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    一用於熱交換器之具有高強度及優良熱傳導性、抗侵蝕性、抗垂性、可犧牲陽極化效應、及自我抗腐蝕性之高強度鋁合金鰭形材料，其特徵在於在化學組成物中含有Si：0.8至1.4重量%、Fe：0.15至0.7重量%、Mn：1.5至3.0重量%、及Zn：0.5至2.5重量%，將作為雜質的Mg限為0.05重量%或更少，且具有一其餘部分之普通雜質及Al，具有一纖維性結晶顆粒結構的硬銲前之一金屬結構，不大於240 MPa之硬銲前的一抗拉強度，不小於150 MPa之硬銲後的一抗拉強度，及500微米或更大之硬銲後的一再結晶顆粒尺寸。
    公开号:TW201303252A
    申请号:TW101115572
    申请日:2006-07-27
    公开日:2013-01-16
    发明作者:Hideki Suzuki；Yoshito Oki；Tomohiro Sasaki；Masae Nagasawa
    申请人:Nippon Light Metal Co；
    IPC主号:C22C21-00
    专利说明:
    高強度之鋁合金鰭形材料及其製造方法(二) 發明領域
    本發明係有關一用於熱交換器之具有優良可硬銲性的鋁合金鰭形材料及其製造方法，更特別有關一使用於一諸如散熱器、汽車暖熱器、汽車空調器等熱交換器之鋁合金鰭形材料，其中將鰭片及一工作流體通道材料硬銲在一起，其中熱交換器鋁合金鰭形材料具有適當的硬銲前強度藉以容易使鰭片成形，亦即硬銲前的強度不會太高使得鰭片難以成形，具有高的硬銲後強度，且具有優良的熱傳導性、抗侵蝕性、抗垂性、可犧牲陽極化效應、及自我抗腐蝕性，並有關其製造方法。 發明背景
    藉由將一以Al-Cu為基礎的合金、以Al-Mn為基礎的合金、以Al-Mn-Cu為基礎的合金等所構成之一工作流體通道材料以及一以Al-Mn為基礎的合金等所構成之鰭片硬銲在一起來組裝汽車散熱器、空調器、中間冷卻器、油冷卻器、或其他熱交換器。鰭形材料係需要具有一可犧牲陽極化效應藉以防止工作流體通道材料之腐蝕且需要具有優良抗垂性及抗侵蝕性藉以防止硬銲材料由於硬銲時高溫加熱所導致之變形或侵蝕。
    因為Mn可有效運作以防止硬銲材料在硬銲時變形或侵蝕，使用JIS 3003、JIS 3203及其他以Al-Mn為基礎的鋁合金作為鰭形材料。可藉由將Zn、Sn、In等添加至此合金使其成為電化陽極性之方法(日本專利公開案(A)No.62-120455)等對於一以Al-Mn為基礎的合金鰭形材料提供一可犧牲陽極化效應。為了進一步改良高溫抗翹曲性(抗垂性)，具有將Cr、Ti、Zr等導入以Al-Mn為基礎的合金中之方法(日本專利公開案(A)No.50-118919)等。
    然而，近來，熱交換器日益需要製成較輕重量及較低成本。工作流體通道材料、鰭形材料、及其他熱交換器材料日益需要製成較薄。然而，如果譬如將鰭片製成較薄，熱傳導剖面積將變小，所以熱交換效能將降低而最終熱交換器將具有強度與耐久度的問題。因此，希望具有一遠為較高之熱傳導效能、硬銲後強度、抗垂性、抗侵蝕性、及自我抗腐蝕性。
    習知以Al-Mn為基礎的合金中，Mn由於硬銲時的熱量而溶解至基質中，故具有熱傳導性降低之問題。已經提出一將Mn含量限為不大於0.8重量%且含有Zr：0.02至0.2重量%及Si：0.1至0.8重量%之鋁合金來作為一種用以解決此困難之材料(日本專利公開案(B2)No.63-23260)。此合金具有一經改良的熱傳導性，但具有小的Mn量，所以硬銲後強度不足且鰭片易在使用作為熱交換器期間崩潰或變形。並且，電位不夠陽極性，所以具有小的可犧牲陽極化效應。
    另一方面，藉由在將一鋁合金融化物鑄造成一板片之時加快冷卻速率，即便如果使Si及Mn含量等成為0.5至1.5質量%，板片鑄造時結晶之介金屬化合物係可降低尺寸至不大於5微米的最大值尺寸。已經提議藉由壓軋此板片來改良鰭形材料的疲勞性質(日本專利公開案(A)No.2001-226730)。然而，該發明之目的係在於改良疲勞壽命。雖然描述將板片製成較薄等來作為鑄造板片時加快冷卻速率之手段，未能發現具有諸如藉由工業規模的雙皮帶鑄造機之薄板片連續鑄造等特定揭示。 發明概要
    本發明之一目的係為提供一用於熱交換器之具有適當硬銲前強度的鋁合金鰭形材料，藉以能夠具有容易的鰭片成形、具有高硬銲後強度、且具有優良抗垂性、抗侵蝕性、自我抗腐蝕性、及可犧牲陽極化，以及其製造方法。
    為了達成該目的，本發明用於熱交換器的高強度鋁合金鰭形材料之特徵係在於在化學組成物中含有Si：0.8至1.4重量%、Fe：0.15至0.7重量%、Mn：1.5至3.0重量%、及Zn：0.5至2.5重量%，將作為雜質的Mg限為0.05重量%或更少，且具有一其餘部分之普通雜質及Al，具有一纖維性結晶顆粒結構的硬銲前之一金屬結構，不大於240MPa之硬銲前的一抗拉強度，不小於150MPa之硬銲後的一抗拉強度，及500微米或更大之硬銲後的一再結晶顆粒尺寸。
    本發明之用以製造用於熱交換器之高強度鋁合金鰭形材料之第一方法之特徵係在於：藉由一雙皮帶鑄造機來鑄造一具有鰭形材料的化學組成物之融化物以連續地鑄造及將具有5至10公厘厚度的一薄板片盤捲入一輥、冷軋此板片至1.0到6.0公厘的片厚度、藉由200至350℃的初級中間退火來處理此片、將片進一步冷軋至0.05到0.4公厘的片厚度、藉由360至450℃的次級中間退火來處理該片、及利用10%至小於50%的一最終冷軋率來冷軋該片至40到200微米的一最終片厚度。
    本發明用以製造用於熱交換器之高強度鋁合金鰭形材料之第二方法之特徵係在於：藉由一雙皮帶鑄造機來鑄造一具有鰭形材料的化學組成物之融化物以連續地鑄造及將具有5至10公厘厚度的一薄板片盤捲入一輥、冷軋此板片至1.0到6.0公厘的片厚度、藉由200至450℃的初級中間退火來處理此片、將片進一步冷軋至0.08到2.0公厘的片厚度、藉由360至450℃的次級中間退火來處理該片、及利用50%至96%的一冷軋率來冷軋該片至40到200微米的一最終片厚度、及利用200至400℃的最終退火來處理該片。
    第一及第二方法中，初級中間退火較佳係由一連續退火爐以100℃/分鐘或更大的升溫速率及400至500℃的一維持溫度及5分鐘以內的一維持時間來進行。
    第一及第二方法中，在初級中間退火之階段中或之後、次級中間退火之後、及最終退火之後(硬銲之前)，金屬結構較佳係為一纖維性結晶顆粒結構。
    根據本發明，藉由限制依此方式硬銲前與硬銲後之抗拉強度及結晶顆粒結構及化學組成物，獲得一用於熱交換器之具有高強度及優良熱傳導性、抗侵蝕性、抗垂性、可犧牲陽極化效應、及自我抗腐蝕性的高強度鋁合金鰭形材料。此鋁合金鰭形材料可藉由第一及第二方法製造。 較佳實施例之詳細說明
    本發明人致力藉由比較來自慣用DC板片鑄造線的經壓軋材料以及來自雙皮帶連續鑄造線之經壓軋材料的強度性質、熱傳導性、抗垂性、抗侵蝕性、自我抗腐蝕性、及可犧牲陽極化效應、以各種不同方式研究組成物、中間退火條件、降低率、及最終退火之間的關係藉以發展一種可滿足使用鰭形材料之熱交換器對於降低厚度的需求之鋁合金鰭形材料，並藉此完成本發明。
    下文將描述本發明之用於熱交換器之鋁合金鰭形材料的合金成份之限制的意義及理由。 [Si：0.8至1.4重量%]
    Si與Fe及Mn共同出現時係在硬銲時形成次微米級以Al-(Fe‧Mn)-Si為基礎的化合物藉以改良強度，同時地降低溶質Mn量，並改良熱傳導性。如果Si的含量小於0.8重量%，效果將不足，而若高於1.4重量%，鰭形材料易在硬銲時融化。因此，較佳的含量範圍為0.8至1.4重量%。更佳的Si含量為0.9至1.4重量%範圍。 [Fe：0.15至0.7重量%]
    Fe與Mn及Si共同出現時係在硬銲時形成次微米級以Al-(Fe‧Mn)-Si為基礎的化合物藉以改良強度，同時地降低溶質Mn量，並改良熱傳導性。如果Fe的含量小於0.15重量%，將需要高純度金屬，故製造成本將變高所以不喜好此方式。若高於0.7重量%，鑄造金屬時，將形成粗糙之以Al-(Fe‧Mn)-Si為基礎的結晶而變成難以製造片材料。因此，較佳的範圍係為0.15至0.7重量%。更佳的Fe含量為0.17至0.6重量%範圍。 [Mn：1.5至3.0重量%]
    Mn與Fe及Si共同出現時係在硬銲時以高密度沉澱成為次微米級以Al-(Fe‧Mn)-Si為基礎的化合物並改良合金材料的強度。並且，次微米級以Al-(Fe‧Mn)-Si為基礎的結晶係具有抑制再結晶之強力作用，所以經再結晶的顆粒變成500微米或更大尺寸之粗糙者並改良抗垂性及抗侵蝕性。如果Mn小於1.5重量%，其效果不足，但若高於3.0重量%，合金鑄造時係形成粗糙之以Al-(Fe‧Mn)-Si為基礎的結晶而片材料變成難以製造。並且，溶質Mn量增加而熱傳導性下降。因此，較佳的含量範圍為1.5至3.0重量%。更佳的Mn含量為1.6至2.8重量%範圍。 [Zn：0.5至2.5重量%]
    Zn係使鰭形材料的電位成為陽極性以提供一可犧牲陽極化效應。如果含量小於0.5重量%，其效果不足，但若高於2.5重量%，材料的自我抗腐蝕性將劣化。並且，由於Zn的溶解，熱傳導性係下降。因此，較佳的含量範圍為0.5至2.5重量%。更佳的Zn含量為1.0至2.0重量%範圍。 [Mg：0.05重量%或更小]
    Mg對於可硬銲性具有影響。如果含量高於0.05重量%，可硬銲性容易受損。特定言之，當使用一以氟化物為基礎的助熔劑時，助熔劑成份氟(F)及合金中的Mg容易起反應而其中產生MgF2或其他化合物。因此，硬銲時有效地作用之助熔劑的絕對量係變得不足且容易發生硬銲缺陷。因此，作為雜質的Mg之含量係限於不大於0.05重量%。
    關於Mg以外之雜質成份，Cu使材料的電位成為陽極性，故較佳限於不大於0.2重量%。Cr、Zr、Ti及V即便只有少量亦會顯著地降低材料的熱傳導性，故這些元素的總含量較佳限於不大於0.20重量%。
    接著，將說明本發明中之薄板片的鑄造條件、中間退火條件、及最終冷軋率、及最終退火條件之限制的意義及理由。 [薄板片之鑄造條件]
    雙皮帶鑄造方法係為一種在垂直方向面對彼此的旋轉皮帶之間鑄造一融化物且以水冷卻藉以自皮帶表面冷卻使融化物固體化並鑄造一板片且自皮帶相對側連續地拉出及盤捲板片之連續鑄造方法。本發明中，鑄造板片的厚度較佳為5至10公厘。如果厚度位於此範圍中，片厚度中心之固體化速率亦為快速，該結構變得均勻，且如果組成物位於本發明的範圍中，很少形成有粗糙化合物，且硬銲之後，可獲得一具有大結晶顆粒尺寸及優良性質之鰭形材料。
    如果來自雙皮帶鑄造機之薄板片的厚度小於5公厘，每單位時間穿過鑄造機的鋁量將變得太小且鑄造變得困難。反之，如果厚度高於10公厘，片不再可被輥所盤捲。因此，板片厚度較佳位於5至10公厘範圍中。
    請注意融化物固體化時之鑄造速度較佳係為5至15公尺/分鐘。固體化較佳在皮帶中完成。如果鑄造速度小於5公尺/分鐘，鑄造花費太多時間且生產力降低，所以不喜好此方式。如果鑄造速度高於15公尺/分鐘，鋁皮帶無法夠快地供應且變成難以獲得具有預定形狀之一薄板片。 [初級中間退火條件]
    當藉由令最終冷軋率10小於50%使最終產品保持低的強度(第二實施例)時，初級中間退火的維持溫度較佳為200至350℃。如果初級中間退火的維持溫度小於200℃，無法獲得經充分軟化狀態。如果初級中間退火的維持溫度高於350℃，基質中的溶質Mn終將在高溫於中間退火之時沉澱成為一以Al-(Fe‧Mn)-Si為基礎的化合物，所以該材料終將在次級中間退火之時再結晶。如果後續最終冷軋率係為低的10%至小於50%，在硬銲之時，材料終將保持在尚未再結晶狀態而抗垂性及抗侵蝕性係在硬銲之時降低。
    如果最終冷軋狀態係為高的50%至96%，務必施加最終退火藉以使最終產品保持低的強度。在此例(第三實施例)中，初級中間退火的維持溫度較佳為200至450℃。如果初級中間退火的維持溫度小於200℃，無法獲得經充分軟化狀態。如果初級中間退火之維持溫度高於350℃，基質中的溶質Mn終將在高溫於中間退火之時沉澱成為一以Al-(Fe‧Mn)-Si為基礎的化合物，但因為具有高的最終冷軋速率，次級中間退火前具有低的冷軋率，所以具有低的排差密度且在次級中間退火之時並未發生再結晶。然而，如果初級中間退火的維持溫度高於450℃，基質中的溶質Mn終將在高溫於中間退火之時以大量及粗糙尺寸沉澱成為一以Al-(Fe‧Mn)-Si為基礎的化合物，故不但材料在次級中間退火之時再結晶，硬銲之時抑制再結晶的作用亦變得較弱，再結晶顆粒尺寸變成小於500微米，而硬銲之時的抗垂性及抗侵蝕性係下降。
    初級中間退火的維持時間不必特別受限，但較佳係為1至5小時的範圍。如果初級中間退火的維持時間小於1小時，整體之盤捲物的溫度仍不均且在片中可能無法獲得一均勻的再結晶結構，故不喜好此方式。如果初級中間退火的維持時間高於5小時，溶質Mn係漸進地沉澱。這不但不利於在500微米或更大的硬銲之後穩定地確保一再結晶顆粒尺寸，且該處理亦將花費太多時間且生產力將下降，故不喜好此方式。
    溫度升高的速率及初級中間退火之時的冷卻速率不必特別受限，但較佳至少為30℃/小時。若溫度升高的速率及初級中間退火之時的冷卻速率小於30℃/小時，溶質Mn係漸進地沉澱。這不但不利於在500微米或更大的硬銲之後穩定地確保一再結晶顆粒尺寸，且該處理亦將花費太多時間且生產力將下降，故不喜好此方式。
    連續退火爐中第一中間退火之溫度較佳為400至500℃。如果小於400℃，無法獲得經充分軟化狀態。然而，若維持溫度超過500℃，基質中的溶質Mn終將在高溫於中間退火之時沉澱成為一粗糙的以Al-(Fe‧Mn)-Si為基礎的化合物，所以次級中間退火之時或硬銲之時抑制再結晶的作用變得較弱，再結晶顆粒尺寸變成小於500微米，而在硬銲之時的抗垂性及抗侵蝕性下降。
    連續退火的維持時間較佳為5分鐘以內。如果連續退火的維持時間高於5分鐘，溶質Mn漸進地沉澱。這不但不利於500微米或更大的硬銲之後穩定地確保一再結晶顆粒尺寸，該處理亦花費太多時間且生產力將下降，故不喜好此方式。
    關於溫度升高之速率及連續退火之時的冷卻速率，溫度升高速率較佳至少為100℃/分鐘。如果連續退火之時的溫度升高速率小於100℃/分鐘，該處理花費太多時間且生產力將下降，所以不喜好此方式。 [次級中間退火條件]
    次級中間退火的維持溫度較佳為360至450℃。若次級中間退火的維持溫度小於360℃，無法獲得經充分軟化狀態。然而，若次級中間退火的維持溫度高於450℃，基質中的溶質Mn終將在高溫於中間退火之時沉澱成為一以Al-(Fe‧Mn)-Si為基礎的化合物且一再結晶結構終將被形成，所以硬銲之時抑制再結晶的作用變得較弱，再結晶顆粒尺寸變成小於500微米，而硬銲之時的抗垂性及抗侵蝕性係下降。
    次級中間退火的維持時間不必特別受限，但較佳為1至5小時範圍。若次級中間退火的維持時間小於1小時，整體的盤捲物之溫度仍不均且有可能在片中將無法獲得一均勻結構，故不喜好此方式。若次級中間退火的維持時間超過5小時，溶質Mn漸進地沉澱。這不但不利於500微米或更大的硬銲之後確保一再結晶顆粒尺寸，該處理亦花費太多時間且生產力下降，故不喜好此方式。
    溫度升高速率及次級中間退火之冷卻速率不必特別受限，但較佳至少為30℃/小時。若溫度升高速率及次級中間退火之時的冷卻速率小於30℃/小時，溶質漸進地沉澱。這不但在500微米或更大的硬銲之後不利於確保一再結晶顆粒尺寸，該處理亦花費太多時間且生產力下降，故不喜好此方式。 [纖維性結晶顆粒結構]
    在初級中間退火後、次級中間退火後、或最終退火後(硬銲前)之任何階段使金屬結構成為一纖維性結晶顆粒結構係指使金屬結構成為一在任何階段不含有任何200微米或更大尺寸的結晶顆粒結構之纖維性結晶顆粒結構。 [最終冷軋率]
    最終冷軋率較佳為10至96%。如果最終冷軋率小於10%，冷軋中係累積小的應變能量，且再結晶並未在硬銲之時於溫度升高程序中變得完全，故抗垂性及抗侵蝕性係下降。若最終冷軋率超過96%，壓軋之時的邊緣裂痕變得顯著，且良率係下降。若未進行最終退火，如果最終冷軋率超過50%，最終產物變成過高強度且變得難以在形成鰭形材料之時獲得一預定鰭片形狀。另一方面，若最終冷軋率為50%或更大，依據組成物而定，最終產物變成過高強度且在鰭片成形之後變成難以獲得一預定鰭片形狀，但在此時，即便最終經冷軋片以1至3小時受到200至400℃的一維持溫度之最終退火(軟化)，各種不同性質仍未受損。特定言之，藉由一連續退火爐之一片的初級中間退火、然後最終冷軋、然後以1至3小時在200至400℃的維持溫度作進一步最終退火(軟化)所獲得之一鰭形材料係具有優良的鰭片成形性、高的硬銲後強度、及優良的抗垂性。
    本發明的鰭形材料係被開縫至預定寬度、受到波褶、與工作流體通道材料所製成之平管(譬如，覆蓋有一硬銲材料的3003合金所構成之包覆片)交替地堆積、且與其硬銲在一起以獲得一熱交換器單元。
    根據本發明的方法，藉由一雙皮帶鑄造機來鑄造一薄板片之時，以Al-(Fe‧Mn)-Si為基礎的化合物係在板片中均勻且細微地結晶，而基質相Al中之超飽和固體溶液中的Mn及Si係由於硬銲之時的高溫加熱而以高密度沉澱成為一次微米級Al-(Fe‧Mn)-Si相。因此，用以大幅降低熱傳導性之基質中的溶質Mn量係變得較小，故硬銲後之電傳導性變成較高且展現一優良的熱傳導性。並且，基於類似理由，經細微地結晶之以Al-(Fe.Mn)-Si為基礎的化合物及高密度沉澱的次微米級Al-(Fe‧Mn)-Si相係抑制塑性變形之時的排差運動。並且，硬銲之時沉澱的次微米級Al-(Fe‧Mn)-Si相係具有一強烈的再結晶抑制作用，所以硬銲後之再結晶顆粒尺寸變成500微米或更大，故使抗垂性變好。基於類似理由，硬銲後展現一優良的抗侵蝕性。並且，本發明中，Mn的含量係限於至少1.5重量%，所以即便如果硬銲後之再結晶顆粒的平均粒子尺寸超過3000微米，抗拉強度將不會降低。
    並且，雙皮帶鑄造機具有快速之融化物的固體化速率，所以在一薄板片中結晶之以Al-(Fe‧Mn)-Si為基礎的化合物變得均勻且細微。因此，最終鰭形材料中，不再具有自粗糙結晶衍生之5微米或更大圓形均等直徑之次級相顆粒且展現一優良的自我抗腐蝕性。
    藉由雙皮帶連續鑄造方法以此方式鑄造，使板片中之Al-(Fe‧Mn)-Si化合物成為均勻且細微且使硬銲後之次微米級以Al-(Fe‧Mn)-Si相沉澱具有高密度。並且，藉由使硬銲後的結晶顆粒尺寸成為500微米或更大，硬銲後強度、熱傳導性、抗垂性、抗侵蝕性、及自我抗腐蝕性係受到改良。同時地，藉由導入Zn，使材料的電位成為陽極性並具有優良的可犧牲陽極化效應。因此，可以獲得一用於熱交換器之具有優良耐久性的鋁合金鰭形材料。 範例
    下文中，將與比較性範例作比較來說明本發明的範例。作為本發明範例及比較性範例，表1所示之合金1至12號的組成物之合金係被融化、行經陶瓷濾器、及傾倒至雙皮帶鑄造模子中以8公尺/分鐘鑄造速度連續地鑄造7公厘厚度的板片。在固體化之時融化物的冷卻速率為50℃/秒。薄板片係被冷軋至表2至4所示的片厚度(I/Al片厚度)。其後，樣本被插入一退火器內、以50℃/小時的升溫速率升高溫度、保持表2至4圖所示溫度2小時、然後以50℃/小時的冷卻速率冷卻至100℃或者否則樣本保持在450℃鹽池15秒、然後在水中淬火作為初級中間退火。接著，樣本被冷軋至表2至4圖所示的片厚度(I/A2片厚度)、然後插入一退火器中、以50℃/小時的升溫速率升高溫度、保持第2至4圖所示的溫度、然後由50℃/小時的冷卻速率冷卻至100℃作為次級中間退火。接著，樣本以表2至4所示的最終冷軋速率被冷軋以獲得60微米厚度之鰭形材料。對於這些樣本之部分，樣本進一步被插入一退火器中、以50℃/小時的升溫速率升高溫度、保持表4所示的溫度2小時、然後以50℃/小時的冷卻速率冷卻至100℃作為最終退火。 [表1] 表1.合金組成物(重量%)
    [表2] 表2.製造條件(組成物之研究)
    [表3] 表3.製造條件(第2 I/A條件之研究)
    [表4] 表4.製造條件(最終退火條件之研究)
    比較性範例中，表1所示合金號碼13及14之組成物的合金係被融化、由普通DC鑄造予以鑄造(厚度500公厘，固體化之時約1℃/秒的冷卻速率)、表面研磨、浸漬、熱軋、冷軋(厚度100微米)、立即退火(400℃×2小時)、及冷軋以獲得60微米厚度的鰭形材料。本發明範例之所獲得的鰭形材料及比較性範例係由下列(1)至(4)測量。
    (1)所獲得的鰭形材料之抗拉強度(MPa)
    (2)預見硬銲溫度，材料以600至605℃加熱3.5分鐘、冷卻、然後測量下列項目：
    --[1]抗拉強度(MPa)
    --[2]電解拋光表面以藉由巴克方法(Barker method)引發結晶顆粒結構之後藉由切割方法平行於壓軋方向之結晶顆粒尺寸(微米)
    --[3]利用銀-氯化銀電極作為參考電極浸入5%鹽水60分鐘之後的自然電位(mV)
    --[4]利用一氯化銀-銀電極作為一參考電極藉由20毫伏特/分鐘的電位掃掠速度在5%鹽水中進行的陰極偏振所發現之腐蝕電流密度(微安培/公分2)。
    --[5]藉由JIS-H0505所描述的傳導率測試方法之傳導率[%IACS]
    (3)藉由LWS T 8801的垂塌測試方法利用50公厘突出長度之垂塌量(公厘)
    (4)將一具有波褶形狀的一鰭形材料放置在一塗覆有一非腐蝕性以氟化物為基礎的助熔劑且具有0.25公厘厚度之硬銲片的表面上(硬銲材料4045合金包覆率8%)(施加負荷324克)、以50℃/分鐘的升溫速率加熱至605℃、並保持在該處5分鐘。冷卻之後，觀察硬銲的橫剖面。將結晶顆粒邊界之輕侵蝕的鰭形材料評價為良好(G標記)，而嚴重侵蝕及嚴重融化之鰭形材料評價為不良(P標記)。請注意波褶形狀如下：
    --波褶形狀：高度2.3公厘×寬度21公厘×間距3.4公厘，10峰值
    結果顯示於表5至7中。 [表5] 表5.鰭形材料之組成物及性質(組成物之研究)
    [表6] 表6.鰭形材料之組成物及性質(第二I/A條件之研究)
    [表7] 表7.鰭形材料之組成物及性質(最終退火條件之研究)
    從表5的結果可知，根據本發明的鰭形材料(鰭形材料號碼1至5)在硬銲後抗拉強度、抗侵蝕性、抗垂性、可犧牲陽極化效應、及自我抗腐蝕性之各項皆為優良。比較性範例的鰭形材料號碼6具有低的Mn含量及低的硬銲後抗拉強度。比較性範例的鰭形材料號碼7具有高的Mn含量，具有鑄造之時形成的巨大結晶，在冷軋期間龜裂，且無法提供鰭形材料。比較性範例的鰭形材料號碼8具有低的Si含量及低的硬銲後抗拉強度。比較性範例的鰭形材料號碼9具有高的Si含量及較差的抗侵蝕性。比較性範例的鰭形材料號碼10具有高的Fe含量，具有鑄造之時形成的巨大結晶，在冷軋期間龜裂，且無法提供鰭形材料。
    比較性範例的鰭形材料號碼11具有低的Zn含量、陰極性的自然電位、及較差的可犧牲陽極化效應。比較性範例的鰭形材料號碼12具有高的Zn含量、較差的自我抗腐蝕性、及較差的抗侵蝕性。藉由普通DC鑄造(厚度500公厘，固體化之時約1℃/秒的冷卻速率)、表面研磨、浸漬、熱軋、冷軋(厚度100公厘)、中間退火(400℃×2小時)、及冷軋所獲得之比較性範例的低Mn含量鰭形材料號碼13及比較性範例的低Si、Mn含量鰭形材料號碼14係具有低的硬銲後抗拉強度，具有小的硬銲後結晶顆粒尺寸，且具有較差的抗垂性與抗侵蝕性。
    從表6的結果可知，根據本發明的鰭形材料(鰭形材料號碼1、15及16)皆具有不大於240MPa的硬銲前抗拉強度、優良的可成形性、優良的硬銲後抗拉強度、抗侵蝕性及抗垂性。比較性範例的鰭形材料號碼17具有60%的最終冷軋率，所以具有高的硬銲前抗拉強度及較差的可成形性。比較性範例的鰭形材料號碼18及19具有初級中間退火之高溫度，所以具有未再結晶之硬銲後結構及較差的抗垂性與抗侵蝕性。比較性範例的鰭形材料號碼20具有60%的最終冷軋率，所以具有高的硬銲前抗拉強度及較差的抗侵蝕性。比較性範例的鰭形材料號碼21及22具有次級中間退火的低溫度，所以具有高的硬銲前抗拉強度及較差的可成形性。比較性範例的鰭形材料號碼23及25具有次級退火之低溫度，所以具有高的硬銲前抗拉強度及較差的可成形性。比較性範例的鰭形材料號碼24具有次級中間退火之高溫度，所以終將再結晶且具有較差的抗侵蝕性。
    從表7的結果可知，根據本發明的鰭形材料(鰭形材料26至29)皆具有不大於240MPa的硬銲前抗拉強度、優良的可成形性、優良的硬銲後抗拉強度、抗侵蝕性及抗垂性。比較性範例的鰭形材料號碼30具有最終退火之高溫度，故終將再結晶且具有較差的抗侵蝕性。比較性範例的鰭形材料號碼31具有最終退火之低溫度，故具有高的硬銲前抗拉強度及較差的可成形性。 產業利用性
    根據本發明，提供一用於熱交換器之具有適當硬銲前強度的鋁合金鰭形材料，故能夠容易形成鰭片、具有高的硬銲後強度，且具有優良的抗垂性、抗侵蝕性、自我抗腐蝕性、及可犧牲陽極化，以及其製造方法。
    权利要求:
    Claims (9)
    [1] 一種用於熱交換器之具有高強度及優良熱傳導性、抗侵蝕性、抗垂性、可犧牲陽極化效應、及自我抗腐蝕性之高強度鋁合金鰭形材料，其特徵係在於在化學組成物中含有Si：0.8至1.4重量%、Fe：0.15至0.7重量%、Mn：1.5至3.0重量%、及Zn：0.5至2.5重量%，將作為雜質的Mg限為0.05重量%或更少，且具有一其餘部分之普通雜質及Al，具有一纖維性結晶顆粒結構的硬銲前之一金屬結構，不大於240MPa之硬銲前的一抗拉強度，不小於150MPa之硬銲後的一抗拉強度，及1800微米或更大之硬銲後的一結晶顆粒尺寸。
    [2] 一種用於熱交換器之具有高強度及優良熱傳導性、抗侵蝕性、抗垂性、可犧牲陽極化效應、及自我抗腐蝕性之高強度鋁合金鰭形材料，其特徵係在於在化學組成物中含有Si：0.8至1.4重量%、Fe：0.15至0.7重量%、Mn：1.5至3.0重量%、及Zn：0.5至2.5重量%，將作為雜質的Mg限為0.05重量%或更少，且具有一其餘部分之普通雜質及Al，具有一不含有任何200微米或更大尺寸的結晶顆粒結構之纖維性結晶顆粒結構的硬銲前之一金屬結構，不大於240MPa之硬銲前的一抗拉強度，不小於150MPa之硬銲後的一抗拉強度，及1800微米或更大之硬銲後的一結晶顆粒尺寸。
    [3] 一種用於熱交換器之具有高強度及優良熱傳導性、抗侵蝕性、抗垂性、可犧牲陽極化效應、及自我抗腐蝕性之高強度鋁合金鰭形材料，其特徵係在於在化學組成物中含有Si：0.8至1.4重量%、Fe：0.15至0.7重量%、Mn：1.5至3.0重量%、及Zn：0.5至2.5重量%，將作為雜質的Mg限為0.05重量%或更少，且具有一其餘部分之普通雜質及Al，具有一尚未再結晶顆粒結構的硬銲前之一金屬結構，不大於240MPa之硬銲前的一抗拉強度，不小於150MPa之硬銲後的一抗拉強度，及1800微米或更大之硬銲後的一結晶顆粒尺寸。
    [4] 一種用以製造一用於熱交換器之高強度鋁合金鰭形材料之方法，該高強度鋁合金鰭形材料在化學組成物中含有Si：0.8至1.4重量%、Fe：0.15至0.7重量%、Mn：1.5至3.0重量%、及Zn：0.5至2.5重量%，將作為雜質的Mg限為0.05重量%或更少，且具有一其餘部分之普通雜質及Al，具有一纖維性結晶顆粒結構的硬銲前之一金屬結構，不大於240MPa之硬銲前的一抗拉強度，不小於150MPa之硬銲後的一抗拉強度，及1800微米或更大之硬銲後的一結晶顆粒尺寸，該方法包含：藉由一雙皮帶鑄造機來鑄造一具有前述化學組成物之融化物以連續地鑄造及將具有5至10公厘厚度的一薄板片盤捲入一輥；冷軋此板片至1.0到6.0公厘的一片厚度；藉由初級中間退火來處理此片，該初級中間退火係藉由一批次退火爐以200至450℃之保持溫度來進行；將該片進一步冷軋至0.08到2.0公厘的一片厚度；藉由360至450℃的次級中間退火來處理該片；利用50%至96%的一冷軋率來冷軋該片至40到200微米的一最終片厚度；及藉由200至400℃的最終退火來處理該片。
    [5] 一種用以製造一用於熱交換器之高強度鋁合金鰭形材料之方法，該高強度鋁合金鰭形材料在化學組成物中含有Si：0.8至1.4重量%、Fe：0.15至0.7重量%、Mn：1.5至3.0重量%、及Zn：0.5至2.5重量%，將作為雜質的Mg限為0.05重量%或更少，且具有一其餘部分之普通雜質及Al，具有一不含有任何200微米或更大尺寸的結晶顆粒結構之纖維性結晶顆粒結構的硬銲前之一金屬結構，不大於240MPa之硬銲前的一抗拉強度，不小於150MPa之硬銲後的一抗拉強度，及1800微米或更大之硬銲後的一結晶顆粒尺寸，該方法包含：藉由一雙皮帶鑄造機來鑄造一具有前述化學組成物之融化物以連續地鑄造及將具有5至10公厘厚度的一薄板片盤捲入一輥；冷軋此板片至1.0到6.0公厘的一片厚度；藉由初級中間退火來處理此片，該初級中間退火係藉由一批次退火爐以200至450℃之保持溫度來進行；將該片進一步冷軋至0.08到2.0公厘的一片厚度；藉由360至450℃的次級中間退火來處理該片；利用50%至96%的一冷軋率來冷軋該片至40到200微米的一最終片厚度；及藉由200至400℃的最終退火來處理該片。
    [6] 一種用以製造一用於熱交換器之高強度鋁合金鰭形材料之方法，該高強度鋁合金鰭形材料在化學組成物中含有Si：0.8至1.4重量%、Fe：0.15至0.7重量%、Mn：1.5至3.0重量%、及Zn：0.5至2.5重量%，將作為雜質的Mg限為0.05重量%或更少，且具有一其餘部分之普通雜質及Al，具有一尚未再結晶顆粒結構的硬銲前之一金屬結構，不大於240MPa之硬銲前的一抗拉強度，不小於150MPa之硬銲後的一抗拉強度，及1800微米或更大之硬銲後的一結晶顆粒尺寸，該方法包含：藉由一雙皮帶鑄造機來鑄造一具有前述化學組成物之融化物以連續地鑄造及將具有5至10公厘厚度的一薄板片盤捲入一輥；冷軋此板片至1.0到6.0公厘的一片厚度；藉由初級中間退火來處理此片，該初級中間退火係藉由一批次退火爐以200至450℃之保持溫度來進行；將該片進一步冷軋至0.08到2.0公厘的一片厚度；藉由360至450℃的次級中間退火來處理該片；利用50%至96%的一冷軋率來冷軋該片至40到200微米的一最終片厚度；及藉由200至400℃的最終退火來處理該片。
    [7] 一種用以製造一用於熱交換器之高強度鋁合金鰭形材料之方法，該高強度鋁合金鰭形材料在化學組成物中含有Si：0.8至1.4重量%、Fe：0.15至0.7重量%、Mn：1.5至3.0重量%、及Zn：0.5至2.5重量%，將作為雜質的Mg限為0.05重量%或更少，且具有一其餘部分之普通雜質及Al，具有一纖維性結晶顆粒結構的硬銲前之一金屬結構，不大於240MPa之硬銲前的一抗拉強度，不小於150MPa之硬銲後的一抗拉強度，及1800微米或更大之硬銲後的一結晶顆粒尺寸，該方法包含：藉由一雙皮帶鑄造機來鑄造一具有前述化學組成物之融化物以連續地鑄造及將具有5至10公厘厚度的一薄板片盤捲入一輥；冷軋此板片至1.0到6.0公厘的一片厚度；藉由初級中間退火來處理此片，該初級中間退火係由一連續退火爐以100℃/分鐘或更大的一升溫速率及400至500℃的一維持溫度及5分鐘以內的一維持時間來進行；將該片進一步冷軋至0.08到2.0公厘的一片厚度；藉由360至450℃的次級中間退火來處理該片；利用50%至96%的一冷軋率來冷軋該片至40到200微米的一最終片厚度；及藉由200至400℃的最終退火來處理該片。
    [8] 一種用以製造一用於熱交換器之高強度鋁合金鰭形材料之方法，該高強度鋁合金鰭形材料在化學組成物中含有Si：0.8至1.4重量%、Fe：0.15至0.7重量%、Mn：1.5至3.0重量%、及Zn：0.5至2.5重量%，將作為雜質的Mg限為0.05重量%或更少，且具有一其餘部分之普通雜質及Al，具有一不含有任何200微米或更大尺寸的結晶顆粒結構之纖維性結晶顆粒結構的硬銲前之一金屬結構，不大於240MPa之硬銲前的一抗拉強度，不小於150MPa之硬銲後的一抗拉強度，及1800微米或更大之硬銲後的一結晶顆粒尺寸，該方法包含：藉由一雙皮帶鑄造機來鑄造一具有前述化學組成物之融化物以連續地鑄造及將具有5至10公厘厚度的一薄板片盤捲入一輥；冷軋此板片至1.0到6.0公厘的一片厚度；藉由初級中間退火來處理此片，該初級中間退火係由一連續退火爐以100℃/分鐘或更大的一升溫速率及400至500℃的一維持溫度及5分鐘以內的一維持時間來進行；將該片進一步冷軋至0.08到2.0公厘的一片厚度；藉由360至450℃的次級中間退火來處理該片；利用50%至96%的一冷軋率來冷軋該片至40到200微米的一最終片厚度；及藉由200至400℃的最終退火來處理該片。
    [9] 一種用以製造一用於熱交換器之高強度鋁合金鰭形材料之方法，該高強度鋁合金鰭形材料在化學組成物中含有Si：0.8至1.4重量%、Fe：0.15至0.7重量%、Mn：1.5至3.0重量%、及Zn：0.5至2.5重量%，將作為雜質的Mg限為0.05重量%或更少，且具有一其餘部分之普通雜質及Al，具有一尚未再結晶顆粒結構的硬銲前之一金屬結構，不大於240MPa之硬銲前的一抗拉強度，不小於150MPa之硬銲後的一抗拉強度，及1800微米或更大之硬銲後的一結晶顆粒尺寸，該方法包含：藉由一雙皮帶鑄造機來鑄造一具有前述化學組成物之融化物以連續地鑄造及將具有5至10公厘厚度的一薄板片盤捲入一輥；冷軋此板片至1.0到6.0公厘的一片厚度；藉由初級中間退火來處理此片，該初級中間退火係由一連續退火爐以100℃/分鐘或更大的一升溫速率及400至500℃的一維持溫度及5分鐘以內的一維持時間來進行；將該片進一步冷軋至0.08到2.0公厘的一片厚度；藉由360至450℃的次級中間退火來處理該片；利用50%至96%的一冷軋率來冷軋該片至40到200微米的一最終片厚度；及藉由200至400℃的最終退火來處理該片。
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    MX2008000955A|2008-03-27|Material de aleta de aleacion de aluminio de alta resistencia y metodo de produccion del mismo.
    同族专利:
    公开号 | 公开日
    CN101233251A|2008-07-30|
    US8784582B2|2014-07-22|
    US20110293468A1|2011-12-01|
    CN101935782A|2011-01-05|
    TWI484135B|2015-05-11|
    KR100976883B1|2010-08-18|
    TW200710228A|2007-03-16|
    CN101935782B|2013-02-06|
    WO2007013380A1|2007-02-01|
    US8226781B2|2012-07-24|
    MY153680A|2015-03-13|
    US20100139899A1|2010-06-10|
    US7998288B2|2011-08-16|
    US20120261037A1|2012-10-18|
    JP2007031778A|2007-02-08|
    JP5371173B2|2013-12-18|
    KR20080027889A|2008-03-28|
    TWI374193B|2012-10-11|
    引用文献:
    公开号 | 申请日 | 公开日 | 申请人 | 专利标题
    TWI557234B|2014-05-14|2016-11-11|Nippon Light Metal Co|Aluminum alloy fin sheet for heat exchangers with excellent weldability and sag resistance and its manufacturing method|JPH01247542A|1988-03-29|1989-10-03|Furukawa Alum Co Ltd|Sagging-resistant aluminum alloy fin material for heat exchanger|
    JP3396523B2|1993-12-01|2003-04-14|三菱アルミニウム株式会社|ろう付け後強度およびろう付け性に優れたＡｌ合金フィン材|
    JPH07106445B2|1993-12-02|1995-11-15|第一メテコ株式会社|アルミニウム合金製熱交換器およびその製造方法|
    JP2002514269A|1997-06-04|2002-05-14|ゴールデンアルミニュウムカンパニー|低イヤリングアルミニウム合金製造のための連続的鋳造工程|
    JP3802695B2|1998-11-12|2006-07-26|株式会社神戸製鋼所|プレス成形性およびヘム加工性に優れたアルミニウム合金板|
    JP2000202681A|1999-01-13|2000-07-25|Sumitomo Light Metal Ind Ltd|ろう付け性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材|
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    法律状态:
    2022-02-11| MM4A| Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees|
    优先权:
    申请号 | 申请日 | 专利标题
    JP2005216987A|JP5371173B2|2005-07-27|2005-07-27|高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法|
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