CN101935782B - 高强度铝合金翅片材料及其制造方法 - Google Patents

高强度铝合金翅片材料及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种强度高且在导热性、耐侵蚀性、抗流挂性、牺牲阳极化作用和自身耐腐蚀性方面表现优异的热交换器用高强度铝合金翅片材料，其特征在于在化学组成中含有Si：0.8-1.4wt％、Fe：0.15-0.7wt％、Mn：1.5-3.0wt％和Zn：0.5-2.5wt％，Mg杂质限制在0.05wt％或更少，余量为常规杂质和Al，在铜焊之前具有纤维状晶粒结构的金属结构，铜焊之前的抗张强度不超过240MPa，铜焊之后的抗张强度不低于150MPa，铜焊之后的重结晶晶粒尺寸为500μm或更大。

Description

高强度铝合金翅片材料及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种具有优异的可铜焊性(brazeability)的热交换器用铝合金翅片材料(fin material)及其制造方法，更具体地，涉及一种用于热交换器(其中翅片和工作流体通道材料被铜焊在一起)如散热器、汽车加热器、汽车空调等的铝合金翅片材料及其制造方法，其中热交换器铝合金翅片材料的强度在铜焊之前是适当的，因此很容易形成翅片，即，铜焊之前的强度没有高到难以形成翅片，铜焊之后的强度很高，且导热性、耐侵蚀性、抗流挂性、牺牲阳极化作用(sacrificialanodization effect)和自身耐腐蚀性均表现优异。
背景技术
汽车散热器、空调机、中间冷却器、油冷却器或其他热交换器通过将工作流体通道材料和翅片铜焊在一起而组装，工作流体通道材料由Al-Cu-基合金、Al-Mn-基合金、Al-Mn-Cu-基合金等组成，翅片由Al-Mn-基合金等组成。翅片材料需要具有牺牲阳极化作用，以防止工作流体通道材料的腐蚀，并且需要具备优异的抗流挂性和耐侵蚀性，以防止由于铜焊时的高温加热而导致铜焊材料的变形或腐蚀。
JIS 3003、JIS 3203和其他Al-Mn-基铝合金用作翅片材料，因为Mn有效地起到防止铜焊时铜焊材料的变形或腐蚀的作用。Al-Mn-基合金翅片材料可以通过向该合金中添加Zn、Sn、In等以使其在电化学上呈阳极的方法等而具备牺牲阳极化作用(日本专利公开(A)No.62-120455)。为进一步提高高温抗弯性(buckling resistance)(抗流挂性)，存在向Al-Mn-基合金中引入Cr、Ti、Zr等的方法等(日本专利公开(A)No.50-118919)。
但近来，越来越多地要求以更轻的重量和更低的成本来制造热交换器。越来越多地要求将工作流体通道材料、翅片材料、和其他热交换器材料制得更薄。但是，例如，如果翅片制得越薄，则导热截面积越小，由此使得热交换性能下降，且最终产品热交换器在强度和耐久性方面存在问题。因此，需要有高得多的导热性能、铜焊后强度、抗流挂性、耐侵蚀性和自身耐腐蚀性。
在传统的Al-Mn-基合金中，Mn在铜焊时由于热而溶解在基体中，因此存在导热性降低的问题。作为解决该问题的材料，已经提出了Mn含量限制在不超过0.8wt％且含有Zr：0.02-0.2wt％和Si：0.1-0.8wt％的铝合金(日本专利公开(B2)No.63-23260)。该合金的导热性得到提高，但Mn的量很少，使铜焊后的强度不足，且在作为热交换器的使用过程中翅片容易塌陷或变形。而且，电势不足以成为阳极，使得牺牲阳极化作用很小。
另一方面，当铝合金熔体铸造成平板(slab)时，通过加快冷却速率，即使Si和Mn的含量等为0.05-1.5质量％，平板铸造时结晶的金属间化合物尺寸可以降低至最大尺寸不超过5μm。已经提出了通过轧制该平板来提高翅片材料的疲劳特性(日本专利公开(A)No.2001-226730)。但是，该发明的目的是提高疲劳寿命。尽管其描述了使铸造的平板更薄等作为铸造平板时加快冷却速率的手段，但是没有发现例如在工业规模操作中通过双带式铸造机进行薄平板连续铸造的任何具体公开内容。
发明内容
本发明的目的是提供一种热交换器用铝合金翅片材料及其制造方法，该铝合金翅片材料在铜焊之前具有能够容易形成翅片的适当强度，而在铜焊之后具有高强度，并且在抗流挂性、耐侵蚀性、自身耐腐蚀性和牺牲阳极化表现优异。
为实现该目的，本发明的热交换器用高强度铝合金翅片材料的特征在于：在化学组成中含有Si：0.8-1.4wt％、Fe：0.15-0.7wt％、Mn：1.5-3.0wt％、和Zn：0.5-2.5wt％，杂质Mg限制在0.05wt％或更少，余量为常规杂质和Al，在铜焊之前具有纤维状晶粒结构的金属结构，铜焊之前的抗张强度不超过240MPa，铜焊之后的抗张强度不低于150MPa，铜焊之后的重结晶晶粒尺寸为500μm或更大。
本发明的热交换器用高强度铝合金翅片材料的第一制造方法的特征在于，对具有翅片材料的化学组成的熔体进行铸造，通过双带式(twin-belt)铸造机连续铸造并卷绕入辊中形成厚度为5-10mm的薄平板，将该平板冷轧成厚度为1.0-6.0mm的片材，在200-350℃通过初次中间退火来处理该片材，将该片材进一步冷轧成厚度为0.05-0.4mm的片材，在360-450℃通过二次中间退火来处理该片材，通过10％至低于50％的最终冷轧率将该片材冷轧成厚度为40-200μm的最终片材。
本发明的热交换器用高强度铝合金翅片材料的第二制造方法的特征在于，对具有翅片材料的化学组成的熔体进行铸造，通过双带式铸造机连续铸造并卷绕入辊中形成厚度为5-10mm的薄平板，将该平板冷轧成厚度为1.0-6.0mm的片材，在200-450℃通过初次中间退火来处理该片材，将该片材进一步冷轧成厚度为0.08-2.0mm的片材，在360-450℃通过二次中间退火来处理该片材，通过50％至96％的冷轧率将该片材冷轧成厚度为40-200μm的最终片材，并在200-400℃通过最终退火来处理该片材。
在第一和第二方法中，初次中间退火优选在下述条件下通过连续退火炉进行：升温速率100℃/分钟或更高，保温温度为400-500℃，且保温时间为5分钟以内。
在第一和第二方法中，在初次中间退火之后、二次中间退火之后和最终退火之后(铜焊之前)的阶段中，金属结构优选为纤维状晶粒结构。
根据本发明，通过以该方式限定化学组成和晶粒结构以及铜焊前后的抗张强度，得到了具有高强度并在导热性、耐侵蚀性、抗流挂性、牺牲阳极化作用和自身耐腐蚀性方面表现优异的热交换器用高强度铝合金翅片材料。这种铝合金翅片材料可以通过第一和第二方法制造。
具体实施方式
通过比较得自传统DC平板铸造生产线的轧制材料、以及得自双带式连续铸造生产线的轧制材料的强度特性、导热性、抗流挂性、耐侵蚀性、自身耐腐蚀性和牺牲阳极化作用，并研究组成、中间退火条件、冷轧变形率(reduction rate)和不同方式的最终退火之间的关系，本发明人致力于开发满足降低热交换器用翅片材料厚度的需求的铝合金翅片材料，从而完成本发明。
下面将解释限定本发明的热交换器用铝合金翅片材料的合金组成的方式和原因。
[Si：0.8-1.4wt％]
Si与Fe和Mn共同存在，在铜焊时形成亚微级Al-(Fe·Mn)-Si-基化合物，从而提高强度同时减少溶质Mn的量，并提高导热性。如果Si的量低于0.8wt％，则该效果不充分，而如果高于1.4wt％，则翅片材料易于在铜焊时熔化。因此，含量的优选范围是0.8-1.4wt％。更优选的Si含量范围是0.9-1.4wt％。
[Fe：0.15-0.7wt％]
Fe与Mn和Si共同存在，在铜焊时形成亚微级Al-(Fe·Mn)-Si-基化合物，从而提高强度同时减少溶质Mn的量，并提高导热性。如果Fe的量低于0.15wt％，将会要求高纯度的金属，使制造成本变高，因此这是不优选的。如果高于0.7wt％，则在铸造合金时，形成粗的Al-(Fe·Mn)-Si-基结晶，难以产生片材材料。因此，含量的优选范围是0.15-0.7wt％。更优选的Fe含量范围是0.17-0.6wt％。
[Mn：1.5-3.0wt％]
Mn与Fe和Si共同存在，在铜焊时以高密度沉淀成亚微级Al-(FeAl-(Fe·Mn)-Si-Mn)-Si-基化合物，并提高铜焊后合金材料的强度。而且，亚微级Al-(Fe·Mn)-Si-基结晶具有强烈的抑制重结晶作用，因此重结晶晶粒变为尺寸为500μm或更大的粗晶粒，并提高抗流挂性和耐侵蚀性。如果Mn低于1.5wt％，则其效果不充分，而如果高于3.0wt％，则在铸造合金时，形成粗的Al-(Fe·Mn)-Si-基结晶，难以产生片材材料。另外，溶质Mn的量增加，且导电性降低。因此，含量的优选范围是1.5-3.0wt％。更优选的Mn含量范围是1.6-2.8wt％。
[Zn：0.5-2.5wt％]
Zn使翅片材料的电势成为阳极，以发挥牺牲阳极化作用。如果含量低于0.5wt％，则其效果不充分，而如果高于2.5wt％，则材料的自身耐腐蚀性变差。而且，由于Zn的溶解，导热性降低。因此，含量的优选范围是0.5-2.5wt％。更优选的Zn含量范围是1.0-2.0wt％。
[Mg：0.05或更低]
Mg对可铜焊性有影响。如果含量高于0.05wt％，则可铜焊性易于受损。具体地，当使用氟基焊剂铜焊时，焊剂成分氟(F)和合金中的Mg容易反应生成MgF2或其他化合物。因为这一点，在铜焊时有效发挥作用的焊剂量变得不足，并容易发生铜焊缺陷。因此，Mg杂质的含量限制在不高于0.05wt％。
关于Mg之外的其他杂质成分，Cu使材料的电势成为阴极，因此优选将其限制在不超过0.2wt％。即使很少量的Cr、Zr、Ti和V也能显著降低材料的导热性。因此这些元素的总含量优选限制在不超过0.20wt％。
接下来，将解释在本发明中限定薄平板的铸造条件、中间退火条件、最终冷轧率和最终退火条件的方式和原因。
[薄平板的铸造条件]
双带式铸造法是一种将熔体在以竖直方向彼此面对的旋转带之间铸造、水冷以使熔体通过来自带表面的冷却固化并铸造平板、将平板从带的反面连续地抽出并卷绕的连续铸造法。在本发明中，铸造平板的厚度优选为5-10mm。如果厚度在该范围内，则片材厚度中心处的固化速率也很快，结构变得均匀，如果组成在本发明的范围之内，则几乎不形成粗的化合物，在铜焊之后可以得到晶粒尺寸大且性能优异的翅片材料。
如果出自双带式铸造机的薄平板的厚度小于5mm，则每单位时间通过铸造机的铝量太小，铸造变得困难。相反，如果厚度大于10mm，则片材不再能通过辊而卷绕。因此，平板厚度优选在5-10mm的范围内。
注意，熔体固化时的铸造速度优选为5-15m/分钟。固化优选在带中完成。如果铸造速度小于5m/分钟，在铸造耗时太长，生产率降低，因此这是不优选的。如果铸造速度大于15m/分钟，则铝熔体不能足够快地提供，从而使得到预定形状的薄平板变得很困难。
[初次中间退火条件]
当通过使最终冷轧率为10％至低于50％来控制最终产品的强度时(第二实施方式)，初次中间退火的保温温度优选为200-350℃。如果初次中间退火的保温温度小于200℃，则不能得到充分的软化状态。如果初次中间退火的保温温度高于350℃，则基体中的溶质Mn在高温中间退火时沉淀成Al-(Fe·Mn)-Si-基化合物，使材料在二次中间退火时重结晶。如果后续的最终冷轧率低于10％至小于50％，在铜焊时，材料最终保持在未重结晶的状态，铜焊时的抗流挂性和耐侵蚀性降低。
如果最终冷轧率高到50-96％，提供最终退火对于控制最终产品的强度是非常重要的。在该情形下(第三实施方式)，初次中间退火的保温温度优选为200-450℃。如果初次中间退火的保温温度小于200℃，则不能得到充分的软化状态。如果初次中间退火的保温温度高于350℃，则基体中的溶质Mn在高温中间退火时沉淀成Al-(Fe·Mn)-Si-基化合物，但是因为最后总冷轧率很高，二次中间退火之前的冷轧率很低，使得位错密度很低，二次中间退火时不会发生重结晶。但是，如果初次中间退火的保温温度高于450℃，则基体中的溶质Mn在高温中间退火时大量沉淀，形成粗大尺寸的Al-(Fe·Mn)-Si-基化合物，使得材料不仅在二次中间退火时重结晶，而且铜焊时的抑制重结晶作用变弱，重结晶晶粒尺寸变得小于500μm，铜焊时的抗流挂性和耐侵蚀性降低。
初次中间退火的保温时间不受具体限定，但1-5小时的范围是优选的。如果初次中间退火的保温时间小于1小时，卷(coil)的温度整体上保持不均匀，在片材中不能得到均匀的重结晶结构，因此这是不优选的。如果初次中间退火的时间超过5小时，则溶质Mn逐渐沉淀。这不仅在稳定地保证铜焊后重结晶晶粒尺寸为500μm或更大方面不利，而且处理耗时太多，生长率下降，因此这是不优选的。
初次中间退火时的升温速率和冷却速率不必受具体限定，但优选至少30℃/小时。如果初次中间退火时的升温速率和冷却速率小于30℃/小时，则溶质Mn逐渐沉淀。这不仅在稳定地保证铜焊后重结晶晶粒尺寸为500μm或更大方面不利，而且处理耗时太多，生长率下降，因此这是不优选的。
连续退火炉中初次中间退火的温度优选为400-500℃。如果低于500℃，不能得到充分的软化状态。但是，如果保温温度超过500℃，则基体中的溶质Mn在高温中间退火时沉淀成Al-(Fe·Mn)-Si-基化合物，使二次中间退火时或铜焊时的抑制重结晶作用变弱，重结晶晶粒的尺寸变得小于500μm，铜焊时的抗流挂性和耐侵蚀性降低。
连续退火的保温时间优选在5分钟之内。如果连续退火的保温时间大于5分钟，在溶质Mn连续沉淀。这不仅在稳定地保证铜焊后重结晶晶粒尺寸为500μm或更大方面不利，而且处理耗时太多，生长率下降，因此这是不优选的。
关于连续退火时的升温速率和冷却速率，升温速率优选为至少100℃/分钟。如果连续退火时的升温速率小于100℃/分钟，则处理耗时太长，生产率下降，因此这是不优选的。
[二次中间退火条件]
二次中间退火的保温温度优选为360-450℃。如果二次中间退火的保温温度小于360℃，则不能得到充分的软化状态。但是，如果二次中间退火的保温温度高于450℃，则基体中的溶质Mn在高温中间退火时沉淀成Al-(Fe·Mn)-Si-基化合物，并且形成重结晶结构，使得铜焊时的抑制重结晶作用变弱，结晶晶粒的尺寸变得小于500μm，铜焊时的抗流挂性和耐侵蚀性降低。
二次中间退火的保温时间不必受具体限定，但1-5小时的范围是优选的。如果二次中间退火的保温时间小于1小时，卷的温度整体上保持不均匀，在片材中可能不能得到均匀的结构，因此这是不优选的。如果二次中间退火的时间超过5小时，则溶质Mn逐渐沉淀。这不仅在稳定地保证铜焊后重结晶晶粒尺寸为500μm或更大方面不利，而且处理耗时太多，生长率下降，因此这是不优选的。
二次中间退火时的升温速率和冷却速率不必受具体限定，但优选至少30℃/小时。如果二次中间退火时的升温速率和冷却速率小于30℃/小时，溶质Mn逐渐沉淀。这不仅在稳定地保证铜焊后重结晶晶粒尺寸为500μm或更大方面不利，而且处理耗时太多，生长率下降，因此这是不优选的。
[纤维状晶粒结构]
在初次中间退火之后、二次中间退火之后、或最终退火之后(铜焊之前)的任意阶段中使金属结构为纤维状晶粒结构是指，在任意阶段中使金属结构为不含任何尺寸为200μm或更大的晶粒结构的纤维状晶粒结构。
[最终冷轧率]
最终冷轧率优选为10-96％。如果最终冷轧率小于10％，则冷轧中积累的应变能太少，在铜焊时的升温过程中重结晶不会完成，使得抗流挂性和耐侵蚀性降低。如果最终冷轧率超过96％，则轧制时的边缘裂缝变得明显，产率下降。如果不进行最终退火，如果最终冷轧率超过50％，最终产品变得强度太高，在形成翅片材料时难以得到预定的翅片形状。另一方面，如果最终冷轧率为50％或更大，根据组成，最终产品变得强度太高，在形成翅片时难以得到预定的翅片形状，但这时，即使对最终冷轧片材在200-400℃的保温温度下进行1-3小时的最终退火(软化)，也不会损坏各种性能。具体地，通过连续退火炉进行初次中间退火、然后最终冷轧、然后在200-400℃的保温温度下进一步最终退火(软化)1-3小时得到的翅片材料，在翅片成型性方面非常优异，而且铜焊后强度很高，抗流挂性方面非常优异。
将本发明的翅片材料切成预定的宽度，起皱，与由工作流体通道材料(例如由覆有铜焊材料的3003合金组成的包层板)制成的扁平管交替堆叠，将它们铜焊在一起，得到热交换器元件。
根据本发明的方法，通过双带式铸造机铸造薄平板时，Al-(Fe·Mn)-Si-基化合物在平板中均匀且精细地结晶，同时基体相Al中的过饱和固溶体中的Mn和Si在铜焊时由于高温加热而以高密度沉淀成亚微级Al-(Fe·Mn)-Si相。因为这一点，基体中的溶质Mn(其大大地了降低导热性)量变得更少，使得铜焊后的导热性变高，表现出优异的导热性。而且，出于类似原因，精细结晶的Al-(Fe·Mn)-Si-基化合物和高密度沉淀的亚微级Al-(Fe·Mn)-Si相抑制塑料变形时的位错移动，使得铜焊后的最终产品表现出很高的抗张强度。而且，铜焊时沉淀的Al-(Fe·Mn)-Si相具有强重结晶抑制作用，使得铜焊后重结晶晶粒变为500μm或更大，使得抗流挂性变得良好。出于类似原因，铜焊后表现出优异的耐侵蚀性。而且，在本发明中，Mn的含量限制在至少1.5wt％，使得即使铜焊后重结晶晶粒的平均粒径超过3000μm，抗张强度也不会降低。
而且，双带式铸造机的熔体固化速率很快，使得薄平板中的Al-(Fe·Mn)-Si-基化合物结晶变得均匀且细致。因此，在最终翅片材料中，不再有源自粗结晶的圆当量直径为5μm或更大的二级相颗粒，表现出优异的自身耐腐蚀性。
通过双带式连续铸造法以该方式铸造，平板中的Al-(Fe·Mn)-Si化合物变得均匀且细致，铜焊后的亚微级Al-(Fe·Mn)-Si相沉淀变得密度很高。而且，通过铜焊后使晶粒尺寸为500μm或更大，铜焊后的强度、导热性、抗流挂性、耐侵蚀性和自身耐腐蚀性均得到提高。同时，通过引入Zn，材料的电势成为阳极，使牺牲阳极化作用很优异。因此，可以得到耐久性优异的热交换器用铝合金翅片材料。
实施例
以下，将与比较例进行对比，说明本发明的实施例。作为本发明的实施例和比较例，将组成为表1的1-12号合金的合金熔化，通过陶瓷滤器，倒入双带式浇铸模具中，以8m/分钟的铸造速度连续铸造厚度为7mm的平板。熔体固化时的冷却速率为50℃/秒。将薄平板冷轧至表2-4中所示的片材厚度(I/A1片材厚度)。然后，将样品插入到退火炉中，以50℃/小时的升温速率升温，在表2-4所示的温度下保温2小时，然后通过50℃/小时的冷却速率冷却至100℃，或者另外将样品在450℃的盐浴中保持15秒，然后在水中淬火，作为初次中间退火。接下来，将样品冷轧至表2-4中所示的片材厚度(I/A2片材厚度)，然后样品插入到退火炉中，以50℃/小时的升温速率升温，在表2-4所示的温度下保温，然后通过50℃/小时的冷却速率冷却至100℃，作为二次中间退火。接下来，将样品以图2-4所示的最终冷轧率进行冷轧，得到厚度为60μm的翅片材料。对于这些样品的部件，将样品进一步插入到退火炉中，以50℃/小时的升温速率升温，在图4所示的温度下保温2小时，然后以50℃/小时的冷却速率冷却至100℃，作为最终退火。
[表1]
表1.合金组成(wt％)
  合金编号   Si   Fe   Cu   Mn   Mg   Zn   Ti
  1   1.20   0.30   0.02   2.40   ＜0.02   1.90   0.01
  2   1.20   0.45   0.02   2.40   ＜0.02   1.90   0.01
  3   1.20   0.30   0.02   1.90   ＜0.02   1.90   0.01
  4   1.20   0.30   0.02   2.10   ＜0.02   1.90   0.01
  5   1.20   0.45   0.02   1.70   ＜0.02   1.90   0.01
  6   0.88   0.52   0.00   1.10   ＜0.02   1.46   0.01
  7   1.20   0.55   0.02   3.30   ＜0.02   1.72   0.01
  8   0.60   0.20   0.02   2.40   ＜0.02   1.50   0.01
  9   1.50   0.20   0.02   2.20   ＜0.02   1.50   0.01
  10   1.10   0.90   0.02   2.40   ＜0.02   1.52   0.01
  11   1.00   0.30   0.02   2.50   ＜0.02   0.20   0.01
  12   1.20   0.35   0.02   2.40   ＜0.02   2.90   0.01
  13   0.83   0.54   0.01   1.16   0.018   1.45   0.02
  14   0.30   0.53   0.02   1.02   0.011   1.92   0.02
[表2]
表2.制造条件(组成研究)
Figure BSA00000227004300101
Figure BSA00000227004300111
[表3]
表3.制造条件(第二次I/A条件研究)
[表4]
表4.制造条件(最终退火条件研究)
Figure BSA00000227004300121
作为比较例，将表1的13和14号合金组成的合金熔化，通过常规DC铸造(厚度500mm，固化时的冷却速率为大约1℃/秒)铸造，表面研磨，浸泡，热轧，冷轧(厚度100μm)，立即退火(400℃×2小时)，冷轧，得到厚度为60μm的翅片材料。得到的发明例和比较例的翅片材料通过如下(1)至(4)测量。
(1)得到的翅片材料的抗张强度(MPa)
(2)预见(envision)铜焊温度，将材料在600-605℃加热3.5分钟，冷却，然后测量以下项目：
[1]抗张强度(MPa)
[2]平行于轧制方向的晶粒尺寸(μm)，电解抛光表面后通过切割法，通过Barker法得到晶粒结构
[3]在5％盐水中浸泡60分钟后的天然电势(mV)，使用银-氯化银电极作为参比电极
[4]腐蚀电流密度(μA/cm2)，以20mV/分钟的电势扫描速度在5％盐水中进行，使用银-氯化银电极作为参比电极
[5]导电性[％IACS]，通过JIS-H0505中描述的导电性测试法
(3)流挂量(mm)，通过LWS T 8801的流挂测试法，使用50mm的投影长度
(4)将具有起皱形状的翅片材料置于覆有非腐蚀性氟基焊剂且厚度为0.25mm的铜焊片材(铜焊材料4045合金，包层率8％)表面(施加负载324g)，以50℃/分钟的升温速率加热至605℃，保持5分钟。冷却之后，观察铜焊的截面。晶粒边界处腐蚀很轻的翅片材料评价为好(标为“G”)，严重腐蚀且严重熔化的翅片材料评价为差(标为“P”)。注意起皱的形状如下：
起皱形状：高2.3mm×宽21mm×间距3.4mm，10峰
结果表示在表5-7中。
Figure BSA00000227004300141
Figure BSA00000227004300151
Figure BSA00000227004300161
从表5的结果得出，根据本发明的翅片材料(1-5号翅片材料)在铜焊后抗张强度、耐侵蚀性、抗流挂性、牺牲阳极化作用和自身耐腐蚀性所有方面都很优异。比较例6号翅片材料Mn含量低，铜焊后抗张强度低。比较例7号翅片材料Mn含量高，铸造时形成巨大结晶，在冷轧过程中裂缝，不能形成翅片材料。比较例8号翅片材料Si含量低，铜焊后抗张强度低。比较例9号翅片材料Si含量高，耐侵蚀性差。比较例10号翅片材料Fe含量高，铸造时形成巨大结晶，在冷轧过程中裂缝，不能形成翅片材料。
比较例11号翅片材料Zn含量低，天然电势是阴极，牺牲阳极化作用差。比较例12号翅片材料Zn含量高，自身耐腐蚀性差，耐侵蚀性也差。比较例13号翅片材料Mn含量低，比较例14号翅片材料Si、Mn含量低，其通过常规DC铸造(厚度500mm，固化时的冷却速率为大约1℃/秒)、表面研磨、浸泡、热轧、冷轧(厚度100μm)、中间退火(400℃×2小时)、和冷轧得到，在铜焊后抗张强度低，铜焊后晶粒尺寸小，抗流挂性和耐侵蚀性都很差。
从表6的结果得出，根据本发明的翅片材料(1、15和16号翅片材料)均具有不高于240MPa的铜焊前抗张强度，成型性非常优异，铜焊后抗张强度、耐侵蚀性和抗流挂性均非常优异。比较例17号翅片材料最终冷轧率为60％，使得铜焊前抗张强度高，成型性差。比较例18、19号翅片材料初次中间退火温度高，使得在铜焊后具有不会重结晶的结构，抗流挂性和耐侵蚀性差。比较例20号翅片材料最终冷轧率为60％，使得铜焊前抗张强度高，成型性差。比较例21和22号翅片材料二次中间退火温度低，使得铜焊前抗张强度高，成型性差。比较例23和25号翅片材料二次退火温度低，使得铜焊前抗张强度高，成型性差。比较例24号翅片材料二次中间退火温度高，使得最终重结晶，耐侵蚀性差。
从表7的结果得出，根据本发明的翅片材料(26-29号翅片材料)均具有不高于240MPa的铜焊前抗张强度，成型性非常优异，而且铜焊后抗张强度、耐侵蚀性和抗流挂性均非常优异。比较例30号翅片材料最终退火温度高，使得最终重结晶，耐侵蚀性差。比较例31号翅片材料最终退火温度低，使得铜焊前抗张强度高，成型性差。
工业应用性
根据本发明，提供了一种在铜焊前具有能够容易形成翅片的合适强度、在铜焊后具有高强度且在抗流挂性、耐侵蚀性、自身耐腐蚀性和牺牲阳极化方面表现优异的热交换器用铝合金翅片材料及其制造方法。

Claims (3)

1.一种制造热交换器用高强度铝合金翅片材料的方法，所述铝合金翅片材料含有Si：0.8-1.4wt％、Fe：0.15-0.7wt％、Mn：1.5-3.0wt％、和Zn：0.5-2.5wt％，Mg杂质限制在0.05wt％或更少，余量为常规杂质和Al，在铜焊之前具有不含任何尺寸为200μm或更大的晶粒结构的纤维状晶粒结构的金属结构，铜焊之前的抗张强度不超过240MPa，铜焊之后的抗张强度不低于150MPa，铜焊之后的重结晶晶粒尺寸为1800μm或更大，其特征在于所述方法包括：对具有上述化学组成的熔体进行铸造，通过双带式铸造机连续铸造并卷绕入辊中形成厚度为5-10mm的薄平板，将该平板冷轧成厚度为1.0-6.0mm的片材，通过间歇式退火炉在200-350℃进行初次中间退火来处理该片材，将该片材进一步冷轧成厚度为0.05-0.4mm的片材，在360-450℃通过二次中间退火来处理该片材，并且以10％至低于50％的最终冷轧率将该片材冷轧成厚度为40-200μm的最终片材。
2.一种制造热交换器用高强度铝合金翅片材料的方法，所述铝合金翅片材料含有Si：0.8-1.4wt％、Fe：0.15-0.7wt％、Mn ：1.5-3.0wt％、和Zn：0.5-2.5wt％，Mg杂质限制在0.05wt％或更少，余量为常规杂质和Al，在铜焊之前具有不含任何尺寸为200μm或更大的晶粒结构的纤维状晶粒结构的金属结构，铜焊之前的抗张强度不超过240MPa，铜焊之后的抗张强度不低于150MPa，铜焊之后的重结晶晶粒尺寸为1800μm或更大，其特征在于所述方法包括：对具有上述化学组成的熔体进行铸造，通过双带式铸造机连续铸造并卷绕入辊中形成厚度为5-10mm的薄平板，将该平板冷轧成厚度为1.0-6.0mm的片材，通过连续退火炉，以100℃/分钟或更高的升温速率，在400-500℃的保温温度，保温时间5分钟以内进行初次中间退火来处理该片材，将该片材进一步冷轧成厚度为0.05-0.4mm的片材，在360-450℃通过二次中间退火来处理该片材，并且以10％至低于50％的最终冷轧率将该片材冷轧成厚度为40-200μm的最终片材。
3.根据权利要求1或2所述的方法，还包括二次中间退火之后的最终退火，其中在所述初次中间退火之后、二次中间退火之后和二次中间退火之后的最终退火之后的阶段中，金属结构为纤维状晶粒结构。
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