TWI557234B - Aluminum alloy fin sheet for heat exchangers with excellent weldability and sag resistance and its manufacturing method - Google Patents

Aluminum alloy fin sheet for heat exchangers with excellent weldability and sag resistance and its manufacturing method Download PDF

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Description

具優異焊接性與耐下垂性之熱交換器用鋁合金鰭片材及其製造方法 發明領域
本發明是有關於一種使用於汽車用散熱器等之熱交換器的，具優異焊接性與耐下垂性之熱交換器用鋁合金鰭片材及其製造方法。
發明背景
鋁製熱交換器，是將鋁合金鰭片材成形加工成波褶狀之物焊接在鋁合金製的熱介質用通路構成材料等上而製成。因此，作為被使用在鋁製熱交換器的鋁合金鰭片材，不僅要求成形性優異，同時還要求在焊接加熱時不會有變形的情形，也就是所謂的優異的耐下垂性。
然而，已廣為周知的是，於將鋁合金鰭片材焊接於例如扁平管上時，會產生鰭片材被熔融的焊料侵蝕，並使焊接後之鰭片材的厚度變薄之所謂的沖蝕(erosion)情形。最近，隨著鋁合金鰭片材不斷地朝薄壁化發展，焊接時的沖蝕激烈時，也有焊料在鰭片材的厚度方向上貫穿的事例。雖然為滿足上述之基本特性，有在鋁合金鰭片材中添加Si、Mn、Fe等，但最近，則是對合金組成與製造方法下功夫， 以開發出具備優異耐沖蝕性及耐下垂性的鋁合金鰭片材。
例如，專利文獻1中記載有硬銲(brazing)用鰭片 材，其特徵為，其是由在板厚為0.1mm以下的條件下進行最後的中間退火後，將具有以下的結晶組織的鋁合金用小於30%的板厚軋縮率進行冷軋而被製出：由表層所見之表面積的80%以上受到在軋延方向上具有長度10mm以上之直徑的再結晶晶粒所佔領；且該鋁合金含有超過1.2mass%且在1.8mass%以下的Fe、超過1.2mass%且在2.0mass%以下的Si，以及超過0.3mass%且在0.9mass%以下的Mn。
據此，即可以改善薄壁化時所需要之下垂量(熱交換器組裝製造時的強度)、自體耐蝕性及波褶形成性，並提升焊接加熱後的拉伸強度和熱傳導性。
此外，專利文獻2中記載透過以下步驟所製造出的抗垂弛板條：a)鑄造包含以下組成的熔融物，以得到鑄錠之步驟：0.3~1.5%的Si、≦0.5%的Fe、≦0.3%的Cu、1.0~2.0%的Mn、≦0.5%的Mg，並以≦0.3%更佳、≦4.0%的Zn，≦0.5%的Ni，分別為≦0.3%之來自Ⅳb、Vb，或Ⅵb族之分散體形成元素，以及分別為0.05%以下且整體量為0.15%以下的不可避免的不純物元素，且剩餘部分為鋁；b)以低於550℃，較佳是400~520℃，更佳是450~520℃，特別是在470℃以上，且最高為520℃的溫度下預熱鑄錠，以形成分散質粒子的步驟；c)進行熱軋而獲得板條的步驟； d)以90%以上且較佳為>95%的總軋縮率來冷軋在步驟(c)所得到之板條，而獲得具有第1耐力值之板條的步驟；以及 e)接著，熱處理到輸出調質(delivery temper)之步驟，其目的以能夠得到具有以下的第2耐力值與0.2%耐力範圍之板條的方法，在板條合金沒有發生再結晶的狀況下藉由回火使材料軟化，該第2耐力值比在步驟(d)的冷軋後直接得到的第1耐力值低10~50%，較佳是低15~40%，且該0.2%耐力範圍為100~200MPa，更佳是120~180MPa，最佳是在140~180MPa。
藉此，就可以藉由焊接中的高抗垂弛性及餘液(liquid core)之低穿透性之類的優異的焊接性能，和在交貨狀態中的優異的成形性之特有的組合，以在進行焊接後得到高強度。
最近，以在成為熱介質流路之管材上焊接鰭片材為前提，也開發了使腐蝕度降低之，強度、犧牲陽極效果，以及耐蝕性優異之熱交換器用的鰭片材。
例如，在專利文獻3中記載有強度、犧牲陽極效果，以及耐蝕性優異的鰭片材，其為藉由焊料與管材接合之散熱用的鰭片材，特徵在於，前述鰭片材包含以下組成：Fe：0.5%(質量%，以下同)以下、Si：0.3~1.2%、Mn：0.5~1.7%、Zn：0.3~1.5%，剩餘部分是由Al及不可避免的不純物形成之Al合金所形成，前述管材含有以下組成：Mn：0.3~1.7%、Si：0.3~1.2%、Cu：0.1~1.2%，剩餘部分是由Al及不可避 免的不純物形成之Al合金所形成，且在SWAAT液中之鰭片材單獨的溶解減量，相對於同液中之與等表面積的管材接觸而形成之溶解減量，宜在20~50%的範圍中，並且，相對於前述管材的點蝕電位，前述鰭片材的點蝕電位較低，且兩者間之電位差在50~140mV範圍內。
藉此，藉由將Fe的含量做成在0.5%以下，可以做到同時提升強度、耐蝕性、焊接性。亦即，在專利文獻3的鋁合金鰭片材中，當Fe含量超過0.5%時，鑄造時所生成之Al-(Fe．Mn)-Si等之金屬間化合物比較容易變粗大，恐有使鰭片的腐蝕速度增大之虞，而且因為焊接加熱時所形成之再結晶組織的結晶粒變細，故耐沖蝕性會變差，而使焊接性降低。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2006-225723號公報
專利文獻2：日本專利特開2008-190027號公報
專利文獻3：日本專利5192718號公報
發明概要
的確，在由常規的DC鑄造扁胚(slab)經過一般過程而製造出的鋁合金製鰭片材上，當Fe含量超過0.5%時，則鑄造時所生成之Al-(Fe．Mn)-Si等之金屬間化合物比較容易變粗大，為了將焊接加熱時所形成之再結晶組織的結晶 粒變細，會使耐沖蝕性變差，而有導致焊接性降低的傾向。 然而，近年來，持續朝著將鋁製品回收而形成的廢料再利用之形式進行，當廢料摻混率較高時，要避免Fe、Si、Mn等的混入也愈發困難。因此，即使是在Fe、Si、Mn等之含量較高的組成中，仍可發揮優異的焊接性的鋁合金鰭片材的開發仍然備受期待。
本案之發明，就是為了解決這種以往方法中的課 題而提出的，目的在於，在熱交換器用之鋁合金鰭片材中，即使是在Fe含量超過0.5%以上的組成中，仍可提供低成本，並具有優異的焊接性與耐下垂性之鋁合金鰭片材及其製造方法。
例如，雖然固相線溫度，可作為在焊接加熱時是 否發生沖蝕的指標，但是耐沖蝕性並非僅由固相線溫度所決定的。焊接性為，焊接前之鰭片材的金屬組織，亦即，鑄造時所生成之Al-(Fe．Mn)-Si等的密度和粒徑分佈、基質中之Mn固溶量，只要是冷軋退火材，就會受到退火所形成之加工組織的回復程度等的因子影響。亦即，可以認為是因為這些因子複雜地糾結，而影響到焊接性。
然而，在殘存於鰭片材之聚集的差排(結晶缺陷)及焊接加熱時所生成之結晶晶界上，會因熔融之焊料滲透而發生沖蝕。因此，可以說焊接時所生成之再結晶粒的結晶粒徑越大的，就是具有優異的耐沖蝕性的鰭片材。但是另一方面，當焊接時所生成之再結晶粒的結晶粒徑變得過大時，則耐下垂性會降低也是已知的。也就是說，為了提升鰭片 材之耐沖蝕性和耐下垂性兩種特性，於焊接時使再結晶組織顯現自是當然的作法，而將再結晶粒的結晶粒徑控制在適當的尺寸的技術也是必要的。
如此，只要測定焊接時所生成之再結晶粒的結晶 粒徑，就可以間接地對鰭片材的耐沖蝕性進行評價。然而，在藉由僅對所設定之鰭片材進行焊接加熱之加熱試驗，而使金屬組織再結晶化以測定再結晶粒之結晶粒徑的試驗方法中，結果之分散不均嚴重，再現性並不好。
因此，本案發明人們，在開發焊接性與耐下垂性優異之鰭片材的過程中，如後所述，利用波褶狀的鰭片材，進行焊接加熱試驗，藉著測定相對於焊接前的板厚之焊接後的板厚(最小板厚)，而算出板厚殘存率，以對焊接性進行評價，而完成了本案之發明。
再者，所謂焊接性，廣義來說，可解釋為也包含例如，由熔融焊料形成之圓角焊接(fillet)的形成狀態等，在本說明書中，只要沒有特別說明，則與鰭片材的耐沖蝕性視為同義。
本發明之具優異焊接性與耐下垂性之熱交換器用鋁合金鰭片材，為了達成其目的，特徵為以質量%計，包含Si：0.6~1.6%、Fe：0.5~1.2%、Mn：1.2~2.6%、Zn：0.4~3.0%、Cu：小於0.2%，且剩餘部分由不可避免的不純物和Al構成，並將作為不純物之Mg限制在小於0.05%；且焊接加熱前之抗張力為160~260MPa，焊接加熱前之抗張力 和0.2%耐力之差為10~50MPa。此外，焊接加熱前的0.2%耐力宜為140~220MPa。又，金屬組織中圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度為70~220個/mm2更好。
本發明之具優異焊接性與耐下垂性之熱交換器 用鋁合金鰭片材，是透過以下方式而製造：將具有前述成分組成之鋁合金熔融液，利用薄扁胚連鑄機連續地鑄造出厚度為2~15mm的扁胚，並不對前述扁胚施行熱軋而直接捲取至輥上後，施以冷軋，並施以中間退火，且在施行最終冷軋率為15~60%的冷軋後，施行最終退火。
本發明之具優異焊接性與耐下垂性之熱交換器用鋁合金鰭片材，因為將具有前述成分組成之鋁合金熔融液，利用薄扁胚連鑄機連續地鑄造出厚度2~15mm的薄扁胚，因此鑄造時之凝固速度在扁胚1/4厚度位置處為較快速的40~1000℃/秒，而可獲得使Al-(Fe．Mn)-Si等之金屬間化合物平均地分散的鑄塊組織。藉由對此薄扁胚依序施行冷軋、中間退火、最終軋延、最終退火，可以調整成使焊接加熱前之抗張力為160~260MPa，並使焊接加熱前的抗張力和0.2%耐力之差為10~50MPa。因此，該冷軋退火材，在具有適當強度的同時，還可以將成形加工時的彈性回復量變小，在形狀凍結性上也很優良。此外，因為是以較低的溫度施行最終退火處理，以透過最終冷軋使被導入之加工應變適度回復，因此，藉由焊接加熱而完成再結晶化後，可以獲得由粒徑500μm以上之再結晶粒所形成之再結晶組織，並 可以獲得具優異焊接性與耐下垂性之鋁合金鰭片材。
因此，依據本發明，可有效率地生產熱交換器用之鋁合金鰭片材，同時可用低廉的價格提供具優異焊接性與耐下垂性之鋁合金鰭片材。
圖1是焊接加熱試驗後之鰭片材的剖面照片(焊接性良好之例)。
圖2是焊接加熱試驗後之鰭片材的剖面照片(焊接性不良之例)。
用以實施發明之最佳形態
將對限定本發明之熱交換器用鋁合金鰭片材之組成的理由進行說明。在本案說明書中，只要沒有特別限定，則「%」意指「質量%」。
[Si：0.6~1.6%]
Si是用於與Fe、Mn共存以在鑄造凝固時生成Al-(Fe．Mn)-Si等之金屬間化合物，且還有一部分的Si固熔於基質中，而使強度提升，同時提高耐下垂性。為了獲得這個效果，Si的含量必須為0.6%以上。若Si含量小於0.6%，則會因為鰭片材的高溫強度降低，而導致耐下垂性降低。若超過1.6%，則會因為鰭片材之固相線溫度降低，而在焊接時會發生沖蝕。因此，宜將Si含量限定於0.6%~1.6%的範圍。較佳之Si含量是在0.6~1.5%的範圍。更好的Si含量是在0.6~1.4%的範圍。
[Fe：0.5~1.2%]
Fe是用於與Mn、Si共存以在鑄造凝固時生成Al-(Fe．Mn)-Si等之金屬間化合物，而使強度提升，同時使Si及Mn的固溶量減少，以提升導電率(熱傳導率)。此外，在鑄造凝固時生成的Al-(Fe．Mn)-Si等之金屬間化合物之中，圓等效直徑為3μm以上者，在焊接加熱之時是作為再結晶的核生成位置而發揮作用，並與Mn類析出物之再結晶阻止作用相輔相成，使顯現出再結晶粒的粒徑在500μm以上之再結晶組織之情形變成可能。為了獲得這個效果，Fe的含量必須為0.5%以上。當Fe含量小於0.5%時，則無法充分降低基質中的Mn固溶量，並導致焊接加熱時之再結晶化延遲而使得耐下垂性降低，因而不佳。
當Fe含量超過1.2%時，則鑄造凝固時所生成之圓等效直徑為3μm以上之金屬間化合物的存在密度會變高，在焊接加熱之時，再結晶粒的結晶粒徑會變得過小，而發生沖蝕。因此，宜將Fe含量限定在0.5~1.2%的範圍。理想的Fe含量是在0.6~1.2%的範圍。更理想的Fe含量是在0.6~1.1%的範圍。
[Mn：1.2~2.6%]
Mn是在焊接加熱時作為次微米等級的Al6Mn、Al6(Fe．Mn)等之Mn類析出物而高密度地析出於基質中，並提升焊接後之鰭片材的強度。又，這種次微米等級之Mn類析出物，由於在焊接加熱時阻礙了差排和結晶晶界的移動，而阻止金屬組織的再結晶化，因此可以將再結晶組織的結晶粒徑 做成500μm以上，而得以確保耐沖蝕性。為了獲得這個效果，Mn的含量必須為1.2%以上。當Mn含量超過2.6%時，則Mn類析出物之再結晶阻止作用太強，會使焊接時之再結晶完成延遲而導致耐下垂性降低。因此，宜將Mn含量限定在1.2~2.6%的範圍。較佳之Mn含量是在1.2~2.5%的範圍。 更佳的Mn含量是在1.3~2.5%的範圍。
[Zn：0.4~3.0%]
由於Zn會將鰭片材焊接後之自然電位變低，所以可賦予犧牲陽極效果。為了獲得這個效果，Zn的含量必須為0.4%以上。當Zn含量超過3.0%時，則鰭片材之固相線溫度會降低而發生沖蝕，因而導致焊接性降低。因此，宜將Zn含量限定在0.4~3.0%的範圍。較佳之Zn含量是0.5~3.0%。更佳的Zn含量是0.5~2.8%。
[Cu：小於0.2%]
Cu可以提升鰭片材的強度，也可以積極地添加。Cu的含量，只要小於0.2%，就不會有影響到焊接性和耐下垂性的情形。惟，當Cu含量為0.2%以上時，則因為鰭片材的固相線溫度會變低，恐有焊接性降低之虞。因此，宜將Cu的含量限定為小於0.2%。
[Mg：小於0.05%]
作為不純物的Mg，因為會與焊接時使用之氟化物類的助焊劑(flux)起反應，恐有使廣義上的焊接性降低之虞，所以宜將Mg含量限定為小於0.05%。Cr、Zr、Ti、V，因為即使是微量的也會使材料的導電率(熱傳導率)降低，所以這些 元素的含量也宜分別在0.05%以下。
[其他不可避免的不純物]
不可避免之不純物是從原料金屬錠、回爐廢料等不可避免地混入之物，這些的可容許的較佳含量為例如，Ni小於0.20%，Ga小於0.05%，至於Pb、Bi、Sn、Na、Ca、Sr則是分別小於0.02%，其他的不純物元素則各為小於0.05%，在此範圍下即使含有管制外元素也不會影響本發明之效果。
其次，針對本發明之熱交換器用鋁合金鰭片材的特性及對金屬組織作限定之理由加以說明。焊接加熱前的抗張力為160~260MPa
雖然最終板是成卷的狀態，但在經過以狹縫進行之分條切割後，藉由模具成形，以形成例如，波褶狀之成形鰭片，並將此成形鰭片材與熱交換器用之管材和焊料等組裝結合後，插入加熱爐中以進行焊接。
在持續進行薄壁化的熱交換器用鋁合金鰭片材上，為了防止因組裝結合時的荷重而發生的變形，焊接加熱前的抗張力，必須要有160MPa以上。又，當焊接加熱前的抗張力超過260MPa時，則以模具成形出鰭片材時的成形性會降低。因此，宜將焊接加熱前的抗張力，規定在160~260MPa的範圍。
焊接加熱前之0.2%耐力為140~220MPa
在持續進行薄壁化的熱交換器用鋁合金鰭片材上，為了防止因組裝結合時的荷重而發生的變形，與前述的抗張 力相同地，焊接加熱前之0.2%耐力，必須要有140MPa以上。又，當焊接加熱前之0.2%耐力超過220MPa時，則恐有使以模具成形出鰭片材之時的成形性降低之虞。因此，宜將焊接加熱前之0.2%耐力，規定於140~220MPa的範圍。
焊接加熱前之抗張力和0.2%耐力之差為10~50MPa
為了減低模具成形時的彈性回復量，並提升所謂的形狀凍結性，事先將焊接加熱前之抗張力和0.2%耐力之差變大的作法是有利的。當焊接加熱前之抗張力和0.2%耐力之差小於10MPa時，則成形出鰭片時之彈性回復量會變得過大，導致形狀凍結性降低。當焊接加熱前之抗張力和0.2%耐力之差超過50MPa時，則結果會造成抗張力變得過高，而導致成形性降低。因此，宜將焊接加熱前之抗張力和0.2%耐力之差(UTS-YS)規定在10~50MPa的範圍。
金屬組織中之圓等效直徑為3μm以上的第二相粒子數為70~220個/mm2
像上述之特性及焊接加熱時之優異的焊接性和耐下垂性，是透過仔細地調整具有前述特定之成分組成的3000系列鋁合金板的金屬組織而顯現的。
具體來說，宜將金屬組織中之圓等效直徑為3μm以上的第二相粒子的密度做成70~220個/mm2。當金屬組織中之圓等效直徑為3μm以上的第二相粒子的密度小於70個/mm2時，則焊接加熱時所生成之再結晶的核生成位置的存在密度會變低，且再結晶粒的粒徑會變得過大，因此雖然 焊接性會提升，但耐下垂性卻會降低。又，當金屬組織中之圓等效直徑為3μm以上的第二相粒子的密度超過220個/mm2時，則焊接加熱時所生成之再結晶的核生成位置的存在密度會變高，且再結晶粒的粒徑會變得過小，因此雖然耐下垂性會提升，但焊接性卻會降低。
又，詳細內容留待後述之實施例之記載中，無論如何，只要具有前述特定的成分組成，並具有像上述之金屬組織，作為最終退火板，就能呈現出使抗張力為160~260MPa，並使抗張力和0.2%耐力之差(UTS-YS)為10~50MPa之值，同時會形成具優異焊接性與耐下垂性之熱交換器用鋁合金鰭片材。
其次，就製造出像上述之壓製成形用鋁合金板之方法的一例簡單地作介紹。
熔解．熔製
將原料投入熔解爐，到達預定之熔解溫度後，適當投入助焊劑且進行攪拌，並進而依需要使用噴槍(lance)等進行爐內脫氣之後，保持淨靜(killing)且由熔融液之表面分離渣滓。
在該熔解．熔製中，因為是做成預定之合金成分，因此雖然母合金等之原料的再度投入也是重要的，但是充分地保持淨靜時間，直到前述助焊劑及渣滓由鋁合金熔融液中浮起分離於熔融液表面為止，則是極為重要的。淨靜時間，通常以保持30分鐘以上為較理想。
在熔解爐中經熔製之鋁合金的熔融液，視情況有 時也有從一端將熔融液移至保持爐後，再進行鑄造之情形，但是有時也有由熔解爐直接移出熔融液，並進行鑄造之情形。較理想的是，將淨靜時間保持在45分鐘以上。
亦可依需要而通過串列式脫氣、過濾器。
串列式脫氣，其主流形態是由旋轉轉子將惰性氣體吹入鋁熔融液中，並使熔融液中的氫氣擴散至惰性氣體之泡中而去除。當使用氮氣作為惰性氣體時，將露點管理在例如-60℃以下是重要的。鑄塊的氫氣量，宜減少至0.20cc/100g以下。
鑄塊的氫氣量多時，恐有在鑄塊的最終凝固部上 產生氣孔之虞，因此必須將冷軋步驟中的每1道次之軋縮率限制為例如20%以上，以先壓破氣孔較好。又，過飽和地固溶於鑄塊中之氫氣，有時也有依冷軋之退火等熱處理條件，而可於最終板的壓製成形之後，在例如點熔接時析出，而在焊珠上產生多數個氣孔的情形。因此，更佳的鑄塊之氫氣量是0.15cc/100g以下。
薄扁胚連續鑄造
薄扁胚連鑄機是做成包含雙帶式鑄造機、雙輥鑄造機兩種。
雙帶式鑄造機具備，設有環帶(endless belt)且上下相對峙的一對旋轉帶部、形成於該成對的旋轉帶部之間的模穴，以及設置於前述旋轉帶部的內部的冷卻機構，並通過由耐火材料所製成之噴嘴將金屬熔融液供給至前述模穴內而連續地鑄造出薄扁胚。
雙輥鑄造機具備，設有連續輥(endless roll)且上下相對峙之一對旋轉輥部、形成於該成對的旋轉輥部之間的模穴，以及設置於前述旋轉輥部的內部的冷卻機構，並通過由耐火材料所製成之噴嘴將金屬熔融液供給至前述模穴內而連續地鑄造出薄扁胚。
扁胚之厚度為2~15mm
薄扁胚連鑄機，可連續地鑄造出厚度為2~15mm的薄扁胚。當扁胚厚度小於2mm時，即使在鑄造是可行的情況下，要透過最終板的板厚，實現後述之70~95%的最終軋延率也是困難的。當扁胚厚度超過15mm時，則要直接將扁胚捲取至輥上是困難的。當在此扁胚厚度的範圍下時，扁胚的冷卻速度，在扁胚厚度1/4附近，會變成40~1000℃/秒左右，因此可以使Al-(Fe．Mn)-Si等之金屬間化合物平均且微細地生成。在這些鑄造凝固時生成的金屬間化合物之中，在最終板上圓等效直徑為3μm以上的，是作為焊接加熱時顯現之再結晶組織的再結晶之核生成位置而發揮作用。
冷軋
使用薄扁胚連鑄機，連續地鑄造出扁胚，並將前述扁胚不施行熱軋地直接捲取至輥上後，施行冷軋。因此，可省略以往之半連續鑄造DC扁胚中視為必要之表面切削步驟、均質化處理步驟、熱軋步驟。直接捲取薄扁胚的輥，可通過冷軋機，被施以通常為若干個道次的冷軋。此時，因為透過冷軋而導入之塑性應變會發生加工硬化，因此會依需要而進行中間退火處理。通常中間退火也是軟化處理， 因此也可依材料不同，將冷軋輥插入批式爐中，並在350~450℃的溫度下保持1小時以上。當保持溫度低於350℃時，則無法促進軟化，當保持溫度超過450℃時，則會在線圈冷卻中花費過多時間，而導致生產性降低，因此較不佳。又，中間退火，也可以透過連續退火爐在例如400℃~500℃的溫度下保持30秒以內。當保持溫度低於400℃時，則無法促進軟化，即使保持溫度超過500℃，也已無法將軟化促進到其以上，反而會使在板上產生熱應變的可能性變高，因而較不佳。
最終冷軋率為15~50%
在施行最終冷軋率為15~50%的冷軋之後，施行最終退火。只要最終冷軋率在這個範圍內，並做成焊接加熱時所生成之平均結晶粒徑為500μm以上，就可以形成具優異焊接性與耐下垂性之熱交換器用鋁合金鰭片材。當最終冷軋率小於15%時，則冷軋時所蓄積之加工應變量會太小，而無法得到也能與最終退火所形成之回復相輔相成，而對焊接加熱時的再結晶化是必要的驅動力，並使得焊接性及耐下垂性降低。當最終冷軋率超過50%時，則冷軋時所蓄積之加工應變量會太大，而導致最終退火之回復延遲，並使焊接加熱時的再結晶化變得不夠充分，且使焊接性及耐下垂性降低。因此，宜將最終冷軋率限定在15~50%的範圍。
再者，當為不施行最終退火而原樣保持在冷軋狀態的材料時，因為抗張力和0.2%耐力之間的差會變成小於10MPa，並使形狀凍結性降低，同時也會如後述地使焊接 性及耐下垂性降低，因而較不佳。
最終退火 透過批式退火爐，在保持溫度120~200℃下保持1~8小時
最終冷軋後所進行之最終退火，宜透過退火爐進行在保持溫度120~200℃下保持1~8小時之批式處理。當保持溫度小於120℃時，則要使其在退火處理中適度回復會變困難，並會導致焊接加熱時的再結晶化延遲，且使得焊接性及耐下垂性降低。當保持溫度超過200℃時，則退火處理中的回復會進行過度，而導致焊接加熱時所生成之再結晶粒的粒徑變得太大，因而使得耐下垂性降低。
當保持時間小於1小時時，則在線圈的實體溫度無法到達預定之溫度的情形下，恐有退火處理變得不充分之虞。當保持時間超過8小時時，則處理上花費太多時間，導致生產性降低。
透過連續退火爐，在保持溫度150~270℃下保持5~60秒
最終退火，雖然也可以是透過退火爐進行的批式處理，但是較佳的是，透過連續退火爐進行在150~270℃的保持溫度下保持5~60秒之連續退火處理。
當保持溫度小於150℃時，則要使其在退火處理中適度回復會變困難，並導致焊接加熱時的再結晶化延遲，使得焊接性及耐下垂性降低。當保持溫度超過270℃時，則退火處理中的回復會進行過度，而導致焊接加熱時所生成之再結晶粒的粒徑變得太大，因而使得耐下垂性降低。
當保持時間小於5秒時，則在線圈的實體溫度無法到達預定之溫度的情形下，恐有退火處理變得不充分之虞。當保持時間超過60秒時，則處理上花費太多時間，而導致生產性降低。
無論如何，在本發明之製造方法中最終退火為必 要的步驟，透過這個最終退火引發金屬組織的適度回復，就可以在焊接加熱時使結晶粒徑為500μm以上的再結晶粒組織顯現，並可以形成具優異焊接性與耐下垂性之熱交換器用鋁合金鰭片材。無論如何，在本發明中，透過在預定的條件下進行最終退火，以將藉由最終冷軋而被導入之加工應變適度地回復之事變成可行，並將焊接加熱時的焊接性及耐下垂性提升。
藉由經過如以上所述之常規的連續鑄造步驟及製板步驟，可以獲得具優異焊接性與耐下垂性之熱交換器用鋁合金鰭片材。
實施例 薄扁胚連續鑄造模擬材(SCC材)的製作
在#20坩堝內插入表1所示之被摻混於23個水準之組成(實施例1~9，比較例1~14)中的各種鑄錠各5kg，以小型電爐加熱此坩堝並將鑄錠熔解。其次，將噴槍插入熔融液中，將N2氣以流量1.0L/min吹入5分鐘以進行脫氣處理。之後進行30分鐘的淨靜再以攪拌棒除去上浮到熔融液表面的渣滓。接著將坩堝由小型電爐中取出，將熔融液注入內部尺寸為200×200×16mm之水冷模具中，製作出薄扁胚。對由坩堝中 之熔融液採取之各供試材(實施例1~9，比較例1~14)的圓盤樣品，透過發射光譜分析以進行組成分析。將其結果顯示於表1。對此薄扁胚的兩面各進行3mm的表面切削加工，而將其厚度做成10mm之後，在不施行均質化處理、熱軋的情形下，施以冷軋以做成板厚0.125mm、0.1mm、0.083mm、0.071mm、0.059mm及0.055mm的冷軋材，並插入退火裝置(Annealer)中，保持400℃×2小時施行中間退火。進一步將這些中間退火材冷軋到最終板厚為0.050mm為止。此時的最終冷軋率，分別為60%、50%、40%、30%、15%以及10%。
接著將這些冷軋材的一部分插入退火裝置中，保 持150℃×1小時，並施行最終退火，然後將供試材取出以進行空氣冷卻。將這樣所製得之最終板(供試材)作為薄扁胚連續鑄造模擬材(SCC材)，並將其化學組成及製板條件表示在表1、表2。
※表1中之製板條件的中間退火欄、最終退火欄之●是表示 實施，-是表示未實施。
※表2中之製板條件的中間退火欄、最終退火欄之●是表示實施，-是表示未實施。
※表2中之化學組成的分析值有畫底線的數值是表示在本發明之組成範圍外的數值。
接著，針對如此所製得之最終板(各供試材)，進行金屬組織之評價，進而進行各種特性的測定、評價。
金屬組織中的第二相粒子數之測定
切出平行於所製得之最終板的軋延方向之縱剖面(與LT方向垂之剖面)，且埋入熱可塑性樹脂中並進行鏡面研磨，再利用氫氟酸水溶液施以蝕刻，以進行金屬組織觀察。利 用光學顯微鏡將微金屬組織拍攝成照片(每1視野的面積；0.026mm2，各試料拍攝8視野)，且進行照片之影像解析，並測量每單位面積的圓等效直徑3μm以上的第二相粒子數。將影像解析之測定結果表示於表3、表4。
拉伸試驗之抗張力、0.2%耐力之測定
所製得之最終板(各供試材)的特性評價，是透過拉伸試驗的抗張力、0.2%耐力而進行。
具體來說，透過所製得之供試材，採取將拉伸方向相對於軋延方向形成平行之平行部做成寬度15mm，且標距長度為50mm的試驗片，在拉伸速度3mm/min的條件下進行拉伸試驗，以求出抗張力、0.2%耐力。再者，將這些拉伸試驗，對每個供試材各進行3次(n=3)，並針對各供試材的抗張力、0.2%耐力算出其平均值(n=3)。
在最終板中，將抗張力為160~260MPa之供試材評價為強度良好，將抗張力小於160MPa的供試材評價為強度不足，並將抗張力超過260MPa的供試材評價為強度超過。
將抗張力和0.2%耐力之差為10~50MPa的供試材評價為形狀凍結性良好，並將抗張力和0.2%耐力之差小於10MPa的供試材評價為形狀凍結性不良。將評價結果表示於表3、表4。
耐下垂性之評價試驗
對所製得之最終板(各供試材)，進行所設定的焊接之高溫加熱時之下垂量的測定。針對各供試材製作切斷為長140mm×寬15mm的試驗片。將這些試驗片以從鋼鐵製的平 台上水平地使長度僅突出50mm的量的方式固定，並分別測定固定於鋼鐵製的平台上之試驗片前端的高度。接著將試驗片保持600℃×3分鐘加熱後，冷卻至室溫。再次測定固定於鋼鐵製的平台上之各試驗片前端的高度，算出加熱前、加熱後之試驗片前端的高度之差作為下垂量(mm)。
將下垂量小於20mm之供試材評價為耐下垂性良好，將下垂量為20mm以上之供試材評價為耐下垂性不良。將評價結果表示於表3、表4。
焊接性之評價試驗
對所製得之最終板(各供試材)，進行焊接性的評價試驗。針對各供試材製作切斷為長140mm×寬20mm的試驗片。將此試驗片放置在將成形為波浪板形狀之波褶狀鰭片做成厚度0.25mm的硬銲片(4045合金焊料，8%包覆率)的上面，保持600℃×3分鐘加熱後，冷卻至室溫。將焊接後之波褶狀鰭片材和硬銲片埋入熱可塑性樹脂中，並進行鏡面研磨以透過光學顯微鏡觀察並拍攝照片。測定被焊接之鰭片材的剖面中最薄的部分，將此作為殘存板厚。進一步做成殘存板厚/原板厚×100，以算出板厚殘存率(%)。
將板厚殘存率為60%以上之供試材評價為焊接性良好，將板厚殘存率小於60%之供試材評價為焊接性不良。並將評價結果表示於表3、表4。
再者，針對所有的實施例、比較例，因為Mg均小於0.05質量%，因此在沒有因為與助焊劑起反應所導致之不良狀況下，廣義的焊接性是良好的。
※表3中的各個特性之評價欄的○表示良好，×表示不良。
※表4中的各個特性之評價欄的○表示良好，×表示不良。
※表4中的各個特性、金屬組織之評價值有畫底線的數值，是表示在本發明之規定範圍外的數值。
各供試材之金屬組織評價結果
顯示各供試材之金屬組織評價結果的表3中之實施例1~9，是在本發明之組成範圍內，且圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度(個/mm2)滿足基準值。又，顯示各供試材之金屬組織評價結果的表4中之比較例1~5，也是在本發明之組成範圍內，且圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度(個/mm2)滿足基準值。亦即，具體來說，滿足了圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度：70~220(個/mm2)的必要條件。
比較例6，因為Mn含量高達3.4質量%，而在本發明之組成範圍外，因此圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度為243個/mm2，並沒有滿足基準值。
比較例7，因為Mn含量為較低之1.0質量%，在本發明之組成範圍外，因此圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度為9個/mm2，並沒有滿足基準值。
比較例9，因為Si含量為較低之0.3質量%，在本發明之組成範圍外，因此圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度為63個/mm2，並沒有滿足基準值。
比較例10，因為Fe含量高達1.5質量%，在本發明之組成範圍外，因此圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度為296個/mm2，並沒有滿足基準值。
比較例11，因為Fe含量為較低之0.2質量%，在本發明之組成範圍外，因此圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度為26個/mm2，並沒有滿足基準值。
比較例13，因為Mn含量為較低之0.8質量%，在本發明之組成範圍外，因此圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度為9個/mm2，並沒有滿足基準值。
比較例8、12、14，雖然在本發明之組成範圍外，但圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度在70~220個/mm2的範圍內，已滿足基準值。以金屬顯微鏡觀察的第二相粒子，由於金屬間化合物的種類並非是特定的，因此即使是本發明之組成範圍外之供試材，也有圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度在70~220個/mm2的範圍內之情況。
比較例8，雖然Si含量高達1.7質量%，在本發明之組成範圍外，但是圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度為187個/mm2，滿足基準值。
比較例12，雖然Cu含量高達0.5質量%，在本發明之組成範圍外，但是圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度為83個/mm2，滿足基準值。
比較例14，雖然Zn含量高達3.3質量%，在本發明之組成範圍外，但圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度為83個/mm2，滿足基準值。
各供試材之特性評價結果
強度、形狀凍結性之評價
顯示供試材的特性評價結果之表3中的實施例1~9，在本發明之組成範圍內，抗張力、抗張力和0.2%耐力之差(UTS-YS)均滿足基準值，且強度良好(○)，形狀凍結性良 好(○)。亦即，具體來說，滿足抗張力：160~260MPa、抗張力和0.2%耐力之差(UTS-YS)：10~50Pa的基準值。
顯示供試材的特性評價結果之表4中的比較例1， 雖然在本發明之組成範圍內，但因為是最終冷軋率15%之原樣保持在冷軋狀態之材，因此雖然(UTS-YS)滿足基準值，抗張力卻為155MPa，並沒有滿足基準值，故評價為強度不足(×)，形狀凍結性良好(○)。
比較例2，雖然在本發明之組成範圍內，但因為是最終冷軋率30%之原樣保持在冷軋狀態之材，因此雖然抗張力滿足基準值，但(UTS-YS)卻為5MPa，並沒有滿足基準值，故評價為強度良好(○)，形狀凍結性不良(×)。
比較例3，雖然在本發明之組成範圍內，但因為是最終冷軋率40%之原樣保持在冷軋狀態之材，因此雖然抗張力滿足基準值，但(UTS-YS)卻為6MPa，並沒有滿足基準值，故評價為強度良好(○)，形狀凍結性不良(×)。
比較例4，雖然在本發明之組成範圍內，但因為是最終冷軋率10%之未符合本發明之規定範圍的冷軋退火材，因此雖然(UTS-YS)滿足基準值，但抗張力卻為154MPa，並沒有滿足基準值，故評價為強度不足(×)，形狀凍結性良好(○)。
比較例5，雖然在本發明之組成範圍內，但因為是最終冷軋率60%之超過本發明之規定範圍的冷軋退火材，因此雖然(UTS-YS)滿足基準值，抗張力卻為265MPa，並沒有滿足基準值，故評價為強度超過(×)，形狀凍結性良好(○)。
比較例6~14，雖然在本發明之組成範圍外，但因 為是冷軋退火材，因此抗張力、(UTS-YS)皆滿足基準值，故評價為強度良好(○)，形狀凍結性良好(○)。
耐下垂性、焊接性之評價
顯示供試材的特性評價結果之表3中的實施例1~9，在本發明之組成範圍內，下垂量(mm)、板厚殘存率(%)皆滿足基準值，故評價為耐下垂性良好(○)，焊接性良好(○)。亦即，具體來說，滿足了下垂量：小於20mm、板厚殘存率：60%以上的必要條件。
顯示供試材的特性評價結果之表4中的比較例 1~3，雖然在本發明之組成範圍內，但因為是最終冷軋率15~40%之原樣保持在冷軋狀態之材，因此下垂量、板厚殘存率皆不滿足基準值，故評價為耐下垂性不良(×)，焊接性不良(×)。經推測為，在原樣保持在冷軋狀態之材上，會藉由因冷軋造成之加工應變的蓄積而被導入差排(結晶缺陷)，因此焊接加熱時所溶融之焊料，會通過聚集之差排(結晶缺陷)浸透至鰭片材的內部。
比較例4，雖然在本發明之組成範圍內，但因為 是最終冷軋率10%之未符合本發明之規定範圍的冷軋退火材，因此下垂量、板厚殘存率皆不滿足基準值，故評價為耐下垂性不良(×)，焊接性不良(×)。經推測為，因為最終冷軋率為10%，因此冷軋時所蓄積之加工應變量太小，而無法獲得可與最終退火所形成之回復相輔相成，而於焊接加熱時的再結晶化上所需要的驅動力，故無法獲得再結晶 組織。
比較例5，雖然在本發明之組成範圍內，但因為是最終冷軋率60%之超過本發明之規定範圍的冷軋退火材，因此下垂量、板厚殘存率皆不滿足基準值，故評價為耐下垂性不良(×)，焊接性不良(×)。經推測為，因為最終冷軋率為60%，因此冷軋時所蓄積之加工應變量太大，導致最終退火所形成之回復延遲，故使焊接加熱時的再結晶化不夠充分。
比較例6，因為Mn含量高達3.4質量%，在本發明 之組成範圍外，因此即使是最終冷軋率30%之冷軋退火材，仍然形成板厚殘存率滿足基準值，但下垂量卻不滿足基準值之結果，故評價為耐下垂性不良(×)，焊接性良好(○)。 經推測為，因為Mn含量高達3.4質量%，因此在焊接加熱之時，雖然成為再結晶之核生成位置的金屬間化合物之存在密度變高，但是因為Mn類析出物之再結晶阻止作用變強，而導致再結晶粒之粒徑變得太大。
比較例7，因為Mn含量為較低之1.0質量%，在本發明之組成範圍外，因此即使是最終冷軋率30%之冷軋退火材，仍然形成下垂量滿足基準值，但板厚殘存率卻不滿足基準值之結果，故評價為耐下垂性良好(○)，焊接性不良(×)。 經推測為，因為Mn含量為較低之1.0質量%，因此雖然在焊接加熱之時，成為再結晶之核生成位置的金屬間化合物之存在密度變低，但是因為Mn類析出物之再結晶阻止作用變弱，而導致再結晶粒之粒徑變得太小。
比較例8，因為Si含量高達1.7質量%，在本發明 之組成範圍外，因此即使是最終冷軋率30%之冷軋退火材，仍然形成下垂量、板厚殘存率皆無法滿足基準值之結果，故評價為耐下垂性不良(×)，焊接性不良(×)。經推測為，因為Si含量高達1.7質量%，因此鰭片材的固相線溫度降低。
比較例9，因為Si含量為較低之0.3質量%，在本發明之組成範圍外，因此即使是最終冷軋率30%之冷軋退火材，仍然形成板厚殘存率滿足基準值，但下垂量卻不滿足基準值之結果，故評價為耐下垂性不良(×)，焊接性良好(○)。 經推測為，因為Si含量為較低之0.3質量%，因此鰭片材的高溫強度降低。
比較例10，因為Fe含量高達1.5質量%，在本發明 之組成範圍外，因此即使是最終冷軋率30%之冷軋退火材，仍然形成下垂量滿足基準值，但板厚殘存率卻不滿足基準值之結果，故評價為耐下垂性良好(○)，焊接性不良(×)。 經推測為，因為Fe含量高達1.5質量%，因此在焊接加熱之時，成為再結晶之核生成位置的金屬間化合物之存在密度太高，而導致再結晶粒之粒徑變得太小。
比較例11，因為Fe含量為較低之0.2質量%，在本發明之組成範圍外，因此即使是最終冷軋率40%之冷軋退火材，仍然形成板厚殘存率滿足基準值，但下垂量卻不滿足基準值之結果，故評價為耐下垂性不良(×)，焊接性良好(○)。 經推測為，因為Fe含量為較低之0.2質量%，因此在焊接加 熱之時，成為再結晶之核生成位置的金屬間化合物之存在密度太低，而導致再結晶粒之粒徑變得太大。
比較例12，因為Cu含量高達0.5質量%，在本發 明之組成範圍外，因此即使是最終冷軋率40%之冷軋退火材，仍然形成下垂量滿足基準值，但板厚殘存率卻不滿足基準值之結果，故評價為耐下垂性良好(○)，焊接性不良(×)。 經推測為，因為Cu含量高達0.5質量%，因此鰭片材的固相線溫度降低。
比較例13，因為Mn含量為較低之0.8質量%，在本發明之組成範圍外，因此即使是最終冷軋率15%之冷軋退火材，仍然形成下垂量滿足基準值，但板厚殘存率卻不滿足基準值之結果，故評價為耐下垂性良好(○)，焊接性不良(×)。
經推測為，因為Mn含量為較低之0.8質量%，因此在焊接加熱之時，雖然成為再結晶之核生成位置的金屬間化合物之存在密度變低，但是因為Mn類析出物之再結晶阻止作用變弱，因而導致再結晶粒之粒徑變得太小。
比較例14，因為Zn含量高達3.3質量%，在本發明之組成範圍外，因此即使是最終冷軋率30%之冷軋退火材，仍然形成下垂量滿足基準值，但板厚殘存率卻不滿足基準值之結果，故評價為耐下垂性良好(○)，焊接性不良(×)。經推測為，因為Zn含量高達3.3質量%，因此鰭片材的固相線溫度降低。
由以上內容可知，只要具有前述特定之成分組成， 且具有如上述之金屬組織，作為最終退火板，就會呈現抗 張力為160~260MPa，(UTS-YS)為10~50MPa之值，而形成具優異焊接性與耐下垂性之熱交換器用鋁合金鰭片材。

Claims (3)

  1. 一種具優異焊接性與耐下垂性之熱交換器用鋁合金鰭片材，其特徵在於，其係冷軋退火材，且其以質量%計，含有Si：0.6~1.6%、Fe：0.5~1.2%、Mn：1.2~2.6%、Zn：0.4~3.0%、Cu：小於0.2%，且剩餘部分由不可避免的不純物和Al構成，並將作為不純物之Mg限定在小於0.05%；且焊接加熱前之抗張力為160~260MPa，焊接加熱前的0.2%耐力為140~220MPa，焊接加熱前之抗張力和0.2%耐力之差為10~50MPa。
  2. 如請求項1之具優異焊接性與耐下垂性之熱交換器用鋁合金鰭片材，其金屬組織中圓等效直徑為3μm以上之第二相粒子的密度為70~220個/mm2。
  3. 一種具優異焊接性與耐下垂性之熱交換器用鋁合金鰭片材之製造方法，係如請求項1之熱交換器用鋁合金鰭片材之製造方法，其特徵在於，將具有如請求項1之成分組成之鋁合金熔融液，利用薄扁胚連鑄機連續地鑄造出厚度為2~15mm的扁胚，並不對前述扁胚施行熱軋而直接捲取至輥上後，施以冷軋，並施以中間退火，且在施行最終冷軋率為15~小於50%的冷軋後，施行最終退火。
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