專利名稱：用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及利用雙輥型連續(xù)鑄軋法(或簡稱為連續(xù)鑄軋法)和冷軋制備用釬焊的鋁合金散熱片材料的方法。
背景技術(shù)：
如

圖1所示，通過釬焊裝配的由鋁合金制成的熱交換器如散熱器具有波紋狀的散熱片2，其結(jié)合在扁平管1之間，該扁平管的兩端開口于由集管3和儲槽4所形成的空間。熱的制冷劑從一個儲槽輸送到扁平管1中，而通過熱交換器于扁平管1和散熱片1區(qū)域冷卻的制冷劑則匯集于其它儲槽中，以便再循環(huán)。
對于上述的扁平管1，使用具有多孔的由模壓釬焊板制成的板材的擠出扁平管，其中的核心材料包敷了護層材料(如Al-Si系合金的釬焊材料)，或者使用電縫焊的扁平管。對于上述的散熱片，使用包含釬焊板的散熱片，所述釬焊板是通過在核心材料的兩個表面包敷護層材料制成的，或者使用包含抗彎性優(yōu)異的Al-Mn系合金(如3003合金或3203合金)的散熱片。
近年來，由于要求熱交換器的尺寸小重量輕，構(gòu)成熱交換器的散熱片材料趨于變薄。因此，強調(diào)提高散熱片的機械強度，因為當(dāng)散熱片材料的機械強度不充分時，散熱片可能在裝配熱交換器的過程中坍塌，或者散熱器可能在使用中破裂。另外，還需要提高散熱片材料本身的導(dǎo)熱性，因為隨著熱交換器如散熱器的尺寸變小和重量變輕，結(jié)果散熱片材料變薄，所以散熱片材料的傳熱量是重要的。
然而，常規(guī)的Al-Mn系合金散熱片材料的問題在于提高Mn含量以增強散熱片材料的機械強度，將導(dǎo)致導(dǎo)熱性大大地降低。另一方面，提高Fe含量則導(dǎo)致大量的金屬間化合物結(jié)晶，其作為重結(jié)晶的晶核在散熱片材料通過釬焊重結(jié)晶時形成良好的重結(jié)晶結(jié)構(gòu)。由于這種良好的重結(jié)晶結(jié)構(gòu)包括很多的晶粒邊界，結(jié)果導(dǎo)致釬焊材料在釬焊步驟中沿晶粒邊界擴散進而降低散熱片材料的抗下垂性的問題。
(JP-A-7-216485(“JP-A”意指未審查的但已公開的日本專利申請)，JP-A-8-104934等)所提出的不同于上述Al-Mn系合金散熱片材料的Al-Fe-Ni系合金散熱片材料在機械強度和導(dǎo)熱性方面是優(yōu)異的。然而，該合金不適于減薄，因為散熱片材料本身的抗自腐蝕性降低了。
已經(jīng)根據(jù)連續(xù)鑄軋和冷軋的制造方法提出若干種散熱片材料，因為該方法所需要的工廠投資低。例如，(JP-A-8-143998)已經(jīng)提出了Al-Mn-Si系合金散熱片材料以防止疲勞強度降低，其中允許初晶Si通過連續(xù)鑄軋和冷軋沿厚度方向定位于中心，并且通過防止初晶Si作為重結(jié)晶晶核而使重結(jié)晶的晶粒粗大，從而抑制釬焊材料侵入晶粒邊界。
其它實例包括Al-Mn-Fe-Si系合金散熱片材料(WO 00/05426)，其中機械強度和導(dǎo)電性通過規(guī)定連續(xù)鑄軋中的冷卻速度而得以加強；及Al-Mn-Fe系合金散熱片材料(JP-A-3-31454)，其中釬焊性能通過去除因連續(xù)鑄軋而形成的氧化膜而得以提高，辦法是在冷軋步驟之前或之中進行堿洗。
但是，在上述JP-A-8-143998發(fā)明中所公開發(fā)明的澆鑄步驟中，多數(shù)Si已經(jīng)結(jié)晶為初晶Si。因此，該材料可能在軋制步驟中斷裂，因為形成了作為引發(fā)點的初晶Si，或者散熱片材料可能會在起皺過程中斷裂。越薄的散熱片材料越容易在起皺過程中斷裂，有時該散熱片材料就根本不能進行機械加工。在這種情況下，由于少量Si混入結(jié)晶材料，致使中間退火步驟中結(jié)晶核(Al-Fe-Mn-Si金屬間化合物)減少，或者由于金屬間化合物的沉淀受到進一步地抑制無須熱軋或間歇式中間退火步驟，Mn在固溶體中的量增加，致使導(dǎo)熱性降低。而且，由于Si在散熱片材料的中心析出，該散熱片材料的抗熔化性變差。
盡管上述WO 00/05426中的發(fā)明目的是通過形成Mn系精細金屬間化合物強化沉淀，并通過沉淀Mn提高導(dǎo)熱性，但是仍未獲得充分的強化沉淀效果，因為Mn含量小于本發(fā)明的。當(dāng)為加強沉淀而增加Mn的含量時，粗大的Mn系化合物(Al-Fe-Mn-Si化合物)沉淀，降低了波紋狀的可成形性。由于釬焊后該散熱片材料的晶粒直徑小至30～80m，該散熱片材料的抗熔化性因釬焊材料的擴散而降低。此外，Al-Fe-Si系化合物作為陰極場所因Mn的含量小而沉淀，這降低了散熱片材料本身的抗自腐蝕性。
當(dāng)該發(fā)明包括Si時，或者當(dāng)該發(fā)明包括Si以及Cu、Cr、Ti、Zr或Mg中的任一種時，上述JP-A-3-31454發(fā)明中的合金組成與本發(fā)明的組成重疊。但是，根據(jù)上述出版物所公開的方法，Al-Fe-Mn-Si系精細化合物不能沉淀，盡管該散熱片材料的釬焊能力可能提高。結(jié)果，不能滿足制備尺寸小重量輕的熱交換器所需要的各種性能。
自下面的描述并結(jié)合附圖，本發(fā)明的其它及進一步的特征和優(yōu)點將會更加顯而易見。
附圖簡述圖1是表示散熱器實例之一的透視圖。
圖2(a)，2(b)，2(c)，及2(d)各自均為說明散熱片熔化的說明圖，包括全視圖及其局部放大的視圖。
圖3是釬焊之后扁平管與散熱片之間所產(chǎn)生的核心裂縫的局部示意性單元的視圖。
圖4(a)，4(b)，及4(c)是雙輥連續(xù)鑄軋中幾種粗大結(jié)晶材料狀態(tài)的說明視圖，其中圖4(a)和4(b)是從側(cè)面觀察錠料板的視圖，圖4(c)是從上面觀察的視圖。
圖5是在常規(guī)條件下通過連續(xù)鑄軋制備的板狀錠料的斷面結(jié)構(gòu)圖。
發(fā)明公開本發(fā)明的發(fā)明人考慮到常規(guī)技術(shù)進行深入地研究并發(fā)現(xiàn)，通過限定熔融液體溫度，壓輥的壓力負荷，以及連續(xù)鑄軋中的中間退火條件，由具有規(guī)定組成的Al-Mn-Fe-Si系合金制備散熱片材料，在所得的散熱片材料的結(jié)構(gòu)中沉淀大量的精細Mn系化合物(不包含尺寸為0.8m或更大的化合物)，使散熱片材料所需的各種性質(zhì)得以提高。本發(fā)明是根據(jù)上述發(fā)現(xiàn)并通過進一步的深入研究而完成的。
在將散熱片材料應(yīng)用于尺寸小重量輕的熱交換器中，要求散熱片材料滿足多種性能，如機械強度、導(dǎo)熱性、犧牲性防腐蝕作用、抗自腐蝕性、抗重復(fù)應(yīng)力性、抗散熱片熔化性、抗下垂性、抗核心裂縫性、可軋性、抗散熱片破裂性和波紋可成形性。在這些性能中，下文中將描述(a)抗自腐蝕性，(b)抗重復(fù)應(yīng)力性，(c)抗散熱片熔化性，(d)抗核心裂縫性，及(e)抗散熱片破裂性和波紋可形成性。
(a)抗自腐蝕性散熱片的腐蝕分為通過散熱片與管子之間的電勢差保護管子的犧牲陽極材料腐蝕，及在散熱片自身中發(fā)生的自腐蝕。
當(dāng)用于散熱片材料的合金包含大量的Ni、Fe等時，充當(dāng)陰極場所的Fe系化合物和Ni系化合物的含量增加，容易發(fā)生自腐蝕。當(dāng)抗自腐蝕性低時，散熱片在早期就將消失，不能提供作為犧牲陽極材料的作用。提高散熱片的抗自腐蝕性對于減薄散熱片而言是十分重要的。
(b)抗重復(fù)應(yīng)力性冷卻的制冷劑通過系加壓和循環(huán)于由管子1和散熱片2組成的熱交換器(散熱器)中，如圖1所示。散熱器的內(nèi)部是高壓的制冷劑，其使管1的橫斷面結(jié)構(gòu)膨脹，進而賦予散熱片2以抗張應(yīng)力。當(dāng)抗張應(yīng)力通過系的啟動與停止反復(fù)施用時，散熱片2最終因疲勞而破裂。將疲勞破裂發(fā)生之前重復(fù)施用應(yīng)力的次數(shù)評價為“抗重復(fù)應(yīng)力性”。
散熱片2的疲勞破裂不總是等于散熱片材料的機械強度。例如，當(dāng)顆粒分散在散熱片材料中時，裂縫發(fā)生在顆粒周圍，使抗重復(fù)應(yīng)力性降低。
(c)抗散熱片熔化性散熱片的熔化是指波紋狀的散熱片2在釬焊過程中逐漸熔化(圖2(b)至圖2(c))的現(xiàn)象，如圖2(a)所示。當(dāng)這種現(xiàn)象增加時，多個散熱片通過吸收釬焊材料5至散熱片之間的空間而結(jié)合在一起(圖2(d))。
由于散熱片的熔化，熱交換器的抗壓強度降低了。散熱片熔化的直接成因是使核心板處的釬焊材料流至散熱片側(cè)面，造成供給過量的釬焊材料。當(dāng)釬焊時散熱片中晶粒尺寸小或合金中Si的含量大時，易于發(fā)生這種現(xiàn)象。
(d)抗核心裂縫性當(dāng)管子和散熱片材料上涂布了厚的釬焊層時，管子與散熱片之間在釬焊后可能出現(xiàn)局部未結(jié)合的部分(圖3中的參考號6)。換言之，管子材料在釬焊加熱期間沿釬焊材料層厚度的縱向收縮。由于核心9是由復(fù)合管組成的，當(dāng)收縮長度在縱向通過幾十個步驟累積時，收縮長度累計達若干毫米，從而產(chǎn)生局部未結(jié)合的部分6。稱這種局部未結(jié)合的部分6為核心裂縫。整個核心9的機械強度因發(fā)生核心裂縫而顯著地降低。此外，散熱片2對管1的犧牲性防腐作用在核心裂縫部分6消失。
(e)抗散熱片破裂性和波紋可形成性在本文中，散熱片的破裂是指散熱片材料通過兩個接合的滾動齒輪形成波紋狀時散熱片材料的切割現(xiàn)象。這種散熱片的破裂在所添加的合金元素的含量超出形成固溶體的水平時，以及合金中存在很多分散的顆粒時容易發(fā)生。此外，在較薄的散熱片中也容易發(fā)生散熱片破裂。而且，波紋可形成性是通過散熱片高度的不規(guī)則性來評價的。也就是說，通過額外的散熱片材料的機械強度(耐久性)過度地增加回彈的幅度以形成波紋狀，由此導(dǎo)致所得散熱片的不規(guī)則的高度。
如上所述，(a)至(e)的性能是獲得減薄的散熱片即所得熱交換器尺寸小和重量輕的基本特征。
本發(fā)明提供下列方法(1)用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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，余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，以及在所述冷軋過程的中途進行兩次或更多次中間退火，所述中間退火中的最后一次中間退火是在300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下利用間歇式加熱爐進行的，從而在最后一次中間退火之后將冷軋中的輥軋比調(diào)整為10～60％；(2)用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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中的至少一種；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，以及在所述冷軋過程的中途進行兩次或更多次中間退火，所述中間退火中的最后一次中間退火是在300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下利用間歇式加熱爐進行的，從而在最后一次中間退火之后將冷軋中的輥軋比調(diào)整為10～60％；(3)用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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中的至少一種；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，以及在所述冷軋過程的中途進行兩次或更多次中間退火，所述中間退火中的最后一次中間退火是在300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下利用間歇式加熱爐進行的，從而在最后一次中間退火之后將冷軋中的輥軋比調(diào)整為10～60％；(4)用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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中的至少一種；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中的至少一種；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，以及在所述冷軋過程的中途進行兩次或更多次中間退火，所述中間退火中的最后一次中間退火是在300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下利用間歇式加熱爐進行的，從而在最后一次中間退火之后將冷軋中的輥軋比調(diào)整為10～60％；(5)用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，其中在所述冷軋過程的中途進行一次或多次中間退火，以便使最終的冷軋比為10～95％，及在最終的冷軋之后，以最終的錠料板厚度，于300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下，利用間歇式加熱爐進行進一步的退火；(6)用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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中的至少一種；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，其中在所述冷軋過程的中途進行一次或多次中間退火，以便使最終的冷軋比為10～95％，及在最終的冷軋之后，以最終的錠料板厚度，于300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下，利用間歇式加熱爐進行進一步的退火；(7)用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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中的至少一種；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，其中在所述冷軋過程的中途進行一次或多次中間退火，以便使最終的冷軋比為10～95％，及在最終的冷軋之后，以最終的錠料板厚度，于300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下，利用間歇式加熱爐進行進一步的退火；(8)用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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中的至少一種；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中的至少一種；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，其中在所述冷軋過程的中途進行一次或多次中間退火，以便使最終的冷軋比為10～95％，及在最終的冷軋之后，以最終的錠料板厚度，于300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下，利用間歇式加熱爐進行進一步的退火；(9)根據(jù)前述(1)～(8)項中任一項的用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，其中所述中間退火除最后一次退火之外是利用間歇式加熱爐或連續(xù)的加熱爐進行的。
(10)一種用釬焊的鋁合金散熱片材料，其中該散熱片材料是根據(jù)前述(1)～(9)項中任一項的制備方法得到的，其晶體結(jié)構(gòu)包含纖維狀的結(jié)構(gòu)。
實施本發(fā)明的最佳方式構(gòu)成本發(fā)明散熱片材料的鋁合金可以包含高濃度的Mn以提高機械強度。但是，由于以固溶體形式包含Mn時導(dǎo)熱性降低，所以在本發(fā)明中允許通過添加Si和Fe使Mn以第二相分散顆粒的形式結(jié)晶和沉淀。此外，在本發(fā)明中，通過規(guī)定連續(xù)鑄軋的條件抑制Si的初次結(jié)晶的發(fā)生，以便使Si通過一起添加Fe和Mn而以金屬間化合物的形式很好地分散。進而通過控制Mn和Si形成固溶體和沉淀，獲得Al-Mn-Fe-Si系合金的錠料板。在該合金錠料板中，由在連續(xù)鑄軋步驟、冷軋步驟及隨后的退火步驟中產(chǎn)生的Al-Mn-Fe-Si結(jié)晶材料充當(dāng)晶核，固溶體中的元素沉淀進一步加速。
因此，散熱片材料必需滿足多種性能，如機械強度、導(dǎo)熱性、犧牲陽極作用和抗自腐蝕性，以及抗重復(fù)應(yīng)力性、抗散熱片熔化性、抗下垂性、抗核心裂縫性、可軋性、抗散熱片破裂性和波紋可成形性，由此制備能夠減薄的散熱片材料。
本發(fā)明的精細材料只有通過滿足本發(fā)明中所規(guī)定得全部合金組成和制備條件才能制得。本發(fā)明的特征在于提供減薄的散熱片材料，盡管其Mn的含量高，但仍保持高的導(dǎo)熱性；抗自腐蝕性、抗核心裂縫、可軋性和抗散熱片熔化性優(yōu)良的散熱片材料；以及抗散熱片熔化性和抗散熱片破裂性均良好的散熱片材料，盡管其Si的含量高，但仍保持高的導(dǎo)熱性。在本發(fā)明規(guī)定的條件中，當(dāng)制備條件得不到滿足時，就不能獲得具有本發(fā)明效果的散熱片材料，即使合金組成得到滿足。反之，如果合金組成得不到滿足，即使制備條件得到了滿足，也不能獲得具有本發(fā)明效果的散熱片材料。
首先描述用于本發(fā)明的鋁合金中的元素。但是，每種元素的功能則基于對本發(fā)明所限定的制備條件的預(yù)測。這里重復(fù)的是，在非本發(fā)明規(guī)定的制備條件下是不能獲得所述功能的。
在本發(fā)明中，除了提高機械強度之外，添加Mn的目的如下。
Mn與同時大量加入的Fe反應(yīng)，形成Al-Mn-Fe(-Si)系化合物，這抑制了作為陰極場所的Al-Fe化合物的沉淀，提高了抗自腐蝕性。
也就是說，在本發(fā)明中，由于高溫的熔融液體在高壓力負荷和高速冷卻下進行連續(xù)鑄軋，所以合金元素Fe幾乎沉積成1μm量級的Al-Fe-Mn-Si系化合物或Al-Fe-Si系化合物的精細結(jié)晶。上述結(jié)晶材料在后續(xù)的冷軋步驟中進一步精細地分裂，進而提高散熱片材料的機械強度。當(dāng)Al-Fe-Si系化合物作為腐蝕引發(fā)點的陰極場所時，由于Mn的加入，F(xiàn)e沉積成本發(fā)明中的Al-Fe-Mn-Si系化合物。隨后，Al-Fe-Mn-Si系化合物在退火步驟中以上述細分的結(jié)晶材料為晶核進行沉積。由于這些金屬間化合物幾乎不能作為陰極場所，故它們不降低抗自腐蝕性。
由于在本發(fā)明的澆鑄步驟中Mn與Si一起結(jié)晶，所以Mn的功能是抑制初晶Si的結(jié)晶。抑制初晶Si結(jié)晶使抗重復(fù)應(yīng)力性、導(dǎo)熱性和抗散熱片熔化性得以提高。
為了實現(xiàn)前述效果，規(guī)定Mn的含量為0.6～1.8％，按質(zhì)量計。當(dāng)Mn含量為0.6％重量或更小時，不能完全顯現(xiàn)加Mn的效果，而當(dāng)Mn含量大于1.8％質(zhì)量時，導(dǎo)熱性和導(dǎo)電性降低。優(yōu)選Mn含量為0.7％質(zhì)量或更高，以便增強散熱片材料的抗自腐蝕性。優(yōu)選Mn含量的上限為1.4％質(zhì)量或更低，以便降低金屬間化合物的絕對量，增強抗自腐蝕性。
已知，F(xiàn)e是在澆鑄步驟中形成金屬間化合物的元素，進而在不降低導(dǎo)熱性的情況下通過增強分散來提高機械強度。在本發(fā)明中，F(xiàn)e還抑制因加Mn而導(dǎo)致的導(dǎo)熱性的降低，辦法是在制備條件下與加入上述量的Si結(jié)合。
由于最大量的Fe作為固溶體也是小的，所以其在澆鑄步驟中結(jié)晶成金屬間化合物。在本發(fā)明中，F(xiàn)e與Mn和Si反應(yīng)，形成Al-Fe-Mn-Si系化合物，從而降低了Mn和Si在基質(zhì)中作為固溶體的溶解量。該金屬間化合物中Mn與Si的比例，通過與本發(fā)明制備方法的Fe量結(jié)合，比通過常規(guī)方法制備的合金中Mn與Si的比例提高得更多，另外，這導(dǎo)致合金中Fe的精細和稠密的分布。在澆鑄過程中結(jié)晶并具有精細和稠密分布的金屬間化合物，還可以通過加速退火步驟中Mn和Si的沉積而提高機械強度。
如上所述，通過提高金屬間化合物中Mn與Si的比例，防止了導(dǎo)熱性的降低，并提高了本發(fā)明的散熱片材料的抗自腐蝕性。
根據(jù)上述原因，規(guī)定Fe的含量為1.2～2.0％，按質(zhì)量計。當(dāng)Fe含量為1.2％質(zhì)量或更低時，通過加Mn防止導(dǎo)熱性降低的效果不充分顯現(xiàn)，而當(dāng)Fe含量超過2.0％質(zhì)量時，Al-Fe系化合物在早期結(jié)晶，從而降低了抗自腐蝕性。由于使該結(jié)晶材料變得細小，所以除了降低抗下垂性和抗散熱片熔化性之外，這些結(jié)晶材料還在冷軋步驟中出現(xiàn)散熱片材料破裂，并在核心裝配中出現(xiàn)散熱片的切斷。優(yōu)選Fe含量為1.3％質(zhì)量或更高，以便增強機械強度，同時優(yōu)選Fe含量為1.8％質(zhì)量或更低，以便降低金屬間化合物中的Fe含量，進而增強抗自腐蝕性。
在本發(fā)明中，Si加速了澆鑄步驟中形成的含有Fe和Mn的化合物的結(jié)晶。因此，與Mn和Fe一起加入大量的Si，可以降低Mn在固溶體中的量，從而提高導(dǎo)熱性和導(dǎo)電性。此外，Si可以通過結(jié)晶并沉積成具有大比例Mn的金屬間化合物來防止散熱片材料的抗自腐蝕性降低。另外，Si還通過加速Fe的沉積來提高機械強度和抗散熱片破裂性。
于是，在本發(fā)明中可以加入大量的Si而不降低導(dǎo)熱性，原因在于固溶體中的Si量降低了。
如上所述，Si可以改善抗散熱片破裂性，機械強度，導(dǎo)熱性，及抗自腐蝕性。規(guī)定Si的含量為0.6～1.2％質(zhì)量，因為當(dāng)Si含量小于0.6％質(zhì)量時，加Si的效果不充分地顯現(xiàn)。此外，另一方面，當(dāng)Si含量超過1.2％質(zhì)量時，散熱片材料的熔點降低，使散熱片容易熔化。另外，大含量的Si使之可以在早期結(jié)晶，致使材料在連續(xù)鑄軋或冷軋步驟中容易斷裂，同時在核心的裝配期間容易造成散熱片的切斷。這種情況下，抗重復(fù)應(yīng)力性和導(dǎo)熱性也降低。優(yōu)選Si含量為0.65％質(zhì)量或更高，以便增強導(dǎo)熱性，更優(yōu)選0.75％質(zhì)量或更高的含量。Si含量的上限優(yōu)選為1.0％質(zhì)量，以防止散熱片在釬焊步驟中熔化。
如上所述，Mn、Fe和Si是本發(fā)明中的基本元素。通過滿足本文中所描述的這些元素添加量和制備條件的全部組合，可以獲得具有下列特征的散熱片材料。該散熱片材料保持高的導(dǎo)熱性，雖然它的Mn含量高；其抗自腐蝕性，抗核心裂縫性，可軋性和抗散熱片熔化性優(yōu)異，盡管它的Fe含量高；其抗散熱片熔化性和抗散熱片破裂性優(yōu)異，盡管它的Si含量高。
構(gòu)成本發(fā)明散熱片材料的鋁合金包括這樣的鋁合金，其除了上述基本元素Mn、Fe和Si之外，還含有具有犧牲陽極作用有效的Zn、In和Sn中的至少一種和/或?qū)μ岣邫C械強度有效的Cu、Cr、Ti、Zr和Mg中的至少一種。
盡管在上述的Zn、In和Sn中添加少量的In和Sn就具有足夠的犧牲作用，但是它們昂貴且回收它們的廢料困難。Zn是不涉及這類問題的元素，最推薦添加Zn來調(diào)整散熱片材料的電勢。上述Zn、In和Sn的含量的上限分別規(guī)定為3.0％質(zhì)量、0.3％質(zhì)量和0.3％質(zhì)量，因為當(dāng)各含量超出上述上限時，散熱片自身的抗腐蝕性降低。
上述Cu、Cr、Ti、Zr和Mg均能夠提高機械強度。
規(guī)定Cu的上限為0.3％質(zhì)量，Cr的上限為0.15％質(zhì)量，Ti的上限為0.15％質(zhì)量，Zr的上限為0.15％質(zhì)量，Mg的上限為0.5％。這是因為當(dāng)Cu含量超出上述上限時，合金的腐蝕電勢顯著，因而散熱片材料作為犧牲陽極材料的作用降低，導(dǎo)熱性也降低。當(dāng)Cr、Ti和Zr的含量分別超過上述上限時，熔融液體進料噴嘴在連續(xù)鑄軋步驟中可能阻塞。特別優(yōu)選Cr、Ti和Zr各自的含量均為0.08％質(zhì)量或更低。當(dāng)Mg含量超過上述上限時，Mg通過與散熱片的nocolock釬焊步驟中的焊劑反應(yīng)而降低散熱片的釬焊能力。
Zr還具有通過使散熱片材料結(jié)晶顆粒粗大化而提高散熱片材料的抗下垂性和抗散熱片熔化性的作用。
在本發(fā)明中，由于這些元素除提高機械強度外還有相反的作用，所以優(yōu)選其含量為0.03％質(zhì)量或更低，也就是說，優(yōu)選它們基本上不包含在散熱片材料中。
在本發(fā)明中，可以添加的以使錠料結(jié)構(gòu)良好的硼(B)或其它雜質(zhì)元素的總含量為0.03％質(zhì)量或更低。
上面已經(jīng)描述了可以用于本發(fā)明的合金成分，下面將描述本發(fā)明的制備方法。
在本發(fā)明中，上述具有規(guī)定組成的鋁合金通過雙輥型連續(xù)鑄軋法制成錠料板，然后進行冷軋和退火，以制成散熱片材料。
已知上述雙輥型連續(xù)鑄軋法包括Hunter法、3C法等，其中鋁合金的熔融液體由耐火材料制成的噴嘴進料于一對水冷輥之間，然后連續(xù)鑄軋所得的薄板。與常規(guī)的DC澆鑄法相比，雙輥型連續(xù)鑄軋法的冷卻速度要快1～3計數(shù)單位。
根據(jù)本發(fā)明，規(guī)定上述雙輥型連續(xù)鑄軋法中熔融液體的溫度，輥的壓力負荷，澆鑄速度，及錠料板的厚度。通過滿足上述全部四個條件，只能獲得本發(fā)明中要得到的金屬結(jié)構(gòu)，進而獲得本發(fā)明的散熱片材料的性能。其中熔融液體的溫度和輥的壓力負荷特別重要。
上述的熔融液體的溫度是指雙輥型連續(xù)鑄軋機的高位儲槽中熔融液體的溫度。上述高位儲槽剛好在進料之前將熔融液體提供給熔融液體進料噴嘴，其為集中控制熔融液體并將熔融液體穩(wěn)定地進料給雙輥型連續(xù)鑄軋機的部分。
在本發(fā)明中采用雙輥型連續(xù)鑄軋法，因為近年來雙輥型連續(xù)鑄軋機已經(jīng)得到了改進，而且在采用連續(xù)鑄軋機如通用的雙輥連續(xù)鑄軋機是困難的本發(fā)明的條件下的制造已經(jīng)成為可能，從而能夠獲得本發(fā)明中要獲得的金屬結(jié)構(gòu)。
在本發(fā)明中，規(guī)定上述熔融液體溫度為700～900℃的第一個理由是為了使Al-Fe-Mn-Si型金屬間化合物結(jié)晶良好，見上述有關(guān)組成成分的描述。在溫度高于上述溫度上限時，金屬間化合物中Fe的比例增加，從而降低散熱片材料的抗自腐蝕性和導(dǎo)熱性。換言之，由于Mn和Si在固溶體中的最大濃度比Fe大，所以含F(xiàn)e的結(jié)晶材料在熔融液體溫度過高時幾乎不沉淀。另外，如果熔融液體溫度高，則不能使該熔融液體過冷，因為連續(xù)鑄軋機沒有足夠的冷卻能力。因此，含F(xiàn)e和Mn的粗大結(jié)晶材料在接近板厚度方向的中心處沉積，進而降低機械強度、抗散熱片破裂性和抗核心裂縫性。另一方面，當(dāng)熔融液體的溫度低于下限溫度時，Si在接近板厚度方向的中心處結(jié)晶，降低了抗散熱片熔化性。
將上述熔融液體溫度限定為700～900℃的第二個理由是，當(dāng)熔融液體溫度低時，在本發(fā)明的含有大量的Fe和Mn的合金中，結(jié)晶材料的晶核形成于熔融液體進料噴嘴的壁上。該結(jié)晶材料進一步生長成粗大的結(jié)晶材料，并同熔融液體進料噴嘴相分離以與錠料板混合，從而導(dǎo)致核心裝配步驟中散熱片的破裂。這些結(jié)晶材料導(dǎo)致抗下垂性，抗重復(fù)應(yīng)力性，抗散熱片熔化性和抗核心裂縫性降低。當(dāng)熔融液體溫度進一步降低時，由于熔融液體進料噴嘴被結(jié)晶材料堵塞，所以不能進行澆鑄了。
如上所述，將熔融液體溫度的下限控制為遠高于液體溫度的700℃，并規(guī)定上限為900℃。為了使具有本發(fā)明作用的金屬間化合物達到一定的分散，特別優(yōu)選上述熔融液體的溫度范圍為750～850℃。
在核心裝配步驟中發(fā)生散熱片的切斷，原因在于輥的壓力負荷低時金屬間化合物的粗大化，即使按上述那樣規(guī)定熔融液體的溫度，因而降低抗重復(fù)應(yīng)力性，抗散熱片熔化性和抗核心裂縫性。老型連續(xù)鑄軋機的壓制能力低，因為沒有考慮到固化層的壓制，而最新的連續(xù)鑄軋機則能夠施加較大的壓制力。因此，粗大的結(jié)晶材料可以在固化之后立即通過壓制進行細分，即使完成固化之后結(jié)晶材料連接并結(jié)合成樹枝狀結(jié)晶形成巨大的結(jié)晶產(chǎn)物。
圖4(a)、4(b)和4(c)示意性地說明了上述粗大結(jié)晶材料的分割狀態(tài)。
上述粗大結(jié)晶材料易于在錠料板厚度方向中心的最后固化的部分形成。當(dāng)最終固化部分位于雙輥7的中心線(連接各輥旋轉(zhuǎn)軸的直線，以點化線表示)之前的位置A時，粗大的結(jié)晶材料可以在結(jié)晶之后立即通過施壓進行細分，如圖4(a)所示。另一方面，當(dāng)最終固化部分位于圖4(b)所示的與中心線交叉的B位置時，所形成的粗大結(jié)晶材料保留在錠料中，因為它們未受壓。
圖4(c)是從上面觀察最終固化位置A和B的視圖。最終的固化位置到處與中心線交叉(圖4(c)中所示的狀態(tài))，粗大的結(jié)晶材料和早期結(jié)晶的Si出現(xiàn)在位置B。
通過施用給定的輥壓力負荷，使熔融液體在中心線前以恰當(dāng)?shù)臅r機沿輥的寬度方向與輥接觸，上述圖4(b)中遇到的問題得以解決。圖4中的參考號8表示熔融液體的進料噴嘴。
在本發(fā)明中限制輥壓力負荷為5000～15000N/mm，因為壓力負荷低于5000N/mm時不能獲得細分粗大結(jié)晶材料的效果，導(dǎo)致散熱片材料破裂，并降低抗散熱片熔化性，機械強度，導(dǎo)熱性，抗腐蝕性和抗核心裂縫性。
另一方面，當(dāng)所施用的輥壓力負荷超過15000N/mm時，前述效果也達到飽和。利用目前的連續(xù)鑄軋機是不能獲得超過15000N/mm的輥壓力負荷的，除非澆鑄板的寬度變窄。但是，使?jié)茶T板寬度變窄是不可取的，因為其生產(chǎn)率降低了。因此，在本發(fā)明中規(guī)定輥壓力負荷的上限為15000N/mm，并特別優(yōu)選其范圍為7000～12000 N/mm。
在適當(dāng)規(guī)定的熔融液體溫度和輥壓力負荷的條件下，通過連續(xù)鑄軋具有本發(fā)明中所規(guī)定的組成的合金，可以得到具有良好特性的散熱片材料。圖5示出了利用輥壓力負荷小的常規(guī)雙輥型連續(xù)鑄軋機制備的錠料的橫斷面結(jié)構(gòu)。粗大的結(jié)晶材料在中部析出。
在本發(fā)明中規(guī)定澆鑄速度為500～3000mm/分鐘。當(dāng)澆鑄速度小于500mm/分鐘時，隨著抗重復(fù)應(yīng)力性、抗散熱片熔化性和抗核心裂縫性的降低，出現(xiàn)粗大的結(jié)晶材料，且散熱片在核心的裝配步驟中破裂。從生產(chǎn)率的觀點來看，澆鑄速度越高越優(yōu)選。
當(dāng)澆鑄速度超過3000mm/分鐘時，由于輥的冷卻能力不足，所以不能形成厚的固化層，而且粗大的結(jié)晶材料以圖4(b)中所示的狀態(tài)出現(xiàn)，因為不能加載規(guī)定的輥壓力負荷。
特別優(yōu)選的澆鑄速度為700～1600mm/分鐘。
在本發(fā)明中規(guī)定錠料板的厚度為2～9mm。這是因為當(dāng)該厚度小于2mm時，錠料板因其厚度的波動或波紋狀的出現(xiàn)而可能不能繞成卷。另一方面，當(dāng)該厚度超過9mm時，在接近冷卻速度低的板的中部可能形成中等大小的結(jié)晶材料，進而在核心裝配過程中出現(xiàn)散熱片破裂，同時降低抗重復(fù)應(yīng)力性、抗散熱片熔化性和抗核心裂縫性。由于在本發(fā)明中規(guī)定了輥壓力負荷和錠料板厚度，所以錠料板厚度很少改變以至于比所需的厚度厚，實質(zhì)上降低了產(chǎn)生粗大結(jié)晶材料的可能性。
在本發(fā)明中，盡管一般規(guī)定錠料板的厚度為2～9mm，但是特別優(yōu)選2.5～7mm的錠料板厚度，最優(yōu)選3～6mm的錠料板厚度。
根據(jù)上述的(1)至(4)項，最后一次中間退火是在300～450℃的溫度范圍以及在沒有完成重結(jié)晶的溫度下，利用間歇式加熱爐進行的。使用間歇式加熱爐進行最終的中間退火，以便保證較長的加熱和保留時間。加熱時間優(yōu)選為30分鐘或更長?？梢赃m當(dāng)?shù)卮_定上限，但優(yōu)選該上限為4小時或更短。
在冷軋的中途進行中間退火的目的是為了在連續(xù)鑄軋期間于固溶體中沉積過飽和的Fe和Mn，或者防止冷軋期間出現(xiàn)邊緣裂縫。具體地，最后一次中間退火之所以采用間歇式加熱爐進行，因為Fe和Mn不能通過退火時間短的連續(xù)退火充分地沉積。該材料在最后的冷軋步驟中可能因退火溫度低于300℃時的退火溫度不夠而斷裂，此外，還由于Fe和Mn沉積不充分而降低機械強度和導(dǎo)熱性。在超過450℃的退火溫度下，沉淀粗大化，降低機械強度，同時降低抗重復(fù)應(yīng)力性，抗散熱片熔化性和抗核心裂縫性。特別優(yōu)選的溫度范圍為320～420℃。
重結(jié)晶未完成的溫度是指退火之后最大顆粒直徑為50μm或更大的重結(jié)晶顆粒在板表面上占30％或更低的面積比時的退火溫度。當(dāng)該面積比大于30％時，則認為重結(jié)晶已經(jīng)完成。在本發(fā)明中，最終的中間退火是在重結(jié)晶未完成的溫度下進行的。原因如下。在重結(jié)晶尚未完成的溫度下，殘余位錯通過在澆鑄步驟中形成的精細顆粒而被束縛。盡管在澆鑄步驟中固溶體中過飽和的Fe、Mn和Si沿上述位錯擴散并沉積在那里，但是Mn和Fe沉積并吸收在上述的精細顆粒中。盡管在澆鑄步驟中形成的金屬間化合物包含較大比例的Fe，但是該化合物在退火步驟中通過這種擴散而轉(zhuǎn)化成含有較大比例的Mn和Si的相。由于Mn和Si在釬焊步驟期間幾乎不能于富含Mn和Si的相中再次形成固溶體，所以可以得到具有優(yōu)良導(dǎo)熱性的散熱片材料，此外還可以提高散熱片材料的抗自腐蝕性。通過在完成重結(jié)晶的溫度下退火，Mn和Si不能充分地擴散，降低了導(dǎo)熱性和抗自腐蝕性，因為上述的位錯消失了。
由于具體的重結(jié)晶溫度依合金的組成和中間退火之前的熱滯作用而變化，所以在上述溫度范圍內(nèi)重結(jié)晶有時是完成的。因此，中間退火條件應(yīng)當(dāng)在實踐中通過預(yù)先確定未完成重結(jié)晶的溫度而確定實施。
盡管對中間退火時間沒有具體的限制，但是優(yōu)選約20分鐘至約6小時的時間周期，因為太短的時間間隔幾乎不能使料卷的總體溫度穩(wěn)定，而太長的時間間隔則使沉淀材料粗大化。
根據(jù)(1)至(4)項，在本發(fā)明中可以進行兩次或更多次中間退火，其目的是提高冷軋能力，并且不應(yīng)改變沉積相的形式。因此，進行兩次或更多次中間退火而且利用連續(xù)型加熱爐進行非最后一次的中間退火時，優(yōu)選在400～600℃的中間退火溫度范圍中控制保留時間為20秒或更小。當(dāng)使用間歇式加熱爐時，優(yōu)選退火溫度范圍為270～340℃。
根據(jù)(1)至(4)項，在本發(fā)明中調(diào)整最終中間退火之后的冷軋比為10～60％。小于10％的冷軋比難于控制，同時降低抗下垂性和波紋狀可成形性。另一方面，當(dāng)軋制比超過60％時，釬焊之后的散熱片的重結(jié)晶結(jié)構(gòu)變得如此精細，以至于抗下垂性和抗散熱片熔化性降低。
在根據(jù)(5)至(8)項的本發(fā)明中，最終冷軋之后的退火是利用間歇式加熱爐以最終的錠料板厚度，于300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下進行的。
最終的退火之所以在上述溫度范圍進行，是為了使固溶體中過飽和的Fe和Mn如至今所描述的那樣沉積。在最終冷軋之后實施退火可以提高屈服強度和延展性，即使抗張強度為相同的等級，使散熱片材料具有優(yōu)異的可成形性，特別是波紋的可成形性。低于300℃的退火對于提高波紋可成形性或者使Fe和Mn完全沉積都是不充分的，從而在釬焊之后降低機械強度和導(dǎo)熱性。超過450℃的溫度使粗大的顆粒沉淀，從而降低釬焊后的機械強度，抗重復(fù)應(yīng)力性，抗散熱片熔化性和抗核心裂縫性。
使用連續(xù)加熱爐的退火不適于充分地沉積Fe和Mn，因為加熱時間太短。
在根據(jù)(5)至(8)項的本發(fā)明中，控制最終的冷軋比為10～95％。在非最后一次的退火方法中既可以使用連續(xù)的加熱爐又可以使用間歇式的加熱爐。使用連續(xù)的加熱爐時，優(yōu)選調(diào)整溫度為400～600℃，以便使退火期間于錠料板表面觀察到的重結(jié)晶晶粒的直徑為錠料板厚度的約8倍或更小。
在最終退火步驟中沉積的顆粒被細分而很少沉積，而且當(dāng)采用連續(xù)加熱爐進行中間退火時，金屬間化合物伴隨著退火而粗大化，從而提高了散熱片材料的抗腐蝕性，抗破裂性和機械強度。低于400℃的退火溫度可以防止重結(jié)晶充分地進行，惡化其后的冷軋能力。超過600℃的退火溫度同樣降低抗腐蝕性，因為即使是連續(xù)的退火也形成粗大的顆粒。當(dāng)進行連續(xù)退火時，特別推薦的最終冷軋比為60～90％，因為足夠的應(yīng)變積累提高了抗散熱片熔化性等，使重結(jié)晶的溫度低于釬焊材料的熔化開始溫度。盡管對退火時間沒有特別的限制，但是退火不保持，或者優(yōu)選退火時間為20秒或更短。
另一方面，當(dāng)利用間歇式加熱爐實施非最后一次退火時，優(yōu)選調(diào)節(jié)250～450℃的溫度范圍和未完成重結(jié)晶的溫度。這是因為通過連續(xù)鑄軋制備的鋁合金包含極小量的顆粒直徑為3～4μm或更大的第二相分散顆粒作為重結(jié)晶的晶核。因此，當(dāng)這種材料在間歇式加熱爐中退火時，晶粒直徑粗大化至幾個毫米或更大，從而使其后的冷軋變得困難。在低于250℃的退火溫度下，軟化如此不充分，致使散熱片材料具有不良的冷軋能力，在邊緣等處產(chǎn)生裂縫。在超過450℃的退火溫度下，冷軋能力因重結(jié)晶顆粒和沉積相的粗大化同樣變差。雖然對退火時間沒有具體定義，但優(yōu)選其為30分鐘至4小時。小于30分鐘的退火時間可能使整個料卷的溫度難于穩(wěn)定，而大于4小時的退火時間將消耗太多的額外能量。當(dāng)采用間歇式加熱爐進行退火時，從軋制能力和防止釬焊擴散的觀點來看，推薦最終的冷軋比為10～40％。
在根據(jù)(5)至(8)項的本發(fā)明中，退火是以錠料板的最終厚度利用間歇式加熱爐進行的，以確保較長的加熱和保持時間。時限優(yōu)選為30分鐘或更長，同時適當(dāng)?shù)卮_定上限，優(yōu)選該上限為4小時或更短。
在(10)項中的包含纖維結(jié)構(gòu)的晶體結(jié)構(gòu)是指這樣的結(jié)構(gòu)，該結(jié)構(gòu)由其中的晶粒邊界在連續(xù)鑄軋過程中于整個表面(或斷面)上沿軋制方向看起來被拉長的那些結(jié)構(gòu)組成。
根據(jù)本發(fā)明制備的散熱片材料經(jīng)受上述的釬焊。術(shù)語“釬焊”是指常規(guī)的釬焊法，如nocolock釬焊(CAB法)和真空釬焊，對此沒有特殊的限制。從生產(chǎn)率的角度，特別推薦nocolock釬焊法。
根據(jù)本發(fā)明，可以制備用釬焊的鋁合金散熱片材料，其足以滿足散熱片材料所需的特性(如機械強度，導(dǎo)熱性，導(dǎo)電性，犧牲防腐作用，抗自腐蝕性，抗重復(fù)應(yīng)力性，抗散熱片熔化性，抗下垂性，抗核心裂縫性，軋制能力，抗散熱片破裂性和波紋可成形性)，而且其可以減薄。
在常用的DC澆鑄法中，結(jié)晶材料中的Si和Mn量因澆鑄步驟中冷卻速度慢而變小；另外，其中的少數(shù)結(jié)晶材料粗大化。因此，固溶體中的多數(shù)元素如Fe、Si和Mn在退火步驟中沉積于基質(zhì)中，而不是在結(jié)晶相上?；|(zhì)中的沉積相是一種化合物，其主要包括Si和Mn，而Fe則大部分包含在結(jié)晶相中。由Si和Mn組成的金屬間化合物在釬焊步驟中容易再次形成固溶體，進而降低釬焊之后的導(dǎo)熱性。而且，在常規(guī)DC澆鑄法中，機械強度的提高效果因結(jié)晶材料分散的強化而減小，原因是結(jié)晶材料的粗大化。同時，散熱片材料的抗自腐蝕性也因結(jié)晶相中大部分的Fe而降低。
在本發(fā)明中，使大量的Mn、Fe和Si良好地結(jié)晶或沉積，同時控制所沉積的結(jié)晶相的類型，由此通過規(guī)定的制備方法制備具有規(guī)定組成的Al-Mn-Fe-Si系合金。因此，金屬間化合物在釬焊步驟中很難再次形成固溶體。此外，在根據(jù)本發(fā)明得到的用釬焊的散熱片材料中，使散熱片材料減薄所需的特性如釬焊之后的抗張強度，導(dǎo)熱性，抗自腐蝕性，抗散熱片熔化性，抗核心裂縫性，抗散熱片破裂性和波紋可成形性均得到了提高。因此，根據(jù)本發(fā)明，散熱片材料的減薄是可能的，這具有顯著的工業(yè)效果。
實施例參考下面的實施例將更具體地闡述本發(fā)明，但不是對本發(fā)明的限制。
(實施例1)
將具有本發(fā)明規(guī)定的如表1所示的組成的鋁合金熔化，并通過連續(xù)鑄軋法，利用輥直徑880mm的雙輥將所得熔融液體澆鑄成寬度為1000mm的錠料板。將該錠料板繞成卷，然后進行冷軋制成散熱片材料。
在連續(xù)鑄軋法中，制備條件如熔融液體溫度，輥的壓力負荷，澆鑄速度，錠料板厚度；冷軋步驟中途的中間退火次數(shù)，溫度和時限；最終的冷軋比，及散熱片材料的厚度可以在本發(fā)明規(guī)定條件內(nèi)作不同的改變，如表2和表3所示。
(對比例1)按與實施例1相同的方法制備散熱片材料，只是使用其組成超出本發(fā)明規(guī)定的鋁合金，如表1所示。制備條件如表4所示。
(對比例2)按與實施例1相同的方法制備散熱片材料，只是連續(xù)鑄軋和冷軋步驟中的制備條件超出了本發(fā)明的規(guī)定，如表5所示。
(對比例3)將具有本發(fā)明規(guī)定的如表1所示的組成的鋁合金熔化，并通過DC澆鑄法將所得熔融液體澆鑄成厚度為400nm的板坯，然后于熱軋之后盤繞成卷，最終將該熱軋片材料冷軋成散熱片材料(見表5中實驗29)。
在未完成重結(jié)晶的溫度下進行最終的間歇式退火，實驗37和39除外。
就在實施例1和對比例1～3中制備的散熱片材料，對晶體結(jié)構(gòu)進行研究并對抗下垂性進行評價。
觀察晶體結(jié)構(gòu)并在光學(xué)顯微鏡下進行檢查。
通過測量加熱后的下垂長度(mm)對抗下垂性進行評價，即水平固定散熱片材料，使其投影長度為50mm，然后在600℃下加熱10分鐘。
此外，在將散熱片材料于相應(yīng)的釬焊條件(600℃×4分鐘)下加熱之后，對抗張強度和導(dǎo)電性進行測量，然后評價抗重復(fù)應(yīng)力性和抗自腐蝕性。
抗張強度根據(jù)JIS Z 2241進行測量，導(dǎo)電性根據(jù)JIS H 0505進行測量。
抗重復(fù)應(yīng)力性通過計數(shù)試驗片斷裂之前的重復(fù)次數(shù)進行評價，其中樣品是從上述加熱之后的散熱片材料上切割下來的，寬度為16mm，長度為50mm，并且以10Hz的頻率施加5kgf/mm2的張應(yīng)力。
為了評價抗自腐蝕性，檢查7天的CASS試驗之后受腐蝕的樣品的重量損失。
此外，將冷軋之后的散熱片材料切割成寬度16mm的切口。使該切口樣品形成波紋狀，然后裝配到長度為100mm的管材上，并通過釬焊制備5級或10級的小型核心。通過微觀觀察評價5級小型核心的抗散熱片熔化性，同時通過肉眼觀察評價10級小型核心的抗核心裂縫性。
研究及評價結(jié)果示于表6中。在將散熱片裝配到小型核心上的過程中，如果存在散熱片破裂，則也列示于表6中。在冷軋步驟中斷裂的合金殘余物于實驗室中冷軋，形成散熱片材料，并對所得散熱片材料進行研究和評價。
表1

注下劃線的數(shù)據(jù)超出本發(fā)明的定義。
單位，質(zhì)量％
表2

表2(續(xù))

注退火處理中“0秒”的意思是錠料板在達到目標溫度之后沒有保留在該溫度下。
表3

表3(續(xù))

表4

表4(續(xù))

第21～28號對比例1
表5

表5(續(xù))

第29號對比例3，第30～39號對比例2
表6

1)下劃線表示不良特性2)“纖維”表示晶體結(jié)構(gòu)中包含纖維狀的結(jié)構(gòu)3)表示在邊緣無裂縫和在縱向無破損表6(續(xù)1)

表6(續(xù)2)

從表6可以看出，本發(fā)明實施例的實驗1～20號中的每一樣品在冷軋步驟中均未破壞，并且可以制得厚度為0.1mm的散熱片材料。此外，精細結(jié)晶材料或沉積材料分散形成纖維狀的結(jié)構(gòu)，由此使該散熱片材料具有優(yōu)異的抗下垂性，抗張強度，導(dǎo)電性(導(dǎo)熱性)，抗重復(fù)應(yīng)力性(就在破壞之前的重復(fù)的應(yīng)力次數(shù))及抗自腐蝕性，沒有出現(xiàn)散熱片的熔化和核心的裂縫，并且在制備小型核心的波紋狀成形中沒有出現(xiàn)散熱片破壞。
另一方面，在對比例中，實驗21中的樣品因Mn的含量太大而具有較差的導(dǎo)電性和抗自腐蝕性。
實驗22中的樣品因Mn的含量太小而具有較差的抗張強度和抗重復(fù)應(yīng)力性。而且，形成大量的Al-Fe化合物，從而造成較差的抗自腐蝕性。此外，Si因Mn含量太小而不能被充分地捕集，導(dǎo)致較小的抗散熱片熔化性下降。
在實驗23的樣品中，形成中等大小的顆粒，且散熱片在核心的裝配過程中破壞，除因輥壓力負荷太低外，還因為Mn含量太小，從而表現(xiàn)出較差的抗重復(fù)應(yīng)力性和抗核心裂縫性及略差的抗自腐蝕性。而且，由于出現(xiàn)細小的重結(jié)晶結(jié)構(gòu)，抗下垂性和抗散熱片熔化性也較差。
在實驗24的樣品中，由于Fe含量太大，導(dǎo)致Fe化合物結(jié)晶為初晶，從而散熱片材料在鑄軋和冷軋步驟中破壞，且所得散熱片在核心裝配步驟中破壞。而且，由于結(jié)晶如此之細，以至于抗下垂性差，且抗自腐蝕性和抗散熱片熔化性也差。
實驗25的樣品的抗張強度，抗重復(fù)應(yīng)力性和導(dǎo)電性差，這是由于Fe含量太小導(dǎo)致Fe系沉積物的沉積量降低。
在實驗26的樣品中，由于Si含量太大，使熔點降低，且Si在早期結(jié)晶，導(dǎo)致抗散熱片熔化性較差。而且，Si初次結(jié)晶導(dǎo)致散熱片材料在鑄軋和冷軋步驟中破壞，且散熱片在核心裝配過程中破壞，同時導(dǎo)致抗重復(fù)應(yīng)力性、導(dǎo)電性和抗散熱片熔化性較差。
在實驗27的樣品中由于Si含量太小導(dǎo)致晶粒粗大化。因此，釬焊之后因重結(jié)晶溫度的降低導(dǎo)致出現(xiàn)重結(jié)晶結(jié)構(gòu)。結(jié)果，除了抗張強度和導(dǎo)電性以及抗重復(fù)應(yīng)力性、抗散熱片熔化性和抗核心裂縫性均較差之外，散熱片還在核心裝配步驟中破壞。
實驗28的散熱片材料的特征較實驗27的進一步惡化，因為實驗28的散熱片材料不包含Si；而且抗下垂性和抗自腐蝕性也差。
由于通過DC法澆鑄，所以在實驗29的樣品中，少量的晶粒與粗大的結(jié)晶材料一起結(jié)晶。而且，散熱片在核心裝配過程中破壞，抗下垂性、抗張強度、導(dǎo)電性、抗自腐蝕性、抗散熱片熔化性和抗核心裂縫性較差。
在實驗30的樣品中，由于太低的熔融液體溫度，導(dǎo)致晶粒粗大化。因此，散熱片材料在鑄軋和冷軋步驟中破壞；而且，抗下垂性、抗重復(fù)應(yīng)力性、抗散熱片熔化性和抗核心裂縫性差。
在實驗31的樣品中，由于熔融液體的溫度太高，導(dǎo)致結(jié)晶材料粗大化。而且，沉淀量因Si初次結(jié)晶而降低。其結(jié)果是出現(xiàn)如下問題材料在鑄軋和冷軋過程中破壞且散熱片在核心裝配過程中破壞，以及抗下垂性、抗重復(fù)應(yīng)力性、抗散熱片熔化性和抗核心裂縫性較差。
在實驗32、33和35的樣品中出現(xiàn)中等大小的顆粒，因為在實驗32中輥壓力負荷太低，在實驗33中澆鑄速度太慢，及在實驗35中錠料太厚。因此，散熱片在核心裝配過程中破壞，且抗重復(fù)應(yīng)力性、抗散熱片熔化性和抗核心裂縫性較差。
在實驗34的樣品中不能得到錠料板，因為熔融的液體由于澆鑄速度太快(輥壓力負荷低)而不能固化。
在實驗36的樣品中，退火不充分在冷軋步驟中出現(xiàn)材料破壞，因為冷軋步驟中途第二次中間退火(最終中間退火)溫度太低。而且，抗張強度、導(dǎo)電性和抗重復(fù)應(yīng)力性因沉淀量的降低而變差。另外，在釬焊加熱期間，在重結(jié)晶晶粒邊界發(fā)生沉積，從而造成較差的抗自腐蝕性。
在實驗37和39的樣品中，隨著沉淀物的變粗出現(xiàn)重結(jié)晶結(jié)構(gòu)，因為第二次中間退火(最終中間退火)或最終退火的溫度太高。因此，散熱片在核心裝配過程中破壞，且抗張強度、抗重復(fù)應(yīng)力性、抗自腐蝕性、抗散熱片熔化性和抗核心裂縫性較差。
在實驗38的樣品中，材料在冷軋步驟中破壞，因為冷軋步驟中最終輥軋比太高。而且，所得散熱片材料為堅硬的材料，在核心裝配過程中出現(xiàn)破壞，同時由于重結(jié)晶溫度低導(dǎo)致較差的抗下垂性，這是因為重結(jié)晶的驅(qū)動力畸變能太大。此外，由于細小的重結(jié)晶顆粒還導(dǎo)致較差的抗散熱片熔化性。
工業(yè)實用性根據(jù)本發(fā)明的制備方法，可以得到用釬焊的散熱片材料，其具有提高了的減薄散熱片材料所必需的特性，如釬焊之后的抗張強度、導(dǎo)熱性、抗自腐蝕性、抗散熱片熔化性、抗核心裂縫性、抗散熱片斷裂性及波紋可成形性。因此，本發(fā)明是減薄散熱片材料以滿足制備尺寸小重量輕的熱交換器的需要的優(yōu)選方法。
已就本實施方案對本發(fā)明進行了描述，我們的目的是本發(fā)明不受限于說明書的任何細節(jié)，除非另有說明，而應(yīng)當(dāng)認為在所附權(quán)利要求書中闡述的本發(fā)明的精神和范圍內(nèi)。
權(quán)利要求
1.用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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，余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，以及在所述冷軋過程的中途進行兩次或更多次中間退火，所述中間退火中的最后一次中間退火是在300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下利用間歇式加熱爐進行的，從而在最后一次中間退火之后將冷軋中的輥軋比調(diào)整為10～60％。
2.權(quán)利要求1的用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，其中所述中間退火除最后一次退火之外是利用間歇式加熱爐或連續(xù)的加熱爐進行的。
3.一種用釬焊的鋁合金散熱片材料，其中該散熱片材料是根據(jù)權(quán)利要求1的制備方法得到的，其晶體結(jié)構(gòu)包含纖維狀的結(jié)構(gòu)。
4.用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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中的至少一種；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，以及在所述冷軋過程的中途進行兩次或更多次中間退火，所述中間退火中的最后一次中間退火是在300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下利用間歇式加熱爐進行的，從而在最后一次中間退火之后將冷軋中的輥軋比調(diào)整為10～60％。
5.權(quán)利要求4的用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，其中所述中間退火除最后一次退火之外是利用間歇式加熱爐或連續(xù)的加熱爐進行的。
6.一種用釬焊的鋁合金散熱片材料，其中該散熱片材料是根據(jù)權(quán)利要求4的制備方法得到的，其晶體結(jié)構(gòu)包含纖維狀的結(jié)構(gòu)。
7.用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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中的至少一種；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，以及在所述冷軋過程的中途進行兩次或更多次中間退火，所述中間退火中的最后一次中間退火是在300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下利用間歇式加熱爐進行的，從而在最后一次中間退火之后將冷軋中的輥軋比調(diào)整為10～60％。
8.權(quán)利要求7的用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，其中所述中間退火除最后一次退火之外是利用間歇式加熱爐或連續(xù)的加熱爐進行的。
9.一種用釬焊的鋁合金散熱片材料，其中該散熱片材料是根據(jù)權(quán)利要求7的制備方法得到的，其晶體結(jié)構(gòu)包含纖維狀的結(jié)構(gòu)。
10.用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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中的至少一種；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中的至少一種；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，以及在所述冷軋過程的中途進行兩次或更多次中間退火，所述中間退火中的最后一次退火是在300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下利用間歇式加熱爐進行的，從而在最后一次中間退火之后將冷軋中的輥軋比調(diào)整為10～60％。
11.權(quán)利要求10的用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，其中所述中間退火除最后一次退火之外是利用間歇式加熱爐或連續(xù)的加熱爐進行的。
12.一種用釬焊的鋁合金散熱片材料，其中該散熱片材料是根據(jù)權(quán)利要求10的制備方法得到的，其晶體結(jié)構(gòu)包含纖維狀的結(jié)構(gòu)。
13.用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，其中在所述冷軋過程的中途進行一次或多次中間退火，以便使最終的冷軋比為10～95％，及在所述最終的冷軋之后，以最終的錠料板厚度，于300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下，利用間歇式加熱爐進行進一步的退火。
14.權(quán)利要求13的用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，其中所述中間退火除最后一次退火之外是利用間歇式加熱爐或連續(xù)的加熱爐進行的。
15.一種用釬焊的鋁合金散熱片材料，其中該散熱片材料是根據(jù)權(quán)利要求13的制備方法得到的，其晶體結(jié)構(gòu)包含纖維狀的結(jié)構(gòu)。
16.用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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中的至少一種；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，其中在所述冷軋過程的中途進行一次或多次中間退火，以便使最終的冷軋比為10～95％，及在最終的冷軋之后，以最終的錠料板厚度，于300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下，利用間歇式加熱爐進行進一步的退火。
17.權(quán)利要求16的用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，其中所述中間退火除最后一次退火之外是利用間歇式加熱爐或連續(xù)的加熱爐進行的。
18.一種用釬焊的鋁合金散熱片材料，其中該散熱片材料是根據(jù)權(quán)利要求16的制備方法得到的，其晶體結(jié)構(gòu)包含纖維狀的結(jié)構(gòu)。
19.用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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中的至少一種；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，其中在所述冷軋過程的中途進行一次或多次中間退火，以便使最終的冷軋比為10～95％，及在最終的冷軋之后，以最終的錠料板厚度，于300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下，利用間歇式加熱爐進行進一步的退火。
20.權(quán)利要求19的用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，其中所述中間退火除最后一次退火之外是利用間歇式加熱爐或連續(xù)的加熱爐進行的。
21.一種用釬焊的鋁合金散熱片材料，其中該散熱片材料是根據(jù)權(quán)利要求19的制備方法得到的，其晶體結(jié)構(gòu)包含纖維狀的結(jié)構(gòu)。
22.用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥型連續(xù)鑄軋法鑄造熔融的液體鋁合金以形成錠料板；及冷軋該錠料板以制備散熱片材料，按質(zhì)量計，該鋁合金含有大于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中的至少一種；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中的至少一種；余量為Al和不可避免的雜質(zhì)，其中所述雙輥型連續(xù)鑄軋法的應(yīng)用條件為熔融液體的溫度為700～900℃，輥的壓力負荷為每1mm寬的錠料板5000～15000N，澆鑄速度為500～3000mm/分鐘，及錠料板的厚度為2～9mm，其中在所述冷軋過程的中途進行一次或多次中間退火，以便使最終的冷軋比為10～95％，及在最終的冷軋之后，以最終的錠料板厚度，于300～450℃的溫度以及不允許重結(jié)晶完成的溫度下，利用間歇式加熱爐進行進一步的退火。
23.權(quán)利要求22的用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，其中所述中間退火除最后一次退火之外是利用間歇式加熱爐或連續(xù)的加熱爐進行的。
24.一種用釬焊的鋁合金散熱片材料，其中該散熱片材料是根據(jù)權(quán)利要求22的制備方法得到的，其晶體結(jié)構(gòu)包含纖維狀的結(jié)構(gòu)。
全文摘要
用釬焊的鋁合金散熱片材料的制備方法，該方法包括以下步驟通過雙輥連續(xù)鑄軋法鑄造熔融鋁合金以形成板狀錠料，該鋁合金含有規(guī)定量的Mn、Fe和Si，余量為Al和不可避免的雜質(zhì)；及在規(guī)定的熔融金屬溫度、軋制壓力負荷、澆鑄速度和板狀錠料厚度的條件下，冷軋該板狀錠料以形成散熱片材料，其中，在冷軋期間進行兩次或更多次中間退火，這些退火中的最后一次退火是在規(guī)定的溫度下利用間歇式加熱爐進行的，而且在最后一次中間退火之后設(shè)定冷軋的退火速度為規(guī)定的值。
文檔編號C22F1/04GK1401011SQ01804969
公開日2003年3月5日 申請日期2001年11月30日 優(yōu)先權(quán)日2000年12月13日
發(fā)明者川原晃, 土公武宜 申請人:古河電氣工業(yè)株式會社