熱交換器用鋁合金翅片材料及其製法及通過釺焊翅片材料製造熱交換器的方法
2024-02-15 15:04:15 2
專利名稱：熱交換器用鋁合金翅片材料及其製法及通過釺焊翅片材料製造熱交換器的方法
技術領域：
本發明涉及一種熱交換器用鋁合金翅片(fin)材料及其製造方法，以及通過釺焊 (braze)翅片材料製造熱交換器的方法。
背景技術：
鋁熱交換器由釺焊在形成工作流體通道的鋁材料上的鋁合金翅片材料等組成。為 了改善熱交換器的性能特性，作為該鋁合金翅片材料的基本特性，要求有犧牲陽極作用，以 防止形成工作流體通道的材料的腐蝕。此外，為了避免由於高溫釺焊加熱和釺焊料的滲透 引起的變形，要求有優異的耐熔垂性(sag resistance)和耐腐蝕性。為了滿足上述基本特性，翅片材料中添加有Mn和狗。但是，近年來的工作已經集 中在製造工藝上，並且已經開發出在釺焊之前抗張強度低、且在釺焊之後抗張強度高的熱 交換器用鋁合金翅片。日本專利公開(A)No. 2005-220375公開了一種熱交換器用鋁合金翅片的製造 方法，該鋁合金翅片在釺焊之前的抗張強度為MOMI^a或更小，在釺焊之後的抗張強度為 150MPa或更大，該方法包括澆注含有如下組成的熔體0. 8-1.4wt% Si、0. 15-0. 7wt % Fe、l. 5-3. Owt % Mn和0. 5-2. 5wt% Zn,作為雜質的Mg限於0. 05wt %或更少，且餘量為普 通雜質和Al，通過雙帶式鑄造機連續澆鑄厚度為5-10mm的薄板坯(slab)，將其卷在軋輥 中，然後將其冷軋為厚度為0. 05-0. 4mm的板材，在350-500°C下將該板材中間退火，並且以 10-50%的冷軋壓下率(cold rolling reduction)將其冷軋成厚度為40-200 μ m的最終板 材。另一方面，已經開發出一種熱交換器的製造方法，其中當將鋁合金翅片材料釺焊 在形成工作流體通道的鋁材料上時，通過規定釺焊之後的冷卻速率來獲得預定的強度。日本專利公開(A)No. 1-91962公開了一種熱交換器的製造方法，該方法注意到 釺焊加熱之後的冷卻速率，並獲得釺焊加熱之後的抗張強度高的翅片。具體地，這是一種通 過釺焊製造Al熱交換器的散熱器的製造方法，在釺焊期間通過以100°C /min-1000°C /min 的冷卻速率將釺焊溫度冷卻至350°C，以獲得高抗張強度的翅片。日本專利公開(A)No. 2-142672公開了一種鋁熱交換器的製造方法，其中通過將 管子和翅片堆疊在一起，將集管(header)連接在管子的兩端上，並使用基於氯化物的焊劑 (flux)在大氣中、在乾燥空氣中或使用基於氟化物的非腐蝕性焊劑在惰性氣氛中釺焊各部 件，從而得到鋁熱交換器，上述鋁熱交換器製造方法的特徵在於使用釺焊板來製造外表面 由Al-Si基合金釺焊材料組成、內表面由Al-Si基合金組成的管子；並且在將它們釺焊在一 起後以50°C /min或更高的速率從500°C冷卻至200°C。但是，上述日本專利公開(A)No. 2005-220375中有關於釺焊加熱之後的導電性 (導熱性)的描述，但沒有發現有具體關於釺焊加熱後的冷卻速率的描述。此外，上述日本專利公開(A)No. 1-91962和日本專利公開(A)No. 2_1似672公開了3規定釺焊加熱後的冷卻速率以獲得高強度翅片材料的技術，但沒有發現有關於導電性(導 熱性)的描述。此外，近年來，為使翅片材料更薄，希望開發出一種鋁合金翅片材料，該材料不僅 具有基本的釺焊特性，而且在釺焊後的屈服強度高，在釺焊後導熱性優異。
發明內容
本發明的目的在於提供一種熱交換器用鋁合金翅片材料，其在釺焊之前的強度適 當，能夠使翅片很容易形成，在釺焊之後的強度高，釺焊之後的導熱性(導電性)高，並且耐 熔垂性、耐腐蝕性、耐自腐蝕性以及犧牲陽極作用均很優異；本發明還提供了該鋁合金翅片 材料的製造方法，以及使用該翅片材料製造熱交換器的方法。為了達到上述目的，根據本發明，提供一種熱交換器用鋁合金翅片材料，其具有高 強度和傳熱特性、耐腐蝕性、耐熔垂性、犧牲陽極作用以及耐自腐蝕性，其特徵在於，具有如 下化學組成Si :0. 7-1. 4wt%, Fe :0. 5-1. 4wt%,Mn :0. 7-1. 4wt%,Zn :0. 5-2. 5wt%、作為 雜質的Mg限於0. 05wt%或更少，且餘量為不可避免的雜質和Al ；並且在釺焊之後的抗張 強度為130MPa或更高，在釺焊之後的屈服強度為45MPa或更高，在釺焊之後的再結晶粒度 (grain size)為500 μ m或更大，且在釺焊之後的電導率為47% IACS或更大。本發明的翅片材料製造方法的特徵在於澆注具有所述翅片材料化學組成的熔 體，通過雙帶式鑄造機將其連續澆鑄成厚度為5-10mm的薄板坯，將該薄板坯卷繞入軋輥 中，進行一級冷軋成為厚度為1.0-6.0111111的板材，在250-5501下進行初級(primary)中間 退火(process annealing)，進行二級冷軋成為厚度為0. 05-0. 4mm的板材，在360_550°C 下進行次級(secondary)中間退火，並且以20_75 %的壓下率進行最終冷軋成為厚度為 40-200 μ m的最終板材。此外，本發明得到以下結論為了獲得在釺焊之後的屈服強度高、且在釺焊之後的 導熱性優異的翅片材料，以及該翅片材料本身的製造方法，將在翅片材料釺焊成熱交換器 之後的冷卻速率控制在適當的範圍內是很重要的。即，本發明提供了通過將本發明的翅片材料釺焊加熱來製造鋁熱交換器的方法， 其特徵在於，在從至少所述釺焊加熱之後的釺焊溫度到400°C的溫度範圍內，以10-50°C / min的冷卻速率冷卻。本發明的熱交換器用鋁合金翅片材料限定組成和釺焊後的屈服強度、釺焊後的再 結晶粒度和釺焊後的電導率，從而可以保證高強度和優異的傳熱特性、耐腐蝕性、耐熔垂 性、犧牲陽極作用和耐自腐蝕性。本發明的翅片材料製造方法使用具有本發明的翅片材料化學組成的熔體，以通過 雙帶式鑄造機獲得薄板坯，並將其冷軋/退火/冷軋/退火/冷軋，以便製造具有上述特性 的翅片材料。本發明的熱交換器製造方法限定了將本發明的翅片材料釺焊之後的冷卻速率，以 使Al-Mn析出物(precipitate)和Al_(Fe，Mn)-Si基析出物析出，從而可以達到很高的釺 焊後的電導率。
具體實施例方式下面解釋限制本發明的熱交換器用鋁合金翅片材料的化學組成的原因。[Si 0. 7-1. 4wt% ]Si與！^和Mn在釺焊過程中一起形成亞微米級的Al_(Fe，Mn)-Si-基化合物，增 加了強度，並且同時減少了 Mn固溶體的量，以增加導熱性(導電性)。如果Si含量小於 0. 7wt%，則該作用不足，而如果大於1. #t%，則在釺焊期過程中翅片材料易於熔化。因此， Si含量限制在0. 7-1. 4wt%o優選Si含量為0. 8-1. 2wt%o[Fe :0. 5-1. 4wt% ]Fe與Mn和Si在釺焊過程中一起形成亞微米級的Al-(Fe，Mn)-Si-基化合物，增 加了強度，並且同時減少了 Mn固溶體的量，以增加導熱性(導電性)。如果狗含量小於 0.5wt%，則強度下降，因而該含量不優選。如果大於l.#t%，則在合金的鑄造過程中形成 粗大的Al-(Fe，Mn)-Si-基析出物，並且使板材的製造變得很困難。因此，狗含量限制在 0. 5-1.4wt%。優選 Fe 含量為 0. 5-1. 2wt%。[Mn :0. 7-1. 4wt% ]Mn與！^和Si在釺焊過程中以高密度一起析出成亞微米級的Al-(Fe，Mn)-Si-基 化合物，並提高了釺焊後合金材料的強度。此外，亞微米級Al-(Fe，Mn)-Si-基析出物具有 強烈的再結晶抑制作用，因此再結晶顆粒變成500 μ m或更大的粗顆粒，並且耐熔垂性和耐 腐蝕性得到提高。如果Mn含量小於0.7wt%，則該作用不足，而如果大於l.#t%，則在合 金的鑄造過程中形成粗的Al-(Fe，Mn)-Si-基析出物，並且板材的製造變得很困難，Mn固溶 體的量增加，並且導熱性(導電性)下降。因此，Mn含量限制在0.7-1. #t%。優選Mn含 量為 0. 8-1. 3wt%。[Zn :0. 5-2. 5wt% ]Zn降低翅片材料的電位，並提供犧牲陽極作用。如果其含量小於0. 5wt%，則該作 用不足，而如果大於2. 5wt%,則材料的耐自腐蝕性下降。另外，由於Si的固溶體，導致導熱 性(導電性)下降。因此，Si含量限制在0. 5-2. 5wt%。優選Si含量為1.0-2. Owt%。[Mg :0· 05界1%或更小]Mg是影響釺焊性的雜質，如果其含量大於0. 05wt%,則易於損害釺焊性。具體地， 在基於氟化物的焊劑釺焊的情況下，焊劑成分即氟(F)和合金中的Mg很容易反應，形成 MgF2*其他化合物。由於該原因，在釺焊時有效發揮作用的焊劑的絕對量變得不足，很容易 發生釺焊缺陷。因此，Mg含量限制在0. 05wt%或更小。關於除Mg以外的雜質成分，Cu使材料的電位更大(precious)，因此優選限制在 0. 2wt%或更小，而Cr、Zr、Ti和V，即使是以痕量存在，也會導致材料導熱係數顯著降低，因 此這些元素的總含量優選限制在0. 20wt%或更大。接下來，解釋限定本發明的熱交換器用鋁合金翅片材料的製造方法的條件的原因。[通過雙帶式鑄造機連續鑄造厚度為5-10mm的薄板坯]雙帶式(twein-belt)鑄造方法是包括將熔體澆注於在垂直方向上彼此面對的水 冷旋轉帶之間的連續鑄造方法，其通過由帶表面進行冷卻而使熔體固化，以得到板坯，並且 將板坯從旋轉帶相對於澆注側的相反側連續拔出，並將其卷繞成卷。在本發明的製造方法中，鑄造板坯的厚度限制在5-10mm。採用該厚度，板材厚度中5央部分的固化速率很快，使得可以獲得帶有極少粗化合物、並且晶粒尺寸大、在結構一致的 條件下釺焊後性能優異、並具有本發明的範圍內的組成的翅片材料。如果通過雙帶式鑄造機形成的薄板坯厚度小於5mm，每單位時間通過鑄造機的鋁 量太小，且鑄造變得困難。相反，如果厚度大於10mm，則不可能通過軋輥進行卷繞，因此板坯 厚度的範圍限制在5-10mm。應當注意，熔體固化過程中的鑄造速度優選為5-15m/min，並且固化優選在旋轉帶 中完成。如果鑄造速度小於5m/min，則鑄造耗時太多，生產率降低，因此這並不優選。如果 鑄造速度大於15m/min，則不能足夠快地供應鋁熔體，並且難以獲得預定形狀的薄板坯。在上述鑄造條件下，在鑄造過程中1/4板坯厚度位置處的板坯冷卻速率(固化速 率)為20-150°C/秒左右。在本發明的化學組成的範圍內，熔體以該方式以比較快的冷卻 速率固化，在鑄造時析出的金屬間化合物如Al-(Fe，Mn)-Si的尺寸可以控制在1 μ m或更 小，並且在基體中作為固熔體的狗、Si、Mn和其他元素的量可以得到增加。[一級冷軋成厚度1. 0-6. Omm的板材]接下來，為了在初級中間退火中獲得足夠軟化的狀態，並為了足以引起基體中Si、 ^、Μη和其他固溶體元素的析出，一級冷軋之後的板材厚度限制在1. 0-6. Omm0如果板材厚 度大於6. Omm,該作用不足，而如果小於1. Omm,則在一級冷軋時會發生邊緣裂紋等，另外可 軋制性(rollability)下降。此外，有必要進行規格(gauge)控制，以獲得後續二級冷軋的 壓下率和最終冷軋的壓下率之間的平衡。[在250_550°C下進行初級中間退火]初級中間退火的保持溫度限制在250-550°C。如果初級中間退火的保持溫度低於 250°C，不能獲得足夠軟化的狀態。如果初級中間退火的保持溫度高於550°C，則基體中Si、 Fe、Mn和其他固溶體元素將不會充分析出，並且釺焊加熱之後的導熱性(導電性)將會降 低。初級中間退火的保持時間不受具體限制，但優選其範圍為1-5小時。如果初級中 間退火的保持時間少於1小時，卷材的溫度整體上仍保持不均勻，並且板材中不會獲得均 勻的微結構，因此這並不優選。如果初級中間退火的保持時間大於5小時，則處理耗時太 長，生產率降低，因此這並不優選。初級中間退火時的加熱速率和冷卻速率不必受具體限制，但優選30°C /hr或更 高。如果初級中間退火時的加熱速率和冷卻速率小於30°C /hr，則處理耗時太長，生產率下 降，因此這並不優選。通過連續退火爐進行的初級中間退火的溫度優選為400_550°C。如果低於400°C， 則不能獲得足夠軟化的狀態。但如果保持溫度高於550°C，則基體中的Si、Fe、Mn和其他固 溶體元素將不會充分析出，並且釺焊加熱後的導熱性(導電性)會降低。連續退火的保持時間優選在5分鐘之內。如果連續退火的保持溫度大於5分鐘， 則處理耗時太長，生產率下降，因此這並不優選。關於連續退火時的加熱速率和冷卻速率，升溫速率優選為100°C /min或更高。如 果連續退火過程中的升溫速率低於100°c /min，則處理耗時太多，生產率下降，因此這並不 優選。[ 二級冷軋成厚度0. 05-0. 4mm的板材]
為了在後續的次級中間退火中獲得足夠軟化的狀態，並且為了使基體中Si、Fe、Mn 和其他固溶體元素充分析出，有必要進行二級冷軋。如果板材厚度大於0. 4mm,則該作用不足，而如果小於0. 05mm,則在隨後的最終 冷軋中不再可能對冷軋壓下率進行控制。出於該原因，二級冷軋後的板材厚度限制在 0. 05-0. 4mm。[在360_550°C下進行次級中間退火]次級中間退火的保持溫度限制在360-550°C。如果次級中間退火的保持溫度低於 3600C，則不能獲得足夠軟化的狀態。但如果次級中間退火的保持溫度高於550°C，則基體中 的Si、Fe、Mn和其他固溶體元素將不會充分析出，並且釺焊加熱後的導熱性(導電性)將會 降低，釺焊過程中的再結晶抑制作用將會減弱，再結晶粒度將小於500 μ m，並且釺焊時的耐 熔垂性和耐腐蝕性將會變差。次級中間退火的保持時間不必受具體限制，但優選其範圍在1-5小時。如果次級 中間退火的保持時間小於1小時，則卷材的溫度整體上仍然保持不均勻，並且在板材中不 會獲得均勻的微結構，因此這並不優選。如果次級中間退火的保持時間度大於5小時，則處 理耗時太長，生產率下降，因此這並不優選。次級中間退火過程中的加熱速率和冷卻速率不必受具體限制，但優選30°C /hr或 更高。如果次級中間退火過程中的加熱速率和冷卻速率小於30°C/hr，則處理耗時太長，生 產率下降，因此這並不優選。[以20-75%的冷軋壓下率最終冷軋成厚度40-200 μ m的最終板材]如果最終冷軋中的冷軋壓下率小於20 %，則通過冷軋積累的應變能(strain energy)極少，釺焊期間在加熱過程中不會完成再結晶，因此耐熔垂性和耐腐蝕性將會降 低。如果冷軋壓下率大於75%，則產品強度將變得太高，在成型翅片材料時獲得預定的翅片 形狀將會變得困難。因此，最終冷軋中的冷軋壓下率限制在20-75%。如果翅片材料的板材厚度小於40 μ m，則熱交換器的強度不足。此外，在空氣中的 熱傳導變得很低。如果翅片材料的厚度大於200 μ m，則熱交換器的重量變得較大。通過本發明的鋁合金翅片材料的製造方法製造的板材通常被切成預定的寬度，然 後加工成波紋板，與由用於工作流體通道的材料製成的扁平管(例如，由塗有釺焊材料的 3003合金組成的復層板等)交替堆疊，並釺焊在一起，以獲得熱交換器單元。接下來解釋限定本發明的熱交換器製造方法中製造條件的原因。[以10_50°C/min的冷卻速率在從至少釺焊加熱後的釺焊溫度至400°C的溫度範 圍內冷卻]鋁熱交換器的釺焊通常在600°C左右進行。材料必須以10_50°C /min的冷卻速率在從至少釺焊加熱後的釺焊溫度到400°C的 溫度範圍內冷卻。優選地，材料以10-50°C /min的冷卻速率在從至少釺焊加熱後的釺焊溫 度到300°C的溫度範圍內冷卻。更優選地，材料以10-50°C /min的冷卻速率在從至少釺焊 加熱後的釺焊溫度到200°C的溫度範圍內冷卻。以該方式，在本發明的翅片材料中，釺焊加熱後的冷卻速率越慢，Al-Mn析出物和Al-(Fe, MrO-Si-基析出物的量越大，因此釺焊後的電導率可以達到47% IACS或更高。如 果釺焊後的冷卻速率小於10°C /min，則熱交換器的生產率顯著降低。如果釺焊後的冷卻速 率大於50°C /min，則釺焊後的電導率難以達到47% IACS或更高。此外，如果冷卻速率在 10-50°C /min的範圍之內，與釺焊後冷卻速率為50°C /min或更高的情況相比，可以獲得釺 焊後抗張強度高、屈服強度高的翅片材料。實施例以下，將與比較例進行比較，來解釋本發明的實施例。[第一實施方式]作為發明實施例和比較例，製造具有表1所示的1-9號合金的組成的合金熔體，使 其通過陶瓷濾器，並澆注到雙帶式鑄造機中，以通過8m/min的鑄造速度獲得厚度7mm的板 坯。在板坯厚度的1/4處熔體固化過程中的冷卻速率為50°C /sec。將薄板坯冷軋至4mm， 以50°C /hr的加熱速率加熱，在400°C下保持2小時，然後以50°C /hr的冷卻速率冷卻至 100°C，以進行初級中間退火。接下來，將板材冷軋至120 μ m，以50°C /hr的加熱速率加熱， 在400°C下保持2小時，然後以50°C /hr的冷卻速率冷卻至100°C，以進行次級中間退火。 接下來，將板材冷軋，以獲得厚度60 μ m的翅片材料。8
權利要求
1.一種熱交換器用鋁合金翅片材料，其具有高強度和傳熱特性、耐腐蝕性、耐熔垂性、 犧牲陽極作用以及耐自腐蝕性，其特徵在於，具有如下化學組成Si :0. 7-1. 4wt Fe :0. 5-1. 4wt Mn :0. 7-1. 4wt Zn 0. 5-2. 5wt%、作為雜質的Mg限於0. 05wt%或更少，且餘量為不可避免的雜質和Al ；並且在釺焊之後的抗張強度為130MI^或更高，在釺焊之後的屈服強度為45MI^或更高，在 釺焊之後的再結晶粒度為500 μ m或更大，且在釺焊之後的電導率為47% IACS或更大。
2.一種熱交換器用鋁合金翅片材料，其具有高強度和傳熱特性、耐腐蝕性、耐熔垂性、 犧牲陽極作用以及耐自腐蝕性，其特徵在於，具有如下化學組成Si :0. 7-1. 4wt Fe :0. 5-1. 4wt Mn :0. 7-1. 4wt Zn 0. 5-2. 5wt%、作為雜質的Mg限於0. 05wt%或更少，且餘量為不可避免的雜質和Al ；並且在釺焊之後的屈服強度為49MPa或更高，在釺焊之後的再結晶粒度為500 μ m或更大， 且在釺焊之後的電導率為47% IACS或更大。
全文摘要
提供一種熱交換器用鋁合金翅片材料，其在釺焊前強度適當，能夠易於形成翅片，釺焊後強度高，釺焊後導熱性(導電性)高，且耐熔垂性、耐腐蝕性、耐自腐蝕性和犧牲陽極作用均很優異；並提供其製造方法，和使用該翅片材料製造熱交換器的方法，即，鋁合金翅片材料具有以下化學組成Si0.7-1.4wt％、Fe0.5-1.4wt％、Mn0.7-1.4wt％和Zn0.5-2.5wt％，雜質Mg限制在0.05wt％或更少，餘量為不可避免的雜質和Al，且其釺焊後抗張強度為130MPa或更高，釺焊後屈服強度為45MPa或更高，釺焊後再結晶粒度為500μm或更高，且釺焊後電導率為47％IACS或更大；鋁合金翅片材料的製造方法包括將通過雙帶式系統從上述組成的熔體連續澆鑄的薄板坯在預定條件下冷軋/退火/冷軋/退火/冷軋，且熱交換器製造方法包括在釺焊加熱後將翅片材料以預定速率冷卻。
文檔編號F28F21/08GK102051503SQ201110006830
公開日2011年5月11日 申請日期2007年6月8日 優先權日2006年8月2日
發明者佐佐木智浩, 鈴木秀紀, 長澤雅江, 高橋伸樹 申請人:日本輕金屬株式會社