，及(e)抗散热片破裂性和波纹可形成性。
(a)抗自腐蚀性散热片的腐蚀分为通过散热片与管子之间的电势差保护管子的牺牲阳极材料腐蚀，及在散热片自身中发生的自腐蚀。
当用于散热片材料的合金包含大量的Ni、Fe等时，充当阴极场所的Fe系化合物和Ni系化合物的含量增加，容易发生自腐蚀。当抗自腐蚀性低时，散热片在早期就将消失，不能提供作为牺牲阳极材料的作用。提高散热片的抗自腐蚀性对于减薄散热片而言是十分重要的。
(b)抗重复应力性冷却的制冷剂通过系加压和循环于由管子1和散热片2组成的热交换器(散热器)中，如图1所示。散热器的内部是高压的制冷剂，其使管1的横断面结构膨胀，进而赋予散热片2以抗张应力。当抗张应力通过系的启动与停止反复施用时，散热片2最终因疲劳而破裂。将疲劳破裂发生之前重复施用应力的次数评价为“抗重复应力性”。
散热片2的疲劳破裂不总是等于散热片材料的机械强度。例如，当颗粒分散在散热片材料中时，裂缝发生在颗粒周围，使抗重复应力性降低。
(c)抗散热片熔化性散热片的熔化是指波纹状的散热片2在钎焊过程中逐渐熔化(图2(b)至图2(c))的现象，如图2(a)所示。当这种现象增加时，多个散热片通过吸收钎焊材料5至散热片之间的空间而结合在一起(图2(d))。
由于散热片的熔化，热交换器的抗压强度降低了。散热片熔化的直接成因是使核心板处的钎焊材料流至散热片侧面，造成供给过量的钎焊材料。当钎焊时散热片中晶粒尺寸小或合金中Si的含量大时，易于发生这种现象。
(d)抗核心裂缝性当管子和散热片材料上涂布了厚的钎焊层时，管子与散热片之间在钎焊后可能出现局部未结合的部分(图3中的参考号6)。换言之，管子材料在钎焊加热期间沿钎焊材料层厚度的纵向收缩。由于核心9是由复合管组成的，当收缩长度在纵向通过几十个步骤累积时，收缩长度累计达若干毫米，从而产生局部未结合的部分6。称这种局部未结合的部分6为核心裂缝。整个核心9的机械强度因发生核心裂缝而显著地降低。此外，散热片2对管1的牺牲性防腐作用在核心裂缝部分6消失。
(e)抗散热片破裂性和波纹可形成性在本文中，散热片的破裂是指散热片材料通过两个接合的滚动齿轮形成波纹状时散热片材料的切割现象。这种散热片的破裂在所添加的合金元素的含量超出形成固溶体的水平时，以及合金中存在很多分散的颗粒时容易发生。此外，在较薄的散热片中也容易发生散热片破裂。而且，波纹可形成性是通过散热片高度的不规则性来评价的。也就是说，通过额外的散热片材料的机械强度(耐久性)过度地增加回弹的幅度以形成波纹状，由此导致所得散热片的不规则的高度。
如上所述，(a)至(e)的性能是获得减薄的散热片即所得热交换器尺寸小和重量轻的基本特征。
本发明提供下列方法(1)用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si，余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，以及在所述冷轧过程的中途进行两次或更多次中间退火，所述中间退火中的最后一次中间退火是在300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下利用间歇式加热炉进行的，从而在最后一次中间退火之后将冷轧中的辊轧比调整为10～60％；(2)用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；以及等于小于3.0％的Zn，等于小于0.3％的In，及等于小于0.3％的Sn中的至少一种；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，以及在所述冷轧过程的中途进行两次或更多次中间退火，所述中间退火中的最后一次中间退火是在300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下利用间歇式加热炉进行的，从而在最后一次中间退火之后将冷轧中的辊轧比调整为10～60％；(3)用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；以及等于小于0.3％的Cu，等于小于0.15％的Cr，等于小于0.15％的Ti，等于小于0.15％的Zr，及等于小于0.5％的Mg中的至少一种；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，以及在所述冷轧过程的中途进行两次或更多次中间退火，所述中间退火中的最后一次中间退火是在300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下利用间歇式加热炉进行的，从而在最后一次中间退火之后将冷轧中的辊轧比调整为10～60％；(4)用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；等于小于3.0％的Zn，等于小于0.3％的In，及等于小于0.3％的Sn中的至少一种；以及等于小于0.3％的Cu，等于小于0.15％的Cr，等于小于0.15％的Ti，等于小于0.15％的Zr，及等于小于0.5％的Mg中的至少一种；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，以及在所述冷轧过程的中途进行两次或更多次中间退火，所述中间退火中的最后一次中间退火是在300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下利用间歇式加热炉进行的，从而在最后一次中间退火之后将冷轧中的辊轧比调整为10～60％；(5)用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，其中在所述冷轧过程的中途进行一次或多次中间退火，以便使最终的冷轧比为10～95％，及在最终的冷轧之后，以最终的锭料板厚度，于300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下，利用间歇式加热炉进行进一步的退火；(6)用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；以及等于小于3.0％的Zn，等于小于0.3％的In，及等于小于0.3％的Sn中的至少一种；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，其中在所述冷轧过程的中途进行一次或多次中间退火，以便使最终的冷轧比为10～95％，及在最终的冷轧之后，以最终的锭料板厚度，于300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下，利用间歇式加热炉进行进一步的退火；(7)用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；以及等于小于0.3％的Cu，等于小于0.15％的Cr，等于小于0.15％的Ti，等于小于0.15％的Zr，及等于小于0.5％的Mg中的至少一种；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，其中在所述冷轧过程的中途进行一次或多次中间退火，以便使最终的冷轧比为10～95％，及在最终的冷轧之后，以最终的锭料板厚度，于300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下，利用间歇式加热炉进行进一步的退火；(8)用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；等于小于3.0％的Zn，等于小于0.3％的In，及等于小于0.3％的Sn中的至少一种；以及等于小于0.3％的Cu，等于小于0.15％的Cr，等于小于0.15％的Ti，等于小于0.15％的Zr，及等于小于0.5％的Mg中的至少一种；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，其中在所述冷轧过程的中途进行一次或多次中间退火，以便使最终的冷轧比为10～95％，及在最终的冷轧之后，以最终的锭料板厚度，于300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下，利用间歇式加热炉进行进一步的退火；(9)根据前述(1)～(8)项中任一项的用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，其中所述中间退火除最后一次退火之外是利用间歇式加热炉或连续的加热炉进行的。
(10)一种用钎焊的铝合金散热片材料，其中该散热片材料是根据前述(1)～(9)项中任一项的制备方法得到的，其晶体结构包含纤维状的结构。
实施本发明的最佳方式构成本发明散热片材料的铝合金可以包含高浓度的Mn以提高机械强度。但是，由于以固溶体形式包含Mn时导热性降低，所以在本发明中允许通过添加Si和Fe使Mn以第二相分散颗粒的形式结晶和沉淀。此外，在本发明中，通过规定连续铸轧的条件抑制Si的初次结晶的发生，以便使Si通过一起添加Fe和Mn而以金属间化合物的形式很好地分散。进而通过控制Mn和Si形成固溶体和沉淀，获得Al-Mn-Fe-Si系合金的锭料板。在该合金锭料板中，由在连续铸轧步骤、冷轧步骤及随后的退火步骤中产生的Al-Mn-Fe-Si结晶材料充当晶核，固溶体中的元素沉淀进一步加速。
因此，散热片材料必需满足多种性能，如机械强度、导热性、牺牲阳极作用和抗自腐蚀性，以及抗重复应力性、抗散热片熔化性、抗下垂性、抗核心裂缝性、可轧性、抗散热片破裂性和波纹可成形性，由此制备能够减薄的散热片材料。
本发明的精细材料只有通过满足本发明中所规定得全部合金组成和制备条件才能制得。本发明的特征在于提供减薄的散热片材料，尽管其Mn的含量高，但仍保持高的导热性；抗自腐蚀性、抗核心裂缝、可轧性和抗散热片熔化性优良的散热片材料；以及抗散热片熔化性和抗散热片破裂性均良好的散热片材料，尽管其Si的含量高，但仍保持高的导热性。在本发明规定的条件中，当制备条件得不到满足时，就不能获得具有本发明效果的散热片材料，即使合金组成得到满足。反之，如果合金组成得不到满足，即使制备条件得到了满足，也不能获得具有本发明效果的散热片材料。
首先描述用于本发明的铝合金中的元素。但是，每种元素的功能则基于对本发明所限定的制备条件的预测。这里重复的是，在非本发明规定的制备条件下是不能获得所述功能的。
在本发明中，除了提高机械强度之外，添加Mn的目的如下。
Mn与同时大量加入的Fe反应，形成Al-Mn-Fe(-Si)系化合物，这抑制了作为阴极场所的Al-Fe化合物的沉淀，提高了抗自腐蚀性。
也就是说，在本发明中，由于高温的熔融液体在高压力负荷和高速冷却下进行连续铸轧，所以合金元素Fe几乎沉积成1μm量级的Al-Fe-Mn-Si系化合物或Al-Fe-Si系化合物的精细结晶。上述结晶材料在后续的冷轧步骤中进一步精细地分裂，进而提高散热片材料的机械强度。当Al-Fe-Si系化合物作为腐蚀引发点的阴极场所时，由于Mn的加入，Fe沉积成本发明中的Al-Fe-Mn-Si系化合物。随后，Al-Fe-Mn-Si系化合物在退火步骤中以上述细分的结晶材料为晶核进行沉积。由于这些金属间化合物几乎不能作为阴极场所，故它们不降低抗自腐蚀性。
由于在本发明的浇铸步骤中Mn与Si一起结晶，所以Mn的功能是抑制初晶Si的结晶。抑制初晶Si结晶使抗重复应力性、导热性和抗散热片熔化性得以提高。
为了实现前述效果，规定Mn的含量为0.6～1.8％，按质量计。当Mn含量为0.6％重量或更小时，不能完全显现加Mn的效果，而当Mn含量大于1.8％质量时，导热性和导电性降低。优选Mn含量为0.7％质量或更高，以便增强散热片材料的抗自腐蚀性。优选Mn含量的上限为1.4％质量或更低，以便降低金属间化合物的绝对量，增强抗自腐蚀性。
已知，Fe是在浇铸步骤中形成金属间化合物的元素，进而在不降低导热性的情况下通过增强分散来提高机械强度。在本发明中，Fe还抑制因加Mn而导致的导热性的降低，办法是在制备条件下与加入上述量的Si结合。
由于最大量的Fe作为固溶体也是小的，所以其在浇铸步骤中结晶成金属间化合物。在本发明中，Fe与Mn和Si反应，形成Al-Fe-Mn-Si系化合物，从而降低了Mn和Si在基质中作为固溶体的溶解量。该金属间化合物中Mn与Si的比例，通过与本发明制备方法的Fe量结合，比通过常规方法制备的合金中Mn与Si的比例提高得更多，另外，这导致合金中Fe的精细和稠密的分布。在浇铸过程中结晶并具有精细和稠密分布的金属间化合物，还可以通过加速退火步骤中Mn和Si的沉积而提高机械强度。
如上所述，通过提高金属间化合物中Mn与Si的比例，防止了导热性的降低，并提高了本发明的散热片材料的抗自腐蚀性。
根据上述原因，规定Fe的含量为1.2～2.0％，按质量计。当Fe含量为1.2％质量或更低时，通过加Mn防止导热性降低的效果不充分显现，而当Fe含量超过2.0％质量时，Al-Fe系化合物在早期结晶，从而降低了抗自腐蚀性。由于使该结晶材料变得细小，所以除了降低抗下垂性和抗散热片熔化性之外，这些结晶材料还在冷轧步骤中出现散热片材料破裂，并在核心装配中出现散热片的切断。优选Fe含量为1.3％质量或更高，以便增强机械强度，同时优选Fe含量为1.8％质量或更低，以便降低金属间化合物中的Fe含量，进而增强抗自腐蚀性。
在本发明中，Si加速了浇铸步骤中形成的含有Fe和Mn的化合物的结晶。因此，与Mn和Fe一起加入大量的Si，可以降低Mn在固溶体中的量，从而提高导热性和导电性。此外，Si可以通过结晶并沉积成具有大比例Mn的金属间化合物来防止散热片材料的抗自腐蚀性降低。另外，Si还通过加速Fe的沉积来提高机械强度和抗散热片破裂性。
于是，在本发明中可以加入大量的Si而不降低导热性，原因在于固溶体中的Si量降低了。
如上所述，Si可以改善抗散热片破裂性，机械强度，导热性，及抗自腐蚀性。规定Si的含量为0.6～1.2％质量，因为当Si含量小于0.6％质量时，加Si的效果不充分地显现。此外，另一方面，当Si含量超过1.2％质量时，散热片材料的熔点降低，使散热片容易熔化。另外，大含量的Si使之可以在早期结晶，致使材料在连续铸轧或冷轧步骤中容易断裂，同时在核心的装配期间容易造成散热片的切断。这种情况下，抗重复应力性和导热性也降低。优选Si含量为0.65％质量或更高，以便增强导热性，更优选0.75％质量或更高的含量。Si含量的上限优选为1.0％质量，以防止散热片在钎焊步骤中熔化。
如上所述，Mn、Fe和Si是本发明中的基本元素。通过满足本文中所描述的这些元素添加量和制备条件的全部组合，可以获得具有下列特征的散热片材料。该散热片材料保持高的导热性，虽然它的Mn含量高；其抗自腐蚀性，抗核心裂缝性，可轧性和抗散热片熔化性优异，尽管它的Fe含量高；其抗散热片熔化性和抗散热片破裂性优异，尽管它的Si含量高。
构成本发明散热片材料的铝合金包括这样的铝合金，其除了上述基本元素Mn、Fe和Si之外，还含有具有牺牲阳极作用有效的Zn、In和Sn中的至少一种和/或对提高机械强度有效的Cu、Cr、Ti、Zr和Mg中的至少一种。
尽管在上述的Zn、In和Sn中添加少量的In和Sn就具有足够的牺牲作用，但是它们昂贵且回收它们的废料困难。Zn是不涉及这类问题的元素，最推荐添加Zn来调整散热片材料的电势。上述Zn、In和Sn的含量的上限分别规定为3.0％质量、0.3％质量和0.3％质量，因为当各含量超出上述上限时，散热片自身的抗腐蚀性降低。
上述Cu、Cr、Ti、Zr和Mg均能够提高机械强度。
规定Cu的上限为0.3％质量，Cr的上限为0.15％质量，Ti的上限为0.15％质量，Zr的上限为0.15％质量，Mg的上限为0.5％。这是因为当Cu含量超出上述上限时，合金的腐蚀电势显著，因而散热片材料作为牺牲阳极材料的作用降低，导热性也降低。当Cr、Ti和Zr的含量分别超过上述上限时，熔融液体进料喷嘴在连续铸轧步骤中可能阻塞。特别优选Cr、Ti和Zr各自的含量均为0.08％质量或更低。当Mg含量超过上述上限时，Mg通过与散热片的nocolock钎焊步骤中的焊剂反应而降低散热片的钎焊能力。
Zr还具有通过使散热片材料结晶颗粒粗大化而提高散热片材料的抗下垂性和抗散热片熔化性的作用。
在本发明中，由于这些元素除提高机械强度外还有相反的作用，所以优选其含量为0.03％质量或更低，也就是说，优选它们基本上不包含在散热片材料中。
在本发明中，可以添加的以使锭料结构良好的硼(B)或其它杂质元素的总含量为0.03％质量或更低。
上面已经描述了可以用于本发明的合金成分，下面将描述本发明的制备方法。
在本发明中，上述具有规定组成的铝合金通过双辊型连续铸轧法制成锭料板，然后进行冷轧和退火，以制成散热片材料。
已知上述双辊型连续铸轧法包括Hunter法、3C法等，其中铝合金的熔融液体由耐火材料制成的喷嘴进料于一对水冷辊之间，然后连续铸轧所得的薄板。与常规的DC浇铸法相比，双辊型连续铸轧法的冷却速度要快1～3计数单位。
根据本发明，规定上述双辊型连续铸轧法中熔融液体的温度，辊的压力负荷，浇铸速度，及锭料板的厚度。通过满足上述全部四个条件，只能获得本发明中要得到的金属结构，进而获得本发明的散热片材料的性能。其中熔融液体的温度和辊的压力负荷特别重要。
上述的熔融液体的温度是指双辊型连续铸轧机的高位储槽中熔融液体的温度。上述高位储槽刚好在进料之前将熔融液体提供给熔融液体进料喷嘴，其为集中控制熔融液体并将熔融液体稳定地进料给双辊型连续铸轧机的部分。
在本发明中采用双辊型连续铸轧法，因为近年来双辊型连续铸轧机已经得到了改进，而且在采用连续铸轧机如通用的双辊连续铸轧机是困难的本发明的条件下的制造已经成为可能，从而能够获得本发明中要获得的金属结构。
在本发明中，规定上述熔融液体温度为700～900℃的第一个理由是为了使Al-Fe-Mn-Si型金属间化合物结晶良好，见上述有关组成成分的描述。在温度高于上述温度上限时，金属间化合物中Fe的比例增加，从而降低散热片材料的抗自腐蚀性和导热性。换言之，由于Mn和Si在固溶体中的最大浓度比Fe大，所以含Fe的结晶材料在熔融液体温度过高时几乎不沉淀。另外，如果熔融液体温度高，则不能使该熔融液体过冷，因为连续铸轧机没有足够的冷却能力。因此，含Fe和Mn的粗大结晶材料在接近板厚度方向的中心处沉积，进而降低机械强度、抗散热片破裂性和抗核心裂缝性。另一方面，当熔融液体的温度低于下限温度时，Si在接近板厚度方向的中心处结晶，降低了抗散热片熔化性。
将上述熔融液体温度限定为700～900℃的第二个理由是，当熔融液体温度低时，在本发明的含有大量的Fe和Mn的合金中，结晶材料的晶核形成于熔融液体进料喷嘴的壁上。该结晶材料进一步生长成粗大的结晶材料，并同熔融液体进料喷嘴相分离以与锭料板混合，从而导致核心装配步骤中散热片的破裂。这些结晶材料导致抗下垂性，抗重复应力性，抗散热片熔化性和抗核心裂缝性降低。当熔融液体温度进一步降低时，由于熔融液体进料喷嘴被结晶材料堵塞，所以不能进行浇铸了。
如上所述，将熔融液体温度的下限控制为远高于液体温度的700℃，并规定上限为900℃。为了使具有本发明作用的金属间化合物达到一定的分散，特别优选上述熔融液体的温度范围为750～850℃。
在核心装配步骤中发生散热片的切断，原因在于辊的压力负荷低时金属间化合物的粗大化，即使按上述那样规定熔融液体的温度，因而降低抗重复应力性，抗散热片熔化性和抗核心裂缝性。老型连续铸轧机的压制能力低，因为没有考虑到固化层的压制，而最新的连续铸轧机则能够施加较大的压制力。因此，粗大的结晶材料可以在固化之后立即通过压制进行细分，即使完成固化之后结晶材料连接并结合成树枝状结晶形成巨大的结晶产物。
图4(a)、4(b)和4(c)示意性地说明了上述粗大结晶材料的分割状态。
上述粗大结晶材料易于在锭料板厚度方向中心的最后固化的部分形成。当最终固化部分位于双辊7的中心线(连接各辊旋转轴的直线，以点化线表示)之前的位置A时，粗大的结晶材料可以在结晶之后立即通过施压进行细分，如图4(a)所示。另一方面，当最终固化部分位于图4(b)所示的与中心线交叉的B位置时，所形成的粗大结晶材料保留在锭料中，因为它们未受压。
图4(c)是从上面观察最终固化位置A和B的视图。最终的固化位置到处与中心线交叉(图4(c)中所示的状态)，粗大的结晶材料和早期结晶的Si出现在位置B。
通过施用给定的辊压力负荷，使熔融液体在中心线前以恰当的时机沿辊的宽度方向与辊接触，上述图4(b)中遇到的问题得以解决。图4中的参考号8表示熔融液体的进料喷嘴。
在本发明中限制辊压力负荷为5000～15000N/mm，因为压力负荷低于5000N/mm时不能获得细分粗大结晶材料的效果，导致散热片材料破裂，并降低抗散热片熔化性，机械强度，导热性，抗腐蚀性和抗核心裂缝性。
另一方面，当所施用的辊压力负荷超过15000N/mm时，前述效果也达到饱和。利用目前的连续铸轧机是不能获得超过15000N/mm的辊压力负荷的，除非浇铸板的宽度变窄。但是，使浇铸板宽度变窄是不可取的，因为其生产率降低了。因此，在本发明中规定辊压力负荷的上限为15000N/mm，并特别优选其范围为7000～12000 N/mm。
在适当规定的熔融液体温度和辊压力负荷的条件下，通过连续铸轧具有本发明中所规定的组成的合金，可以得到具有良好特性的散热片材料。图5示出了利用辊压力负荷小的常规双辊型连续铸轧机制备的锭料的横断面结构。粗大的结晶材料在中部析出。
在本发明中规定浇铸速度为500～3000mm/分钟。当浇铸速度小于500mm/分钟时，随着抗重复应力性、抗散热片熔化性和抗核心裂缝性的降低，出现粗大的结晶材料，且散热片在核心的装配步骤中破裂。从生产率的观点来看，浇铸速度越高越优选。
当浇铸速度超过3000mm/分钟时，由于辊的冷却能力不足，所以不能形成厚的固化层，而且粗大的结晶材料以图4(b)中所示的状态出现，因为不能加载规定的辊压力负荷。
特别优选的浇铸速度为700～1600mm/分钟。
在本发明中规定锭料板的厚度为2～9mm。这是因为当该厚度小于2mm时，锭料板因其厚度的波动或波纹状的出现而可能不能绕成卷。另一方面，当该厚度超过9mm时，在接近冷却速度低的板的中部可能形成中等大小的结晶材料，进而在核心装配过程中出现散热片破裂，同时降低抗重复应力性、抗散热片熔化性和抗核心裂缝性。由于在本发明中规定了辊压力负荷和锭料板厚度，所以锭料板厚度很少改变以至于比所需的厚度厚，实质上降低了产生粗大结晶材料的可能性。
在本发明中，尽管一般规定锭料板的厚度为2～9mm，但是特别优选2.5～7mm的锭料板厚度，最优选3～6mm的锭料板厚度。
根据上述的(1)至(4)项，最后一次中间退火是在300～450℃的温度范围以及在没有完成重结晶的温度下，利用间歇式加热炉进行的。使用间歇式加热炉进行最终的中间退火，以便保证较长的加热和保留时间。加热时间优选为30分钟或更长。可以适当地确定上限，但优选该上限为4小时或更短。
在冷轧的中途进行中间退火的目的是为了在连续铸轧期间于固溶体中沉积过饱和的Fe和Mn，或者防止冷轧期间出现边缘裂缝。具体地，最后一次中间退火之所以采用间歇式加热炉进行，因为Fe和Mn不能通过退火时间短的连续退火充分地沉积。该材料在最后的冷轧步骤中可能因退火温度低于300℃时的退火温度不够而断裂，此外，还由于Fe和Mn沉积不充分而降低机械强度和导热性。在超过450℃的退火温度下，沉淀粗大化，降低机械强度，同时降低抗重复应力性，抗散热片熔化性和抗核心裂缝性。特别优选的温度范围为320～420℃。
重结晶未完成的温度是指退火之后最大颗粒直径为50μm或更大的重结晶颗粒在板表面上占30％或更低的面积比时的退火温度。当该面积比大于30％时，则认为重结晶已经完成。在本发明中，最终的中间退火是在重结晶未完成的温度下进行的。原因如下。在重结晶尚未完成的温度下，残余位错通过在浇铸步骤中形成的精细颗粒而被束缚。尽管在浇铸步骤中固溶体中过饱和的Fe、Mn和Si沿上述位错扩散并沉积在那里，但是Mn和Fe沉积并吸收在上述的精细颗粒中。尽管在浇铸步骤中形成的金属间化合物包含较大比例的Fe，但是该化合物在退火步骤中通过这种扩散而转化成含有较大比例的Mn和Si的相。由于Mn和Si在钎焊步骤期间几乎不能于富含Mn和Si的相中再次形成固溶体，所以可以得到具有优良导热性的散热片材料，此外还可以提高散热片材料的抗自腐蚀性。通过在完成重结晶的温度下退火，Mn和Si不能充分地扩散，降低了导热性和抗自腐蚀性，因为上述的位错消失了。
由于具体的重结晶温度依合金的组成和中间退火之前的热滞作用而变化，所以在上述温度范围内重结晶有时是完成的。因此，中间退火条件应当在实践中通过预先确定未完成重结晶的温度而确定实施。
尽管对中间退火时间没有具体的限制，但是优选约20分钟至约6小时的时间周期，因为太短的时间间隔几乎不能使料卷的总体温度稳定，而太长的时间间隔则使沉淀材料粗大化。
根据(1)至(4)项，在本发明中可以进行两次或更多次中间退火，其目的是提高冷轧能力，并且不应改变沉积相的形式。因此，进行两次或更多次中间退火而且利用连续型加热炉进行非最后一次的中间退火时，优选在400～600℃的中间退火温度范围中控制保留时间为20秒或更小。当使用间歇式加热炉时，优选退火温度范围为270～340℃。
根据(1)至(4)项，在本发明中调整最终中间退火之后的冷轧比为10～60％。小于10％的冷轧比难于控制，同时降低抗下垂性和波纹状可成形性。另一方面，当轧制比超过60％时，钎焊之后的散热片的重结晶结构变得如此精细，以至于抗下垂性和抗散热片熔化性降低。
在根据(5)至(8)项的本发明中，最终冷轧之后的退火是利用间歇式加热炉以最终的锭料板厚度，于300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下进行的。
最终的退火之所以在上述温度范围进行，是为了使固溶体中过饱和的Fe和Mn如至今所描述的那样沉积。在最终冷轧之后实施退火可以提高屈服强度和延展性，即使抗张强度为相同的等级，使散热片材料具有优异的可成形性，特别是波纹的可成形性。低于300℃的退火对于提高波纹可成形性或者使Fe和Mn完全沉积都是不充分的，从而在钎焊之后降低机械强度和导热性。超过450℃的温度使粗大的颗粒沉淀，从而降低钎焊后的机械强度，抗重复应力性，抗散热片熔化性和抗核心裂缝性。
使用连续加热炉的退火不适于充分地沉积Fe和Mn，因为加热时间太短。
在根据(5)至(8)项的本发明中，控制最终的冷轧比为10～95％。在非最后一次的退火方法中既可以使用连续的加热炉又可以使用间歇式的加热炉。使用连续的加热炉时，优选调整温度为400～600℃，以便使退火期间于锭料板表面观察到的重结晶晶粒的直径为锭料板厚度的约8倍或更小。
在最终退火步骤中沉积的颗粒被细分而很少沉积，而且当采用连续加热炉进行中间退火时，金属间化合物伴随着退火而粗大化，从而提高了散热片材料的抗腐蚀性，抗破裂性和机械强度。低于400℃的退火温度可以防止重结晶充分地进行，恶化其后的冷轧能力。超过600℃的退火温度同样降低抗腐蚀性，因为即使是连续的退火也形成粗大的颗粒。当进行连续退火时，特别推荐的最终冷轧比为60～90％，因为足够的应变积累提高了抗散热片熔化性等，使重结晶的温度低于钎焊材料的熔化开始温度。尽管对退火时间没有特别的限制，但是退火不保持，或者优选退火时间为20秒或更短。
另一方面，当利用间歇式加热炉实施非最后一次退火时，优选调节250～450℃的温度范围和未完成重结晶的温度。这是因为通过连续铸轧制备的铝合金包含极小量的颗粒直径为3～4μm或更大的第二相分散颗粒作为重结晶的晶核。因此，当这种材料在间歇式加热炉中退火时，晶粒直径粗大化至几个毫米或更大，从而使其后的冷轧变得困难。在低于250℃的退火温度下，软化如此不充分，致使散热片材料具有不良的冷轧能力，在边缘等处产生裂缝。在超过450℃的退火温度下，冷轧能力因重结晶颗粒和沉积相的粗大化同样变差。虽然对退火时间没有具体定义，但优选其为30分钟至4小时。小于30分钟的退火时间可能使整个料卷的温度难于稳定，而大于4小时的退火时间将消耗太多的额外能量。当采用间歇式加热炉进行退火时，从轧制能力和防止钎焊扩散的观点来看，推荐最终的冷轧比为10～40％。
在根据(5)至(8)项的本发明中，退火是以锭料板的最终厚度利用间歇式加热炉进行的，以确保较长的加热和保持时间。时限优选为30分钟或更长，同时适当地确定上限，优选该上限为4小时或更短。
在(10)项中的包含纤维结构的晶体结构是指这样的结构，该结构由其中的晶粒边界在连续铸轧过程中于整个表面(或断面)上沿轧制方向看起来被拉长的那些结构组成。
根据本发明制备的散热片材料经受上述的钎焊。术语“钎焊”是指常规的钎焊法，如nocolock钎焊(CAB法)和真空钎焊，对此没有特殊的限制。从生产率的角度，特别推荐nocolock钎焊法。
根据本发明，可以制备用钎焊的铝合金散热片材料，其足以满足散热片材料所需的特性(如机械强度，导热性，导电性，牺牲防腐作用，抗自腐蚀性，抗重复应力性，抗散热片熔化性，抗下垂性，抗核心裂缝性，轧制能力，抗散热片破裂性和波纹可成形性)，而且其可以减薄。
在常用的DC浇铸法中，结晶材料中的Si和Mn量因浇铸步骤中冷却速度慢而变小；另外，其中的少数结晶材料粗大化。因此，固溶体中的多数元素如Fe、Si和Mn在退火步骤中沉积于基质中，而不是在结晶相上。基质中的沉积相是一种化合物，其主要包括Si和Mn，而Fe则大部分包含在结晶相中。由Si和Mn组成的金属间化合物在钎焊步骤中容易再次形成固溶体，进而降低钎焊之后的导热性。而且，在常规DC浇铸法中，机械强度的提高效果因结晶材料分散的强化而减小，原因是结晶材料的粗大化。同时，散热片材料的抗自腐蚀性也因结晶相中大部分的Fe而降低。
在本发明中，使大量的Mn、Fe和Si良好地结晶或沉积，同时控制所沉积的结晶相的类型，由此通过规定的制备方法制备具有规定组成的Al-Mn-Fe-Si系合金。因此，金属间化合物在钎焊步骤中很难再次形成固溶体。此外，在根据本发明得到的用钎焊的散热片材料中，使散热片材料减薄所需的特性如钎焊之后的抗张强度，导热性，抗自腐蚀性，抗散热片熔化性，抗核心裂缝性，抗散热片破裂性和波纹可成形性均得到了提高。因此，根据本发明，散热片材料的减薄是可能的，这具有显著的工业效果。
实施例参考下面的实施例将更具体地阐述本发明，但不是对本发明的限制。
(实施例1)
将具有本发明规定的如表1所示的组成的铝合金熔化，并通过连续铸轧法，利用辊直径880mm的双辊将所得熔融液体浇铸成宽度为1000mm的锭料板。将该锭料板绕成卷，然后进行冷轧制成散热片材料。
在连续铸轧法中，制备条件如熔融液体温度，辊的压力负荷，浇铸速度，锭料板厚度；冷轧步骤中途的中间退火次数，温度和时限；最终的冷轧比，及散热片材料的厚度可以在本发明规定条件内作不同的改变，如表2和表3所示。
(对比例1)按与实施例1相同的方法制备散热片材料，只是使用其组成超出本发明规定的铝合金，如表1所示。制备条件如表4所示。
(对比例2)按与实施例1相同的方法制备散热片材料，只是连续铸轧和冷轧步骤中的制备条件超出了本发明的规定，如表5所示。
(对比例3)将具有本发明规定的如表1所示的组成的铝合金熔化，并通过DC浇铸法将所得熔融液体浇铸成厚度为400nm的板坯，然后于热轧之后盘绕成卷，最终将该热轧片材料冷轧成散热片材料(见表5中实验29)。
在未完成重结晶的温度下进行最终的间歇式退火，实验37和39除外。
就在实施例1和对比例1～3中制备的散热片材料，对晶体结构进行研究并对抗下垂性进行评价。
观察晶体结构并在光学显微镜下进行检查。
通过测量加热后的下垂长度(mm)对抗下垂性进行评价，即水平固定散热片材料，使其投影长度为50mm，然后在600℃下加热10分钟。
此外，在将散热片材料于相应的钎焊条件(600℃×4分钟)下加热之后，对抗张强度和导电性进行测量，然后评价抗重复应力性和抗自腐蚀性。
抗张强度根据JIS Z 2241进行测量，导电性根据JIS H 0505进行测量。
抗重复应力性通过计数试验片断裂之前的重复次数进行评价，其中样品是从上述加热之后的散热片材料上切割下来的，宽度为16mm，长度为50mm，并且以10Hz的频率施加5kgf/mm2的张应力。
为了评价抗自腐蚀性，检查7天的CASS试验之后受腐蚀的样品的重量损失。
此外，将冷轧之后的散热片材料切割成宽度16mm的切口。使该切口样品形成波纹状，然后装配到长度为100mm的管材上，并通过钎焊制备5级或10级的小型核心。通过微观观察评价5级小型核心的抗散热片熔化性，同时通过肉眼观察评价10级小型核心的抗核心裂缝性。
研究及评价结果示于表6中。在将散热片装配到小型核心上的过程中，如果存在散热片破裂，则也列示于表6中。在冷轧步骤中断裂的合金残余物于实验室中冷轧，形成散热片材料，并对所得散热片材料进行研究和评价。
表1
注下划线的数据超出本发明的定义。
单位，质量％
表2
表2(续)
注退火处理中“0秒”的意思是锭料板在达到目标温度之后没有保留在该温度下。
表3
表3(续)
表4
表4(续)
第21～28号对比例1
表5
表5(续)
第29号对比例3，第30～39号对比例2
表6
1)下划线表示不良特性2)“纤维”表示晶体结构中包含纤维状的结构3)表示在边缘无裂缝和在纵向无破损表6(续1)
表6(续2)
从表6可以看出，本发明实施例的实验1～20号中的每一样品在冷轧步骤中均未破坏，并且可以制得厚度为0.1mm的散热片材料。此外，精细结晶材料或沉积材料分散形成纤维状的结构，由此使该散热片材料具有优异的抗下垂性，抗张强度，导电性(导热性)，抗重复应力性(就在破坏之前的重复的应力次数)及抗自腐蚀性，没有出现散热片的熔化和核心的裂缝，并且在制备小型核心的波纹状成形中没有出现散热片破坏。
另一方面，在对比例中，实验21中的样品因Mn的含量太大而具有较差的导电性和抗自腐蚀性。
实验22中的样品因Mn的含量太小而具有较差的抗张强度和抗重复应力性。而且，形成大量的Al-Fe化合物，从而造成较差的抗自腐蚀性。此外，Si因Mn含量太小而不能被充分地捕集，导致较小的抗散热片熔化性下降。
在实验23的样品中，形成中等大小的颗粒，且散热片在核心的装配过程中破坏，除因辊压力负荷太低外，还因为Mn含量太小，从而表现出较差的抗重复应力性和抗核心裂缝性及略差的抗自腐蚀性。而且，由于出现细小的重结晶结构，抗下垂性和抗散热片熔化性也较差。
在实验24的样品中，由于Fe含量太大，导致Fe化合物结晶为初晶，从而散热片材料在铸轧和冷轧步骤中破坏，且所得散热片在核心装配步骤中破坏。而且，由于结晶如此之细，以至于抗下垂性差，且抗自腐蚀性和抗散热片熔化性也差。
实验25的样品的抗张强度，抗重复应力性和导电性差，这是由于Fe含量太小导致Fe系沉积物的沉积量降低。
在实验26的样品中，由于Si含量太大，使熔点降低，且Si在早期结晶，导致抗散热片熔化性较差。而且，Si初次结晶导致散热片材料在铸轧和冷轧步骤中破坏，且散热片在核心装配过程中破坏，同时导致抗重复应力性、导电性和抗散热片熔化性较差。
在实验27的样品中由于Si含量太小导致晶粒粗大化。因此，钎焊之后因重结晶温度的降低导致出现重结晶结构。结果，除了抗张强度和导电性以及抗重复应力性、抗散热片熔化性和抗核心裂缝性均较差之外，散热片还在核心装配步骤中破坏。
实验28的散热片材料的特征较实验27的进一步恶化，因为实验28的散热片材料不包含Si；而且抗下垂性和抗自腐蚀性也差。
由于通过DC法浇铸，所以在实验29的样品中，少量的晶粒与粗大的结晶材料一起结晶。而且，散热片在核心装配过程中破坏，抗下垂性、抗张强度、导电性、抗自腐蚀性、抗散热片熔化性和抗核心裂缝性较差。
在实验30的样品中，由于太低的熔融液体温度，导致晶粒粗大化。因此，散热片材料在铸轧和冷轧步骤中破坏；而且，抗下垂性、抗重复应力性、抗散热片熔化性和抗核心裂缝性差。
在实验31的样品中，由于熔融液体的温度太高，导致结晶材料粗大化。而且，沉淀量因Si初次结晶而降低。其结果是出现如下问题材料在铸轧和冷轧过程中破坏且散热片在核心装配过程中破坏，以及抗下垂性、抗重复应力性、抗散热片熔化性和抗核心裂缝性较差。
在实验32、33和35的样品中出现中等大小的颗粒，因为在实验32中辊压力负荷太低，在实验33中浇铸速度太慢，及在实验35中锭料太厚。因此，散热片在核心装配过程中破坏，且抗重复应力性、抗散热片熔化性和抗核心裂缝性较差。
在实验34的样品中不能得到锭料板，因为熔融的液体由于浇铸速度太快(辊压力负荷低)而不能固化。
在实验36的样品中，退火不充分在冷轧步骤中出现材料破坏，因为冷轧步骤中途第二次中间退火(最终中间退火)温度太低。而且，抗张强度、导电性和抗重复应力性因沉淀量的降低而变差。另外，在钎焊加热期间，在重结晶晶粒边界发生沉积，从而造成较差的抗自腐蚀性。
在实验37和39的样品中，随着沉淀物的变粗出现重结晶结构，因为第二次中间退火(最终中间退火)或最终退火的温度太高。因此，散热片在核心装配过程中破坏，且抗张强度、抗重复应力性、抗自腐蚀性、抗散热片熔化性和抗核心裂缝性较差。
在实验38的样品中，材料在冷轧步骤中破坏，因为冷轧步骤中最终辊轧比太高。而且，所得散热片材料为坚硬的材料，在核心装配过程中出现破坏，同时由于重结晶温度低导致较差的抗下垂性，这是因为重结晶的驱动力畸变能太大。此外，由于细小的重结晶颗粒还导致较差的抗散热片熔化性。
工业实用性根据本发明的制备方法，可以得到用钎焊的散热片材料，其具有提高了的减薄散热片材料所必需的特性，如钎焊之后的抗张强度、导热性、抗自腐蚀性、抗散热片熔化性、抗核心裂缝性、抗散热片断裂性及波纹可成形性。因此，本发明是减薄散热片材料以满足制备尺寸小重量轻的热交换器的需要的优选方法。
已就本实施方案对本发明进行了描述，我们的目的是本发明不受限于说明书的任何细节，除非另有说明，而应当认为在所附权利要求书中阐述的本发明的精神和范围内。
权利要求
1.用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si，余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，以及在所述冷轧过程的中途进行两次或更多次中间退火，所述中间退火中的最后一次中间退火是在300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下利用间歇式加热炉进行的，从而在最后一次中间退火之后将冷轧中的辊轧比调整为10～60％。
2.权利要求1的用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，其中所述中间退火除最后一次退火之外是利用间歇式加热炉或连续的加热炉进行的。
3.一种用钎焊的铝合金散热片材料，其中该散热片材料是根据权利要求1的制备方法得到的，其晶体结构包含纤维状的结构。
4.用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；以及等于小于3.0％的Zn，等于小于0.3％的In，及等于小于0.3％的Sn中的至少一种；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，以及在所述冷轧过程的中途进行两次或更多次中间退火，所述中间退火中的最后一次中间退火是在300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下利用间歇式加热炉进行的，从而在最后一次中间退火之后将冷轧中的辊轧比调整为10～60％。
5.权利要求4的用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，其中所述中间退火除最后一次退火之外是利用间歇式加热炉或连续的加热炉进行的。
6.一种用钎焊的铝合金散热片材料，其中该散热片材料是根据权利要求4的制备方法得到的，其晶体结构包含纤维状的结构。
7.用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；以及等于小于0.3％的Cu，等于小于0.15％的Cr，等于小于0.15％的Ti，等于小于0.15％的Zr，及等于小于0.5％的Mg中的至少一种；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，以及在所述冷轧过程的中途进行两次或更多次中间退火，所述中间退火中的最后一次中间退火是在300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下利用间歇式加热炉进行的，从而在最后一次中间退火之后将冷轧中的辊轧比调整为10～60％。
8.权利要求7的用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，其中所述中间退火除最后一次退火之外是利用间歇式加热炉或连续的加热炉进行的。
9.一种用钎焊的铝合金散热片材料，其中该散热片材料是根据权利要求7的制备方法得到的，其晶体结构包含纤维状的结构。
10.用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；等于小于3.0％的Zn，等于小于0.3％的In，及等于小于0.3％的Sn中的至少一种；以及等于小于0.3％的Cu，等于小于0.15％的Cr，等于小于0.15％的Ti，等于小于0.15％的Zr，及等于小于0.5％的Mg中的至少一种；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，以及在所述冷轧过程的中途进行两次或更多次中间退火，所述中间退火中的最后一次退火是在300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下利用间歇式加热炉进行的，从而在最后一次中间退火之后将冷轧中的辊轧比调整为10～60％。
11.权利要求10的用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，其中所述中间退火除最后一次退火之外是利用间歇式加热炉或连续的加热炉进行的。
12.一种用钎焊的铝合金散热片材料，其中该散热片材料是根据权利要求10的制备方法得到的，其晶体结构包含纤维状的结构。
13.用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，其中在所述冷轧过程的中途进行一次或多次中间退火，以便使最终的冷轧比为10～95％，及在所述最终的冷轧之后，以最终的锭料板厚度，于300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下，利用间歇式加热炉进行进一步的退火。
14.权利要求13的用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，其中所述中间退火除最后一次退火之外是利用间歇式加热炉或连续的加热炉进行的。
15.一种用钎焊的铝合金散热片材料，其中该散热片材料是根据权利要求13的制备方法得到的，其晶体结构包含纤维状的结构。
16.用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；以及等于小于3.0％的Zn，等于小于0.3％的In，及等于小于0.3％的Sn中的至少一种；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，其中在所述冷轧过程的中途进行一次或多次中间退火，以便使最终的冷轧比为10～95％，及在最终的冷轧之后，以最终的锭料板厚度，于300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下，利用间歇式加热炉进行进一步的退火。
17.权利要求16的用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，其中所述中间退火除最后一次退火之外是利用间歇式加热炉或连续的加热炉进行的。
18.一种用钎焊的铝合金散热片材料，其中该散热片材料是根据权利要求16的制备方法得到的，其晶体结构包含纤维状的结构。
19.用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；以及等于小于0.3％的Cu，等于小于0.15％的Cr，等于小于0.15％的Ti，等于小于0.15％的Zr，及等于小于0.5％的Mg中的至少一种；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，其中在所述冷轧过程的中途进行一次或多次中间退火，以便使最终的冷轧比为10～95％，及在最终的冷轧之后，以最终的锭料板厚度，于300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下，利用间歇式加热炉进行进一步的退火。
20.权利要求19的用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，其中所述中间退火除最后一次退火之外是利用间歇式加热炉或连续的加热炉进行的。
21.一种用钎焊的铝合金散热片材料，其中该散热片材料是根据权利要求19的制备方法得到的，其晶体结构包含纤维状的结构。
22.用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊型连续铸轧法铸造熔融的液体铝合金以形成锭料板；及冷轧该锭料板以制备散热片材料，按质量计，该铝合金含有大于0.6％和等于小于1.8的Mn，大于1.2％和等于小于2.0％的Fe，及大于0.6％和等于小于1.2％的Si；等于小于3.0％的Zn，等于小于0.3％的In，及等于小于0.3％的Sn中的至少一种；以及等于小于0.3％的Cu，等于小于0.15％的Cr，等于小于0.15％的Ti，等于小于0.15％的Zr，及等于小于0.5％的Mg中的至少一种；余量为Al和不可避免的杂质，其中所述双辊型连续铸轧法的应用条件为熔融液体的温度为700～900℃，辊的压力负荷为每1mm宽的锭料板5000～15000N，浇铸速度为500～3000mm/分钟，及锭料板的厚度为2～9mm，其中在所述冷轧过程的中途进行一次或多次中间退火，以便使最终的冷轧比为10～95％，及在最终的冷轧之后，以最终的锭料板厚度，于300～450℃的温度以及不允许重结晶完成的温度下，利用间歇式加热炉进行进一步的退火。
23.权利要求22的用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，其中所述中间退火除最后一次退火之外是利用间歇式加热炉或连续的加热炉进行的。
24.一种用钎焊的铝合金散热片材料，其中该散热片材料是根据权利要求22的制备方法得到的，其晶体结构包含纤维状的结构。
全文摘要
用钎焊的铝合金散热片材料的制备方法，该方法包括以下步骤通过双辊连续铸轧法铸造熔融铝合金以形成板状锭料，该铝合金含有规定量的Mn、Fe和Si，余量为Al和不可避免的杂质；及在规定的熔融金属温度、轧制压力负荷、浇铸速度和板状锭料厚度的条件下，冷轧该板状锭料以形成散热片材料，其中，在冷轧期间进行两次或更多次中间退火，这些退火中的最后一次退火是在规定的温度下利用间歇式加热炉进行的，而且在最后一次中间退火之后设定冷轧的退火速度为规定的值。
文档编号C22F1/04GK1401011SQ01804969
公开日2003年3月5日 申请日期2001年11月30日 优先权日2000年12月13日
发明者川原晃, 土公武宜 申请人:古河电气工业株式会社