本發(fā)明涉及波紋成型性和釬焊加熱后的強(qiáng)度優(yōu)異的熱交換器用鋁合金翅片材料及其制造方法以及使用了上述翅片材料的熱交換器，該翅片材料特別適合用作散熱器、加熱器芯、電容器、中冷器等的熱交換器用翅片材料。

背景技術(shù)：

鋁合金由于重量輕且具備高熱傳導(dǎo)性而被用于汽車(chē)用熱交換器、例如散熱器、電容器、蒸發(fā)器、加熱器芯、中冷器等。

對(duì)于這樣的熱交換器，一直以來(lái)是將通過(guò)例如波紋成型而成型為波形的鋁合金翅片釬焊接合來(lái)使用。作為鋁合金翅片材料，一般使用熱傳導(dǎo)性優(yōu)異的JIS1050合金等純鋁系合金、強(qiáng)度和耐壓曲性優(yōu)異的JIS3003合金等Al-Mn系合金。

但是，近年來(lái)，對(duì)熱交換器的輕量化、小型化和高性能化的要求逐步提高。與此相伴，對(duì)于進(jìn)行釬焊接合的鋁合金翅片材料，也特別期望厚度薄、且釬焊加熱后的強(qiáng)度、熱傳導(dǎo)性和耐腐蝕性等特性優(yōu)異。

但是，隨著翅片材料的薄壁化的推進(jìn)，同時(shí)還要求高強(qiáng)度化，與此相伴，產(chǎn)生了如下問(wèn)題：釬焊加熱前的強(qiáng)度升高，在通過(guò)波紋成型加工成翅片時(shí)難以達(dá)到規(guī)定的尺寸。

在專利文獻(xiàn)1中提出了一種板厚為40μm～200μm的高強(qiáng)度鋁合金翅片材料，其通過(guò)雙帶式連續(xù)鑄造軋制法鑄造，釬焊加熱前的金屬組織為纖維組織。但是，由于在中間退火時(shí)未發(fā)生再結(jié)晶，釬焊加熱前的金屬組織為纖維組織，因而原材料狀態(tài)下的應(yīng)變量增多。其結(jié)果，原材料強(qiáng)度提高，在對(duì)厚度薄的翅片材料進(jìn)行波紋加工時(shí)，得不到規(guī)定的尺寸精度，熱交換器的性能有可能降低。

在專利文獻(xiàn)2中提出了一種板厚小于0.2mm的耐垂下性翅片材料，其通過(guò)雙輥式連續(xù)鑄造軋制法鑄造后，使最終的冷軋率為60％以上，對(duì)最終板厚的翅片材料進(jìn)行最終退火。但是，為了抑制釬焊加熱時(shí)的垂下，以60％以上的軋制率進(jìn)行最終冷軋，進(jìn)一步利用最終退火調(diào)整釬焊加熱前的原材料強(qiáng)度，并進(jìn)行退火，由此使得卷材寬度方向的平整度變得非常差，使最終的狹縫工序(スリット工程)中的品質(zhì)和生產(chǎn)率大幅降低。

在專利文獻(xiàn)3中提出了一種最終板厚為0.1mm以下且成型性和耐腐蝕性優(yōu)異的汽車(chē)熱交換器用高強(qiáng)度鋁合金材料，其通過(guò)連續(xù)鑄造軋制法鑄造，纖維狀組織在釬焊加熱前的組織中所占的比例為90％以上或者10％以下，并限定了釬焊加熱前的鋁合金材料表面中的等效圓直徑為0.1μm～5μm的分散顆粒的密度。但是，釬焊加熱前的組織中纖維狀組織的比例被限定，若如上所述有纖維狀組織殘存，則原材料強(qiáng)度變高，波紋成型性有可能降低。另外，假設(shè)形成纖維狀組織完全無(wú)殘存的再結(jié)晶組織，為此需要使中間退火的溫度呈高溫，因此，退火時(shí)第2相顆粒粗大化而呈稀疏分布，使釬焊加熱后的強(qiáng)度降低。

在專利文獻(xiàn)4中提出了一種最終板厚為0.1mm以下的耐腐蝕性優(yōu)異的汽車(chē)熱交換器用高強(qiáng)度鋁合金材料的制造方法，其通過(guò)連續(xù)鑄造軋制法鑄造，將第1次退火在450℃～600℃的溫度進(jìn)行1小時(shí)～10小時(shí)。但是，由于中間退火在高溫下進(jìn)行，因而如上所述在退火時(shí)第2相顆粒粗大化并呈稀疏分布，使釬焊加熱后的強(qiáng)度降低。

在專利文獻(xiàn)5中提出了一種最終板厚為40μm～200μm的熱交換器用鋁合金翅片材料，其通過(guò)雙帶式連續(xù)鑄造法鑄造，在250℃～550℃進(jìn)行第1次中間退火，在360℃～550℃的溫度進(jìn)行第2次中間退火。但是，未規(guī)定釬焊加熱前的金屬組織，有可能原材料強(qiáng)度增高而使波紋成型性降低。

另外，在專利文獻(xiàn)1、5中，鑄造方法采用了雙帶式連續(xù)鑄造軋制法，對(duì)于雙帶方式而言，從其鑄造方式的差異上來(lái)看，具有鑄造時(shí)的冷卻速度比雙輥方式慢的特征。因此，若鑄造例如含有Fe的合金，則由于Fe在鋁中的固溶度非常低，因此，鑄造時(shí)其幾乎全部晶析，在鋁中形成Al-Fe系的第2相顆粒(例如Al-Fe-Si、Al-Fe-Mn、Al-Fe-Mn-Si系化合物)。因此，在鑄造含有這樣的元素的合金時(shí)，第2相顆粒粗大地結(jié)晶析出，在波紋成型時(shí)加速模具磨損的可能性高，在工業(yè)上不優(yōu)選。

【現(xiàn)有技術(shù)文獻(xiàn)】

【專利文獻(xiàn)】

專利文獻(xiàn)1：日本特開(kāi)2007-31778號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)2：日本特開(kāi)2008-190027號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)3：日本特開(kāi)2008-308760號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)4：日本特開(kāi)2008-308761號(hào)公報(bào)

專利文獻(xiàn)5：日本特開(kāi)2008-38166號(hào)公報(bào)

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

【發(fā)明所要解決的課題】

本發(fā)明是鑒于這樣的問(wèn)題而進(jìn)行的，其目的在于提供一種厚度薄的鋁合金翅片材料及其制造方法，該翅片材料的波紋成型性良好，并且在釬焊加熱后具有優(yōu)異的強(qiáng)度。另外，本發(fā)明的目的在于提供能夠適合用作汽車(chē)用熱交換器等各種熱交換器用翅片的厚度薄的鋁合金翅片材料及其制造方法以及使用該鋁合金翅片材料制造的熱交換器。

【解決課題的手段】

本發(fā)明人為了解決上述課題進(jìn)行了深入研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，對(duì)于具有特定合金組成的鋁合金材料，通過(guò)在溫度不同的特定條件下以至少2段不同的保持溫度進(jìn)行中間退火工序、并進(jìn)行規(guī)定的冷加工處理，能夠控制翅片材料的金屬組織、并且能夠?qū)⒊崞牧系陌搴窈外F焊加熱前的強(qiáng)度的比例保持在規(guī)定范圍內(nèi)，得到適于該目的的厚度薄的翅片材料，基于該技術(shù)思想而完成了本發(fā)明。

即，上述課題通過(guò)下述手段得到解決。

(1)一種波紋成型性和釬焊加熱后的強(qiáng)度優(yōu)異的熱交換器用鋁合金翅片材料，其特征在于，

該鋁合金翅片材料含有0.5％～1.5％(質(zhì)量％、以下相同)的Si、0.1％～1.0％的Fe、0.8％～2.2％的Mn、0.4％～2.5％的Zn，進(jìn)一步含有0.02％～0.3％的Cu、0.02％～0.3％的Ti、0.02％～0.3％的Zr、0.02％～0.3％的Cr、0.02％～0.3％的V中的1種以上，余量由Al和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，

關(guān)于該鋁合金翅片材料，在釬焊加熱前的金屬組織中，等效圓直徑小于0.1μm的第2相顆粒的密度小于1×10⁷個(gè)/mm²、且等效圓直徑為0.1μm以上的第2相顆粒的密度為5×10⁴個(gè)/mm²以上，

同時(shí)，釬焊加熱前的拉伸強(qiáng)度TS_B(N/mm²)、釬焊加熱后的拉伸強(qiáng)度TS_A(N/mm²)與翅片材料的板厚t(μm)滿足0.4≦(TS_B-TS_A)/t≦2.1的關(guān)系，

該鋁合金翅片的板厚為150μm以下。

(2)一種波紋成型性和釬焊加熱后的強(qiáng)度優(yōu)異的熱交換器用鋁合金翅片材料的制造方法，在所制造的鋁合金翅片材料的釬焊加熱前的金屬組織中，等效圓直徑小于0.1μm的第2相顆粒的密度小于1×10⁷個(gè)/mm²、且等效圓直徑為0.1μm以上的第2相顆粒的密度為5×10⁴個(gè)/mm²以上，同時(shí)釬焊加熱前的拉伸強(qiáng)度TS_B(N/mm²)、釬焊加熱后的拉伸強(qiáng)度TS_A(N/mm²)與翅片材料的板厚t(μm)滿足0.4≦(TS_B-TS_A)/t≦2.1的關(guān)系，該鋁合金翅片材料的板厚為150μm以下，

所述制造方法的特征在于，

在利用雙輥式連續(xù)鑄造軋制法對(duì)于下述鋁合金材料進(jìn)行鑄造后，包括至少1次中間退火工序，其第1次退火以2段不同的保持溫度進(jìn)行，第2段的保持溫度高于第1段的保持溫度，第1段的保持溫度為300℃～450℃、第2段的保持溫度為430℃～580℃，進(jìn)行上述中間退火后，使最終的冷軋中的軋制率為20％～60％，所述鋁合金材料含有0.5％～1.5％的Si、0.1％～1.0％的Fe、0.8％～2.2％的Mn、0.4％～2.5％的Zn，進(jìn)一步含有0.02％～0.3％的Cu、0.02％～0.3％的Ti、0.02％～0.3％的Zr、0.02％～0.3％的Cr、0.02％～0.3％的V中的1種以上，余量由Al和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。

(3)如(2)中所述的熱交換器用鋁合金翅片材料的制造方法，其特征在于，將從第2段的退火保持結(jié)束之后到250℃為止的冷卻速度設(shè)定為50℃/小時(shí)以下。

(4)一種汽車(chē)熱交換器，其是如下制造而成的：將(1)中所述的波紋成型性和釬焊加熱后的強(qiáng)度優(yōu)異的熱交換器用鋁合金翅片材料通過(guò)釬焊進(jìn)行接合。

【發(fā)明的效果】

根據(jù)本發(fā)明，能夠提供鋁合金翅片材料及其制造方法以及使用該鋁合金翅片材料制造的熱交換器，該鋁合金翅片材料的波紋成型性良好、且在釬焊加熱后具有優(yōu)異的強(qiáng)度，厚度薄，特別適合用作汽車(chē)用熱交換器的翅片。

本發(fā)明的上述和其他特征和優(yōu)點(diǎn)可以通過(guò)下述記載和所附的附圖而更為明確。

【附圖說(shuō)明】

圖1是示意性示出實(shí)施例中制作的波紋成型后的供試材的立體圖。

【具體實(shí)施方式】

(合金組成)

首先對(duì)本發(fā)明的鋁合金翅片材料的成分元素的添加理由和添加范圍進(jìn)行說(shuō)明。下文中，關(guān)于含量，將質(zhì)量％簡(jiǎn)單記載為％。

Si通過(guò)由于與Fe、Mn一同形成Al-Fe-Si系、Al-Mn-Si系、Al-Fe-Mn-Si系化合物而帶來(lái)的分散強(qiáng)化、或者由于Si固溶在母材中而帶來(lái)的固溶強(qiáng)化，從而有助于強(qiáng)度的提高。

本發(fā)明中的Si的含量為0.50％～1.5％。Si的含量為該范圍內(nèi)時(shí)，可得到上述的效果。另外，Si的含量若過(guò)多，則材料的固相線溫度(熔點(diǎn))降低而使釬焊時(shí)發(fā)生熔融的可能性提高，同時(shí)母材中的固溶量增多，因而熱傳導(dǎo)率降低。更優(yōu)選的Si的含量為0.80％～1.4％。

Fe具有提高高溫強(qiáng)度、防止釬焊加熱時(shí)的變形的效果。若使用雙輥式鑄造軋制法，則與Si、Mn一同形成的Al-Fe-Si系、Al-Fe-Mn系、Al-Fe-Mn-Si系化合物發(fā)生微細(xì)分散，從分散強(qiáng)化的角度來(lái)看有助于提高強(qiáng)度。另外，F(xiàn)e具有下述效果：通過(guò)抑制釬焊時(shí)的成核的作用，使釬焊后的晶粒粗大化，從而抑制釬料擴(kuò)散。本發(fā)明中的Fe的含量為0.10％～1.0％。Fe的含量若過(guò)少，則該效果不充分，必須使用高純度的鋁錠(アルミ地金)，成本增高。另外，F(xiàn)e的含量若過(guò)多，則鑄造時(shí)生成巨大的金屬間化合物，使塑性加工性降低，同時(shí)在波紋成型時(shí)發(fā)生模具的磨損。另外，陰極位點(diǎn)增多，從而腐蝕起點(diǎn)增加，因而自身耐腐蝕性降低。更優(yōu)選的Fe的含量為0.20％～0.90％。

Mn通過(guò)與Si、Fe一同形成Al-Mn-Si、Al-Fe-Mn-Si系化合物而帶來(lái)的分散強(qiáng)化、或者由于Mn固溶在母材中而帶來(lái)的固溶強(qiáng)化，從而有助于強(qiáng)度的提高。由于其還具有使Si固溶量降低的效果，因而能夠提高材料的固相線溫度(熔點(diǎn))、抑制釬焊時(shí)的熔融。本發(fā)明中的Mn的含量為0.80％～2.2％。Mn的含量若過(guò)少，則上述目標(biāo)效果不充分。另外，Mn的含量若過(guò)多，則鑄造時(shí)生成巨大的金屬間化合物，使塑性加工性降低，同時(shí)母材中的固溶量增多，因而熱傳導(dǎo)率降低。更優(yōu)選的Mn的含量為1.0％～1.6％。

Zn使翅片的自然電位降低，具有使?fàn)奚栏Ч岣叩男Ч?。本發(fā)明中的Zn的含量為0.40％～2.5％。Zn的含量若過(guò)少，則上述效果減小。另外，Zn的含量若過(guò)多，則腐蝕速度變快，翅片的自身耐腐蝕性降低。此外，Zn的含量若過(guò)多，則母材中的Zn的固溶量增多，因而熱傳導(dǎo)性降低。更優(yōu)選的Zn的含量為0.50％～1.5％。

在本發(fā)明的翅片材料中進(jìn)一步以規(guī)定量含有選自Cu、Ti、Zr、Cr和V中的元素的1種以上。

Cu通過(guò)固溶在母材中所帶來(lái)的固溶強(qiáng)化而有助于強(qiáng)度的提高。本發(fā)明中的Cu的含量為0.02％～0.30％。Cu的含量若過(guò)少，則該效果減小。另外，Cu的含量若過(guò)多，則母材中的固溶量增多，因而熱傳導(dǎo)性降低。另外使翅片的自然電位提高，從而降低犧牲防腐效果。更優(yōu)選的Cu的含量為0.10％～0.20％。

Ti、Zr、Cr和V均具有提高強(qiáng)度的效果。Ti、Zr、Cr和V的含量均為0.02％～0.30％。Ti、Zr、Cr、V的含量若過(guò)少，則上述效果減小。另外，Ti、Zr、Cr、V的含量若過(guò)多，則在鑄造時(shí)生成巨大的金屬間化合物，使塑性加工性降低，同時(shí)由于母材中的固溶量增多而使熱傳導(dǎo)率降低。

另外，關(guān)于本發(fā)明的翅片材料中所含有的余量Al和不可避免的雜質(zhì)，不可避免的雜質(zhì)優(yōu)選分別為0.05％以下，總量?jī)?yōu)選為0.15％以下。

(釬焊加熱前的金屬組織)

對(duì)本發(fā)明的鋁合金翅片材料的釬焊加熱前的金屬組織進(jìn)行說(shuō)明。

等效圓直徑小于0.1μm的微細(xì)的第2相顆粒(例如Al-Mn、Al-Mn-Si、Al-Fe-Si、Al-Fe-Mn-Si系化合物)在釬焊加熱時(shí)的翅片中具有抑制再結(jié)晶的成核的作用。因此，在這些第2相顆粒的密度過(guò)高的情況下，在釬焊加熱前的金屬組織中有時(shí)殘存有纖維組織，難以發(fā)生再結(jié)晶。并且，在釬料熔融前未完成再結(jié)晶而使釬料滲透至翅片中，發(fā)生腐蝕。為了抑制這樣的腐蝕，提高釬焊加熱時(shí)的翅片的再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力是有效的。因此，可以舉出提高翅片材料制造時(shí)的最終冷軋率作為對(duì)應(yīng)策略。但是，若提高最終冷軋率，則導(dǎo)入到材料中的應(yīng)變量增多，釬焊加熱前的強(qiáng)度提高，波紋成型性降低。

本發(fā)明中的等效圓直徑小于0.1μm的第2相顆粒的密度小于1×10⁷個(gè)/mm²。更優(yōu)選的密度小于5×10⁶個(gè)/mm²。對(duì)下限沒(méi)有特別限制，通常為1×10⁵個(gè)/mm²。

等效圓直徑0.1μm以上的第2相顆粒(例如Al-Mn、Al-Mn-Si、Al-Fe-Si、Al-Fe-Mn-Si系化合物)的尺寸較大，因而在釬焊加熱時(shí)難以固溶而消失。因此，在釬焊加熱后在翅片中也殘存第2相顆粒，由此通過(guò)分散強(qiáng)化而具有提高釬焊加熱后的翅片強(qiáng)度的作用。因此，本發(fā)明中的等效圓直徑為0.1μm以上的第2相顆粒的密度為5×10⁴個(gè)/mm²以上。更優(yōu)選的密度為1×10⁵個(gè)/mm²以上。該優(yōu)選的等效圓直徑為0.1μm以上的第2相顆粒的密度為1×10⁵個(gè)/mm²以上且為1×10⁷個(gè)/mm²以下。

通過(guò)翅片材料的透射型電子顯微鏡(TEM)觀察，考察了等效圓直徑小于0.1μm的第2相顆粒的密度。由等厚干涉條紋測(cè)定觀察部的膜厚，僅在膜厚為0.1μm～0.3μm的部位進(jìn)行了TEM觀察。另外，通過(guò)翅片材料截面的SEM觀察考察了，等效圓直徑為0.1μm以上的第2相顆粒的密度。通過(guò)對(duì)TEM、SEM照片進(jìn)行圖像分析，求出釬焊加熱前的第2相顆粒的密度。

本發(fā)明中的釬焊加熱前的組織優(yōu)選由再結(jié)晶組織構(gòu)成、且其結(jié)晶粒徑為1000μm以下。在中間退火中未進(jìn)行再結(jié)晶而像上述那樣殘存有纖維組織的情況下，加熱前的翅片材料的強(qiáng)度增高、波紋成型性降低。另外，中間退火中形成的再結(jié)晶粒的結(jié)晶粒徑優(yōu)選為1000μm以下。結(jié)晶粒徑若大于1000μm，則在波紋成型時(shí)的翅片波峰部的頂點(diǎn)附近存在晶界的情況下，晶界處翅片彎折，最終得到的翅片的波峰高度的偏差增大。另外，在制造翅片材料后，材料的平整度變差，從而阻礙軋制性，翅片材料的品質(zhì)和生產(chǎn)率降低。更優(yōu)選的結(jié)晶粒徑為500μm以下。

(拉伸強(qiáng)度與板厚)

對(duì)本發(fā)明的翅片材料的釬焊加熱前的拉伸強(qiáng)度TS_B(N/mm²)、釬焊加熱后的拉伸強(qiáng)度TS_A(N/mm²)與翅片材料的板厚t(μm)的關(guān)系進(jìn)行說(shuō)明。

將翅片材料波紋加工成具有規(guī)定的R的波形翅片時(shí)，成型后的翅片波峰部的應(yīng)變量由波形成型時(shí)的R和翅片材料板厚決定。翅片板厚方向的應(yīng)變分布是最表層大、越接近板厚中心越小。因此，表層附近發(fā)生塑性變形、板厚中心部附近發(fā)生彈性變形。若該塑性變形區(qū)域的比例小，則成型形狀無(wú)法固定(凍結(jié))，成型后的翅片波峰發(fā)生回彈，不能形成規(guī)定的形狀。

在翅片波峰部的R恒定的情況下，翅片材料的板厚越薄，翅片波峰部的最表層的應(yīng)變量越小，因此，若釬焊加熱前的翅片材料的強(qiáng)度高，則翅片板厚方向的塑性變形區(qū)域的比例減小。因此，為了進(jìn)行良好的波紋成型，在翅片材料板厚較薄的情況下，需要降低釬焊加熱前的翅片材料的強(qiáng)度。

另一方面，若釬焊加熱后的強(qiáng)度、即完全完成了再結(jié)晶的O材狀態(tài)下的強(qiáng)度與釬焊加熱前的強(qiáng)度差(TS_B-TS_A)太小，則在釬焊加熱前的翅片材料中導(dǎo)入的應(yīng)變量減小。若原材料狀態(tài)下的應(yīng)變量小，則釬焊加熱時(shí)的再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力減小，再結(jié)晶溫度呈高溫化、或者再結(jié)晶未能充分完成，由于熔融釬料的作用而發(fā)生腐蝕。

因此，本發(fā)明中的釬焊加熱前的拉伸強(qiáng)度TS_B(N/mm²)、釬焊加熱后的拉伸強(qiáng)度TS_A(N/mm²)與翅片材料的板厚t(μm)優(yōu)選滿足下述式1的關(guān)系。

0.4≦(TS_B-TS_A)/t≦2.1 式1

為了滿足上述式1的關(guān)系，可以舉出按上述設(shè)定原材料的合金組成。此外，如上所述，關(guān)于釬焊加熱前的材料，通過(guò)使金屬組織具有再結(jié)晶組織且使其結(jié)晶粒徑為1000μm以下、利用規(guī)定的冷軋率而使應(yīng)變存在，能夠得到成型性、釬焊性良好的翅片材料。為了抑制釬焊時(shí)的翅片腐蝕，重要的是波紋成型后的翅片中存在的應(yīng)變量是否為必要值以上。波紋成型后的翅片的應(yīng)變量為原材料中的應(yīng)變量(TS_B-TS_A)與在波紋成型時(shí)所導(dǎo)入的應(yīng)變量之和。由于板厚t越小，波紋成型翅片的表層應(yīng)變量越小，因而發(fā)現(xiàn)(TS_B-TS_A)/t的值對(duì)于抑制腐蝕為重要的指標(biāo)。

在本發(fā)明中，設(shè)中間退火的保持溫度(退火溫度)至少為2段，以高于前段的溫度進(jìn)行后段，提高0.1μm以上的第2相顆粒的密度，從而能夠使釬焊加熱后的強(qiáng)度不會(huì)降低。通過(guò)進(jìn)行該2段退火，(TS_B-TS_A)的值即使小也不會(huì)發(fā)生翅片的腐蝕，可得到波紋成型性良好的翅片材料，可制備出釬焊加熱前和釬焊加熱后的強(qiáng)度滿足上述式1的翅片材料。

(TS_B-TS_A)/t小于0.4時(shí)，釬焊加熱時(shí)的再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力小、發(fā)生腐蝕。(TS_B-TS_A)/t大于2.1時(shí)，在波紋成型時(shí)翅片波峰部的板厚方向的塑性變形區(qū)域的比例減小而發(fā)生回彈，波紋成型性降低。更優(yōu)選的(TS_B-TS_A)/t的范圍為0.5～2.0。

本發(fā)明的熱交換器用鋁合金翅片材料的板厚為150μm以下、優(yōu)選為40μm～100μm、更優(yōu)選為40μm～80μm。本發(fā)明中的特征特別在于能夠使厚度薄。

(翅片材料的制造方法)

接著對(duì)本發(fā)明的鋁合金翅片材料的制造方法進(jìn)行說(shuō)明。

首先，將具有上述成分組成的鋁合金熔化，利用雙輥式連續(xù)鑄造軋制法制作板狀鑄塊。雙輥式連續(xù)鑄造軋制法為從耐火物制造的供熔液噴嘴向一對(duì)水冷輥間供給鋁金屬熔液并連續(xù)鑄造軋制出薄板的方法，已知有鈉熱還原法(Hunter法)、3C法等。

在雙輥式連續(xù)鑄造軋制法中，鑄造時(shí)的冷卻速度比DC(直接激冷，Direct Chill)鑄造法、雙帶式連續(xù)鑄造法大數(shù)倍～數(shù)百倍。例如，DC鑄造法的情況下的冷卻速度為0.5℃/秒～20℃/秒，與此相對(duì)，雙輥式連續(xù)鑄造軋制法的情況下的冷卻速度為100℃/秒～1000℃/秒。因此，鑄造時(shí)生成的Al-Fe-Si系、Al-Fe-Mn系、Al-Fe-Mn-Si系化合物等的晶析物具有比DC鑄造法、雙帶式連續(xù)鑄造軋制法更微細(xì)且更致密分散的特征。該高密度分散的晶析物促進(jìn)固溶在Mn、Si等母材中的元素的析出，有助于強(qiáng)度和熱傳導(dǎo)性的提高。另外，在對(duì)翅片材料進(jìn)行波紋成型時(shí)，還具有幾乎不會(huì)產(chǎn)生使模具發(fā)生磨損那樣的幾微米數(shù)量級(jí)的粗大晶析物的優(yōu)點(diǎn)。

利用雙輥式連續(xù)鑄造軋制法鑄造時(shí)的金屬熔液溫度優(yōu)選為680℃～800℃的范圍。金屬熔液溫度為緊鄰地位于供熔液噴嘴之前的前箱(ヘッドボックス)的溫度。金屬熔液溫度若過(guò)低，則在供熔液噴嘴內(nèi)生成巨大的金屬間化合物，它們混入到板狀鑄塊中，從而成為冷軋時(shí)的板破裂的原因。金屬熔液溫度若過(guò)高，則在鑄造時(shí)鋁在輥間未能充分凝固，得不到正常的板狀鑄塊。更優(yōu)選的金屬熔液溫度為700℃～750℃。

接著，在將所得到的板狀鑄塊軋制加工成最終板厚的工序中，進(jìn)行至少1次以上的中間退火。進(jìn)行該1次以上的中間退火的第1次中間退火包含不同的2段保持溫度，與第1段保持溫度相比，第2段的保持溫度更高，在這樣的條件下進(jìn)行該第1次中間退火。溫度差優(yōu)選為80℃～150℃。

在對(duì)翅片材料實(shí)施退火時(shí)，根據(jù)其實(shí)施溫度的不同，翅片材料中析出的第2相顆粒的分散狀態(tài)發(fā)生變化。若在低溫下退火，則翅片材料中微細(xì)且致密分布的第2相顆粒發(fā)生析出；若在高溫下退火，則翅片材料中粗大且稀疏分布的第2相顆粒發(fā)生析出。因此，在低溫下退火時(shí)，對(duì)釬焊加熱時(shí)的再結(jié)晶抑制的微細(xì)第2相顆粒大量析出，容易發(fā)生翅片的腐蝕。在高溫下退火時(shí)，對(duì)釬焊加熱時(shí)的再結(jié)晶抑制的微細(xì)第2相顆粒幾乎不析出，但第2相顆粒的分散密度降低，釬焊加熱后的強(qiáng)度降低。

因此，本發(fā)明的中間退火中，以2段的溫度來(lái)保持。首先，在第1段的低溫下的保持中，使翅片材料中大量析出微細(xì)的第2相顆粒。接著，在第2段的高溫下的保持中，使第1段中析出的微細(xì)的第2相顆粒粗大化，使抑制再結(jié)晶的小于0.1μm的微細(xì)的第2相顆粒的密度下降、并且使0.1μm以上的第2相顆粒的密度上升，由此能夠得到在釬焊加熱后強(qiáng)度不會(huì)降低的金屬組織。

第1段的保持溫度為300℃～450℃的范圍。該溫度過(guò)低時(shí)，退火中的第2相顆粒幾乎不會(huì)發(fā)生析出；該溫度過(guò)高時(shí)，在第1段中已經(jīng)粗大的第2相顆粒會(huì)稀疏地析出，釬焊加熱后的強(qiáng)度降低。更優(yōu)選的溫度為350℃～430℃的范圍。

第2段的保持溫度為高于第1段的溫度，為430℃～580℃的范圍。該溫度過(guò)低時(shí)，在第1段的退火中析出的第2相顆粒不會(huì)發(fā)生粗大化，抑制再結(jié)晶的第2相顆粒大量分散，發(fā)生腐蝕。該溫度過(guò)高時(shí)，第1段中析出的第2相顆粒會(huì)發(fā)生再固溶，最終得到的第2相顆粒的分布粗大且呈稀疏分布，釬焊加熱后的強(qiáng)度降低。更優(yōu)選的溫度為450℃～550℃的范圍。

第1段、第2段的保持時(shí)間均優(yōu)選為1小時(shí)～10小時(shí)。保持時(shí)間若過(guò)短，則得不到所期望的金屬組織；若過(guò)長(zhǎng)，則效果飽和，因而從生產(chǎn)率的方面出發(fā)不優(yōu)選。更優(yōu)選的保持時(shí)間為2小時(shí)～5小時(shí)。

在進(jìn)行第2次以后的退火的情況下，盡管條件沒(méi)有特別限定，但優(yōu)選在作為翅片材料使用的鋁合金的再結(jié)晶溫度以上的溫度進(jìn)行退火，優(yōu)選退火溫度為300℃～500℃、保持時(shí)間為1小時(shí)～5小時(shí)。更優(yōu)選的條件是退火溫度為350℃～450℃、保持時(shí)間為1小時(shí)～3小時(shí)。

在第1次的中間退火結(jié)束后，進(jìn)行至少1次以上的冷軋，進(jìn)行適宜退火后，進(jìn)行冷軋直至最終板厚為150μm以下，在進(jìn)行最后的中間退火之后直至軋制到最終板厚為止時(shí)的總軋制率也即最終冷軋率為20％～60％。最終冷軋率若過(guò)低，則釬焊加熱時(shí)的再結(jié)晶的驅(qū)動(dòng)力不足，未能充分發(fā)生再結(jié)晶而發(fā)生腐蝕。最終冷軋率若過(guò)高，則軋制所導(dǎo)入的應(yīng)變量過(guò)多，釬焊加熱前的翅片材料的強(qiáng)度增高，波紋成型性降低。更優(yōu)選的最終冷軋率為25％～50％。

為了控制最終冷軋率，需要至少1次以上的中間退火，在僅實(shí)施1次中間退火的情況下，從鑄造后的板厚到實(shí)施中間退火的板厚為止的總冷軋率變得非常高。像這樣冷軋率高時(shí)，經(jīng)軋制而使材料變硬，從而有時(shí)在卷材邊緣部產(chǎn)生裂紋(割れ)，該裂紋的程度大時(shí)，在軋制中可能發(fā)生板破裂。為了抑制板破裂，在冷軋工序的中途加入修剪工序、或者加入中間退火使材料變軟是有效的。為了抑制邊緣裂紋而實(shí)施中間退火的情況下，例如可以采用下述工序：在板厚較厚的位置實(shí)施第1次退火，其后進(jìn)行冷軋，實(shí)施用于控制最終冷軋率的第2次中間退火，進(jìn)一步利用冷軋軋制至最終板厚。

從第1次退火的第2段的保持終止之后直到250℃為止的冷卻速度為50℃/小時(shí)以下。在利用雙輥式連續(xù)鑄造軋制法進(jìn)行鑄造的情況下，鑄造時(shí)的冷卻速度與DC鑄造法、雙帶式連續(xù)鑄造軋制法相比非常大，因此，鑄造后的Mn、Si的固溶度高。如此，由于初期固溶度高，因而根據(jù)冷卻速度的不同，退火后的翅片材料的Mn、Si的固溶度有很大變化。通過(guò)使冷卻速度為50℃/小時(shí)以下，第2段退火中形成的第2相顆粒進(jìn)一步生長(zhǎng)，可降低Mn、Si的固溶度。冷卻速度若過(guò)高，則退火后的翅片材料的Mn、Si的固溶度增高，固溶后的Mn、Si在其后的工序中微細(xì)地析出，從而使抑制再結(jié)晶的微細(xì)的第2相顆粒析出、發(fā)生腐蝕。更優(yōu)選退火后的冷卻速度為40℃/小時(shí)以下。對(duì)冷卻速度的下限沒(méi)有特別限制，在工業(yè)實(shí)施上為10℃/小時(shí)左右。

(熱交換器的制造方法)

本發(fā)明的鋁合金翅片材料適合作為汽車(chē)用熱交換器。汽車(chē)用熱交換器可以利用常規(guī)方法制造。下面敘述該實(shí)施方式的概要。

熱交換器如下制造：將波紋加工后的翅片與通過(guò)輥成型或電焊加工(電縫加工)等進(jìn)行了成型加工的扁平管組合，與盤(pán)或罐等部件組裝后，利用釬焊方法加熱至600℃左右的溫度，從而進(jìn)行一體接合，來(lái)制造熱交換器。

作為釬焊加工法，有使用非腐蝕性熔劑的熔劑釬焊法和不使用熔劑而在真空中釬焊的真空釬焊法。

在熔劑釬焊方法的情況下，將熔劑涂布至所安裝的熱交換器之后進(jìn)行釬焊。

該制造方法的詳細(xì)內(nèi)容可以參照日本特開(kāi)平8-134574的[0002]段、日本特開(kāi)平7-090443的[0002]段等。

【實(shí)施例】

接著基于實(shí)施例進(jìn)一步詳細(xì)地說(shuō)明本發(fā)明，但本發(fā)明并不限定于此。

首先，利用表2所示的制造方法分別制造具有表1所示的合金組成的鋁合金。需要說(shuō)明的是，在表1的合金組成中，“-”表示檢測(cè)限以下，“余量”包含不可避免的雜質(zhì)。

關(guān)于利用雙輥式連續(xù)鑄造軋制法鑄造的試驗(yàn)材，將所得到的板狀鑄塊冷軋，在規(guī)定板厚的條件下利用分批式退火爐進(jìn)行中間退火，冷軋至最終板厚，制作翅片材料(調(diào)質(zhì)：H1n)。

關(guān)于利用DC鑄造法鑄造的試驗(yàn)材，不對(duì)所制作的鑄塊進(jìn)行均質(zhì)化處理，加熱至500℃后，通過(guò)熱軋進(jìn)行軋制直至所期望的厚度為止，制作板材。接著，對(duì)所得到的板材進(jìn)行冷軋，在規(guī)定板厚的條件下利用分批式退火爐進(jìn)行中間退火，進(jìn)行冷軋直至最終板厚為止，制作翅片材料(調(diào)質(zhì)：H1n)。

【表1】

【表2】

并且，將所制作的各翅片材料作為供試材(試驗(yàn)材No.1～63)，進(jìn)行釬焊加熱。其后，利用下述所示的方法對(duì)各供試材進(jìn)行與強(qiáng)度、電導(dǎo)率、釬焊性和耐腐蝕性相關(guān)的評(píng)價(jià)，將它們的結(jié)果列于表3、表4中。此處，電導(dǎo)率的測(cè)定是用于對(duì)翅片材料的熱傳導(dǎo)性進(jìn)行評(píng)價(jià)的，在鋁合金的情況下，可以判斷出，電導(dǎo)率越高，熱傳導(dǎo)性也越好。需要說(shuō)明的是，在本說(shuō)明書(shū)中，“釬焊加熱”是指，將假定翅片材料實(shí)際被釬焊時(shí)的溫度和時(shí)間作為加熱條件，在沒(méi)有特別說(shuō)明的情況下對(duì)單個(gè)供試材進(jìn)行加熱。

[a]釬焊加熱前的第2相顆粒密度(個(gè)/mm²)：

通過(guò)翅片材料的透射型電子顯微鏡(TEM)觀察，考察等效圓直徑小于0.1μm的第2相顆粒的密度。由等厚干涉條紋測(cè)定觀察部的膜厚，僅在膜厚為0.1μm～0.3μm的位置進(jìn)行TEM觀察。另外，通過(guò)翅片材料截面的SEM觀察，考察等效圓直徑為0.1μm以上的第2相顆粒的密度。通過(guò)對(duì)TEM、SEM照片進(jìn)行圖像分析，求出釬焊加熱前的第2相顆粒的密度。

在觀察中，以各樣品3個(gè)視野來(lái)進(jìn)行，對(duì)各視野的TEM、SEM照片進(jìn)行圖像分析，從而求出釬焊加熱前的第2相顆粒的密度。所記載的密度是由各3個(gè)視野求出的值的平均值。上述1個(gè)視野為5.5μm×4.0μm，對(duì)于該1個(gè)視野，在TEM中以50000倍的倍率進(jìn)行觀察，在SEM中以2000倍的倍率進(jìn)行觀察。

[b]波紋成型性：

按照將供試材分切成16mm寬、使翅片波峰高度為5mm、翅片波峰的間隔為2.5mm的方式調(diào)整波紋成型機(jī)，將各供試材進(jìn)行波紋成型，制作100波峰的翅片。其后測(cè)定翅片波峰高度，根據(jù)波峰高度的偏差，翅片高度為5mm±10％以上的翅片波峰有10波峰以上的情況下的波紋成型性為“×”；或者測(cè)定翅片波峰的平均間隔，翅片波峰的平均間隔由于回彈而為2.75mm以上的情況下的波紋成型性為“×”；除此以外的波紋成型性為良好“○”。

[c]釬焊加熱前的結(jié)晶粒徑(μm)：

對(duì)供試材的表面(L-LT面)進(jìn)行電解拋光，進(jìn)行巴克(Barker)蝕刻后，利用光學(xué)顯微鏡觀察晶粒組織。在光學(xué)顯微鏡照片畫(huà)出2條對(duì)角線，利用計(jì)數(shù)交叉的晶粒數(shù)的交線法(交線法)測(cè)定結(jié)晶粒徑。

[d]釬焊后的拉伸強(qiáng)度(N/mm²)：

將供試材以600℃×3min進(jìn)行釬焊加熱后，以50℃/分鐘的冷卻速度進(jìn)行冷卻，其后在室溫下放置1周，制成樣品。并且，按照J(rèn)IS Z2241，在拉伸速度10mm/min、標(biāo)距50mm的條件下，對(duì)于各樣品在常溫下實(shí)施拉伸試驗(yàn)。

[e]電導(dǎo)率(％IACS)：

將供試材以600℃×3min進(jìn)行釬焊加熱后，以50℃/分鐘的冷卻速度進(jìn)行冷卻，制成樣品。并且，按照J(rèn)IS H0505，在20℃的恒溫槽內(nèi)對(duì)各樣品進(jìn)行電阻測(cè)定，從而求出電導(dǎo)率。需要說(shuō)明的是，單位％IACS在本說(shuō)明書(shū)中表示JIS H0505中規(guī)定的電導(dǎo)率。

[f]翅片的釬料擴(kuò)散與熔融的有無(wú)：

分別準(zhǔn)備圖1所示的波紋成型后的供試材(翅片11)、以及將JIS3003作為芯材13并在其單面包覆10％的JIS4045焊料14而成的板厚為0.3mm的釬焊片12。其后，將供試材11與釬焊片12的焊料14側(cè)的面貼合，形成圖1所示的評(píng)價(jià)用芯10，對(duì)于該評(píng)價(jià)用芯10進(jìn)行600℃×3min的釬焊加熱。對(duì)于評(píng)價(jià)用芯10進(jìn)行截面的微觀察，確認(rèn)有無(wú)發(fā)生翅片的釬料擴(kuò)散和熔融。作為評(píng)價(jià)，釬料擴(kuò)散和熔融均沒(méi)有的情況為良好“○”，具有釬料擴(kuò)散和熔融中的任一者或兩者的情況為“×”。

[g]自身耐腐蝕性評(píng)價(jià)(腐蝕減少量(％)測(cè)定)：

將供試材以600℃×3min進(jìn)行釬焊加熱后，以50℃/min的冷卻速度進(jìn)行冷卻，制成樣品。并且，對(duì)于各樣品，按照J(rèn)IS Z2371進(jìn)行200小時(shí)的鹽水噴霧試驗(yàn)后，測(cè)定其腐蝕減少量。

[h]自然電位(mV)：

將供試材以600℃×3min進(jìn)行釬焊加熱后，以50℃/min的冷卻速度進(jìn)行冷卻，制成樣品。并且，對(duì)于各樣品，測(cè)定翅片在25℃的5％NaCl水溶液中的自然電位(vs Ag/AgCl)并進(jìn)行評(píng)價(jià)。作為評(píng)價(jià)，自然電位低于-720mV時(shí)為良好“○”，高于-720mV時(shí)為“×”。

由上述結(jié)果可知以下內(nèi)容。

在試驗(yàn)材No.28、36、55、57、59、61、63中，釬焊加熱前的拉伸強(qiáng)度高，從而在波紋成型時(shí)翅片未縮小到規(guī)定的間隔、或者由于釬焊加熱前的晶粒大于規(guī)定尺寸而使翅片的波峰高度產(chǎn)生偏差、或者不滿足式1的關(guān)系，因而與本發(fā)明例相比，呈波紋成型性較差的結(jié)果。

在試驗(yàn)材No.26、30、52、53、54、56、58、62中，釬焊加熱后的拉伸強(qiáng)度低、不充分。

在試驗(yàn)材No.27中，Si添加量多，從而翅片材料熔點(diǎn)降低、發(fā)生熔融。在試驗(yàn)材No.28中，F(xiàn)e添加量少，從而再結(jié)晶溫度上升、在釬焊時(shí)未完成再結(jié)晶而發(fā)生釬料擴(kuò)散。在試驗(yàn)材No.30中，Mn添加量少，從而Si的固溶量增加、翅片材料熔點(diǎn)降低而發(fā)生熔融。在試驗(yàn)材No.60、63中，翅片材料制造時(shí)的最終冷軋率過(guò)低，從而再結(jié)晶溫度上升、在釬焊時(shí)未完成再結(jié)晶而發(fā)生釬料擴(kuò)散。在試驗(yàn)材No.61中，翅片材料制造時(shí)的最終冷軋率過(guò)高，從而釬焊時(shí)的再結(jié)晶粒微細(xì)、釬料侵蝕晶界而發(fā)生釬料擴(kuò)散。在試驗(yàn)材No.62中，翅片材料制造時(shí)的鑄造是利用DC法進(jìn)行的，因而釬焊時(shí)的再結(jié)晶粒微細(xì)、釬料侵蝕晶界而發(fā)生釬料擴(kuò)散。因此，上述任一試驗(yàn)材中，均呈釬焊性劣于本發(fā)明的結(jié)果。

在試驗(yàn)材No.33、34中，Zn、Cu添加量多，從而腐蝕速度加快，呈腐蝕減少量增加的結(jié)果。

在試驗(yàn)材No.32中，Zn量少，從而翅片的自然電位無(wú)法充分降低。

在試驗(yàn)材No.29、31、35～38中，F(xiàn)e、Mn、Ti、Zr、Cr、V的添加量多，從而在鑄造時(shí)產(chǎn)生巨大的金屬間化合物。

與此相對(duì)，在本發(fā)明例的試驗(yàn)材No.1～25、39～51中，釬焊加熱前的結(jié)晶粒徑為1000μm以下、波紋成型性良好，釬焊加熱后的強(qiáng)度高、為120N/mm²以上。另外，也沒(méi)有發(fā)生釬料擴(kuò)散、翅片熔融，釬焊性良好，腐蝕減少量也小于4.0％。此外，自然電位也低于-720mV，結(jié)果確保了犧牲防腐效果。

將本發(fā)明與其實(shí)施方式一同進(jìn)行了說(shuō)明，但是，申請(qǐng)人認(rèn)為，只要沒(méi)有特別指定，本發(fā)明就并非限于說(shuō)明的任何細(xì)節(jié)中，應(yīng)該在不違背所附權(quán)利要求所示的發(fā)明精神和范圍的情況下對(duì)本發(fā)明進(jìn)行寬泛的解釋。

本申請(qǐng)要求基于2014年3月19日在日本提交的日本特愿2014-57223的優(yōu)先權(quán)，在本發(fā)明中參考上述作為優(yōu)先權(quán)的專利申請(qǐng)并將其內(nèi)容作為本說(shuō)明書(shū)記載的一部分并入到本申請(qǐng)中。

【符號(hào)的說(shuō)明】

10 評(píng)價(jià)用芯

11 翅片材料

12 釬焊片

13 芯材

14 焊料